JP2924798B2 - 磁気抵抗効果薄膜 - Google Patents
磁気抵抗効果薄膜Info
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- H01F10/3281—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn only by use of asymmetry of the magnetic film pair itself, i.e. so-called pseudospin valve [PSV] structure, e.g. NiFe/Cu/Co
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ヘッド等の磁
気センサに用いられる、磁気抵抗効果を有する磁気抵抗
効果薄膜に関する。なお、ミラー指数に用いられる数字
の上のバーは、ＪＩＳに規定されていないので、マイナ
スの記号（−）で代用するものとする。
気センサに用いられる、磁気抵抗効果を有する磁気抵抗
効果薄膜に関する。なお、ミラー指数に用いられる数字
の上のバーは、ＪＩＳに規定されていないので、マイナ
スの記号（−）で代用するものとする。
【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. Phys.)第６７
巻、第９号、５９０８頁〜５９１３頁（１９９０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.Ｍagn.Magn.Mate
r.)第９４巻、Ｌ１頁〜Ｌ５頁（１９９１年）に記載さ
れているように、鉄（Ｆｅ）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１０％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１０ｋＯｅ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. Phys.)第６７
巻、第９号、５９０８頁〜５９１３頁（１９９０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.Ｍagn.Magn.Mate
r.)第９４巻、Ｌ１頁〜Ｌ５頁（１９９１年）に記載さ
れているように、鉄（Ｆｅ）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１０％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１０ｋＯｅ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
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安定値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安定値に固
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（Appl.Phys.Lett.)第
５９膜、第２号、２４０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
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（Phys.Rev.B) 、第４３巻、第１号、１２９７〜１３
００頁（１９９１年）、あるいは特開平４−３５８３１
０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６−３２５９３４号
公報には、軟磁性金属層としてＣｏＦｅ合金、非磁性ス
ペーサ層として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
ブ膜は、一方向に散乱する伝導電子を利用したもので、
５〜１０％程度の磁気抵抗変化率を示す。
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
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安定値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安定値に固
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（Appl.Phys.Lett.)第
５９膜、第２号、２４０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
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（Phys.Rev.B) 、第４３巻、第１号、１２９７〜１３
００頁（１９９１年）、あるいは特開平４−３５８３１
０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６−３２５９３４号
公報には、軟磁性金属層としてＣｏＦｅ合金、非磁性ス
ペーサ層として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
ブ膜は、一方向に散乱する伝導電子を利用したもので、
５〜１０％程度の磁気抵抗変化率を示す。
【０００６】さらに磁気抵抗変化率を大きくするため
に、特開平６−２２３３３６号公報には、フリー層を中
心にしてこの両側に非磁性スペーサ層を介して、反強磁
性体層でピンニングされた軟磁性層を対称に積層した二
重スピンバルブ構造が提案されている。このような二重
スピンバルブ構造にすることによって、いずれの方向に
散乱する伝導電子も利用することができるようになり、
例えば、ジャーナル・オブ・アプライドフィジクス（J.
Appl.Phys)第７８巻、第１号、２７３頁〜２７７頁（１
９９５年）には、２１．５％の磁気抵抗変化率を示す二
重スピンバルブ膜が報告されている。
に、特開平６−２２３３３６号公報には、フリー層を中
心にしてこの両側に非磁性スペーサ層を介して、反強磁
性体層でピンニングされた軟磁性層を対称に積層した二
重スピンバルブ構造が提案されている。このような二重
スピンバルブ構造にすることによって、いずれの方向に
散乱する伝導電子も利用することができるようになり、
例えば、ジャーナル・オブ・アプライドフィジクス（J.
Appl.Phys)第７８巻、第１号、２７３頁〜２７７頁（１
９９５年）には、２１．５％の磁気抵抗変化率を示す二
重スピンバルブ膜が報告されている。
【０００７】以上の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（３．４ｎｍ）／ＦｅＭｎ（１０ｎ
ｍ）／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。
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（３．４ｎｍ）／ＦｅＭｎ（１０ｎ
ｍ）／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。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】スピンドルバルブ膜に
不可欠な反強磁性体交換結合層には、耐食性に優れるこ
と、十分に大きな交換結合磁場を隣接する軟磁性層に与
えることができること等の特性が要求される。ＦｅＭｎ
合金は、交換結合磁場を２００〜４００エルステッド程
度と大きくでき、安定した特性の磁気抵抗を示すものの
耐食性に劣るために、ＦｅＭｎ合金を用いたスピンバル
ブ膜を磁気ヘッド等の磁気センサへ適用する場合、十分
な信頼性を補償するのはむずかしいといわれている。
不可欠な反強磁性体交換結合層には、耐食性に優れるこ
と、十分に大きな交換結合磁場を隣接する軟磁性層に与
えることができること等の特性が要求される。ＦｅＭｎ
合金は、交換結合磁場を２００〜４００エルステッド程
度と大きくでき、安定した特性の磁気抵抗を示すものの
耐食性に劣るために、ＦｅＭｎ合金を用いたスピンバル
ブ膜を磁気ヘッド等の磁気センサへ適用する場合、十分
な信頼性を補償するのはむずかしいといわれている。
【０００９】ＦｅＭｎ合金に替わりうる反強磁性体膜と
して、特開平７−２２０２４６号公報には酸化ニッケル
（ＮｉＯ）、また特開平７−２０２２９２号公報には酸
化ニッケルと酸化コバルト（ＣｏＯ）の超格子を用いた
スピンバルブ膜が開示されている。酸化物反強磁性体を
用いることによって、耐食性に優れたスピンバルブ膜が
形成可能になるものの、これら酸化物反強磁性体の交換
バイアス磁場は、１００エルステッド程度と小さい。磁
気ヘッドとしてスピンバルブを用いる場合、磁気媒体か
らの漏れ磁場の最大値としては、１００エルステッドを
越えることがあるので、反強磁性膜の交換結合磁場が小
さいと、フリー層の磁化のみならず反強磁性体層によっ
て固定されているはずの磁性層の磁化も回転してしま
い、磁気ヘッドとして安定な素子動作ができなくてって
しまう。
して、特開平７−２２０２４６号公報には酸化ニッケル
（ＮｉＯ）、また特開平７−２０２２９２号公報には酸
化ニッケルと酸化コバルト（ＣｏＯ）の超格子を用いた
スピンバルブ膜が開示されている。酸化物反強磁性体を
用いることによって、耐食性に優れたスピンバルブ膜が
形成可能になるものの、これら酸化物反強磁性体の交換
バイアス磁場は、１００エルステッド程度と小さい。磁
気ヘッドとしてスピンバルブを用いる場合、磁気媒体か
らの漏れ磁場の最大値としては、１００エルステッドを
越えることがあるので、反強磁性膜の交換結合磁場が小
さいと、フリー層の磁化のみならず反強磁性体層によっ
て固定されているはずの磁性層の磁化も回転してしま
い、磁気ヘッドとして安定な素子動作ができなくてって
しまう。
【００１０】
【発明の目的】そこで、本発明の目的は、安定な素子動
作が行えるスピンバルブ型の磁気抵抗効果薄膜を提供す
ることにある。
作が行えるスピンバルブ型の磁気抵抗効果薄膜を提供す
ることにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明の磁気抵抗効果薄
膜は、非磁性スペーサ層を介して積層された２つの磁性
層のうち、一方の磁性層の磁化が固定され、他方の磁性
層の磁化が外部磁場に対して回転できるようにしたスピ
ンバルブ膜において、一方の磁性層の磁場を固定するた
めの手段として、（１）少なくとも一方の磁性層が方位
のそろったファセット結晶粒組織を有するスピンバルブ
膜、（２）少なくとも一方の磁性層に接して、方位のそ
ろったファセット結晶粒組織を有する強磁性層を設けた
スピンバルブ膜、（３）少なくとも一方の磁性層に接し
て、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁
性層を設けたスピンバルブ膜、（４）少なくとも一方の
磁性層に接して、方位のそろったファセット結晶粒組織
を有するＣｓＣｌ型金属間化合物層を設けたスピンバル
ブ膜としたものである。
膜は、非磁性スペーサ層を介して積層された２つの磁性
層のうち、一方の磁性層の磁化が固定され、他方の磁性
層の磁化が外部磁場に対して回転できるようにしたスピ
ンバルブ膜において、一方の磁性層の磁場を固定するた
めの手段として、（１）少なくとも一方の磁性層が方位
のそろったファセット結晶粒組織を有するスピンバルブ
膜、（２）少なくとも一方の磁性層に接して、方位のそ
ろったファセット結晶粒組織を有する強磁性層を設けた
スピンバルブ膜、（３）少なくとも一方の磁性層に接し
て、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁
性層を設けたスピンバルブ膜、（４）少なくとも一方の
磁性層に接して、方位のそろったファセット結晶粒組織
を有するＣｓＣｌ型金属間化合物層を設けたスピンバル
ブ膜としたものである。
【００１２】第１の発明では、基板上に設けられた二つ
の磁性層と、これらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ
層より成り、一方の磁性層が方位のそろったファセット
結晶粒組織を有する磁気抵抗効果薄膜であり、少なくと
も、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する磁性
層から非磁性スペーサ層を介して隔てられた磁性層はフ
ァセット結晶粒組織を持たず、方位のそろったファセッ
ト結晶粒組織を有する磁性層が、［１１０］方向にエピ
タキシャル成長した体心立方格子の強磁性金属又は強磁
性金属合金であって、（１１０）面内の＜００１＞方向
に平行に稜を持つ屋根型の構造を有し、かつ（１１０）
面内の＜１１０＞方向に準周期的に連なって並んだ構造
を有することを特徴としている。
の磁性層と、これらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ
層より成り、一方の磁性層が方位のそろったファセット
結晶粒組織を有する磁気抵抗効果薄膜であり、少なくと
も、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する磁性
層から非磁性スペーサ層を介して隔てられた磁性層はフ
ァセット結晶粒組織を持たず、方位のそろったファセッ
ト結晶粒組織を有する磁性層が、［１１０］方向にエピ
タキシャル成長した体心立方格子の強磁性金属又は強磁
性金属合金であって、（１１０）面内の＜００１＞方向
に平行に稜を持つ屋根型の構造を有し、かつ（１１０）
面内の＜１１０＞方向に準周期的に連なって並んだ構造
を有することを特徴としている。
【００１３】第２の発明では、基板上に設けられた二つ
の磁性層と、これらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ
層と、二つの磁性層のうち少なくとも一方の磁性層に、
