JP3249052B2 - 磁気抵抗効果素子およびその製造方法とその素子を備えた磁気ヘッド - Google Patents
磁気抵抗効果素子およびその製造方法とその素子を備えた磁気ヘッド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、位置
センサ、回転センサ等に適用される磁気抵抗効果素子と
その製造方法およびその素子を備えた磁気ヘッドに関す
る。
センサ、回転センサ等に適用される磁気抵抗効果素子と
その製造方法およびその素子を備えた磁気ヘッドに関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、磁気抵抗効果型読み取りヘッド
（ＭＲヘッド）として、異方性磁気抵抗効果現象を用い
たＡＭＲ（Anisotropic Magnetoresistance）ヘッド
と、伝導電子のスピン依存散乱現象を用いたＧＭＲ（Gi
ant Magnetoresistance：巨大磁気抵抗効果）ヘッドと
が知られており、ＧＭＲヘッドの１つの具体例として、
低外部磁界で高磁気抵抗効果を示すスピンバルブ（Spin
-Valve）ヘッドが米国特許第５１５９５１３号明細書に
示されている。
（ＭＲヘッド）として、異方性磁気抵抗効果現象を用い
たＡＭＲ（Anisotropic Magnetoresistance）ヘッド
と、伝導電子のスピン依存散乱現象を用いたＧＭＲ（Gi
ant Magnetoresistance：巨大磁気抵抗効果）ヘッドと
が知られており、ＧＭＲヘッドの１つの具体例として、
低外部磁界で高磁気抵抗効果を示すスピンバルブ（Spin
-Valve）ヘッドが米国特許第５１５９５１３号明細書に
示されている。
【０００３】図１７と図１８はＡＭＲヘッド素子構造の
概略構成を示す図である。図１７に示すヘッド素子にあ
っては、軟磁性層１上に電気絶縁層２と強磁性層（ＡＭ
Ｒ材料層）３とが積層され、強磁性層３の両端部上にト
ラック幅に相当する間隔をあけて反強磁性層４、４が積
層され、更にそれらの上に導電層５が積層されて構成さ
れている。図１８に示すヘッド素子にあっては、軟磁性
層１と電気絶縁層２と強磁性層３を積層して積層体が構
成され、この積層体の両側に積層体を挟むように磁石層
６、６が設けられ、磁石層６の上に導電層５が設けられ
て構成されている。
概略構成を示す図である。図１７に示すヘッド素子にあ
っては、軟磁性層１上に電気絶縁層２と強磁性層（ＡＭ
Ｒ材料層）３とが積層され、強磁性層３の両端部上にト
ラック幅に相当する間隔をあけて反強磁性層４、４が積
層され、更にそれらの上に導電層５が積層されて構成さ
れている。図１８に示すヘッド素子にあっては、軟磁性
層１と電気絶縁層２と強磁性層３を積層して積層体が構
成され、この積層体の両側に積層体を挟むように磁石層
６、６が設けられ、磁石層６の上に導電層５が設けられ
て構成されている。
【０００４】この種のＡＭＲヘッドの最適動作のために
は、ＡＭＲ効果を示す強磁性層３に対して２つのバイア
ス磁界が必要とされている。第１のバイアス磁界は、強
磁性層３の抵抗変化を磁気媒体からの磁束に対して線形
応答させるためのものであり、この第１のバイアス磁界
は、磁気媒体の面に対して垂直方向（図１７のＺ方向）
であり、強磁性層３の膜面に対して平行とされる。通
常、この第１のバイアス磁界は、横バイアスと呼ばれ、
検出電流を導電層５からＡＭＲヘッド素子に流すことに
より得ることができる。第２のバイアス磁界は、通常、
縦バイアスと呼ばれ、磁気媒体と強磁性層３の膜面に対
して平行（図１７のＸ方向）に印加される。この縦バイ
アス磁界の目的は強磁性層３が多数の磁区を形成するこ
とによって生じるバルクハウゼンノイズを抑制するこ
と、即ち、磁気媒体からこの磁束に対してノイズの少な
いスムーズな抵抗変化にするためである。
は、ＡＭＲ効果を示す強磁性層３に対して２つのバイア
ス磁界が必要とされている。第１のバイアス磁界は、強
磁性層３の抵抗変化を磁気媒体からの磁束に対して線形
応答させるためのものであり、この第１のバイアス磁界
は、磁気媒体の面に対して垂直方向（図１７のＺ方向）
であり、強磁性層３の膜面に対して平行とされる。通
常、この第１のバイアス磁界は、横バイアスと呼ばれ、
検出電流を導電層５からＡＭＲヘッド素子に流すことに
より得ることができる。第２のバイアス磁界は、通常、
縦バイアスと呼ばれ、磁気媒体と強磁性層３の膜面に対
して平行（図１７のＸ方向）に印加される。この縦バイ
アス磁界の目的は強磁性層３が多数の磁区を形成するこ
とによって生じるバルクハウゼンノイズを抑制するこ
と、即ち、磁気媒体からこの磁束に対してノイズの少な
いスムーズな抵抗変化にするためである。
【０００５】ところで、前記のバルクハウゼンノイズを
抑制するためには、強磁性層３を単磁区化することが必
要であり、そのための縦バイアスの印加方法には、通
常、２通りの方法が知られている。第１の方法は、図１
８に示すヘッド素子構造を採用し、強磁性層３の両側に
磁石層６、６を配置して磁石層６からの漏れ磁束を利用
する方法であり、第２の方法は、図１７に示すヘッド素
子構造を採用し、反強磁性層４と強磁性層３の接触界面
で生じる交換異方性磁界を利用する方法である。
抑制するためには、強磁性層３を単磁区化することが必
要であり、そのための縦バイアスの印加方法には、通
常、２通りの方法が知られている。第１の方法は、図１
８に示すヘッド素子構造を採用し、強磁性層３の両側に
磁石層６、６を配置して磁石層６からの漏れ磁束を利用
する方法であり、第２の方法は、図１７に示すヘッド素
子構造を採用し、反強磁性層４と強磁性層３の接触界面
で生じる交換異方性磁界を利用する方法である。
【０００６】そして、前記反強磁性層による交換異方性
結合を利用した素子構造として、図１９に示すエクスチ
ェンジバイアス方式のものと、図２０に示すスピンバル
ブ方式のものが知られている。図１９は図１７に示す構
造に類するもので、下部絶縁層２１上に強磁性層２２と
非磁性層２３と磁気抵抗効果を奏する強磁性層２４とを
積層し、トラック幅ＴWに相当する間隔をあけて反強磁
性層２５、２５とリード層２６、２６を設け、それらの
上に上部絶縁層２７を設けた構造である。
結合を利用した素子構造として、図１９に示すエクスチ
ェンジバイアス方式のものと、図２０に示すスピンバル
ブ方式のものが知られている。図１９は図１７に示す構
造に類するもので、下部絶縁層２１上に強磁性層２２と
非磁性層２３と磁気抵抗効果を奏する強磁性層２４とを
積層し、トラック幅ＴWに相当する間隔をあけて反強磁
性層２５、２５とリード層２６、２６を設け、それらの
上に上部絶縁層２７を設けた構造である。
【０００７】図１９に示す構造においては、強磁性層２
４と反強磁性層２５の両層の境界面での交換異方性結合
により、強磁性層２４に縦バイアスが与えられて図１９
のＢ領域（強磁性層２４と強磁性層２５が接触した領
域）はＸ方向へ単磁区化され、これに誘発されてトラッ
ク幅内のＡ領域にて強磁性層２４がＸ方向へ単磁区化さ
れる。定常電流はリード層２６から反強磁性層２５を経
て強磁性層２４に与えられる。強磁性層２４に定常電流
が与えられると、強磁性層２２からの静磁結合エネルギ
ーにより強磁性層２４中にＺ方向への横バイアス磁界が
与えられる。このように縦バイアス磁界と横バイアス磁
界により磁化された強磁性層２４に磁気媒体からの漏れ
磁界が与えられると、この漏れ磁界の大きさに比例して
定常電流に対する電気抵抗が線形応答して変化するの
で、この電気抵抗の変化により漏れ磁界を検出できる。
４と反強磁性層２５の両層の境界面での交換異方性結合
により、強磁性層２４に縦バイアスが与えられて図１９
のＢ領域（強磁性層２４と強磁性層２５が接触した領
域）はＸ方向へ単磁区化され、これに誘発されてトラッ
ク幅内のＡ領域にて強磁性層２４がＸ方向へ単磁区化さ
れる。定常電流はリード層２６から反強磁性層２５を経
て強磁性層２４に与えられる。強磁性層２４に定常電流
が与えられると、強磁性層２２からの静磁結合エネルギ
ーにより強磁性層２４中にＺ方向への横バイアス磁界が
与えられる。このように縦バイアス磁界と横バイアス磁
界により磁化された強磁性層２４に磁気媒体からの漏れ
磁界が与えられると、この漏れ磁界の大きさに比例して
定常電流に対する電気抵抗が線形応答して変化するの
で、この電気抵抗の変化により漏れ磁界を検出できる。
【０００８】図２０に示す構造は、下部絶縁層２１上
に、磁気抵抗効果素子１９を構成するフリー強磁性層２
８と非磁性導電層２９と強磁性層２４を積層し、更に、
強磁性層２４の上に反強磁性層２５と上部絶縁層２７を
順次積層して構成されている。図２０に示す構造におい
て定常電流は、磁気抵抗効果素子１９に与えられる。反
強磁性層２５との交換異方性結合により、強磁性層２４
の磁化がＺ方向へ固定され、Ｙ方向へ移動する磁気媒体
からの漏れ磁界が与えられると、フリー強磁性層２８の
磁化方向の変化により、磁気抵抗効果素子１９の電気抵
抗が変化するので、この電気抵抗の変化により磁気媒体
の漏れ磁界を検出できる。
に、磁気抵抗効果素子１９を構成するフリー強磁性層２
８と非磁性導電層２９と強磁性層２４を積層し、更に、
強磁性層２４の上に反強磁性層２５と上部絶縁層２７を
順次積層して構成されている。図２０に示す構造におい
て定常電流は、磁気抵抗効果素子１９に与えられる。反
強磁性層２５との交換異方性結合により、強磁性層２４
の磁化がＺ方向へ固定され、Ｙ方向へ移動する磁気媒体
からの漏れ磁界が与えられると、フリー強磁性層２８の
磁化方向の変化により、磁気抵抗効果素子１９の電気抵
抗が変化するので、この電気抵抗の変化により磁気媒体
の漏れ磁界を検出できる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】ところで、前記交換異
方性磁界は、強磁性層と反強磁性層の接触界面における
双方の磁気モーメント間の交換相互作用に起因する現象
であり、強磁性層、例えば、ＮｉＦｅ層との交換異方性
磁界を生じる反強磁性層としては、ＦｅＭｎ層が良く知
られている。しかしながら、ＦｅＭｎ層は、耐食性が著
しく悪く、磁気ヘッドの製造工程および磁気ヘッド作動
中に腐食が進行し、交換異方性磁界が大きく劣化してし
まう問題と、場合によっては磁気媒体を破損させてしま
う問題がある。また、磁気ヘッド作動中のＦｅＭｎ層近
傍の温度は、定常検出電流による発熱で１２０℃程度ま
で容易に上昇することが知られているが、ＦｅＭｎ層に
よる交換異方性磁界は温度変化に対して極めて敏感であ
り、約１５０℃の温度で消失（ブロッキング温度：Ｔ
ｂ）するまで、温度に対してほぼ直線的に交換異方性磁
界が減少してしまうために、安定した交換異方性磁界が
得られない問題がある。
方性磁界は、強磁性層と反強磁性層の接触界面における
双方の磁気モーメント間の交換相互作用に起因する現象
であり、強磁性層、例えば、ＮｉＦｅ層との交換異方性
磁界を生じる反強磁性層としては、ＦｅＭｎ層が良く知
られている。しかしながら、ＦｅＭｎ層は、耐食性が著
しく悪く、磁気ヘッドの製造工程および磁気ヘッド作動
中に腐食が進行し、交換異方性磁界が大きく劣化してし
まう問題と、場合によっては磁気媒体を破損させてしま
う問題がある。また、磁気ヘッド作動中のＦｅＭｎ層近
傍の温度は、定常検出電流による発熱で１２０℃程度ま
で容易に上昇することが知られているが、ＦｅＭｎ層に
よる交換異方性磁界は温度変化に対して極めて敏感であ
り、約１５０℃の温度で消失（ブロッキング温度：Ｔ
ｂ）するまで、温度に対してほぼ直線的に交換異方性磁
界が減少してしまうために、安定した交換異方性磁界が
得られない問題がある。
【００１０】そこで本願発明者らは先に、平成７年４月
３日付けで特許出願を行った特願平７―７８０２２号明
細書において、巨大磁気抵抗効果を得ることができる上
に、前述のＦｅＭｎよりも耐食性と温度特性に優れたも
