JP3670929B2 - Exchange coupling film, magnetoresistive element using the exchange coupling film, and thin film magnetic head using the magnetoresistive element - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
【０００１】
【従来の技術】
本発明は、反強磁性層と強磁性層とから成り、前記反強磁性層と強磁性層との界面にて発生する交換結合磁界により、前記強磁性層の磁化方向が一定の方向に固定される交換結合膜に係り、特に大きい前記交換結合磁界を得られるようにした交換結合膜およびこの交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子（スピンバルブ型薄膜素子、ＡＭＲ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に関する。
【０００２】
【従来の技術】
スピンバルブ型薄膜素子は、巨大磁気抵抗効果を利用したＧＭＲ（giant magnetoresistive）素子の１種であり、ハードディスクなどの記録媒体からの記録磁界を検出するものである。
【０００３】
このスピンバルブ型薄膜素子は、ＧＭＲ素子の中でも比較的構造が単純で、しかも弱い磁界で抵抗が変化するなど、いくつかの優れた点を有している。
【０００４】
前記スピンバルブ型薄膜素子は、最も単純な構造で、反強磁性層、固定磁性層、非磁性中間層およびフリー磁性層から成る。
【０００５】
前記反強磁性層と固定磁性層とは接して形成され、前記反強磁性層と固定磁性層との界面にて発生する交換異方性磁界により、前記固定磁性層の磁化方向は一定方向に単磁区化され固定される。
【０００６】
フリー磁性層の磁化は、その両側に形成されたバイアス層により、前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向に揃えられる。
【０００７】
前記反強磁性層には、Ｆｅ−Ｍｎ（鉄−マンガン）合金膜、Ｎｉ−Ｍｎ（ニッケル−マンガン）合金膜、あるいはＰｔ−Ｍｎ（白金−マンガン）合金膜等が一般的に使用されているが、この中でも特にＰｔ−Ｍｎ合金膜はブロッキング温度が高く、しかも耐食性に優れるなど種々の優れた点を有しており、脚光を浴びている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
ところで、反強磁性層にＰｔＭｎ合金膜を使用した場合、成膜した段階では前記反強磁性層の結晶構造は、原子の配列順序が不規則な面心立方格子となっていることがわかっている。
【０００９】
前記反強磁性層を成膜後、前記反強磁性層と強磁性層間で適切な大きさの交換結合磁界を発生させるには、前記反強磁性層の結晶構造が不規則相としての面心立方格子から規則相としてのＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方格子に変態する必要があり、このような変態は熱処理を施すことによって引き起こされる。
【００１０】
またＰｔＭｎ合金は、バルクタイプでは、ＰｔとＭｎとのａｔ％が５０：５０である場合に、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方格子になり易く最も反強磁性の性質になりやすいことがわかっており、したがって本発明者らは、スピンバルブ型薄膜素子の反強磁性層として、ＰｔＭｎ合金膜を使用し、このとき前記ＰｔとＭｎとのａｔ％をほぼ５０：５０にして前記反強磁性層と強磁性層間で発生する交換結合磁界の大きさを測定してみた。
【００１１】
しかしながらＰｔとＭｎの組成比がバルクタイプでの理想組成であるにもかかわらず、充分な大きさの交換結合磁界が得られないことがわかった。
【００１２】
これは熱処理を施しても前記反強磁性層の結晶構造が不規則格子から規則格子に充分に変態しないことが原因であると考えられる。
【００１３】
本発明は上記従来の課題を解決するためのものであり、反強磁性層として、元素Ｘ（Ｘは白金族元素）とＭｎとを含有する反強磁性材料を用いた場合、大きい交換異方性磁界を発生することができるようにした交換結合膜、および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に関する。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明は、反強磁性層と強磁性層との界面に交換結合磁界が生じる交換結合膜において、
前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在し、
前記反強磁性層の、前記強磁性層との界面近傍、及び前記界面と反対側の面の近傍では、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘの組成比が５０（ａｔ％）より大きく６５（ａｔ％）以下であり、
前記反強磁性層の膜厚方向の中間には、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘの組成比が、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下の領域が存在し、
前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であることを特徴とするものである。
【００１５】
上記の本発明における交換結合膜は、強磁性層及び反強磁性層を成膜し、その後熱処理を施したときの構造である。
【００１６】
本発明における交換結合膜の反強磁性層には、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在する。さらに前記反強磁性層の一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっている。
【００１７】
上記した組成変化（組成変調）を起す領域が存在するのは、後述する製造方法に起因するものであるが、本発明ではこのような組成変調を起す領域が存在することで、強磁性層との界面では前記強磁性層の結晶構造等に拘束されることなく、また前記強磁性層との反対側の面に接する層の結晶構造等に拘束されることなく、前記反強磁性層は全体的に適切な規則変態を起しており、一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっているのである。
【００１８】
本発明のように、熱処理後においてＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が、強磁性層及び強磁性層と反対側に向かうにしたがって増加する領域が存在し、さらに前記反強磁性層の結晶構造の少なくとも一部が規則格子となっている交換結合膜を形成するには、成膜段階（熱処理前）に如何なる構造の反強磁性層を形成するかが重要であり、本発明では、例えば以下のように反強磁性層を成膜している。
【００１９】
既に述べたように、ＰｔとＭｎとの組成比をａｔ％で５０：５０にすると、結晶構造は規則格子になり最も反強磁性の性質を発揮するが、強磁性層との界面では非整合になりにくいために、熱処理によって不規則格子から規則格子への変態が充分になされず、結果的に充分な交換結合磁界を得ることができない。
【００２０】
一方、Ｐｔ量を５０ａｔ％よりも低くすると、結晶構造が熱処理によって規則格子に変態しづらく反強磁性の性質になり難いのと同時に、前記強磁性層との界面では、整合状態が強くなることから、交換結合磁界は非常に低いものとなってしまう。
【００２１】
またＰｔ量を５０ａｔ％よりも多くしていくと、前記強磁性層との界面では非整合状態になりやすくなるものの、結晶構造は熱処理によって規則格子に変態しづらく反強磁性層の性質になり難いために、結果的に交換結合磁界は非常に低いものとなってしまう。
【００２２】
そこで上記観点から、反強磁性層を成膜する際（熱処理前）に、例えば、強磁性層と接する側に、Ｐｔ量が多くされ、強磁性層との界面で非整合状態を作り易い組成のＰｔＭｎ合金膜（第１の反強磁性層と呼ぶ）を薄い膜厚で形成し、前記第１の反強磁性層に接し、熱処理を施したときに不規則格子から規則格子に変態しやすい組成で形成されたＰｔＭｎ合金膜（第２の反強磁性層と呼ぶ）を、前記第１の反強磁性層に比べて厚い膜厚で形成し、さらに前記第２の反強磁性層に接し、Ｐｔ量が多くされた第３の反強磁性層を薄い膜厚で形成するのである。
【００２３】
前記成膜段階（熱処理前）における反強磁性層は、強磁性層との界面で前記強磁性層の結晶構造等に拘束されず、不規則格子から規則格子に変態しやすい組成で形成された第２の反強磁性層の部分が、熱処理によって適切に変態を起こし、また前記規則化が始まると、前記第１の反強磁性層と第２の反強磁性層とが組成拡散を起こすと考えられ、また第３の反強磁性層と第２の反強磁性層間でも上記の組成拡散が起こり、これによって前記第１の反強磁性層及び第３の反強磁性層の部分では、Ｐｔ量が成膜段階（熱処理前）の組成から変動して、不規則格子から規則格子に変態しやすい組成に変化し、前記第１の反強磁性層及び第３の反強磁性層の部分でも前記変態が引き起こされると考えられる。
【００２４】
すなわち上記した製法では、成膜段階（熱処理前）において、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子になりやすい理想的な組成で形成された第２の反強磁性層の上下をＰｔ量の多い第１反強磁性層及び第３の反強磁性層で挟み、これによって熱処理を施すことにより、前記反強磁性層を不規則格子から規則格子に充分に変態させることができ、従来よりも大きな交換結合磁界を得ることが可能になるのである。
【００２５】
そして、上記のようにして形成された熱処理後における交換結合膜では、組成変調を起こして、反強磁性層の膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向かうにしたがって、及び前記中間領域から強磁性層と反対側に向かうにしたがって元素Ｘの原子％の比率が増加する領域が存在する。しかも前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっているのである。
【００２６】
なお成膜段階において、第２の反強磁性層に接してＰｔ量の多い第３の反強磁性層を形成する理由は、前記反強磁性層の強磁性層側と反対側の面近傍において適切な規則変態を促し反強磁性層全体での規則変態により大きな交換結合磁界を得るためである。
【００２７】
前記反対側の面には、例えば非磁性の下地層や保護層、あるいは後で詳述するようにシードレイヤ等の様々な層が接合されるが、これらの層の結晶構造やあるいはその他の要因が、反強磁性層の規則変態を阻害し、交換結合磁界の低下に繋がる恐れがある。このため本発明では、Ｐｔ量が多く格子定数が大きくされた第３の反強磁性層を、前記反対側の面側に形成しておくことで上記した結晶構造の影響等を受けることなく、反強磁性層の規則変態を促進させ、大きな交換結合磁界を得られるようにしているのである。
【００２８】
また本発明は、反強磁性層と強磁性層との界面に交換結合磁界が生じる交換結合膜において、
前記反強磁性層は、元素Ｘと元素Ｘ′（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素であり、元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域とが存在し、
前記反強磁性層の、前記強磁性層との界面近傍、及び前記界面と反対側の面の近傍では、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５０（ａｔ％）より大きく６５（ａｔ％）以下であり、
前記反強磁性層の膜厚方向の中間には、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下の領域が存在し、
前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であることを特徴とするものである。
【００２９】
上記の発明では反強磁性層として元素Ｘと元素Ｘ′とＭｎとを含有した反強磁性材料を使用している。この発明においても成膜段階における前記反強磁性層は、例えば上記した３層膜で形成され、第２の反強磁性層の元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、第１及び第３の反強磁性層の元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも小さく形成される。そして熱処理を施すと、第２の反強磁性層の部分が規則変態を開始し、さらに組成拡散を起すことで第１及び第３の反強磁性層の部分でも規則変態が促進され、反強磁性層全体が規則変態される。これによって従来よりも大きな交換結合磁界を得ることが可能なのである。
【００３０】
熱処理を施した後の状態では、前記反強磁性層には、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域とが存在する。さらに前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子である。
【００３１】
また本発明では、前記Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′を含む合金は、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に元素Ｘ′が侵入した侵入型固溶体であり、あるいは、元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部が、元素Ｘ′に置換された置換型固溶体であることが好ましい。これによって前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金の格子定数を広げることができ、界面では適切に非整合状態を保つことが可能になる。
【００３２】
また本発明では、前記反強磁性層における強磁性層との界面と反対側となる面に、前記界面と平行な方向に面心立方晶の（１１１）面が優先配向したシードレイヤが形成され、
前記反強磁性層及び強磁性層の結晶配向は、前記界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向することが好ましい。
【００３３】
前記シードレイヤの形成により反強磁性層及び強磁性層の結晶配向は前記界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向するために結晶粒径が大きくなり、抵抗変化率を大きくすることが可能である。
【００３４】
また本発明では、前記反強磁性層とシードレイヤとの界面の少なくとも一部で前記反強磁性層の格子定数とシードレイヤの格子定数とが異なっていることが好ましい。
【００３５】
また反強磁性層とシードレイヤとの界面の少なくとも一部は非整合状態となっていることが好ましい。この構造は、例えば成膜段階において前記反強磁性層を３層膜で形成し、シードレイヤと接合する部分にＰｔ量の多い第３の反強磁性層を形成することによって達成することができる。成膜段階では第３の反強磁性層とシードレイヤとの界面の少なくとも一部が非整合状態にされており、したがって熱処理を施しても前記反強磁性層はシードレイヤとの界面で非整合状態を保ったまま適切に規則変態を引き起こし、よって従来よりも大きな交換結合磁界を得ることができるのである。
【００３６】
また本発明では、前記シードレイヤは、ＮｉＦｅ合金、あるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる１種または２種以上）で形成されることが好ましい。
【００３７】
また本発明では、前記シードレイヤは非磁性であることが好ましい。さらに前記シードレイヤは比抵抗が高いことが重要である。このようにシードレイヤの比抵抗が高くされると、センス電流は前記シードレイヤに分流されにくくなり、抵抗変化率の向上、及びバルクハウゼンノイズの低減を図ることが可能である。
【００３８】
また本発明では、前記交換結合膜は、下地層上に、シードレイヤ、反強磁性層、及び強磁性層の順に積層され、前記下地層は、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素で形成されていることが好ましい。
【００３９】
また本発明では、前記反強磁性層における前記強磁性層との界面の反対側の面には、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素で形成された層が形成されていてもよい。
【００４０】
さらに本発明では、前記反強磁性層の膜厚方向の中央付近よりも前記界面と反対側の面寄りに前記界面と平行な第１の仮想境界を設定し、前記強磁性層寄りに前記界面と平行な第２の仮想境界を設定したときに、
前記反対側の面から前記第１の仮想境界までの第１の領域、及び前記強磁性層との界面から前記第２の仮想境界までの第３の領域は、前記第１及び第２の仮想境界間の第２の領域に比べて、前記比率が大きく、前記第１の仮想境界を挟む領域で前記第２の領域から第１の領域に向けて、また前記第２の仮想境界を挟む領域では前記第２の領域から第３の領域に向けて、前記比率が連続的にあるいは不連続的に増大することが好ましい。
【００４１】
また本発明では、前記反強磁性層には、膜厚方向の中間の所定領域から前記強磁性層との界面に向けて、および前記中間の領域から前記界面と反対側の面に向けて、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が増大する領域が存在することが好ましい。
【００４２】
また本発明では、前記反強磁性層には、前記強磁性層との界面に向けて、および前記界面と反対側の面に向けて、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域がそれぞれ存在することが好ましい。
【００４３】
すなわちこの発明の意味するところは、前記界面近傍で、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が最も大きくなるのではなく、前記界面から前記界面と反対側の面方向に前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）が増加する領域があり、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）が最大になる箇所は、前記界面から膜厚方向にある距離だけ離れた位置に存在するのである。
【００４４】
このように前記界面近傍で前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が最大とならないのは、成膜後、熱処理を施すことによって、前記反強磁性層と強磁性層との界面、及び前記反強磁性層の強磁性層と反対側の面に形成された層と、前記反強磁性層との界面で、組成拡散を引き起こすからであると考えられ、このため前記界面近傍での前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％は成膜段階（熱処理前）よりも熱処理後では低下し、よって前記原子％は、前記反強磁性層の前記界面近傍から膜厚方向に離れた位置で、最大となるのである。このように前記原子％が小さくなることで、前記界面近傍でも適切に不規則格子から規則格子への変態が行なわれ、大きな交換結合磁界の発生を可能にすることができる。
【００４５】
また本発明では、前記反強磁性層の、前記強磁性層との界面近傍、及び前記界面と反対側の面の近傍では、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５０（ａｔ％）よりも大きく６０（ａｔ％）以下であることが好ましい。
【００４６】
また本発明では、前記反強磁性層の膜厚方向の中間には、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下の領域が存在することが好ましく、より好ましくは、４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。
【００４７】
後述するように、成膜段階（熱処理前）では、前記強磁性層との界面に、例えば元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５３（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下にされた反強磁性層（第１の反強磁性層）が形成され、さらに第１の反強磁性層に第２の反強磁性層を介して元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５３（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下にされた反強磁性層（第３の反強磁性層）が形成される。前記第１の反強磁性層と第３の反強磁性層間に形成される第２の反強磁性層は、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下で形成される。
【００４８】
上記のような組成比によって第１の反強磁性層、第２の反強磁性層及び第３の反強磁性層が成膜されると、熱処理を施すことによって、前記第１の反強磁性層と強磁性層との間、及び第３の反強磁性層と、前記反強磁性層の強磁性層と反対側の面に形成される層との間で組成拡散を起すと考えられ、これによって、熱処理後の前記界面近傍では、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５３（ａｔ％）よりも低くなる可能性があり、よって本発明では熱処理後における前記界面近傍での元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比の好ましい範囲を、５０（ａｔ％）よりも大きく６５（ａｔ％）以下としているのである。
【００４９】
また本発明では、前記反強磁性層の膜厚は７６Å以上であることが好ましい。
このように本発明では前記反強磁性層の膜厚を薄くしても、従来に比べて大きな交換結合磁界を発生させることが可能である。
【００５０】
また、本発明では前記反強磁性層と前記強磁性層との界面の界面の少なくとも一部で前記反強磁性層の格子定数と強磁性層の格子定数とが異なっており、あるいは前記界面の少なくとも一部で前記反強磁性層の結晶配向と強磁性層の結晶配向が異なっていてもよい。なお本発明では、シードレイヤが形成されている場合は、結晶配向は同じとなる。
【００５１】
また本発明では、前記界面の少なくとも一部が非整合状態であることが好ましい。このように非整合状態が存在すると、反強磁性層の規則変態を促進させることができ、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。
【００５２】
結晶配向を異ならせた上記発明では、例えば強磁性層の（１１１）面が前記界面と平行な方向に優先配向している場合、反強磁性層の（１１１）面の配向度は、前記強磁性層の配向度よりも低いか、あるいは無配向となっている。
【００５３】
あるいは、反強磁性層の（１１１）面が、前記界面と平行な方向に優先配向している場合、前記強磁性層の（１１１）面の配向度は、前記反強磁性層の配向度よりも低いか、あるいは無配向となっている。
【００５４】
または、前記反強磁性層と強磁性層との界面に平行な方向への、前記反強磁性層の（１１１）面の配向度、及び前記強磁性層の（１１１）面の配向度は共に小さくなっているか、あるいは無配向となっており、前記（１１１）面以外の結晶面が、前記界面に平行な方向へ優先配向されて、反強磁性層と強磁性層の結晶配向が異なっている。
【００５５】
前記結晶配向は下地層の存否や、組成比、スパッタ成膜時の電力ガス圧等の諸条件、あるいは膜の積層順などにより変えることが可能である。
【００５６】
本発明における交換結合膜は、様々な磁気抵抗効果素子に適用可能である。
本発明は、反強磁性層と、この反強磁性層と接して形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性層と、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向へ揃えるバイアス層とを有する磁気抵抗効果素子において、
前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成された固定磁性層とが、上記した交換結合膜により形成されることを特徴とするものである。
【００５７】
また本発明は、反強磁性層と、この反強磁性層と接して形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性層とを有し、前記フリー磁性層の上側または下側に、トラック幅方向に間隔を空けて反強磁性のエクスチェンジバイアス層が形成された磁気抵抗効果素子において、
前記エクスチェンジバイアス層とフリー磁性層とが、上記した交換結合膜により形成されることを特徴とするものである。
【００５８】
また本発明は、フリー磁性層の上下に積層された非磁性中間層と、一方の前記非磁性中間層の上および他方の非磁性中間層の下に位置する固定磁性層と、一方の前記固定磁性層の上および他方の固定磁性層の下に位置して、交換異方性磁界によりそれぞれの固定磁性層の磁化方向を一定の方向に固定する反強磁性層と、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向に揃えるバイアス層とを有する磁気抵抗効果素子において、
前記フリー磁性層よりも下側及び／または上側に形成された前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成された固定磁性層とが、上記した交換結合膜により形成されることを特徴とするものである。
【００５９】
さらに本発明は、非磁性層を介して重ねられた磁気抵抗層と軟磁性層とを有し、前記磁気抵抗層の上側あるいは下側にトラック幅方向へ間隔を空けて反強磁性層が形成された磁気抵抗効果素子において、
前記反強磁性層と磁気抵抗層とが、上記した交換結合膜により形成されることを特徴とするものである。
【００６０】
また本発明における薄膜磁気ヘッドは、上記した磁気抵抗効果素子の上下にギャップ層を介してシールド層が形成されていることを特徴とするものである。
【００６１】
【発明の実施の形態】
図１はシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の全体構造をＡＢＳ面側から見た断面図である。なお、図１ではＸ方向に延びる素子の中央部分のみを破断して示している。
【００６２】
このシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子は、ハードディスク装置に設けられた浮上式スライダのトレーリング側端部などに設けられて、ハードディスクなどの記録磁界を検出するものである。なお、ハードディスクなどの磁気記録媒体の移動方向はＺ方向であり、磁気記録媒体からの洩れ磁界の方向はＹ方向である。
【００６３】
図１の最も下に形成されているのはＴａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素などの非磁性材料で形成された下地層６である。この下地層６の上にフリー磁性層１、非磁性中間層２、固定磁性層３、および反強磁性層４が積層されている。そして、前記反強磁性層４の上に、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素などの非磁性材料で形成された保護層７が形成されている。
【００６４】
また図１に示すように、下地層６から保護層７までの６層（積層膜）の両側には、ハードバイアス層５，５が形成され、前記ハードバイアス層５，５の上には導電層８，８が積層されている。
【００６５】
本発明では前記フリー磁性層１および固定磁性層３が、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、Ｃｏ、ＣｏＮｉＦｅ合金などにより形成されている。
【００６６】
なお図１に示すようにフリー磁性層１は一層で形成されているが、これが多層構造で形成されてもよい。前記フリー磁性層１が、例えばＮｉＦｅ合金とＣｏとが積層された構造となっていてもよい。
【００６７】
前記フリー磁性層１と固定磁性層３との間に介在する非磁性中間層２は、例えばＣｕで形成されている。なお本発明における磁気抵抗効果素子が、トンネル効果の原理を用いたトンネル型磁気抵抗効果素子（ＴＭＲ素子）の場合、前記非磁性中間層２は、例えばＡｌ２Ｏ３等の絶縁材料で形成される。さらに、ハードバイアス層５，５は、例えばＣｏ−Ｐｔ（コバルト−白金）合金やＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ（コバルト−クロム−白金）合金などで形成されており、導電層８，８は、Ｃｕ（銅）やＷ（タングステン）などで形成されている。なお上記したトンネル型磁気抵抗効果素子の場合、前記導電層８，８は、フリー磁性層１の下側と、反強磁性層４の上側にそれぞれ形成されることになる。
【００６８】
次に本発明における磁気抵抗効果素子の製造方法について、主に反強磁性層と強磁性層（固定磁性層）とで形成される交換結合膜を中心にして説明する。そしてその後、前記製造方法によって形成された磁気抵抗効果素子の構造についての特徴点について述べることとする。
【００６９】
図２に示す積層膜は、図１と同様に、反強磁性層４が固定磁性層３の上側に形成され、下地層６から保護層７までの積層膜を示す部分模式図である。図２に示す積層膜の構造は、成膜段階（熱処理前）での状態である。
【００７０】
まず図示しない基板上にＴａ等で形成された下地層６を形成する。例えば前記下地層６を５０Å（オングストローム）程度で形成する。
【００７１】
次に前記下地層６上に、例えばＮｉＦｅ合金膜９と前記ＮｉＦｅ合金膜９上にＣｏ膜１０を形成する。前記ＮｉＦｅ合金膜９とＣｏ膜１０とでフリー磁性層１が構成されている。なお前記Ｃｏ膜１０を非磁性中間層２と接する側に形成することにより、前記非磁性中間層２との界面での金属元素等の拡散を防止し、ΔＭＲ（抵抗変化率）を大きくできる。
【００７２】
なお前記ＮｉＦｅ合金膜９は、例えば前記Ｎｉを８０（ａｔ％）、Ｆｅを２０（ａｔ％）で形成する。また前記ＮｉＦｅ合金膜９の膜厚を４５Å程度、Ｃｏ膜を５Å程度で形成する。
【００７３】
次に前記フリー磁性層１上にＣｕなどで形成された非磁性中間層２を形成する。例えば前記非磁性中間層２の膜厚を２５Å程度で形成する。
【００７４】
次に前記非磁性中間層２上に固定磁性層３を形成する。この例では前記固定磁性層３を３層の積層構造で形成している。
【００７５】
例えば前記固定磁性層３を、Ｃｏ膜１１とＲｕ膜１２とＣｏ膜１３とで形成し、後述する反強磁性層４との界面での交換結合磁界により前記Ｃｏ膜１１とＣｏ膜１３の磁化方向は互いに反平行状態にされる。これは、いわゆるフェリ状態と呼ばれ、この構成により固定磁性層３の磁化を安定した状態にでき、また前記固定磁性層３と反強磁性層４との界面で発生する交換結合磁界を大きくすることができる。
【００７６】
なお前記Ｃｏ膜１１を例えば２０Å程度で形成し、Ｒｕ膜１２を８Å程度で形成し、Ｃｏ膜１３を１５Å程度で形成する。
【００７７】
次に前記固定磁性層３上に反強磁性層４を形成する。図３に示すように固定磁性層３上に第１の反強磁性層１４を形成し、さらに前記第１の反強磁性層１４上に第２の反強磁性層１５を形成する。
【００７８】
本発明では前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５を、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成する。
【００７９】
これら白金族元素を用いたＸ−Ｍｎ合金は、耐食性に優れ、またブロッキング温度も高く、さらに交換結合磁界（Ｈｅｘ）を大きくできるなど反強磁性材料として優れた特性を有している。特に白金族元素のうちＰｔを用いることが好ましく、例えば二元系で形成されたＰｔＭｎ合金を使用することができる。
【００８０】
また本発明では、前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５を、元素Ｘと元素Ｘ′（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成してもよい。
【００８１】
なお前記元素Ｘ′には、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に侵入し、または元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部と置換する元素を用いることが好ましい。ここで固溶体とは、広い範囲にわたって、均一に成分が混ざり合った固体のことを指している。
【００８２】
侵入型固溶体あるいは置換型固溶体とすることで、前記Ｘ−Ｍｎ合金膜の格子定数に比べて、前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金の格子定数を大きくすることができるので、固定磁性層３の格子定数との差を広げることができ、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面構造を非整合状態にしやすくできる。また特に置換型で固溶する元素Ｘ′を使用する場合は、前記元素Ｘ′の組成比が大きくなりすぎると、反強磁性としての特性が低下し、固定磁性層３との界面で発生する交換結合磁界が小さくなってしまう。特に本発明では、侵入型で固溶し、不活性ガスの希ガス元素（Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅのうち１種または２種以上）を元素Ｘ′として使用することが好ましいとしている。希ガス元素は不活性ガスなので、希ガス元素が、膜中に含有されても、反強磁性特性に大きく影響を与えることがなく、さらに、Ａｒなどは、スパッタガスとして従来からスパッタ装置内に導入されるガスであり、ガス圧を適正に調節するのみで、容易に、膜中にＡｒを侵入させることができる。
【００８３】
なお、元素Ｘ′にガス系の元素を使用した場合には、膜中に多量の元素Ｘ′を含有することは困難であるが、希ガスの場合においては、膜中に微量侵入させるだけで、熱処理によって発生する交換結合磁界を、飛躍的に大きくできる。
【００８４】
なお本発明では、好ましい前記元素Ｘ′の組成範囲は、ａｔ％で０．２から１０であり、より好ましくは、ａｔ％で、０．５から５である。また本発明では前記元素ＸはＰｔであることが好ましく、よってＰｔ−Ｍｎ−Ｘ′合金を使用することが好ましい。
【００８５】
ところで本発明では、前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の種類は、同じであっても良く、あるいは異なっていてもよい。例えば第１の反強磁性層１４として、格子定数を大きくすることが可能なＰｔ−Ｍｎ−Ｘ′合金を使用し、第２の反強磁性層１５としてＰｔＭｎ合金を使用してもよい。
【００８６】
また図２に示す積層膜の成膜段階（熱処理前）において重要な点は、第１の反強磁性層１４に占める元素Ｘの組成比（ａｔ％）を、第２の反強磁性層１５に占める元素Ｘの組成比（ａｔ％）よりも大きくすることである。あるいは第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５が共にＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金で形成される場合には、前記第１の反強磁性層１４に占める元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（ａｔ％）を、第２の反強磁性層１５に占める元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（ａｔ％）よりも大きくする。また第１の反強磁性層１４がＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金で、第２の反強磁性層１５がＸ−Ｍｎ合金で形成される場合には、第１の反強磁性層１４の元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層１５の元素Ｘの組成比よりも大きくする。
【００８７】
前記第１の反強磁性層１４の重要な役割は、第２の反強磁性層１５を成膜して熱処理を施した後に、前記反強磁性層４の不規則格子を規則格子に適正に変態させるため、前記第１の反強磁性層１４の部分で固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受けにくくし、その拘束力が第２の反強磁性層１５に及ばないようにする点にある。
【００８８】
このように前記固定磁性層３との界面で、前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受け難くするには、第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を大きくすることが必要である。
【００８９】
このように元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を大きくすると、熱処理を施した際に規則格子を形成するための理想的な組成からは外れやすくなるが、固定磁性層３の格子定数との差を広げることができる。このように格子定数の差が広がることで、第１の反強磁性層１４は固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受け難くなり、その結果、第２の反強磁性層１５も前記の拘束力を受けることはない。
【００９０】
なお本発明では前記第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態となっていることが好ましい。前記界面で非整合状態が存在すると、特に第１の反強磁性層１４は固定磁性層３側の結晶構造等の影響を受け難くなる。
【００９１】
既に述べたように、ＰｔＭｎ合金のバルクタイプでは、ＰｔとＭｎとのａｔ％が５０：５０のときに最もＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子になり易く、反強磁性の性質になり易い状態になっている。一方、Ｐｔ量を５０ａｔ％よりも多くしていくと、反強磁性の性質が弱まるものの、このようにＰｔ量を５０ａｔ％よりも多くすると、前記ＰｔＭｎ合金の格子定数は広がり、固定磁性層３との界面において、非整合状態を作り易くなる。
【００９２】
なお前記第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、５３ａｔ％以上６５ａｔ％以下であることが好ましい。より好ましくは５５ａｔ％以上６０ａｔ％以下である。これによって後述する実験結果により、７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能になっている。
【００９３】