方位のそろったファセット結晶粒組織を有する強磁性層
が接して設けられた磁気抵抗効果薄膜であり、望ましく
は、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する強磁
性体層に接する磁性体層からスペーサ層を介して隔てら
れた磁性層が、ファセット結晶粒組織を持たず、方位の
そろったファセット結晶粒組織を有する強磁性膜が、
［１１０］方向にエピタキシャル成長した体心立方格子
の強磁性金属膜、強磁性金属膜又は強磁性金属合金膜で
あって、（１１０）面内の＜００１＞方向に平行に稜を
持つ屋根型の構造を有し、かつ（１１０）面内の＜１１
０＞方向に準周期的に連なって並んだ構造を有すること
を特徴としている。
の磁性層と、これらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ
層と、二つの磁性層のうち少なくとも一方の磁性層に、
方位のそろったファセット結晶粒組織を有する強磁性層
が接して設けられた磁気抵抗効果薄膜であり、望ましく
は、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する強磁
性体層に接する磁性体層からスペーサ層を介して隔てら
れた磁性層が、ファセット結晶粒組織を持たず、方位の
そろったファセット結晶粒組織を有する強磁性膜が、
［１１０］方向にエピタキシャル成長した体心立方格子
の強磁性金属膜、強磁性金属膜又は強磁性金属合金膜で
あって、（１１０）面内の＜００１＞方向に平行に稜を
持つ屋根型の構造を有し、かつ（１１０）面内の＜１１
０＞方向に準周期的に連なって並んだ構造を有すること
を特徴としている。
【００１４】第３の発明では、基板上に設けられた二つ
の磁性層と、これらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ
層と、二つの磁性層のうち少なくとも一方の磁性層に、
方位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁性層
が接して設けられた磁気抵抗効果薄膜であり、望ましく
は、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁
性層に接する磁性層からスペーサ層を介して隔てられた
磁性層がファセット結晶粒組織を持たず、方位のそろっ
たファセット結晶粒組織を有する非磁性膜が、［１１
０］方向にエピタキシャル成長した体心立方格子の非磁
性金属膜又は非磁性金属合金膜であって、（１１０）面
内の＜００１＞方向に平行に稜を持つ屋根型の構造を有
し、かつ（１１０）面内の＜１１０＞方向に準周期的に
連なって並んだ構造を有することを特徴としている。
の磁性層と、これらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ
層と、二つの磁性層のうち少なくとも一方の磁性層に、
方位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁性層
が接して設けられた磁気抵抗効果薄膜であり、望ましく
は、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁
性層に接する磁性層からスペーサ層を介して隔てられた
磁性層がファセット結晶粒組織を持たず、方位のそろっ
たファセット結晶粒組織を有する非磁性膜が、［１１
０］方向にエピタキシャル成長した体心立方格子の非磁
性金属膜又は非磁性金属合金膜であって、（１１０）面
内の＜００１＞方向に平行に稜を持つ屋根型の構造を有
し、かつ（１１０）面内の＜１１０＞方向に準周期的に
連なって並んだ構造を有することを特徴としている。
【００１５】第４の発明では、基板上に設けられた二つ
の磁性層と、これらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ
層と、二つの磁性層のうち少なくとも一方の磁性層に接
して設けられた方位のそろったファセット結晶粒組織を
有する非磁性体層から成る磁気抵抗効果薄膜であり、望
ましくは、方位のそろったファセット結晶粒組織を有す
る非磁性体層に接する磁性体層からスペーサ層を介して
隔てられた磁性層がファセット結晶粒組織を持たず、方
位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁性膜
が、［１１０］方向にエピタキシャル成長した塩化セシ
ウム（ＣｓＣｌ）型の結晶構造を持つ金属間化合物であ
って、（１１０）面内の＜００１＞方向に平行に稜を持
つ屋根型の構造を有し、かつ（１１０）面内の＜１１０
＞方向に準周期的に連なって並んだ構造を有することを
特徴としている。
の磁性層と、これらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ
層と、二つの磁性層のうち少なくとも一方の磁性層に接
して設けられた方位のそろったファセット結晶粒組織を
有する非磁性体層から成る磁気抵抗効果薄膜であり、望
ましくは、方位のそろったファセット結晶粒組織を有す
る非磁性体層に接する磁性体層からスペーサ層を介して
隔てられた磁性層がファセット結晶粒組織を持たず、方
位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁性膜
が、［１１０］方向にエピタキシャル成長した塩化セシ
ウム（ＣｓＣｌ）型の結晶構造を持つ金属間化合物であ
って、（１１０）面内の＜００１＞方向に平行に稜を持
つ屋根型の構造を有し、かつ（１１０）面内の＜１１０
＞方向に準周期的に連なって並んだ構造を有することを
特徴としている。
【００１６】なお、以上の発明においては、基板が、サ
ファイヤ（１１-2０）、酸化マグネシウム（１１０）、
水晶（１１-2０）のうちのいずれかであることが望まし
い。
ファイヤ（１１-2０）、酸化マグネシウム（１１０）、
水晶（１１-2０）のうちのいずれかであることが望まし
い。
【００１７】上述したファセット結晶粒組織とは、図５
に示したように、特定の結晶方位方向に成長した単結晶
薄膜（図５では、［１１０］方向に成長した体心立方晶
の単結晶薄膜の例について図示されている。）におい
て、結晶表面に生ずる起伏を持った組織のことである。
一般にこのような表面をファセット表面（段丘表面）と
呼んでいる。ファセット表面が、結晶成長の初期の段階
から形成されると、表面は膜厚の増大とともに表面起伏
の凹凸が大きくなってゆく。そして、表面起伏の一つ一
つが屋根型の形状を持った結晶粒（ファセット結晶粒）
に対応するようになる。ファセット結晶粒は、エピタキ
シャル成長の結果生ずるので、屋根型の稜の方向は特定
の結晶軸方向に一致する。また、一つ一つのファセット
結晶粒の大きさ（屋根型の稜方向の長さａとこれに直交
する方向の長さｂ）は、成長条件や膜厚によって変化す
るものの、平均的には大きさが揃っている。この２つの
理由により、図５に模式的に示したように、ファセット
表面の起伏は準周期的な組織を呈することになる。
に示したように、特定の結晶方位方向に成長した単結晶
薄膜（図５では、［１１０］方向に成長した体心立方晶
の単結晶薄膜の例について図示されている。）におい
て、結晶表面に生ずる起伏を持った組織のことである。
一般にこのような表面をファセット表面（段丘表面）と
呼んでいる。ファセット表面が、結晶成長の初期の段階
から形成されると、表面は膜厚の増大とともに表面起伏
の凹凸が大きくなってゆく。そして、表面起伏の一つ一
つが屋根型の形状を持った結晶粒（ファセット結晶粒）
に対応するようになる。ファセット結晶粒は、エピタキ
シャル成長の結果生ずるので、屋根型の稜の方向は特定
の結晶軸方向に一致する。また、一つ一つのファセット
結晶粒の大きさ（屋根型の稜方向の長さａとこれに直交
する方向の長さｂ）は、成長条件や膜厚によって変化す
るものの、平均的には大きさが揃っている。この２つの
理由により、図５に模式的に示したように、ファセット
表面の起伏は準周期的な組織を呈することになる。
【００１８】第１の発明におけるファセット結晶粒組織
から成る体心立方晶の磁性層、第２の発明におけるファ
セット結晶粒から成る体心立方晶の強磁性層に接する磁
性層、第３の発明におけるファセット結晶粒から成る体
心立方晶の非磁性層に接する磁性層、第４発明における
ファセット結晶粒から成るＣｓＣｌ型金属間化合物層に
接する磁性層には、ファセット結晶粒組織により非常に
大きな一軸磁気異方性が付与される。さらに、一つ一つ
のファセット結晶粒が針状であるために、磁性層のファ
セット結晶粒あるいはファセット結晶粒に接した磁性層
の結晶粒は単磁区粒子として振る舞い、この結果とし
て、ファセット結晶組織を有する磁性層又はファセット
結晶粒組織に接した磁性層の保磁力が非常に大きくな
る。これらの膜をスピンバルブ構造の磁化固定層として
用いた場合には、これらの膜の磁化は外部磁場に対して
簡単には回転しないために、素子の安定動作が実現でき
るものである。
から成る体心立方晶の磁性層、第２の発明におけるファ
セット結晶粒から成る体心立方晶の強磁性層に接する磁
性層、第３の発明におけるファセット結晶粒から成る体
心立方晶の非磁性層に接する磁性層、第４発明における
ファセット結晶粒から成るＣｓＣｌ型金属間化合物層に
接する磁性層には、ファセット結晶粒組織により非常に
大きな一軸磁気異方性が付与される。さらに、一つ一つ
のファセット結晶粒が針状であるために、磁性層のファ
セット結晶粒あるいはファセット結晶粒に接した磁性層
の結晶粒は単磁区粒子として振る舞い、この結果とし
て、ファセット結晶組織を有する磁性層又はファセット
結晶粒組織に接した磁性層の保磁力が非常に大きくな
る。これらの膜をスピンバルブ構造の磁化固定層として
用いた場合には、これらの膜の磁化は外部磁場に対して
簡単には回転しないために、素子の安定動作が実現でき
るものである。
【００１９】
【発明の実施の形態】次に、本発明の第１実施形態につ
いて図面を参照して詳細に説明する。図１に示すよう
に、第１の発明における磁気抵抗効果薄膜では、サファ
イヤ（１１-2０）、酸化マグネシウム（１１０）、水晶
（１１-2０）のいずれかの基板１上に、方位のそろった
ファセット結晶粒組織を有する体心立方晶の磁性層３、
立方晶系又は六方晶系に属する非磁性スペーサ層４、そ
して方位のそろったファセット結晶粒組織を持たない磁
性層５が積層されている。図１では、積層構造を見やす
くするために一部を切り欠いて示してある。磁性層３と
しては、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金、Ｆｅ−Ｓｉ合金、Ｆｅ
−Ｖ合金等のＦｅを主成分とする体心立方合金が適して
いる。非磁性スペーサ層４としては、銅（Ｃｕ）、金
（Ａｕ）、銀（Ａｇ）等の面心立方晶系、若しくは、チ
タン（Ｔｉ）、ルテニウム（Ｒｕ）等の六方晶系に属す
る非磁性金属、又はこれらの合金系が適している。方位
のそろったファセット結晶粒組織を有する体心立方晶の
磁性体層３上に、非磁性スペーサ層４を堆積すると、面
心立方晶系の（１１１）面あるいは六方晶の（０００
１）面が成長し、表面は平坦になる。非磁性スペーサ層
４は、二つの磁性層３，５の間に交換結合を生じさせな
い程度の膜厚、例えば、２ｎｍ〜６ｎｍの範囲でなけれ
ばならない。そして、非磁性スペーサ層４上に、フリー
層となる磁性層５を積層する。磁性層５としては、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、パーマロイ系合金（Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ
−Ｆｅ−Ｃｏ）、センダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ）、Ｃ
ｏ系アモルファス合金軟磁性膜等が適している。２つの
磁性層３，５の膜厚には特に制限はないが、０．４ｎｍ
以下では均一な膜厚を保つことが難しくなるし、一方、
３０ｎｍ以上では成膜上無駄が多く不経済である。
いて図面を参照して詳細に説明する。図１に示すよう
に、第１の発明における磁気抵抗効果薄膜では、サファ
イヤ（１１-2０）、酸化マグネシウム（１１０）、水晶
（１１-2０）のいずれかの基板１上に、方位のそろった
ファセット結晶粒組織を有する体心立方晶の磁性層３、
立方晶系又は六方晶系に属する非磁性スペーサ層４、そ
して方位のそろったファセット結晶粒組織を持たない磁
性層５が積層されている。図１では、積層構造を見やす
くするために一部を切り欠いて示してある。磁性層３と
しては、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金、Ｆｅ−Ｓｉ合金、Ｆｅ
−Ｖ合金等のＦｅを主成分とする体心立方合金が適して
いる。非磁性スペーサ層４としては、銅（Ｃｕ）、金
（Ａｕ）、銀（Ａｇ）等の面心立方晶系、若しくは、チ
タン（Ｔｉ）、ルテニウム（Ｒｕ）等の六方晶系に属す
る非磁性金属、又はこれらの合金系が適している。方位
のそろったファセット結晶粒組織を有する体心立方晶の
磁性体層３上に、非磁性スペーサ層４を堆積すると、面
心立方晶系の（１１１）面あるいは六方晶の（０００
１）面が成長し、表面は平坦になる。非磁性スペーサ層
４は、二つの磁性層３，５の間に交換結合を生じさせな
い程度の膜厚、例えば、２ｎｍ〜６ｎｍの範囲でなけれ
ばならない。そして、非磁性スペーサ層４上に、フリー
層となる磁性層５を積層する。磁性層５としては、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、パーマロイ系合金（Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ
−Ｆｅ−Ｃｏ）、センダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ）、Ｃ
ｏ系アモルファス合金軟磁性膜等が適している。２つの
磁性層３，５の膜厚には特に制限はないが、０．４ｎｍ
以下では均一な膜厚を保つことが難しくなるし、一方、