のであり、隣接する強磁性層の保磁力を増大させること
で磁化の回転のピン止めを行うことができる機構を利用
した磁気抵抗効果素子として、α-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増
大層を設けた構造の磁気抵抗効果素子を特許出願してい
る。この特許出願によれば、非磁性層を介して積層され
る２つの強磁性層の一方にα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層
を隣接配置してその強磁性層の磁化の回転をピン止めし
てピン止め強磁性層とし、他方の強磁性層の磁化の回転
を自由にしてフリー磁性層として構成し、外部磁界の印
加によりフリー強磁性層の磁化の回転を行わせるように
して抵抗変化が起こるようにした構造である。なお、α
-Ｆｅ2Ｏ3のブロッキング温度はＦｅＭｎに比べて遥か
に高い温度であるので、前記構造の磁気抵抗効果素子は
温度変化によって磁気特性が劣化し難い利点を有してい
る。
３日付けで特許出願を行った特願平７―７８０２２号明
細書において、巨大磁気抵抗効果を得ることができる上
に、前述のＦｅＭｎよりも耐食性と温度特性に優れたも
のであり、隣接する強磁性層の保磁力を増大させること
で磁化の回転のピン止めを行うことができる機構を利用
した磁気抵抗効果素子として、α-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増
大層を設けた構造の磁気抵抗効果素子を特許出願してい
る。この特許出願によれば、非磁性層を介して積層され
る２つの強磁性層の一方にα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層
を隣接配置してその強磁性層の磁化の回転をピン止めし
てピン止め強磁性層とし、他方の強磁性層の磁化の回転
を自由にしてフリー磁性層として構成し、外部磁界の印
加によりフリー強磁性層の磁化の回転を行わせるように
して抵抗変化が起こるようにした構造である。なお、α
-Ｆｅ2Ｏ3のブロッキング温度はＦｅＭｎに比べて遥か
に高い温度であるので、前記構造の磁気抵抗効果素子は
温度変化によって磁気特性が劣化し難い利点を有してい
る。
【００１１】ところで、このα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大
層を設けた磁気抵抗効果素子にあっては、前述の如く優
れた特徴を有するが、未だ改善するべき点を有してい
た。まず、前述の磁気抵抗効果素子構造において、アモ
ルファス基板であるガラス基板上に成膜したものにあっ
ては、図１１に示すようなＲ-Ｈカーブが得られ、高い
抵抗変化率は得られるものの、このＲ-Ｈカーブの角形
比は十分ではなく、低磁界でのＭＲ変化量も充分ではな
いという改善点があった。次に、前記図１１に示すＲ-
Ｈカーブにおいて、ピン止め強磁性層とフリー強磁性層
の磁化のスピンの向きが反平行となる、いわゆる、プラ
トー領域（Ｒ-Ｈカーブの山の頂上部分）が狭いという
改善点があった。また、前記構造の磁気抵抗効果素子に
あっては、ピン止め強磁性層の磁化の回転の向きをピン
止めするためには、α-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層を６０
０Å以上の厚さに形成しなくてはならないために、磁気
抵抗効果素子全体の層厚が大きくなり、薄膜化が難しい
問題がある。
層を設けた磁気抵抗効果素子にあっては、前述の如く優
れた特徴を有するが、未だ改善するべき点を有してい
た。まず、前述の磁気抵抗効果素子構造において、アモ
ルファス基板であるガラス基板上に成膜したものにあっ
ては、図１１に示すようなＲ-Ｈカーブが得られ、高い
抵抗変化率は得られるものの、このＲ-Ｈカーブの角形
比は十分ではなく、低磁界でのＭＲ変化量も充分ではな
いという改善点があった。次に、前記図１１に示すＲ-
Ｈカーブにおいて、ピン止め強磁性層とフリー強磁性層
の磁化のスピンの向きが反平行となる、いわゆる、プラ
トー領域（Ｒ-Ｈカーブの山の頂上部分）が狭いという
改善点があった。また、前記構造の磁気抵抗効果素子に
あっては、ピン止め強磁性層の磁化の回転の向きをピン
止めするためには、α-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層を６０
０Å以上の厚さに形成しなくてはならないために、磁気
抵抗効果素子全体の層厚が大きくなり、薄膜化が難しい
問題がある。
【００１２】本発明は前記事情に鑑みてなされたもの
で、耐食性に優れ、高い抵抗変化率を得ることができる
とともに、角形比が良好で低磁界域での抵抗変化率が大
きく、層厚を小さくできる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を提供することを目
的とする。
で、耐食性に優れ、高い抵抗変化率を得ることができる
とともに、角形比が良好で低磁界域での抵抗変化率が大
きく、層厚を小さくできる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を提供することを目
的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明は前記課題を解決
するために、少なくとも２層の強磁性層が、非磁性層を
介して設けられ、前記強磁性層のうち、一方が、その強
磁性層と隣接して設けられた反強磁性体の保磁力増大層
により保磁力が大きくされて磁化反転がピン止めされ、
他方の強磁性層がその磁化反転を自由にされてフリー強
磁性層とされてなり、前記保磁力増大層のスピンの向き
が層状に揃えられて保磁力増大層の面方向にほぼ平行に
配向されてなる。
するために、少なくとも２層の強磁性層が、非磁性層を
介して設けられ、前記強磁性層のうち、一方が、その強
磁性層と隣接して設けられた反強磁性体の保磁力増大層
により保磁力が大きくされて磁化反転がピン止めされ、
他方の強磁性層がその磁化反転を自由にされてフリー強
磁性層とされてなり、前記保磁力増大層のスピンの向き
が層状に揃えられて保磁力増大層の面方向にほぼ平行に
配向されてなる。
【００１４】次に本発明においては、少なくとも２層の
強磁性層が、非磁性層を介して設けられ、前記強磁性層
のうち、一方が、その強磁性層と隣接して設けられた反
強磁性体の保磁力増大層により保磁力が大きくされて磁
化反転がピン止めされ、他方の強磁性層がその磁化反転
を自由にされてフリー強磁性層とされてなり、前記保磁
力増大層が、単結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体としてな
り、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶がその｛０００１｝面を反強磁
性層の厚さ方向に向けてエピタキシャル成長されてな
る。更に本発明において、少なくとも２層の強磁性層
が、非磁性層を介して設けられ、前記強磁性層のうち、
一方が、その強磁性層と隣接して設けられた反強磁性体
の保磁力増大層により保磁力が大きくされて磁化反転が
ピン止めされ、他方の強磁性層がその磁化反転を自由に
されてフリー強磁性層とされてなり、前記保磁力増大層
が、単結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体としてなり、α-Ｆｅ
2Ｏ3の結晶が、その｛１１２０｝面を反強磁性層の厚さ
方向に向けてエピタキシャル成長されてなる。
強磁性層が、非磁性層を介して設けられ、前記強磁性層
のうち、一方が、その強磁性層と隣接して設けられた反
強磁性体の保磁力増大層により保磁力が大きくされて磁
化反転がピン止めされ、他方の強磁性層がその磁化反転
を自由にされてフリー強磁性層とされてなり、前記保磁
力増大層が、単結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体としてな
り、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶がその｛０００１｝面を反強磁
性層の厚さ方向に向けてエピタキシャル成長されてな
る。更に本発明において、少なくとも２層の強磁性層
が、非磁性層を介して設けられ、前記強磁性層のうち、
一方が、その強磁性層と隣接して設けられた反強磁性体
の保磁力増大層により保磁力が大きくされて磁化反転が
ピン止めされ、他方の強磁性層がその磁化反転を自由に
されてフリー強磁性層とされてなり、前記保磁力増大層
が、単結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体としてなり、α-Ｆｅ
2Ｏ3の結晶が、その｛１１２０｝面を反強磁性層の厚さ
方向に向けてエピタキシャル成長されてなる。
【００１５】本発明において、少なくとも２層の強磁性
層が、非磁性層を介して設けられ、前記強磁性層のう
ち、一方が、その強磁性層と隣接して設けられた反強磁
性体の保磁力増大層により保磁力が大きくされて磁化反
転がピン止めされ、他方の強磁性層がその磁化反転を自
由にされてフリー強磁性層とされてなり、前記保磁力増
大層が、多結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体としてなり、α-
Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛０００１｝面を反強磁性層の
厚さ方向に向けて一軸配向されてなる。
層が、非磁性層を介して設けられ、前記強磁性層のう
ち、一方が、その強磁性層と隣接して設けられた反強磁
性体の保磁力増大層により保磁力が大きくされて磁化反
転がピン止めされ、他方の強磁性層がその磁化反転を自
由にされてフリー強磁性層とされてなり、前記保磁力増
大層が、多結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体としてなり、α-
Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛０００１｝面を反強磁性層の
厚さ方向に向けて一軸配向されてなる。
【００１６】一方、前記の構造において、少なくとも２
層の強磁性層が、非磁性層を介して設けられ、前記強磁
性層のうち、一方が、その強磁性層と隣接して設けられ
た反強磁性体の保磁力増大層により保磁力が大きくされ
て磁化反転がピン止めされ、他方の強磁性層がその磁化
反転を自由にされてフリー強磁性層とされてなり、前記
保磁力増大層が、多結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体として
なり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛１１２０｝面を反
強磁性層の面方向にほぼ平行にして一軸配向されてな
る。前記の構造において、前記フリー強磁性層が、前記
ピン止め強磁性層の磁化の向きと垂直な方向であって層
面に平行な方向に磁化の向きを向けて単磁区化されるこ
とが好ましい。また、前記反強磁性体中のＦｅの一部
が、Ｔｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちの
いずれか１種または２種以上で置換されてなることが好
ましい。更に、前記のいずれかに記載の磁気抵抗効果素
子を備えていても良い。
層の強磁性層が、非磁性層を介して設けられ、前記強磁
性層のうち、一方が、その強磁性層と隣接して設けられ
た反強磁性体の保磁力増大層により保磁力が大きくされ
て磁化反転がピン止めされ、他方の強磁性層がその磁化
反転を自由にされてフリー強磁性層とされてなり、前記
保磁力増大層が、多結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体として
