JP3247535B2 - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents
磁気抵抗効果素子Info
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- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
- H01F10/3218—Exchange coupling of magnetic films via an antiferromagnetic interface
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- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、反強磁性体膜と強磁性
体膜との交換結合を用いた交換結合膜の分野に係り、特
には、交換結合膜を具備してなる磁界検出用センサーや
再生用磁気ヘッド等の磁気抵抗効果素子に関する。
体膜との交換結合を用いた交換結合膜の分野に係り、特
には、交換結合膜を具備してなる磁界検出用センサーや
再生用磁気ヘッド等の磁気抵抗効果素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】以前より高密度磁気記録における再生用
磁気ヘッドとして、磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッ
ドの研究が進められている。現在、磁気抵抗効果素子材
料としては８０原子％Ｎｉ−２０原子％Ｆｅ（通称；パ
ーマロイ）合金薄膜が用いられているが、近年これに替
る材料として（Ｃｏ／Ｃｕ）等の巨大磁気抵抗効果を示
す人工格子膜やスピンバルブ膜が注目されている。
磁気ヘッドとして、磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッ
ドの研究が進められている。現在、磁気抵抗効果素子材
料としては８０原子％Ｎｉ−２０原子％Ｆｅ（通称；パ
ーマロイ）合金薄膜が用いられているが、近年これに替
る材料として（Ｃｏ／Ｃｕ）等の巨大磁気抵抗効果を示
す人工格子膜やスピンバルブ膜が注目されている。
【０００３】しかし、これらの材料を用いた磁気抵抗効
果膜は磁区を持つため、これに起因するバルクハウゼン
ノイズが実用化の上で大きな問題となっており、磁気抵
抗効果膜を単磁区化する方法が種々検討されている。そ
の一つに強磁性体である磁気抵抗効果膜と反強磁性体膜
との交換結合を用いて磁気抵抗効果膜の磁区を特定方向
に制御する方法があり、ここでの反強磁性体材料として
はγ−ＦｅＭｎ合金が従来より広く知られている（たと
えば、米国特許第４１０３３１５号明細書および米国特
許第５０１４１４７号明細書）。しかしながら、γ−Ｆ
ｅＭｎ合金は耐食性、特に耐酸化性に問題があり、経時
的に磁気抵抗効果膜との交換結合力が劣化するという問
題がある。
果膜は磁区を持つため、これに起因するバルクハウゼン
ノイズが実用化の上で大きな問題となっており、磁気抵
抗効果膜を単磁区化する方法が種々検討されている。そ
の一つに強磁性体である磁気抵抗効果膜と反強磁性体膜
との交換結合を用いて磁気抵抗効果膜の磁区を特定方向
に制御する方法があり、ここでの反強磁性体材料として
はγ−ＦｅＭｎ合金が従来より広く知られている（たと
えば、米国特許第４１０３３１５号明細書および米国特
許第５０１４１４７号明細書）。しかしながら、γ−Ｆ
ｅＭｎ合金は耐食性、特に耐酸化性に問題があり、経時
的に磁気抵抗効果膜との交換結合力が劣化するという問
題がある。
【０００４】また、反強磁性体膜としてＭｎＰｔ、Ｍｎ
Ｒｈ合金など他のγ−Ｍｎ合金を用いた例や酸化物系の
ＮｉＯなどを用いた例なども米国特許第４１０３３１５
号に開示されている。しかし、これらγ−Ｍｎ合金は強
磁性体膜との交換結合力が十分でなく、またＮｉＯなど
の酸化物系は熱安定性に劣り１００℃以上程度の高温下
での強磁性体膜との交換結合力が不安定である。さらに
ＮｉＯなどの電気抵抗の高い絶縁性酸化物系では、この
部分から直接電極を取り出すことができないため素子構
造が複雑になるという問題もある。
Ｒｈ合金など他のγ−Ｍｎ合金を用いた例や酸化物系の
ＮｉＯなどを用いた例なども米国特許第４１０３３１５
号に開示されている。しかし、これらγ−Ｍｎ合金は強
磁性体膜との交換結合力が十分でなく、またＮｉＯなど
の酸化物系は熱安定性に劣り１００℃以上程度の高温下
での強磁性体膜との交換結合力が不安定である。さらに
ＮｉＯなどの電気抵抗の高い絶縁性酸化物系では、この
部分から直接電極を取り出すことができないため素子構
造が複雑になるという問題もある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したように、たと
えば磁気抵抗効果素子のバルクハウゼンノイズの低減
等、強磁性体膜との交換結合を得るために用いられてき
た従来の反強磁性体膜は、その耐食性、熱安定性や強磁
性体膜との交換結合力等に問題があった。
えば磁気抵抗効果素子のバルクハウゼンノイズの低減
等、強磁性体膜との交換結合を得るために用いられてき
た従来の反強磁性体膜は、その耐食性、熱安定性や強磁
性体膜との交換結合力等に問題があった。
【０００６】本発明は、このような課題に対処するため
になされたもので、良好な交換結合力を有し、かつ耐食
性に優れた反強磁性体膜を備えた交換結合膜およびこの
交換結合膜を具備してなり、安定した出力を長期間に亘
って得ることのできる磁気抵抗効果素子を提供すること
を目的とする。
になされたもので、良好な交換結合力を有し、かつ耐食
性に優れた反強磁性体膜を備えた交換結合膜およびこの
交換結合膜を具備してなり、安定した出力を長期間に亘
って得ることのできる磁気抵抗効果素子を提供すること
を目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に本発明は、スピンバルブ膜と、該スピンバルブ膜の一