３０ｎｍ以上では成膜上無駄が多く不経済である。
【００２０】また、図２のように、基板１と磁性層３と
の間に、基板１と磁性層３との間の格子ミスマッチを緩
和するためのバッファー層６を設けてもよい。この場
合、バッファー層６としては体心立方晶系の金属（Ｖ、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、又はこれら
の合金）が望ましい。
の間に、基板１と磁性層３との間の格子ミスマッチを緩
和するためのバッファー層６を設けてもよい。この場
合、バッファー層６としては体心立方晶系の金属（Ｖ、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、又はこれら
の合金）が望ましい。
【００２１】磁性層３の面内には、図３に示すように、
（１１０）面内の＜００１＞方向に平均に稜を持つ屋根
型のファセット結晶粒が（１１０）面内の＜００１＞方
向に準周期的に連なって並んだ構造が形成される。一つ
一つのファセット結晶粒の長さ（ファセットの稜方向の
長さ）ａや幅（ファセットの稜方向の直交する方向の長
さ）ｂは、磁性層３の成長温度、成長速度ならびに膜厚
に依存して変化する。例えば、基板温度を１００℃、成
長速度を０．０４ｎｍ／ｓとしてサファイヤ（１１-2
０）基板上に５０ｎｍのＦｅ（１１０）膜を分子線エピ
タキシャル法により成長させると、平均ファセット長が
８０ｎｍ、ファセット幅が２０ｎｍの方位のそろった図
３のようなファセット結晶粒組織ができる。磁性層３だ
けの膜で、フォトリソグラフィーにより円形のパターン
を切り出し、トルク磁力計により磁気トルクを測定する
と、＜１００＞方向が磁化容易軸、これに直交する＜１
１０＞方向が磁化困難軸であること、（１１０）面内に
は単位体積あたりＫu 〜１０6 erg/cm3 という大きな一
軸異方性が付与されることが分かる。このような一軸異
方性の付与された磁性体薄膜では、図４に示すように、
＜１１０＞方向に磁場を印加した場合は、大きな保磁力
を持った角形の磁気ヒステリシスが得られるのに対し、
困難軸方向に磁場を印加した場合は、磁場に対し直線的
な磁化曲線となる。
（１１０）面内の＜００１＞方向に平均に稜を持つ屋根
型のファセット結晶粒が（１１０）面内の＜００１＞方
向に準周期的に連なって並んだ構造が形成される。一つ
一つのファセット結晶粒の長さ（ファセットの稜方向の
長さ）ａや幅（ファセットの稜方向の直交する方向の長
さ）ｂは、磁性層３の成長温度、成長速度ならびに膜厚
に依存して変化する。例えば、基板温度を１００℃、成
長速度を０．０４ｎｍ／ｓとしてサファイヤ（１１-2
０）基板上に５０ｎｍのＦｅ（１１０）膜を分子線エピ
タキシャル法により成長させると、平均ファセット長が
８０ｎｍ、ファセット幅が２０ｎｍの方位のそろった図
３のようなファセット結晶粒組織ができる。磁性層３だ
けの膜で、フォトリソグラフィーにより円形のパターン
を切り出し、トルク磁力計により磁気トルクを測定する
と、＜１００＞方向が磁化容易軸、これに直交する＜１
１０＞方向が磁化困難軸であること、（１１０）面内に
は単位体積あたりＫu 〜１０6 erg/cm3 という大きな一
軸異方性が付与されることが分かる。このような一軸異
方性の付与された磁性体薄膜では、図４に示すように、
＜１１０＞方向に磁場を印加した場合は、大きな保磁力
を持った角形の磁気ヒステリシスが得られるのに対し、
困難軸方向に磁場を印加した場合は、磁場に対し直線的
な磁化曲線となる。
【００２２】磁性層３のファセット結晶粒は、＜１００
＞方向に長軸、＜１１０＞方向に短軸をもった針状の形
状を持ち、このため一つ一つの結晶粒は単磁区として振
る舞う。よって、磁性層３の容易軸（＜１００＞）方向
に磁場を印加した場合の保磁力Ｈc は、一軸方性エネル
ギーをＫu 、飽和磁化をＭS とすると、Ｈc ＝２Ｋu／
ＭS で与えられ、例えば磁性層３がＦｅの場合、Ｋu 〜
１０6 erg/cm3 、ＭS〜１７００emu/cm3 （Ｆｅの飽和
磁化）であるから、Ｈc 〜１ｋＯｅ程度の保磁力が得ら
れることになる。
＞方向に長軸、＜１１０＞方向に短軸をもった針状の形
状を持ち、このため一つ一つの結晶粒は単磁区として振
る舞う。よって、磁性層３の容易軸（＜１００＞）方向
に磁場を印加した場合の保磁力Ｈc は、一軸方性エネル
ギーをＫu 、飽和磁化をＭS とすると、Ｈc ＝２Ｋu／
ＭS で与えられ、例えば磁性層３がＦｅの場合、Ｋu 〜
１０6 erg/cm3 、ＭS〜１７００emu/cm3 （Ｆｅの飽和
磁化）であるから、Ｈc 〜１ｋＯｅ程度の保磁力が得ら
れることになる。
【００２３】図１のような構成の磁気抵抗効果薄膜に対
して、磁性層３の磁化容易軸方向（ファセットの稜方向
と平行な方向）に外部磁場が印加するような配置で、磁
化と磁気抵抗を測定するとそれぞれの図５及び図６に示
すような結果が得られる。図５及び図６には、磁性層
３，５の磁化の動きを矢印を用いて模式的に示してあ
る。正方向に十分大きな磁場を印加した場合、磁性層
３，５の磁化は強磁性的にそろっている（図５及び図６
のＡ点）。磁性層３の磁化は、方位のそろったファセッ
ト結晶粒組織のために磁区が動きにくくなっており、磁
化回転モードによって磁化が変化する。したがって磁性
層３について、容易軸方向に外部磁場を印加した場合、
大きな保磁力Ｈc1を示す磁化曲線が得られる。磁性層
３，５の磁化が平行にそろった状態から外部磁場を下げ
てくると、磁場ゼロ付近（磁性層５の保磁力Ｈc2に相
当）で、磁性層５の磁化が反転する（図５及び図６のＢ
点）。外部磁場Ｈが０＞Ｈ＞−Ｈc1では、図５及び図６
に示すように磁性層３，５の磁化が反平行にそろった状
態が実現する。さらに、磁場を負方向に大きくすると両
者の磁化が（図５及び図６のＡ点と反対方向に）強磁性
的にそろった状態になる（図５及び図６のＣ点）。この
状態から外部磁場を正方向に大きくしてゆくと、磁場ゼ
ロ付近で、磁性層５の磁化が反転し（図５及び図６のＤ
点）、０＜Ｈ＜Ｈc1の範囲でやはり、図５及び図６に示
すように磁性層３，５の磁化が反平行にそろった状態が
実現する。さらに、磁場を正方向に大きくすると両者の
磁化が強磁性的にそろった図５及び図６のＡ点の状態に
もどる。以上の磁化の動きに対応して、図５に示したよ
うな磁化曲線が得られる。また、二つの磁性層３，５の
磁化が反平行状態にあるとき電気抵抗が高く、平行状態
にあるとき電気抵抗が小さくなるので、電気抵抗は外部
磁場に対して図６のように変化する。ゼロ磁場付近で急
峻な磁気抵抗変化が生じ、磁性層３の保磁力付近までほ
ぼ一定の値を保った後ゼロになる。以上説明したよう
に、磁性層３の磁化は容易軸方向に固定され、非磁性ス
ペーサ層４を介してもう一方の磁性層５の磁化は、磁性
層３とは相互作用がないので、外部磁場の方向に自由に
回転できるため上述したようなスピンバルブ動作が実現
できる。磁性層３の磁化を外部磁化の方向に回転させる
には、例えば、１０6 erg/cm3 程度の一軸異方性が付与
された場合は、Ｈc1＝１ｋＯｅ程度の大きな磁場が必要
になる。すなわち、磁性層３の磁化は見かけ上大きな交
換結合磁場によって固定されているので、磁気ヘッド等
の磁気センサにした場合、この層の磁化は回転すること
がないので、安定したスピンバルブ動作が実現できるも
のである。
して、磁性層３の磁化容易軸方向（ファセットの稜方向
と平行な方向）に外部磁場が印加するような配置で、磁
化と磁気抵抗を測定するとそれぞれの図５及び図６に示
すような結果が得られる。図５及び図６には、磁性層
３，５の磁化の動きを矢印を用いて模式的に示してあ
る。正方向に十分大きな磁場を印加した場合、磁性層
３，５の磁化は強磁性的にそろっている（図５及び図６
のＡ点）。磁性層３の磁化は、方位のそろったファセッ
ト結晶粒組織のために磁区が動きにくくなっており、磁
化回転モードによって磁化が変化する。したがって磁性
層３について、容易軸方向に外部磁場を印加した場合、
大きな保磁力Ｈc1を示す磁化曲線が得られる。磁性層
３，５の磁化が平行にそろった状態から外部磁場を下げ
てくると、磁場ゼロ付近（磁性層５の保磁力Ｈc2に相
当）で、磁性層５の磁化が反転する（図５及び図６のＢ
点）。外部磁場Ｈが０＞Ｈ＞−Ｈc1では、図５及び図６
に示すように磁性層３，５の磁化が反平行にそろった状
態が実現する。さらに、磁場を負方向に大きくすると両
者の磁化が（図５及び図６のＡ点と反対方向に）強磁性
的にそろった状態になる（図５及び図６のＣ点）。この
状態から外部磁場を正方向に大きくしてゆくと、磁場ゼ
ロ付近で、磁性層５の磁化が反転し（図５及び図６のＤ
点）、０＜Ｈ＜Ｈc1の範囲でやはり、図５及び図６に示
すように磁性層３，５の磁化が反平行にそろった状態が
実現する。さらに、磁場を正方向に大きくすると両者の
磁化が強磁性的にそろった図５及び図６のＡ点の状態に
もどる。以上の磁化の動きに対応して、図５に示したよ
うな磁化曲線が得られる。また、二つの磁性層３，５の
磁化が反平行状態にあるとき電気抵抗が高く、平行状態
にあるとき電気抵抗が小さくなるので、電気抵抗は外部
磁場に対して図６のように変化する。ゼロ磁場付近で急
峻な磁気抵抗変化が生じ、磁性層３の保磁力付近までほ
ぼ一定の値を保った後ゼロになる。以上説明したよう
に、磁性層３の磁化は容易軸方向に固定され、非磁性ス
ペーサ層４を介してもう一方の磁性層５の磁化は、磁性
層３とは相互作用がないので、外部磁場の方向に自由に
回転できるため上述したようなスピンバルブ動作が実現
できる。磁性層３の磁化を外部磁化の方向に回転させる
には、例えば、１０6 erg/cm3 程度の一軸異方性が付与
された場合は、Ｈc1＝１ｋＯｅ程度の大きな磁場が必要
になる。すなわち、磁性層３の磁化は見かけ上大きな交
換結合磁場によって固定されているので、磁気ヘッド等
の磁気センサにした場合、この層の磁化は回転すること
がないので、安定したスピンバルブ動作が実現できるも
のである。
【００２４】第１の発明について、実施例によりさらに
詳しく説明する。実施例の成膜にあたっては分子線エピ
タキシャル装置（超高真空蒸着装置）を用いて行った。
蒸着源として電子ビーム蒸着源を用いた。基板上に成長
した各層の表面構造を評価するために反射高速電子線回
折（ＲＨＥＥＤ）用の電子銃ならびに蛍光スクリーンが
備えられている。本分子線エピタキシャル装置の到達真
空度は１×１０-10 torr、成膜時の真空度は１０-9 tor
r 台であった。
詳しく説明する。実施例の成膜にあたっては分子線エピ
タキシャル装置（超高真空蒸着装置）を用いて行った。
蒸着源として電子ビーム蒸着源を用いた。基板上に成長
した各層の表面構造を評価するために反射高速電子線回
折（ＲＨＥＥＤ）用の電子銃ならびに蛍光スクリーンが
備えられている。本分子線エピタキシャル装置の到達真
空度は１×１０-10 torr、成膜時の真空度は１０-9 tor
r 台であった。
【００２５】基板１上に、基板温度Ｔ（℃）、成長速度
Ｒ（ｎｍ／ｓ）の条件で、膜厚ｔ（ｎｍ）の体心立方晶
強磁性金属からなる磁性層３を成長させる。このとき形
成される方位のそろったファセット結晶粒について、フ
ァセットの稜方向の平均長さａ（ｎｍ）と平均ファセッ
ト幅（ファセットの稜方向と直交する方向の長さ）ｂ
（ｎｍ）を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により測定した。
磁性層３の特性について得られた結果を図７に示す。な
お＃１０〜１２は、基板１と磁性層３との間の格子ミス
マッチを緩和することを目的に、膜厚３ｎｍのＮｂから
なるバッファー層６を用いた試料である。バッファー層
６の成長条件は、基板温度ＴB ＝９００℃、成長速度Ｒ
B ＝０．４ｎｍ／ｓとし、バッファー層６として、Ｖ、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ−Ｃｒ合
金、Ｎｂ−Ｔａ合金、Ｍｏ−Ｚｒ合金、Ｈｆ−Ｗ合金に
ついても調べたが、＃１０とほとんど同じ結果であっ
た。
Ｒ（ｎｍ／ｓ）の条件で、膜厚ｔ（ｎｍ）の体心立方晶
強磁性金属からなる磁性層３を成長させる。このとき形
成される方位のそろったファセット結晶粒について、フ
ァセットの稜方向の平均長さａ（ｎｍ）と平均ファセッ
ト幅（ファセットの稜方向と直交する方向の長さ）ｂ
（ｎｍ）を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により測定した。
磁性層３の特性について得られた結果を図７に示す。な
お＃１０〜１２は、基板１と磁性層３との間の格子ミス
マッチを緩和することを目的に、膜厚３ｎｍのＮｂから
なるバッファー層６を用いた試料である。バッファー層
６の成長条件は、基板温度ＴB ＝９００℃、成長速度Ｒ
B ＝０．４ｎｍ／ｓとし、バッファー層６として、Ｖ、
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ−Ｃｒ合
金、Ｎｂ−Ｔａ合金、Ｍｏ−Ｚｒ合金、Ｈｆ−Ｗ合金に
ついても調べたが、＃１０とほとんど同じ結果であっ
た。
【００２６】次に、図７で作製したそれぞれの磁性層３
の上に、室温で、３ｎｍの非磁性スペーサ層４及び５ｎ
ｍの磁性層をを順次積層し、図１（＃１〜９）あるいは
図２（＃１０〜１２）の構成の積層膜を形成する。フォ
トリソグラフィーにより作製した抵抗測定用のパターン
を用いて、室温で、１．５ｋＯｅまでの磁場中で、直流
４端子法により磁気抵抗を測定した。図５に示した体心
立方晶の強磁性層の磁化が反転する磁場Ｈc1、磁性層５
の磁化が反転する磁場Ｈc2、及び磁気抵抗比ＭＲを図８
にまとめた。なお、比較例としてファセット結晶粒組織
を持たないFe50 Co50( 膜厚３ｎｍ）上に、非磁性スペー
サ層として２．５ｎｍのＣｕ層、フリー磁性層として３
ｎｍのNi81Fe19層を積層した構造について、Ｈc1、
Ｈc2、ＭＲを測定したところ、それぞれ、５０Ｏｅ、５
Ｏｅ、５％であった。このとき、Fe50Co50層がファセッ
ト結晶粒組織を持たないようにするために、基板１とし
てガラスを用いた。図８に示すように、第１の発明によ
