JP3519318B2 - 交換結合膜の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気記録装置用再
生ヘッドあるいは磁気センサなどに使用される磁気抵抗
効果膜に用いられる強磁性層と反強磁性層とを積層した
構造の交換結合膜の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】磁気ディスクなどの磁気記録装置におい
ては、記録密度の向上に伴い、磁気ヘッドの高性能化が
求められている。すなわち、再生ヘッドにおいては記録
媒体の小型化に伴う再生ヘッドと記録媒体との相対速度
の低下に対処すべく、再生出力の増加が求められてお
り、磁気抵抗効果（ＭＲ：magnetoresistive effect）
を利用した磁気ヘッド（ＭＲヘッド）において磁気抵抗
変化率の向上が図られている。

【０００３】近年、磁性薄膜と非磁性薄膜を交互に積層
した人工格子膜において、大きな磁気抵抗変化率を示す
効果が報告され、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ：giant ma
gnetoresistive effect）と呼ばれている。

【０００４】この人工格子膜（ＧＭＲ膜）では、非磁性
層を介して配置された磁性層の磁化が反平行の場合と平
行の場合とで伝導電子の散乱が大きく異なるために抵抗
変化が現れる。つまり、この人工格子膜において磁性層
間の磁化が反平行の場合、伝導電子の散乱が大きくなり
抵抗値が大きくなる。一方、磁性層間の磁化が平行の場
合、伝導電子の散乱は減少して抵抗値が小さくなる。

【０００５】しかし、上記構成の人工格子膜では、抵抗
変化率は非常に大きいものの、磁性層間の交換結合が非
常に強く、微弱な外部磁界に対する感度が小さくなって
しまう。そこでこの問題に対処することにより、磁気ヘ
ッドとして実用化されているものとして、スピンバルブ
構造の磁気抵抗効果膜がある。

【０００６】このスピンバルブ構造とは、反強磁性層／
強磁性層／非磁性層／強磁性層の構造を有している。こ
の構造では反強磁性層と隣接している強磁性層の磁化
は、反強磁性層との交換結合により反強磁性層の界面と
平行な一方向に固定された固定磁化層を形成しており、
他方の強磁性層の磁化は磁界に応じて上記界面と平行な
面内で回転するようになっている自由磁化層を形成して
いる。そして、固定磁化層および自由磁化層の磁化の向
きにより磁気抵抗効果を得ることができる。

【０００７】このスピンバルブ構造の固定磁化層を形成
する方法において、様々な反強磁性材料を用いた報告が
なされており、例えば、ＦｅＭｎ膜やＰｔＭｎ膜などの
Ｍｎ系反強磁性層を用いる例が報告されている。このＭ
ｎ系反強磁性層には、ＦｅＭｎ、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎな
どのように熱処理することなしに交換結合磁界を得るこ
とができる不規則合金と、ＭｎＰｔ、ＮｉＭｎなどのよ
うに成膜後に２３０〜２５５〔℃〕で熱処理を行うこと
によってはじめて交換結合磁界が得られる規則合金とが
ある。

【０００８】不規則合金のＭｎ系反強磁性層の代表的な
例として、ＦｅＭｎ膜を用いたものでは、交換結合磁界
は温度の上昇とともに減少し、約１５０℃で交換結合磁
界は消失する。この温度はブロッキング温度（Ｔｂ）と
呼ばれており、ＦｅＭｎ膜ではブロッキング温度が約１
５０〔℃〕と低く、交換結合磁界が温度の上昇とともに
単調に減少するため、ＦｅＭｎ膜を磁気抵抗効果膜とし
て形成した磁気抵抗効果素子の場合、この素子の使用温
度を低温に維持しておく必要がある。

【０００９】また、ＦｅＭｎ膜は昇温降温プロセス（熱
履歴）によって交換結合磁界が大幅に減少するため、こ
れを用いた磁気抵抗効果膜や薄膜磁気ヘッドを形成する
際には、プロセス温度を常に低温に制御する必要があ
る。これらは薄膜磁気ヘッドの構造的な信頼性低下およ
び生産性の低下につながる。

【００１０】さらに、ＦｅＭｎ膜は耐食性が低く、磁気
抵抗効果膜や薄膜磁気ヘッドの使用環境で、特性が大き
く劣化してしまうという危険性がある。このため、これ
らの材料を応用して磁気特性や信頼性の優れた磁気デバ
イスを製造することは困難である。

【００１１】これに対して、ＭｎＰｔに代表されるよう
な規則合金をＭｎ系反強磁性層としてスピンバルブ構造
の磁気抵抗効果膜に用いた場合に関しては、例えば日本
応用磁気学会誌Ｖｏｌ．２１、Ｎｏ．４−２、１９９
７、５０５−５０８で報告されている。