ただし前記第１の反強磁性層１４が如何なる膜厚で形成されてもよいわけではない。前記第１の反強磁性層１４の膜厚が薄すぎると、前記第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面での非整合状態が弱まってしまい、これにより熱処理を施しても適切な大きさの交換結合磁界を得ることができない。また前記第１の反強磁性層１４は、本来、熱処理を施しても不規則格子から規則格子に変態しにくく反強磁性になり難い組成で形成されているために、前記第１の反強磁性層１４の膜厚が厚くなりすぎると、前記変態が起こり難い領域が多くなる結果、熱処理によっても不規則格子としてそのまま残る領域が増え、交換結合磁界は急激に低下してしまう。
【００９４】
本発明では前記第１の反強磁性層１４の膜厚を３Å以上３０Å以下に設定している。後述する実験結果により、前記第１の反強磁性層１４が上記膜厚範囲内で形成されると、交換結合磁界（Ｈｅｘ）を大きくでき、具体的には７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることができる。
【００９５】
次に前記第１の反強磁性層１４を形成後、前記第１の反強磁性層１４上に、前記第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも低い前記組成比からなる第２の反強磁性層１５を形成する。
【００９６】
このとき、前記第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下にすることが好ましい。より好ましくは、前記組成比を４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下にすることであり、さらに好ましくは、４８（ａｔ）以上５３（ａｔ％）以下である。
【００９７】
前記第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、熱処理を施した際に不規則格子から規則格子に変態させるのに理想的な組成比に近いことが好ましく、これによって前記第２の反強磁性層１５を形成した後、熱処理を施すと、前記第２の反強磁性層１５は適切に不規則格子から規則格子に変態するようになっている。
【００９８】
ところで前記第２の反強磁性層１５は如何なる膜厚で形成されてもよいわけではない。前記第２の反強磁性層１５の膜厚が薄くなると、交換結合磁界（Ｈｅｘ）が急激に減少することが実験で確認されている。
【００９９】
本発明では前記第２の反強磁性層１５を、７０Å以上で形成することが好ましいとした。これにより交換結合磁界を大きくすることができ、具体的には７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることができる。
【０１００】
なお本発明では前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５をスパッタ法で形成することが好ましい。
【０１０１】
特に元素Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金によって、第１の反強磁性層１４あるいは第２の反強磁性層１５を形成するときには、前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金をスパッタ法で成膜することにより、前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金は非平衡状態で成膜され、成膜されたＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金は、膜中の元素Ｘ′が、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に侵入し、あるいは、元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部が、元素Ｘ′に置換される。このように、前記元素Ｘ′が、Ｘ−Ｍｎ合金の格子に侵入型であるいは置換型で固溶することにより、格子は押し広げられ、反強磁性層４の格子定数は、元素Ｘ′を添加しない場合に比べて大きくなる。
【０１０２】
また本発明では、第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５をスパッタ法で形成する場合、第１の反強磁性層１４を、第２の反強磁性層１５の成膜時よりも低いスパッタガス圧で成膜することが好ましい。これにより、第１の反強磁性層１４中に占める元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層１５中に占める元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくすることができる。
【０１０３】
本発明では、このように反強磁性層４を第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の積層構造とし、各層を形成するときに、前記第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくし、これにより前記第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面で、前記第１の反強磁性層１４が前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受け難くし、特に前記界面の少なくとも一部を非整合状態にすることが好ましく、これにしたがって熱処理を施したときに適切に不規則格子から規則格子への変態を行わせることができ、反強磁性層４と固定磁性層３間で大きな交換結合磁界を得ることが可能になっている。
【０１０４】
なお本発明では、上記したように、成膜段階で、第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部を非整合状態にすることが好ましいとしているが、この非整合状態は、例えば第１の反強磁性層１４と固定磁性層３の格子定数を異ならせることで得ることが可能である。この場合、前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数を異ならせればよい。
【０１０５】
あるいは本発明では、第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部で結晶配向を異ならせてもよい。このように結晶配向を異ならせることでも、第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部を非整合状態にしやすくできる。
【０１０６】
例えば固定磁性層３の（１１１）面が膜面に対し平行な方向に優先配向している場合には、第１の反強磁性層１４の（１１１）面を、前記固定磁性層３の（１１１）面の配向度に比べて小さくし、あるいは無配向とする。
【０１０７】
あるいは、第１の反強磁性層１４の（１１１）面が、前記界面と平行な方向に優先配向している場合、前記固定磁性層３の（１１１）面の配向度を、前記第１の反強磁性層１４の配向度よりも小さいか、あるいは無配向とする。
【０１０８】
または、前記第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面に平行な方向への、前記第１の反強磁性層１４の（１１１）面の配向度、及び前記固定磁性層３の（１１１）面の配向度を共に小さくするか、あるいは無配向とする。前記結晶配向度は、下地層の存否や、組成比、スパッタ成膜時の電力ガス圧等の諸条件、あるいは膜の積層順などにより変えることができる。
【０１０９】
上記のようにして形成された積層膜に、今度は熱処理を施す。この熱処理によって反強磁性層４と固定磁性層３との界面で交換結合磁界が発生し、前記固定磁性層３の磁化は、所定方向、図１で言うと図示Ｙ方向（ハイト方向）に単磁区化される。
【０１１０】
上記したように、第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面では、前記第１の反強磁性層１４は固定磁性層３の結晶構造等に拘束されることなく、さらに好ましくは前記界面の少なくとも一部において非整合状態になっているから、この非整合状態を保ちながら、前記固定磁性層３に第１の反強磁性層１４を介して形成された第２の反強磁性層１５が、不規則格子から規則格子へ変態し始める。前記第２の反強磁性層１５は、上記したように、不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成比に近い反強磁性材料で形成されているからである。
【０１１１】
このような変態が始まると、第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５との界面では組成拡散が起こると考えられる。このような拡散が起こると、第２の反強磁性層１５を構成する各元素が第１の反強磁性層１４側に入り込み、また第１の反強磁性層１４を構成する各元素が第２の反強磁性層１５側に入り込むために、反強磁性層４は、前記第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５との境なく、元素が混ざり合った状態になると考えられる。
【０１１２】
そして上記した組成拡散により、第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５との界面近傍では、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）が、成膜段階での第１の反強磁性層１４の組成比よりも小さくなるものと考えられる。このため、熱処理によって第２の反強磁性層１５の部分が規則化し始めると、それに引きずられて、第１の反強磁性層１４の部分でも規則化が促進され、一方、固定磁性層３との界面では前記第１の反強磁性層１４が前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、反強磁性層４全体で不規則格子から規則格子への変態が行なわれ、従来よりも大きな交換結合磁界を発生させることが可能になるのである。
【０１１３】
上記のようにして形成された積層膜（熱処理後）の模式図が図３に示されている。なお熱処理後においても下地層６から固定磁性層３までの積層構造には変化がない。成膜段階（熱処理前：図２）と熱処理後（図３）とでは反強磁性層３の構造に変化が現われる。
【０１１４】
図３に示す反強磁性層４は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されており、あるいは元素ＸとＸ′（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成される。
【０１１５】
なお前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金は、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に元素Ｘ′が侵入した侵入型固溶体であり、あるいは、前記元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部が、前記元素Ｘ′に置換された置換型固溶体であることが好ましい。これにより前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金の格子定数を、Ｘ−Ｍｎ合金よりも広げることができ、熱処理後における前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面構造を非整合状態にしやすくできる。
【０１１６】
そして本発明では前記反強磁性層４には、前記固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在する。
【０１１７】
また前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方格子（規則格子）となっている。また前記界面Ａの少なくとも一部は非整合状態になっていることが好ましい。
【０１１８】
上記のように、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在する理由は、第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５は熱処理により組成拡散を起すが、前記第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５とが完全に拡散されるわけではなく、すなわち熱処理後の反強磁性層４全体が全て均一な組成となることはないと考えられるからである。
【０１１９】
図２で説明したように、固定磁性層３との界面側に形成される第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、前記固定磁性層３に第１の反強磁性層１４を介して形成される第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べて大きい。
【０１２０】
上記したように、第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、熱処理によって規則化を起しやすい５０ａｔ％近くで形成されるから、Ｍｎの組成比も５０ａｔ％に近い値で形成されることになる。一方、第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は固定磁性層３との界面で、固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受け難くするために、例えば５８ａｔ％程度で形成されるので、Ｍｎの組成比は元々少ない量しか含まれていない。
【０１２１】
したがって熱処理を施し第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５とが組成拡散を起しても、完全に拡散し合うことはなく、前記反強磁性層４には、固定磁性層３に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の組成比は増加する。
【０１２２】
また上記した組成拡散によって、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％は、固定磁性層３との界面Ａ近傍の方が、前記界面Ａと反対側の面Ｂ近傍よりも大きくなるものと考えられる。
【０１２３】
また熱処理を施すことによって、反強磁性層４は不規則格子から規則格子に変態するために、熱処理後の反強磁性層４では、少なくとも一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方格子（規則格子）となっており、さらに前記固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態となっていることが好ましい。
【０１２４】
なお前記反強磁性層４がＰｔＭｎ合金で形成される場合、熱処理を施した後、つまり少なくとも一部の結晶構造が、規則格子となった前記反強磁性層４の格子定数ａ，ｃの比ｃ／ａは、０．９３〜０．９９の範囲内であることが好ましい。
【０１２５】
格子定数ａ，ｃの比ｃ／ａが０．９３以下になると、前記反強磁性層４の結晶構造のほぼ全てが規則格子となるが、このような状態になると前記固定磁性層３と反強磁性層４との密着性が低下し、膜剥れなどが発生し好ましくない。
【０１２６】
また格子定数ａ，ｃの比ｃ／ａが０．９９以上になると、前記反強磁性層４の結晶構造のほぼ全てが不規則格子となり、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面にて発生する交換結合磁界が小さくなって好ましくない。
【０１２７】
また本発明では、熱処理後において固定磁性層３と反強磁性層４との界面の少なくとも一部が非整合状態にされることが好ましいとしているが、前記界面の少なくとも一部で前記固定磁性層３と反強磁性層４との格子定数が異なっていることによって前記非整合状態を形成しやすくできる。
【０１２８】
すなわち本発明では熱処理後において、固定磁性層３に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在し、前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっており、しかも前記界面Ａの少なくとも一部で前記反強磁性層４の格子定数と固定磁性層３の格子定数は異なっているものであってもよい。この構成によっても従来に比べて大きい交換結合磁界を得ることが可能である。
【０１２９】
また本発明では、熱処理後において、固定磁性層３に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在し、前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっており、しかも前記界面Ａの少なくとも一部で前記反強磁性層４の結晶構造と固定磁性層３の結晶構造は異なっているものであってもよい。
【０１３０】
例えば固定磁性層３の（１１１）面が膜面方向に優先配向している場合には、前記反強磁性層４の（１１１）面の配向度は、前記固定磁性層の配向度よりも低いかあるいは無配向になっている。あるいは、反強磁性層４の（１１１）面が、前記界面と平行な方向に優先配向している場合、前記固定磁性層３の（１１１）面の配向度は、前記反強磁性層４の配向度よりも低いか、あるいは無配向になっている。
【０１３１】
または、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面に平行な方向への、前記反強磁性層４の（１１１）面の配向度、及び前記固定磁性層３の（１１１）面の配向度は共に低いか、あるいは無配向となっている。
【０１３２】
このように結晶配向を固定磁性層３と反強磁性層４とで異ならせることによっても前記固定磁性層３と反強磁性層４との界面で非整合状態を形成しやすく、従来に比べて大きい交換結合磁界を得ることが可能である。
【０１３３】
なお熱処理後の反強磁性層４を構成する組成元素は、成膜段階（熱処理前）における第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５（図２参照）を如何なる組成元素で形成したかに依存し、例えば前記第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５を共に同じ組成元素で形成した場合には、熱処理後では、反強磁性層４全体が同じ組成元素で形成された状態になっている。
【０１３４】
成膜段階（熱処理前）における第１の反強磁性層１４には、固定磁性層３との界面で非整合状態を保つために格子定数を大きくできる反強磁性材料を使用することが好ましく、また第２の反強磁性層１５には、熱処理により不規則格子から規則格子への変態をスムーズに行わせることが可能な反強磁性材料を使用することが好ましい。このため、第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５とで異なる組成元素で構成された反強磁性材料を使用してもよい。
【０１３５】
例えば第１の反強磁性層１４としてＰｔ−Ｍｎ−Ｃｒ合金を使用し、第２の反強磁性層１５としてＰｔ−Ｍｎ合金を使用した場合や、あるいは第１の反強磁性層１４としてＰｔ−Ｍｎ−Ｃｒ合金を使用し、第２の反強磁性層１５としてＰｄＭｎ合金を使用した場合などには、熱処理後において反強磁性層４を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の種類は、固定磁性層３との界面Ａ近傍と、前記界面Ａとの反対側の面Ｂ近傍とで一部一致するか、あるいは異なるものとなる。
【０１３６】
上記したように熱処理後において、前記反強磁性層４には固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在するが、前記界面Ａ近傍において、前記反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１００ａｔ％としたとき、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は５０（ａｔ％）よりも大きく６５（ａｔ％）以下であることが好ましい。この組成範囲は成膜段階（熱処理前）での第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比及び熱処理を施したときの組成拡散に起因するものである。
【０１３７】
すなわち上記したように成膜段階において、第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は５３（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下であることが好ましい。また熱処理によって前記第１の反強磁性層１４と固定磁性層３間でも組成拡散が起こるものと考えられる。このため熱処理によって反強磁性層４の固定磁性層３との界面近傍では、反強磁性層の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は成膜段階よりも低下するものと考えられ、したがって前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は５３（ａｔ％）よりも小さくなることがある。よって熱処理後における前記界面Ａ近傍での元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の好ましい組成範囲を、上記のように５０（ａｔ％）よりも大きく６５（ａｔ％）以下としたのである。なおより好ましい元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は５０（ａｔ％）よりも大きく６０（ａｔ％）以下である。
【０１３８】
また本発明では、前記界面Ａと反対側の面Ｂ近傍での反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下であることが好ましい。前記反対側の面Ｂ近傍における元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、成膜段階（熱処理前）での第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に起因するものである。
【０１３９】
すなわち上記したように第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下であることが好ましいため、熱処理後における前記反対側の面Ｂ近傍での元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の好ましい組成範囲を、第２の反強磁性層１５と同様に、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下としたのである。なおより好ましい元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。
【０１４０】
なお本発明では、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、４６ａｔ％以上５５ａｔ％以下となる領域が、反強磁性層４の全体積に対して、７０％以上、９５％以下占めていることが好ましい。上記領域が反強磁性層４の全体積に対し、上記の率を占めていることは、前記反強磁性層４が、熱処理によって不規則格子から規則格子に適切に変態したことを意味しており、従来よりも大きな交換結合磁界を得ることが可能になっている。
【０１４１】
次に反強磁性層４の膜厚方向における組成変調について説明する。本発明では上記のように反強磁性層４には固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在するが、これに加えて以下の組成変調を起していてもよい。
【０１４２】
すなわち本発明では、前記反強磁性層４の膜厚内で前記界面Ａと平行な方向に仮想境界を設定したとき、前記仮想境界から界面Ａまでを第１の領域とし、前記仮想境界から前記界面と反対側の面までの領域を第２の領域としたときに、前記仮想境界を挟む領域で、前記第２の領域から第１の領域に向けて、前記比率が連続的にあるいは不連続的に増加してもよい。
【０１４３】
例えば前記仮想境界を図３に占めす点線Ｃであるとする。この点線Ｃは、成膜段階（熱処理前）において第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５との界面である（図２参照）。
【０１４４】
成膜段階では前記第１の反強磁性層１４の方が第２の反強磁性層１５に比べて元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は大きくなっている。そして上記のように熱処理を施すと、前記第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５との界面の部分で組成拡散が起こるものと考えられるので、熱処理後においては、前記固定磁性層３との界面Ａから前記仮想境界（点線Ｃ）までの第１の領域での前記比率は、前記仮想境界（点線Ｃ）から前記界面Ａと反対側の面Ｂまでの第２の領域での前記比率に比べて大きくなっており、しかも、前記仮想境界を挟む領域で、前記第２の領域から第１の領域に向けて、前記比率が連続的にあるいは不連続的に増加するものと考えられる。特に成膜段階において第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べてかなり大きい場合には、上記した不連続な増加を招きやすいものと思われる。
【０１４５】
また本発明では、前記反強磁性層４には、固定磁性層３側に向かうにしたがって元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）が増加する領域が存在することが好ましい。本発明では上記したように成膜段階（熱処理前）において、固定磁性層３側に形成される第１の反強磁性層１４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくしている。このため熱処理によって前記第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５間で組成変調を起しても、前記第１の反強磁性層１４であった固定磁性層側では、第２の反強磁性層１５であった部分よりも依然として元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）は大きいものと考えられる。よって上記した組成変調を起す箇所があるものと考えられる。
【０１４６】
また本発明では、前記反強磁性層４の固定磁性層３との界面Ａ近傍には、固定磁性層３側に向かうにしたがって、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在することが好ましい。
【０１４７】
反強磁性層４の固定磁性層３との界面Ａ近傍では前記固定磁性層３側と組成拡散を起すものと考えられ、この組成拡散が起こると、前記界面Ａ近傍における元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、成膜段階におけるその組成比に比べて小さくなってしまう。
【０１４８】
本発明のように、前記反強磁性層４は、前記界面Ａ近傍において、固定磁性層３側に向かうにしたがって、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在すると、前記界面Ａ近傍で適切な不規則格子から規則格子への変態が行なわれ、大きな交換結合磁界を発生させることが可能になっている。
【０１４９】
なお熱処理後の反強磁性層４において、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が最大となる箇所は、固定磁性層３との界面Ａから前記界面Ａと反対側の面Ｂ方向に、３Å以上３０Å以下の範囲内で存在することが好ましい。この範囲は成膜段階（熱処理前）における第１の反強磁性層１４の好ましい膜厚範囲である。
【０１５０】
また本発明では、反強磁性層４の固定磁性層Ａとの界面の反対側の面ＢにＴａ等で形成された保護層７が形成されている。そして熱処理を施すことにより成膜段階における第２の反強磁性層１５と前記保護層７との間でも組成変調を起すことが考えられる。
【０１５１】
すなわち本発明では、反強磁性層４の固定磁性層３と反対側の面近傍において、前記反対側の面方向に元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（ａｔ％）が減少する領域が存在していてもよい。
【０１５２】
なお本発明では前記反強磁性層４の膜厚は７３Å以上であることが好ましい。図２で説明したように、第１の反強磁性層１４は最低でも３Å以上、第２の反強磁性層１５は最低でも７０Å以上必要であり、よって反強磁性層４全体では最低でも７３Å以上の膜厚が必要となる。
【０１５３】
このように本発明では前記反強磁性層４を７３Å以上で形成すればよいために、前記反強磁性層４の膜厚を従来に比べて薄くできる。そして後述するように図３に示す積層膜を薄膜磁気ヘッドとして構成した場合、狭ギャップ化を図ることが可能である。
【０１５４】
なお本発明では図２で成膜段階（熱処理前）において反強磁性層４を第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の２層構造で構成していたが、これ以外の製造方法も提供することができる。
【０１５５】
例えば、成膜段階（熱処理前）における反強磁性層４を単一層で形成した場合でも以下の製造方法であれば、従来に比べて大きい交換結合磁界を得ることが可能である。
【０１５６】
すなわち本発明では、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとをターゲットとしたスパッタ工程で反強磁性層４を形成し、このとき固定磁性層３から離れるにしたがってスパッタガス圧を徐々に高くしながら、前記反強磁性層４を形成することで、元素Ｘの組成比（原子％）を、前記固定磁性層３と接する側から離れるにしたがって減少させるのである。この際、前記反強磁性層４の成膜時に、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部を非整合状態にすることが好ましい。
【０１５７】
なお前記界面と反対側の面近傍における前記反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、構成元素Ｘの組成比を、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下にすることが好ましく、より好ましくは４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。
【０１５８】
上記構成により、反強磁性層４の固定磁性層３との界面では、前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受けることなく、前記界面付近以外の部分では、元素Ｘの組成比（原子％）を、熱処理を施したときに不規則格子から規則格子に変態させやすい理想的に近い組成で形成できる。
【０１５９】
したがって前記反強磁性層４の成膜後、熱処理を施すことにより、反強磁性層４を不規則格子から規則格子に適切に変態させることができ、しかも前記熱処理により前記反強磁性層４内で元素の拡散が起こると考えられるので、この拡散によって前記反強磁性層４全体で不規則格子から規則格子への変態が適切に起こり、従来に比べてより大きな交換結合磁界を発生させることが可能になっている。
【０１６０】
特に前記界面において非整合状態が存在する場合には、反強磁性層４が適切に固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、反強磁性層４全体の規則変態を促すことが可能である。
【０１６１】
また前記反強磁性層４の膜厚を７３Å以上で形成することが好ましい。この７３Åという数値は、図２に示す第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５とで形成された反強磁性層４の最低膜厚に歩調を合わせたものである。
【０１６２】
すなわち図２では第１の反強磁性層１４の膜厚は最低で３Åであり、第２の反強磁性層１５の膜厚は最低で７０Åであるから、反強磁性層４の最低膜厚を７３Åとした。
【０１６３】
成膜段階（熱処理前）において反強磁性層４が単一層で形成される場合においても、固定磁性層３との界面から前記界面と反対側の面方向に少なくとも約３Åの膜厚の部分は、その領域内に占める全元素の組成比を１００ａｔ％としたとき、元素Ｘの組成比が５３（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下であることが好ましく、より好ましくは５５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下である。さらにそれ以外の部分は最低でも７０Å以上の膜厚で、元素Ｘの組成比が４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下の範囲内あることが好ましく、より好ましくは４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。これにより図２に示す場合と同様に、７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能になる。
【０１６４】
また本発明では元素Ｘと元素Ｘ′（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとをターゲットとしたスパッタ工程で反強磁性層４を形成し、このとき前記固定磁性層３から離れるにしたがって、スパッタガス圧を徐々に高くしながら前記反強磁性層４を成膜することで、前記元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）を、前記固定磁性層３と接する側から離れるにしたがって徐々に減少させてもよい。
【０１６５】
なお前記元素Ｘ′には、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に侵入し、または元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部と置換する元素を用いることが好ましい。これにより、前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金の格子定数を、Ｘ−Ｍｎ合金の格子定数よりも広げることができ、前記固定磁性層３との界面で非整合状態を保ちやすくできる。
【０１６６】
また本発明では、反強磁性層４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部を非整合状態とすることが好ましいとしているが、前記非整合状態を形成する方法としては、前記界面の少なくとも一部で反強磁性層４と固定磁性層３との格子定数を異ならせることが挙げられる。
【０１６７】
このため本発明では、元素ＸとＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されたターゲット、あるいは元素ＸとＸ′とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されたターゲットを用いてスパッタ法により反強磁性層４を形成するときに、固定磁性層３と接する側から離れるにしたがって、スパッタガス圧を徐々に高くしながら前記反強磁性層４を成膜することで、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）を、前記固定磁性層３と接する側から離れるにしたがって徐々に減少させ、しかも前記反強磁性層４の成膜の際に、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部で、前記反強磁性層４の格子定数と前記固定磁性層３の格子定数を異ならせてもよい。
【０１６８】
あるいは、元素ＸとＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されたターゲット、あるいは元素ＸとＸ′とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されたターゲットを用いてスパッタ法により反強磁性層４を形成するときに、固定磁性層３と接する側から離れるにしたがって、スパッタガス圧を徐々に高くしながら前記反強磁性層４を成膜することで、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）を、前記固定磁性層３と接する側から離れるにしたがって徐々に減少させ、しかも前記反強磁性層４の成膜の際に、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部で、前記反強磁性層４の結晶配向と前記固定磁性層３の結晶配向を異ならせてもよい。前記結晶配向を異ならせることによっても前記界面での少なくとも一部を非整合状態にしやすくできる。
【０１６９】
上記のようにして形成された積層膜に熱処理を施すことによって形成された積層膜は図３と同様の構造になる。
【０１７０】
すなわち熱処理後における反強磁性層４は、元素ＸとＭｎとを含有する反強磁性材料、あるいは元素ＸとＸ′とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在し、さらに前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっており、しかも前記界面Ａの少なくとも一部は非整合状態になっているのである。
【０１７１】
次に本発明では、シードレイヤ２２を用いた積層膜の成膜段階（熱処理前）の構成を図４に示す。また図４に示す積層膜に熱処理を施した前記積層膜の構造を図５に示す。
【０１７２】
図４、５に示す積層膜は、一例として図６に示すような反強磁性層４が固定磁性層３の下側に形成されるシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子に適用される。
【０１７３】
まず図４に示すように下地層６上にシードレイヤ２２を形成し、さらに前記シードレイヤ２２上に反強磁性層４を形成する。
【０１７４】
前記下地層６は、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち少なくとも一種以上の元素で形成されていることが好ましい。前記下磁層６は、その上に形成される前記シードレイヤ２２の（１１１）面を、前記下地層６との界面と平行な方向に優先配向させるために設けられたものである。前記下地層６は例えば５０Å程度の膜厚で形成される。
【０１７５】
前記シードレイヤ２２は、主として面心立方晶から成り、前記反強磁性層４との界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向されている。前記シードレイヤ２２は、ＮｉＦｅ合金、あるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる少なくとも１種または２種以上）で形成されることが好ましい。これらの材質で形成されたシードレイヤ２２はＴａ等で形成された下地層６上に形成されることにより反強磁性層４との界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向しやすくなる。