方の強磁性体膜に積層して形成された反強磁性体膜を備
え、該反強磁性体膜は、組成がＮ100-x Ｍｎx （ここ
で、ＮはＰｔを表し、ｘは原子％を表し、かつ２４≦ｘ
＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示され、かつそ
のＮの一部がＦｅ、ＣｏおよびＰｄからなる群の中から
選ばれた少なくとも１種の元素で置換されており、結晶
構造が正方晶系である合金からなることを特徴とする磁
気抵抗効果素子、並びにスピンバルブ膜と、該スピンバ
ルブ膜の一方の強磁性体膜に積層して形成された反強磁
性体膜を備え、該反強磁性体膜は、組成がＮ100-x Ｍｎ
x （ここで、ＮはＰｔを表し、ｘは原子％を表し、かつ
２４≦ｘ＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示さ
れ、そのＮの一部がＮｉで置換されており、Ｎ100-y Ｎ
ｉy （ここで、ｙは原子％を表す）で表されたＮとＮｉ
の比が、０＜ｙ＜３０の範囲内にあり、結晶構造が正方
晶系である合金からなることを特徴とする磁気抵抗効果
素子を提供する。
に本発明は、スピンバルブ膜と、該スピンバルブ膜の一
方の強磁性体膜に積層して形成された反強磁性体膜を備
え、該反強磁性体膜は、組成がＮ100-x Ｍｎx （ここ
で、ＮはＰｔを表し、ｘは原子％を表し、かつ２４≦ｘ
＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示され、かつそ
のＮの一部がＦｅ、ＣｏおよびＰｄからなる群の中から
選ばれた少なくとも１種の元素で置換されており、結晶
構造が正方晶系である合金からなることを特徴とする磁
気抵抗効果素子、並びにスピンバルブ膜と、該スピンバ
ルブ膜の一方の強磁性体膜に積層して形成された反強磁
性体膜を備え、該反強磁性体膜は、組成がＮ100-x Ｍｎ
x （ここで、ＮはＰｔを表し、ｘは原子％を表し、かつ
２４≦ｘ＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示さ
れ、そのＮの一部がＮｉで置換されており、Ｎ100-y Ｎ
ｉy （ここで、ｙは原子％を表す）で表されたＮとＮｉ
の比が、０＜ｙ＜３０の範囲内にあり、結晶構造が正方
晶系である合金からなることを特徴とする磁気抵抗効果
素子を提供する。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
本発明の磁気抵抗効果素子は、スピンバルブ膜とこのス
ピンバルブ膜の一方の強磁性体膜に積層して形成された
所定の合金からなる反強磁性体膜を備える。第１の側面
において、この合金は、組成がＮ100-x Ｍｎx （ここ
で、ＮはＰｔを表し、ｘは原子％を表し、かつ２４≦ｘ
＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示され、かつそ
のＮ（Ｐｔ）の一部がＦｅ、ＣｏおよびＰｄからなる群
の中から選ばれた少なくとも１種の元素で置換されてお
り、結晶構造が正方晶系である合金である。第２の側面
において、反強磁性体膜を構成する合金は、組成がＮ
100-xＭｎx （ここで、ｘは原子％を表し、かつ２４≦
ｘ＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示され、その
Ｎ（Ｐｔ）の一部がＮｉで置換されており、Ｎ100-y Ｎ
ｉy （ここで、ｙは原子％を表す）で表されたＰｔとＮ
ｉの比が、０＜ｙ＜３０の範囲内にあり、結晶構造が正
方晶系である合金である。本発明において、スピンバル
ブ膜の一方の強磁性体膜とそれに積層して形成された反
強磁性体膜とで交換結合膜が構成される（以下、本発明
の交換結合膜といい、上記第１の側面に係る交換結合膜
を第１の交換結合膜といい、上記第２の側面に係る交換
結合膜を第２の交換結合膜ということがある）。
本発明の磁気抵抗効果素子は、スピンバルブ膜とこのス
ピンバルブ膜の一方の強磁性体膜に積層して形成された
所定の合金からなる反強磁性体膜を備える。第１の側面
において、この合金は、組成がＮ100-x Ｍｎx （ここ
で、ＮはＰｔを表し、ｘは原子％を表し、かつ２４≦ｘ
＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示され、かつそ
のＮ（Ｐｔ）の一部がＦｅ、ＣｏおよびＰｄからなる群
の中から選ばれた少なくとも１種の元素で置換されてお
り、結晶構造が正方晶系である合金である。第２の側面
において、反強磁性体膜を構成する合金は、組成がＮ
100-xＭｎx （ここで、ｘは原子％を表し、かつ２４≦
ｘ＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示され、その
Ｎ（Ｐｔ）の一部がＮｉで置換されており、Ｎ100-y Ｎ
ｉy （ここで、ｙは原子％を表す）で表されたＰｔとＮ
ｉの比が、０＜ｙ＜３０の範囲内にあり、結晶構造が正
方晶系である合金である。本発明において、スピンバル
ブ膜の一方の強磁性体膜とそれに積層して形成された反
強磁性体膜とで交換結合膜が構成される（以下、本発明
の交換結合膜といい、上記第１の側面に係る交換結合膜
を第１の交換結合膜といい、上記第２の側面に係る交換
結合膜を第２の交換結合膜ということがある）。
【０００９】本発明において、Ｎ100-x Ｍｎx における
ｘは、２４≦ｘ＜３５または４０＜ｘ≦７５である。す
なわち、ｘ＜２４ではネール温度が室温以下となるため
交換結合が得られなくなり、ｚ＞７５ではＭｎ量が多く
なり耐食性が低下する。さらにこの場合、３５≦ｘ≦４
０では当該合金の結晶構造が歪んだ面心立方構造とな
り、成膜時に膜に大きな歪が加わり、反強磁性体膜と強
磁性体膜との間で巻くのは栗が発生するため好ましくな
い、より好ましくは４０＜ｘ≦７５の範囲である。これ
らの金属は、反強磁性体膜と強磁性体膜との格子整合性
の点で特に好ましい成分である。