なり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛１１２０｝面を反
強磁性層の面方向にほぼ平行にして一軸配向されてな
る。前記の構造において、前記フリー強磁性層が、前記
ピン止め強磁性層の磁化の向きと垂直な方向であって層
面に平行な方向に磁化の向きを向けて単磁区化されるこ
とが好ましい。また、前記反強磁性体中のＦｅの一部
が、Ｔｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちの
いずれか１種または２種以上で置換されてなることが好
ましい。更に、前記のいずれかに記載の磁気抵抗効果素
子を備えていても良い。
【００１７】次に本発明の製造方法は、単結晶体の基板
を用い、この基板上にエピタキシャル成長させながらα
-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層を成膜するとともに、この後
にピン止め強磁性層と非磁性層とフリー強磁性層を成膜
することを特徴とする。また、多結晶体の基板を用い、
この基板上に一軸配向成長させながらα-Ｆｅ2Ｏ3の保
磁力増大層を成膜するとともに、この後にピン止め強磁
性層と非磁性層とフリー強磁性層を成膜することを特徴
とする。前記単結晶基板として、ダイヤモンド型構造の
Ｓｉ基板、岩塩型構造のＭｇＯ基板、スピネル型構造の
ＭｇＡｌ 2 Ｏ 4 基板、ガーネット型構造のガドリニウムガ
ーネット（Ｇｄ 3 Ｇａ 5 Ｏ 12 ）基板、コランダム構造のサ
ファイア基板（α−Ａｌ 2 Ｏ 3 ）、六方晶のα−Ｆｅ 2 Ｏ 3
基板のいずれかを用いることができる。また、単結晶
体の基板として、基板の成膜面に｛１１２０｝面あるい
は｛０００１｝面を出した基板を用いることもできる。
前記単結晶体の基板として、サファイア基板を用いるこ
とができる。保磁力増大層を構成するα-Ｆｅ2Ｏ3のＦ
ｅの一部をＴｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎの
うちのいずれか１種または２種以上で置換しても良い。
を用い、この基板上にエピタキシャル成長させながらα
-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層を成膜するとともに、この後
にピン止め強磁性層と非磁性層とフリー強磁性層を成膜
することを特徴とする。また、多結晶体の基板を用い、
この基板上に一軸配向成長させながらα-Ｆｅ2Ｏ3の保
磁力増大層を成膜するとともに、この後にピン止め強磁
性層と非磁性層とフリー強磁性層を成膜することを特徴
とする。前記単結晶基板として、ダイヤモンド型構造の
Ｓｉ基板、岩塩型構造のＭｇＯ基板、スピネル型構造の
ＭｇＡｌ 2 Ｏ 4 基板、ガーネット型構造のガドリニウムガ
ーネット（Ｇｄ 3 Ｇａ 5 Ｏ 12 ）基板、コランダム構造のサ
ファイア基板（α−Ａｌ 2 Ｏ 3 ）、六方晶のα−Ｆｅ 2 Ｏ 3
基板のいずれかを用いることができる。また、単結晶
体の基板として、基板の成膜面に｛１１２０｝面あるい
は｛０００１｝面を出した基板を用いることもできる。
前記単結晶体の基板として、サファイア基板を用いるこ
とができる。保磁力増大層を構成するα-Ｆｅ2Ｏ3のＦ
ｅの一部をＴｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎの
うちのいずれか１種または２種以上で置換しても良い。
【００１８】
【発明の実施の形態】以下図面を参照して本発明の一形
態について説明する。図１は本発明に係る磁気抵抗効果
素子の一形態を示すものであり、単結晶体または多結晶
体からなる基板３０の上に、バッファ層３０ａを介して
保磁力増大層３１と強磁性層３２と非磁性層３３と強磁
性層３４が順次積層され、この構造においては、保磁力
増大層３１と強磁性層３２と非磁性層３３と強磁性層３
４とにより磁気抵抗効果素子３５が構成されている。
態について説明する。図１は本発明に係る磁気抵抗効果
素子の一形態を示すものであり、単結晶体または多結晶
体からなる基板３０の上に、バッファ層３０ａを介して
保磁力増大層３１と強磁性層３２と非磁性層３３と強磁
性層３４が順次積層され、この構造においては、保磁力
増大層３１と強磁性層３２と非磁性層３３と強磁性層３
４とにより磁気抵抗効果素子３５が構成されている。
【００１９】前記基板３０は、保磁力増大層３１を構成
する後述のα-Ｆｅ2Ｏ3がエピタキシャル成長できるも
のが好ましく、具体的には、ダイヤモンド型構造のＳｉ
基板、岩塩型構造のＭｇＯ基板、スピネル型構造のＭｇ
Ａｌ2Ｏ4基板、ガーネット型構造のガドリウムガーネッ
ト（Ｇｄ3Ｇａ5Ｏ12）基板、あるいは、α-Ｆｅ2Ｏ3と
同じコランダム構造のサファイア基板（α-Ａｌ
2Ｏ3）、α-Ｆｅ2Ｏ3単結晶基板などの六方晶系の材料
からなるものを適用することができる。前記基板３０と
して前記種々の材料からなるものを用いることができる
が、これらのものの中でも、基板３０の結晶配向性には
一定の要求がある。
する後述のα-Ｆｅ2Ｏ3がエピタキシャル成長できるも
のが好ましく、具体的には、ダイヤモンド型構造のＳｉ
基板、岩塩型構造のＭｇＯ基板、スピネル型構造のＭｇ
Ａｌ2Ｏ4基板、ガーネット型構造のガドリウムガーネッ
ト（Ｇｄ3Ｇａ5Ｏ12）基板、あるいは、α-Ｆｅ2Ｏ3と
同じコランダム構造のサファイア基板（α-Ａｌ
2Ｏ3）、α-Ｆｅ2Ｏ3単結晶基板などの六方晶系の材料
からなるものを適用することができる。前記基板３０と
して前記種々の材料からなるものを用いることができる
が、これらのものの中でも、基板３０の結晶配向性には
一定の要求がある。
【００２０】その要求とは、α-Ｆｅ2Ｏ3の｛０００
１｝面あるいは｛０１２０｝面と格子整合性の良い基板
を用いることである。従って要求の１つの具体例とし
て、基板３０を構成する材料が六方晶系の結晶構造の場
合は、その結晶におけるＣ面（図２に示す六方晶系結晶
格子の基本となる横軸をＸ1、Ｘ2、Ｘ3とし、縦軸をＺ
とした場合に、Ｚ軸に垂直な｛０００１｝面）により基
板３０の上面（成膜面）を構成するように配向させる
か、あるいは、六方晶系の結晶構造の｛１１２０｝面で
基板３０の上面（成膜面）を構成するように配向させる
ことが好ましい。なお、本明細書においては、図２の六
方晶系結晶格子のＸ1軸とＸ2軸とＸ3軸とＺ軸のそれぞ
れのベクトル方向において、負の方向のものは指数の下
にアンダーラインを付して表記するものと規定するの
で、図２においてＸ1軸の１の位置と、Ｘ2軸の１の位置
と、Ｘ3軸の−１／２の位置を通過する面を（１１２
０）面と表記するとともに、その面と結晶学的に等価な
面（例えば、（１２１０）面、（２１１０）面、（１２
１０）面、（２１１０）面、（１１２０）面、（１１２
０）面）の総称を｛１１２０｝面と表記する。なお、図
２と図９と図１０と図１２には、これら本願明細書で規
定した面の表記の他に、結晶学的に一般的な表記も等号
を介して併記してある。
１｝面あるいは｛０１２０｝面と格子整合性の良い基板
を用いることである。従って要求の１つの具体例とし
て、基板３０を構成する材料が六方晶系の結晶構造の場
合は、その結晶におけるＣ面（図２に示す六方晶系結晶
格子の基本となる横軸をＸ1、Ｘ2、Ｘ3とし、縦軸をＺ
とした場合に、Ｚ軸に垂直な｛０００１｝面）により基
板３０の上面（成膜面）を構成するように配向させる
か、あるいは、六方晶系の結晶構造の｛１１２０｝面で
基板３０の上面（成膜面）を構成するように配向させる
ことが好ましい。なお、本明細書においては、図２の六
方晶系結晶格子のＸ1軸とＸ2軸とＸ3軸とＺ軸のそれぞ
れのベクトル方向において、負の方向のものは指数の下
にアンダーラインを付して表記するものと規定するの
で、図２においてＸ1軸の１の位置と、Ｘ2軸の１の位置
と、Ｘ3軸の−１／２の位置を通過する面を（１１２
０）面と表記するとともに、その面と結晶学的に等価な
面（例えば、（１２１０）面、（２１１０）面、（１２
１０）面、（２１１０）面、（１１２０）面、（１１２
０）面）の総称を｛１１２０｝面と表記する。なお、図
２と図９と図１０と図１２には、これら本願明細書で規
定した面の表記の他に、結晶学的に一般的な表記も等号
を介して併記してある。
【００２１】バッファ層３０ａは、α-Ｆｅ2Ｏ3と同種
のコランダム構造のα-Ａｌ2Ｏ3、あるいはＣｏ等の金
属バッファなどの六方晶系の材料の膜からなり、基板３
０の表面保護あるいは凹凸やうねりを取るために用いら
れるが、省略しても差し支えない。前記保磁力増大層３
１は、それに隣接して形成される強磁性層３２に磁気的
交換結合力を作用させて強磁性層３２の保磁力を増大さ
せ、磁化の向きをピン止めするためのものであり、この
保磁力増大層３１は、反強磁性体、特に酸化物反強磁性
体から構成されることが好ましく、１つの具体例として
は、α-Ｆｅ2Ｏ3から形成される。また、保磁力増大層
３１は、基板３０の結晶に対してエピタキシャル成長ま
たは一軸配向成長されて構成されている。次に、保磁力
増大層３１のスピンの向きが図１に示すように保磁力増
大層３１の面方向にほぼ並行に揃えられ、しかも層状に
配置されていることが好ましい。
のコランダム構造のα-Ａｌ2Ｏ3、あるいはＣｏ等の金
属バッファなどの六方晶系の材料の膜からなり、基板３
０の表面保護あるいは凹凸やうねりを取るために用いら
れるが、省略しても差し支えない。前記保磁力増大層３
１は、それに隣接して形成される強磁性層３２に磁気的
交換結合力を作用させて強磁性層３２の保磁力を増大さ
せ、磁化の向きをピン止めするためのものであり、この
保磁力増大層３１は、反強磁性体、特に酸化物反強磁性
体から構成されることが好ましく、１つの具体例として
は、α-Ｆｅ2Ｏ3から形成される。また、保磁力増大層
３１は、基板３０の結晶に対してエピタキシャル成長ま
たは一軸配向成長されて構成されている。次に、保磁力
増大層３１のスピンの向きが図１に示すように保磁力増
大層３１の面方向にほぼ並行に揃えられ、しかも層状に
配置されていることが好ましい。
【００２２】前記強磁性層３２、３４は、いずれも強磁
性体の薄膜からなるが、具体的にはＮｉ-Ｆｅ合金、Ｃ
ｏ-Ｆｅ合金、Ｎｉ-Ｃｏ合金、Ｃｏ、Ｎｉ-Ｆｅ-Ｃｏ合
金等からなる。また、強磁性層３２をＣｏ層から、強磁
性層３４をＮｉ-Ｆｅ合金層から、あるいはＣｏ層とＮ
ｉ-Ｆｅ合金層の積層構造から構成することもできる。
なお、Ｃｏ層とＮｉ-Ｆｅ合金層との２層構造とする場
合は、非磁性層３３側に薄いＣｏ層を配置する構造とす
ることもできる。
性体の薄膜からなるが、具体的にはＮｉ-Ｆｅ合金、Ｃ
ｏ-Ｆｅ合金、Ｎｉ-Ｃｏ合金、Ｃｏ、Ｎｉ-Ｆｅ-Ｃｏ合
金等からなる。また、強磁性層３２をＣｏ層から、強磁
性層３４をＮｉ-Ｆｅ合金層から、あるいはＣｏ層とＮ
ｉ-Ｆｅ合金層の積層構造から構成することもできる。
なお、Ｃｏ層とＮｉ-Ｆｅ合金層との２層構造とする場
合は、非磁性層３３側に薄いＣｏ層を配置する構造とす
ることもできる。
【００２３】また、非磁性層３３を強磁性層３２、３４
で挟む構造の巨大磁気抵抗効果発生機構にあっては、強
磁性層３２、３４を同種の材料から構成する方が、異種
の材料から構成するよりも、伝導電子のスピン依存散乱
以外の因子が生じる可能性が低く、より高い磁気抵抗効
果を得られることに起因している。即ち、Ｎｉ-Ｆｅと
Ｃｕとで界面を構成するよりは、ＣｏとＣｕで界面を構
成した方が大きなスピン依存散乱の効果が界面で得ら
れ、大きなＭＲ効果が得られるからである。このような
ことから、強磁性層３２をＣｏから構成した場合は、強
磁性層３４の非磁性層３３側を所定の厚さでＣｏ層に置
換した構造が好ましい。また、Ｃｏ層を特に区別して設
けなくとも、強磁性層３４の非磁性層３３側にＣｏの多
く含ませた合金状態とし、上部保護層３７側に向かうに
つれて徐々にＣｏ濃度が薄くなるような濃度勾配層とし
ても良い。なお、強磁性層３２の磁化の回転は前述の如