れば、Ｈc1の値を十分に大きくとることができるため
に、安定な素子動作が実現できるものである。
の上に、室温で、３ｎｍの非磁性スペーサ層４及び５ｎ
ｍの磁性層をを順次積層し、図１（＃１〜９）あるいは
図２（＃１０〜１２）の構成の積層膜を形成する。フォ
トリソグラフィーにより作製した抵抗測定用のパターン
を用いて、室温で、１．５ｋＯｅまでの磁場中で、直流
４端子法により磁気抵抗を測定した。図５に示した体心
立方晶の強磁性層の磁化が反転する磁場Ｈc1、磁性層５
の磁化が反転する磁場Ｈc2、及び磁気抵抗比ＭＲを図８
にまとめた。なお、比較例としてファセット結晶粒組織
を持たないFe50 Co50( 膜厚３ｎｍ）上に、非磁性スペー
サ層として２．５ｎｍのＣｕ層、フリー磁性層として３
ｎｍのNi81Fe19層を積層した構造について、Ｈc1、
Ｈc2、ＭＲを測定したところ、それぞれ、５０Ｏｅ、５
Ｏｅ、５％であった。このとき、Fe50Co50層がファセッ
ト結晶粒組織を持たないようにするために、基板１とし
てガラスを用いた。図８に示すように、第１の発明によ
れば、Ｈc1の値を十分に大きくとることができるため
に、安定な素子動作が実現できるものである。
【００２７】次に、本発明の第２実施形態について図面
を参照して詳細に説明する。第２の発明の磁気抵抗効果
薄膜は、図９に示すように、サファイヤ（１１-2０）、
酸化マグネシウム（１１０）、水晶（１１-2０）のうち
のいずれかの基板１１上に方位のそろったファセット結
晶粒組織を有する体心立方晶の強磁性層１２、磁性層１
３、非磁性スペーサ層１４、そして方位のそろったファ
セット結晶粒組織を持たない磁性層１５が積層されてい
る。図９では、積層構造を見やすくするために一部を切
り欠いて示してある。強磁性層１２としては、Ｆｅ、Ｆ
ｅ−Ｃｏ合金、Ｆｅを主成分とする体心立方合金等が適
している。強磁性層１２の上に積層する磁性体１３とし
ては、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金等のような体心立方晶の強
磁性体であっても、Ｎｉ、パーマロイ系合金のような面
心立方晶の強磁性体又はＣｏやＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ合金、
Ｃｏ−Ｐｔ合金のような六方晶の強磁性体や希土類−コ
バルト系金属間化合物強磁性体であってもよい。非磁性
スペーサ層１４としては、立方晶系のＣｕ、Ａｕ、Ａｇ
又は六方晶系のＴｉ、Ｒｕ等が好ましい。非磁性スペー
サ層１４は、両側の磁性層１３，１５の間に交換結合を
生じさせない程度の膜厚、例えば２ｎｍ〜６ｎｍの範囲
内でなければならない。磁性層１５としては、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ、パーマロイ系合金（Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ
−Ｃｏ）、センダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ）、Ｃｏ系ア
モルファス合金等が望ましい。強磁性層１２及び磁性層
１３，１５の膜厚は、特に制限はないが、０．４ｎｍ以
下では均一な膜厚を保つことが難しくなるし、一方、３
０ｎｍ以上では成膜上無駄が多く不経済である。
を参照して詳細に説明する。第２の発明の磁気抵抗効果
薄膜は、図９に示すように、サファイヤ（１１-2０）、
酸化マグネシウム（１１０）、水晶（１１-2０）のうち
のいずれかの基板１１上に方位のそろったファセット結
晶粒組織を有する体心立方晶の強磁性層１２、磁性層１
３、非磁性スペーサ層１４、そして方位のそろったファ
セット結晶粒組織を持たない磁性層１５が積層されてい
る。図９では、積層構造を見やすくするために一部を切
り欠いて示してある。強磁性層１２としては、Ｆｅ、Ｆ
ｅ−Ｃｏ合金、Ｆｅを主成分とする体心立方合金等が適
している。強磁性層１２の上に積層する磁性体１３とし
ては、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金等のような体心立方晶の強
磁性体であっても、Ｎｉ、パーマロイ系合金のような面
心立方晶の強磁性体又はＣｏやＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ合金、
Ｃｏ−Ｐｔ合金のような六方晶の強磁性体や希土類−コ
バルト系金属間化合物強磁性体であってもよい。非磁性
スペーサ層１４としては、立方晶系のＣｕ、Ａｕ、Ａｇ
又は六方晶系のＴｉ、Ｒｕ等が好ましい。非磁性スペー
サ層１４は、両側の磁性層１３，１５の間に交換結合を
生じさせない程度の膜厚、例えば２ｎｍ〜６ｎｍの範囲
内でなければならない。磁性層１５としては、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ、パーマロイ系合金（Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ
−Ｃｏ）、センダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ）、Ｃｏ系ア
モルファス合金等が望ましい。強磁性層１２及び磁性層
１３，１５の膜厚は、特に制限はないが、０．４ｎｍ以
下では均一な膜厚を保つことが難しくなるし、一方、３
０ｎｍ以上では成膜上無駄が多く不経済である。
【００２８】また、図１０のように、基板１１と強磁性
層１２との間に、基板１１と強磁性層１２との間の格子
ミスマッチを緩和するためのバッファー層１６を設けて
もよい。この場合、バッファー層１６としては体心立方
晶系の金属（Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ，Ｔ
ａ、Ｗ、又はこれらの合金）が望ましい。
層１２との間に、基板１１と強磁性層１２との間の格子
ミスマッチを緩和するためのバッファー層１６を設けて
もよい。この場合、バッファー層１６としては体心立方
晶系の金属（Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ，Ｔ
ａ、Ｗ、又はこれらの合金）が望ましい。
【００２９】強磁性層１２に接した磁性層１３には、強
磁性層１２との静磁結合により、面内に一軸磁気異方性
が誘起される。この場合、強磁性層１２の磁化容易軸
（ファセット結晶粒の稜方向に平行な方向）、磁化困難
軸（ファセット結晶粒の稜方向と直交する方向）は、そ
れぞれ、磁性層１３の磁化容易軸と磁化困難軸と一致す
る。強磁性層１２を導入することによって、この上の磁
性層１３の保磁力は、これがないときに比べ大きくな
る。図４に示すように、＜１００＞方向に磁場を印加し
た場合は、大きな保磁力を持った角形の磁気ヒステリシ
スが得られるのに対し、困難軸方向に磁場を印加した場
合は、磁場に対し直線的な磁化曲線となる。
磁性層１２との静磁結合により、面内に一軸磁気異方性
が誘起される。この場合、強磁性層１２の磁化容易軸
（ファセット結晶粒の稜方向に平行な方向）、磁化困難
軸（ファセット結晶粒の稜方向と直交する方向）は、そ
れぞれ、磁性層１３の磁化容易軸と磁化困難軸と一致す
る。強磁性層１２を導入することによって、この上の磁
性層１３の保磁力は、これがないときに比べ大きくな
る。図４に示すように、＜１００＞方向に磁場を印加し
た場合は、大きな保磁力を持った角形の磁気ヒステリシ
スが得られるのに対し、困難軸方向に磁場を印加した場
合は、磁場に対し直線的な磁化曲線となる。
【００３０】強磁性層１２のファセット結晶粒は、＜１
００＞方向に長軸、＜１１０＞方向に短軸をもった針状
の単磁区になっているために、ファセット結晶粒組織を
有する体心立方晶磁性層１２の容易軸（＜１００＞）方
向に磁場を印可した場合の保磁力Ｈc は、一軸異方性エ
ネルギーをＫu 、飽和磁化をＭS とすると、Ｈc ＝２Ｋ
u ／ＭS で与えられるから、例えば、体心立方晶磁性層
１２がＦｅの場合、Ｋu 〜１０6 erg/cm3 、ＭS 〜１７
００emu/cm3 （Ｆｅの飽和磁化）とすると、Ｈc 〜１ｋ
Ｏｅ程度の保磁力が得られる。このような大きな保磁力
を有する強磁性層１２との静磁結合により、この上に成
長した磁性層１３の保磁力も同程度に大きくなる。
００＞方向に長軸、＜１１０＞方向に短軸をもった針状
の単磁区になっているために、ファセット結晶粒組織を
有する体心立方晶磁性層１２の容易軸（＜１００＞）方
向に磁場を印可した場合の保磁力Ｈc は、一軸異方性エ
ネルギーをＫu 、飽和磁化をＭS とすると、Ｈc ＝２Ｋ
u ／ＭS で与えられるから、例えば、体心立方晶磁性層
１２がＦｅの場合、Ｋu 〜１０6 erg/cm3 、ＭS 〜１７
００emu/cm3 （Ｆｅの飽和磁化）とすると、Ｈc 〜１ｋ
Ｏｅ程度の保磁力が得られる。このような大きな保磁力
を有する強磁性層１２との静磁結合により、この上に成
長した磁性層１３の保磁力も同程度に大きくなる。
【００３１】図２のような構成の磁気抵抗効果薄膜に対
して、強磁性層１２の上の磁性層１３の磁化容易軸方向
（強磁性層１２のファセットの稜方向と平行な方向）に
外部磁場が印加するような配置で、磁化と磁気抵抗を測
定するとそれぞれの図５及び図６に示すような結果が得
られる。図５及び図６には、磁性層１３，１５の磁化の
動きを矢印を用いて模式的に示してある。正方向に十分
大きな磁場を印加した場合、磁性層１３，１５の磁化は
強磁性的にそろっている（図５及び図６のＡ点）。磁性
層１３の磁化は、方位のそろったファセット結晶粒組織
のために磁区が動きにくくなっており、磁化回転モード
によって磁化が変化する。したがって、磁性膜１３単体
について、容易軸方向に外部磁場を印加した場合、大き
な保磁力Ｈc1を示す磁化曲線が得られる。磁性層１３，
１５の磁化が平行にそろった状態から外部磁場を下げて
くると、磁場ゼロ付近（磁性層１５の保磁力Ｈc2に相
当)で、磁性層１５の磁化が反転する（図５及び図６の
Ｂ点）。外部磁場Ｈが０＞Ｈ＞−Ｈc1の範囲では、図５
及び図６に示すように磁性層１３，１５の磁化が反平行
にそろった状態が実現する。さらに、磁場を負方向に大
きくすると両者の磁化が（図５及び図６のＡ点と反対方
向に）強磁性的にそろった状態になる（図５及び図６の
Ｃ点）。この状態から外部磁場を正方向に大きくしてゆ
くと、磁場ゼロ付近で、磁性層１５の磁化が反転し（図
５及び図６のＤ点）、０＜Ｈ＜Ｈc1の範囲でやはり、図
５及び図６に示すように磁性層１３，１５の磁化が反平
行にそろった状態が実現する。さらに、磁場を正方向に
大きくすると両者の磁化が強磁性的にそろった図５及び
図６のＡ点の状態にもどる。
して、強磁性層１２の上の磁性層１３の磁化容易軸方向
（強磁性層１２のファセットの稜方向と平行な方向）に
外部磁場が印加するような配置で、磁化と磁気抵抗を測
定するとそれぞれの図５及び図６に示すような結果が得
られる。図５及び図６には、磁性層１３，１５の磁化の
動きを矢印を用いて模式的に示してある。正方向に十分
大きな磁場を印加した場合、磁性層１３，１５の磁化は
強磁性的にそろっている（図５及び図６のＡ点）。磁性
層１３の磁化は、方位のそろったファセット結晶粒組織
のために磁区が動きにくくなっており、磁化回転モード
によって磁化が変化する。したがって、磁性膜１３単体
について、容易軸方向に外部磁場を印加した場合、大き
な保磁力Ｈc1を示す磁化曲線が得られる。磁性層１３，
１５の磁化が平行にそろった状態から外部磁場を下げて
くると、磁場ゼロ付近（磁性層１５の保磁力Ｈc2に相
当)で、磁性層１５の磁化が反転する（図５及び図６の
Ｂ点）。外部磁場Ｈが０＞Ｈ＞−Ｈc1の範囲では、図５
及び図６に示すように磁性層１３，１５の磁化が反平行
にそろった状態が実現する。さらに、磁場を負方向に大
きくすると両者の磁化が（図５及び図６のＡ点と反対方
向に）強磁性的にそろった状態になる（図５及び図６の
Ｃ点）。この状態から外部磁場を正方向に大きくしてゆ
くと、磁場ゼロ付近で、磁性層１５の磁化が反転し（図
５及び図６のＤ点）、０＜Ｈ＜Ｈc1の範囲でやはり、図
５及び図６に示すように磁性層１３，１５の磁化が反平
行にそろった状態が実現する。さらに、磁場を正方向に
大きくすると両者の磁化が強磁性的にそろった図５及び
図６のＡ点の状態にもどる。
【００３２】以上の磁化の動きに対応して、図５に示し
たような磁化曲線が得られる。また、磁性層１３，１５
の二つの磁性層の磁化が反平行状態にあるとき電気抵抗
が高く、平行状態にあるとき電気抵抗が小さくなるの
で、電気抵抗は外部磁場に対して図６のように変化す
る。ゼロ磁場付近で急峻な磁気抵抗変化が生じ、磁性膜
１３の保磁力付近までほぼ一定の値を保った後ゼロにな
る。以上説明したように、磁性層１３の磁化は、容易軸
方向に固定され、非磁性スペーサ層１４を介してもう一
方の磁性層１５の磁化は、磁性層１３とは相互作用がな
いので、外部磁場の方向に自由に回転できるために上述
したようなスピンバルブ動作が実現できる。磁性層１３
の磁化を外部磁化の方向に回転させるには、例えば、１
０6 erg/cm3程度の一軸異方性を付与した場合は、Ｈc1
＝１ｋＯｅ程度の大きな磁場が必要になる。すなわち、
磁性層１３の磁化は、見かけ上大きな交換結合磁場によ
って固定されているので、磁気ヘッド等の磁気センサに
した場合、この層の磁化は回転することがないので、安
定したスピンバルブ動作が実現できるものである。
たような磁化曲線が得られる。また、磁性層１３，１５
の二つの磁性層の磁化が反平行状態にあるとき電気抵抗
が高く、平行状態にあるとき電気抵抗が小さくなるの
で、電気抵抗は外部磁場に対して図６のように変化す
る。ゼロ磁場付近で急峻な磁気抵抗変化が生じ、磁性膜
１３の保磁力付近までほぼ一定の値を保った後ゼロにな
る。以上説明したように、磁性層１３の磁化は、容易軸
方向に固定され、非磁性スペーサ層１４を介してもう一
方の磁性層１５の磁化は、磁性層１３とは相互作用がな
いので、外部磁場の方向に自由に回転できるために上述
したようなスピンバルブ動作が実現できる。磁性層１３
の磁化を外部磁化の方向に回転させるには、例えば、１