ｘは、２４≦ｘ＜３５または４０＜ｘ≦７５である。す
なわち、ｘ＜２４ではネール温度が室温以下となるため
交換結合が得られなくなり、ｚ＞７５ではＭｎ量が多く
なり耐食性が低下する。さらにこの場合、３５≦ｘ≦４
０では当該合金の結晶構造が歪んだ面心立方構造とな
り、成膜時に膜に大きな歪が加わり、反強磁性体膜と強
磁性体膜との間で巻くのは栗が発生するため好ましくな
い、より好ましくは４０＜ｘ≦７５の範囲である。これ
らの金属は、反強磁性体膜と強磁性体膜との格子整合性
の点で特に好ましい成分である。
【００１０】さらに本発明の第１の側面において、Ｎ
100-x Ｍｎx のＮ（Ｐｔ）の一部はＦｅ，Ｃｏおよび／
またはＰｄにより置換されている。置換量は、Ｎ100-y
Ｎ’y（ここで、ｙは原子％であり、Ｎ’は、Ｆｅおよ
び／またはＮｉである）で表した場合、０＜ｙ＜３０で
あることが好ましい。より好ましくは１≦ｙ≦１０であ
る。また、本発明の第２の側面において、Ｎ100-x Ｍｎ
x のＮ（Ｐｔ）の一部はＮｉで置換されており、Ｎ
100-y Ｎｉy （ここで、ｙは原子％を表す）で表された
ＮとＮｉの比は、０＜ｙ＜３０の範囲にある。より好ま
しくは１≦ｙ≦１０である。このようにＦｅ，Ｃｏ，Ｐ
ｄ，Ｎｉ（これらを一括してＮ”で表す）によりＰｔの
一部を置換することにより、反強磁性体膜中に、たとえ
ばＮｉ50Ｐｔ50，Ｆｅ25Ｐｔ75等のＮＮ”反強磁性相、
Ｎｉ50Ｍｎ50，Ｆｅ50Ｍｎ50，Ｃｏ50Ｍｎ50等のＭｎ
Ｎ”反強磁性相、Ｎｉ50Ｐｔ50，Ｃｏ50Ｐｔ50等のＮ
Ｎ”強磁性相やＦｅ50Ｐｄ50等の強磁性相が形成され、
これらの層とＮＭｎ反強磁性相との磁気的な相互作用に
よりネール温度を制御することができる。なお、本発明
では、同様に、Ｎの一部を希土類金属やＡｓ，Ｂ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，グラファイト等の半金属で置換することも可
能である。
100-x Ｍｎx のＮ（Ｐｔ）の一部はＦｅ，Ｃｏおよび／
またはＰｄにより置換されている。置換量は、Ｎ100-y
Ｎ’y（ここで、ｙは原子％であり、Ｎ’は、Ｆｅおよ
び／またはＮｉである）で表した場合、０＜ｙ＜３０で
あることが好ましい。より好ましくは１≦ｙ≦１０であ
る。また、本発明の第２の側面において、Ｎ100-x Ｍｎ
x のＮ（Ｐｔ）の一部はＮｉで置換されており、Ｎ
100-y Ｎｉy （ここで、ｙは原子％を表す）で表された
ＮとＮｉの比は、０＜ｙ＜３０の範囲にある。より好ま
しくは１≦ｙ≦１０である。このようにＦｅ，Ｃｏ，Ｐ
ｄ，Ｎｉ（これらを一括してＮ”で表す）によりＰｔの
一部を置換することにより、反強磁性体膜中に、たとえ
ばＮｉ50Ｐｔ50，Ｆｅ25Ｐｔ75等のＮＮ”反強磁性相、
Ｎｉ50Ｍｎ50，Ｆｅ50Ｍｎ50，Ｃｏ50Ｍｎ50等のＭｎ
Ｎ”反強磁性相、Ｎｉ50Ｐｔ50，Ｃｏ50Ｐｔ50等のＮ
Ｎ”強磁性相やＦｅ50Ｐｄ50等の強磁性相が形成され、
これらの層とＮＭｎ反強磁性相との磁気的な相互作用に
よりネール温度を制御することができる。なお、本発明
では、同様に、Ｎの一部を希土類金属やＡｓ，Ｂ，Ｓ
ｎ，Ｓｂ，グラファイト等の半金属で置換することも可
能である。
【００１１】また、Ｍｎの一部を同様の遷移金属、希土
類金属や半金属の少なくとも１種（Ｍ’）で置換しても
良い。置換量は上述のＮの置換と同様に３０原子％程度
まで許容される。この場合も、反強磁性体膜中にＮＭ’
の強磁性相や非磁性相、ＭｎＭ’の反強磁性相、強磁性
相、常磁性相や非磁性相が形成され、これらの相とＮＭ
ｎの反強磁性相との相互作用によりネール温度を制御す
ることができる。なお本発明の交換結合膜では、反強磁
性体膜のネール温度が１００〜５００℃、さらには２５
０〜４００℃の範囲内に設定されることが好ましい。
類金属や半金属の少なくとも１種（Ｍ’）で置換しても
良い。置換量は上述のＮの置換と同様に３０原子％程度
まで許容される。この場合も、反強磁性体膜中にＮＭ’
の強磁性相や非磁性相、ＭｎＭ’の反強磁性相、強磁性
相、常磁性相や非磁性相が形成され、これらの相とＮＭ
ｎの反強磁性相との相互作用によりネール温度を制御す
ることができる。なお本発明の交換結合膜では、反強磁
性体膜のネール温度が１００〜５００℃、さらには２５
０〜４００℃の範囲内に設定されることが好ましい。
【００１２】本発明において、Ｎ100-zＭｎz反強磁性体
膜の結晶構造を正方晶系に規定した理由は、正方晶系と
することにより面内方向にスピンを揃えることができ、
強磁性体膜との良好な交換結合力が得られるためであ
る。このとき配向方位は特に規定されない。
膜の結晶構造を正方晶系に規定した理由は、正方晶系と
することにより面内方向にスピンを揃えることができ、
強磁性体膜との良好な交換結合力が得られるためであ
る。このとき配向方位は特に規定されない。
【００１３】一方、本発明の交換結合膜において、強磁
性体膜とは強磁性を発現する膜であり、特に限定されな
いが、磁気抵抗効果素子に用いる場合、飽和磁界の小さ
いパーマロイ等の磁気抵抗効果膜や、巨大磁気抵抗効果
を示す例えばＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの強磁性金属、これらの
合金であるＦｅＮｉ、ＦｅＣｏ、ＦｅＣｏＮｉならびに
これらの強磁性金属合金に磁気特性の向上を目的として
第３元素や第４元素を添加した合金や非磁性金属が挙げ
られる。また、このような強磁性体膜と反強磁性体膜は
少なくとも一部が積層形成されて、交換結合していれば
よい。本発明の磁気抵抗効果素子は、既述のように、ス
ピンバルブ膜と、該スピンバルブ膜の一方の強磁性体膜
に積層して形成された所定の反強磁性体膜を備える。
性体膜とは強磁性を発現する膜であり、特に限定されな
いが、磁気抵抗効果素子に用いる場合、飽和磁界の小さ
いパーマロイ等の磁気抵抗効果膜や、巨大磁気抵抗効果
を示す例えばＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの強磁性金属、これらの