くピン止めされるが、強磁性層３４の磁化の回転は自由
にされるので、この強磁性層３４は単磁区化されている
ことが好ましい。
で挟む構造の巨大磁気抵抗効果発生機構にあっては、強
磁性層３２、３４を同種の材料から構成する方が、異種
の材料から構成するよりも、伝導電子のスピン依存散乱
以外の因子が生じる可能性が低く、より高い磁気抵抗効
果を得られることに起因している。即ち、Ｎｉ-Ｆｅと
Ｃｕとで界面を構成するよりは、ＣｏとＣｕで界面を構
成した方が大きなスピン依存散乱の効果が界面で得ら
れ、大きなＭＲ効果が得られるからである。このような
ことから、強磁性層３２をＣｏから構成した場合は、強
磁性層３４の非磁性層３３側を所定の厚さでＣｏ層に置
換した構造が好ましい。また、Ｃｏ層を特に区別して設
けなくとも、強磁性層３４の非磁性層３３側にＣｏの多
く含ませた合金状態とし、上部保護層３７側に向かうに
つれて徐々にＣｏ濃度が薄くなるような濃度勾配層とし
ても良い。なお、強磁性層３２の磁化の回転は前述の如
くピン止めされるが、強磁性層３４の磁化の回転は自由
にされるので、この強磁性層３４は単磁区化されている
ことが好ましい。
【００２４】前記非磁性層３３は、Ｃｕ、Ｃｒ、Ａｕ、
Ａｇなどに代表される非磁性体からなり、２０〜４０Å
の厚さに形成されている。ここで非磁性膜３３の厚さが
２０Åより薄いと、強磁性層３２と強磁性層３４との間
で磁気的結合が起こり易くなる。また、非磁性層３３が
４０Åより厚いと磁気抵抗効果を生じる要因である非磁
性層３３と強磁性層３２、３４の界面で散乱される伝導
電子の効率が低下し、電流の分流効果により磁気抵抗効
果が低減されてしまうので好ましくない。
Ａｇなどに代表される非磁性体からなり、２０〜４０Å
の厚さに形成されている。ここで非磁性膜３３の厚さが
２０Åより薄いと、強磁性層３２と強磁性層３４との間
で磁気的結合が起こり易くなる。また、非磁性層３３が
４０Åより厚いと磁気抵抗効果を生じる要因である非磁
性層３３と強磁性層３２、３４の界面で散乱される伝導
電子の効率が低下し、電流の分流効果により磁気抵抗効
果が低減されてしまうので好ましくない。
【００２５】図１に示す構造において定常電流は、磁気
抵抗効果素子３５に与えられる。図１に示す構造である
ならば、保磁力増大層３１の存在により強磁性層３２が
磁気的交換結合を受けて保磁力が増大されてその磁化の
向きがピン止めされ、他の強磁性層３４の磁化の回転が
自由にされる結果、強磁性層３２と３４の間に保磁力差
が生じ、これに起因して巨大磁気抵抗効果が得られる。
即ち、磁化の回転が自由にされた強磁性層３４に、図１
の矢印Ｙ方向に移動する磁気記録媒体からの漏れ磁界な
どのような外部磁界が作用すると、強磁性層３４の磁化
の向きが容易に回転するので、回転に伴って磁気抵抗効
果素子３５に抵抗変化が生じ、この抵抗変化を測定する
ことで磁気記録媒体の磁気情報を読み取ることができ
る。また、この抵抗変化の際に強磁性層３４が単磁区化
されているならば、バルクハウゼンノイズを生じること
なく、良好な線形応答性で抵抗変化が得られる。
抵抗効果素子３５に与えられる。図１に示す構造である
ならば、保磁力増大層３１の存在により強磁性層３２が
磁気的交換結合を受けて保磁力が増大されてその磁化の
向きがピン止めされ、他の強磁性層３４の磁化の回転が
自由にされる結果、強磁性層３２と３４の間に保磁力差
が生じ、これに起因して巨大磁気抵抗効果が得られる。
即ち、磁化の回転が自由にされた強磁性層３４に、図１
の矢印Ｙ方向に移動する磁気記録媒体からの漏れ磁界な
どのような外部磁界が作用すると、強磁性層３４の磁化
の向きが容易に回転するので、回転に伴って磁気抵抗効
果素子３５に抵抗変化が生じ、この抵抗変化を測定する
ことで磁気記録媒体の磁気情報を読み取ることができ
る。また、この抵抗変化の際に強磁性層３４が単磁区化
されているならば、バルクハウゼンノイズを生じること
なく、良好な線形応答性で抵抗変化が得られる。
【００２６】図１に示す構造においては、コランダム構
造であるα-Ｆｅ2Ｏ3の（０００１）面あるいは（１１
２０）面と格子不整の小さい面で基板３０の上面が構成
され、基板３０の結晶配向性に対してエピタキシャル成
長、または一軸方向成長された保磁力増大層３１が設け
られているので、スピンの向きが図１に示すように層状
に面方向に揃えられている。ここで、α-Ｆｅ2Ｏ3のバ
ルクにあっては、スピン軸の方向がモーリン点を下回る
温度とモーリン点を超える温度では異なることが知られ
ている。また、バルク状のα-Ｆｅ2Ｏ3のモーリン点
は、２６０Ｋであり、室温に近いことが知られている
が、薄膜状のα-Ｆｅ2Ｏ3では成膜時の欠陥や不純物の
混入あるいは熱処理等の影響があって、成膜条件によ
り、このモーリン点は膜毎に異なる。よって、保磁力増
大層３１のモーリン点により基板３０を構成する結晶体
を｛０００１｝面配向のものとするか、｛１１２０｝面
配向のものとするかを使い分けることが好ましい。な
お、スパッタで通常の条件で成膜したα-Ｆｅ2Ｏ3の薄
膜はモーリン点が常温付近にあるので、この場合、｛１
１２０｝面配向の基板３０を用いる。
造であるα-Ｆｅ2Ｏ3の（０００１）面あるいは（１１
２０）面と格子不整の小さい面で基板３０の上面が構成
され、基板３０の結晶配向性に対してエピタキシャル成
長、または一軸方向成長された保磁力増大層３１が設け
られているので、スピンの向きが図１に示すように層状
に面方向に揃えられている。ここで、α-Ｆｅ2Ｏ3のバ
ルクにあっては、スピン軸の方向がモーリン点を下回る
温度とモーリン点を超える温度では異なることが知られ
ている。また、バルク状のα-Ｆｅ2Ｏ3のモーリン点
は、２６０Ｋであり、室温に近いことが知られている
が、薄膜状のα-Ｆｅ2Ｏ3では成膜時の欠陥や不純物の
混入あるいは熱処理等の影響があって、成膜条件によ
り、このモーリン点は膜毎に異なる。よって、保磁力増
大層３１のモーリン点により基板３０を構成する結晶体
を｛０００１｝面配向のものとするか、｛１１２０｝面
配向のものとするかを使い分けることが好ましい。な
お、スパッタで通常の条件で成膜したα-Ｆｅ2Ｏ3の薄
膜はモーリン点が常温付近にあるので、この場合、｛１
１２０｝面配向の基板３０を用いる。
【００２７】また、α-Ｆｅ2Ｏ3のＦｅの一部を、Ｔｉ,
Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいずれか１
種または２種以上で置換することでモーリン点を下げる
ことができるので、これらの元素を添加することで膜の
モーリン点を変え、これによりモーリン点を常温よりも
十分に低い温度とすることで、｛０００１｝面配向の結
晶体で基板３０を構成した場合に、スピンの向きを図１
に示す向きとすることができる。これにより、図１に示
す層状に配向したスピンを備える保磁力増大層３１を有
する磁気抵抗効果素子３５を得ることができ、角形比の
優れた、低磁界域での抵抗変化の大きいものを得ること
ができる。また、保磁力増大層３１のスピンの向きを層
状にして面方向に揃えているので、保磁力増大層３１に
よるピン止め強磁性層３２に対するピン止め力を効率良
く発揮できる結果、保磁力増大層３１の厚さを６００Å
程度にしなくとも、２００Å程度以上形成することで、
十分なピン止め力を発揮できる。よって保磁力増大層３
１を薄型化できるので、磁気抵抗効果素子３５の全体を
薄型化でき、素子の小型化に寄与する。更に、図１に示
す構造であると、ピン止め強磁性層３２とフリー強磁性
層３４とが外部磁界０において磁化直交とされており、
フリー強磁性層３４の磁化困難軸方向でヒステリシスの
無い、センターバイアス状態とすることができ、磁気抵
抗効果素子として非常に扱いが容易な特徴を有する。
Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいずれか１
種または２種以上で置換することでモーリン点を下げる
ことができるので、これらの元素を添加することで膜の
モーリン点を変え、これによりモーリン点を常温よりも
十分に低い温度とすることで、｛０００１｝面配向の結
晶体で基板３０を構成した場合に、スピンの向きを図１
に示す向きとすることができる。これにより、図１に示
す層状に配向したスピンを備える保磁力増大層３１を有
する磁気抵抗効果素子３５を得ることができ、角形比の
優れた、低磁界域での抵抗変化の大きいものを得ること
ができる。また、保磁力増大層３１のスピンの向きを層
状にして面方向に揃えているので、保磁力増大層３１に
よるピン止め強磁性層３２に対するピン止め力を効率良
く発揮できる結果、保磁力増大層３１の厚さを６００Å
程度にしなくとも、２００Å程度以上形成することで、
十分なピン止め力を発揮できる。よって保磁力増大層３
１を薄型化できるので、磁気抵抗効果素子３５の全体を
薄型化でき、素子の小型化に寄与する。更に、図１に示
す構造であると、ピン止め強磁性層３２とフリー強磁性
層３４とが外部磁界０において磁化直交とされており、
フリー強磁性層３４の磁化困難軸方向でヒステリシスの
無い、センターバイアス状態とすることができ、磁気抵
抗効果素子として非常に扱いが容易な特徴を有する。
【００２８】また、図１に示す構造においては、保磁力
増大層３１をα-Ｆｅ2Ｏ3から構成したが、α-Ｆｅ2Ｏ3
は元々酸化物でありＦｅＭｎに比べて耐食性に優れ、し
かもネール温度が高いので、温度変動に強い特徴があ
る。なお、図１に示す素子構造にあっては保磁力増大層
３１をα-Ｆｅ2Ｏ3から構成したが、保磁力増大層３１
の構成材料は強磁性層３２に磁気的交換結合力を作用さ
せて保磁力を高くするようなものであれば良いので、他
の反強磁性体、酸化物反強磁性体あるいは高保磁力磁性
体から構成しても良いのは勿論である。
増大層３１をα-Ｆｅ2Ｏ3から構成したが、α-Ｆｅ2Ｏ3
は元々酸化物でありＦｅＭｎに比べて耐食性に優れ、し
かもネール温度が高いので、温度変動に強い特徴があ
る。なお、図１に示す素子構造にあっては保磁力増大層
３１をα-Ｆｅ2Ｏ3から構成したが、保磁力増大層３１
の構成材料は強磁性層３２に磁気的交換結合力を作用さ
せて保磁力を高くするようなものであれば良いので、他
の反強磁性体、酸化物反強磁性体あるいは高保磁力磁性
体から構成しても良いのは勿論である。
【００２９】次に図３は、本発明に係る磁気抵抗効果素
子の他の形態を示すもので、この形態の磁気抵抗効果素
子は、保磁力増大層４１とピン止め強磁性層４２と非磁
性層４３とフリー強磁性層４４を積層して断面台形状の
積層体４５を基板上に形成するとともにこの積層体４５
の両側に反強磁性層４６、４６を設け、各反強磁性層４
６上に強磁性層４７と導電層４８を積層して構成されて
いる。この形態において反強磁性層４６は、その端部４
６ａにおいて反強磁性層４１とピン止め強磁性層４２と
非磁性層４３の側部を覆い、フリー強磁性層４４の側部
を厚み半分程度覆って設けられ、反強磁性層４６上の強
磁性層４７はその端部でフリー強磁性層４４の側部を厚
み半分程覆って設けられているが、各層の厚さ関係は図
面に示したものに限らない。前記の構造において、保磁
力増大層４１は先の例で用いた保磁力増大層３１と同等
の材料からなり、ピン止め強磁性層４２は先の例で用い
た強磁性層３２と同等の材料からなり、非磁性中間層４
３は先の例で用いた非磁性層３３と同等の材料からな
り、フリー強磁性層４４は先の例で用いた強磁性層３４
と同等の材料からなる。また、反強磁性層４６は、Ｎｉ
Ｍｎ、ＰｔＭｎ、ＲｕＭｎ、ＲｈＭｎ、ＰｄＭｎ、Ｉｒ
Ｍｎ等の材料からなり、強磁性層４７は非晶質のＣｏＮ
ｂＺｒ、ＣｏＴａＨｆなどの強磁性層からなることが好
ましい。
子の他の形態を示すもので、この形態の磁気抵抗効果素
子は、保磁力増大層４１とピン止め強磁性層４２と非磁
性層４３とフリー強磁性層４４を積層して断面台形状の
積層体４５を基板上に形成するとともにこの積層体４５