０6 erg/cm3程度の一軸異方性を付与した場合は、Ｈc1
＝１ｋＯｅ程度の大きな磁場が必要になる。すなわち、
磁性層１３の磁化は、見かけ上大きな交換結合磁場によ
って固定されているので、磁気ヘッド等の磁気センサに
した場合、この層の磁化は回転することがないので、安
定したスピンバルブ動作が実現できるものである。
【００３３】第２の発明について、実施例によりさらに
詳しく説明する。実施例の成膜にあたっては分子線エピ
タキシャル装置（超高真空蒸着装置）を用いて行った。
蒸着源として電子ビーム蒸着源を用いた。基板上に成長
した各層の表面構造を評価するために反射高速電子線回
折（ＲＨＥＥＤ）用の電子銃ならびに蛍光スクリーンが
備えている。本分子線エピタキシャル装置の到達真空度
は１×１０-10 torr、成膜時の真空度は１０-9 torr 台
であった。
詳しく説明する。実施例の成膜にあたっては分子線エピ
タキシャル装置（超高真空蒸着装置）を用いて行った。
蒸着源として電子ビーム蒸着源を用いた。基板上に成長
した各層の表面構造を評価するために反射高速電子線回
折（ＲＨＥＥＤ）用の電子銃ならびに蛍光スクリーンが
備えている。本分子線エピタキシャル装置の到達真空度
は１×１０-10 torr、成膜時の真空度は１０-9 torr 台
であった。
【００３４】基板１１上に、基板温度Ｔ（℃）、成長速
度Ｒ（ｎｍ／ｓ）の条件で、膜厚ｔ（ｎｍ）の強磁性層
１２を成長させる。このとき形成される方位のそろった
ファセット結晶粒について、ファセットの稜方向の平均
長さａ（ｎｍ）と平均ファセット幅（ファセットの稜方
向と直交する方向の長さ）ｂ（ｎｍ）を原子間力顕微鏡
（ＡＦＭ）により測定した。強磁性層１２の特性につい
て得られた結果を図１１に示す。なお＃２２〜２４は、
基板１１と強磁性層１２の間の格子ミスマッチを緩和す
ることを目的に、膜厚３ｎｍのＮｂからなるバッファー
層１６を用いた試料である。バッファー層１６の成長条
件は、基板温度ＴB ＝９００℃、成長速度ＲB ＝０．４
ｎｍ／ｓとした。バッファー層１６として、Ｖ、Ｃｒ、
Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ−Ｃｒ合金、Ｎｂ−Ｔａ合
金、Ｍｏ−Ｚｒ合金、Ｈｆ−Ｗ合金についても調べた
が、＃２２〜２４とほとんど同じ結果であった。
度Ｒ（ｎｍ／ｓ）の条件で、膜厚ｔ（ｎｍ）の強磁性層
１２を成長させる。このとき形成される方位のそろった
ファセット結晶粒について、ファセットの稜方向の平均
長さａ（ｎｍ）と平均ファセット幅（ファセットの稜方
向と直交する方向の長さ）ｂ（ｎｍ）を原子間力顕微鏡
（ＡＦＭ）により測定した。強磁性層１２の特性につい
て得られた結果を図１１に示す。なお＃２２〜２４は、
基板１１と強磁性層１２の間の格子ミスマッチを緩和す
ることを目的に、膜厚３ｎｍのＮｂからなるバッファー
層１６を用いた試料である。バッファー層１６の成長条
件は、基板温度ＴB ＝９００℃、成長速度ＲB ＝０．４
ｎｍ／ｓとした。バッファー層１６として、Ｖ、Ｃｒ、
Ｚｒ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ−Ｃｒ合金、Ｎｂ−Ｔａ合
金、Ｍｏ−Ｚｒ合金、Ｈｆ−Ｗ合金についても調べた
が、＃２２〜２４とほとんど同じ結果であった。
【００３５】次に、図１１で作製したそれぞれの強磁性
層１２の上に、室温で、５ｎｍの磁性層１３、３ｎｍの
非磁性スペーサ層１４及び２．５ｎｍの磁性層１５を順
次積層し、図９（＃１３〜２１）又は図１０（＃２２〜
２４）の構成の積層膜を形成する。フォトリソグラフィ
ーにより作製した抵抗測定用のパターンを用いて、室温
で、１．５ｋＯｅまでの磁場中で、直流４端子法により
磁気抵抗を測定した。図５に示した磁性層１３の磁化が
反転する磁場Ｈc1、磁性層４の磁化が反転する磁場
Ｈc2、ならびに磁気抵抗比ＭＲを図１２にまとめた。な
お、比較例としてファセット結晶粒組織をもたないＦｅ
（膜厚３ｎｍ）上に、磁性層として１．５ｎｍのＮｉ
層、非磁性スペーサ層として２. 5 ｎｍのＣｕ層、フリ
ー磁性層として３ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層を積層した構造
について、Ｈc1、Ｈc2、ＭＲを測定したところ、それぞ
れ、６０Ｏｅ、５Ｏｅ、４％であった。Ｆｅ層がファセ
ット結晶粒組織を持たないようにするために、基板１１
としてガラスを用いた。図１２に示すように、第２の発
明によれば、Ｈc1の値を十分に大きくとることができる
ために、安定なスピンバルブ動作が実現できるものであ
る。
層１２の上に、室温で、５ｎｍの磁性層１３、３ｎｍの
非磁性スペーサ層１４及び２．５ｎｍの磁性層１５を順
次積層し、図９（＃１３〜２１）又は図１０（＃２２〜
２４）の構成の積層膜を形成する。フォトリソグラフィ
ーにより作製した抵抗測定用のパターンを用いて、室温
で、１．５ｋＯｅまでの磁場中で、直流４端子法により
磁気抵抗を測定した。図５に示した磁性層１３の磁化が
反転する磁場Ｈc1、磁性層４の磁化が反転する磁場
Ｈc2、ならびに磁気抵抗比ＭＲを図１２にまとめた。な
お、比較例としてファセット結晶粒組織をもたないＦｅ
（膜厚３ｎｍ）上に、磁性層として１．５ｎｍのＮｉ
層、非磁性スペーサ層として２. 5 ｎｍのＣｕ層、フリ
ー磁性層として３ｎｍのＮｉ81Ｆｅ19層を積層した構造
について、Ｈc1、Ｈc2、ＭＲを測定したところ、それぞ
れ、６０Ｏｅ、５Ｏｅ、４％であった。Ｆｅ層がファセ
ット結晶粒組織を持たないようにするために、基板１１
としてガラスを用いた。図１２に示すように、第２の発
明によれば、Ｈc1の値を十分に大きくとることができる
ために、安定なスピンバルブ動作が実現できるものであ
る。
【００３６】次に、本発明の第３実施形態について図面
を参照して詳細に説明する。第３の発明の磁気抵抗効果
薄膜は、図１３に示すように、サファイヤ（１１-2
０）、酸化マグネシウム（１１０）、水晶（１１-2０）
のうちのいずれかの基板２１上に方位のそろったファセ
ット結晶粒組織を有する体心立方晶の非磁性層２２、磁
性層２３、立方晶系又は六方晶系に属する非磁性スペー
サ層２４、そして方位のそろったファセット結晶粒組織
を持たない磁性層２５が積層されている。図１３では、
積層構造を見やすくするために一部を切り欠いて示して
ある。非磁性層２２としては、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、又はこれらの合金が適している。非磁
性層２２の上に積層する磁性層２３としては、Ｆｅ、Ｆ
ｅ−Ｓｉ合金、Ｆｅ−Ｃｏ合金等のような体心立方晶の
強磁性体であっても、Ｎｉ、パーマロイ系合金のような
面心立方晶の強磁性体あるいはＣｏ、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｔａ
合金、Ｃｏ−Ｐｔ合金のような六方晶の強磁性体や希土
類−コバルト系金属間化合物の強磁性体であってもよ
い。非磁性スペーサ層２４は、両側の磁性層２３，２５
の間に交換結合を生じさせない程度の膜厚、例えば、２
ｎｍ〜６ｎｍの範囲内であることが望ましい。非磁性ス
ペーサー層２４としては、立方晶系のＣｕ、Ａｕ、Ａｇ
又は六方晶系のＴｉ、Ｒｕ等が望ましい。磁性層２５と
しては、Ｆｅ、Ｃｏ、パーマロイ系合金（Ｎｉ−Ｆｅ、
Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ）、センダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓ
ｉ）、Ｃｏ系アモルファス合金等が望ましい。非磁性層
２２及び２つの磁性層２３，２５の膜厚には特に制限は
ないが、０．４ｎｍ以下では均一な膜厚を保つことが難
しくなるし、一方、３０ｎｍ以上では成膜上無駄が多く
不経済である。
を参照して詳細に説明する。第３の発明の磁気抵抗効果
薄膜は、図１３に示すように、サファイヤ（１１-2
０）、酸化マグネシウム（１１０）、水晶（１１-2０）
のうちのいずれかの基板２１上に方位のそろったファセ
ット結晶粒組織を有する体心立方晶の非磁性層２２、磁
性層２３、立方晶系又は六方晶系に属する非磁性スペー
サ層２４、そして方位のそろったファセット結晶粒組織
を持たない磁性層２５が積層されている。図１３では、
積層構造を見やすくするために一部を切り欠いて示して
ある。非磁性層２２としては、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、
Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、又はこれらの合金が適している。非磁
性層２２の上に積層する磁性層２３としては、Ｆｅ、Ｆ
ｅ−Ｓｉ合金、Ｆｅ−Ｃｏ合金等のような体心立方晶の
強磁性体であっても、Ｎｉ、パーマロイ系合金のような
面心立方晶の強磁性体あるいはＣｏ、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｔａ
合金、Ｃｏ−Ｐｔ合金のような六方晶の強磁性体や希土
類−コバルト系金属間化合物の強磁性体であってもよ
い。非磁性スペーサ層２４は、両側の磁性層２３，２５
の間に交換結合を生じさせない程度の膜厚、例えば、２
ｎｍ〜６ｎｍの範囲内であることが望ましい。非磁性ス
ペーサー層２４としては、立方晶系のＣｕ、Ａｕ、Ａｇ
又は六方晶系のＴｉ、Ｒｕ等が望ましい。磁性層２５と
しては、Ｆｅ、Ｃｏ、パーマロイ系合金（Ｎｉ−Ｆｅ、
Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ）、センダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓ
ｉ）、Ｃｏ系アモルファス合金等が望ましい。非磁性層
２２及び２つの磁性層２３，２５の膜厚には特に制限は
ないが、０．４ｎｍ以下では均一な膜厚を保つことが難
しくなるし、一方、３０ｎｍ以上では成膜上無駄が多く
不経済である。
【００３７】また図１４のように、基板２１と非磁性層
２２との間に、基板２１と非磁性層２２の間の格子ミス
マッチを緩和するためのバッファー層２６を設けてもよ
い。この場合、バッファー層２６としては、体心立方晶
系の金属（Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、
Ｗ、又はこれらの合金）が望ましい。
２２との間に、基板２１と非磁性層２２の間の格子ミス
マッチを緩和するためのバッファー層２６を設けてもよ
い。この場合、バッファー層２６としては、体心立方晶
系の金属（Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、
Ｗ、又はこれらの合金）が望ましい。
【００３８】非磁性層２２に接した磁性層２３は、非磁
性層２２の膜組織の影響を受けて面内に一軸磁気異方性
が誘起される。この場合、非磁性層２２のファセット結
晶粒の稜方向に平行な方向が磁化容易軸となり、これに
直交する方向が磁化困難軸となる。非磁性層２２を導入
することによって、この上の磁性層２３の保磁力は、こ
れがないときに比べ大きくなる。図４示すように＜１０
０＞方向に磁場を印加した場合は、大きな保磁力を持っ
た角形の磁気ヒステリシスが得られるのに対し、困難軸
方向に磁場を印加した場合は、磁場に対し直線的な磁化
曲線となる。
性層２２の膜組織の影響を受けて面内に一軸磁気異方性
が誘起される。この場合、非磁性層２２のファセット結
晶粒の稜方向に平行な方向が磁化容易軸となり、これに
直交する方向が磁化困難軸となる。非磁性層２２を導入
することによって、この上の磁性層２３の保磁力は、こ
れがないときに比べ大きくなる。図４示すように＜１０
０＞方向に磁場を印加した場合は、大きな保磁力を持っ
た角形の磁気ヒステリシスが得られるのに対し、困難軸
方向に磁場を印加した場合は、磁場に対し直線的な磁化
曲線となる。
【００３９】非磁性層２２のファセット結晶粒は、＜１
００＞方向に長軸、＜１１０＞方向に短軸をもった針状
結晶粒である。この上に成長する磁性層２３の結晶粒も
下地に合わせて針状となる。一つ一つの針状結晶粒は単
磁区として振る舞うために、非磁性層２２上に成長した
磁性膜２３は、非磁性層２２の＜１００＞方向が容易軸
となって、この方向に磁場を印加した場合の保磁力Ｈc
は、一軸異方性エネルギーをＫu 、飽和磁化をＭS とす
ると、Ｈc ＝２Ｋu ／ＭS で与えられる。例えば、磁性
層２３をＦｅとすると、Ｋu 〜１０6 erg/cm3 、ＭS 〜
１７００emu/cm3 （Ｆｅの飽和磁化）となって、Ｈc 〜
１ｋＯｅ程度の保磁力が得られる。
００＞方向に長軸、＜１１０＞方向に短軸をもった針状
結晶粒である。この上に成長する磁性層２３の結晶粒も
下地に合わせて針状となる。一つ一つの針状結晶粒は単
磁区として振る舞うために、非磁性層２２上に成長した
磁性膜２３は、非磁性層２２の＜１００＞方向が容易軸
となって、この方向に磁場を印加した場合の保磁力Ｈc
は、一軸異方性エネルギーをＫu 、飽和磁化をＭS とす
ると、Ｈc ＝２Ｋu ／ＭS で与えられる。例えば、磁性
層２３をＦｅとすると、Ｋu 〜１０6 erg/cm3 、ＭS 〜
１７００emu/cm3 （Ｆｅの飽和磁化）となって、Ｈc 〜
１ｋＯｅ程度の保磁力が得られる。
【００４０】図１３のような構成の磁気抵抗効果薄膜に
対して、非磁性層２２のファセットの稜方向と平行な方
向に外部磁場が印加するような配置で、磁化と磁気抵抗
を測定するとそれぞれの図５及び図６に示すような結果
が得られる。図５及び図６には、非磁性層２２の上に形
成した磁性層２３，２５の磁化の動きを矢印を用いて模
式的に示してある。正方向に十分大きな磁場を印加した
場合、磁性層２３，２５の磁化は強磁性的にそろってい
る（図５及び図６のＡ点）。磁性層２３の磁化は、非磁
性層２２の組織の影響を受けて、磁区が動きにくくなっ
ており、磁化回転モードによって磁化が変化する。した
がって磁性膜２３について、容易軸方向に外部磁場を印
加した場合、大きな保磁力Ｈc1を示す磁化曲線が得られ