合金であるＦｅＮｉ、ＦｅＣｏ、ＦｅＣｏＮｉならびに
これらの強磁性金属合金に磁気特性の向上を目的として
第３元素や第４元素を添加した合金や非磁性金属が挙げ
られる。また、このような強磁性体膜と反強磁性体膜は
少なくとも一部が積層形成されて、交換結合していれば
よい。本発明の磁気抵抗効果素子は、既述のように、ス
ピンバルブ膜と、該スピンバルブ膜の一方の強磁性体膜
に積層して形成された所定の反強磁性体膜を備える。
【００１４】なお本発明の交換結合膜では、反強磁性体
膜の膜厚は、反強磁性を発現する範囲であれば特に限定
されない。しかし、大きな交換結合力を得るためには、
反強磁性体膜の膜厚が強磁性体膜の膜厚よりも厚いこと
が望ましい。
膜の膜厚は、反強磁性を発現する範囲であれば特に限定
されない。しかし、大きな交換結合力を得るためには、
反強磁性体膜の膜厚が強磁性体膜の膜厚よりも厚いこと
が望ましい。
【００１５】また本発明の第１および第２の交換結合膜
においては、反強磁性体膜と強磁性体膜との界面にγ−
Ｍｎ合金、Ｃｏ−Ｃｒ合金、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、
Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｕ、Ｏｓ、Ｉｒのうちから選ばれ
た少なくとも１種からなる中間層を５ｎｍ以下の厚さに
形成してもよい。すなわちこのような中間層を形成する
ことで、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力の大
きさを制御することができ、さらに中間層上に反強磁性
体膜を形成する場合は、反強磁性体膜の結晶性の向上も
期待できる。しかしながら中間層の厚さが５ｎｍを越え
ると、中間層が非磁性相の場合には、反強磁性体膜と強
磁性体膜との交換結合力が弱くなる。
においては、反強磁性体膜と強磁性体膜との界面にγ−
Ｍｎ合金、Ｃｏ−Ｃｒ合金、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、
Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｕ、Ｏｓ、Ｉｒのうちから選ばれ
た少なくとも１種からなる中間層を５ｎｍ以下の厚さに
形成してもよい。すなわちこのような中間層を形成する
ことで、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力の大
きさを制御することができ、さらに中間層上に反強磁性
体膜を形成する場合は、反強磁性体膜の結晶性の向上も
期待できる。しかしながら中間層の厚さが５ｎｍを越え
ると、中間層が非磁性相の場合には、反強磁性体膜と強
磁性体膜との交換結合力が弱くなる。
【００１６】本発明の交換結合膜は、蒸着法、スパッタ
法、ＭＢＥ法など公知の成膜方法を用いてたとえば基板
上に形成される。このとき反強磁性体膜に一軸磁気異方
性を付与するために、磁界中で成膜、熱処理を行っても
よい。また基板としてはガラス、樹脂などの非晶質基板
や、Ｓｉ、ＭｇＯ、各種フェライトなどの単結晶基板、
配向基板、焼結基板など特に限定されず、さらに反強磁
性体膜や強磁性体膜の結晶性を向上させるために、基板
上に１〜１００ｎｍの厚さの下地層を設けてもよい。下
地層は結晶性を向上させるものであれば特に限定されな
いが、たとえばＰｄやＰｔなど貴金属やＣｏＺｒＮｂ等
の非晶質金属を用いることができる。このとき下地層
は、強磁性体膜や反強磁性体膜に対する磁気的な影響が
小さい方が好ましいが、必ずしも非磁性体である必要は
ない。
法、ＭＢＥ法など公知の成膜方法を用いてたとえば基板
上に形成される。このとき反強磁性体膜に一軸磁気異方
性を付与するために、磁界中で成膜、熱処理を行っても
よい。また基板としてはガラス、樹脂などの非晶質基板
や、Ｓｉ、ＭｇＯ、各種フェライトなどの単結晶基板、
配向基板、焼結基板など特に限定されず、さらに反強磁
性体膜や強磁性体膜の結晶性を向上させるために、基板
上に１〜１００ｎｍの厚さの下地層を設けてもよい。下
地層は結晶性を向上させるものであれば特に限定されな
いが、たとえばＰｄやＰｔなど貴金属やＣｏＺｒＮｂ等
の非晶質金属を用いることができる。このとき下地層
は、強磁性体膜や反強磁性体膜に対する磁気的な影響が
小さい方が好ましいが、必ずしも非磁性体である必要は
ない。
【００１７】さらにこのような本発明の交換結合膜に対
し、少なくとも強磁性体膜に電流を通電するための電極
をたとえばＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌやこれらの合金で形
成すれば、本発明の磁気抵抗効果素子を容易に得ること
ができる。ここで電極は強磁性体膜に直接接触する形態
でも、反強磁性体膜等を介する形態でも良い。
し、少なくとも強磁性体膜に電流を通電するための電極
をたとえばＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌやこれらの合金で形
成すれば、本発明の磁気抵抗効果素子を容易に得ること
ができる。ここで電極は強磁性体膜に直接接触する形態
でも、反強磁性体膜等を介する形態でも良い。
【００１８】このように本発明の交換結合膜は、磁界検
出用センサー、再生用磁気ヘッドなどの磁気抵抗効果素
子を用いた種々のデバイスに応用できる。
出用センサー、再生用磁気ヘッドなどの磁気抵抗効果素
子を用いた種々のデバイスに応用できる。
【００１９】なお、本発明の磁気抵抗効果素子におい
て、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力は、スピ
ンバルブ膜に対する磁化固着に供される。
て、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力は、スピ
ンバルブ膜に対する磁化固着に供される。
【００２０】