の両側に反強磁性層４６、４６を設け、各反強磁性層４
６上に強磁性層４７と導電層４８を積層して構成されて
いる。この形態において反強磁性層４６は、その端部４
６ａにおいて反強磁性層４１とピン止め強磁性層４２と
非磁性層４３の側部を覆い、フリー強磁性層４４の側部
を厚み半分程度覆って設けられ、反強磁性層４６上の強
磁性層４７はその端部でフリー強磁性層４４の側部を厚
み半分程覆って設けられているが、各層の厚さ関係は図
面に示したものに限らない。前記の構造において、保磁
力増大層４１は先の例で用いた保磁力増大層３１と同等
の材料からなり、ピン止め強磁性層４２は先の例で用い
た強磁性層３２と同等の材料からなり、非磁性中間層４
３は先の例で用いた非磁性層３３と同等の材料からな
り、フリー強磁性層４４は先の例で用いた強磁性層３４
と同等の材料からなる。また、反強磁性層４６は、Ｎｉ
Ｍｎ、ＰｔＭｎ、ＲｕＭｎ、ＲｈＭｎ、ＰｄＭｎ、Ｉｒ
Ｍｎ等の材料からなり、強磁性層４７は非晶質のＣｏＮ
ｂＺｒ、ＣｏＴａＨｆなどの強磁性層からなることが好
ましい。
【００３０】図３に示す構造においては、反強磁性層４
６の一方向異方性により強磁性層４７の磁化の向きを図
３の矢印ａ方向にピン止めするとともに、強磁性層４７
の磁化の向きに合わせてフリー強磁性層４４の磁化の向
きを矢印ａ方向に誘導して縦バイアスを印加して単磁区
化することができる。また、保磁力増大層４１によりピ
ン止め強磁性層４２の磁化の向きを図３の矢印ｂ方向に
ピン止めする。以上のように、フリー強磁性層４４と強
磁性層４７を単磁区化するとともにフリー強磁性層４４
の磁化の向きをピン止め強磁性層４２の磁化の向きに対
して直交させることができる。次に、強磁性層４７を非
晶質の強磁性体から構成すると、非晶質の強磁性層はＭ
Ｒ効果が小さいので、サイドリーディング（トラック部
以外で磁気媒体の磁界を拾うこと）が少なく、かつ、一
方向異方性も分散の少ないものを導入できる利点があ
る。
６の一方向異方性により強磁性層４７の磁化の向きを図
３の矢印ａ方向にピン止めするとともに、強磁性層４７
の磁化の向きに合わせてフリー強磁性層４４の磁化の向
きを矢印ａ方向に誘導して縦バイアスを印加して単磁区
化することができる。また、保磁力増大層４１によりピ
ン止め強磁性層４２の磁化の向きを図３の矢印ｂ方向に
ピン止めする。以上のように、フリー強磁性層４４と強
磁性層４７を単磁区化するとともにフリー強磁性層４４
の磁化の向きをピン止め強磁性層４２の磁化の向きに対
して直交させることができる。次に、強磁性層４７を非
晶質の強磁性体から構成すると、非晶質の強磁性層はＭ
Ｒ効果が小さいので、サイドリーディング（トラック部
以外で磁気媒体の磁界を拾うこと）が少なく、かつ、一
方向異方性も分散の少ないものを導入できる利点があ
る。
【００３１】この形態の構造においては、先の形態の構
造と同様に、フリー強磁性層４４を単磁区化できるとと
もに、縦バイアスを印加しているので、バルクハウゼン
ノイズを生じることなく、良好な線形応答性で抵抗変化
が得られる。
造と同様に、フリー強磁性層４４を単磁区化できるとと
もに、縦バイアスを印加しているので、バルクハウゼン
ノイズを生じることなく、良好な線形応答性で抵抗変化
が得られる。
【００３２】次に図４〜図６は、図３に示す素子構造を
備えた薄膜磁気ヘッドの一構造例を示す。この例の磁気
ヘッドＨＡは、ハードディスク装置等に搭載される浮上
式のもので、この磁気ヘッドＨＡのスライダ５１は、図
４の（イ）で示す側がディスク面の移動方向の上流側に
向くリーディング側で、図４の（ロ）で示す側がトレー
リング側である。このスライダ５１のディスクに対向す
る面では、レール状のＡＢＳ面５１ａ、５１ａ、５１ｂ
と、エアーグルーブ５１ｃが形成されている。そして、
このスライダ５１のトレーリング側の端面５１ｄに薄膜
磁気ヘッド５０が設けられている。
備えた薄膜磁気ヘッドの一構造例を示す。この例の磁気
ヘッドＨＡは、ハードディスク装置等に搭載される浮上
式のもので、この磁気ヘッドＨＡのスライダ５１は、図
４の（イ）で示す側がディスク面の移動方向の上流側に
向くリーディング側で、図４の（ロ）で示す側がトレー
リング側である。このスライダ５１のディスクに対向す
る面では、レール状のＡＢＳ面５１ａ、５１ａ、５１ｂ
と、エアーグルーブ５１ｃが形成されている。そして、
このスライダ５１のトレーリング側の端面５１ｄに薄膜
磁気ヘッド５０が設けられている。
【００３３】この例で示す薄膜磁気ヘッド５０は、図５
と図６に断面構造を示すような複合型磁気ヘッドであ
り、スライダ５１のトレーリング側端面５１ｄ上に、Ｍ
Ｒヘッド（読出ヘッド）ｈ1と、インダクティブヘッド
（書込ヘッド）ｈ2とが順に積層されて構成されてい
る。
と図６に断面構造を示すような複合型磁気ヘッドであ
り、スライダ５１のトレーリング側端面５１ｄ上に、Ｍ
Ｒヘッド（読出ヘッド）ｈ1と、インダクティブヘッド
（書込ヘッド）ｈ2とが順に積層されて構成されてい
る。
【００３４】この例のＭＲヘッドｈ1は磁気抵抗効果を
利用してディスクなどの記録媒体からの漏れ磁束を検出
し、磁気信号を読み取るものである。図５に示すように
ＭＲヘッドｈ1は、スライダ５１のトレーリング側端部
に形成されたセンダスト（Ｆｅ-Ａｌ-Ｓｉ）等の磁性合
金からなる下部ギャップ層５３上に、アルミナ（Ａｌ 2
Ｏ3）などの非磁性材料により形成された上部ギャップ
層５４が設けられている。 そして、この上部ギャップ
層５４上に、巨大磁気抵抗効果素子となる図１または図
３に示す構造の磁気抵抗効果素子が積層されている。更
にその上には、アルミナなどからなる上部ギャップ層が
形成され、その上に上部シールド層が形成されており、
この上部シールド層は、その上に設けられるインダクテ
ィブヘッドｈ2の下部コア層５５と兼用にされている。
利用してディスクなどの記録媒体からの漏れ磁束を検出
し、磁気信号を読み取るものである。図５に示すように
ＭＲヘッドｈ1は、スライダ５１のトレーリング側端部
に形成されたセンダスト（Ｆｅ-Ａｌ-Ｓｉ）等の磁性合
金からなる下部ギャップ層５３上に、アルミナ（Ａｌ 2
Ｏ3）などの非磁性材料により形成された上部ギャップ
層５４が設けられている。 そして、この上部ギャップ
層５４上に、巨大磁気抵抗効果素子となる図１または図
３に示す構造の磁気抵抗効果素子が積層されている。更
にその上には、アルミナなどからなる上部ギャップ層が
形成され、その上に上部シールド層が形成されており、
この上部シールド層は、その上に設けられるインダクテ
ィブヘッドｈ2の下部コア層５５と兼用にされている。
【００３５】インダクティブヘッドｈ2は、下部コア層
５５の上に、ギャップ層６４が形成され、その上に平面
的に螺旋状となるようにパターン化されたコイル層６６
が形成され、コイル層６６は絶縁材料層６７に囲まれて
いる。絶縁材料層６７の上に形成された上部コア層６８
は、その先端部６８ａをＡＢＳ面５１ｂにて下部コア層
５５に微小間隙をあけて対向し、その基端部６８ｂを下
部コア層５５と磁気的に接続させて設けられている。ま
た、上部コア層６８の上にはアルミナなどからなる保護
層６９が設けられている。
５５の上に、ギャップ層６４が形成され、その上に平面
的に螺旋状となるようにパターン化されたコイル層６６
が形成され、コイル層６６は絶縁材料層６７に囲まれて
いる。絶縁材料層６７の上に形成された上部コア層６８
は、その先端部６８ａをＡＢＳ面５１ｂにて下部コア層
５５に微小間隙をあけて対向し、その基端部６８ｂを下
部コア層５５と磁気的に接続させて設けられている。ま
た、上部コア層６８の上にはアルミナなどからなる保護
層６９が設けられている。
【００３６】インダクティブヘッドｈ2では、コイル層
６６に記録電流が与えられ、コイル層６６からコア層に
記録電流が与えられる。そして、磁気ギャップＧの部分
での下部コア層５５と上部コア層６８の先端部からの漏
れ磁界によりハードディスクなどの記録媒体に磁気信号
を記録することができる。また、ＭＲヘッドｈ1におい
ては、ハードディスクなどの記録媒体からの微小の漏れ
磁界の有無により強磁性層４４の抵抗が変化するので、
この抵抗変化を読み取ることで記録媒体の記録内容を読
み取ることができる。更に、この構成の磁気ヘッドＨＡ
においては、先に説明した構造の磁気抵抗効果素子が設
けられているので、バルクハウゼンノイズが無く、線形
応答性に優れた抵抗変化を得ることができ、更に従来の
磁気ヘッドよりも高いＭＲ比を得ることができるので、
読出性能が優れる特徴がある。
６６に記録電流が与えられ、コイル層６６からコア層に
記録電流が与えられる。そして、磁気ギャップＧの部分
での下部コア層５５と上部コア層６８の先端部からの漏
れ磁界によりハードディスクなどの記録媒体に磁気信号
を記録することができる。また、ＭＲヘッドｈ1におい
ては、ハードディスクなどの記録媒体からの微小の漏れ
磁界の有無により強磁性層４４の抵抗が変化するので、
この抵抗変化を読み取ることで記録媒体の記録内容を読
み取ることができる。更に、この構成の磁気ヘッドＨＡ
においては、先に説明した構造の磁気抵抗効果素子が設
けられているので、バルクハウゼンノイズが無く、線形
応答性に優れた抵抗変化を得ることができ、更に従来の
磁気ヘッドよりも高いＭＲ比を得ることができるので、
読出性能が優れる特徴がある。
【００３７】次に、図１に示す構造の磁気抵抗効果素子
を得るには、サファイア単結晶板などの基板を高周波マ
グネトロンスパッタ装置あるいはイオンビームスパッタ
装置のチャンバ内に設置し、チャンバ内をＡｒガスなど
の不活性ガス雰囲気としてから順次必要な層を成膜する
ことにより作成することができる。成膜に必要なターゲ
ットはα-Ｆｅ2Ｏ3ターゲット、Ｎｉ-Ｆｅ合金ターゲッ
ト、Ｃｕターゲットなどである。また、α-Ｆｅ2Ｏ3の
保磁力増大層３１を形成する場合に、蒸着、ＣＶＤで成
膜しても良いのは勿論であり、成膜時に必要に、応じて
基板加熱、バイアス磁界印加、イオン照射等のアシスト
を行っても良い。次に本発明に係る図３に示す磁気抵抗
効果素子を製造するには、Ａｒガス圧３ｍTorr以下の雰
囲気中において磁場中スパッタにより基板上にα-Ｆｅ2
Ｏ3からなる保磁力増大層４１を形成し、この保磁力増
大層４１上に非磁性層４３を挟んで２層の強磁性層４
２、４４を形成するとともに、フォトリソグラフィプロ
セスとイオンミリングによりトラック幅に相当する以外
の部分を除去して積層体４５とする。 次に、前記の磁
場の印加方向と直角方向に磁場を印加しながらスパッタ
により前記積層体４５の両端部分に反強磁性層４６と非
晶質の強磁性層４７と電極層４８を積層形成する。次い
で図３の紙面垂直方向に磁界を印加してピン止め強磁性
層４２を着磁する。以上の処理によって、ピン止め強磁
性層４２の磁化の向きと強磁性層４４の磁化の向きが９
０゜直交した図３に示す構造の磁気抵抗効果素子を得る
ことができる。
を得るには、サファイア単結晶板などの基板を高周波マ
グネトロンスパッタ装置あるいはイオンビームスパッタ
装置のチャンバ内に設置し、チャンバ内をＡｒガスなど
の不活性ガス雰囲気としてから順次必要な層を成膜する
ことにより作成することができる。成膜に必要なターゲ
ットはα-Ｆｅ2Ｏ3ターゲット、Ｎｉ-Ｆｅ合金ターゲッ
ト、Ｃｕターゲットなどである。また、α-Ｆｅ2Ｏ3の
保磁力増大層３１を形成する場合に、蒸着、ＣＶＤで成
膜しても良いのは勿論であり、成膜時に必要に、応じて
基板加熱、バイアス磁界印加、イオン照射等のアシスト
を行っても良い。次に本発明に係る図３に示す磁気抵抗
効果素子を製造するには、Ａｒガス圧３ｍTorr以下の雰
囲気中において磁場中スパッタにより基板上にα-Ｆｅ2
Ｏ3からなる保磁力増大層４１を形成し、この保磁力増
大層４１上に非磁性層４３を挟んで２層の強磁性層４
２、４４を形成するとともに、フォトリソグラフィプロ
セスとイオンミリングによりトラック幅に相当する以外