る。磁性層２３，２５の磁化が平行にそろった状態から
外部磁場を下げてくると、磁場ゼロ付近（磁性層２５の
保磁力Ｈc2に相当）で、磁性層２５の磁化が反転する
（図５及び図６のＢ点）。外部磁場Ｈが０＞Ｈ＞−Ｈc1
の範囲では、図５及び図６に示すように磁性層２３，２
５の磁化が反平行にそろった状態が実現する。さらに、
磁場を負方向に大きくすると両者の磁化が（図５及び図
６のＡ点と反対方向に）強磁性的にそろった状態になる
（図５及び図６のＣ点）。この状態から外部磁場を正方
向に大きくしてゆくと、磁場ゼロ付近で、磁性層２５の
磁化が反転し（図５及び図６のＤ点）、０＜Ｈ＜c1の範
囲でやはり、図５及び図６に示すように磁性層２３，２
５の磁化が反平行にそろった状態が実現する。さらに、
磁場を正方向に大きくすると両者の磁化が強磁性的にそ
ろった図５及び図６のＡ点の状態にもどる。以上の磁化
の動きに対応して、図５に示したような磁化曲線が得ら
れる。また、二つの磁性層２３，２５の磁化が反平行状
態にあるとき電気抵抗が高く、平行状態にあるとき電気
抵抗が小さくなるので、電気抵抗は外部磁場に対して図
６のように変化する。ゼロ磁場付近で急峻な磁気抵抗変
化が生じ、磁性層２３の保磁力付近まではほぼ一定の値
を保った後ゼロになる。
対して、非磁性層２２のファセットの稜方向と平行な方
向に外部磁場が印加するような配置で、磁化と磁気抵抗
を測定するとそれぞれの図５及び図６に示すような結果
が得られる。図５及び図６には、非磁性層２２の上に形
成した磁性層２３，２５の磁化の動きを矢印を用いて模
式的に示してある。正方向に十分大きな磁場を印加した
場合、磁性層２３，２５の磁化は強磁性的にそろってい
る（図５及び図６のＡ点）。磁性層２３の磁化は、非磁
性層２２の組織の影響を受けて、磁区が動きにくくなっ
ており、磁化回転モードによって磁化が変化する。した
がって磁性膜２３について、容易軸方向に外部磁場を印
加した場合、大きな保磁力Ｈc1を示す磁化曲線が得られ
る。磁性層２３，２５の磁化が平行にそろった状態から
外部磁場を下げてくると、磁場ゼロ付近（磁性層２５の
保磁力Ｈc2に相当）で、磁性層２５の磁化が反転する
（図５及び図６のＢ点）。外部磁場Ｈが０＞Ｈ＞−Ｈc1
の範囲では、図５及び図６に示すように磁性層２３，２
５の磁化が反平行にそろった状態が実現する。さらに、
磁場を負方向に大きくすると両者の磁化が（図５及び図
６のＡ点と反対方向に）強磁性的にそろった状態になる
（図５及び図６のＣ点）。この状態から外部磁場を正方
向に大きくしてゆくと、磁場ゼロ付近で、磁性層２５の
磁化が反転し（図５及び図６のＤ点）、０＜Ｈ＜c1の範
囲でやはり、図５及び図６に示すように磁性層２３，２
５の磁化が反平行にそろった状態が実現する。さらに、
磁場を正方向に大きくすると両者の磁化が強磁性的にそ
ろった図５及び図６のＡ点の状態にもどる。以上の磁化
の動きに対応して、図５に示したような磁化曲線が得ら
れる。また、二つの磁性層２３，２５の磁化が反平行状
態にあるとき電気抵抗が高く、平行状態にあるとき電気
抵抗が小さくなるので、電気抵抗は外部磁場に対して図
６のように変化する。ゼロ磁場付近で急峻な磁気抵抗変
化が生じ、磁性層２３の保磁力付近まではほぼ一定の値
を保った後ゼロになる。
【００４１】以上説明したように、磁性層２３の磁化
は、容易軸方向に固定され、非磁性スペーサ層２４を介
してもう一方の磁性層２５の磁化は、磁性層２３とは相
互作用がないので、外部磁場の方向に自由に回転できる
ために上述したようなスピンバルブ動作が実現できる。
磁性層２３の磁化を外部磁化の方向に回転させるには、
例えば、１０6 erg/cm3 程度の一軸異方性を付与した場
合はＨc1＝１ｋＯｅ程度の大きな磁場が必要になる。す
なわち、磁性層２３の磁化は、見かけ上大きな交換結合
磁場によって固定されているので、磁気ヘッド等の磁気
センサにした場合、この層の磁化は回転することがない
ので、安定したスピンバルブ動作が実現できるものであ
る。
は、容易軸方向に固定され、非磁性スペーサ層２４を介
してもう一方の磁性層２５の磁化は、磁性層２３とは相
互作用がないので、外部磁場の方向に自由に回転できる
ために上述したようなスピンバルブ動作が実現できる。
磁性層２３の磁化を外部磁化の方向に回転させるには、
例えば、１０6 erg/cm3 程度の一軸異方性を付与した場
合はＨc1＝１ｋＯｅ程度の大きな磁場が必要になる。す
なわち、磁性層２３の磁化は、見かけ上大きな交換結合
磁場によって固定されているので、磁気ヘッド等の磁気
センサにした場合、この層の磁化は回転することがない
ので、安定したスピンバルブ動作が実現できるものであ
る。
【００４２】第３の発明について、実施例によりさらに
詳しく説明する。実施例の成膜にあたっては分子線エピ
タキシャル装置（超高真空蒸着装置）を用いて行った。
蒸着源として電子ビーム蒸着源を用いた。基板上に成長
した各層の表面構造を評価するために反射高速電子線回
折（ＲＨＥＥＤ）用の電子銃ならびに蛍光スクリーンが
備えられている。本分子線エピタキシャル装置の到達真
空度は、１×１０-10 torr、成膜時の真空度は、１０-9
torr 台であった。
詳しく説明する。実施例の成膜にあたっては分子線エピ
タキシャル装置（超高真空蒸着装置）を用いて行った。
蒸着源として電子ビーム蒸着源を用いた。基板上に成長
した各層の表面構造を評価するために反射高速電子線回
折（ＲＨＥＥＤ）用の電子銃ならびに蛍光スクリーンが
備えられている。本分子線エピタキシャル装置の到達真
空度は、１×１０-10 torr、成膜時の真空度は、１０-9
torr 台であった。
【００４３】基板２１上に、基板温度Ｔ（℃）、成長速
度Ｒ（ｎｍ／ｓ）の条件で、膜厚ｔ（ｎｍ）の非磁性層
２２を成長させる。このとき形成される方位のそろった
ファセット結晶粒について、ファセットの稜方向の平均
長さａ（ｎｍ）と平均ファセット幅（ファセットの稜方
向と直交する方向の長さ）ｂ（ｎｍ）を原子間力顕微鏡
（ＡＦＭ）により測定した。非磁性層２２の特性につい
て得られた結果を図１５に示す。なお＃３４〜３６は、
基板２１と非磁性層２２との間の格子ミスマッチを緩和
することを目的に、膜厚３ｎｍのＴａのバッファー層２
６を用いた試料である。バッファー層２６の成長条件
は、基板温度ＴB ＝９００℃、成長速度ＲB ＝０．４ｎ
ｍ／ｓとした。バッファー層としてＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｗ、Ｖ−Ｃｒ合金、Ｎｂ−Ｔａ合金、
Ｍｏ−Ｚｒ合金、Ｈｆ−Ｗ合金についても調べたが、＃
３４〜３６とほとんど同じ結果であった。
度Ｒ（ｎｍ／ｓ）の条件で、膜厚ｔ（ｎｍ）の非磁性層
２２を成長させる。このとき形成される方位のそろった
ファセット結晶粒について、ファセットの稜方向の平均
長さａ（ｎｍ）と平均ファセット幅（ファセットの稜方
向と直交する方向の長さ）ｂ（ｎｍ）を原子間力顕微鏡
（ＡＦＭ）により測定した。非磁性層２２の特性につい
て得られた結果を図１５に示す。なお＃３４〜３６は、
基板２１と非磁性層２２との間の格子ミスマッチを緩和
することを目的に、膜厚３ｎｍのＴａのバッファー層２
６を用いた試料である。バッファー層２６の成長条件
は、基板温度ＴB ＝９００℃、成長速度ＲB ＝０．４ｎ
ｍ／ｓとした。バッファー層としてＶ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎ
ｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｗ、Ｖ−Ｃｒ合金、Ｎｂ−Ｔａ合金、
Ｍｏ−Ｚｒ合金、Ｈｆ−Ｗ合金についても調べたが、＃
３４〜３６とほとんど同じ結果であった。
【００４４】次に、図１５で作製したそれぞれの非磁性
層２２上に、室温で、５ｎｍの磁性層２３、３ｎｍの非
磁性スペーサ層２４及び２．５ｎｍの磁性層２５を順次
積層し、図１３（＃２５〜３３）又は図１４（＃３４〜
３６）の構成の積層膜を形成する。フォトリソグラフィ
ーにより作製した抵抗測定用パターンを用いて、室温
で、１．５ｋＯｅまでの磁場中で、直流４端子法により
磁気抵抗を測定した。図５に示した磁性層２３の磁化が
反転する磁場Ｈc1、磁性層２５の磁化が反転する磁場Ｈ
c2、ならびに磁気抵抗比ＭＲを図１６にまとめた。な
お、比較例としてファセット結晶粒組織を持たないＣｒ
（膜厚３ｎｍ）上に、磁性層として１．５ｎｍのＣｏ
層、非磁性スペーサ層として２．５ｎｍのＣｕ層、フリ
ー磁性層として３ｎｍの Ni1 8Fe1 9 層を積層した構造に
ついて、Ｈc1、Ｈc2、ＭＲを測定したところ、それぞ
れ、４０Ｏｅ、５Ｏｅ、３％であった。Ｃｒ層がファセ
ット結晶粒組織を持たないようにするために、基板２１
としてガラスを用いた。図１６に示すように、第３の発
明によれば、Ｈc1の値を十分に大きくとることができる
ために、安定なスピンバルブ動作が実現できるものであ
る。
層２２上に、室温で、５ｎｍの磁性層２３、３ｎｍの非
磁性スペーサ層２４及び２．５ｎｍの磁性層２５を順次
積層し、図１３（＃２５〜３３）又は図１４（＃３４〜
３６）の構成の積層膜を形成する。フォトリソグラフィ
ーにより作製した抵抗測定用パターンを用いて、室温
で、１．５ｋＯｅまでの磁場中で、直流４端子法により
磁気抵抗を測定した。図５に示した磁性層２３の磁化が
反転する磁場Ｈc1、磁性層２５の磁化が反転する磁場Ｈ
c2、ならびに磁気抵抗比ＭＲを図１６にまとめた。な
お、比較例としてファセット結晶粒組織を持たないＣｒ
（膜厚３ｎｍ）上に、磁性層として１．５ｎｍのＣｏ
層、非磁性スペーサ層として２．５ｎｍのＣｕ層、フリ
ー磁性層として３ｎｍの Ni1 8Fe1 9 層を積層した構造に
ついて、Ｈc1、Ｈc2、ＭＲを測定したところ、それぞ
れ、４０Ｏｅ、５Ｏｅ、３％であった。Ｃｒ層がファセ
ット結晶粒組織を持たないようにするために、基板２１
としてガラスを用いた。図１６に示すように、第３の発
明によれば、Ｈc1の値を十分に大きくとることができる
ために、安定なスピンバルブ動作が実現できるものであ
る。
【００４５】次に、本発明の第４実施形態について図面
を参照して詳細に説明する。第４の発明の磁気抵抗効果
薄膜は、図１７に示すように、サファイヤ（１１-2
０）、酸化マグネシウム（１１０）、水晶（１１-2０）
のうちのいずれかの基板３１上に方位のそろったファセ
ット結晶粒組織を有するＣｓＣｌ型の金属間化合物層３
２、磁性層３３、立方晶系又は六方晶系に属する非磁性
スペーサ層３４、そして方位のそろったファセット結晶
粒組織を持たない磁性層３５が積層されている。図１７
では、積層構造を見やすくするために一部を切り欠いて
示してある。金属間化合物層３２としては、ＮｉＡｌ、
ＣｕＺｎ、ＣｕＰｄ等が好ましい。金属間化合物層３２
の上に積層する磁性層３３としては、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ
合金、Ｆｅ−Ｃｏ合金等のような体心立方晶の強磁性体
であっても、Ｎｉ、パーマロイ系合金のような面心立方
晶の磁性体あるいはＣｏ、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｔａ合金、Ｃｏ
−Ｐｔ合金のような六方晶の強磁性体や希土類−コバル
ト系金属間化合物の強磁性体であってもよい。非磁性ス
ペーサ層３４は、両側の磁性層３３，３５の間に交換結
合を生じさせない程度の膜厚、例えば、２ｎｍ〜６ｎｍ
の範囲内であることが望ましい。非磁性スペーサ層３４
としては、立方晶系のＣｕ、Ａｕ、Ａｇ又は六方晶系の
Ｔｉ、Ｒｕ等が望ましい。磁性層３５としては、Ｆｅ、
Ｃｏ、パーマロイ系合金（Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ）、センダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ）、Ｃｏ系アモル
ファス合金等が望ましい。金属間化合物層３２及び２つ
の磁性層３３、３５の膜厚には特に制限はないが、０．
４ｎｍ以下では均一な膜厚を保つことが難しくなるし、
一方、３０ｎｍ以上では、成膜上無駄が多く不経済であ
る。
を参照して詳細に説明する。第４の発明の磁気抵抗効果
薄膜は、図１７に示すように、サファイヤ（１１-2
０）、酸化マグネシウム（１１０）、水晶（１１-2０）
のうちのいずれかの基板３１上に方位のそろったファセ
ット結晶粒組織を有するＣｓＣｌ型の金属間化合物層３
２、磁性層３３、立方晶系又は六方晶系に属する非磁性
スペーサ層３４、そして方位のそろったファセット結晶
粒組織を持たない磁性層３５が積層されている。図１７
では、積層構造を見やすくするために一部を切り欠いて
示してある。金属間化合物層３２としては、ＮｉＡｌ、
ＣｕＺｎ、ＣｕＰｄ等が好ましい。金属間化合物層３２
の上に積層する磁性層３３としては、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｓｉ
合金、Ｆｅ−Ｃｏ合金等のような体心立方晶の強磁性体
であっても、Ｎｉ、パーマロイ系合金のような面心立方
晶の磁性体あるいはＣｏ、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｔａ合金、Ｃｏ
−Ｐｔ合金のような六方晶の強磁性体や希土類−コバル
ト系金属間化合物の強磁性体であってもよい。非磁性ス
ペーサ層３４は、両側の磁性層３３，３５の間に交換結
合を生じさせない程度の膜厚、例えば、２ｎｍ〜６ｎｍ
の範囲内であることが望ましい。非磁性スペーサ層３４
としては、立方晶系のＣｕ、Ａｕ、Ａｇ又は六方晶系の
Ｔｉ、Ｒｕ等が望ましい。磁性層３５としては、Ｆｅ、
Ｃｏ、パーマロイ系合金（Ｎｉ−Ｆｅ、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃ
ｏ）、センダスト（Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ）、Ｃｏ系アモル
ファス合金等が望ましい。金属間化合物層３２及び２つ