【実施例】次に本発明を例を用いて説明する。 例１ ＲＦマグネトロンスパッタ装置を用いて反強磁性体膜と
強磁性体膜とからなる交換結合膜を作製した。膜の断面
図を図１に示す。具体的にはガラス基板１上に、組成が
Ｎｉ80Ｆｅ20（８０原子％Ｎｉ−２０原子％Ｆｅ）で表
される強磁性体膜２を３０ｎｍの厚さに、組成がＰｄ
100-zＭｎz（ｚ＝２０、２４、４１、５０、７５、８
０）で表される反強磁性体膜３を３０ｎｍの厚さにそれ
ぞれ磁界中で成膜した。このとき基板の加熱は特に行わ
なかった。得られた反強磁性体膜についてＸ線回折で結
晶構造とその配向方位を調べたところ、結晶構造が正方
晶で（１０１）配向していることが確認された。
強磁性体膜とからなる交換結合膜を作製した。膜の断面
図を図１に示す。具体的にはガラス基板１上に、組成が
Ｎｉ80Ｆｅ20（８０原子％Ｎｉ−２０原子％Ｆｅ）で表
される強磁性体膜２を３０ｎｍの厚さに、組成がＰｄ
100-zＭｎz（ｚ＝２０、２４、４１、５０、７５、８
０）で表される反強磁性体膜３を３０ｎｍの厚さにそれ
ぞれ磁界中で成膜した。このとき基板の加熱は特に行わ
なかった。得られた反強磁性体膜についてＸ線回折で結
晶構造とその配向方位を調べたところ、結晶構造が正方
晶で（１０１）配向していることが確認された。
【００２１】ここで、反強磁性体膜の組成がＰｄ50Ｍｎ
50の場合における磁化容易軸方向ａ（成膜時の磁界方
向）と磁化困難軸方向ｂの磁化曲線を図２に示す。この
とき、磁化０における両者の磁界の大きさの差ｃが交換
バイアス磁界（Ｈｕａ）となる。さらにＭｎ量ｚと交換
バイアス磁界の関係を図３に示す。この図から２４≦ｚ
≦７５の範囲で交換バイアス磁界が１６００（Ａ／ｍ）
以上と従来のγ−ＦｅＭｎ反強磁性体膜と比較して遜色
ない値が得られることがわかる。一方、ｚがこの範囲か
ら外れると交換バイアス磁界の値は著しく低下すること
が確認された。なお、３５≦ｚ≦４０の範囲は優れた交
換バイアス磁界を示したが、反強磁性体膜と強磁性体膜
との膜剥離がみられた。
50の場合における磁化容易軸方向ａ（成膜時の磁界方
向）と磁化困難軸方向ｂの磁化曲線を図２に示す。この
とき、磁化０における両者の磁界の大きさの差ｃが交換
バイアス磁界（Ｈｕａ）となる。さらにＭｎ量ｚと交換
バイアス磁界の関係を図３に示す。この図から２４≦ｚ
≦７５の範囲で交換バイアス磁界が１６００（Ａ／ｍ）
以上と従来のγ−ＦｅＭｎ反強磁性体膜と比較して遜色
ない値が得られることがわかる。一方、ｚがこの範囲か
ら外れると交換バイアス磁界の値は著しく低下すること
が確認された。なお、３５≦ｚ≦４０の範囲は優れた交
換バイアス磁界を示したが、反強磁性体膜と強磁性体膜
との膜剥離がみられた。
【００２２】また、これと反強磁性体膜、強磁性体膜の
組成が異なる交換結合膜を、反強磁性体膜の膜厚を４０
ｎｍ、強磁性体膜の膜厚を１０ｎｍとして作製したとき
の交換バイアス磁界を表１に示す。表１より明らかなよ
うに、反強磁性体膜や強磁性体膜の組成を変えても、十
分に大きな交換バイアス磁界の値が得られた。なお、表
１中には反強磁性体膜のネール温度ＴNを併せて示した
が、Ｎ100-zＭｎz反強磁性体膜のＮがＲｈ、Ｒｕの場合
はＮがＰｄ、Ｐｔの場合よりも、ネール温度ＴNが好ま
しい値にまで低下していることがわかる。
組成が異なる交換結合膜を、反強磁性体膜の膜厚を４０
ｎｍ、強磁性体膜の膜厚を１０ｎｍとして作製したとき
の交換バイアス磁界を表１に示す。表１より明らかなよ
うに、反強磁性体膜や強磁性体膜の組成を変えても、十
分に大きな交換バイアス磁界の値が得られた。なお、表
１中には反強磁性体膜のネール温度ＴNを併せて示した
が、Ｎ100-zＭｎz反強磁性体膜のＮがＲｈ、Ｒｕの場合
はＮがＰｄ、Ｐｔの場合よりも、ネール温度ＴNが好ま
しい値にまで低下していることがわかる。
【００２３】
【表１】 例２ 例１と同様の方法で、強磁性体膜としてＮｉ80Ｆｅ
20（８０原子％Ｎｉ−２０原子％Ｆｅ）を、反強磁性体
膜としてＮの一部をＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの少なくとも１種
で置換した（Ｐｄ100-yＮ´y）58Ｍｎ42（Ｎ´はＦｅ、
Ｎｉ、Ｃｏの少なくとも１種、０＜ｙ＜３０）をそれぞ
れ３０ｎｍの厚さにガラス基板上に成膜して交換結合膜
を作製し、その交換バイアス磁界を測定した。いずれの
場合も５００（Ａ／ｍ）以上の交換バイアス磁界が確認
された。
20（８０原子％Ｎｉ−２０原子％Ｆｅ）を、反強磁性体
膜としてＮの一部をＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの少なくとも１種
で置換した（Ｐｄ100-yＮ´y）58Ｍｎ42（Ｎ´はＦｅ、
Ｎｉ、Ｃｏの少なくとも１種、０＜ｙ＜３０）をそれぞ
れ３０ｎｍの厚さにガラス基板上に成膜して交換結合膜
を作製し、その交換バイアス磁界を測定した。いずれの
場合も５００（Ａ／ｍ）以上の交換バイアス磁界が確認
された。
【００２４】また、磁化率の温度変化より反強磁性体膜
のネール温度を測定した。その１例として、（Ｐｄ80Ｎ
ｉ20）58Ｍｎ42とＰｄ58Ｍｎ42の磁化率と温度の関係を
図４に示す。ここで磁化率のピークとなっている温度Ｔ
Nがネール温度である。同様にして各組成におけるネー
ル温度を測定した結果を図５に示す。この図よりＰｄの
一部をＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの少なくとも１種で置換するこ
とによりネール温度が低下していた。たとえば、Ｎ´を
Ｎｉ、ｙを１０としたときのネール温度は４４０℃で、
ｙが０のときの５６０℃と比較して１００℃以上低下さ
せることができる。このようなネール温度の低下効果
は、図５に示される通りＦｅが一番大きく、ついでＣ
ｏ、Ｎｉとなっている。さらに、Ｍｎの一部をＦｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ等の遷移金属、Ｌａ、Ｓｍ等Ｙを含む希土類金