【００１２】本報告では、Ｍｎ組成比率５２〔原子
％〕、膜厚３０〔ｎｍ〕のＭｎＰｔ膜の場合、２３０
〔℃〕４時間の熱処理で６００〔Ｏｅ〕の交換結合磁界
が得られている。さらに、ＭｎＰｔ膜／ＮｉＦｅ膜（３
〔ｎｍ〕）およびＭｎＰｔ膜／Ｃｏ膜（２０〔ｎｍ〕）
の二層膜の室温における交換結合磁界はそれぞれ６５０
〔Ｏｅ〕、５１０〔Ｏｅ〕であった。この場合、ＭｎＰ
ｔ膜／Ｃｏ膜の交換結合エネルギーは０．３２〔ｅｒｇ
／ｃｃ〕である。また、ブロッキング温度はいずれも３
８０℃であり、さらに熱履歴に対しても強く、安定して
大きい交換結合磁界が得られている。

【００１３】このように不規則合金に比べ、交換結合磁
界が大きく、熱安定性に優れた規則合金を用いた磁気抵
抗効果膜を形成する方法に関しては、例えば特願平１０
−１３０６１７号に記載した技術がある。

【００１４】これによると、面心立方構造（以下、ｆｃ
ｃ構造と称す）を有する強磁性層を、窒素ガスを添加し
たアルゴンガス雰囲気中で成膜することにより、（１０
０）面配向の強磁性層が形成される。この上に反強磁性
層を形成することにより、反強磁性層の配向面を通常の
（１１１）面から強磁性配列面（１００）に変化させる
ことができる。

【００１５】ここで、反強磁性を有する規則合金のなか
には、正方晶系のＣｕＡｕＩ型のように、特定の結晶面
内で磁気モーメントが強磁性的な配列となる磁気構造を
有するものがある。ＭｎＰｔ反強磁性規則合金はこのよ
うな結晶構造を有しており、（１００）面および（０１
０）面内で磁気モーメントが強磁性的に配列したスピン
構造となっている。したがって、（１００）面配向に形
成された反強磁性層は、積層界面で反強磁性層の磁気モ
ーメントが界面に平行となり、高い交換結合磁界を得る
ことができることが報告されている。

【００１６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、いずれ
の場合も反強磁性層を規則化させるためには２３５〜２
５５〔℃〕の高温での長時間熱処理を必要としている。
したがって、スピンバルブ構造の上記従来の磁気抵抗効
果膜においては、反強磁性層にＭｎ系規則合金を用いて
有効な交換結合磁界を発生させるために、規則化温度に
おける磁界中での熱処理を必要とする。例えばＭｎＰｔ
膜においては、３００〔Ｏｅ〕の磁界中、２３０〔℃〕
で１２時間もの熱処理を必要とする。

【００１７】これにより、上記の製造方法においては、
製造工程が長時間におよぶという問題のみならず、熱処
理時における各積層界面での熱拡散などにより、磁気抵
抗効果膜の特性が劣化するという問題があった。

【００１８】本発明は上記問題点を解決するためになさ
れたものであり、その目的は、膜形成後の熱処理が不要
で、かつ、ブロッキング温度の高い交換結合膜の製造方
法を提供することにある。

【００１９】

【課題を解決するための手段】本発明の交換結合膜の製
造方法は、上記課題を解決するために、反強磁性層と強
磁性層間の交換結合によって、該強磁性層の磁化が固定
される交換結合膜の製造方法において、前記強磁性層を
形成後、該強磁性層を前記反強磁性層が結晶配向する温
度に加熱しながら、前記反強磁性層を該強磁性層上に形
成することを特徴としている。

【００２０】上記の発明によれば、反強磁性層が強磁性
層上に形成されることによって、反強磁性層と強磁性層
とが交換結合し、強磁性層の磁化が固定された交換結合
膜が形成される。

【００２１】従来は、反強磁性層の規則化のためには、
反強磁性層の形成後（交換結合膜の形成後）に、磁界を
印加しながら規則化温度で熱処理を長い時間（十数時
間）かけて行うことが必要であった。しかし、反強磁性
層の形成後に長時間にわたって熱処理を行うと、層間の
界面において熱拡散等が生じ、これにより、交換結合膜
の特性が劣化するという不具合を招来していた。

【００２２】そこで、上記製造方法によれば、前記反強
磁性層は、前記強磁性層を該反強磁性層が結晶配向する
温度に加熱しながら、該強磁性層上に形成される。した
がって、従来、反強磁性層の形成後に必要であった、磁
界を印加しながらの熱処理が不要となるので、プロセス
に要する時間の大幅な短縮化が可能となると共に、層間
の界面における熱拡散等による交換結合膜の特性の劣化
を確実に回避できる。

【００２３】また、膜形成面（強磁性層面）を加熱しな
がら膜形成を行うと、前記反強磁性層の粒径が増大する
が、この粒径増大に伴って、交換結合磁界が消失する温
度であるブロッキング温度が上昇し、交換結合膜の熱安
定性が著しく向上する。