の磁性層３３、３５の膜厚には特に制限はないが、０．
４ｎｍ以下では均一な膜厚を保つことが難しくなるし、
一方、３０ｎｍ以上では、成膜上無駄が多く不経済であ
る。
【００４６】また図１８のように、基板２１と金属間化
合物層３２との間に、基板３１と金属間化合物層３２の
間の格子ミスマッチを緩和するためのバッファー層３６
を設けてもよい。この場合、バッファー層３６として体
心立方晶系の金属（Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ、又はこれらの合金）が望ましい。
合物層３２との間に、基板３１と金属間化合物層３２の
間の格子ミスマッチを緩和するためのバッファー層３６
を設けてもよい。この場合、バッファー層３６として体
心立方晶系の金属（Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ、又はこれらの合金）が望ましい。
【００４７】金属間化合物層３２に接した磁性層３３に
は、金属間化合物層３２の影響を受けて面内に一軸磁気
異方性が誘起される。この場合、金属間化合物層３２の
ファセットの稜方向に平行な方向が磁化容易軸となり、
これに直交する方向が磁化困難軸となる。金属間化合物
層３２を導入することによって、この上の磁性層３３の
保磁力は、これがないときに比べ大きくなる。図４に示
すように、＜１００＞方向に磁場を印加した場合、大き
な保磁力を持った角形の磁気ヒステリシスが得られるの
に対し、困難軸方向に磁場を印加した場合は、磁場に対
し直線的な磁化曲線となる。
は、金属間化合物層３２の影響を受けて面内に一軸磁気
異方性が誘起される。この場合、金属間化合物層３２の
ファセットの稜方向に平行な方向が磁化容易軸となり、
これに直交する方向が磁化困難軸となる。金属間化合物
層３２を導入することによって、この上の磁性層３３の
保磁力は、これがないときに比べ大きくなる。図４に示
すように、＜１００＞方向に磁場を印加した場合、大き
な保磁力を持った角形の磁気ヒステリシスが得られるの
に対し、困難軸方向に磁場を印加した場合は、磁場に対
し直線的な磁化曲線となる。
【００４８】金属間化合物層３２のファセット結晶粒
は、＜１００＞方向に長軸、＜１１０＞方向に短軸をも
った針状結晶粒である。この上に成長する磁性層３３の
結晶粒も下地に合わせて針状となる。一つ一つの針状結
晶粒は単磁区として振る舞うために、金属間化合物層３
２上に成長した磁性膜３３は、ＣｓＣｌ型の金属間化合
物層３２の＜１００＞方向が容易軸となって、この方向
に磁場を印加した場合の保磁力Ｈc は、一軸異方性エネ
ルギーをＫu 、飽和磁化をＭS とすると、Ｈc ＝２Ｋu
／ＭS で与えられ、例えば、磁性層３３をＦｅとする
と、Ｋu 〜１０6 erg/cm3 、ＭS 〜１７００emu/cm3
（Ｆｅの飽和磁化）となって、Ｈc 〜１ｋＯｅ程度の保
磁力が得られる。
は、＜１００＞方向に長軸、＜１１０＞方向に短軸をも
った針状結晶粒である。この上に成長する磁性層３３の
結晶粒も下地に合わせて針状となる。一つ一つの針状結
晶粒は単磁区として振る舞うために、金属間化合物層３
２上に成長した磁性膜３３は、ＣｓＣｌ型の金属間化合
物層３２の＜１００＞方向が容易軸となって、この方向
に磁場を印加した場合の保磁力Ｈc は、一軸異方性エネ
ルギーをＫu 、飽和磁化をＭS とすると、Ｈc ＝２Ｋu
／ＭS で与えられ、例えば、磁性層３３をＦｅとする
と、Ｋu 〜１０6 erg/cm3 、ＭS 〜１７００emu/cm3
（Ｆｅの飽和磁化）となって、Ｈc 〜１ｋＯｅ程度の保
磁力が得られる。
【００４９】図１７のような構成の磁気抵抗効果薄膜に
対して、磁性層３３の磁化容易軸方向（ファセットの稜
方向と平行な方向）に外部磁場が印加するような配置
で、磁化と磁気抵抗を測定するとそれぞれの図５及び図
６に示すような結果が得られる。図５及び図６には、磁
性層３３，３５の磁化の動きを矢印を用いて模式的に示
してある。正方向に十分大きな磁場を印加した場合、磁
性層３３，３５の磁化は強磁性的にそろっている（図５
及び図６のＡ点）。磁性体層３３の磁化は、ＣｓＣｌ型
金属間化合物層３２の方位のそろったファセット結晶粒
組織のために磁区が動きにくくなっており、磁化回転モ
ードによって磁化が変化する。したがって、磁性膜３３
について、容易軸方向に外部磁場を印加した場合、大き
な保磁力Ｈc1を示す磁化曲線が得られる。磁性層３３，
３５の磁化が平行にそろった状態から外部磁場を下げて
くると、磁場ゼロ付近（磁性層３５の保磁力Ｈc2に相
当）で、磁性層３５の磁化が反転する（図５及び図６の
Ｂ点）。外部磁場Ｈが０＞Ｈ＞−Ｈc1の範囲では、図５
及び図６に示すように磁性層３３，３５の磁化が反平行
にそろった状態が実現する。さらに、磁場を負方向に大
きくすると両者の磁化が（図５及び図６のＡ点と反対方
向に）強磁性的にそろった状態になる（図５及び図６の
Ｃ点）。この状態から外部磁場を正方向に大きくしてゆ
くと、磁場ゼロ付近で、磁性層３５の磁化が反転し（図
５及び図６のＤ点）、０＜Ｈ＜Ｈc1の範囲でやはり、図
５及び図６に示すように磁性層３３，３５の磁化が反平
行にそろった状態が実現する。さらに、磁場を正方向に
大きくすると磁性層３３，３５の磁化が強磁性的にそろ
った図５及び図６のＡ点の状態にもどる。以上の磁化の
動きに対応して、図５に示したような磁化曲線が得られ
る。また、二つの磁性層３３，３５の磁化が反平行状態
にあるとき電気抵抗が高く、平行状態にあるとき電気抵
抗が小さくなるので、電気抵抗は外部磁場に対して図６
のように変化する。ゼロ磁場付近で急峻な磁気抵抗変化
が生じ、磁性層３３の保磁力付近まではほぼ一定の値を
保った後ゼロになる。以上説明したように、磁性層３３
の磁化は、容易軸方向に固定され、非磁性スペーサ層３
４を介してもう一方の磁性層３５の磁化は、磁性層３３
とは相互作用がないので、外部磁場の方向に自由に回転
できるために上述したようなスピンバルブ動作が実現で
きる。磁性層３３の磁化を外部磁化の方向に回転させる
には、例えば、１０6 erg/cm3 程度の一軸異方性を付与
した場合は、Ｈc1＝１ｋＯｅ程度の大きな磁場が必要に
なる。すなわち、磁性層３３の磁化は、見かけ上大きな
交換結合磁場によって固定されているので、磁気ヘッド
等の磁気センサにした場合、この層の磁化は回転するこ
とがないので、安定したスピンバルブ動作が実現できる
ものである。
対して、磁性層３３の磁化容易軸方向（ファセットの稜
方向と平行な方向）に外部磁場が印加するような配置
で、磁化と磁気抵抗を測定するとそれぞれの図５及び図
６に示すような結果が得られる。図５及び図６には、磁
性層３３，３５の磁化の動きを矢印を用いて模式的に示
してある。正方向に十分大きな磁場を印加した場合、磁
性層３３，３５の磁化は強磁性的にそろっている（図５
及び図６のＡ点）。磁性体層３３の磁化は、ＣｓＣｌ型
金属間化合物層３２の方位のそろったファセット結晶粒
組織のために磁区が動きにくくなっており、磁化回転モ
ードによって磁化が変化する。したがって、磁性膜３３
について、容易軸方向に外部磁場を印加した場合、大き
な保磁力Ｈc1を示す磁化曲線が得られる。磁性層３３，
３５の磁化が平行にそろった状態から外部磁場を下げて
くると、磁場ゼロ付近（磁性層３５の保磁力Ｈc2に相
当）で、磁性層３５の磁化が反転する（図５及び図６の
Ｂ点）。外部磁場Ｈが０＞Ｈ＞−Ｈc1の範囲では、図５
及び図６に示すように磁性層３３，３５の磁化が反平行
にそろった状態が実現する。さらに、磁場を負方向に大
きくすると両者の磁化が（図５及び図６のＡ点と反対方
向に）強磁性的にそろった状態になる（図５及び図６の
Ｃ点）。この状態から外部磁場を正方向に大きくしてゆ
くと、磁場ゼロ付近で、磁性層３５の磁化が反転し（図
５及び図６のＤ点）、０＜Ｈ＜Ｈc1の範囲でやはり、図
５及び図６に示すように磁性層３３，３５の磁化が反平
行にそろった状態が実現する。さらに、磁場を正方向に
大きくすると磁性層３３，３５の磁化が強磁性的にそろ
った図５及び図６のＡ点の状態にもどる。以上の磁化の
動きに対応して、図５に示したような磁化曲線が得られ
る。また、二つの磁性層３３，３５の磁化が反平行状態
にあるとき電気抵抗が高く、平行状態にあるとき電気抵
抗が小さくなるので、電気抵抗は外部磁場に対して図６
のように変化する。ゼロ磁場付近で急峻な磁気抵抗変化
が生じ、磁性層３３の保磁力付近まではほぼ一定の値を
保った後ゼロになる。以上説明したように、磁性層３３
の磁化は、容易軸方向に固定され、非磁性スペーサ層３
４を介してもう一方の磁性層３５の磁化は、磁性層３３
とは相互作用がないので、外部磁場の方向に自由に回転
できるために上述したようなスピンバルブ動作が実現で
きる。磁性層３３の磁化を外部磁化の方向に回転させる
には、例えば、１０6 erg/cm3 程度の一軸異方性を付与
した場合は、Ｈc1＝１ｋＯｅ程度の大きな磁場が必要に
なる。すなわち、磁性層３３の磁化は、見かけ上大きな
交換結合磁場によって固定されているので、磁気ヘッド
等の磁気センサにした場合、この層の磁化は回転するこ
とがないので、安定したスピンバルブ動作が実現できる
ものである。
【００５０】第４の発明について、実施例によりさらに
詳しく説明する。実施例の成膜にあたっては分子線エピ
タキシャル装置（超高真空蒸着装置）を用いて行った。
蒸着源として電子ビーム蒸着源を用いた。基板上に成長
した各層の表面構造を評価するために反射高速電子線回
折（ＲＨＥＥＤ）用の電子銃ならびに蛍光スクリーンが
備えられている。本分子線エピタキシャル装置の到達真
空度は１×１０-10 torr、成膜時の真空度は10-9 torr
台であった。
詳しく説明する。実施例の成膜にあたっては分子線エピ
タキシャル装置（超高真空蒸着装置）を用いて行った。
蒸着源として電子ビーム蒸着源を用いた。基板上に成長
した各層の表面構造を評価するために反射高速電子線回
折（ＲＨＥＥＤ）用の電子銃ならびに蛍光スクリーンが
備えられている。本分子線エピタキシャル装置の到達真
空度は１×１０-10 torr、成膜時の真空度は10-9 torr
台であった。
【００５１】基板３１上に、基板温度Ｔ（℃）、成長速
度Ｒ（ｎｍ／ｓ）条件で、膜厚ｔ（ｎｍ）の金属間化合
物層３２を成長させる。このとき形成される方位のそろ
ったファセット結晶粒について、ファセットの稜方向の
平均長さａ（ｎｍ）と平均ファセット幅（ファセットの
稜方向と直交する方向の長さ）ｂ（ｎｍ）を原子間力顕
微鏡（ＡＭＦ）により測定した。金属間化合物層３２の
特性について得られた結果を図１９に示す。なお＃４６
〜４８は、基板３１と金属間化合物層３２との間の格子
ミスマッチを緩和することを目的に、膜厚３ｎｍのＣｒ
からなるバッファー層３６を用いた試料である。バッフ
ァー層３６の成長条件は、基板温度ＴB＝８００℃、成
長速度ＲB ＝０．１ｎｍ／ｓとした。バッファー層３６
として、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ−Ｃｒ合
金、Ｎｂ−Ｔａ合金、Ｍｏ−Ｚｒ合金、Ｈｆ−Ｗ合金に
ついても調べたが、＃４６〜＃４８とほとんど同じ結果
であった。
度Ｒ（ｎｍ／ｓ）条件で、膜厚ｔ（ｎｍ）の金属間化合
物層３２を成長させる。このとき形成される方位のそろ
ったファセット結晶粒について、ファセットの稜方向の
平均長さａ（ｎｍ）と平均ファセット幅（ファセットの
稜方向と直交する方向の長さ）ｂ（ｎｍ）を原子間力顕
微鏡（ＡＭＦ）により測定した。金属間化合物層３２の
特性について得られた結果を図１９に示す。なお＃４６
〜４８は、基板３１と金属間化合物層３２との間の格子
ミスマッチを緩和することを目的に、膜厚３ｎｍのＣｒ
からなるバッファー層３６を用いた試料である。バッフ
ァー層３６の成長条件は、基板温度ＴB＝８００℃、成
長速度ＲB ＝０．１ｎｍ／ｓとした。バッファー層３６
として、Ｖ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｖ−Ｃｒ合
金、Ｎｂ−Ｔａ合金、Ｍｏ−Ｚｒ合金、Ｈｆ−Ｗ合金に
ついても調べたが、＃４６〜＃４８とほとんど同じ結果
であった。
【００５２】次に、図１９で作製したそれぞれの金属間
化合物層３２の上に、室温で、５ｎｍの磁性層３３、３
ｎｍの非磁性スペーサ層３４及び２．５ｎｍの磁性層３
５を順次積層し、図１７（＃３７〜４５）又は図１８
（＃４６〜４８）の構成の積層膜を形成する。フォトリ
ソグラフィーにより作製した抵抗測定用のパターンを用
いて、室温で、１．５ｋＯｅまでの磁場中で、直流４端
子法により磁気抵抗を測定した。図５に示した磁性層３
３の磁化が反転する磁場Ｈc1、磁性層３５の磁化が反転
する磁場Ｈc2、及び磁気抵抗比ＭＲを図２０にまとめ
た。なお、比較例としてファセット結晶粒組織を持たな
いＮｉＡｌ（膜厚２ｎｍ）上に、磁性層として２．５ｎ
ｍのＣｏ層、非磁性スペーサ層として３ｎｍのＣｕ層、
フリー磁性層として２．５ｎｍのNi81Fe19層を積層した
構造について、Ｈc1、Ｈc2、ＭＲを測定したところ、そ
れぞれ、４０Ｏｅ、５Ｏｅ、３％であった。ＮｉＡｌ層
がファセット結晶粒組織をもたないようにするために、
基板３１としてガラスを用いた。図２０に示すように、
第４の発明によれば、Ｈc1の値を十分に大きくとること
がてきるために、安定なスピンドルバルブ動作が実現で
きるものである。
化合物層３２の上に、室温で、５ｎｍの磁性層３３、３
ｎｍの非磁性スペーサ層３４及び２．５ｎｍの磁性層３
５を順次積層し、図１７（＃３７〜４５）又は図１８
（＃４６〜４８）の構成の積層膜を形成する。フォトリ
ソグラフィーにより作製した抵抗測定用のパターンを用
いて、室温で、１．５ｋＯｅまでの磁場中で、直流４端
子法により磁気抵抗を測定した。図５に示した磁性層３
３の磁化が反転する磁場Ｈc1、磁性層３５の磁化が反転
する磁場Ｈc2、及び磁気抵抗比ＭＲを図２０にまとめ
た。なお、比較例としてファセット結晶粒組織を持たな
いＮｉＡｌ（膜厚２ｎｍ）上に、磁性層として２．５ｎ
ｍのＣｏ層、非磁性スペーサ層として３ｎｍのＣｕ層、
フリー磁性層として２．５ｎｍのNi81Fe19層を積層した