【０１７６】
また本発明では前記シードレイヤ２２は非磁性で形成されていることが好ましい。前記シードレイヤ２２を非磁性で形成することにより、前記シードレイヤ２２の比抵抗を大きくすることができ、導電層から流れるセンス電流の前記シードレイヤ２２への分流を抑制することが可能である。前記センス電流がシードレイヤ２２に分流しやすくなると、抵抗変化率（ΔＭＲ）の低下やバルクハウゼンノイズの発生に繋がり好ましくない。
【０１７７】
前記シードレイヤ２２を非磁性で形成するには、上記した材質のうちＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる少なくとも１種または２種以上）を選択できる。これら材質は、結晶構造が面心立方晶であり、しかも反強磁性層４との界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向しやすく好ましい。前記シードレイヤ２２は、例えば３０Å程度で形成される。
【０１７８】
次に図４に示すように、前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層４は、第１の反強磁性層２３、第２の反強磁性層２４、及び第３の反強磁性層２５の積層構造で形成される。
【０１７９】
本発明では、前記第１の反強磁性層２３、第２の反強磁性層２４、及び第３の反強磁性層２５を、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成することが好ましい。
【０１８０】
また本発明では、各反強磁性層２３，２４，２５を元素Ｘと元素Ｘ′合金（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成してもよい。
【０１８１】
上記の場合、前記Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合金は、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に元素Ｘ′が侵入した侵入型固溶体であり、あるいは、元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部が、元素Ｘ′に置換された置換型固溶体であることが好ましい。侵入型固溶体あるいは置換固溶体で形成されたＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金は、Ｘ−Ｍｎ合金に比べて格子定数を広げることが可能である。
【０１８２】
本発明では、第１及び第３反強磁性層２３，２５を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも多くしている。
【０１８３】
また前記第１の反強磁性層２３と第３の反強磁性層２５との間に形成される第２の反強磁性層２４は、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成されている。
【０１８４】
前記第１の反強磁性層２３及び第３の反強磁性層２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくするのは、図２で説明したのと同様であり、熱処理を施したときに、反強磁性層４が不規則格子から規則格子への変態をしやすくするため、各系面において、前記固定磁性層３及びシードレイヤ２２の結晶構造等に拘束されないようにする必要があるからである。
【０１８５】
前記第１の反強磁性層２３及び第３の反強磁性層２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は５３（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下であることが好ましく、より好ましくは５５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下である。また前記第１の反強磁性層２３及び第３の反強磁性層２５の膜厚は３Å以上３０Å以下であることが好ましい。例えば図４に示す実施例の場合では、前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５をそれぞれ１０Å程度で形成している。
【０１８６】
前記第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下で形成される。好ましくは、４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比がこの範囲内で形成されると、熱処理を施すことによって前記第２の反強磁性層２４は不規則格子から規則格子へ変態しやすくなる。なお前記第２の反強磁性層２４の膜厚は７０Å以上であることが好ましい。なお図４に示す実施例の場合には、前記第２の反強磁性層２４の膜厚を１００Å程度で形成している。
【０１８７】
また上記した各反強磁性層２３，２４，２５をスパッタ法で形成することが好ましい。なおこのとき、第１及び第３の反強磁性層２３，２５を、第２の反強磁性層２４よりも低いスパッタガス圧で形成することが好ましい。これにより、前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくすることが可能である。
【０１８８】
あるいは本発明では、成膜段階（熱処理前）において前記反強磁性層４を上記した３層膜で形成せず、以下の方法によって前記反強磁性層４を単一層で形成した場合でも、膜厚方向に元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）を適切に変化させて形成することが可能である。
【０１８９】
まず元素ＸとＭｎとを含有する反強磁性材料、あるいは元素ＸとＸ′とＭｎとで形成されたターゲットを用いてスパッタによって反強磁性層４を形成する際に、シードレイヤ２２から離れるにしたがって徐々にスパッタガス圧を高くして反強磁性層４を成膜していき、前記反強磁性層４を半分程度成膜した段階で、今度は前記スパッタガス圧を徐々に低くして残りの反強磁性層４を成膜するのである。
【０１９０】
この方法によれば、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）は、シードレイヤ２２との界面から前記反強磁性層４の膜厚の中央付近にかけて徐々に低くなっていき、前記組成比（原子％）は、前記中央付近から前記固定磁性層３との界面にかけて徐々に高くなる。
【０１９１】
このため元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）は、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面近傍において最も大きく、膜厚のほぼ中央付近で最も低くなる反強磁性層４を形成することが可能になる。
【０１９２】
なお前記固定磁性層３との界面近傍及びシードレイヤ２２との界面近傍で、前記反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１００ａｔ％としたといに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、５３ａｔ％以上６５ａｔ％以下にすることが好ましく、より好ましくは５５ａｔ％以上６０ａｔ％以下である。
【０１９３】
また反強磁性層４の膜厚方向の中央付近で、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下とすることが好ましく、より好ましくは４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。また前記反強磁性層４の膜厚を７６Å以上で形成することが好ましい。
【０１９４】
図４に示すように前記反強磁性層４上に固定磁性層３を形成する。図４に示す実施例では図２と同様に、固定磁性層３が、Ｃｏ膜１１、Ｒｕ膜１２及びＣｏ１３の３層からなる、いわゆるフェリ状態にされている。なお例えば前記Ｃｏ膜１１の膜厚は２０Å程度、Ｒｕ膜１２の膜厚は８Å程度、Ｃｏ膜１３の膜厚は１５Å程度で形成される。
【０１９５】
熱処理を施すことによって、反強磁性層４は、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面において、前記シードレイヤ２２及び固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、結晶構造が不規則格子から規則格子に適切に変態し、前記固定磁性層３との界面において交換結合磁界が発生し、前記固定磁性層３の磁化は図示Ｙ方向（ハイト方向）に単磁区化される。
【０１９６】
本発明では、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態であることが好ましい。前記非整合状態が存在することで、各界面ではシードレイヤ２２あるいは固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受け難くなり、前記反強磁性層４の規則化への変態を促すことが可能である。
【０１９７】
本発明では、上記のように前記シードレイヤ２２及び固定磁性層３と接する側に、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が多い第１及び第３の反強磁性層２３，２５を形成し、しかも前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５間に、熱処理によって適切に不規則格子から規則格子に変態しやすい組成で形成された第２の反強磁性層２４を設けているので、熱処理によって前記第２の反強磁性層２４の部分で変態が進むと同時に、第１及び第３の反強磁性層２３，２５と第２の反強磁性層２４間で組成拡散が起こると考えられ、したがって前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の部分でも、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面で適切に非整合状態を維持しながら、不規則格子から規則格子への変態が起こり、反強磁性層４全体で適切な変態を起すことができるのである。したがって本発明によれば従来に比べて適切な前記変態を期待することができ、よって大きい交換結合磁界を得ることができ、具体的には７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を期待することができる。
【０１９８】
図４に示すように、前記固定磁性層３上に例えばＣｕ等で形成された非磁性中間層２を形成し、さらに前記非磁性中間層２上にフリー磁性層１を形成する。
【０１９９】
前記フリー磁性層１は例えばＮｉ−Ｆｅ合金膜９とＣｏ膜１０とで構成されている。また前記非磁性中間層２は例えば２２Å程度で形成され、Ｎｉ−Ｆｅ合金膜９は４５Å程度で形成され、Ｃｏ膜１０は５Å程度で形成される。
【０２００】
そして図４に示すように、前記フリー磁性層１の上に例えばＴａ膜で形成された保護層７を形成する。前記保護層７の膜厚は例えば３０Å程度である。
【０２０１】
本発明では上記したように、反強磁性層４の下側（固定磁性層３との界面と反対側の面）にシードレイヤ２２を設けている。前記シードレイヤ２２は主として、面心立方晶からなり、しかも反強磁性層４との界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向している。
【０２０２】
このために前記シードレイヤ２２上に形成された反強磁性層４からフリー磁性層１までの各層の結晶配向もまた前記界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向されやすく、結晶粒径が大きくなる。このように結晶粒径が大きくなることによって抵抗変化率（ΔＭＲ）が大きくなり、再生特性を向上させることが可能である。
【０２０３】
また図４に示す実施例では、抵抗変化率の向上と同時に、交換結合磁界をも大きくすることができることも既に詳述した通りである。前記交換結合磁界が小さくなりすぎても、抵抗変化率は低下することから、抵抗変化率の向上という観点からしても、前記交換結合磁界はある程度必要である。
【０２０４】
図４に示す下地層６から保護層７までの積層膜を形成した後、熱処理を施す。図５は熱処理後の積層膜の構造を示している。図５に示す熱処理が施された後においても、Ｔａ等で形成された下地層６上に形成されたシードレイヤ２２は、結晶構造が主として面心立方晶からなり、反強磁性層４との界面に平行な方向に（１１１）面が優先配向している。
【０２０５】
また前記シードレイヤ２２上に形成された反強磁性層４は、少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子からなり、しかも前記反強磁性層４からフリー磁性層１までの各層が前記界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向し、さらに前記反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面Ｉ及び前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面Ｈの少なくとも一部が非整合状態にされている。
【０２０６】
本発明では上記したように、シードレイヤ２２の形成により、反強磁性層４からフリー磁性層１までの各層の結晶配向は前記界面に平行な方向に（１１１）面が優先配向し、結晶粒径が大きくなることにより、抵抗変化率（ΔＭＲ）を向上させることができる。
【０２０７】
なお上記したようにシードレイヤ２２は、ＮｉＦｅ合金、あるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる少なくとも１種または２種以上）で形成されることが好ましく、特に非磁性で形成されていることが好ましい。前記シードレイヤ２２を非磁性で形成することにより、前記シードレイヤ２２の比抵抗を大きくすることができ、導電層から流れるセンス電流の前記シードレイヤ２２への分流を抑制することが可能である。分流を抑えることにより、抵抗変化率をより向上させることができ、またバルクハウゼンノイズの発生等を抑制することができる。
【０２０８】
また本発明では、反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面Ｉ、及び反強磁性層４と固定磁性層３との界面Ｈの少なくとも一部は非整合状態にされ、しかも反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子にされていることから、熱処理によって前記反強磁性層４が適切に不規則格子から規則格子に変態したことがわかり、本発明では反強磁性層４と固定磁性層３間で発生する交換結合磁界を従来よりも大きくすることができ、具体的には７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能になっている。
【０２０９】
また本発明では、前記界面Ｉの少なくとも一部で前記反強磁性層４とシードレイヤ２２との格子定数、及び前記界面Ｈの少なくとも一部で前記反強磁性層４と固定磁性層３との格子定数は異なっている構成であってもよい。これによって前記反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面Ｉ、及び反強磁性層４と固定磁性層３との界面Ｈの少なくとも一部を非整合状態に保つことが可能である。
【０２１０】
また熱処理を施すと反強磁性層４のうち第１の反強磁性層２３と第２の反強磁性層２４との界面Ｆ、及び第３の反強磁性層２３と第２の反強磁性層２４との界面Ｇで組成拡散が発生するために、前記界面Ｆ、Ｇの有無は明確ではなくなるものと考えられる。
【０２１１】
上記のように前記反強磁性層４は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、あるいは、元素Ｘと元素Ｘ′（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されることが好ましい。Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金で反強磁性層４が形成される場合、Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合金は、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に元素Ｘ′が侵入した侵入型固溶体であり、あるいは、元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部が、元素Ｘ′に置換された置換型固溶体であることが好ましい。侵入型固溶体あるいは置換固溶体で形成されたＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金は、Ｘ−Ｍｎ合金に比べて格子定数を広げることが可能であり、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面で適切に非整合状態を維持することができる。
【０２１２】
また熱処理後において、前記反強磁性層４には、シードレイヤ２２に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が、増加する領域が存在することが好ましい。
【０２１３】
なおこの組成変調の領域の存在は、熱処理によって適切に規則変態が行なわれたことを意味する。前記組成変調の領域の存在は、成膜段階（熱処理前；図４参照）において第３の反強磁性層２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくするか、あるいはスパッタガス圧を変化させて、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％を、膜厚方向の中央に向かうにしたがって徐々に小さくしながら反強磁性層４を成膜することによって得ることができる。この構成により、前記シードレイヤ２２と反強磁性層４との界面Ｉでは、前記シードレイヤ２２の結晶構造等の拘束力を受けることなく適切に規則化変態していると考えられ、従来に比べて大きな交換結合磁界を得ることが可能である。
【０２１４】
また上記した組成変調に加えて前記反強磁性層４には、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が、増加する領域が存在する。これは、成膜段階（熱処理前；図４参照）において第１の反強磁性層２３の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくするか、あるいはスパッタガス圧を変化させて、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）を、膜厚の中央付近から固定磁性層３側にしたがって徐々に大きくしながら反強磁性層４を成膜することによって得ることができる。
【０２１５】
すなわち図５に示すシードレイヤ２２と接合された反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域から固定磁性層３側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域からシードレイヤ２２に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在するのである。
【０２１６】
そして本発明では、シードレイヤ２２との界面Ｉ近傍及び固定磁性層３との界面Ｈ近傍に占める反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、５０（ａｔ％）よりも大きく６５（ａｔ％）以下であることが好ましい。この数値範囲は、成膜段階（熱処理前）における第１及び第３の反強磁性層２３，２５の適切な組成範囲（５３ａｔ％〜６５ａｔ％）に基づくものである。なお前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の組成範囲の最低値（５３ａｔ％）よりも熱処理後における反強磁性層４の組成範囲の最低値（５０ａｔ％）の方が小さくなる理由は、熱処理を施すことによって前記反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面Ｉ、及び前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面Ｈで組成拡散が発生するためである。なお前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、前記シードレイヤ２２の界面Ｉ近傍、及び固定磁性層３との界面Ｈ近傍では、５０（ａｔ％）よりも大きく６０（ａｔ％）以下であることがより好ましい。
【０２１７】
また熱処理後における元素Ｘ及び元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）は、膜厚方向の中央付近で４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下であることが好ましい。この組成範囲は、成膜段階（熱処理前）における第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の適切な組成範囲（４４ａｔ％〜５７ａｔ％）に基づくものである。また前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下であることがより好ましい。
【０２１８】
また本発明では、前記反強磁性層４の膜厚内で固定磁性層３及びシードレイヤ２２との界面と平行な方向に２本の仮想境界を設定したとき、前記固定磁性層３との界面Ｈから前記界面Ｈに近い側の第２の仮想境界までの第３の領域、及び前記シードレイヤ２２との界面Ｉから前記界面Ｉに近い側の第１の仮想境界までの第１の領域では、前記仮想境界間の第２の領域に比べてＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が大きく、前記第１の仮想境界を挟む領域で前記第２の領域から第１の領域に向けて、また前記第２の仮想境界を挟む領域では前記第２の領域から第３の領域に向けて、前記比率が連続的にあるいは不連続的に増大することが好ましい。
【０２１９】
例えば前記第１の仮想境界を図５に占めす点線Ｇ、第２の仮想境界を図５に示す点線Ｆであるとする。この点線Ｆ，Ｇは成膜段階（熱処理前）において第１の反強磁性層２３と第２の反強磁性層２４との界面、及び第２の反強磁性層２４と第３の反強磁性層２５との界面であった箇所である。
【０２２０】
成膜段階（熱処理前）では前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の方が第２の反強磁性層２４に比べて元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は大きくなっている。そして上記のように熱処理を施すと、前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５と第２の反強磁性層２４との界面の部分で組成拡散が起こるものと考えられるので、熱処理後においては、前記固定磁性層３との界面Ｈから前記界面Ｈに近い側の第２の仮想境界（点線Ｆ）までの第３の領域における元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭに対する原子％の比率、及びシードレイヤ２２との界面Ｉから前記界面Ｉに近い側の第１の仮想境界（点線Ｇ）までの第１の領域における元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭｎに対する原子％の比率は、前記仮想境界間の第２の領域での元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭｎに対する原子％の比率よりも大きくなっており、しかも前記第２の仮想境界（点線Ｆ）で前記第２の領域から第３の領域にかけて、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭｎに対する原子％の比率が連続的にあるいは不連続的に増加し、同様に前記第１の仮想境界（点線Ｇ）で第２の領域から前記第１の領域にかけて前記比率が連続的にあるいは不連続的に増加するものと考えられる。特に成膜段階において第１及び第３の反強磁性層２３，２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べてかなり大きい場合には、上記した不連続な減少を招きやすいものと思われる。
【０２２１】
また成膜段階（熱処理前）において、第１及び第３の反強磁性層２３，２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きいために、熱処理後において、前記反強磁性層４には、膜厚方向の中間の所定領域から前記固定磁性層３との界面Ｈに向けて、及び前記中間の領域から前記シードレイヤ２２との界面Ｉに向けて、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）が増大する領域が存在すると考えられる。
【０２２２】
なお前記反強磁性層４は熱処理によって、前記界面Ｈでは固定磁性層３と、前記界面Ｉではシードレイヤ２２との間で組成拡散を起すものと考えられ、この組成拡散が起こると、前記界面Ｈ近傍及びＩ近傍での元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）は、成膜段階におけるそれに比べて小さくなってしまう。
【０２２３】
したがって本発明では、前記反強磁性層４は、シードレイヤ２２との界面Ｉ近傍に、前記シードレイヤ２２側に向かうにしたがって、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在し、同様に、固定磁性層３との界面Ｈ近傍に、前記固定磁性層３側に向かうにしたがって、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在することが好ましい。
【０２２４】
上記した反強磁性層４と固定磁性層３との界面Ｈ、及び反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面Ｉで組成拡散が起こると、前記界面Ｈ，Ｉ近傍での元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％は、成膜段階に比べて減少するために、前記界面Ｈ，Ｉ近傍で適切な不規則格子から規則格子への変態が行なわれ、大きな交換結合磁界を発生させることが可能になっている。
【０２２５】
なお熱処理後の反強磁性層４において、各界面に向かうにしたがって元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）が減少する領域は、固定磁性層３との界面Ｈから反強磁性層４の中央方向に３Å以上３０Å以下の範囲内、及びシードレイヤ２２との界面Ｉから反強磁性層４の中央方向に３Å以上３０Å以下の範囲内で存在することが好ましい。この範囲は成膜段階（熱処理前）における第１の反強磁性層２３及び第３の反強磁性層２５の好ましい膜厚範囲である。
【０２２６】
また前記反強磁性層４の膜厚は７６Å以上であることが好ましい。図４の製造方法で説明したように、第１及び第３の反強磁性層２３，２５は最低でも３Å以上、第２の反強磁性層２４は最低でも７０Å以上必要であり、よって反強磁性層４全体では最低でも７６Å以上の膜厚が必要となる。
【０２２７】
このように本発明では前記反強磁性層４を７６Å以上で形成すればよいために、前記反強磁性層４の膜厚を従来に比べて薄くできる。
【０２２８】
図５に示す下地層６から保護層７までの積層膜の両側には、図１に示すフリー磁性層１の磁化を図示Ｘ方向に揃えるためのハードバイアス層５と導電層８が形成される。
【０２２９】
上記のように図４に示すシードレイヤ２２が形成された成膜段階（熱処理前）における積層膜は、反強磁性層４が３層膜で形成されており、このように３層膜で形成することにより、交換結合磁界を大きくできるが、本発明では前記反強磁性層４を均一なＸ−Ｍｎ組成、あるいはＸ−Ｍｎ−Ｘ′組成で形成してもよい。この場合においては、シードレイヤ２２と反強磁性層４との界面の少なくとも一部を非整合状態にするか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数を異ならせる必要がある。
【０２３０】
さらに好ましくは、固定磁性層３と反強磁性層４との界面の少なくとも一部を非整合状態にし、あるいは前記界面の少なくとも一部で、前記反強磁性層４と固定磁性層３との格子定数を異ならせる。
【０２３１】
例えば単一層の反強磁性層４は、Ｐｔ５２Ｍｎ４８合金で形成される。前記ＰｔＭｎ合金で形成された反強磁性層４であると、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との非整合状態が弱くなるから、交換結合磁界は低下するものの、前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造はＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子から成り、前記各層の結晶配向は反強磁性層４と固定磁性層３との界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向し、前記反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面の少なくとも一部が非整合状態になっているのであり、シードレイヤ２２の存在により抵抗変化率を向上させることが可能である。
【０２３２】
また前記反強磁性層４とシードレイヤ２２の界面の少なくとも一部で反強磁性層４及びシードレイヤ２２の格子定数が異なっていてもよい。
【０２３３】
また本発明では、例えば固定磁性層３側に形成される第１の反強磁性層２３が形成されず、前記反強磁性層４が第２の反強磁性層２４と第３の反強磁性層２５とで構成されていてもよい。この場合には、固定磁性層３側との界面で、固定磁性層３の結晶構造の拘束力を受けやすくなり、交換結合磁界は低下するものの、シードレイヤ２２との界面が前記シードレイヤ２２の結晶構造の拘束を受け難い状態にしておくことで、反強磁性層４は不規則格子から規則格子への変態がある程度適切に行なわれ、交換結合磁界も前記シードレイヤ２２との界面で、前記シードレイヤ２２の結晶構造等の拘束を受ける場合に比べて大きくなり、しかも抵抗変化率はシードレイヤ２２の存在により大きくすることができる。なおこのときの反強磁性層４の組成変調に関しては、図３で説明したものと同様であり、前記反強磁性層４には前記シードレイヤ２２に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在し、また前記反強磁性層４の膜厚の中央付近よりも前記シードレイヤ２２寄りに前記シードレイヤ２２との界面と平行な第１の仮想境界を設定し、前記固定磁性層３寄りに前記固定磁性層３との界面と平行な第２の仮想境界を設定したときに、前記シードレイヤ２２との界面から前記第１の仮想境界までの領域は、前記第１及び第２の仮想境界間の領域に比べて、前記比率が大きく、前記第１の仮想境界を挟む領域では、前記シードレイヤ２２との界面に向けて、前記比率が連続的にあるいは不連続的に増大することが好ましい。また前記シードレイヤ２２と反強磁性層４との界面の少なくとも一部が非整合状態にされていることが好ましい。
【０２３４】
また前記反強磁性層４には、膜厚内のいずれかの場所から前記シードレイヤ２２側に向けて、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が増大する領域が存在することが好ましく、さらに前記反強磁性層４には、前記シードレイヤ２２との界面近傍に、前記シードレイヤ２２側に向かうにしたがって、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在することが好ましい。
【０２３５】
また前記シードレイヤ２２が形成される場合、反強磁性層４の材料は、上記したＸ−Ｍｎ合金、あるいはＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金に限定されない。例えば従来から反強磁性材料として一般的なＮｉ−Ｍｎ合金等を使用することも可能であり、またはＭｎを含有しない反強磁性材料であってもよい。このような場合でも本発明におけるシードレイヤ２２の存在により大きな抵抗変化率を得ることが可能になる。
【０２３６】
さらに図２に示すように、シードレイヤ２２が形成されていない場合でも反強磁性層４を、図４に示すように３層膜で形成してもよい。図２の場合に前記反強磁性層４を３層膜で形成し、その後熱処理を施すことにより、前記反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域から固定磁性層３側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から保護層７に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増大する領域とが存在することになる。そして前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっている。なおこのとき固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数または結晶配向が異なった構成となっていることが好ましい。また図２の場合、反強磁性層４の固定磁性層３と反対側の面には、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素などの非磁性材料で形成された保護層７が形成され、この保護層７と反強磁性層４との間で組成拡散が発生し、前記反強磁性層４には前記保護層７との界面近傍に、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在するものと考えられる。
【０２３７】
図２ないし図５に示す積層膜は、様々な磁気抵抗効果素子に使用可能である。
図２、３に示す積層膜は、図示されているように反強磁性層４が固定磁性層３の上側に形成されているが、前記反強磁性層４が固定磁性層３の下側に形成されてもよい。
【０２３８】
この場合、成膜段階において下から第２の反強磁性層１５、第１の反強磁性層１４、固定磁性層３の順で交換結合膜を形成する。前記第１及び第２の反強磁性層１４，１５の組成及び膜厚等に関しては、図２で説明したものと同様である。
【０２３９】
このように反強磁性層４が固定磁性層３の下側に形成される場合は、例えば図６に示すようなシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子に適用可能である。
【０２４０】
図６に示すシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子は、下から下地層６、反強磁性層４、固定磁性層３、非磁性中間層２、フリー磁性層１及び保護層７の順で積層膜を形成し、前記積層膜の両側にハードバイアス層５，５及び導電層８，８を形成する。
【０２４１】
また図６に示すシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子においては、成膜段階において図４で説明したのと同様に前記反強磁性層４を３層膜で形成することも可能である。
【０２４２】
すなわち下地層６上に、第３の反強磁性層２５、第２の反強磁性層２４及び第１の反強磁性層２５を積層する。なお各反強磁性層の材質、組成及び膜厚等については図４で説明したものと同様である。
【０２４３】
そして熱処理を施すと、各反強磁性層が組成拡散を起し、熱処理後における反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域から固定磁性層３側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記下地層６に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在する。そして前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であり、好ましくは固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数が異なった構成となっている。
【０２４４】
なお前記反強磁性層４の形成には、上記の方法以外に、同一のターゲットを用い、スパッタガス圧を変化させて、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％を、膜厚方向に徐々に変化させる方法によって形成してもよい。
【０２４５】
また図４、５に示すシードレイヤ２２を有する積層膜は、反強磁性層４が固定磁性層３の下側に形成されているが、前記反強磁性層４が固定磁性層３の上側に形成されていてもよい。この場合は図１に示すシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子に適用できる。
【０２４６】
すなわち下から、下地層６、フリー磁性層１、非磁性中間層２、固定磁性層３、反強磁性層４、シードレイヤ２２、及び保護層７の順で積層膜を形成し、前記積層膜の両側にハードバイアス層５，５及び導電層８，８を形成する。なおこの場合においても前記シードレイヤ２２の結晶構造や材質等は図４、５で説明したものと同じである。
【０２４７】
図７及び図８は、本発明の他のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造を示す断面図である。
【０２４８】
図７では、下から下地層６、反強磁性層４、固定磁性層３、非磁性中間層２、およびフリー磁性層１が連続して積層されている。この例では、反強磁性層４が固定磁性層３の下側に形成されている。
【０２４９】
製造方法としては、まず下地層６上に、図２で説明した第２の反強磁性層１５及び第１の反強磁性層１４を積層して反強磁性層４を構成し、前記第１の反強磁性層１４上に固定磁性層３を形成する。あるいは前記反強磁性層４を図４で説明した３層膜で形成してもよい。前記第１の反強磁性層１４及び前記第２の反強磁性層１５は、Ｘ−Ｍｎ合金（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちいずれか１種または２種以上の元素である）、好ましくはＰｔＭｎ合金、またはＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金（ただしＸ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）で形成する。
【０２５０】
本発明では前記第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態にされていることが好ましい。また前記第２の反強磁性層１５は、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成されている。なお前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比や、各層の膜厚等に関しては図２で説明したものと同じである。