【００２４】また、本発明の交換結合膜の製造方法は、
前記反強磁性層を、５０〜７０〔Ｏｅ〕の磁界中で形成
することを特徴としている。

【００２５】また、本発明の交換結合膜の製造方法は、
上記課題を解決するために、上記の交換結合膜の製造方
法において、窒素ガスが添加されたアルゴンガス雰囲気
中で、面心立方構造を有する強磁性体で前記強磁性層を
形成することを特徴としている。

【００２６】窒素ガスを添加しないアルゴンガス雰囲気
中で、面心立方構造を有する強磁性体で強磁性層のよう
な薄膜を形成すると、膜の配向面は、結晶構造における
最密面である（１１１）面となる。

【００２７】これに対して、窒素ガスを添加したアルゴ
ンガス雰囲気中で、面心立方構造を有する強磁性体で強
磁性層を形成すると、その配向面は（１００）面とな
る。これは、薄膜を構成する特定の原子間に窒素原子が
入り込むことによって、結晶エネルギー的に安定な配向
面が、（１１１）面から（１００）面に変化することに
起因すると考えられる。

【００２８】ところで、交換結合磁界は、強磁性層と反
強磁性層との界面において、この界面に平行な磁気モー
メントが反強磁性層に多く存在する場合に大きくなる。
したがって、界面に平行な磁気モーメントが多く存在す
るような反強磁性層を形成することが好ましい。

【００２９】上記の製造方法によれば、アルゴンガスに
窒素ガスを添加した雰囲気を実現することによって、特
定の単結晶基板を用いることなく、強磁性層を（１０
０）面に配向させることが可能となる。強磁性層が（１
００）面に配向すると、該強磁性層の上に形成される反
強磁性層も（１００）面に配向するようになる。反強磁
性体には、（１００）面に平行な磁気モーメントが多く
存在するものがある。このような反強磁性体により反強
磁性層を形成することで、反強磁性層の磁気モーメント
が界面で平行となり、大きい交換結合磁界を有する交換
結合膜を実現できる。

【００３０】しかも、前記窒素ガスの添加により、前記
反強磁性層の粒径増大が確実に回避される。これは、膜
形成面（強磁性層面）を加熱しながら膜形成を行うと、
前記反強磁性層の粒径が増大することになるので、強磁
性−反強磁性界面の乱れが増大し、交換結合磁界が低下
する原因になるが、窒素ガスが添加されることにより、
反強磁性層を構成する特定の原子間に窒素原子が入り込
み、結果として、前記反強磁性層の粒径増大が防止され
るからである。

【００３１】

【発明の実施の形態】〔実施の形態１〕 本発明の第１の実施の形態を図１ないし図３に基づいて
説明すれば、以下の通りである。図１は本実施の形態に
係る交換結合膜（スピンバルブ構造の磁気抵抗効果膜に
おいて、反強磁性層と強磁性層とで構成される）の断面
図である。この交換結合膜は基板１上に、下地層２、強
磁性層３および反強磁性層４が順次積層されて構成され
ている。

【００３２】ここで、基板１としてはガラス基板を使用
し、下地層２としてはＴａ膜が形成されている。下地層
２は、強磁性層３の結晶の配向性を高め、また、製造プ
ロセスにおいて基板１と強磁性層３とが反応することを
防止するために設けられている。

【００３３】反強磁性層４は、規則合金から形成されて
いる。規則合金とは、成膜直後は結晶配向していないた
め、反強磁性−強磁性膜間の交換結合磁界が発生しない
が、規則化温度でのアニールにより結晶配向して交換結
合磁界を発生させることができる合金を指すものであ
る。この規則合金には、ＭｎＰｔやＮｉＭｎなどが含ま
れる。また、反強磁性層４と隣接している強磁性層３の
磁化は、反強磁性層４との交換結合により反強磁性層４
との界面と平行な一方向に固定された固定磁化層を形成
している。

【００３４】以下において具体的な製造方法に関して説
明する。この製造方法では、基板１（ガラス基板）上
に、下地層２（Ｔａ膜）、強磁性層３（ＮｉＦｅ膜）、
および反強磁性層４（ＭｎＰｔ膜）を同一真空チャンバ
ー内で順次形成する。なお、反強磁性層４としてはＮｉ
Ｍｎ膜やＰｄＰｔＭｎ膜などであってもよい。

【００３５】まず、基板１（ガラス基板（コーニング社
製：＃７０５９））を真空チャンバー内に設置し、チャ
ンバー内を０．４〔μＴｏｒｒ〕以下まで排気した後、
上記基板１を加熱し（以下においては、基板１を加熱す
ることにより、基板１上に形成されている各膜も基板１
と同じ温度に加熱されるものとする）、チャンバー内に
アルゴンガスを注入してアルゴンガス圧５〔ｍＴｏｒ
ｒ〕の雰囲気を形成した。