構造について、Ｈc1、Ｈc2、ＭＲを測定したところ、そ
れぞれ、４０Ｏｅ、５Ｏｅ、３％であった。ＮｉＡｌ層
がファセット結晶粒組織をもたないようにするために、
基板３１としてガラスを用いた。図２０に示すように、
第４の発明によれば、Ｈc1の値を十分に大きくとること
がてきるために、安定なスピンドルバルブ動作が実現で
きるものである。
【００５３】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、スピン
バルブ構造の２つの磁性層のうち少なくとも一方の磁性
層には、ファセット結晶粒組織により非常に大きな一軸
磁気異方性が付与される。さらに、一つ一つのファセッ
ト結晶粒が針状であるために、磁性層のファセット結晶
粒又はファセット結晶粒に接した磁性層の結晶粒は単磁
区粒子として振る舞い、この結果として、ファセット結
晶粒組織を有する磁性層又はファセット結晶粒組織に接
した磁性層の保磁力が非常に大きくなる。これらの膜を
スピンバルブ構造の磁化固定層として用いた場合には、
これらの膜の磁化は外部磁場に対して簡単には回転しな
いために、素子の安定動作が実現できるものである。
バルブ構造の２つの磁性層のうち少なくとも一方の磁性
層には、ファセット結晶粒組織により非常に大きな一軸
磁気異方性が付与される。さらに、一つ一つのファセッ
ト結晶粒が針状であるために、磁性層のファセット結晶
粒又はファセット結晶粒に接した磁性層の結晶粒は単磁
区粒子として振る舞い、この結果として、ファセット結
晶粒組織を有する磁性層又はファセット結晶粒組織に接
した磁性層の保磁力が非常に大きくなる。これらの膜を
スピンバルブ構造の磁化固定層として用いた場合には、
これらの膜の磁化は外部磁場に対して簡単には回転しな
いために、素子の安定動作が実現できるものである。
【図１】本発明の第１実施形態の構造を示す一部を切り
欠いた概略斜視図である。
欠いた概略斜視図である。
【図２】本発明の第１実施形態の構造を示す一部を切り
欠いた概略斜視図である。
欠いた概略斜視図である。
【図３】本発明におけるファセット結晶粒組織を説明す
るための概略斜視図である。
るための概略斜視図である。
【図４】本発明におけるファセット結晶粒組織を説明す
るための特性図である。
るための特性図である。
【図５】本発明の動作を説明するための特性図である。
【図６】本発明の動作を説明するための特性図である。
【図７】本発明の第１実施形態の実施例を示す図表であ
る。
る。
【図８】本発明の第１実施形態の実施例を示す図表であ
る。
る。
【図９】本発明の第２実施形態の構造を示す一部を切り
欠いた概略斜視図である。
欠いた概略斜視図である。
【図１０】本発明の第２実施形態の構造を示す一部を切
り欠いた概略斜視図である。
り欠いた概略斜視図である。
【図１１】本発明の第２実施形態の実施例を示す図表で
ある。
ある。
【図１２】本発明の第２実施形態の実施例を示す図表で
ある。
ある。
【図１３】本発明の第３実施形態の構造を示す一部を切
り欠いた概略斜視図である。
り欠いた概略斜視図である。
【図１４】本発明の第３実施形態の構造を示す一部を切
り欠いた概略斜視図である。
り欠いた概略斜視図である。
【図１５】本発明の第３実施形態の実施例を示す図表で
ある。
ある。
【図１６】本発明の第３実施形態の実施例を示す図表で
ある。
ある。
【図１７】本発明の第４実施形態の構造を示す一部を切
り欠いた概略斜視図である。
り欠いた概略斜視図である。
【図１８】本発明の第４実施形態の構造を示す一部を切
り欠いた概略斜視図である。
り欠いた概略斜視図である。
【図１９】本発明の第４実施形態の実施例を示す図表で
ある。
ある。
【図２０】本発明の第４実施形態の実施例を示す図表で
ある。
ある。
１、１１、２１、３１ 基板 ３、１３、２３、３３ 磁性層 ４、１４、２４、３４ 非磁性スペーサ層 ５、１５、２５、３５ 磁性層（フリー層） ６、１６、２６、３６ バッファー層 ２２ 非磁性層 ３２ 金属間化合物層
Claims (11)
- 【請求項１】 基板上に設けられた二つの磁性層と、こ
れらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ層とを備えた磁
気抵抗効果薄膜において、 少なくとも一方の前記磁性層が方位のそろったファセッ
ト結晶粒組織を有することを特徴とする磁気抵抗効果薄
膜。 - 【請求項２】 請求項１記載の磁気抵抗効果薄膜におい
て、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する磁性
層から前記非磁性スペーサ層を介して隔てられた磁性層
が、方位のそろったファセット結晶粒組織を持たないこ
とを特徴とする磁気抵抗効果薄膜。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の磁気抵抗効果薄膜
において、方位のそろったファセット結晶粒が、［１１
０］方向にエピタキシャル成長した体心立方格子の強磁
性金属又は強磁性金属合金であって、（１１０）面内の
＜００１＞方向に平行に稜を持つ屋根型の構造を有し、
かつ（１１０）面内の＜１１０＞方向に準周期的に連な
って並んだ構造を有することを特徴とする磁気抵抗効果
薄膜。 - 【請求項４】 基板上に設けられた二つの磁性層と、こ
れらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ層とを備えた磁
気抵抗効果薄膜において、 少なくとも一方の磁性層に、方位のそろったファセット
結晶粒組織を有する強磁性層が接して設けられているこ
とを特徴とする磁気抵抗効果薄膜。 - 【請求項５】 請求項４記載の磁気抵抗効果薄膜におい
て、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する強磁
性層に接する磁性層から前記非磁性スペーサ層を介して
隔てられた磁性層が、方位のそろったファセット結晶粒
組織を持たないことを特徴とする磁気抵抗効果薄膜。 - 【請求項６】 請求項４又は５記載の磁気抵抗効果薄膜
において、方位のそろったファセット結晶粒組織を有す
る強磁性膜が、［１１０］方向にエピタキシャル成長し
た体心立方格子の強磁性金属膜又は強磁性金属合金膜で
あって、（１１０）面内の＜００１＞方向に平行に稜を
持つ屋根型の構造を有し、かつ（１１０）面内の＜１１
０＞方向に準周期的に連なって並んだ構造を有すること
を特徴とする磁気抵抗効果薄膜。 - 【請求項７】 基板上に設けられた二つの磁性層と、こ
れらの磁性層に挟まれた非磁性スペーサ層とを備えた磁
気抵抗効果薄膜において、 少なくとも一方の磁性層に、方位のそろったファセット
結晶粒組織を有する非磁性層が接して設けられているこ
とを特徴とする磁気抵抗効果薄膜。 - 【請求項８】 請求項７記載の磁気抵抗効果薄膜におい
て、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁
性層が、［１１０］方向にエピタキシャル成長した体心
立方格子の非磁性金属合金膜であって、（１１０）面内
の＜００１＞方向に平行に稜を持つ屋根型の構造を有
し、かつ（１１０）面内の＜１１０＞方向に準周期的に
連なって並んだ構造を有することを特徴とする磁気抵抗
効果薄膜。 - 【請求項９】 請求項７記載の磁気抵抗効果薄膜におい
て、方位のそろったファセット結晶粒組織を有する非磁
性層が、［１１０］方向にエピタキシャル成長した塩化
セシウム（ＣｓＣｌ）型の結晶構造を持つ金属間化合物
膜であって、（１１０）面内の＜００１＞方向に平行に
稜を持つ屋根型の構造を有し、かつ（１１０）面内の＜
００１＞方向に準周期的に連なって並んだ構造を有する
ことを特徴とする磁気抵抗効果薄膜。 - 【請求項１０】 請求項７，８又は９記載の磁気抵抗効
果薄膜において、方位のそろったファセット結晶粒組織
を有する非磁性層に接する磁性層から前記非磁性スペー
サ層を介して隔てられた磁性層が、方位のそろったファ
セット結晶粒組織を持たないことを特徴とする磁気抵抗
効果薄膜。 - 【請求項１１】 請求項１，２，３，４，５，６，７，
８，９又は１０記載の磁気抵抗効果薄膜において、前記
基板が、サファイヤ（１１-2０）、酸化マグネシウム
（１１０）、水晶（１１-2０）のうちのいずれかである
ことを特徴とする磁気抵抗効果薄膜。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8183476A JP2924798B2 (ja) | 1996-07-12 | 1996-07-12 | 磁気抵抗効果薄膜 |
| US08/892,183 US5942309A (en) | 1996-07-12 | 1997-07-14 | Spin valve magnetoresistive device |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8183476A JP2924798B2 (ja) | 1996-07-12 | 1996-07-12 | 磁気抵抗効果薄膜 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1032118A JPH1032118A (ja) | 1998-02-03 |
| JP2924798B2 true JP2924798B2 (ja) | 1999-07-26 |
Family
ID=16136475
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8183476A Expired - Fee Related JP2924798B2 (ja) | 1996-07-12 | 1996-07-12 | 磁気抵抗効果薄膜 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5942309A (ja) |
| JP (1) | JP2924798B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| JP3869557B2 (ja) * | 1998-06-30 | 2007-01-17 | Ｔｄｋ株式会社 | 磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド |
| JP3695515B2 (ja) * | 1999-09-24 | 2005-09-14 | 株式会社日立製作所 | トンネル磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気メモリ及びその製造方法 |
| DE19949713C2 (de) * | 1999-10-15 | 2001-08-16 | Bosch Gmbh Robert | Magnetoresistives Schichtsystem |
| JP3839644B2 (ja) * | 2000-07-11 | 2006-11-01 | アルプス電気株式会社 | 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 |
| JP4024499B2 (ja) * | 2001-08-15 | 2007-12-19 | 株式会社東芝 | 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気再生装置 |
| EP1437426A1 (de) * | 2003-01-10 | 2004-07-14 | Siemens Aktiengesellschaft | Verfahren zum Herstellen von einkristallinen Strukturen |
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| US20070242395A1 (en) * | 2004-10-15 | 2007-10-18 | Bailey William E | Methods of manipulating the relaxation rate in magnetic materials and devices for using the same |
| JP2006140214A (ja) * | 2004-11-10 | 2006-06-01 | Alps Electric Co Ltd | 交換結合膜及び磁気検出素子 |
| JP4864464B2 (ja) * | 2006-01-11 | 2012-02-01 | 株式会社東芝 | 磁気抵抗効果素子とその製造方法、およびそれを用いた磁気ヘッドと磁気再生装置と磁気メモリ |
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|---|---|---|---|---|
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| US5800931A (en) * | 1994-09-29 | 1998-09-01 | Carnegie Mellon University | Magnetic recording medium with a MgO sputter deposited seed layer |
-
1996
- 1996-07-12 JP JP8183476A patent/JP2924798B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1997
- 1997-07-14 US US08/892,183 patent/US5942309A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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| US5942309A (en) | 1999-08-24 |
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