の部分を除去して積層体４５とする。 次に、前記の磁
場の印加方向と直角方向に磁場を印加しながらスパッタ
により前記積層体４５の両端部分に反強磁性層４６と非
晶質の強磁性層４７と電極層４８を積層形成する。次い
で図３の紙面垂直方向に磁界を印加してピン止め強磁性
層４２を着磁する。以上の処理によって、ピン止め強磁
性層４２の磁化の向きと強磁性層４４の磁化の向きが９
０゜直交した図３に示す構造の磁気抵抗効果素子を得る
ことができる。
【００３８】
【実施例】高周波マグネトロンスパッタ装置とサファイ
ア基板を用い、基板面内の一方向（図１の矢印×方向）
に１００ Ｏｅの磁界を印加した状態で以下の構造の以
下の厚さの多層膜を成膜した。多層膜構成は、基板／／
α-Ｆｅ2Ｏ3（層厚１００〜１００ｎｍ）／ＮｉＦｅ
（５.８ｎｍ）／Ｃｕ（２.２ｎｍ）／ＮｉＦｅ（８.７
ｎｍ）として作成しバッファ層以外は図１に示す構造と
同じの磁気抵抗効果素子を製造した。また、基板上に保
磁力磁性層をエピタキシャル成長させるために、サファ
イア基板として（１１２０）面と、（０００１）面をそ
れぞれ使用し、比較のために、アモルファス基板である
ガラス基板を用いて製造した場合の試料も作製した。
ア基板を用い、基板面内の一方向（図１の矢印×方向）
に１００ Ｏｅの磁界を印加した状態で以下の構造の以
下の厚さの多層膜を成膜した。多層膜構成は、基板／／
α-Ｆｅ2Ｏ3（層厚１００〜１００ｎｍ）／ＮｉＦｅ
（５.８ｎｍ）／Ｃｕ（２.２ｎｍ）／ＮｉＦｅ（８.７
ｎｍ）として作成しバッファ層以外は図１に示す構造と
同じの磁気抵抗効果素子を製造した。また、基板上に保
磁力磁性層をエピタキシャル成長させるために、サファ
イア基板として（１１２０）面と、（０００１）面をそ
れぞれ使用し、比較のために、アモルファス基板である
ガラス基板を用いて製造した場合の試料も作製した。
【００３９】得られた試料の評価には、α-Ｆｅ2Ｏ3の
保磁力増大層のエピタキシャル成長のの確認のためにＲ
ＨＥＥＤ（反射高速電子線回折法）を用い、巨大磁気抵
抗効果の確認のためのＭＲ曲線の測定に直流４端子法を
用いた。サファイア基板（１１２０）の上に厚さ４００
０Åのα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層を形成した試料にお
いて、高周波出力を２００Ｗ、４００Ｗ、７００Ｗ、１
０００Ｗにそれぞれ設定して製造したそれぞれの試料の
保磁力増大層のＸＲＤパターンをθ-２θ法で測定した
結果を図７に示し、図８に高周波出力を４００Ｗに設定
して製造したα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層のＲＨＥＥＤ
パターンを示した。図７に示す結果からα-Ｆｅ2Ｏ3の
（１１２０）回折ピークとサファイア基板の（１１２
０）回折ピークが得られるとともに、図８に示す結果か
らストリークを伴ったスポットパターンが観測され、基
板と同方位にα-Ｆｅ2Ｏ3の結晶がエピタキシャル成長
されて単結晶化されていることが明らかになった。ま
た、ガラス基板上に形成したα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大
層の結晶は、無配向結晶であり、多結晶体となっている
ことをＸＲＤパターンにより確認できた。
保磁力増大層のエピタキシャル成長のの確認のためにＲ
ＨＥＥＤ（反射高速電子線回折法）を用い、巨大磁気抵
抗効果の確認のためのＭＲ曲線の測定に直流４端子法を
用いた。サファイア基板（１１２０）の上に厚さ４００
０Åのα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層を形成した試料にお
いて、高周波出力を２００Ｗ、４００Ｗ、７００Ｗ、１
０００Ｗにそれぞれ設定して製造したそれぞれの試料の
保磁力増大層のＸＲＤパターンをθ-２θ法で測定した
結果を図７に示し、図８に高周波出力を４００Ｗに設定
して製造したα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層のＲＨＥＥＤ
パターンを示した。図７に示す結果からα-Ｆｅ2Ｏ3の
（１１２０）回折ピークとサファイア基板の（１１２
０）回折ピークが得られるとともに、図８に示す結果か
らストリークを伴ったスポットパターンが観測され、基
板と同方位にα-Ｆｅ2Ｏ3の結晶がエピタキシャル成長
されて単結晶化されていることが明らかになった。ま
た、ガラス基板上に形成したα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大
層の結晶は、無配向結晶であり、多結晶体となっている
ことをＸＲＤパターンにより確認できた。
【００４０】次に、基板を種々変更して作製した磁気抵
抗効果素子試料のＭＲ曲線の測定結果を図９〜図１２に
示す。図９はサファイア基板（１１２０）上にα-Ｆｅ2
Ｏ3の（１１２０）面をエピタキシャル成長させた試料
に対し、印加磁界を[０００１]方向に平行に印加した場
合のＭＲ変化を示し、図１０は同じ試料に対して[００
０１]方向に垂直に印加した場合のＭＲ変化を示し、図
１１はガラス基板上にα-Ｆｅ2Ｏ3を成膜した試料に対
し、磁界を成膜時の磁場の方向と同方向に印加した場合
のＭＲ変化を示し、図１２はサファイア基板（０００
１）上にα-Ｆｅ2Ｏ3の（０００１）面をエピタキシャ
ル成長させた試料に対し、印加磁界を[１１００]方向に
印加した場合のＭＲ変化を示す。
抗効果素子試料のＭＲ曲線の測定結果を図９〜図１２に
示す。図９はサファイア基板（１１２０）上にα-Ｆｅ2
Ｏ3の（１１２０）面をエピタキシャル成長させた試料
に対し、印加磁界を[０００１]方向に平行に印加した場
合のＭＲ変化を示し、図１０は同じ試料に対して[００
０１]方向に垂直に印加した場合のＭＲ変化を示し、図
１１はガラス基板上にα-Ｆｅ2Ｏ3を成膜した試料に対
し、磁界を成膜時の磁場の方向と同方向に印加した場合
のＭＲ変化を示し、図１２はサファイア基板（０００
１）上にα-Ｆｅ2Ｏ3の（０００１）面をエピタキシャ
ル成長させた試料に対し、印加磁界を[１１００]方向に
印加した場合のＭＲ変化を示す。
【００４１】図９に示すように本発明に係る保磁力増大
層を備えた試料のＲ-Ｈカーブは、低磁界域において抵
抗変化が急峻に起こり、更に、ＮｉＦｅのピン止め強磁
性層の保磁力Ｈcpが大きく、角形比も充分であることに
より、Ｒ-Ｈカーブにおいて、ピン止め強磁性層とフリ
ー強磁性層の磁化の向きが反平行となる状態のプラトー
領域（Ｒ-Ｈカーブの山の頂上部分）が広くなってい
る。これは、単結晶のα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層にお
いてスピンが一軸的に規則配列し、スピンの分散がほと
んどないためであると考えられる。次に、図９に示す
[０００１]方向とは９０゜異なる[１１００]方向に磁界
を印加した試料のＭＲ特性を図１０に示すが、この試料
のＭＲ曲線は図９に示すＭＲ曲線とは大きく変わってお
り、[０００１]方向がピン止め強磁性層の磁化容易軸で
あることがわかる。次に、これらの試料に対してガラス
基板上に磁気抵抗効果素子を形成した試料は図１１に示
すように磁気抵抗効果を得ることはできるものの、角形
比が悪く、プラトー領域も狭いことが明らかである。
層を備えた試料のＲ-Ｈカーブは、低磁界域において抵
抗変化が急峻に起こり、更に、ＮｉＦｅのピン止め強磁
性層の保磁力Ｈcpが大きく、角形比も充分であることに
より、Ｒ-Ｈカーブにおいて、ピン止め強磁性層とフリ
ー強磁性層の磁化の向きが反平行となる状態のプラトー
領域（Ｒ-Ｈカーブの山の頂上部分）が広くなってい
る。これは、単結晶のα-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層にお
いてスピンが一軸的に規則配列し、スピンの分散がほと
んどないためであると考えられる。次に、図９に示す
[０００１]方向とは９０゜異なる[１１００]方向に磁界
を印加した試料のＭＲ特性を図１０に示すが、この試料
のＭＲ曲線は図９に示すＭＲ曲線とは大きく変わってお
り、[０００１]方向がピン止め強磁性層の磁化容易軸で
あることがわかる。次に、これらの試料に対してガラス
基板上に磁気抵抗効果素子を形成した試料は図１１に示
すように磁気抵抗効果を得ることはできるものの、角形
比が悪く、プラトー領域も狭いことが明らかである。
【００４２】次に、図１２は、サファイア基板（０００
１）上に作製したα-Ｆｅ2Ｏ3（０００１）単結晶層を
用いた試料のＭＲ曲線を示すが、ＮｉＦｅのピン止め強
磁性層の保磁力Ｈcpが小さく、ピン止め強磁性層とフリ
ー強磁性層の磁化のスピンの向きが反平行状態が非常に
限られた磁界でしか得られないことがわかる。また、こ
の試料に対して磁界印加方向をα-Ｆｅ2Ｏ3（０００
１）単結晶層の膜面内で種々変化させてＭＲ曲線を求め
たが、ピン止め強磁性層の保磁力Ｈcpは変化しなかっ
た。以上のことから、前述の方法で作製した、α-Ｆｅ2
Ｏ3（０００１）単結晶層のスピン軸は室温で[０００
１]方向にあると考えられる。これはバルク状のα-Ｆｅ
2Ｏ3が室温で本来有するスピン構造とは異なっており、
バルクでスピン方位の転移が生じるとされているモーリ
ン点（２６０Ｋ）以下での磁気的挙動を前記の保磁力増
大層が室温で示すものと解することができる。このこと
から、前記の方法で製造した保磁力増大層は、製造過程
の転移や欠陥の有無、不純物の混入、熱の影響などによ
りモーリン点が室温以上になっているものと思われる。
従って前記保磁力増大層を成膜する際の条件の選定、お
よび、保磁力増大層にモーリン点を下げるとされている
Ｔｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいず
れか１種または２種以上を添加することにより、（００
０１）面の基板を用いて（０００１）にエピタキシャル
成長したα-Ｆｅ2Ｏ3を形成することで図９に示す良好
なＭＲ比の磁気抵抗効果素子を作製できることがわか
る。
１）上に作製したα-Ｆｅ2Ｏ3（０００１）単結晶層を
用いた試料のＭＲ曲線を示すが、ＮｉＦｅのピン止め強
磁性層の保磁力Ｈcpが小さく、ピン止め強磁性層とフリ
ー強磁性層の磁化のスピンの向きが反平行状態が非常に
限られた磁界でしか得られないことがわかる。また、こ
の試料に対して磁界印加方向をα-Ｆｅ2Ｏ3（０００
１）単結晶層の膜面内で種々変化させてＭＲ曲線を求め
たが、ピン止め強磁性層の保磁力Ｈcpは変化しなかっ
た。以上のことから、前述の方法で作製した、α-Ｆｅ2
Ｏ3（０００１）単結晶層のスピン軸は室温で[０００
１]方向にあると考えられる。これはバルク状のα-Ｆｅ
2Ｏ3が室温で本来有するスピン構造とは異なっており、
バルクでスピン方位の転移が生じるとされているモーリ
ン点（２６０Ｋ）以下での磁気的挙動を前記の保磁力増
大層が室温で示すものと解することができる。このこと
から、前記の方法で製造した保磁力増大層は、製造過程
の転移や欠陥の有無、不純物の混入、熱の影響などによ
りモーリン点が室温以上になっているものと思われる。
従って前記保磁力増大層を成膜する際の条件の選定、お
よび、保磁力増大層にモーリン点を下げるとされている
Ｔｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいず
れか１種または２種以上を添加することにより、（００
０１）面の基板を用いて（０００１）にエピタキシャル
成長したα-Ｆｅ2Ｏ3を形成することで図９に示す良好
なＭＲ比の磁気抵抗効果素子を作製できることがわか
る。
【００４３】次に図１３は、前記サファイア基板（１１
２０）面（＝サファイアＡ面）上にα-Ｆｅ2Ｏ3（１１
２０）をエピタキシャル成長させた試料と、サファイア
基板（０００１）面（＝サファイアＣ面）上にα-Ｆｅ2