【０２５１】
なお前記反強磁性層４の形成には、上記の方法以外に、同一のターゲットを用い、スパッタガス圧を変化させて、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％を、膜厚方向に徐々に変化させる方法によって形成してもよい。
【０２５２】
前記反強磁性層４の形成後、熱処理を施す。前記熱処理によって第２の反強磁性層１５では不規則格子から規則格子に適切に変態をし、また第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５間で組成拡散が起こることによって、第１の反強磁性層１４の部分でも不規則格子から規則格子への変態が適切に行なわれる。
【０２５３】
熱処理後の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％のＭｎに対する比率は、固定磁性層３側に向かうにしたがって増加し、また前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっており、しかも前記固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態になっていることが好ましい。また前記界面の少なくとも一部で、固定磁性層３及び反強磁性層４の格子定数が異なり、あるいは前記固定磁性層３及び反強磁性層４の結晶配向が異なることがよい。
【０２５４】
また前記反強磁性層４を熱処理前において図４に示す３層膜で形成した場合や、あるいは各界面から膜厚方向の中央にかけて元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を徐々に小さくして反強磁性層４を形成した場合、熱処理を施すことによって、前記反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域から固定磁性層３側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記下地層６に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在する。そして前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であり、好ましくは固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数または結晶配向が異なった構成となっている。
【０２５５】
そして図７に示すように、フリー磁性層１の上には、トラック幅方向にトラック幅Ｔｗの間隔を空けてエクスチェンジバイアス層１６，１６（反強磁性層）が形成されている。
【０２５６】
なおこのエクスチェンジバイアス層１６は、Ｘ−Ｍｎ合金（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちいずれか１種または２種以上の元素である）、好ましくはＰｔＭｎ合金、またはＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金（ただしＸ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）で形成されている。
【０２５７】
前記エクスチェンジバイアス層１６を形成するには、まずフリー磁性層１上に第１の反強磁性層１４を形成し、さらに前記第１の反強磁性層１４上に第２の反強磁性層１５を形成する。前記第１の反強磁性層１４及び前記第２の反強磁性層１５は図２に示すものと同じであり、すなわち前記第１の反強磁性層１４は第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくされ、しかも前記第２の反強磁性層１５は熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成されている。
【０２５８】
そして熱処理を施すことによって前記フリー磁性層１との界面では固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、前記エクスチェンジバイアス層１６は、不規則格子から規則格子に適切に変態し、前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１との界面で交換結合磁界が発生する。
【０２５９】
熱処理後における前記エクスチェンジバイアス層１６の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％のＭｎに対する比率は、フリー磁性層１に向かうにしたがって増加する領域が存在し、また前記エクスチェンジバイアス層１６の少なくとも一部の結晶構造は、ＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっており、しかも好ましくは前記フリー磁性層１との界面の少なくとも一部は非整合状態になっている。
【０２６０】
また前記エクスチェンジバイアス層１６を図４で説明した３層膜で形成してもよい。この場合には熱処理を施すことによって前記エクスチェンジバイアス層１６には、膜厚方向の中間領域からフリー磁性層１側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記フリー磁性層１と反対側の面に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在する。そして前記エクスチェンジバイアス層１６の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であり、好ましくはフリー磁性層１との界面の少なくとも一部が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数または結晶配向が異なった構成となっている。
【０２６１】
前記フリー磁性層１の両側端部では、エクスチェンジバイアス層１６間での交換結合磁界により図示Ｘ方向に単磁区化され、フリー磁性層１のトラック幅Ｔｗ領域の磁化は、外部磁界に対して反応する程度に図示Ｘ方向に適性に揃えられている。
【０２６２】
このようにして形成されたシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子では、図示Ｙ方向の外部磁界により、フリー磁性層１のトラック幅Ｔｗ領域の磁化が図示Ｘ方向から図示Ｙ方向に変化する。このフリー磁性層１内での磁化の方向の変動と、固定磁性層３の固定磁化方向（図示Ｙ方向）との関係で電気抵抗が変化し、この電気抵抗値の変化に基づく電圧変化により、記録媒体からの洩れ磁界が検出される。
【０２６３】
また図７に示すシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子に、図４、５で説明したシードレイヤ２２を用いることも可能である。
【０２６４】
この場合、前記シードレイヤ２２は、反強磁性層４と下地層６間に用いられる。前記シードレイヤ２２は、結晶構造が主として面心立方晶からなり、しかも反強磁性層４との界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向している。前記シードレイヤ２２を用いることで、反強磁性層４からフリー磁性層１までの結晶配向は、（１１１）面が優先配向し、結晶粒径が大きくなる。したがって抵抗変化率を向上させることが可能である。
【０２６５】
なお前記シードレイヤ２２の材質や、反強磁性層４の構成等に関しては、図４，５で説明したものと同様である。
また前記シードレイヤ２２を、エクスチェンジバイアス層１６上に設けても良い。
【０２６６】
図８は、図７に示すシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子を逆積層した形状である。
【０２６７】
図８に示すようにトラック幅方向（図示Ｘ方向）の両側にエクスチェンジバイアス層１６，１６が形成され、前記エクスチェンジバイアス層１６，１６間は、例えばＳｉＯ２やＡｌ２Ｏ３等の絶縁材料で形成された絶縁層１７によって埋められている。
【０２６８】
前記エクスチェンジバイアス層１６及び絶縁層１７上にはフリー磁性層１が形成されている。この例においても前記エクスチェンジバイアス層１６は成膜段階（熱処理前）において第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の積層構造で形成されている。
【０２６９】
すなわちまず前記第２の反強磁性層１５を形成後、前記第２の反強磁性層１５上に第１の反強磁性層１４を形成し、前記第１及び第２の反強磁性層１４，１５の中央付近をエッチング等で除去してエクスチェンジバイアス層１６，１６とし、前記エクスチェンジバイアス層１６間を絶縁層１７で埋めた後、前記エクスチェンジバイアス層１６及び絶縁層１７上にフリー磁性層１を形成する。前記エクスチェンジバイアス層１６を構成する第１の反強磁性層１４は、第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べて大きくされ、しかも前記第２の反強磁性層１５は熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成されている。なお前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比や膜厚等に関しては図２で説明したものと同じである。
【０２７０】
前記フリー磁性層１までを成膜後、熱処理を施す。前記熱処理によってフリー磁性層１との界面では、前記フリー磁性層１の結晶構造等の拘束を受けることなく、エクスチェンジバイアス層１６は不規則格子から規則格子に適切に変態し、前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１間に交換結合磁界が発生する。熱処理後の前記エクスチェンジバイアス層１６の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％のＭｎに対する比率は、フリー磁性層１に向かうにしたがって増加する領域が存在し、また前記エクスチェンジバイアス層１６の少なくとも一部の結晶構造はＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっており、しかも好ましくは前記フリー磁性層１との界面の少なくとも一部は非整合状態になっている。前記交換結合磁界により前記フリー磁性層１の両側端部は、図示Ｘ方向に単磁区化され、フリー磁性層１のトラック幅Ｔｗ領域の磁化は、外部磁界に対して反応する程度に図示Ｘ方向に適性に揃えられている。なお前記エクスチェンジバイアス層１６を図４で説明した反強磁性層４と同様に３層膜で形成してもよい。この場合には熱処理を施すことによって前記エクスチェンジバイアス層１６には、膜厚方向の中間領域からフリー磁性層１側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記フリー磁性層１と反対側の面に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在する。そして前記エクスチェンジバイアス層１６の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であり、好ましくはフリー磁性層１との界面の少なくとも一部が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数または結晶配向が異なった構成となっている。
【０２７１】
その後、前記フリー磁性層１上に非磁性中間層２、固定磁性層３、反強磁性層４及び保護層７を積層する。
【０２７２】
本発明では成膜段階（熱処理前）において、前記固定磁性層３の上に第１の反強磁性層１４を形成し、さらに前記第１の反強磁性層１４の上に第２の反強磁性層１５を形成する。成膜段階において、前記第１の反強磁性層１４は、第２の反強磁性層１５に比べて元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が多くされ、好ましくは前記固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態になっており、しかも前記第２の反強磁性層１５は、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料によって形成されている。
【０２７３】
前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５を成膜後、熱処理を施す。前記熱処理を施すことによって、前記反強磁性層４は固定磁性層３との界面において、前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、不規則格子から規則格子に適切に変態し、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面に交換結合磁界が発生する。前記交換結合磁界によって前記固定磁性層３の磁化は図示Ｙ方向に固定される。
【０２７４】
本発明では、熱処理を施しているときに、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面で前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、しかも前記反強磁性層４は、不規則格子から規則格子に適切に変態しやすい理想的な組成で形成されているから、前記反強磁性層４と固定磁性層３間で発生する交換結合磁界は従来に比べて大きく、具体的には７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上を期待することができる。また前記反強磁性層４を成膜段階において図４に示す反強磁性層４と同様に３層膜で形成しても良く、この場合には熱処理を施すことによって前記反強磁性層４には、膜厚方向の中間領域から固定磁性層３側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記保護層７側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在する。そして前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であり、好ましくは固定磁性層３との界面の少なくとも一部が非整合状態にされているか、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数または結晶配向が異なった構成となっている。
【０２７５】
なおこの例においてもシードレイヤ２２を用いることができる。前記シードレイヤ２２は、反強磁性層４と保護層７間に形成される。前記シードレイヤ２２の形成により交換結合磁界を増大させることができる。なお前記シードレイヤ２２の材質や反強磁性層４の構成等に関しては図４、５で説明したものと同様である。
【０２７６】
また前記シードレイヤ２２を、図８に示すようにエクスチェンジバイアス層１６の下側に形成することが好ましい。前記シードレイヤ２２の形成により前記エクスチェンジバイアス層１６の結晶配向を整えることができ、フリー磁性層１との間で適切な交換結合磁界を発生させることが可能である。
【０２７７】
図９は、デュアルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造を示す断面図である。
図９に示すように、下から下地層６、反強磁性層４、固定磁性層３、非磁性中間層２、およびフリー磁性層１が連続して積層されている。さらに前記フリー磁性層１の上には、非磁性中間層２、固定磁性層３、反強磁性層４、および保護層７が連続して積層されている。
【０２７８】
また、下地層６から保護層７までの多層膜の両側にはハードバイアス層５，５、導電層８，８が積層されている。なお、各層は図１ないし図７で説明した材質と同じ材質で形成されている。
【０２７９】
製造方法については図１０を参照しながら説明する。成膜段階において２つの反強磁性層４，４を第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の２層構造にする。前記第１の反強磁性層１４は固定磁性層３と接して形成され、また第２の反強磁性層１５は前記第１の反強磁性層１４に接して形成される。前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５は、上記したＸ−Ｍｎ合金あるいはＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金で形成される。
【０２８０】
成膜段階において前記第１の反強磁性層１４は第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも多くされ、好ましくは固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態にされており、また前記第２の反強磁性層は、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成されている。前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比及び各反強磁性層の膜厚等は図２で説明したものと同じである。
【０２８１】
成膜後、熱処理を施す。前記熱処理によって、前記反強磁性層４は、固定磁性層３との界面で前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束を受けることなく、不規則格子から規則格子に適切に変態し、前記界面で発生する交換結合磁界により前記固定磁性層３の磁化は図示Ｙ方向に固定される。
【０２８２】
本発明では、成膜段階において固定磁性層３との界面で前記固定磁性層３の結晶構造等の拘束力を受けることのない適切な組成で形成された第１の反強磁性層１４と、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態するのに理想的な組成で形成された第２の反強磁性層１５を形成しているので、熱処理によって固定磁性層３との間で非整合状態を保ちながら適切に不規則格子から規則格子への変態が行なわれ、よって従来よりも大きな交換結合磁界を得ることが可能である。本発明によれば、７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を期待することができる。
【０２８３】
熱処理後の状態は図１１に示されている。図１１に示す反強磁性層４には、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在し、また前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造はＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であり、しかも好ましくは前記固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態にされている。なお前記界面の少なくとも一部では前記反強磁性層４と固定磁性層３との格子定数、あるいは結晶配向が異なっている方が、非整合状態を維持する観点からして好ましい。
【０２８４】
上記のように反強磁性層４に、固定磁性層３に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在する理由は、成膜段階において前記反強磁性層４を元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が大きい第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５とを積層して形成したことに起因する。すなわち熱処理によって前記第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５は組成拡散を起すが前記反強磁性層４が均一化した組成になることはなく、前記第１の反強磁性層１４であった部分では、依然として第２の反強磁性層１５であった部分に比べて元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が大きい箇所が存在し、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率を見てみると、固定磁性層３に向かうにしたがって前記比率が増加する領域が発生しているのである。
【０２８５】
また前記反強磁性層４では、固定磁性層３との界面近傍に、前記固定磁性層３に向かうにしたがって前記反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が減少する領域が存在するものと考えられる。これは熱処理によって前記反強磁性層４と固定磁性層３との間で組成拡散を起すためである。同様に、前記反強磁性層４と下地層６あるいは保護層７との間でも前記組成拡散が発生し、前記下地層６との界面近傍、あるいは前記保護層７との界面近傍においても、前記界面に向かうにしたがって前記反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が減少する領域が存在するものと考えられる。
【０２８６】
なお前記反強磁性層４の固定磁性層３との界面や前記界面と反対側の面における元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比、あるいは前記反強磁性層４の膜厚等に関しては図３で説明したものと同じである。
【０２８７】
またこの例においてもシードレイヤ２２を形成することができる。製造方法は図１２に示されている。すなわち図１２に示すように下地層６上にシードレイヤ２２を形成し、さらに前記シードレイヤ２２上に、３層膜から成る反強磁性層４を形成するのである。前記反強磁性層４上の膜構成は図１０と同様である。
【０２８８】
前記シードレイヤ２２上に形成された反強磁性層４は、シードレイヤ２２側の層を第３の反強磁性層２５とし、固定磁性層３側の層を第１の反強磁性層２３とし、前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の間に挟まれる層を第２の反強磁性層２４としている。
【０２８９】
図４で説明したのと同様に、第１ないし第３の反強磁性層をいずれもＸ−Ｍｎ合金あるいはＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金で形成し、さらに第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を他の２層の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比に比べて少なくする。さらに上記のように組成比を調整することで前記シードレイヤ２２と第３の反強磁性層２５との界面の少なくとも一部を非整合状態にでき、同様に固定磁性層３と第１の反強磁性層２３との界面の少なくとも一部を非整合状態にできる。また前記各界面の少なくとも一部で双方の格子定数を異ならせてもよい。
【０２９０】
前記シードレイヤ２２は、前記固定磁性層３との界面と平行な方向に面心立方晶の（１１１）面が優先配向したものであり、このようなシードレイヤ２２上に形成された各層もまた前記界面と平行な方向に（１１１）面が配向するものとなる。また前記シードレイヤ２２の材質については図４と同様であるが、前記シードレイヤ２２は非磁性で高比抵抗材料であることが好ましい。
【０２９１】
図１２に示すようにフリー磁性層１よりも図示上側に形成される反強磁性層４は２層膜で形成される。これは図２で説明した構成と全く同じである。ただしフリー磁性層１よりも図示上側に形成される反強磁性層４を前記フリー磁性層１よりも図示下側に形成される反強磁性層１と同様に３層膜で形成してもよい。
【０２９２】
図１３は熱処理後の状態を示すデュアルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の模式図である。
【０２９３】
熱処理を施すと、組成的に規則化を促進しやすいフリー磁性層１よりも下側の反強磁性層４の第２の反強磁性層２４及びフリー磁性層１よりも上側の反強磁性層４の第２の反強磁性層１５が共に規則化を開始し、さらに熱処理による組成拡散によりその他の反強磁性層も非整合状態を保ちながら変態し始め、従来に比べて大きな交換結合磁界を得ることが可能になる。
【０２９４】
また上記した組成拡散により、前記フリー磁性層１よりも下側の反強磁性層４には、固定磁性層３側、及びシードレイヤ２２に向かうにしたがって元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭｎに対する原子％の比率が増加する領域が存在し、反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方晶から成り、さらに（１１１）面が膜面に優先配向し、しかも好ましくは前記シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態とされるのである。
【０２９５】
一方、フリー磁性層１よりも上側の反強磁性層４には、固定磁性層３側に向かうにしたがって元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のＭｎに対する原子％の比率が増加する領域が存在し、反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方晶から成り、さらに好ましくは固定磁性層３との界面の少なくとも一部は非整合状態とされるのである。また前記フリー磁性層１よりも上側に形成された反強磁性層４の結晶配向も（１１１）面が膜面に優先配向する。
【０２９６】
またフリー磁性層１の下側の反強磁性層４では、シードレイヤ２２との界面及び固定磁性層３との界面では組成拡散を起すと考えられ、したがって前記シードレイヤ２２との界面近傍、及び固定磁性層３との界面近傍では、前記各界面に向かうにしたがって反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在する。この領域の存在は、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面で前記反強磁性層４が適切に規則化への変態を起したことを意味し、大きな交換結合磁界を得ることが可能になるのである。
【０２９７】
一方、フリー磁性層１の上側に形成される反強磁性層４では、固定磁性層３との界面で組成拡散を起すと考えられ、したがって前記固定磁性層３との界面近傍では、前記界面に向かうにしたがって反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在する。またＴａなどで形成された保護層７との間でも組成拡散を起す可能性がある。このように保護層７との間でも組成拡散を起した場合には、前記反強磁性層４には、保護層７との界面近傍において前記保護層７に向かうにしたがって元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％が減少する領域が存在する。
【０２９８】
前記シードレイヤ２２の形成により、フリー磁性層１より下側の反強磁性層４から前記フリー磁性層１より上側の反強磁性層４までの各層の結晶配向は（１１１）面が膜面に優先配向し、結晶粒径は大きくなる。そして従来に比べて大きな交換結合磁界、及び抵抗変化率を得ることができるのである。
【０２９９】
なお前記シードレイヤ２２の形成は、図１２及び図１３に示すように、フリー磁性層１よりも下側の反強磁性層４と下地層６間に形成することが、抵抗変化率の向上を促進でき効果的である。なお前記シードレイヤ２２は、フリー磁性層１よりも上側の反強磁性層４と保護層７間に形成されてもよい。
【０３００】
図１４、１５は、本発明のＡＭＲ型磁気抵抗効果素子の構造を示す断面図である。
図１４に示すように、下から軟磁性層（ＳＡＬ層）１８、非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）１９、および磁気抵抗層（ＭＲ層）２０が連続して積層されている。
【０３０１】
例えば前記軟磁性層１８は、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｎｂ合金、非磁性層１９は、Ｔａ膜、磁気抵抗層２０は、ＮｉＦｅ合金により形成されている。
【０３０２】
前記磁気抵抗層２０の上には、トラック幅Ｔｗを開けたトラック幅方向（Ｘ方向）の両側の部分にエクスチェンジバイアス層（反強磁性層）２１，２１が形成されている。導電層は図示しないが、例えば前記エクスチェンジバイアス層２１，２１の上に形成される。
【０３０３】
また図１５では、トラック幅方向（図示Ｘ方向）にトラック幅Ｔｗの間隔を開けて一対のエクスチェンジバイアス層２１，２１を形成し、前記エクスチェンジバイアス層２１，２１間をＳｉＯ２やＡｌ２Ｏ３等の絶縁材料で形成された絶縁層２６によって埋める。
【０３０４】
そして前記エクスチェンジバイアス層２１，２１及び前記絶縁層２６上に、磁気抵抗層（ＭＲ層）２０、非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）１９、及び軟磁性層（ＳＡＬ層）１８を積層する。
【０３０５】
製造方法については、成膜段階（熱処理前）において、前記エクスチェンジバイアス層２１，２１を第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５の２層構造で形成する。
【０３０６】
磁気抵抗層２０に接する側に第１の反強磁性層１４を形成し、前記磁気抵抗層２０に前記第１の反強磁性素１４を介して、第２の反強磁性層１５を形成する。
【０３０７】
図２で説明した場合と同様に、前記第１の反強磁性層１４は、第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも多くされ、このとき好ましくは磁気抵抗層２０との界面の少なくとも一部は非整合状態になっており、また前記第２の反強磁性層１５は熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料によって形成されている。なお前記第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比及び各反強磁性層の膜厚等に関しては図２に説明したものと同じである。
【０３０８】
熱処理を施すことによって、前記エクスチェンジバイアス層２１，２１は前記磁気抵抗層２０との界面で非整合状態を保ちながら、不規則格子から規則格子に適切に変態し、前記エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０との界面で交換結合磁界が発生する。
【０３０９】
本発明では、成膜段階において磁気抵抗層２０との界面で前記磁気抵抗層２０の結晶構造等の拘束を受けることのない組成で形成された第１の反強磁性層１４と、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態するのに理想的な組成で形成された第２の反強磁性層１５を形成しているので、熱処理によって磁気抵抗層２０との間で非整合状態を保ちながら適切に不規則格子から規則格子への変態が行なわれ、よって従来よりも大きな交換結合磁界を得ることが可能である。本発明によれば、７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を期待することができる。
【０３１０】
またエクスチェンジバイアス層２１は、成膜段階において図４と同様に３層膜で形成してもよい。磁気抵抗層２０側に第１の反強磁性層２３を形成し、さらに前記第１の反強磁性層２３に第２の反強磁性層２４、及び第３の反強磁性層２５を重ねて形成する。このとき前記第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を第１及び第３の反強磁性層２３，２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも小さくする。また好ましくは前記第１の反強磁性層２３と磁気抵抗層２０の界面の少なくとも一部を非整合状態にし、あるいは前記界面の少なくとも一部で双方の格子定数または結晶配向を異ならせる。
【０３１１】
このようにして形成されたエクスチェンジバイアス層２１に対し熱処理を施すと、前記第２の反強磁性層２４が規則変態を起し、続いて組成拡散により第１及び第３の反強磁性層２３，２５も規則変態を起す。そして熱処理後の前記エクスチェンジバイアス層２１には、膜厚方向の中間領域から磁気抵抗層２０側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記磁気抵抗層２０と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域とが存在する。
【０３１２】
前記第１ないし第３の反強磁性層２３，２４，２５の組成及び膜厚等に関しては図４に説明したものと同様であり、熱処理後におけるエクスチェンジバイアス層２１の組成及び膜厚等に関しては図５に示す反強磁性層４と同様である。
【０３１３】
またこの例においてもシードレイヤ２２を使用することができる。前記シードレイヤ２２は特に図１５の場合に使用することの方が効果がある。すなわちエクスチェンジバイアス層２１，２１が磁気抵抗層２０の下側に形成される場合に、前記シードレイヤ２２を前記エクスチェンジバイアス層２１の下側に形成する。なお図１４の場合にもシードレイヤ２２を用いても良い。この場合は、前記エクスチャンジバイアス層２１上にシードレイヤ２２を形成する。前記シードレイヤ２２の形成により、抵抗変化率を向上させることができる。前記シードレイヤ２２の結晶構造、材質及びエクスチェンジバイアス層２１の材質、組成、膜厚等に関しては図４、５と同様である。
【０３１４】
上記した図１４及び図１５に示すＡＭＲ素子では、前記エクスチェンジバイアス層２１，２１と磁気抵抗層２０との界面で発生する交換結合磁界により、図１４、１５に示す磁気抵抗層２０のＥ領域が、図示Ｘ方向に単磁区化される。そしてこれに誘発されて前記磁気抵抗層２０のＤ領域の磁化が図示Ｘ方向に揃えられる。また、検出電流が磁気抵抗層２０を流れる際に発生する電流磁界が、軟磁性層１８にＹ方向に印加され、軟磁性層１８がもたらす静磁結合エネルギーにより、磁気抵抗層２０のＤ領域に横バイアス磁界がＹ方向に与えられる。Ｘ方向に単磁区化された磁気抵抗層２０のＤ領域にこの横バイアス層が与えられることにより、磁気抵抗層２０のＤ領域の磁界変化に対する抵抗変化（磁気抵抗効果特性：Ｈ―Ｒ効果特性）が直線性を有する状態に設定される。
【０３１５】
記録媒体の移動方向はＺ方向であり、図示Ｙ方向に漏れ磁界が与えられると、磁気抵抗層２０のＤ領域の抵抗値が変化し、これが電圧変化として検出される。
【０３１６】
図１６は、図１から図１１に示す磁気抵抗効果素子が形成された読み取りヘッドの構造を記録媒体との対向面側から見た断面図である。
【０３１７】
符号４０は、例えばＮｉＦｅ合金などで形成された下部シールド層であり、この下部シールド層４０の上に下部ギャップ層４１が形成されている。また下部ギャップ層４１の上には、図１ないし図１５に示す磁気抵抗効果素子４２が形成されており、さらに前記磁気抵抗効果素子４２の上には、上部ギャップ層４３が形成され、前記上部ギャップ層４３の上には、ＮｉＦｅ合金などで形成された上部シールド層４４が形成されている。
【０３１８】
前記下部ギャップ層４１及び上部ギャップ層４３は、例えばＳｉＯ２やＡｌ２Ｏ３（アルミナ）などの絶縁材料によって形成されている。図１６に示すように、下部ギャップ層４１から上部ギャップ層４３までの長さがギャップ長Ｇｌであり、このギャップ長Ｇｌが小さいほど高記録密度化に対応できるものとなっている。
【０３１９】
本発明では上記したように反強磁性層４の膜厚を小さくしてもなお大きな交換結合磁界を発生させることができる。よって磁気抵抗効果素子の膜厚を従来に比べて小さくすることができ、狭ギャップ化により高記録密度化に対応可能な薄膜磁気ヘッドを製造することが可能になっている。
【０３２０】
【実施例】
本発明では、まず下記に示す膜構成から成る積層膜を成膜し、成膜段階（熱処理前）において図２と同様に反強磁性層４を異なる組成比からなる２層（第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５）で形成した場合（参考例）と、図２０に示すように前記反強磁性層３０を１層で形成した場合（比較例）のサンプルを用意し、各サンプルに同じ諸条件の熱処理を与えたときの、交換結合磁界（Ｈｅｘ）と抵抗変化率（ΔＭＲ）とを測定した。なお熱処理は、２００℃以上で２時間以上の条件で行った。
【０３２１】
（参考例１）
膜構成としては、下から、
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／第１の反強磁性層１４：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（１０）／第２の反強磁性層：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（１１０）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３２２】
（比較例１）
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（１２０）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３２３】
（比較例２）
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ４６Ｍｎ５４（１２０）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３２４】
（比較例３）
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（１２０）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３２５】
（比較例４）
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ５２Ｍｎ４８（１２０）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３２６】
なお上記括弧中の数値は膜厚を表わしており、単位はオングストロームである。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付きの数値は組成比を示し、ａｔ％である。
【０３２７】
上記のように各サンプルは、反強磁性層以外の層は同じ層構成で形成されている。また反強磁性層の膜厚は、全て同じ１２０Åとした（参考例１の場合は第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５を総合した膜厚）。
【０３２８】
【表１】
表１は各サンプルに熱処理を施した後の実験結果が示されている。[強磁性層との界面]欄に示すように、参考例１及び比較例１では、固定磁性層３との界面での界面状態は、非常に強い非整合となっているが、一方、比較例２、３では、整合状態になりやすくなっている。また比較例４では、非整合状態がそれほど強くない。