属、Ａｓ、Ｂ、Ｓｎ、Ｓｂ、グラファイト等半金属と置
換したときや、貴金属ＮとＭｎのそれぞれ一部を上述の
元素を置換したものについても同様にネール温度低下の
効果が得られた。また、相対湿度が９０％、温度が９０
℃の大気中に４８時間放置した後の交換バイアス磁界は
初期値の９０％以上の値を示した。
のネール温度を測定した。その１例として、（Ｐｄ80Ｎ
ｉ20）58Ｍｎ42とＰｄ58Ｍｎ42の磁化率と温度の関係を
図４に示す。ここで磁化率のピークとなっている温度Ｔ
Nがネール温度である。同様にして各組成におけるネー
ル温度を測定した結果を図５に示す。この図よりＰｄの
一部をＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏの少なくとも１種で置換するこ
とによりネール温度が低下していた。たとえば、Ｎ´を
Ｎｉ、ｙを１０としたときのネール温度は４４０℃で、
ｙが０のときの５６０℃と比較して１００℃以上低下さ
せることができる。このようなネール温度の低下効果
は、図５に示される通りＦｅが一番大きく、ついでＣ
ｏ、Ｎｉとなっている。さらに、Ｍｎの一部をＦｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉ等の遷移金属、Ｌａ、Ｓｍ等Ｙを含む希土類金
属、Ａｓ、Ｂ、Ｓｎ、Ｓｂ、グラファイト等半金属と置
換したときや、貴金属ＮとＭｎのそれぞれ一部を上述の
元素を置換したものについても同様にネール温度低下の
効果が得られた。また、相対湿度が９０％、温度が９０
℃の大気中に４８時間放置した後の交換バイアス磁界は
初期値の９０％以上の値を示した。
【００２５】例３ 例１と同様の方法で、強磁性体膜としてＮｉ80Ｆｅ
20を、反強磁性体膜としてＰｔ58Ｍｎ42をそれぞれ３０
ｎｍ、ＭｇＯ（１００）、（１１０）、（１１１）、サ
ファイヤＣ面、ガラスの各基板上に成膜して交換結合膜
を作製し、その交換バイアス磁界を測定した。比較例と
して反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎを用いたものについて
も同様に測定した。
20を、反強磁性体膜としてＰｔ58Ｍｎ42をそれぞれ３０
ｎｍ、ＭｇＯ（１００）、（１１０）、（１１１）、サ
ファイヤＣ面、ガラスの各基板上に成膜して交換結合膜
を作製し、その交換バイアス磁界を測定した。比較例と
して反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎを用いたものについて
も同様に測定した。
【００２６】その結果交換バイアス磁界は、反強磁性体
膜をＰｔ58Ｍｎ42としたとき、基板によらず測定された
が、γ−ＦｅＭｎとしたときにはＭｇＯ（１１１）、サ
ファイヤＣ面、ガラスのときにのみ確認されたに過ぎな
かった。これは本発明のＰｔ58Ｍｎ42が正方晶であるこ
とによるものである。すなわちγ−ＦｅＭｎの場合には
面心立方の（１１１）に優先配向したときのみに十分な
交換結合力が得られるが、本発明のＮ100-zＭｎzは、特
に配向方位を規定する必要がないことがわかる。また、
γ−ＰｔＭｎについても同様の評価を行ったところ、γ
−ＦｅＭｎと同様に特定面においてしか交換バイアス磁
界は確認されなかった。また、その値も、約１００（Ａ
／ｍ）程度と交換結合膜に用いる上で十分とはいえなか
った。
膜をＰｔ58Ｍｎ42としたとき、基板によらず測定された
が、γ−ＦｅＭｎとしたときにはＭｇＯ（１１１）、サ
ファイヤＣ面、ガラスのときにのみ確認されたに過ぎな
かった。これは本発明のＰｔ58Ｍｎ42が正方晶であるこ
とによるものである。すなわちγ−ＦｅＭｎの場合には
面心立方の（１１１）に優先配向したときのみに十分な
交換結合力が得られるが、本発明のＮ100-zＭｎzは、特
に配向方位を規定する必要がないことがわかる。また、
γ−ＰｔＭｎについても同様の評価を行ったところ、γ
−ＦｅＭｎと同様に特定面においてしか交換バイアス磁
界は確認されなかった。また、その値も、約１００（Ａ
／ｍ）程度と交換結合膜に用いる上で十分とはいえなか
った。
【００２７】例４ 例１で十分な交換バイアス磁界が得られたＰｄ50Ｍｎ50
の反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜を用いて磁
気抵抗効果素子を作製した。その磁気抵抗効果素子の断
面図を図６に示す。具体的に、ガラス基板４には＃７０
５９ガラス（コーニングジャパン社）、強磁性体膜５に
は膜厚が２０ｎｍのＮｉ80Ｆｅ20（８０原子％Ｎｉ−２
０原子％Ｆｅ）と膜厚が１０ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10（９０
原子％Ｃｏ−１０原子％Ｆｅ）の２種類、電極６には膜
厚が２０μｍのＣｕをそれぞれ用いた。なお反強磁性体
膜７と反強磁性体膜８との間隔は０．１ｍｍとした。ま
た強磁性体膜５と反強磁性体膜７、８については、磁界
中で成膜を行い、膜に一軸異方性を付与し強磁性体膜５
の単磁区化をはかった後、通常の半導体プロセスを用い
て素子の加工を行ない、磁気抵抗効果素子を得た。
の反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜を用いて磁
気抵抗効果素子を作製した。その磁気抵抗効果素子の断
面図を図６に示す。具体的に、ガラス基板４には＃７０
５９ガラス（コーニングジャパン社）、強磁性体膜５に
は膜厚が２０ｎｍのＮｉ80Ｆｅ20（８０原子％Ｎｉ−２
０原子％Ｆｅ）と膜厚が１０ｎｍのＣｏ90Ｆｅ10（９０
原子％Ｃｏ−１０原子％Ｆｅ）の２種類、電極６には膜
厚が２０μｍのＣｕをそれぞれ用いた。なお反強磁性体
膜７と反強磁性体膜８との間隔は０．１ｍｍとした。ま
た強磁性体膜５と反強磁性体膜７、８については、磁界
中で成膜を行い、膜に一軸異方性を付与し強磁性体膜５
の単磁区化をはかった後、通常の半導体プロセスを用い
て素子の加工を行ない、磁気抵抗効果素子を得た。