Ｏ3（０００１）をエピタキシャル成長させた試料のそ
れぞれにおいて、α-Ｆｅ2Ｏ3の層厚を１００〜１００
０Åの範囲で変えた場合のΔＭＲの値を測定した結果を
示す。また、同様の試料について、ピン止め強磁性層の
角形比の程度を反映するΔｍｒ／ΔＭＲ（ΔＭＲ：±２
ｋＯｅ印加した際のＭＲ変化率、Δｍｒ：±１００ Ｏ
ｅ印加した際のＭＲ変化率）の値の層厚依存性を図１４
に、ピン止め強磁性層の保磁力Ｈcpの値のα-Ｆｅ2Ｏ3
の層厚依存性を図１５に示し、フリー強磁性層の保磁力
Ｈcfの値におけるα-Ｆｅ2Ｏ3の層厚依存性を図１６に
示す。図１３に示す結果から、ΔＭＲに関して言えば、
サファイアＡ面上にα-Ｆｅ2Ｏ3（１１２０）層を形成
した試料では、厚さ１００Å（１０ｎｍ）の試料から厚
さ１０００Åの試料まで広い範囲で４％を超える優れた
磁気抵抗変化を得ることができた。
２０）面（＝サファイアＡ面）上にα-Ｆｅ2Ｏ3（１１
２０）をエピタキシャル成長させた試料と、サファイア
基板（０００１）面（＝サファイアＣ面）上にα-Ｆｅ2
Ｏ3（０００１）をエピタキシャル成長させた試料のそ
れぞれにおいて、α-Ｆｅ2Ｏ3の層厚を１００〜１００
０Åの範囲で変えた場合のΔＭＲの値を測定した結果を
示す。また、同様の試料について、ピン止め強磁性層の
角形比の程度を反映するΔｍｒ／ΔＭＲ（ΔＭＲ：±２
ｋＯｅ印加した際のＭＲ変化率、Δｍｒ：±１００ Ｏ
ｅ印加した際のＭＲ変化率）の値の層厚依存性を図１４
に、ピン止め強磁性層の保磁力Ｈcpの値のα-Ｆｅ2Ｏ3
の層厚依存性を図１５に示し、フリー強磁性層の保磁力
Ｈcfの値におけるα-Ｆｅ2Ｏ3の層厚依存性を図１６に
示す。図１３に示す結果から、ΔＭＲに関して言えば、
サファイアＡ面上にα-Ｆｅ2Ｏ3（１１２０）層を形成
した試料では、厚さ１００Å（１０ｎｍ）の試料から厚
さ１０００Åの試料まで広い範囲で４％を超える優れた
磁気抵抗変化を得ることができた。
【００４４】図１４に示す結果から、ガラス基板上に無
配向結晶α-Ｆｅ2Ｏ3層を形成した試料と比較してサフ
ァイアＡ面上にα-Ｆｅ2Ｏ3（１１２０）層を形成した
試料では角形比および低磁界感度が良いことがわかる。
図１５と図１６の比較から、ピン止め強磁性層の保磁力
とフリー強磁性層の保磁力差は、層厚１００〜１０００
Åの範囲で十分に大きく取ることができることがわか
る。また、Ｈcpは外乱としての磁界に対する安定度の指
標となるが、サファイアＡ面上にα-Ｆｅ2Ｏ3（１１２
０）層を形成した試料では、厚さ１００Å程度の試料か
ら充分に大きなＨcpが得られている。
配向結晶α-Ｆｅ2Ｏ3層を形成した試料と比較してサフ
ァイアＡ面上にα-Ｆｅ2Ｏ3（１１２０）層を形成した
試料では角形比および低磁界感度が良いことがわかる。
図１５と図１６の比較から、ピン止め強磁性層の保磁力
とフリー強磁性層の保磁力差は、層厚１００〜１０００
Åの範囲で十分に大きく取ることができることがわか
る。また、Ｈcpは外乱としての磁界に対する安定度の指
標となるが、サファイアＡ面上にα-Ｆｅ2Ｏ3（１１２
０）層を形成した試料では、厚さ１００Å程度の試料か
ら充分に大きなＨcpが得られている。
【００４５】
【発明の効果】以上説明したように本発明は、保磁力増
大層を設けることによってピン止め強磁性層の磁化の回
転をピン止めし、他のフリー強磁性層の磁化の回転を自
由にするとともに、保磁力増大層のスピンの向きを層状
に揃えて保磁力増大層の面方向にほぼ平行に配向させた
ので、ピン止め強磁性層の保磁力を大きくすることがで
き、角形比が良好なＭＲ特性を得ることができ、ＭＲ特
性におけるピン止め強磁性層とフリー強磁性層の磁化の
反平行状態の領域を広くすることができる。
大層を設けることによってピン止め強磁性層の磁化の回
転をピン止めし、他のフリー強磁性層の磁化の回転を自
由にするとともに、保磁力増大層のスピンの向きを層状
に揃えて保磁力増大層の面方向にほぼ平行に配向させた
ので、ピン止め強磁性層の保磁力を大きくすることがで
き、角形比が良好なＭＲ特性を得ることができ、ＭＲ特
性におけるピン止め強磁性層とフリー強磁性層の磁化の
反平行状態の領域を広くすることができる。
【００４６】前記の構造を実現できる具体的な構造とし
て、保磁力増大層が、単結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体と
してなり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶がその｛０００１｝面を
反強磁性層の厚さ方向に向けてエピタキシャル成長され
てなる構造、前記α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛１１２
０｝面を反強磁性層の厚さ方向に向いてエピタキシャル
成長されてなる構造、前記保磁力増大層が、多結晶体の
α-Ｆｅ2Ｏ3を主体としてなり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、
その｛０００１｝面を反強磁性層の厚さ方向に向けて一
軸配向されてなる構造、または、前記α-Ｆｅ2Ｏ3の結
晶が、その｛１１２０｝面を反強磁性層の面方向にほぼ
平行にして一軸配向されてなる構造のいずれかとするこ
とができる。これらの構造を採用することにより、ピン
止め強磁性層の保磁力を大きくすることができ、角形比
が良好なＭＲ特性を得ることができ、ＭＲ特性における
ピン止め強磁性層とフリー強磁性層の磁化の反平行状態
の領域を広くすることができる磁気抵抗効果素子を提供
できる。
て、保磁力増大層が、単結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体と
してなり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶がその｛０００１｝面を
反強磁性層の厚さ方向に向けてエピタキシャル成長され
てなる構造、前記α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛１１２
０｝面を反強磁性層の厚さ方向に向いてエピタキシャル
成長されてなる構造、前記保磁力増大層が、多結晶体の
α-Ｆｅ2Ｏ3を主体としてなり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、
その｛０００１｝面を反強磁性層の厚さ方向に向けて一
軸配向されてなる構造、または、前記α-Ｆｅ2Ｏ3の結
晶が、その｛１１２０｝面を反強磁性層の面方向にほぼ
平行にして一軸配向されてなる構造のいずれかとするこ
とができる。これらの構造を採用することにより、ピン
止め強磁性層の保磁力を大きくすることができ、角形比
が良好なＭＲ特性を得ることができ、ＭＲ特性における
ピン止め強磁性層とフリー強磁性層の磁化の反平行状態
の領域を広くすることができる磁気抵抗効果素子を提供
できる。
【００４７】次に、前記の構造において、フリー強磁性
層をピン止め強磁性層の磁化の向きと垂直な方向に単磁
区化することで、磁気抵抗効果素子において得られる前
記の良好な特性を更に良好にすることができる。次に、
α-Ｆｅ2Ｏ3のＦｅの一部を、Ｔｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,
Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいずれか１種または２種以上で
置換することで、α-Ｆｅ2Ｏ3層のモーリン点を変えて
スピンの向きを統制することができ、これにより、磁気
抵抗効果素子において得られる前記の良好な特性を確実
に得ることができる。
層をピン止め強磁性層の磁化の向きと垂直な方向に単磁
区化することで、磁気抵抗効果素子において得られる前
記の良好な特性を更に良好にすることができる。次に、
α-Ｆｅ2Ｏ3のＦｅの一部を、Ｔｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,
Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいずれか１種または２種以上で
置換することで、α-Ｆｅ2Ｏ3層のモーリン点を変えて
スピンの向きを統制することができ、これにより、磁気
抵抗効果素子において得られる前記の良好な特性を確実
に得ることができる。
【００４８】一方、前記の磁気抵抗効果素子を製造する
際に、単結晶体または多結晶体の基板上にα-Ｆｅ2Ｏ3
の保磁力増大層をエピタキシャル成長または一軸配向成
長させて形成することにより、α-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増
大層の配向性を良好にすることができ、これにより、α
-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層のスピンの向きを層状に揃え
て面方向に配向させることができるので、ピン止め強磁
性層の保磁力を大きくすることができ、角形比が良好な
ＭＲ特性を得ることができ、ＭＲ特性におけるピン止め
強磁性層とフリー強磁性層の磁化の反平行状態の領域を
広くすることができる。また、単結晶体の基板として、
α-Ｆｅ2Ｏ3の｛０００１｝面または｛１１２０｝面と
格子整合性の良いもの、即ち、｛０００１｝面または
｛ １１２０｝面を成膜面とした基板を用いることで、
前述の効果を得ることができる。
際に、単結晶体または多結晶体の基板上にα-Ｆｅ2Ｏ3
の保磁力増大層をエピタキシャル成長または一軸配向成
長させて形成することにより、α-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増
大層の配向性を良好にすることができ、これにより、α
-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層のスピンの向きを層状に揃え
て面方向に配向させることができるので、ピン止め強磁
性層の保磁力を大きくすることができ、角形比が良好な
ＭＲ特性を得ることができ、ＭＲ特性におけるピン止め
強磁性層とフリー強磁性層の磁化の反平行状態の領域を
広くすることができる。また、単結晶体の基板として、
α-Ｆｅ2Ｏ3の｛０００１｝面または｛１１２０｝面と
格子整合性の良いもの、即ち、｛０００１｝面または
｛ １１２０｝面を成膜面とした基板を用いることで、
前述の効果を得ることができる。
【００４９】更に、α-Ｆｅ2Ｏ3のＦｅの一部を、Ｔｉ,
Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいずれか１
種または２種以上で置換することで、α-Ｆｅ2Ｏ3層の
モーリン点を下げてスピンの向きを統制することがで
き、これにより、前記の良好な特性を確実に得ることが
できる磁気抵抗効果素子を提供できる。
Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいずれか１
種または２種以上で置換することで、α-Ｆｅ2Ｏ3層の
モーリン点を下げてスピンの向きを統制することがで
き、これにより、前記の良好な特性を確実に得ることが
できる磁気抵抗効果素子を提供できる。
【図１】 本発明に係る磁気抵抗効果素子の第１の形態
を示す断面図。
を示す断面図。
【図２】 六方晶系の単位格子と面方向を示す説明図。
【図３】 図１に示す素子を薄膜磁気ヘッドに組み込ん
だ具体例の断面図。
だ具体例の断面図。
【図４】 図３に示す素子を備えた薄膜磁気ヘッドの一
例の斜視図。
例の斜視図。
【図５】 図４に示す薄膜磁気ヘッドの断面図。
【図６】 図４に示す薄膜磁気ヘッドの一部を断面とし
た斜視図。
た斜視図。
【図７】 サファイア（１１２０）基板上に形成された
α-Ｆｅ2Ｏ3層のＸ線回折図形を示す図。
α-Ｆｅ2Ｏ3層のＸ線回折図形を示す図。