【０３３０】
界面構造を非整合状態にするには、ＰｔＭｎ合金に占めるＰｔ量を増やす必要性があるが、参考例１及び比較例１では、固定磁性層との界面に接する反強磁性層のＰｔ量は５８（ａｔ％）であるのに対し、比較例２、３、４では、それよりも少ないＰｔ量であるため上記のような結果が出たのである。
【０３３１】
次に[交換結合磁界（Ｈｅｘ）]欄を見てみると、参考例１では１７．４×１０４（Ａ／ｍ）と非常に大きい交換結合磁界を生じたのに対し、比較例１、２では極端に前記交換結合磁界が小さくなる。比較例３、４は、比較例１、２よりは大きい交換結合磁界を生じるが、参考例１には満たない。
【０３３２】
大きい交換結合磁界を生じさせるには、まず反強磁性層が、熱処理を施したときに不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成比に近いＰｔＭｎ合金で形成されている必要がある。理想的な組成比とはＰｔ５０Ｍｎ５０である。
【０３３３】
ただし変態しやすい理想的な組成比で形成するだけでは足らず、固定磁性層との界面が非整合状態とされていることも重要である。整合されていると、熱処理の際に反強磁性層の変態が固定磁性層の結晶構造に拘束されてしまい適切な変態ができないからである。
【０３３４】
上記の２つの条件を満たしているのは、参考例１だけである。すなわち成膜段階（熱処理前）において第１の反強磁性層と固定磁性層との界面は非整合状態に保たれ、第２の反強磁性層は理想的な組成で形成されているからである。一方比較例１では、固定磁性層との界面が非整合状態に保たれているものの、Ｐｔ量が多すぎて理想的な組成から離れ、熱処理を施しても反強磁性の性質になりにくい。また比較例２では、固定磁性層の界面が整合状態で、且つＰｔ量が少なすぎて理想的な組成から離れ、熱処理を施しても反強磁性層の性質になりにくい。比較例３では、理想的な組成で形成されているものの、固定磁性層との界面が整合し、熱処理を施しても適切に不規則格子から規則格子への変態が起こり難くなっている。比較例４は、理想的な組成に近く、また固定磁性層との界面も比較的に非整合状態になりやすくなっているため、比較例の中では最も大きな交換結合磁界が発生するものの、参考例１に比べると、Ｐｔ量が多く、また非整合状態が弱いために交換結合磁界が参考例１に比べて小さくなっている。
【０３３５】
本発明では、成膜段階において、固定磁性層との界面側には、非整合状態となりやすい組成で形成された第１の反強磁性層１４を形成し、前記固定磁性層に第１の反強磁性層１４を介して理想的な組成で形成された第２の反強磁性層１５を形成しているために、熱処理を施しても、非整合状態を保ちながら適切に不規則格子から規則格子への変態を起し、比較例に比べて大きな交換結合磁界を得ることに成功したのである。また[抵抗変化率]欄を見ても参考例１が比較例に比べて大きくなることがわかる。
【０３３６】
次に本発明では、反強磁性層のトータル膜厚と交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係について調べた（図１７）。実験に用意した成膜段階（熱処理前）におけるサンプルは以下の２つであり、参考例２の膜構成は図２と同じであり、比較例５の膜構成は図２０と同じである。
【０３３７】
（参考例２）
膜構成としては、下から、
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／第１の反強磁性層１４：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（１０）／第２の反強磁性層：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（Ｘ−１０）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３３８】
（比較例５）
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ５２Ｍｎ４８（Ｘ）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３３９】
なお上記括弧中の数値は膜厚を表わしており、単位はオングストロームである。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付きの数値は組成比を示し、ａｔ％である。
【０３４０】
参考例２では、上記の膜構成に示すように、第１の反強磁性層１４の膜厚を１０Åで固定し、第２の反強磁性層１５の膜厚を増減させている。
【０３４１】
上記の各サンプルに熱処理を施した後、交換結合磁界（Ｈｅｘ）の大きさを測定した。図１７に示すように、ＰｔＭｎ合金のトータル膜厚が大きくなればなるほど、参考例１及び比較例５ともに交換結合磁界は大きくなることがわかる。
【０３４２】
参考例の場合、ＰｔＭｎ合金のトータル膜厚を厚くしていくと、換言すれば、第２の反強磁性層１５の膜厚を大きくしていくと、比較例５に比べ急激に交換結合磁界は大きくなり、トータル膜厚が８０Å以上になると、７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることができるとわかる。
【０３４３】
一方、比較例５の場合、反強磁性層３０の膜厚が１２０Å程度以上になると、７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を生じるが、参考例２と同じ交換結合磁界を得るには、前記反強磁性層３０の膜厚を参考例２に比べて大きくしなければならないことがわかる。
【０３４４】
ところでこの実験から、参考例２のように、成膜段階において反強磁性層４を第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の２層で構成した場合、熱処理を施したときに不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成された第２の反強磁性層１５を、所定膜厚以上で形成しなければならないことがわかる。
【０３４５】
本発明では図１７に示す実験結果から、反強磁性層のトータル膜厚を８０Å以上にすれば７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得られることがわかり、このとき第１の反強磁性層１４の膜厚が１０Åであることから、第２の反強磁性層１５の膜厚を７０Å以上に規定した。
【０３４６】
次に本発明では、反強磁性層を成膜段階（熱処理前）において、第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の２層で構成した場合における第１の反強磁性層の膜厚と、交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係について調べた（図１８）。実験に用意したサンプルの膜構成は、図２と同じである。
【０３４７】
（参考例３）
膜構成としては、下から、
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／第１の反強磁性層１４：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（Ｘ）／第２の反強磁性層：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（１２０−Ｘ）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３４８】
なお上記括弧中の数値は膜厚を表わしており、単位はオングストロームである。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付きの数値は組成比を示し、ａｔ％である。
【０３４９】
第１の反強磁性層１４の膜厚が異なる複数のサンプルを用意し、各サンプルに熱処理を施して交換結合磁界（Ｈｅｘ）の大きさを測定した。図１８に示すように、前記第１の反強磁性層１４の膜厚Ｘが、３Åから３０Åの範囲内であると、交換結合磁界は７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上になることがわかる。
【０３５０】
前記第１の反強磁性層１４は、固定磁性層３との界面で非整合状態を保つためにＰｔ量が多くされており、参考例では５８（ａｔ％）である。この組成は非整合状態を保つには良好な組成といえるが、一方、熱処理により不規則格子から規則格子に変態しづらく、反強磁性は帯び難くなっている。このため、前記第１の反強磁性層１４の膜厚が厚くなりすぎると、変態し難い領域が多くなると考えられ、図１８に示す実験結果からも明らかなように著しい交換結合磁界の減少を招く。
【０３５１】
これに対し、前記第１の反強磁性層１４を３Å以上３０Å以下に設定すると、交換結合磁界を大きくできるのは、熱処理によって第１の反強磁性層１４と、元々変態を起し易い第２の反強磁性層１５との間で組成拡散が発生し、この組成拡散は上記の膜厚範囲内であれば第１の反強磁性層１４のほぼ全域にわたって起こるものと考えられる。そしてこの組成拡散により、第１の反強磁性層１４の領域では成膜段階よりもＰｔ量が減少し、規則変態が生じ易くなり、大きな交換結合磁界が発生するものと考えられる。
【０３５２】
このように本発明において大きな交換結合磁界を生じさせるには、図１７で説明したように、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成された第２の反強磁性層１５を７０Å以上で形成し、図１８で説明したように、成膜段階において固定磁性層との界面で非整合状態を維持するためにＰｔ量が多くされた第１の反強磁性層１４を３Å以上３０Å以下で形成する必要がある。
【０３５３】
この結果、第１の反強磁性層１４の膜厚を３Åとし、第２の反強磁性層１５の膜厚を７０Åとすれば、交換結合磁界は７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上になり、この際の反強磁性層４のトータル膜厚は７３Åである。本発明では、この実験結果により、熱処理後における反強磁性層４の膜厚を７３Å以上と設定した。
【０３５４】
このように本発明では、反強磁性層４の膜厚を７３Å以上にすればよいので、従来に比べて反強磁性層の膜厚を小さくすることが可能になり、狭ギャップ化を図ることができる。
【０３５５】
次に本発明では、反強磁性層を成膜段階（熱処理前）において、第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の２層で構成した場合における第１の反強磁性層の組成比と、交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係について調べた（図１９）。実験に用意したサンプルの膜構成は、図２と同じである。
【０３５６】
（参考例４）
膜構成としては、下から、
下地層６：Ｔａ（５０）／フリー磁性層１：[Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）／Ｃｏ（５）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２５）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／第１の反強磁性層１４：Ｐｔ（Ｘ）Ｍｎ（１００−Ｘ）（１０）／第２の反強磁性層：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（１２０−Ｘ）／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３５７】
なお上記括弧中の数値は膜厚を表わしており、単位はオングストロームである。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付きの数値は組成比を示し、ａｔ％である。
【０３５８】
第１の反強磁性層１４の組成比が異なる複数のサンプルを用意し、各サンプルのに熱処理を施して交換結合磁界（Ｈｅｘ）の大きさを測定した。なお熱処理は、２００℃以上で２時間以上の条件で行った。図１９に示すように、前記第１の反強磁性層１４のＰｔ量が５３ａｔ％以上６５ａｔ％以下の範囲内であると、交換結合磁界は７．９×１０４（Ａ／ｍ）以上になることがわかる。
【０３５９】
前記第１の反強磁性層１４のＰｔ量が５３ａｔ％〜６５ａｔ％の範囲内で、大きな交換結合磁界を生じ得る理由は、上記範囲内であると第１の反強磁性層１４と固定磁性層３との界面を適切に非整合状態にすることができるからである。
【０３６０】
ただし前記Ｐｔ量が６５ａｔ％以上を越えると、交換結合磁界が小さくなることがわかる。これは、これほど多くのＰｔが含有されていると、熱処理によって第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５との間で組成拡散が起こっても、前記組成拡散により第１の反強磁性層１４の領域でのＰｔ量は変態を適切に起せるほど低下せず、よって交換結合磁界が低下するものと考えられる。
【０３６１】
またＰｔ量を５５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下にすれば、より大きな交換結合磁界を得られることがわかり、具体的には１１．８５×１０４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることができる。またＰｔ量を５３ａｔ％よりも小さくすると、反強磁性層４の格子定数が固定磁性層３の格子定数に近づくために、界面を非整合状態にしにくく、交換結合磁界が小さくなってしまう。
【０３６２】
次に本発明では、成膜段階（熱処理前）において別の方法で反強磁性層４を形成したサンプルを用意し（参考例５）、前記サンプルを熱処理した際に発生する交換結合磁界（Ｈｅｘ）を測定した。
【０３６３】
前記反強磁性層４以外の各層の材質及び膜厚は、上記した参考例１ないし３と同じである。この実験では、前記反強磁性層４を固定磁性層３上に成膜する際に、ＰｔＭｎ合金で形成されたターゲットを用意し、スパッタガス圧を低い状態から高い状態に徐々に変化させて前記反強磁性層４を成膜した。前記反強磁性層４の膜厚方向への組成比を測定してみると、固定磁性層３との界面近傍ではＰｔ５８Ｍｎ４２となっており、前記界面から離れるにしたがって徐々にＰｔ量は減少し、前記界面と反対側の面近傍ではＰｔ４８Ｍｎ５２となっていた。
【０３６４】
比較例５として、反強磁性層３０全体の組成がＰｔ５２Ｍｎ４８からなる積層膜を形成した。なお前記反強磁性層３０以外の各層の材質及び膜厚等は上記した比較例１ないし４と同じである。
【０３６５】
上記の参考例５と比較例５の各サンプルを成膜した後、熱処理を施して交換結合磁界を測定した。その実験結果を表２に示す。なお熱処理は、２００℃以上で２時間以上の条件で行った。
【０３６６】
【表２】
表２の[強磁性層との界面]欄に示すように、参考例５の場合は、反強磁性層４と固定磁性層３との界面構造は非整合状態が強くなっており、比較例５の場合も、前記界面構造は非整合状態になりやすいものの参考例５の場合に比べると弱くなっている。
また抵抗変化率（ΔＭＲ）には、参考例５と比較例５にはそれほど大きな差はない。
【０３６８】
参考例５と比較例５の大きな相違点は、参考例５における交換結合磁界（Ｈｅｘ）は比較例５の交換結合磁界の約２倍になっている点である。
【０３６９】
このように参考例５において大きな交換結合磁界を発揮し得るのは、まず固定磁性層との界面近傍では前記反強磁性層４の組成比はＰｔ５８Ｍｎ４２とＰｔ量が多くなっており、前記界面において適切に非整合状態が保たれていること、及び膜厚方向に対し組成変調させることによって、熱処理により不規則格子から規則格子に変態する理想的な組成に近い領域が膜の大部分を占めるために、適切な前記変態が行なわれることが理由であると考えられる。
【０３７０】
次に本発明では、いわゆるデュアルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子における反強磁性層４を成膜段階において第１の反強磁性層１４と第２の反強磁性層１５の積層構造とした場合（参考例６）と、前記反強磁性層を単層で形成した場合（比較例６）での交換結合磁界（Ｈｅｘ）を測定した。
【０３７１】
（参考例６）
膜構成としては、下から、
第２の反強磁性層１５：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（８３）／第１の反強磁性層１４：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（７）／固定磁性層３：[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１：Ｃｏ（２０）／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／第１の反強磁性層１４：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（７）／第２の反強磁性層：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（８３）／保護層７：Ｔａ（１０）
【０３７２】
（比較例６）
膜構成としては、下から、
反強磁性層３０：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（９０）／固定磁性層３：[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１：Ｃｏ（２０）／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／固定磁性層３：[Ｃｏ（２０）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（１５）]／反強磁性層３０：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（９０）／保護層７：Ｔａ（１０）
【０３７３】
なお上記括弧中の数値は膜厚を表わしており、単位はオングストロームである。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付きの数値は組成比を示し、ａｔ％である。
【０３７４】
上記の参考例６と比較例６の各サンプルを成膜した後、熱処理を施して交換結合磁界を測定した。その実験結果を表３に示す。なお熱処理は、２００℃以上で２時間以上の条件で行った。
【０３７５】
【表３】
表３の[強磁性層との界面]欄に示すように、参考例６の場合は、反強磁性層４と固定磁性層３との界面構造は非整合状態が強くなっており、比較例６の場合も、前記界面構造は非整合状態になりやすいものの参考例６の場合に比べると弱くなっている。
また抵抗変化率（ΔＭＲ）には、参考例６と比較例６にはそれほど大きな差はない。
【０３７７】
参考例６と比較例６の大きな相違点は、参考例６における交換結合磁界（Ｈｅｘ）は比較例６に比べて非常に大きくなっている点である。
【０３７８】
このように参考例６において大きな交換結合磁界を発揮し得るのは、まず固定磁性層との界面が第１の反強磁性層１４の形成により非整合状態にされていること、及び前記固定磁性層３に第１の反強磁性層１４を介して熱処理により不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成の第２の反強磁性層１５が形成されており、よって熱処理によって非整合状態を保ちながら適切な前記変態が行なわれることが理由であると考えられる。
【０３７９】
次に本発明では、図４で説明したシードレイヤ２２を用いた積層膜を４種類形成し、そのうち前記シードレイヤ２２との界面を非整合状態にしたサンプル（実施例１，２）を２種類用意し、残りの２種類のサンプル（比較例７，８）を、前記シードレイヤ２２との界面を整合状態にして、各サンプルに熱処理を施した際に発生する交換結合磁界（Ｈｅｘ）及び抵抗変化率（ΔＭＲ）等を測定した。実施例１，２における膜構成は図４と同じであり、比較例７，８における膜構成は、図２１と同じである。
【０３８０】
（実施例１）
膜構成としては、下から、
下地層６：Ｔａ（５０）／シードレイヤ２２：Ｎｉ８０Ｆｅ２０（３０）／反強磁性層４[第３の反強磁性層２５：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（１０）／第２の反強磁性層２４：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（１００）／第１の反強磁性層２３：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（１０）]／固定磁性層３[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１[Ｃｏ（５）／Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）]／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３８１】
（実施例２）
膜構成としては、下から、
下地層６：Ｔａ（５０）／シードレイヤ２２：Ｎｉ６０Ｆｅ１０Ｃｒ３０（３０）／反強磁性層４[第３の反強磁性層２５：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（１０）／第２の反強磁性層２４：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（１００）／第１の反強磁性層２３：Ｐｔ５８Ｍｎ４２（１０）]／固定磁性層３[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１[Ｃｏ（５）／Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）]／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３８２】
（比較例７）
膜構成としては、下から、
下地層６：Ｔａ（５０）／シードレイヤ２２：Ｎｉ８０Ｆｅ２０（３０）／反強磁性層３１：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（１２０）／固定磁性層３[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１[Ｃｏ（５）／Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）]／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３８３】
（比較例８）
膜構成としては、下から、
下地層６：Ｔａ（５０）／シードレイヤ２２：Ｎｉ６０Ｆｅ１０Ｃｒ３０（３０）／反強磁性層３１：Ｐｔ５０Ｍｎ５０（１２０）／固定磁性層３[Ｃｏ（１５）／Ｒｕ（８）／Ｃｏ（２０）]／非磁性中間層２：Ｃｕ（２２）／フリー磁性層１[Ｃｏ（５）／Ｎｉ８０Ｆｅ２０（４５）]／保護層７：Ｔａ（３０）
【０３８４】
なお上記括弧中の数値は膜厚を表わしており、単位はオングストロームである。またＮｉＦｅ合金及びＰｔＭｎ合金の下付きの数値は組成比を示し、ａｔ％である。
【０３８５】
上記膜構成で形成された各サンプルを形成した後、熱処理を施して交換結合磁界（Ｈｅｘ）及び抵抗変化率（ΔＭＲ）等を測定した。その実験結果を表４に示す。なお熱処理は、２００℃以上で２時間以上の条件で行った。
【０３８６】
【表４】
表４に示すように、まず[シード層の役割]欄では、実施例１，２及び比較例７，８全て同じであり、本発明におけるシードレイヤ２２は、主として面心立方構造から成り、しかも界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向されている。このため前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層からフリー磁性層１までの各層もまた界面方向に（１１１）面が優先配向し、結晶粒径も大きくなる。このため表４に示すように、各サンプルにおいて大きな抵抗変化率を得ることが可能になっている。
【０３８８】
なお実施例１に比べて実施例２の方が抵抗変化率が大きく、また比較例７に比べて比較例８の方が抵抗変化率が大きくなるのは、実施例１及び比較例７では、シードレイヤ２２がＮｉ８０Ｆｅ２０からなる合金で形成されるために前記シードレイヤ２２の比抵抗は低く、一方、実施例２及び比較例８では、前記シードレイヤ２２がＮｉ６０Ｆｅ１０Ｃｒ３０で形成され非磁性でＣｒを添加した組成であるために、前記シードレイヤ２２の比抵抗は高くなっているからである。
【０３８９】
実施例１及び比較例７では比抵抗が低いことによりセンス電流が前記シードレイヤ２２にも分流するのに対し、実施例２及び比較例８ではそのようなことがなく、よって実施例２及び比較例８の方が、実施例１及び比較例７に比べて抵抗変化率が高くなる。
【０３９０】
次に交換結合磁界について説明すると、実施例１，２の方が比較例７，８に比べて非常に高くなっていることがわかる。これは実施例１，２では、シードレイヤ２２との界面及び固定磁性層３との界面構造が、第３の反強磁性層２５及び第１の反強磁性層２３の存在により非整合状態にされているからである。一方、比較例７，８では、反強磁性層３１が、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成で形成されているものの前記シードレイヤ２２及び固定磁性層３の界面が整合されているために、熱処理によって前記変態が起こり難くなり、交換結合磁界が小さくなってしまう。
【０３９１】
この実験結果により、抵抗変化率及び交換結合磁界の双方を満足するには次のことが言える。すなわちシードレイヤ２２を、反強磁性層の固定磁性層３との界面と反対側の面に形成し、しかも前記シードレイヤ２２を非磁性で比抵抗の大きい材料で形成することで、抵抗変化率を高めることができる。また反強磁性層４を成膜段階において３層膜で形成し、前記３層膜のうち、固定磁性層３に接する第１の反強磁性層２３及びシードレイヤ２２に接する第３の反強磁性層２５のＰｔ量を多くして、前記固定磁性層３及びシードレイヤ２２との界面で非整合状態を保ち、また前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５間に形成される第２の反強磁性層２４を、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成で形成するのである。これによって交換結合磁界（Ｈｅｘ）を向上させることが可能である。
【０３９２】
なお前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の膜厚及び組成比の範囲は、上記した図１８及び図１９の実験結果と同様に、３Å以上３０Å以下であり、Ｐｔ量が５３ａｔ％以上６５ａｔ％以下であることが好ましい。また前記第２の反強磁性層２４の膜厚は、図１７の実験結果と同様に７０Å以上であることが好ましい。
【０３９３】
【発明の効果】
以上詳述したように本発明における交換結合膜では、反強磁性層は、元素ＸとＭｎとを含有する反強磁性材料、あるいは元素Ｘと元素Ｘ′とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域とが存在し、前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であることを特徴とするものである。
【０３９４】
前記反強磁性層に上記した組成変調を起す領域の存在、規則格子の存在があると、前記交換結合膜の交換結合磁界を従来に比べて大きくすることができる。
【０３９５】
また本発明では、反強磁性層と強磁性層の界面の少なくとも一部は非整合状態であることが好ましい。これによってより適切に反強磁性層の規則変態を促し、大きな交換結合磁界を得ることが可能になる。
【０３９６】
また本発明では、反強磁性層の強磁性層と反対側の面にシードレイヤを設けることが好ましい。このとき前記シードレイヤを非磁性で比抵抗の大きい材料で形成し、しかもより好ましくは前記シードレイヤと反強磁性層との界面の少なくとも一部を非整合状態にすることで、大きな抵抗変化率及び交換結合磁界を得ることが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】第１形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、
【図２】積層膜の成膜段階（熱処理前）の構造を示す模式図、
【図３】図２に示す積層膜に熱処理を施した後の前記積層膜の構造を示す模式図、
【図４】シードレイヤを用いた本発明における積層膜の成膜段階（熱処理前）の構造を示す模式図、
【図５】図４に示す積層膜に熱処理を施した後の前記積層膜の構造を示す模式図、
【図６】第２形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、
【図７】第３形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、
【図８】第４形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、
【図９】第５形態のデュアルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、
【図１０】デュアルスピンバルブ型の積層膜の成膜段階の構造を示す模式図、
【図１１】図１０に示す積層膜に熱処理を施した後の前記積層膜の構造を示す模式図、
【図１２】シードレイヤを用いたデュアルスピンバルブ型の積層膜の成膜段階の構造を示す模式図、
【図１３】図１２に示す積層膜に熱処理を施した後の前記積層膜の構造を示す模式図、
【図１４】第６形態のＡＭＲ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、
【図１５】第７形態のＡＭＲ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、
【図１６】薄膜磁気ヘッド（再生ヘッド）の構造示す部分断面図、
【図１７】反強磁性層を第１の反強磁性層と第２の反強磁性層で形成した場合の、前記反強磁性層のトータル膜厚と、交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係を示すグラフ、
【図１８】反強磁性層を第１の反強磁性層と第２の反強磁性層で形成した場合の、前記第１の反強磁性層の膜厚と、交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係を示すグラフ、
【図１９】反強磁性層を第１の反強磁性層と第２の反強磁性層で形成し、前記第１の反強磁性層をＰｔｘＭｎ１００−ｘで形成した場合のＰｔ量（Ｘ）と交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係を示すグラフ、
【図２０】実験用の従来のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造を示す模式図、
【図２１】実験用の従来のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子にシードレイヤを用いた構造を示す模式図、
【符号の説明】
１ フリー磁性層
２ 非磁性中間層
３ 固定磁性層
４ 反強磁性層
５ ハードバイアス層
６ 下地層
７ 保護層
８ 導電層
１４、２３ 第１の反強磁性層
１５、２４ 第２の反強磁性層
１６、２１ エクスチェンジバイアス層
１７、２６ 絶縁層
１８ 軟磁性層（ＳＡＬ層）
１９ 非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）
２０ 磁気抵抗層（ＭＲ層）
２２ シードレイヤ
２５ 第３の反強磁性層
４２ 磁気抵抗効果素子BACKGROUND OF THE INVENTION
[0001]
[Prior art]
The present invention comprises an antiferromagnetic layer and a ferromagnetic layer, and the magnetization direction of the ferromagnetic layer is fixed in a fixed direction by an exchange coupling magnetic field generated at the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer. In particular, an exchange coupling film capable of obtaining a large exchange coupling magnetic field, a magnetoresistive effect element (spin valve thin film element, AMR element) using the exchange coupling film, and the magnetoresistance The present invention relates to a thin film magnetic head using an effect element.
[0002]
[Prior art]
A spin valve thin film element is a kind of GMR (giant magnetoresistive) element using a giant magnetoresistive effect, and detects a recording magnetic field from a recording medium such as a hard disk.
[0003]
This spin-valve type thin film element has some excellent points such as a relatively simple structure among GMR elements and a resistance change by a weak magnetic field.
[0004]
The spin valve thin film element has the simplest structure, and is composed of an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, and a free magnetic layer.
[0005]
The antiferromagnetic layer and the pinned magnetic layer are formed in contact with each other, and the magnetization direction of the pinned magnetic layer is made constant by an exchange anisotropic magnetic field generated at the interface between the antiferromagnetic layer and the pinned magnetic layer. Single domain and fixed.
[0006]
The magnetization of the free magnetic layer is aligned in the direction intersecting with the magnetization direction of the pinned magnetic layer by the bias layers formed on both sides thereof.
[0007]
As the antiferromagnetic layer, a Fe—Mn (iron-manganese) alloy film, a Ni—Mn (nickel-manganese) alloy film, a Pt—Mn (platinum-manganese) alloy film, or the like is generally used. However, among these, the Pt—Mn alloy film is particularly in the spotlight because it has various excellent points such as high blocking temperature and excellent corrosion resistance.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
By the way, when a PtMn alloy film is used for the antiferromagnetic layer, it is understood that the crystal structure of the antiferromagnetic layer is a face-centered cubic lattice with an irregular arrangement order of atoms at the stage of film formation. Yes.
[0009]
In order to generate an exchange coupling magnetic field having an appropriate magnitude between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer after the formation of the antiferromagnetic layer, the crystal structure of the antiferromagnetic layer is a face center as an irregular phase. It is necessary to transform from a cubic lattice to a CuAu-I type face-centered tetragonal lattice as a regular phase, and such transformation is caused by heat treatment.
[0010]
In addition, it is understood that the PtMn alloy is likely to be a CuAu-I type face-centered tetragonal lattice and most likely to have antiferromagnetic properties when the at% of Pt and Mn is 50:50 in the bulk type. Therefore, the present inventors use a PtMn alloy film as the antiferromagnetic layer of the spin valve thin film element, and at this time, the at% of Pt and Mn is approximately 50:50 and the antiferromagnetic layer is used. And the magnitude of the exchange coupling magnetic field generated between the ferromagnetic layers.