【００３６】ここで、上記基板１の温度は反強磁性層４
の規則化温度（規則合金が結晶配向するのに必要な温
度、ＭｎＰｔの規則化温度は２２０〔℃〕）以下の２０
０〔℃〕（条件１）および規則化温度以上の２３０
〔℃〕（条件２）の２種類の条件でそれぞれ別々に試み
た。この状態で、ＴａをターゲットとしたＤＣマグネト
ロンスパッタ法により、Ｔａ膜を基板１上に５０〔Å〕
形成し、下地層２とした。

【００３７】次いで、アルゴンガス圧５〔ｍＴｏｒｒ〕
の雰囲気、および基板１の温度を維持した状態で、ＲＦ
コンベンショナルスパッタ法により、基板１に形成した
Ｔａ膜上に、強磁性層３（ＮｉＦｅ膜）を１００〔Å〕
形成した。

【００３８】ここで、ターゲットとしてはＮｉ組成比率
が８０〔原子％〕のＮｉＦｅ合金を使用した。また、Ｎ
ｉＦｅ膜形成は５０〜７０〔Ｏｅ〕の磁界中で行い、印
加する磁界の方向は形成する膜の面内方向とした。な
お、印加する磁界に５０〜７０〔Ｏｅ〕という幅がある
のは、成膜時における若干の磁界変化のためである。

【００３９】強磁性層３（ＮｉＦｅ膜）の形成後、さら
にアルゴンガス圧５〔ｍＴｏｒｒ〕の雰囲気、および基
板１の温度を維持した状態で、反強磁性層４（ＭｎＰｔ
膜）の形成を行った。ＭｎＰｔ膜の形成においては、Ｍ
ｎターゲット上にＰｔペレットを配置した複合ターゲッ
トを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法による成膜を行
い、膜厚５０〔Å〕のＭｎＰｔ膜を形成した。また、Ｍ
ｎＰｔ膜の形成は、強磁性層３（ＮｉＦｅ膜）の形成時
と同様、５０〜７０〔Ｏｅ〕の磁界（ＮｉＦｅ膜の形成
時と同方向）中で行った。

【００４０】ここで、反強磁性層４を形成する際に、加
熱しながら外部磁界を印加することにより、反強磁性層
４の磁気モーメントが外部磁界に対する磁気エネルギー
が小さくなる方向を向くようになる。したがって、外部
磁界の向きを制御すれば、反強磁性層４における磁気モ
ーメントを所望の方向とすることができる。これによ
り、強磁性層３と反強磁性層４との交換結合磁界を高く
することができる。

【００４１】また、複合ターゲットにおいては、形成す
るＭｎＰｔ膜中のＰｔ組成比率が４７．４〔原子％〕と
なるようにＰｔペレットの量を調整した。この組成比率
を実現することにより、交換結合膜の耐食性および熱安
定性を向上させることができる。

【００４２】なお、基板１の加熱は反強磁性層４の形成
以前に行えばよく、プロセスおよび設備の都合により加
熱するタイミングを決定すればよい。

【００４３】以上のようにして得られた交換結合膜の配
向方向を調べるために、Ｘ線回折測定を行った。このＸ
線回折測定はθ−２θスキャンと呼ばれるものであり、
膜面に平行な結晶面（格子面）に応じた回折線が観測さ
れるものである。図２は、上記で得られた交換結合膜
（条件２）のＸ線回折測定結果を示す説明図である。こ
の図において、横軸はＸ線回折測定における散乱角
（θ）の２倍の角度を示しており、縦軸は回折線の強度
（回折強度）を示している。

【００４４】本実施の形態における条件２（基板温度２
３０〔℃〕）で形成した交換結合膜と、成膜中には基板
１を加熱せず交換結合膜形成後に熱処理を行う従来の製
造方法（後述する比較例１の製造方法）で形成した交換
結合膜（図示せず）との測定結果を比較すると、反強磁
性層４の結晶粒径が増大したことによるピークの裾の広
がりが若干見られたものの、ピーク位置、ピーク強度に
はほとんど変化が見られず、ＮｉＦｅ膜およびＭｎＰｔ
膜のいずれにおいても（１１１）面配向となっているこ
とが確認できた。

【００４５】さらに、比較例１として従来の製造方法で
形成した交換結合膜と本実施の形態で形成した交換結合
膜との特性の比較を行った。従来の製造方法としては、
基板の加熱は行わず、それ以外は本実施の形態と同様の
条件で交換結合膜を形成し（成膜中の磁界の印加に関し
ても同様）、その後、３００〔Ｏｅ〕の磁界（面内方
向）中で基板を２３０℃に加熱して１２時間熱処理を行
った。表１はそれぞれの交換結合膜の交換結合エネルギ
ーおよびブロッキング温度（Ｔｂ）を測定した結果であ
る。なお、交換結合エネルギーおよびブロッキング温度
は、磁化測定を行い、その結果から導出することができ
る。