【００２８】得られた磁気抵抗効果素子に外部から磁界
を印加して、その磁界応答特性を調べたところ、Ｔｉな
どの保護膜が形成されたγ−ＦｅＭｎ反強磁性体膜を用
いた以外は全く同様の磁気抵抗効果素子と同程度の安定
した出力が得られ、なおかつ磁壁移動に伴うバルクハウ
ゼンノンズの発生もみられなかった。
を印加して、その磁界応答特性を調べたところ、Ｔｉな
どの保護膜が形成されたγ−ＦｅＭｎ反強磁性体膜を用
いた以外は全く同様の磁気抵抗効果素子と同程度の安定
した出力が得られ、なおかつ磁壁移動に伴うバルクハウ
ゼンノンズの発生もみられなかった。
【００２９】例５ 例１と同様の方法で、強磁性体膜として膜厚１０ｎｍの
Ｎｉ80Ｆｅ20（８０原子％Ｎｉ−２０原子％Ｆｅ）を、
反強磁性体膜として膜厚４０ｎｍのＰｄ50Ｍｎ50、Ｐｄ
67Ｍｎ33、Ｐｔ50Ｍｎ50、Ｃｒ95Ａｌ5、Ｃｒ90Ｇ
ａ10、Ｃｒ98Ｍｎ2を成膜して交換結合膜をそれぞれ作
製した。また比較例として反強磁性体膜にＰｔ17Ｍ
ｎ83、Ｐｄ20Ｍｎ80、Ｃｒ50Ｍｎ50、Ｐｄ23Ｍｎ77を、
および従来のγ−ＦｅＭｎを用いて上述と同一の交換結
合膜をそれぞれ作製した。
Ｎｉ80Ｆｅ20（８０原子％Ｎｉ−２０原子％Ｆｅ）を、
反強磁性体膜として膜厚４０ｎｍのＰｄ50Ｍｎ50、Ｐｄ
67Ｍｎ33、Ｐｔ50Ｍｎ50、Ｃｒ95Ａｌ5、Ｃｒ90Ｇ
ａ10、Ｃｒ98Ｍｎ2を成膜して交換結合膜をそれぞれ作
製した。また比較例として反強磁性体膜にＰｔ17Ｍ
ｎ83、Ｐｄ20Ｍｎ80、Ｃｒ50Ｍｎ50、Ｐｄ23Ｍｎ77を、
および従来のγ−ＦｅＭｎを用いて上述と同一の交換結
合膜をそれぞれ作製した。
【００３０】得られた交換結合膜を相対湿度が９０％、
温度が９０℃の大気中に放置して４８時間後の腐食ピッ
ト発生状況を調べた。その結果を図７に示す。図７より
本発明による交換結合膜は、腐食ピット発生確率が大幅
に小さく腐食ピットの発生がほとんど見られず、耐食性
に優れていた。また、放置後の交換バイアス磁界を測定
したところ初期値に対して、比較例はＰｔ17Ｍｎ83、Ｐ
ｄ20Ｍｎ80、Ｃｒ50Ｍｎ50、Ｐｄ23Ｍｎ77で５０％、従
来のγ−ＦｅＭｎを用いた例は１０％であったが、例８
のそれぞれの交換結合膜は９０％以上の交換バイアス磁
界を示した。
温度が９０℃の大気中に放置して４８時間後の腐食ピッ
ト発生状況を調べた。その結果を図７に示す。図７より
本発明による交換結合膜は、腐食ピット発生確率が大幅
に小さく腐食ピットの発生がほとんど見られず、耐食性
に優れていた。また、放置後の交換バイアス磁界を測定
したところ初期値に対して、比較例はＰｔ17Ｍｎ83、Ｐ
ｄ20Ｍｎ80、Ｃｒ50Ｍｎ50、Ｐｄ23Ｍｎ77で５０％、従
来のγ−ＦｅＭｎを用いた例は１０％であったが、例８
のそれぞれの交換結合膜は９０％以上の交換バイアス磁
界を示した。
【００３１】
【発明の効果】以上詳述したように本発明の交換結合膜
は、良好な交換結合力を有し、かつ耐食性、熱安定性に
も優れ、さらにこのような交換結合膜を具備してなる本
発明の磁気抵抗効果素子においては、安定した出力を長
期間に亘って得ることができ、その工業的価値は大なる
ものがある。
は、良好な交換結合力を有し、かつ耐食性、熱安定性に
も優れ、さらにこのような交換結合膜を具備してなる本
発明の磁気抵抗効果素子においては、安定した出力を長
期間に亘って得ることができ、その工業的価値は大なる
ものがある。
【図１】本発明の交換結合膜を示す断面図である。
【図２】例１における磁化曲線を示す図である。
【図３】例１における組成と交換バイアス磁界の関係を
示す図である。
示す図である。
【図４】例２における磁化率と温度変化の関係を示す図
である。
である。
【図５】例２における組成とネール温度の関係を示す図
である。
である。
【図６】本発明の磁気抵抗効果素子の断面を示す断面図
である。
である。
【図７】交換結合膜における腐食ピット発生状況を示す
図である。
図である。
１、４…ガラス基板 ２、５…強磁性体膜 ３、７、８…反強磁性体膜 ６…電極。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 佐橋 政司 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株式会社東芝 研究開発センター内 (72)発明者 澤邊 厚仁 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株式会社東芝 研究開発センター内 (56)参考文献 米国特許5159513（ＵＳ，Ａ) 欧州特許出願公開581418（ＥＰ，Ａ １) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 43/08 G11B 5/39 H01F 10/12
Claims (8)
- 【請求項１】 スピンバルブ膜と、該スピンバルブ膜の
一方の強磁性体膜に積層して形成された反強磁性体膜を
備え、該反強磁性体膜は、組成がＮ100-x Ｍｎx （ここ
で、ＮはＰｔを表し、ｘは原子％を表し、かつ２４≦ｘ
＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示され、かつそ
のＮの一部がＦｅ、ＣｏおよびＰｄからなる群の中から
選ばれた少なくとも１種の元素で置換されており、結晶
構造が正方晶系である合金からなることを特徴とする磁
気抵抗効果素子。 - 【請求項２】 Ｎ100-y Ｎ’y （ここで、ｙは原子％を
表し、Ｎ’はＦｅおよび／またはＣｏ）で表されたＮと
Ｎ’の比が、０＜ｙ＜３０の範囲内にあることを特徴と
する請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項３】 スピンバルブ膜と、該スピンバルブ膜の
一方の強磁性体膜に積層して形成された反強磁性体膜を
備え、該反強磁性体膜は、組成がＮ100-x Ｍｎx （ここ
で、ＮはＰｔを表し、ｘは原子％を表し、かつ２４≦ｘ