[0011]
However, it has been found that a sufficiently large exchange coupling magnetic field cannot be obtained even though the composition ratio of Pt and Mn is an ideal composition in a bulk type.
[0012]
This is considered to be because the crystal structure of the antiferromagnetic layer is not sufficiently transformed from an irregular lattice to a regular lattice even when heat treatment is performed.
[0013]
The present invention is for solving the above-mentioned conventional problems. When an antiferromagnetic material containing element X (X is a platinum group element) and Mn is used as an antiferromagnetic layer, a large exchange anisotropic property is obtained. The present invention relates to an exchange coupling film capable of generating a magnetic field, a magnetoresistance effect element using the exchange coupling film, and a thin film magnetic head using the magnetoresistance effect element.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
The present invention provides an exchange coupling film in which an exchange coupling magnetic field is generated at the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer.
The antiferromagnetic layer is formed of an antiferromagnetic material containing element X (where X is one or more of Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os) and Mn. A region in which the ratio of atomic% of element X to Mn increases from the intermediate region in the film thickness direction toward the ferromagnetic layer, and an element relative to Mn from the intermediate region toward the opposite side of the ferromagnetic layer. A region in which the ratio of atomic% of X increases,
In the vicinity of the interface of the antiferromagnetic layer with the ferromagnetic layer and in the vicinity of the surface opposite to the interface, the composition ratio of the element X is 50 (at) when the composition ratio of all elements is 100 at%. %) To 65 (at%) or less,
In the middle of the film thickness direction of the antiferromagnetic layer, there is a region where the composition ratio of element X is 44 (at%) or more and 57 (at%) or less when the composition ratio of all elements is 100 at%. And
The crystal structure of at least a part of the antiferromagnetic layer is a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice.
[0015]
The exchange coupling film in the present invention has a structure when a ferromagnetic layer and an antiferromagnetic layer are formed and then subjected to heat treatment.
[0016]
The antiferromagnetic layer of the exchange coupling film according to the present invention includes a region in which the ratio of atomic% of element X to Mn increases from the intermediate region in the film thickness direction toward the ferromagnetic layer side, and There is a region where the ratio of atomic% of element X to Mn increases toward the opposite side of the magnetic layer. Further, a part of the crystal structure of the antiferromagnetic layer is a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice.
[0017]
The region where the composition change (composition modulation) occurs is due to the manufacturing method described later. In the present invention, the region causing such composition modulation exists, The antiferromagnetic layer as a whole is not constrained by the crystal structure of the ferromagnetic layer at the interface and without being constrained by the crystal structure of the layer in contact with the surface opposite to the ferromagnetic layer. Therefore, some regular crystal structures are formed, and a part of the crystal structure is a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice.
[0018]
As in the present invention, after the heat treatment, there is a region where the ratio of atomic% of element X to Mn increases toward the opposite side of the ferromagnetic layer and the ferromagnetic layer, and the crystal structure of the antiferromagnetic layer In order to form an exchange coupling film in which at least a part of the structure is a regular lattice, it is important to form an antiferromagnetic layer having a structure in the film formation stage (before heat treatment). An antiferromagnetic layer is formed as shown in FIG.
[0019]
As already described, when the composition ratio of Pt and Mn is 50:50 in at%, the crystal structure becomes a regular lattice and exhibits the most antiferromagnetic properties, but is inconsistent at the interface with the ferromagnetic layer. Therefore, the transformation from the irregular lattice to the regular lattice is not sufficiently performed by the heat treatment, and as a result, a sufficient exchange coupling magnetic field cannot be obtained.
[0020]
On the other hand, if the amount of Pt is lower than 50 at%, the crystal structure is not easily transformed into a regular lattice by heat treatment, and the antiferromagnetic property is hardly obtained. At the same time, the matching state becomes strong at the interface with the ferromagnetic layer. Therefore, the exchange coupling magnetic field becomes very low.
[0021]
If the amount of Pt is increased beyond 50 at%, the interface with the ferromagnetic layer tends to be in an inconsistent state, but the crystal structure becomes a property of an antiferromagnetic layer that is not easily transformed into a regular lattice by heat treatment. As a result, the exchange coupling magnetic field becomes very low.
[0022]
Therefore, from the above viewpoint, when forming the antiferromagnetic layer (before heat treatment), for example, a composition in which the amount of Pt is increased on the side in contact with the ferromagnetic layer and an inconsistent state is easily formed at the interface with the ferromagnetic layer. The PtMn alloy film (referred to as the first antiferromagnetic layer) is formed with a thin film thickness, is in contact with the first antiferromagnetic layer, and is easily transformed from an irregular lattice to a regular lattice when subjected to heat treatment. A PtMn alloy film (referred to as a second antiferromagnetic layer) formed with a composition is formed to be thicker than the first antiferromagnetic layer, and is further in contact with the second antiferromagnetic layer. The third antiferromagnetic layer having a large amount of Pt is formed with a thin film thickness.
[0023]
The antiferromagnetic layer in the film formation stage (before heat treatment) was formed with a composition that is easily constrained from an irregular lattice to a regular lattice without being restricted by the crystal structure of the ferromagnetic layer at the interface with the ferromagnetic layer. When the part of the second antiferromagnetic layer is appropriately transformed by heat treatment and the ordering starts, the first antiferromagnetic layer and the second antiferromagnetic layer cause composition diffusion. In addition, the above-described compositional diffusion also occurs between the third antiferromagnetic layer and the second antiferromagnetic layer, so that in the portions of the first antiferromagnetic layer and the third antiferromagnetic layer, Pt The amount varies from the composition in the film formation stage (before the heat treatment) and changes to a composition that easily transforms from an irregular lattice to a regular lattice, and also in the first antiferromagnetic layer and the third antiferromagnetic layer. The transformation is thought to be caused.
[0024]
That is, in the manufacturing method described above, the amount of Pt is large above and below the second antiferromagnetic layer formed with an ideal composition that is likely to become a CuAu-I type face-centered tetragonal regular lattice in the film formation stage (before heat treatment). By sandwiching between the first antiferromagnetic layer and the third antiferromagnetic layer and applying heat treatment thereto, the antiferromagnetic layer can be sufficiently transformed from an irregular lattice to a regular lattice, which is larger than the conventional one. An exchange coupling magnetic field can be obtained.
[0025]
Then, in the exchange coupling film after the heat treatment formed as described above, composition modulation occurs, and from the intermediate region in the film thickness direction of the antiferromagnetic layer toward the ferromagnetic layer side, and from the intermediate region There is a region where the ratio of atomic% of element X increases toward the side opposite to the ferromagnetic layer. Moreover, at least a part of the crystal structure of the antiferromagnetic layer is a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice.
[0026]
The reason why the third antiferromagnetic layer having a large amount of Pt is formed in contact with the second antiferromagnetic layer in the film forming stage is that the antiferromagnetic layer is near the surface opposite to the ferromagnetic layer. This is to promote appropriate order transformation and obtain a large exchange coupling magnetic field by order transformation in the whole antiferromagnetic layer.
[0027]
The opposite surface is joined with various layers such as a non-magnetic underlayer and protective layer, or a seed layer as will be described in detail later. The crystal structure of these layers and other factors However, there is a possibility that the regular transformation of the antiferromagnetic layer is inhibited and the exchange coupling magnetic field is lowered. Therefore, in the present invention, the third antiferromagnetic layer having a large amount of Pt and a large lattice constant is formed on the opposite surface side without being affected by the above-described crystal structure, etc. It promotes the regular transformation of the antiferromagnetic layer so that a large exchange coupling magnetic field can be obtained.
[0028]
The present invention also provides an exchange coupling film in which an exchange coupling magnetic field is generated at the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer.
The antiferromagnetic layer is composed of an element X and an element X ′ (where X is one or more elements among Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, and the element X ′ is Ne, Ar , Kr, Xe, Be, B, C, N, Mg, Al, Si, P, Ti, V, Cr, Fe, Co, Ni, Cu, Zn, Ga, Ge, Zr, Nb, Mo, Ag, Cd , Sn, Hf, Ta, W, Re, Au, Pb, and rare earth elements) and an antiferromagnetic material containing Mn. The ratio of atomic% of element X + X ′ to Mn increases from the region toward the ferromagnetic layer, and the atomic% of element X + X ′ relative to Mn increases from the intermediate region toward the opposite side of the ferromagnetic layer. There is an area where the ratio increases,
In the vicinity of the interface of the antiferromagnetic layer with the ferromagnetic layer and in the vicinity of the surface opposite to the interface, when the composition ratio of all elements is 100 at%, the composition ratio of the element X + X ′ is 50 ( at%) to 65 (at%) or less,
In the middle of the film thickness direction of the antiferromagnetic layer, there is a region where the composition ratio of the element X + X ′ is 44 (at%) or more and 57 (at%) or less when the composition ratio of all elements is 100 at%. Exists,
The crystal structure of at least a part of the antiferromagnetic layer is a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice.
[0029]
In the above invention, an antiferromagnetic material containing the element X, the element X ′, and Mn is used as the antiferromagnetic layer. Also in the present invention, the antiferromagnetic layer in the film formation stage is formed of, for example, the above-described three-layer film, and the composition ratio of the element X + X ′ of the second antiferromagnetic layer is the first and third antiferromagnetic properties. It is formed smaller than the composition ratio of the element X + X ′ of the layer. When the heat treatment is performed, the second antiferromagnetic layer portion starts the regular transformation, and further the compositional diffusion promotes the regular transformation in the first and third antiferromagnetic layer portions. The entire magnetic layer is regularly transformed. This makes it possible to obtain a larger exchange coupling magnetic field than before.
[0030]
In the state after the heat treatment, the antiferromagnetic layer has a region in which the ratio of atomic% of the element X + X ′ to Mn increases from the intermediate region in the film thickness direction toward the ferromagnetic layer side, and the intermediate There is a region where the ratio of atomic% of the element X + X ′ to Mn increases from the region toward the side opposite to the ferromagnetic layer. Furthermore, the crystal structure of at least a part of the antiferromagnetic layer is a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice.
[0031]
In the present invention, the alloy containing X—Mn—X ′ is an interstitial solid solution in which the element X ′ penetrates into the gaps in the space lattice composed of the elements X and Mn, or the elements X and Mn It is preferable that a part of the lattice points of the crystal lattice constituted by is a substitutional solid solution substituted with the element X ′. As a result, the lattice constant of the X—Mn—X ′ alloy can be increased, and an inconsistent state can be appropriately maintained at the interface.
[0032]
In the present invention, a seed layer in which a face-centered cubic (111) plane is preferentially oriented in a direction parallel to the interface is formed on a surface of the antiferromagnetic layer opposite to the interface with the ferromagnetic layer. ,
Regarding the crystal orientation of the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer, the (111) plane is preferably preferentially oriented in a direction parallel to the interface.
[0033]
Due to the formation of the seed layer, the crystal orientation of the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer is preferentially oriented in the direction parallel to the interface, so that the crystal grain size increases and the resistance change rate can be increased. Is possible.
[0034]
In the present invention, it is preferable that the lattice constant of the antiferromagnetic layer is different from the lattice constant of the seed layer at least at a part of the interface between the antiferromagnetic layer and the seed layer.
[0035]
Moreover, it is preferable that at least a part of the interface between the antiferromagnetic layer and the seed layer is in an inconsistent state. This structure can be achieved, for example, by forming the antiferromagnetic layer as a three-layer film in the film formation stage and forming a third antiferromagnetic layer having a large amount of Pt in a portion to be joined to the seed layer. . At the time of film formation, at least a part of the interface between the third antiferromagnetic layer and the seed layer is in an inconsistent state, and therefore the antiferromagnetic layer is inconsistent at the interface with the seed layer even after heat treatment. It is possible to appropriately cause a regular transformation while maintaining the state, and thus to obtain a larger exchange coupling magnetic field than before.
[0036]
In the present invention, the seed layer is formed of a NiFe alloy or a Ni—Fe—Y alloy (where Y is one or more selected from Cr, Rh, Ta, Hf, Nb, Zr, and Ti). It is preferred that
[0037]
In the present invention, the seed layer is preferably nonmagnetic. Furthermore, it is important that the seed layer has a high specific resistance. When the specific resistance of the seed layer is increased in this way, the sense current is less likely to be shunted to the seed layer, and it is possible to improve the resistance change rate and reduce Barkhausen noise.
[0038]
In the present invention, the exchange coupling film is laminated on the underlayer in the order of a seed layer, an antiferromagnetic layer, and a ferromagnetic layer, and the underlayer includes Ta, Hf, Nb, Zr, Ti, Mo, It is preferable that W is formed of one or more elements.
[0039]
In the present invention, the surface of the antiferromagnetic layer opposite to the interface with the ferromagnetic layer is made of one or more elements of Ta, Hf, Nb, Zr, Ti, Mo, and W. The formed layer may be formed.
[0040]
Further, in the present invention, a first virtual boundary parallel to the interface is set closer to the surface opposite to the interface than the vicinity of the center in the film thickness direction of the antiferromagnetic layer, and the interface closer to the ferromagnetic layer. When setting a second virtual boundary parallel to the
The first region from the opposite surface to the first virtual boundary, and the third region from the interface with the ferromagnetic layer to the second virtual boundary are the first and second virtual boundaries. The ratio is larger than the second area between the boundaries, and the area that sandwiches the first virtual boundary from the second area toward the first area and that sandwiches the second virtual boundary Then, it is preferable that the ratio increases continuously or discontinuously from the second region to the third region.