【図８】 サファイア（１１２０）基板上に形成された
α-Ｆｅ2Ｏ3層の結晶構造を示すＲＨＥＥＤパターン写
真。
α-Ｆｅ2Ｏ3層の結晶構造を示すＲＨＥＥＤパターン写
真。
【図９】 サファイア基板（１１２０）上にα-Ｆｅ2Ｏ
3を（１１２０）配向させた試料に対し、印加磁界を[０
００１]方向に平行に印加した場合の抵抗変化を示す
図。
3を（１１２０）配向させた試料に対し、印加磁界を[０
００１]方向に平行に印加した場合の抵抗変化を示す
図。
【図１０】 サファイア基板（１１２０）上にα-Ｆｅ2
Ｏ3を（１１２０）配向させた試料に対し、印加磁界を
[１１００]方向に平行に印加した場合の抵抗変化を示す
図。
Ｏ3を（１１２０）配向させた試料に対し、印加磁界を
[１１００]方向に平行に印加した場合の抵抗変化を示す
図。
【図１１】 ガラス基板上にα-Ｆｅ2Ｏ3を形成した試
料に対し、磁界を印加した場合の抵抗変化を示す図。
料に対し、磁界を印加した場合の抵抗変化を示す図。
【図１２】 サファイア基板（０００１）上にα-Ｆｅ2
Ｏ3を（０００１）配向させた試料に対し、印加磁界を
[１１００]方向に平行に印加した場合の抵抗変化を示す
図。
Ｏ3を（０００１）配向させた試料に対し、印加磁界を
[１１００]方向に平行に印加した場合の抵抗変化を示す
図。
【図１３】 サファイア基板Ｃ面とＡ面とガラス基板上
にそれぞれα-Ｆｅ2Ｏ3層をエピタキシャル配向させた
試料のΔＭＲにおけるα-Ｆｅ2Ｏ3層厚依存性を示す
図。
にそれぞれα-Ｆｅ2Ｏ3層をエピタキシャル配向させた
試料のΔＭＲにおけるα-Ｆｅ2Ｏ3層厚依存性を示す
図。
【図１４】 サファイア基板Ｃ面とＡ面とガラス基板上
にそれぞれα-Ｆｅ2Ｏ3層をエピタキシャル配向させた
試料のΔｍｒ／ΔＭＲにおけるα-Ｆｅ2Ｏ3層厚依存性
を示す図。
にそれぞれα-Ｆｅ2Ｏ3層をエピタキシャル配向させた
試料のΔｍｒ／ΔＭＲにおけるα-Ｆｅ2Ｏ3層厚依存性
を示す図。
【図１５】 サファイア基板Ｃ面とＡ面とガラス基板上
にそれぞれα-Ｆｅ2Ｏ3層をエピタキシャル配向させた
試料のＨcpにおけるα-Ｆｅ2Ｏ3層厚依存性を示す図。
にそれぞれα-Ｆｅ2Ｏ3層をエピタキシャル配向させた
試料のＨcpにおけるα-Ｆｅ2Ｏ3層厚依存性を示す図。
【図１６】 サファイア基板Ｃ面とＡ面とガラス基板上
にそれぞれα-Ｆｅ2Ｏ3層をエピタキシャル配向させた
試料のＨcfにおけるα-Ｆｅ2Ｏ3層厚依存性を示す図。
にそれぞれα-Ｆｅ2Ｏ3層をエピタキシャル配向させた
試料のＨcfにおけるα-Ｆｅ2Ｏ3層厚依存性を示す図。
【図１７】 従来のＡＭＲヘッドの第１の例を示す断面
図。
図。
【図１８】 従来のＡＭＲヘッドの第２の例を示す断面
図。
図。
【図１９】 従来のエクスチェンジバイアス方式のＧＭ
Ｒヘッドの一例を示す断面図。
Ｒヘッドの一例を示す断面図。
【図２０】 従来のスピンバルブ方式のＧＭＲヘッドの
一例を示す断面図。
一例を示す断面図。
３０ 基板 ３１、４１ 保磁力増大層 ３２、４２ ピン止め強磁性層 ３３、４３ 非磁性層 ３４、４４ フリー強磁性層 ４６ 反強磁性層 ４７ 強磁性層 ４８ 導電層
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−334832（ＪＰ，Ａ) 米国特許4935311（ＵＳ，Ａ) 米国特許5159513（ＵＳ，Ａ) 日本応用磁気学会誌，Ｖｏｌ．20，Ｎ ｏ．２（1996），ｐｐ．365−368 ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，Ｖｏｌ. 32，Ｎｏ．５（1996），ｐｐ．4618− 4620 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 43/08 G01R 33/09 G11B 5/39 H01F 10/32 H01L 43/12 ＪＩＣＳＴファイル（ＪＯＩＳ)
Claims (15)
- 【請求項１】 少なくとも２層の強磁性層が、非磁性層
を介して設けられ、前記強磁性層のうち、一方が、その
強磁性層と隣接して設けられた反強磁性体の保磁力増大
層により保磁力が大きくされて磁化反転がピン止めさ
れ、他方の強磁性層がその磁化反転を自由にされてフリ
ー強磁性層とされてなり、 前記保磁力増大層のスピンの向きが層状に揃えられて保
磁力増大層の面方向にほぼ平行に配向されてなることを
特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項２】 少なくとも２層の強磁性層が、非磁性層
を介して設けられ、前記強磁性層のうち、一方が、その
強磁性層と隣接して設けられた反強磁性体の保磁力増大
層により保磁力が大きくされて磁化反転がピン止めさ
れ、他方の強磁性層がその磁化反転を自由にされてフリ
ー強磁性層とされてなり、 前記保磁力増大層が、単結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体と
してなり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶がその｛０００１｝面を
反強磁性層の厚さ方向に向けてエピタキシャル成長され
てなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項３】 少なくとも２層の強磁性層が、非磁性層
を介して設けられ、前記強磁性層のうち、一方が、その
強磁性層と隣接して設けられた反強磁性体の保磁力増大
層により保磁力が大きくされて磁化反転がピン止めさ
れ、他方の強磁性層がその磁化反転を自由にされてフリ
ー強磁性層とされてなり、 前記保磁力増大層が、単結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体と
してなり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛１１２０｝面
を反強磁性層の厚さ方向に向けてエピタキシャル成長さ
れてなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項４】 少なくとも２層の強磁性層が、非磁性層
を介して設けられ、前記強磁性層のうち、一方が、その
強磁性層と隣接して設けられた反強磁性体の保磁力増大
層により保磁力が大きくされて磁化反転がピン止めさ
れ、他方の強磁性層がその磁化反転を自由にされてフリ
ー強磁性層とされてなり、 前記保磁力増大層が、多結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体と
してなり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛０００１｝面
を反強磁性層の厚さ方向に向けて一軸配向されてなるこ
とを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項５】 少なくとも２層の強磁性層が、非磁性層
を介して設けられ、前記強磁性層のうち、一方が、その
強磁性層と隣接して設けられた反強磁性体の保磁力増大
層により保磁力が大きくされて磁化反転がピン止めさ
れ、他方の強磁性層がその磁化反転を自由にされてフリ
ー強磁性層とされてなり、 前記保磁力増大層が、多結晶体のα-Ｆｅ2Ｏ3を主体と
してなり、α-Ｆｅ2Ｏ3の結晶が、その｛１１２０｝面
を反強磁性層の面方向にほぼ平行にして一軸配向されて
なることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項６】 前記フリー強磁性層が、前記ピン止め強
磁性層の磁化の向きと垂直な方向であってフリー強磁性
層に平行な方向に磁化の向きを向けて単磁区化されてな
ることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の磁
気抵抗効果素子。 - 【請求項７】 前記α-Ｆｅ2Ｏ3のＦｅの一部が、Ｔｉ,
Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚｎのうちのいずれか１
種または２種以上で置換されてなることを特徴とする請
求項２〜６のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項８】 請求項１〜７のいずれかに記載の磁気抵
抗効果素子を備えたことを特徴とする磁気ヘッド。 - 【請求項９】 単結晶体の基板を用い、この基板上にエ
ピタキシャル成長または一軸配向成長させながらα-Ｆ
ｅ2Ｏ3の保磁力増大層を成膜するとともに、この後にピ
ン止め強磁性層と非磁性層とフリー強磁性層を成膜する
ことを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。 - 【請求項１０】 前記単結晶基板として、ダイヤモンド
型構造のＳｉ基板、岩塩型構造のＭｇＯ基板、スピネル
型構造のＭｇＡｌ 2 Ｏ 4 基板、ガーネット型構造のガドリ
ニウムガーネット（Ｇｄ 3 Ｇａ 5 Ｏ 12 ）基板、コランダム
構造のサファイア基板（α−Ａｌ 2 Ｏ 3 ）、六方晶のα−
Ｆｅ 2 Ｏ 3 基板のいずれかを用いることを特徴とする請
求項９記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。 - 【請求項１１】 単結晶体の基板として、成膜面を｛１
１２０｝面あるいは｛０００１｝面とした基板を用いる
ことを特徴とする請求項９または１０に記載の磁気抵抗
効果素子の製造方法。 - 【請求項１２】 前記単結晶体の基板として、サファイ
ア基板を用いることを特徴とする請求項１１に記載の磁
気抵抗効果素子の製造方法。 - 【請求項１３】 多結晶体の基板を用い、この基板上に
一軸配向成長させながら、α-Ｆｅ2Ｏ3の保磁力増大層
を成膜するとともに、この後にピン止め強磁性層と非磁
性層とフリー強磁性層を成膜することを特徴とする磁気
抵抗効果素子の製造方法。 - 【請求項１４】 保磁力増大層を構成するα-Ｆｅ2Ｏ3
のＦｅの一部をＴｉ,Ｖ,Ｃｒ,Ｍｎ,Ｃｏ,Ｎｉ,Ｃｕ,Ｚ
ｎのうちのいずれか１種または２種以上で置換すること
を特徴とする請求項９〜１３のいずれかに記載の磁気抵
抗効果素子の製造方法。 - 【請求項１５】 前記ピン止め強磁性層を成膜する際
に、一方向磁界印加とともにネール温度近傍まで加熱す
る処理を行うことを特徴とする請求項９〜１４のいずれ
かに記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24838296A JP3249052B2 (ja) | 1996-09-19 | 1996-09-19 | 磁気抵抗効果素子およびその製造方法とその素子を備えた磁気ヘッド |
| US08/928,765 US6210810B1 (en) | 1996-09-19 | 1997-09-12 | Magnetoresistance device |
| US09/322,817 US6139908A (en) | 1996-09-19 | 1999-05-28 | Magnetoresistance device and production method thereof |
| US09/593,120 US6326092B1 (en) | 1996-09-19 | 2000-06-13 | Magnetoresistance device and production method thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24838296A JP3249052B2 (ja) | 1996-09-19 | 1996-09-19 | 磁気抵抗効果素子およびその製造方法とその素子を備えた磁気ヘッド |
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