＜３５または４０＜ｘ≦７５である）で示され、そのＮ
の一部がＮｉで置換されており、Ｎ100-y Ｎｉy （ここ
で、ｙは原子％を表す）で表されたＮとＮｉの比が、０
＜ｙ＜３０の範囲内にあり、結晶構造が正方晶系である
合金からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項４】 該合金のＭｎの一部が、遷移金属、希土
類金属および半金属からなる群の中から選ばれた少なく
とも１種の元素Ｍ’で置換されていることを特徴とする
請求項１ないし３のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果
素子。 - 【請求項５】 スピンバルブ膜の該一方の強磁性体膜
が、ＦｅＣｏからなることを特徴とする請求項１ないし
４のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項６】 ｙが、１≦ｙ≦１０の範囲内にあること
を特徴とする請求項２または３に記載の磁気抵抗効果素
子。 - 【請求項７】 反強磁性体膜が、スピンバルブ膜の該一
方の強磁性体膜の厚さよりも大きいことを特徴とする請
求項１ないし６のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素
子。 - 【請求項８】 請求項１ないし７のいずれか１項に記載
の磁気抵抗効果素子を備えた磁気ヘッド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02677594A JP3247535B2 (ja) | 1993-03-03 | 1994-02-24 | 磁気抵抗効果素子 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4302593 | 1993-03-03 | ||
| JP5-43025 | 1993-03-03 | ||
| JP02677594A JP3247535B2 (ja) | 1993-03-03 | 1994-02-24 | 磁気抵抗効果素子 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001151461A Division JP2002141581A (ja) | 1993-03-03 | 2001-05-21 | 交換結合膜 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06314617A JPH06314617A (ja) | 1994-11-08 |
| JP3247535B2 true JP3247535B2 (ja) | 2002-01-15 |
Family
ID=26364607
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02677594A Expired - Fee Related JP3247535B2 (ja) | 1993-03-03 | 1994-02-24 | 磁気抵抗効果素子 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3247535B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
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|---|---|---|---|---|
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| US6007643A (en) * | 1995-07-12 | 1999-12-28 | Fujitsu Limited | Method of manufacturing magnetoresistive head |
| JPH0981915A (ja) * | 1995-07-12 | 1997-03-28 | Fujitsu Ltd | 磁気抵抗効果素子及び磁気記録装置 |
| US5768067A (en) | 1995-09-19 | 1998-06-16 | Alps Electric Co., Ltd. | Magnetoresistive head using exchange anisotropic magnetic field with an antiferromagnetic layer |
| JP3291208B2 (ja) | 1996-10-07 | 2002-06-10 | アルプス電気株式会社 | 磁気抵抗効果型センサおよびその製造方法とそのセンサを備えた磁気ヘッド |
| JPH1126231A (ja) * | 1997-07-02 | 1999-01-29 | Sharp Corp | 交換結合膜およびその製造方法並びにそれを用いた磁気抵抗効果素子 |
| JPH11273033A (ja) * | 1998-03-18 | 1999-10-08 | Tdk Corp | 磁気抵抗効果多層膜及び該磁気抵抗効果多層膜を備えた薄膜磁気ヘッド |
| JP3607946B2 (ja) * | 2001-03-07 | 2005-01-05 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | Ｃｒ基耐熱合金 |
| JP2005347688A (ja) * | 2004-06-07 | 2005-12-15 | Fujitsu Ltd | 磁気デバイス用磁性膜 |
-
1994
- 1994-02-24 JP JP02677594A patent/JP3247535B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH06314617A (ja) | 1994-11-08 |
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