[0041]
Further, in the present invention, the antiferromagnetic layer is directed from a predetermined region in the film thickness direction toward the interface with the ferromagnetic layer, and from the intermediate region toward the surface opposite to the interface, It is preferable that a region where the atomic% of the element X or the element X + X ′ increases is present.
[0042]
In the present invention, the antiferromagnetic layer includes a region in which atomic% of the element X or the element X + X ′ decreases toward the interface with the ferromagnetic layer and toward the surface opposite to the interface. It is preferable that each exists.
[0043]
That is, the meaning of the present invention is that the atomic% of the element X or the element X + X ′ is not the largest in the vicinity of the interface, but the element X or the element X + X ′ in the surface direction opposite to the interface from the interface. There is a region where the composition ratio (atomic%) increases, and the location where the composition ratio (atomic%) of the element X or element X + X ′ is maximum exists at a position away from the interface by a distance in the film thickness direction. To do.
[0044]
As described above, the atomic% of the element X or the element X + X ′ does not become maximum in the vicinity of the interface because the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer and the antiferromagnetic layer are subjected to heat treatment after film formation. This is considered to be because composition diffusion is caused at the interface between the antiferromagnetic layer and the layer formed on the opposite surface of the ferromagnetic layer to the ferromagnetic layer. Alternatively, the atomic% of the element X + X ′ is lower after the heat treatment than in the film formation stage (before the heat treatment), and thus the atomic% is the maximum at a position away from the vicinity of the interface of the antiferromagnetic layer in the film thickness direction. It becomes. As the atomic% is thus reduced, the transformation from the irregular lattice to the regular lattice is appropriately performed even in the vicinity of the interface, and a large exchange coupling magnetic field can be generated.
[0045]
In the present invention, in the vicinity of the interface of the antiferromagnetic layer with the ferromagnetic layer and in the vicinity of the surface opposite to the interface, when the composition ratio of all elements is 100 at%, the element X or element The composition ratio of X + X ′ is 50 (at%)Bigger than60 (at%) or less is preferredYes.
[0046]
In the present invention, in the middle of the antiferromagnetic layer in the film thickness direction, when the composition ratio of all elements is 100 at%, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ is 44 (at%) or more and 57. It is preferable that a region of (at%) or less exists, and more preferably 46 (at%) or more and 55 (at%) or less.
[0047]
As will be described later, in the film formation stage (before heat treatment), for example, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ is set to 53 (at%) or more and 65 (at%) or less at the interface with the ferromagnetic layer. A ferromagnetic layer (first antiferromagnetic layer) is formed, and the composition ratio of element X or element X + X ′ is 53 (at%) via the second antiferromagnetic layer in the first antiferromagnetic layer. Thus, an antiferromagnetic layer (third antiferromagnetic layer) of 65 (at%) or less is formed. The second antiferromagnetic layer formed between the first antiferromagnetic layer and the third antiferromagnetic layer has a composition ratio of the element X or the element X + X ′ of 44 (at%) or more and 57 (at %) Or less.
[0048]
When the first antiferromagnetic layer, the second antiferromagnetic layer, and the third antiferromagnetic layer are formed with the composition ratio as described above, the first antiferromagnetic layer is subjected to heat treatment. It is considered that composition diffusion occurs between the layer and the ferromagnetic layer, and between the third antiferromagnetic layer and the layer formed on the surface of the antiferromagnetic layer opposite to the ferromagnetic layer, As a result, in the vicinity of the interface after the heat treatment, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ may be lower than 53 (at%). Therefore, in the present invention, the element X or the element X or A preferable range of the composition ratio of the element X + X ′ is 50 (at%).Bigger than65 (at%) or less.
[0049]
In the present invention, the thickness of the antiferromagnetic layer is preferably 76 mm or more.
As described above, in the present invention, even if the antiferromagnetic layer is made thinner, it is possible to generate a larger exchange coupling magnetic field than in the prior art.
[0050]
In the present invention, the lattice constant of the antiferromagnetic layer is different from the lattice constant of the ferromagnetic layer in at least a part of the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer, or At least in part, the crystal orientation of the antiferromagnetic layer and the crystal orientation of the ferromagnetic layer may be different. In the present invention, when the seed layer is formed, the crystal orientation is the same.
[0051]
In the present invention, it is preferable that at least a part of the interface is in an inconsistent state. When such a mismatched state exists, regular transformation of the antiferromagnetic layer can be promoted, and a large exchange coupling magnetic field can be obtained.
[0052]
In the above invention with different crystal orientations, for example, when the (111) plane of the ferromagnetic layer is preferentially oriented in a direction parallel to the interface, the degree of orientation of the (111) plane of the antiferromagnetic layer is It is lower than the orientation degree of the magnetic layer or non-oriented.
[0053]
Alternatively, when the (111) plane of the antiferromagnetic layer is preferentially oriented in a direction parallel to the interface, the degree of orientation of the (111) plane of the ferromagnetic layer is greater than the degree of orientation of the antiferromagnetic layer. Is low or non-oriented.
[0054]
Or, the orientation degree of the (111) plane of the antiferromagnetic layer and the orientation degree of the (111) plane of the ferromagnetic layer in the direction parallel to the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer are both The crystal plane other than the (111) plane is preferentially oriented in a direction parallel to the interface, and the crystal orientations of the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer are different. Yes.
[0055]
The crystal orientation can be changed depending on the presence / absence of the underlayer, the composition ratio, various conditions such as the power gas pressure at the time of sputtering deposition, or the order of stacking the films.
[0056]
The exchange coupling film in the present invention can be applied to various magnetoresistive elements.
The present invention provides an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer, the magnetization direction of which is fixed by an exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer, and the pinned magnetic layer. In a magnetoresistive effect element having a free magnetic layer formed through a nonmagnetic intermediate layer and a bias layer that aligns the magnetization direction of the free magnetic layer in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer,
The antiferromagnetic layer and the pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer are formed of the exchange coupling film described above.
[0057]
The present invention also provides an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer, the magnetization direction of which is pinned by an exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer, and the pinned magnetic layer In which an antiferromagnetic exchange bias layer is formed on the upper or lower side of the free magnetic layer with an interval in the track width direction. In the resistance effect element,
The exchange bias layer and the free magnetic layer are formed of the exchange coupling film described above.
[0058]
The present invention also provides a nonmagnetic intermediate layer stacked above and below a free magnetic layer, a fixed magnetic layer positioned above one of the nonmagnetic intermediate layers and below the other nonmagnetic intermediate layer, and one of the fixed layers An antiferromagnetic layer positioned above the magnetic layer and below the other pinned magnetic layer and pinning the magnetization direction of each pinned magnetic layer in a fixed direction by an exchange anisotropic magnetic field; and the magnetization of the free magnetic layer In a magnetoresistive effect element having a bias layer whose direction is aligned with a direction intersecting with the magnetization direction of the pinned magnetic layer,
The antiferromagnetic layer formed below and / or above the free magnetic layer and the pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer are formed by the exchange coupling film described above. It is a feature.
[0059]
Furthermore, the present invention has a magnetoresistive layer and a soft magnetic layer stacked via a nonmagnetic layer, and an antiferromagnetic layer is formed on the upper side or the lower side of the magnetoresistive layer with a space in the track width direction. In the magnetoresistive effect element made,
The antiferromagnetic layer and the magnetoresistive layer are formed of the above-described exchange coupling film.
[0060]
The thin film magnetic head according to the present invention is characterized in that shield layers are formed above and below the magnetoresistive element via a gap layer.
[0061]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
FIG. 1 is a cross-sectional view of the entire structure of a single spin valve magnetoresistive element as viewed from the ABS side. In FIG. 1, only the central portion of the element extending in the X direction is shown broken away.
[0062]
This single spin-valve magnetoresistive element is provided at the trailing end of a floating slider provided in a hard disk device and detects a recording magnetic field of a hard disk or the like. The moving direction of a magnetic recording medium such as a hard disk is the Z direction, and the direction of the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is the Y direction.
[0063]
The lowermost layer in FIG. 1 is an
[0064]
As shown in FIG. 1, hard bias layers 5 and 5 are formed on both sides of six layers (laminated films) from the
[0065]
In the present invention, the free
[0066]
As shown in FIG. 1, the free
[0067]
The nonmagnetic
[0068]
Next, a method for manufacturing a magnetoresistive effect element according to the present invention will be described focusing on an exchange coupling film formed mainly of an antiferromagnetic layer and a ferromagnetic layer (pinned magnetic layer). After that, the characteristic points of the structure of the magnetoresistive effect element formed by the manufacturing method will be described.
[0069]
The laminated film shown in FIG. 2 is a partial schematic view showing the laminated film from the
[0070]
First, an
[0071]
Next, for example, a
[0072]
The
[0073]
Next, a nonmagnetic
[0074]
Next, the pinned
[0075]
For example, the pinned
[0076]
The
[0077]
Next, an
[0078]
In the present invention, the first
[0079]
X-Mn alloys using these platinum group elements have excellent properties as antiferromagnetic materials, such as excellent corrosion resistance, a high blocking temperature, and a large exchange coupling magnetic field (Hex). Among platinum group elements, it is particularly preferable to use Pt. For example, a PtMn alloy formed in a binary system can be used.
[0080]
Further, in the present invention, the first
[0081]
In addition, as the element X ′, an element that penetrates into the space between the spatial lattices composed of the elements X and Mn or replaces part of the lattice points of the crystal lattice composed of the elements X and Mn is used. Is preferred. Here, the solid solution refers to a solid in which components are uniformly mixed over a wide range.
[0082]
By using an interstitial solid solution or a substitutional solid solution, the lattice constant of the X-Mn-X 'alloy can be made larger than the lattice constant of the X-Mn alloy film. The difference from the constant can be widened, and the interface structure between the
[0083]
When a gas-based element is used as the element X ′, it is difficult to contain a large amount of the element X ′ in the film. However, in the case of a rare gas, it is only necessary to enter a small amount into the film. The exchange coupling magnetic field generated by the heat treatment can be greatly increased.
[0084]
In the present invention, the composition range of the element X ′ is preferably 0.2 to 10 in at%, and more preferably 0.5 to 5 in at%. In the present invention, the element X is preferably Pt. Therefore, it is preferable to use a Pt—Mn—X ′ alloy.
[0085]
By the way, in the present invention, the type of the element X or the element X + X ′ constituting the first
[0086]
Further, the important point in the film formation stage (before heat treatment) shown in FIG. 2 is that the composition ratio (at%) of the element X in the first
[0087]
An important role of the first
[0088]
As described above, in order to make it difficult to receive the restraining force such as the crystal structure of the pinned
[0089]
When the composition ratio of the element X or the element X + X ′ is increased in this way, it tends to deviate from the ideal composition for forming a regular lattice when heat treatment is performed, but the difference from the lattice constant of the pinned
[0090]
In the present invention, it is preferable that at least a part of the interface between the first
[0091]
As described above, in the bulk type of PtMn alloy, when the at% of Pt and Mn is 50:50, it is most likely to be a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice, and is likely to have antiferromagnetic properties. It is in a state. On the other hand, when the amount of Pt is increased beyond 50 at%, the antiferromagnetic property is weakened. However, when the amount of Pt is increased above 50 at%, the lattice constant of the PtMn alloy is increased and the fixed
[0092]
The composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the first
[0093]
However, the first
[0094]
In the present invention, the thickness of the first
[0095]
Next, after forming the first
[0096]
At this time, it is preferable that the composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the second
[0097]
The composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the second
[0098]
Incidentally, the second
[0099]
In the present invention, it is preferable that the second
[0100]
In the present invention, the first
[0101]
In particular, when the first
[0102]
In the present invention, when the first
[0103]
In the present invention, the
[0104]
In the present invention, as described above, it is preferable that at least a part of the interface between the first
[0105]
Alternatively, in the present invention, the crystal orientation may be different at at least a part of the interface between the first
[0106]
For example, when the (111) plane of the pinned
[0107]
Alternatively, when the (111) plane of the first
[0108]
Alternatively, the degree of orientation of the (111) plane of the first
[0109]
The laminated film formed as described above is then subjected to heat treatment. By this heat treatment, an exchange coupling magnetic field is generated at the interface between the
[0110]
As described above, at the interface between the first
[0111]
When such a transformation starts, it is considered that composition diffusion occurs at the interface between the first
[0112]
Due to the above-described composition diffusion, the composition ratio (atomic%) of the element X or the element X + X ′ is increased in the film formation stage in the vicinity of the interface between the first
[0113]
A schematic diagram of the laminated film (after heat treatment) formed as described above is shown in FIG. Note that the laminated structure from the
[0114]
The
[0115]
The X-Mn-X 'alloy is an interstitial solid solution in which the element X' penetrates into the gaps in the space lattice composed of the elements X and Mn, or a crystal composed of the elements X and Mn. It is preferable that a part of the lattice points of the lattice is a substitutional solid solution in which the element X ′ is substituted. As a result, the lattice constant of the X-Mn-X 'alloy can be made larger than that of the X-Mn alloy, and the interface structure between the
[0116]
In the present invention, the
[0117]
The crystal structure of at least a part of the
[0118]
As described above, there is a region in which the ratio of the atomic% of the element X or the element X + X ′ to Mn increases toward the pinned
[0119]
As described with reference to FIG. 2, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the first
[0120]
As described above, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the second
[0121]
Therefore, even if the first
[0122]
Further, it is considered that the atomic% of the element X or the element X + X ′ is larger in the vicinity of the interface A with the pinned
[0123]
Further, since the
[0124]
When the
[0125]
When the ratio c / a of the lattice constants a and c is 0.93 or less, almost all of the crystal structure of the
[0126]
When the ratio c / a of the lattice constants a and c is 0.99 or more, almost all of the crystal structure of the
[0127]
In the present invention, it is preferable that at least a part of the interface between the pinned
[0128]
That is, in the present invention, there is a region where the ratio of atomic% of element X or element X + X ′ to Mn increases toward the pinned
[0129]
In the present invention, after the heat treatment, there is a region where the ratio of atomic% of the element X or the element X + X ′ to Mn increases toward the pinned
[0130]
For example, when the (111) plane of the pinned
[0131]
Alternatively, the degree of orientation of the (111) plane of the
[0132]
Thus, even when the crystal orientation is made different between the pinned
[0133]
The composition element constituting the
[0134]
For the first
[0135]
For example, a Pt—Mn—Cr alloy is used as the first
[0136]
As described above, after the heat treatment, the
[0137]
That is, as described above, in the film formation stage, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the first
[0138]
In the present invention, when the composition ratio of all elements constituting the
[0139]
That is, as described above, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the second
[0140]
In the present invention, the region where the composition ratio of the element X or the element X + X ′ is 46 at% or more and 55 at% or less occupies 70% or more and 95% or less with respect to the total volume of the
[0141]
Next, composition modulation in the film thickness direction of the
[0142]
That is, in the present invention, when a virtual boundary is set in a direction parallel to the interface A within the film thickness of the
[0143]
For example, assume that the dotted line C occupies the virtual boundary in FIG. This dotted line C is the interface between the first
[0144]
In the film formation stage, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ is larger in the first
[0145]
In the present invention, the
[0146]
In the present invention, there is a region where the atomic% of the element X or the element X + X ′ decreases in the vicinity of the interface A between the
[0147]
In the vicinity of the interface A between the
[0148]
As in the present invention, in the
[0149]
In the
[0150]
In the present invention, the
[0151]
That is, in the present invention, in the vicinity of the surface of the
[0152]
In the present invention, the thickness of the
[0153]
As described above, in the present invention, since the
[0154]
In the present invention, the
[0155]
For example, even when the
[0156]
That is, in the present invention, the antiferromagnetic layer is formed by a sputtering process using the element X (where X is one or more elements among Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os) and Mn as targets. 4 and forming the
[0157]
When the composition ratio of all elements constituting the
[0158]
With the above-described configuration, the composition ratio of the element X (at the portion other than the vicinity of the interface is not received at the interface between the
[0159]
Accordingly, the
[0160]
In particular, in the case where a mismatched state exists at the interface, the
[0161]
The
[0162]
That is, in FIG. 2, the first
[0163]
Even when the
[0164]
In the present invention, the element X and the element X ′ (where the element X ′ is Ne, Ar, Kr, Xe, Be, B, C, N, Mg, Al, Si, P, Ti, V, Cr, Fe, Co). , Ni, Cu, Zn, Ga, Ge, Zr, Nb, Mo, Ag, Cd, Sn, Hf, Ta, W, Re, Au, Pb, and one or more elements among rare earth elements ) And Mn as a target, the
[0165]
In addition, as the element X ′, an element that penetrates into the space between the spatial lattices composed of the elements X and Mn or replaces part of the lattice points of the crystal lattice composed of the elements X and Mn is used. Is preferred. Thereby, the lattice constant of the X—Mn—X ′ alloy can be made larger than the lattice constant of the X—Mn alloy, and a non-matched state can be easily maintained at the interface with the fixed
[0166]
In the present invention, it is preferable that at least a part of the interface between the
[0167]
Therefore, in the present invention, a sputtering method using a target formed of an antiferromagnetic material containing elements X and Mn, or a target formed of an antiferromagnetic material containing elements X, X ′, and Mn. The
[0168]
Alternatively, a target formed of an antiferromagnetic material containing elements X and Mn, or a target formed of an antiferromagnetic material containing elements X, X ′, and Mn is antiferromagnetic by sputtering. When the
[0169]
The laminated film formed by applying heat treatment to the laminated film formed as described above has the same structure as that shown in FIG.
[0170]
That is, the
[0171]
Next, in the present invention, FIG. 4 shows a configuration of a film deposition stage (before heat treatment) using the
[0172]
The laminated film shown in FIGS. 4 and 5 is applied to a single spin valve magnetoresistive element in which the
[0173]
First, as shown in FIG. 4, the
[0174]
The
[0175]
The
[0176]
In the present invention, the
[0177]
In order to form the
[0178]
Next, as shown in FIG. 4, the
[0179]
In the present invention, the first
[0180]
In the present invention, each of the
[0181]
In the above case, the X—Mn—X ′ alloy is an interstitial solid solution in which the element X ′ penetrates into the gap of the space lattice composed of the elements X and Mn, or is composed of the elements X and Mn. It is preferable that a part of the lattice points of the crystal lattice is a substitutional solid solution substituted with the element X ′. An X-Mn-X 'alloy formed of an interstitial solid solution or a substituted solid solution can have a larger lattice constant than an X-Mn alloy.
[0182]
In the present invention, the composition ratio of the element X or the element X + X ′ constituting the first and third
[0183]
Further, the second
[0184]
The composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the first
[0185]
The composition ratio of the element X or the element X + X ′ in the first
[0186]
The composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the second
[0187]
The
[0188]
Alternatively, in the present invention, even when the
[0189]
First, when the
[0190]
According to this method, the composition ratio (atomic%) of the element X or the element X + X ′ gradually decreases from the interface with the
[0191]
For this reason, the composition ratio (atomic%) of the element X or the element X + X ′ is the largest near the interface between the
[0192]
The composition of element X or element X + X ′ when the composition ratio of all elements constituting the
[0193]
In the vicinity of the center of the
[0194]
As shown in FIG. 4, the pinned
[0195]
By performing the heat treatment, the
[0196]
In the present invention, it is preferable that at least a part of the interface between the
[0197]
In the present invention, the first and third
[0198]
As shown in FIG. 4, a nonmagnetic
[0199]
The free
[0200]
Then, as shown in FIG. 4, a
[0201]
In the present invention, as described above, the
[0202]
Therefore, the crystal orientation of each layer from the
[0203]
In the embodiment shown in FIG. 4, as already described in detail, it is possible to increase the exchange coupling magnetic field simultaneously with the improvement of the resistance change rate. Even if the exchange coupling magnetic field becomes too small, the rate of change in resistance decreases. Therefore, the exchange coupling magnetic field is required to some extent even from the viewpoint of improving the rate of change in resistance.
[0204]
After forming the laminated film from the
[0205]
The
[0206]
In the present invention, as described above, the formation of the
[0207]
As described above, the
[0208]
In the present invention, the interface I between the
[0209]
In the present invention, the lattice constant between the
[0210]
Further, when heat treatment is performed, the interface F between the first
[0211]
As described above, the
[0212]
In addition, it is preferable that the
[0213]
The presence of this composition modulation region means that the regular transformation was appropriately performed by the heat treatment. The presence of the composition modulation region is determined by the composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the third
[0214]
In addition to the above compositional modulation, the
[0215]
That is, the
[0216]
In the present invention, when the composition ratio of all elements constituting the
[0217]
The composition ratio (atomic%) of the element X and the element X + X ′ after the heat treatment is preferably 44 (at%) or more and 57 (at%) or less near the center in the film thickness direction. This composition range is based on an appropriate composition range (44 at% to 57 at%) of the element X or the element X + X ′ of the second
[0218]
In the present invention, when two virtual boundaries are set in a direction parallel to the interface between the pinned
[0219]
For example, it is assumed that the first virtual boundary is a dotted line G that occupies FIG. 5, and the second virtual boundary is a dotted line F shown in FIG. The dotted lines F and G indicate the interface between the first
[0220]
In the film formation stage (before heat treatment), the composition ratio of the element X or the element X + X ′ is larger in the first and third
[0221]
In the film formation stage (before heat treatment), the composition ratio of the element X or the element X + X ′ of the first and third
[0222]
The
[0223]
Therefore, in the present invention, the
[0224]
When composition diffusion occurs at the interface H between the
[0225]
In the
[0226]
The film thickness of the
[0227]
As described above, in the present invention, since the
[0228]
On both sides of the laminated film from the
[0229]
As described above, in the film formation stage (before heat treatment) in which the
[0230]
More preferably, at least a part of the interface between the pinned
[0231]
For example, the single
[0232]
The lattice constants of the
[0233]
In the present invention, for example, the first
[0234]
The
[0235]
When the
[0236]
Further, as shown in FIG. 2, even when the
[0237]
The laminated film shown in FIGS. 2 to 5 can be used for various magnetoresistive elements.
2 and 3, the
[0238]
In this case, the exchange coupling film is formed in the order of the second
[0239]
When the
[0240]
The single spin-valve magnetoresistive effect element shown in FIG. 6 includes a laminated film in the order of an
[0241]
In the single spin-valve magnetoresistive effect element shown in FIG. 6, the
[0242]
That is, the third
[0243]
When heat treatment is performed, each antiferromagnetic layer undergoes compositional diffusion, and the
[0244]
In addition to the above method, the
[0245]
4 and 5, the
[0246]
That is, from the bottom, a laminated film is formed in the order of the
[0247]
7 and 8 are cross-sectional views showing the structure of another single spin valve magnetoresistive element of the present invention.
[0248]
In FIG. 7, the
[0249]
As a manufacturing method, first, the
[0250]
In the present invention, it is preferable that at least a part of the interface between the first
[0251]
In addition to the above method, the
[0252]
After the
[0253]
The ratio of atomic% of element X or element X + X ′ after heat treatment to Mn increases toward the pinned
[0254]
Further, when the
[0255]
As shown in FIG. 7, exchange bias layers 16 and 16 (antiferromagnetic layers) are formed on the free
[0256]
The
[0257]
In order to form the
[0258]
Then, by applying heat treatment, the
[0259]
The ratio of the atomic% of the element X or the element X + X ′ of the
[0260]
The
[0261]
At both ends of the free
[0262]
In the single spin valve magnetoresistive element thus formed, the magnetization in the track width Tw region of the free
[0263]
Further, the
[0264]
In this case, the
[0265]
The material of the
The
[0266]
FIG. 8 shows a shape in which the single spin valve magnetoresistive effect element shown in FIG. 7 is reversely stacked.
[0267]
As shown in FIG. 8, exchange bias layers 16 and 16 are formed on both sides in the track width direction (X direction shown in the figure). Between the exchange bias layers 16 and 16, for example,
[0268]
A free
[0269]
That is, first, after forming the second
[0270]
After the film formation up to the free
[0271]
Thereafter, a nonmagnetic
[0272]
In the present invention, a first
[0273]
After the first
[0274]
In the present invention, when the heat treatment is performed, the
[0275]
[0276]
The
[0277]
FIG. 9 is a cross-sectional view showing the structure of a dual spin valve magnetoresistive element.
As shown in FIG. 9, the
[0278]
Further, hard bias layers 5 and 5 and conductive layers 8 and 8 are laminated on both sides of the multilayer film from the
[0279]
The manufacturing method will be described with reference to FIG. In the film formation stage, the two
[0280]
In the film formation stage, the first
[0281]
After film formation, heat treatment is performed. By the heat treatment, the
[0282]
In the present invention, a first
[0283]
The state after the heat treatment is shown in FIG. In the
[0284]
The reason why the ratio of atomic% of element X or element X + X ′ to Mn increases in the
[0285]
In the
[0286]
The composition ratio of the element X or the element X + X ′ at the interface between the
[0287]
MakoExampleIn this case, the
[0288]
In the
[0289]
As described with reference to FIG. 4, the first to third antiferromagnetic layers are all formed of an X—Mn alloy or an X—Mn—X ′ alloy, and the elements of the second
[0290]
In the
[0291]
As shown in FIG. 12, the
[0292]
FIG. 13 is a schematic view of a dual spin-valve magnetoresistive element showing a state after heat treatment.