【００４６】表１より、条件１の場合では交換結合エネ
ルギーの増加はわずかではあったが、ブロッキング温度
を２０〔℃〕上昇させることができた。ブロッキング温
度が高いことは、磁気ヘッドの熱安定性向上につながる
ため、交換結合膜にとって有意義である。

【００４７】また、条件２の場合では交換結合エネルギ
ーおよびブロッキング温度は、それぞれ０．８０〔ｅｒ
ｇ／ｃｃ〕および４５０〔℃〕と飛躍的に増大してお
り、成膜中に基板を加熱することは有効であり、また基
板温度は規則化温度以上にすることが好ましいといえ
る。なお、基板加熱温度は、ブロッキング温度以下であ
れば問題ない。

【００４８】ここで、ブロッキング温度を上昇させるこ
とができたのは、基板を加熱しながら反強磁性層４を形
成したことにより、反強磁性層４の結晶粒径が増大した
ためであると思われる。

【００４９】

【表１】

【００５０】次に、本実施の形態の一変形例について説
明する。本変形例に係る製造方法（条件３）において
は、強磁性層３（ＮｉＦｅ膜）の形成条件が上記の実施
の形態と異なり、その他の条件は上記と同様であるの
で、ＮｉＦｅ膜の形成以外の共通する部分に関しては説
明を省略する。

【００５１】上記実施の形態の条件２（基板温度２３０
〔℃〕）と同様にして下地層２（Ｔａ膜）の形成を行っ
た後、チャンバー内圧力５〔ｍＴｏｒｒ〕および基板１
の温度２３０〔℃〕を維持した状態で、窒素ガスの添加
を行い窒素ガス濃度が５〔％〕（窒素ガス分圧０．２５
〔ｍＴｏｒｒ〕）となる雰囲気を形成した。

【００５２】この雰囲気中で上記条件２と同様に、ター
ゲットとしてＮｉ組成比率が８０〔原子％〕のＮｉＦｅ
合金を使用したＲＦコンベンショナルスパッタ法によ
り、基板１に形成したＴａ膜上に、強磁性層３（ＮｉＦ
ｅ膜）を１００〔Å〕形成した。ここで、ＮｉＦｅ膜形
成を５０〜７０〔Ｏｅ〕の磁界（面内方向）中で行った
ことも上記条件２と同様である。

【００５３】この後、窒素ガスを排除して再度アルゴン
ガス圧５〔ｍＴｏｒｒ〕の雰囲気として、上記条件２と
同様の工程を行うことにより交換結合膜を形成した。つ
まり、本変形例はＮｉＦｅ膜の形成を窒素ガスの存在下
で行った点が上記条件２と異なる。

【００５４】ここで、ＮｉＦｅ合金のようなｆｃｃ構造
の結晶構造を有する強磁性体からなる薄膜をアルゴンガ
スのみの雰囲気中で形成すると、通常、薄膜の結晶エネ
ルギーが最小となるように最密面である（１１１）面が
配向面になりやすい。（１１１）面配向した強磁性層３
上に反強磁性層４を形成すると、反強磁性層４の配向面
も（１１１）面となりやすい。ところが、アルゴンガス
に窒素ガスを添加した雰囲気中でｆｃｃ構造の結晶構造
を有する強磁性体からなる薄膜を形成すると、薄膜の結
晶配向が著しく変化し（１００）面配向となる。

【００５５】これは、上記のＲＦコンベンショナルスパ
ッタ法や、ＤＣマグネトロンスパッタ法、ＲＦマグネト
ロンスパッタ法などの反応性スパッタリング法により上
記成膜を行うと、雰囲気中の窒素ガスをプラズマにより
材料に化合させることができる。すなわち、材料をプラ
ズマにより窒化することができる。これにより、窒素原
子が薄膜を構成する特定の原子間に入り込み、結晶エネ
ルギーを最小とする配向状態が変化するためと考えられ
る。

【００５６】また、強磁性層３が（１００）面配向とな
ることにより、強磁性層３上の反強磁性層４の配向は強
磁性層３の結晶配向が反映されたものとなるので、（１
００）面配向とすることができる。

【００５７】ここで、強磁性層３（ＮｉＦｅ膜）および
反強磁性層４（ＭｎＰｔ膜）の磁気モーメントは共に
（１００）面に平行な状態であるので、それぞれの層を
（１００）面配向とすることにより互いの磁気モーメン
トが平行になり、高い交換結合磁界を得ることができ
る。したがって、外乱磁界に対して非常に安定な交換結
合膜を得ることが可能となる。

【００５８】以上のようにして得られた本変形例（条件
３）の交換結合膜の配向方向を調べるために、Ｘ線回折
測定を行った。図３は、上記で得られた交換結合膜のＸ
線回折測定結果を示す説明図である。

【００５９】上記条件２の場合（図２）と比較すると、
条件３による交換結合膜の強磁性層３（ＮｉＦｅ膜）お
よび反強磁性層４（ＭｎＰｔ膜）はいずれも、（１１
１）面からの回折ピークが（１００）面からの回折ピー
クに変化している。これは、ＮｉＦｅ膜の形成時に窒素
ガスを添加することで、上記の理由によりＮｉＦｅ膜の
（１００）配向が向上し、その結果ＭｎＰｔ膜の（１０
０）配向も向上したものと考えられる。

【００６０】さらに、従来の製造方法で形成した交換結
合膜と本実施例により形成した交換結合膜との特性の比
較を行った。ただし、従来の製造方法においてＮｉＦｅ
膜形成時には本変形例と同様に窒素ガスを添加した（比
較例２）。表２はそれぞれの交換結合膜の交換結合エネ
ルギーおよびブロッキング温度（Ｔｂ）を測定した結果
である。

【００６１】

【表２】

【００６２】交換結合エネルギーの値は、条件３の場合
は１．２〔ｅｒｇ／ｃｃ〕であり、上記条件２の場合よ
りもさらに増大した。これは、上記のようにＭｎＰｔ膜
の強磁性配列面（１００）の配向性の向上によると予想
される。一方、ブロッキング温度は４４０〔℃〕であり
上記条件２の場合と同程度であった。また、条件３の場
合においても、交換結合エネルギーおよびブロッキング
温度の何れに関しても比較例２に対して向上しているこ
とが確認された。

【００６３】なお、成膜時に基板を加熱することによる
上記の効果は、強磁性層３および反強磁性層４を上記以
外の規則化合金の組合せで構成することによっても得ら
れるものである。また、強磁性層３の成膜時に窒素ガス
を添加することによる上記の効果は、結晶配向性の点か
ら、反強磁性層４をＭｎＰｔ膜、強磁性層３をＮｉＦｅ
膜とした場合が好ましい。

【００６４】〔実施の形態２〕 本発明の第２の実施の形態を図４および図５に基づいて
説明すれば、以下の通りである。第２の実施の形態にお
いては、第１の実施の形態に係る交換結合膜を磁気抵抗
効果膜に応用した場合に関して説明する。図４は本実施
の形態に係る磁気抵抗効果膜の構造を示した断面図であ
る。

【００６５】この磁気抵抗効果膜は基板１上に、下地層
２、第２強磁性層５、金属非磁性層６、第３強磁性層
７、第１強磁性層３、反強磁性層４、および保護膜８が
順次積層されて構成されている。ここで、基板１、下地
層２、第１強磁性層３および反強磁性層４はそれぞれ第
１の実施の形態における基板１、下地層２、強磁性層３
および反強磁性層４に対応している。

【００６６】以下において、この交換結合膜を構成する
各部に関して説明する。第１強磁性層３は反強磁性層４
との交換結合によって磁化が固定されており、固定磁化
層を形成している。また、第２強磁性層５は磁化方向が
外部磁界に応じて回転する強磁性層であり、自由磁化層
を形成している。この第２強磁性層５は強磁性体の薄膜
や、強磁性体の薄膜が複数積層された積層膜から形成さ
れ、例えばＣｏやＮｉＦｅ合金の薄膜、あるいはＣｏ膜
とＮｉＦｅ合金膜との積層膜によって形成される。

【００６７】金属非磁性層６は非磁性の金属からなる膜
であり、例えばＣｕからなる膜によって形成される。こ
の金属非磁性層６はスピンバルブ構造における非磁性層
を形成している。第３強磁性層７は磁気抵抗効果の発生
に寄与するものであり、強磁性体からなる薄膜、例えば
Ｃｏ膜などによって形成される。保護膜８は酸化防止膜
であり、非磁性の金属などを用いることができ、例えば
Ｔａからなる薄膜により形成される。

【００６８】このような構成である磁気抵抗効果膜は、
自由磁化層としての第２強磁性層５と、反強磁性層４に
隣接して形成された固定磁化層としての第１強磁性層３
との、それぞれの磁化の向きがなす角に依存した大きさ
の磁気抵抗効果を有する巨大磁気抵抗効果膜を形成して
いる。

【００６９】つまり、上記構造では反強磁性層４と隣接
している第１強磁性層３の磁化は、反強磁性層４との交
換結合により、反強磁性層４との界面と平行な一方向に
固定された固定磁化層を形成している。他方の第２強磁
性層５の磁化は、外部磁界に応じて上記界面と平行な面
内で回転するようになっており自由磁化層を形成してい
る。そして、固定磁化層および自由磁化層の磁化の向き
により磁気抵抗効果を得ることができる。

【００７０】また、反強磁性層４が（１００）面配向と
なるように形成されているため、反強磁性層４の磁気モ
ーメントが、反強磁性層４と第１強磁性層３との界面に
平行で、かつ、この面内で強磁性的に配列している。こ
のため、これら第１強磁性層３と反強磁性層４とが強い
交換結合磁界を有する交換結合膜となっており、固定磁
化層である第１強磁性層３の保磁力は非常に大きくなっ
ている。したがって、本磁気抵抗効果膜は、外乱磁界に
対して非常に安定な磁気抵抗効果膜となっている。

【００７１】次に、この磁気抵抗効果膜の製造方法に関
して具体的に説明する。まず、基板１（ガラス基板（コ
ーニング社製：＃７０５９））を真空チャンバー内に設
置し、チャンバー内を０．４〔μＴｏｒｒ〕以下まで排
気した後、チャンバー内にアルゴンガスを注入してアル
ゴンガス圧５〔ｍＴｏｒｒ〕の雰囲気を形成した。

【００７２】この状態で基板１上にまず、Ｔａ膜５０
〔Å〕からなる下地層２、ＮｉＦｅ膜７０〔Å〕および
Ｃｏ膜７〔Å〕からなる第２強磁性層５、Ｃｕ膜２８
〔Å〕からなる金属非磁性層６、およびＣｏ膜１０
〔Å〕からなる第３強磁性層７を順次形成した。これら
の形成は、それぞれの膜を形成する金属や合金をターゲ
ットとしたＤＣマグネトロンスパッタ法によって行っ
た。

【００７３】これらの膜を形成した基板１を２３０
〔℃〕に加熱し、第３強磁性層７上にさらにＮｉＦｅ膜
１００〔Å〕からなる第１強磁性層３、ＭｎＰｔ膜２０
０〔Å〕からなる反強磁性層４およびＴａ膜１００
〔Å〕からなる保護膜８の形成を順次行った。

【００７４】ここで、第１強磁性層３および反強磁性層
４の形成は第１の実施の形態における条件３を適用し
た。ただし、ここでは第１強磁性層３（ＮｉＦｅ膜）形
成時のチャンバー内の窒素ガス濃度は３〔％〕とした。
なお、実験の都合上、窒素ガス濃度を条件３の場合と変
更しているが、条件３の場合と同一窒素ガス濃度として
も同様の効果が得られる。また、保護膜８（Ｔａ膜）は
下地層２（Ｔａ膜）と同様にして形成した。

【００７５】上記の製造方法によって形成された磁気抵
抗効果膜の配向方向を調べるために、Ｘ線回折測定を行
った。図５は、上記で形成された磁気抵抗効果膜のＸ線
回折測定結果を示す説明図である。

【００７６】これによると、第１強磁性層３（ＮｉＦｅ
膜）の（１００）面および反強磁性層４（ＭｎＰｔ膜）
の（１００）面からの回折線と、第２強磁性層５となる
ＮｉＦｅ膜の（１１１）面からと思われる弱い回折線が
観測された。粒径の増大によると思われる若干の裾の広
がりが見られるものの、第１の実施の形態における条件
３の場合とピーク位置、強度にはほとんど変化が見られ
なかった。

【００７７】さらに、比較例３として、第１の実施の形
態における比較例２の交換結合膜を形成した条件を適用
して形成した従来の磁気抵抗効果膜と、上記本実施の形
態で形成した磁気抵抗効果膜との特性の比較を行った。
比較した特性は、交換結合エネルギー、磁気抵抗変化率
および磁界感度である。ここで、磁気抵抗変化率は、磁
気抵抗効果膜に磁界を印加し、磁界の強度を変化させた
際の、磁界強度の変化率と電気抵抗の変化率の比で表さ
れる。磁界感度は、磁界変化に対する磁気抵抗の変化率
を表すものであり、磁気抵抗比の磁場変化から導出する
ことができる。表３にこれらの結果を示す。

【００７８】

【表３】

【００７９】交換結合エネルギーの値は、本実施の形態
では０．７３〔ｅｒｇ／ｃｃ〕であり、比較例３より向
上しており、実施の形態１における条件１の場合と同程
度の値が得られた。磁気抵抗変化率は１０％であり、こ
れも比較例３より向上した。また、磁界感度は１．０
〔％／Ｏｅ〕であり、これも比較例３より向上した。

【００８０】本実施の形態によれば、従来のように磁気
抵抗効果膜を形成後に２３０℃で１２時間熱処理を行う
必要がないことから、積層膜間での熱拡散などに起因す
る磁気抵抗効果特性の劣化を防止することができる。

【００８１】また、本実施の形態における磁気抵抗効果
膜は、本発明の交換結合膜の製造方法によって製造され
た交換結合膜を備えた磁気抵抗効果膜において、前記交
換結合膜における前記強磁性層に対向して第２強磁性層
が形成されているとともに、前記強磁性層と前記第２強
磁性層との間に金属非磁性層が形成されており、前記交
換結合膜における前記強磁性層と前記第２強磁性層との
磁化の向きのなす角度によって、磁気抵抗効果を示す構
成である。

【００８２】上記の構成によれば、上記の交換結合膜の
製造方法に係る作用に加えて、上記の交換結合膜の強磁
性層の磁化の向きと、第２強磁性層の磁化の向きとはあ
る角度をなし、これにより、該磁気抵抗効果膜は磁気抵
抗効果を示すことになる。

【００８３】しかも、上記磁気抵抗効果膜は、従来のも
のよりも大きい交換結合磁界を発生し、熱安定性および
熱処理に対する安定性の何れにも優れた交換結合膜を備
えている。このため、上記の磁気抵抗効果膜は、外乱磁
界に安定であり、環境による磁気特性の経時変化や温度
上昇による磁気特性の劣化あるいは製造時の熱処理プロ
セスによる磁気特性の劣化等を低減できる。

【００８４】以上、発明の詳細な説明の項においてなさ
れた具体的な実施態様または実施例は、あくまでも、本
発明の技術内容を明らかにするものであって、そのよう
な具体例にのみ限定して狭義に解釈されるべきものでは
ない。

【００８５】

【発明の効果】本発明の交換結合膜の製造方法は、以上
のように、強磁性層を形成後、該強磁性層を反強磁性層
が結晶配向する温度に加熱しながら、前記反強磁性層を
該強磁性層上に形成することを特徴としている。

【００８６】それゆえ、従来において、反強磁性層の形
成後に必要であった磁界を印加しながらの熱処理が不要
となるので、プロセスに要する時間の大幅な短縮化が可
能となるとともに、層間の界面における熱拡散等による
交換結合膜の特性の劣化を確実に回避できる。

【００８７】しかも、膜形成面の加熱による反強磁性層
の粒径増大に伴って、交換結合磁界が消失する温度であ
るブロッキング温度を上昇させ、交換結合膜の熱安定性
を著しく向上させることができるという効果をあわせて
奏する。

【００８８】また、本発明の交換結合膜の製造方法は、
前記反強磁性層を、５０〜７０〔Ｏｅ〕の磁界中で形成
してもよい。

【００８９】また、本発明の交換結合膜の製造方法は、
以上のように、上記の交換結合膜の製造方法において、
窒素ガスが添加されたアルゴンガス雰囲気中で、面心立
方構造を有する強磁性体で強磁性層を形成することを特
徴としている。

【００９０】それゆえ、上記の交換結合膜の製造方法の
効果に加えて、アルゴンガスに窒素ガスを添加した雰囲
気を実現することによって、特定の単結晶基板を用いる
ことなく強磁性層を（１００）面に配向させることが可
能となる。強磁性層が（１００）面に配向すると、該強
磁性層の上に形成される反強磁性層も（１００）面に配
向するようになる。その結果、反強磁性層の磁気モーメ
ントが界面で平行となり、大きい交換結合磁界を有する
交換結合膜を実現できる。

【００９１】しかも、前記窒素ガスの添加により、前記
反強磁性層の粒径増大が確実に回避されるという効果を
あわせて奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１の実施の形態に係る交換結合膜の
断面図である。

【図２】本発明の第１の実施の形態に係る交換結合膜の
Ｘ線回折測定の結果を示す説明図である。

【図３】本発明の第１の実施の形態における一変形例に
係る交換結合膜のＸ線回折測定の結果を示す説明図であ
る。

【図４】本発明の第２の実施の形態に係る磁気抵抗効果
膜の断面図である。

【図５】本発明の第２の実施の形態に係る磁気抵抗効果
膜のＸ線回折測定の結果を示す説明図である。

【符号の説明】

１ 基板 ２ 下地層 ３ 強磁性層（第１強磁性層） ４ 反強磁性層 ５ 第２強磁性層 ６ 金属非磁性層 ７ 第３強磁性層 ８ 保護膜

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 薦田 智久 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シャープ株式会社内 (56)参考文献 特開 平９−148132（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−92904（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−289421（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−275233（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−202292（ＪＰ，Ａ) 特開2000−132820（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−293611（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−214716（ＪＰ，Ａ) (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

Claims (3)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】反強磁性層と強磁性層間の交換結合によっ
   て、該強磁性層の磁化が固定される交換結合膜の製造方
   法において、前記反強磁性層は、結晶配向するために２２０℃以上の
   温度が必要であり、 前記強磁性層を形成後、該強磁性層を前記反強磁性層が
   結晶配向する温度に加熱しながら、前記反強磁性層を該
   強磁性層上に形成することを特徴とする交換結合膜の製
   造方法。
2. 【請求項２】前記反強磁性層を、５０〜７０〔Ｏｅ〕の
   磁界中で形成することを特徴とする請求項１に記載の交
   換結合膜の製造方法。
3. 【請求項３】窒素ガスが添加されたアルゴンガス雰囲気
   中で、面心立方構造を有する強磁性体で前記強磁性層を
   形成することを特徴とする請求項１または２に記載の交
   換結合膜の製造方法。