[0293]
When the heat treatment is performed, the second
[0294]
Further, due to the above-described composition diffusion, the
[0295]
On the other hand, the
[0296]
In the
[0297]
On the other hand, the
[0298]
With the formation of the
[0299]
The
[0300]
14 and 15 are cross-sectional views showing the structure of the AMR magnetoresistive element of the present invention.
As shown in FIG. 14, a soft magnetic layer (SAL layer) 18, a nonmagnetic layer (SHUNT layer) 19, and a magnetoresistive layer (MR layer) 20 are sequentially stacked from the bottom.
[0301]
For example, the soft
[0302]
On the
[0303]
Further, in FIG. 15, a pair of exchange bias layers 21 and 21 are formed with an interval of the track width Tw in the track width direction (X direction in the drawing), and the gap between the exchange bias layers 21 and 21 is made of SiO.2And Al2O3It is filled with an insulating
[0304]
A magnetoresistive layer (MR layer) 20, a nonmagnetic layer (SHUNT layer) 19, and a soft magnetic layer (SAL layer) 18 are stacked on the exchange bias layers 21 and 21 and the insulating
[0305]
Regarding the manufacturing method, the exchange bias layers 21 and 21 are formed in a two-layer structure of a first
[0306]
A first
[0307]
As in the case described with reference to FIG. 2, the first
[0308]
By performing heat treatment, the exchange bias layers 21 and 21 are appropriately transformed from an irregular lattice to a regular lattice while maintaining an inconsistent state at the interface with the
[0309]
In the present invention, the first
[0310]
Further, the
[0311]
When the
[0312]
The composition, film thickness, etc. of the first to third
[0313]
[0314]
In the AMR element shown in FIGS. 14 and 15, the E region of the
[0315]
The moving direction of the recording medium is the Z direction. When a leakage magnetic field is applied in the Y direction in the figure, the resistance value of the D region of the
[0316]
FIG. 16 is a cross-sectional view of the structure of the read head in which the magnetoresistive effect element shown in FIGS. 1 to 11 is formed, as viewed from the surface facing the recording medium.
[0317]
[0318]
The
[0319]
In the present invention, as described above, even if the film thickness of the
[0320]
【Example】
In the present invention, first, a laminated film having the following film structure is formed, and in the film formation stage (before heat treatment), the
[0321]
(referenceExample 1)
As the film configuration, from below,
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / first antiferromagnetic layer 14: Pt58Mn42(10) / Second antiferromagnetic layer: Pt50Mn50(110) / Protective layer 7: Ta (30)
[0322]
(Comparative Example 1)
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / antiferromagnetic layer 30: Pt58Mn42(120) / Protective layer 7: Ta (30)
[0323]
(Comparative Example 2)
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / antiferromagnetic layer 30: Pt46Mn54(120) / Protective layer 7: Ta (30)
[0324]
(Comparative Example 3)
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / antiferromagnetic layer 30: Pt50Mn50(120) / Protective layer 7: Ta (30)
[0325]
(Comparative Example 4)
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / antiferromagnetic layer 30: Pt52Mn48(120) / Protective layer 7: Ta (30)
[0326]
In addition, the numerical value in the said parenthesis represents a film thickness, and a unit is angstrom. The subscript values of the NiFe alloy and the PtMn alloy indicate the composition ratio and are at%.
[0327]
As described above, in each sample, layers other than the antiferromagnetic layer are formed in the same layer configuration. The film thicknesses of the antiferromagnetic layers were all the same 120 mm (referenceIn the case of Example 1, the total thickness of the first
[0328]
[Table 1]
Table 1 shows the experimental results after heat treatment of each sample. As shown in the [Interface with ferromagnetic layer] column,referenceIn Example 1 and Comparative Example 1, the interface state at the interface with the pinned
[0330]
In order to make the interface structure in an inconsistent state, it is necessary to increase the amount of Pt in the PtMn alloy.referenceIn Example 1 and Comparative Example 1, the Pt amount of the antiferromagnetic layer in contact with the interface with the pinned magnetic layer is 58 (at%), whereas in Comparative Examples 2, 3, and 4, the Pt amount is smaller than that. Therefore, the above results were obtained.
[0331]
Next, when looking at the [Exchange coupling magnetic field (Hex)] column,referenceIn Example 1, 17.4 × 104While a very large exchange coupling magnetic field (A / m) was produced, in Comparative Examples 1 and 2, the exchange coupling magnetic field was extremely small. Comparative Examples 3 and 4 produce a larger exchange coupling magnetic field than Comparative Examples 1 and 2,referenceLess than Example 1.
[0332]
In order to generate a large exchange coupling magnetic field, first, the antiferromagnetic layer needs to be formed of a PtMn alloy close to an ideal composition ratio that easily transforms from an irregular lattice to a regular lattice when heat treatment is performed. . The ideal composition ratio is Pt50Mn50It is.
[0333]
However, it is not only necessary to form an ideal composition ratio that is easy to transform, but it is also important that the interface with the pinned magnetic layer is in an inconsistent state. If they are matched, the transformation of the antiferromagnetic layer is constrained by the crystal structure of the pinned magnetic layer during heat treatment, and an appropriate transformation cannot be performed.
[0334]
The above two conditions are
[0335]
In the present invention, the first
[0336]
Next, in the present invention, the relationship between the total film thickness of the antiferromagnetic layer and the exchange coupling magnetic field (Hex) was examined (FIG. 17). There are the following two samples at the film formation stage (before heat treatment) prepared for the experiment,referenceThe film configuration of Example 2 is the same as FIG. 2, and the film configuration of Comparative Example 5 is the same as FIG.
[0337]
(referenceExample 2)
As the film configuration, from below,
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / first antiferromagnetic layer 14: Pt58Mn42(10) / Second antiferromagnetic layer: Pt50Mn50(X-10) / Protective layer 7: Ta (30)
[0338]
(Comparative Example 5)
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / antiferromagnetic layer 30: Pt52Mn48(X) / Protective layer 7: Ta (30)
[0339]
In addition, the numerical value in the said parenthesis represents a film thickness, and a unit is angstrom. The subscript values of the NiFe alloy and the PtMn alloy indicate the composition ratio and are at%.
[0340]
referenceIn Example 2, as shown in the above film configuration, the thickness of the first
[0341]
After heat-treating each of the above samples, the magnitude of the exchange coupling magnetic field (Hex) was measured. As shown in FIG. 17, the larger the total film thickness of the PtMn alloy,referenceIt can be seen that in both Example 1 and Comparative Example 5, the exchange coupling magnetic field increases.
[0342]
referenceIn the case of the example, when the total film thickness of the PtMn alloy is increased, in other words, when the film thickness of the second
[0343]
On the other hand, in Comparative Example 5, when the film thickness of the
[0344]
By the way, from this experiment,referenceAs in Example 2, when the
[0345]
In the present invention, based on the experimental results shown in FIG. 17, if the total thickness of the antiferromagnetic layer is 80 mm or more, it is 7.9 × 10.4It can be seen that an exchange coupling magnetic field of (A / m) or more can be obtained. At this time, since the film thickness of the first
[0346]
Next, in the present invention, the first antiferromagnetic layer in the case where the antiferromagnetic layer is composed of two layers of the first
[0347]
(referenceExample 3)
As the film configuration, from below,
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / first antiferromagnetic layer 14: Pt58Mn42(X) / second antiferromagnetic layer: Pt50Mn50(120-X) / Protective layer 7: Ta (30)
[0348]
In addition, the numerical value in the said parenthesis represents a film thickness, and a unit is angstrom. The subscript values of the NiFe alloy and the PtMn alloy indicate the composition ratio and are at%.
[0349]
A plurality of samples having different thicknesses of the first
[0350]
The first
[0351]
On the other hand, when the first
[0352]
In this way, in order to generate a large exchange coupling magnetic field in the present invention, as described with reference to FIG. 17, it is formed of an antiferromagnetic material close to an ideal composition that easily transforms from an irregular lattice to a regular lattice by heat treatment. The second
[0353]
As a result, if the thickness of the first
[0354]
As described above, in the present invention, since the film thickness of the
[0355]
Next, in the present invention, the first antiferromagnetic layer in the case where the antiferromagnetic layer is composed of two layers of the first
[0356]
(referenceExample 4)
As the film configuration, from below,
Underlayer 6: Ta (50) / Free magnetic layer 1: [Ni80Fe20(45) / Co (5)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (25) / pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / first antiferromagnetic layer 14: Pt(X)Mn(100-X)(10) / Second antiferromagnetic layer: Pt50Mn50(120-X) / Protective layer 7: Ta (30)
[0357]
In addition, the numerical value in the said parenthesis represents a film thickness, and a unit is angstrom. The subscript values of the NiFe alloy and the PtMn alloy indicate the composition ratio and are at%.
[0358]
A plurality of samples having different composition ratios of the first
[0359]
The reason why a large exchange coupling magnetic field can be generated when the amount of Pt of the first
[0360]
However, it can be seen that the exchange coupling magnetic field decreases when the Pt amount exceeds 65 at% or more. This is because when such a large amount of Pt is contained, even if composition diffusion occurs between the first
[0361]
It can also be seen that if the amount of Pt is 55 (at%) or more and 60 (at%) or less, a larger exchange coupling magnetic field can be obtained. Specifically, 11.85 × 104An exchange coupling magnetic field of (A / m) or more can be obtained. If the amount of Pt is smaller than 53 at%, the lattice constant of the
[0362]
Next, in the present invention, a sample in which the
[0363]
The material and film thickness of each layer other than the
[0364]
As Comparative Example 5, the composition of the entire
[0365]
abovereferenceAfter each sample of Example 5 and Comparative Example 5 was formed, heat treatment was performed and the exchange coupling magnetic field was measured. The experimental results are shown in Table 2. The heat treatment was performed at 200 ° C. or higher for 2 hours or longer.
[0366]
[Table 2]
As shown in the [Interface with ferromagnetic layer] column in Table 2,referenceIn the case of Example 5, the interface structure between the
The resistance change rate (ΔMR)referenceThere is no significant difference between Example 5 and Comparative Example 5.
[0368]
referenceThe major difference between Example 5 and Comparative Example 5 isreferenceThe exchange coupling magnetic field (Hex) in Example 5 is about twice the exchange coupling magnetic field of Comparative Example 5.
[0369]
in this wayreferenceIn Example 5, a large exchange coupling magnetic field can be exhibited because the composition ratio of the
[0370]
Next, in the present invention, when the
[0371]
(referenceExample 6)
As the film configuration, from below,
Second antiferromagnetic layer 15: Pt50Mn50(83) / first antiferromagnetic layer 14: Pt58Mn42(7) / Pinned magnetic layer 3: [Co (15) / Ru (8) / Co (20)] / Nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (22) / Free magnetic layer 1: Co (20) / Nonmagnetic intermediate Layer 2: Cu (22) / Pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / First antiferromagnetic layer 14: Pt58Mn42(7) / Second antiferromagnetic layer: Pt50Mn50(83) / Protective layer 7: Ta (10)
[0372]
(Comparative Example 6)
As the film configuration, from below,
Antiferromagnetic layer 30: Pt50Mn50(90) / pinned magnetic layer 3: [Co (15) / Ru (8) / Co (20)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (22) / free magnetic layer 1: Co (20) / nonmagnetic intermediate Layer 2: Cu (22) / Pinned magnetic layer 3: [Co (20) / Ru (8) / Co (15)] / Antiferromagnetic layer 30: Pt50Mn50(90) / Protective layer 7: Ta (10)
[0373]
In addition, the numerical value in the said parenthesis represents a film thickness, and a unit is angstrom. The subscript values of the NiFe alloy and the PtMn alloy indicate the composition ratio and are at%.
[0374]
abovereferenceAfter the samples of Example 6 and Comparative Example 6 were formed, heat treatment was performed and the exchange coupling magnetic field was measured. The experimental results are shown in Table 3. The heat treatment was performed at 200 ° C. or higher for 2 hours or longer.
[0375]
[Table 3]
As shown in the [Interface with ferromagnetic layer] column in Table 3,referenceIn the case of Example 6, the interface structure between the
The resistance change rate (ΔMR)referenceThere is not much difference between Example 6 and Comparative Example 6.
[0377]
referenceThe major difference between Example 6 and Comparative Example 6 isreferenceThe exchange coupling magnetic field (Hex) in Example 6 is much larger than that in Comparative Example 6.
[0378]
in this wayreferenceIn Example 6, a large exchange coupling magnetic field can be exhibited because the interface with the pinned magnetic layer is first brought into an unmatched state by the formation of the first
[0379]
Next, in the present invention, four types of laminated films using the
[0380]
(Example1)
As the film configuration, from below,
Underlayer 6: Ta (50) / seed layer 22: Ni80Fe20(30) / Antiferromagnetic layer 4 [Third antiferromagnetic layer 25: Pt58Mn42(10) / Second antiferromagnetic layer 24: Pt50Mn50(100) / first antiferromagnetic layer 23: Pt58Mn42(10)] / pinned magnetic layer 3 [Co (15) / Ru (8) / Co (20)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (22) / free magnetic layer 1 [Co (5) / Ni80Fe20(45)] / Protective layer 7: Ta (30)
[0381]
(Example2)
As the film configuration, from below,
Underlayer 6: Ta (50) / seed layer 22: Ni60Fe10Cr30(30) / Antiferromagnetic layer 4 [Third antiferromagnetic layer 25: Pt58Mn42(10) / Second antiferromagnetic layer 24: Pt50Mn50(100) / first antiferromagnetic layer 23: Pt58Mn42(10)] / pinned magnetic layer 3 [Co (15) / Ru (8) / Co (20)] / nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (22) / free magnetic layer 1 [Co (5) / Ni80Fe20(45)] / Protective layer 7: Ta (30)
[0382]
(Comparative Example 7)
As the film configuration, from below,
Underlayer 6: Ta (50) / seed layer 22: Ni80Fe20(30) / Antiferromagnetic layer 31: Pt50Mn50(120) / Pinned magnetic layer 3 [Co (15) / Ru (8) / Co (20)] / Nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (22) / Free magnetic layer 1 [Co (5) / Ni80Fe20(45)] / Protective layer 7: Ta (30)
[0383]
(Comparative Example 8)
As the film configuration, from below,
Underlayer 6: Ta (50) / seed layer 22: Ni60Fe10Cr30(30) / Antiferromagnetic layer 31: Pt50Mn50(120) / Pinned magnetic layer 3 [Co (15) / Ru (8) / Co (20)] / Nonmagnetic intermediate layer 2: Cu (22) / Free magnetic layer 1 [Co (5) / Ni80Fe20(45)] / Protective layer 7: Ta (30)
[0384]
In addition, the numerical value in the said parenthesis represents a film thickness, and a unit is angstrom. The subscript values of the NiFe alloy and the PtMn alloy indicate the composition ratio and are at%.
[0385]
After forming each sample formed with the above film configuration, heat treatment was performed to measure the exchange coupling magnetic field (Hex), the resistance change rate (ΔMR), and the like. The experimental results are shown in Table 4. The heat treatment was performed at 200 ° C. or higher for 2 hours or longer.
[0386]
[Table 4]
As shown in Table 4, first, in the “Role of seed layer” column,1,2The seed layers 22 in the present invention are mainly composed of a face-centered cubic structure, and the (111) plane is preferentially oriented in a direction parallel to the interface. Therefore, the layers from the antiferromagnetic layer to the free
[0388]
Examples1Compared to the example2The resistance change rate is larger in the case of Comparative Example 8, and the resistance change rate is higher in Comparative Example 8 than in Comparative Example 7.1In Comparative Example 7, the
[0389]
Example1In the comparative example 7, the sense current is shunted to the
[0390]
Next, the exchange coupling magnetic field will be described.1,2It can be seen that this is much higher than Comparative Examples 7 and 8. This is an example1,2This is because the interface structure with the
[0390]
From this experimental result, the following can be said to satisfy both the resistance change rate and the exchange coupling magnetic field. That is, the
[0392]
The range of the film thickness and composition ratio of the first and third
[0393]
【The invention's effect】
As described above in detail, in the exchange coupling film according to the present invention, the antiferromagnetic layer includes an antiferromagnetic material containing the elements X and Mn, or an antiferromagnetic material containing the elements X, X ′ and Mn. A region where the ratio of atomic% of element X or element X + X ′ to Mn increases from the intermediate region in the film thickness direction toward the ferromagnetic layer side, and from the intermediate region to the side opposite to the ferromagnetic layer There is a region in which the ratio of atomic% of element X or element X + X ′ to Mn increases as it goes, and the crystal structure of at least a part of the antiferromagnetic layer is a CuAu—I type face-centered tetragonal regular lattice. It is characterized by this.
[0394]
If the antiferromagnetic layer has a region causing compositional modulation and a regular lattice, the exchange coupling magnetic field of the exchange coupling film can be increased compared to the conventional case.
[0395]
In the present invention, it is preferable that at least a part of the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer is in an inconsistent state. As a result, it is possible to more appropriately promote regular transformation of the antiferromagnetic layer and obtain a large exchange coupling magnetic field.
[0396]
In the present invention, it is preferable to provide a seed layer on the surface of the antiferromagnetic layer opposite to the ferromagnetic layer. At this time, the seed layer is formed of a nonmagnetic material having a high specific resistance, and more preferably, at least a part of the interface between the seed layer and the antiferromagnetic layer is in an unmatched state, thereby providing a large resistance change rate. And exchange coupled magnetic fields can be obtained.
[Brief description of the drawings]
[Figure 1]1st formSectional drawing which looked at the structure of the single spin valve type magnetoresistive effect element of a state from the ABS surface side,
[Figure 2]productSchematic diagram showing the structure of the layer film formation stage (before heat treatment),
FIG. 3 is a schematic diagram showing a structure of the laminated film after heat treatment is performed on the laminated film shown in FIG.
FIG. 4 is a schematic diagram showing the structure of a layered film formation stage (before heat treatment) in the present invention using a seed layer;
FIG. 5 is a schematic diagram showing a structure of the laminated film after heat treatment is performed on the laminated film shown in FIG.
[Fig. 6]Second formSectional drawing which looked at the structure of the single spin valve type magnetoresistive effect element of a state from the ABS surface side,
[Fig. 7]Third formSectional drawing which looked at the structure of the single spin valve type magnetoresistive effect element of a state from the ABS surface side,
[Fig. 8]4th formSectional drawing which looked at the structure of the single spin valve type magnetoresistive effect element of a state from the ABS surface side,
FIG. 95th formSectional drawing which looked at the structure of the dual spin valve type | mold magnetoresistive effect element of a state from the ABS surface side,
FIG. 10 is a schematic diagram showing a structure of a film formation stage of a dual spin valve type laminated film;
11 is a schematic view showing the structure of the laminated film after heat treatment is performed on the laminated film shown in FIG.
FIG. 12 is a schematic diagram showing a structure of a film formation stage of a dual spin valve type laminated film using a seed layer;
13 is a schematic diagram showing a structure of the laminated film after heat treatment is performed on the laminated film shown in FIG.
FIG. 146th formSectional drawing which looked at the structure of the AMR type magnetoresistive effect element of a state from the ABS surface side,
FIG. 15The seventh formSectional drawing which looked at the structure of the AMR type magnetoresistive effect element of a state from the ABS surface side,
FIG. 16ThinPartial sectional view showing the structure of a film magnetic head (reproducing head)
FIG. 17 shows the relationship between the total film thickness of the antiferromagnetic layer and the exchange coupling magnetic field (Hex) when the antiferromagnetic layer is formed of a first antiferromagnetic layer and a second antiferromagnetic layer. A graph showing,
FIG. 18 shows the film thickness of the first antiferromagnetic layer and the exchange coupling magnetic field (Hex) when the antiferromagnetic layer is formed of a first antiferromagnetic layer and a second antiferromagnetic layer. A graph showing the relationship between
FIG. 19 shows an antiferromagnetic layer formed of a first antiferromagnetic layer and a second antiferromagnetic layer, and the first antiferromagnetic layer is made of Pt.xMn100-xA graph showing the relationship between the Pt amount (X) and the exchange coupling magnetic field (Hex) when formed by
FIG. 20 is a schematic diagram showing the structure of a conventional single spin valve magnetoresistive element for experiment;
FIG. 21 is a schematic diagram showing a structure in which a seed layer is used for a conventional single spin-valve magnetoresistive element for experiment;
[Explanation of symbols]
1 Free magnetic layer
2 Nonmagnetic intermediate layer
3 Fixed magnetic layer
4 Antiferromagnetic layer
5 Hard bias layer
6 Underlayer
7 Protective layer
8 Conductive layer
14, 23 First antiferromagnetic layer
15, 24 Second antiferromagnetic layer
16, 21 Exchange bias layer
17, 26 Insulating layer
18 Soft magnetic layer (SAL layer)
19 Nonmagnetic layer (SHUNT layer)
20 Magnetoresistive layer (MR layer)
22 Seed layer
25 Third antiferromagnetic layer
42 Magnetoresistive element
Claims (24)
前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘの原子％の比率が増加する領域とが存在し、
前記反強磁性層の、前記強磁性層との界面近傍、及び前記界面と反対側の面の近傍では、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘの組成比が５０（ａｔ％）より大きく６５（ａｔ％）以下であり、
前記反強磁性層の膜厚方向の中間には、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘの組成比が、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下の領域が存在し、
前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であることを特徴とする交換結合膜。In an exchange coupling film in which an exchange coupling magnetic field is generated at the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer,
The antiferromagnetic layer is formed of an antiferromagnetic material containing element X (where X is one or more of Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os) and Mn. A region in which the ratio of atomic% of element X to Mn increases from the intermediate region in the film thickness direction toward the ferromagnetic layer, and an element relative to Mn from the intermediate region toward the opposite side of the ferromagnetic layer. A region in which the ratio of atomic% of X increases,
In the vicinity of the interface of the antiferromagnetic layer with the ferromagnetic layer and in the vicinity of the surface opposite to the interface, the composition ratio of the element X is 50 (at) when the composition ratio of all elements is 100 at%. %) To 65 (at%) or less,
In the middle of the film thickness direction of the antiferromagnetic layer, there is a region where the composition ratio of element X is 44 (at%) or more and 57 (at%) or less when the composition ratio of all elements is 100 at%. And
An exchange coupling film, wherein the crystal structure of at least a part of the antiferromagnetic layer is a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice.
前記反強磁性層は、元素Ｘと元素Ｘ′（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素であり、元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、膜厚方向の中間領域から強磁性層側に向うにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域と、前記中間領域から前記強磁性層と反対側に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域とが存在し、
前記反強磁性層の、前記強磁性層との界面近傍、及び前記界面と反対側の面の近傍では、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が５０（ａｔ％）より大きく６５（ａｔ％）以下であり、
前記反強磁性層の膜厚方向の中間には、全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下の領域が存在し、
前記反強磁性層の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子であることを特徴とする交換結合膜。In an exchange coupling film in which an exchange coupling magnetic field is generated at the interface between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer,
The antiferromagnetic layer is composed of an element X and an element X ′ (where X is one or more elements among Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, and the element X ′ is Ne, Ar , Kr, Xe, Be, B, C, N, Mg, Al, Si, P, Ti, V, Cr, Fe, Co, Ni, Cu, Zn, Ga, Ge, Zr, Nb, Mo, Ag, Cd , Sn, Hf, Ta, W, Re, Au, Pb, and rare earth elements) and an antiferromagnetic material containing Mn. The ratio of atomic% of element X + X ′ to Mn increases from the region toward the ferromagnetic layer, and the atomic% of element X + X ′ relative to Mn increases from the intermediate region toward the opposite side of the ferromagnetic layer. There is an area where the ratio increases,
In the vicinity of the interface of the antiferromagnetic layer with the ferromagnetic layer and in the vicinity of the surface opposite to the interface, when the composition ratio of all elements is 100 at%, the composition ratio of the element X + X ′ is 50 ( at%) to 65 (at%) or less,
In the middle of the film thickness direction of the antiferromagnetic layer, there is a region where the composition ratio of the element X + X ′ is 44 (at%) or more and 57 (at%) or less when the composition ratio of all elements is 100 at%. Exists,
An exchange coupling film, wherein the crystal structure of at least a part of the antiferromagnetic layer is a CuAu-I type face centered tetragonal regular lattice.
前記反強磁性層及び強磁性層の結晶配向は、前記界面と平行な方向に（１１１）面が優先配向している請求項１ないし３のいずれかに記載の交換結合膜。A seed layer in which a (111) plane of face-centered cubic crystals is preferentially oriented in a direction parallel to the interface is formed on a surface opposite to the interface with the ferromagnetic layer in the antiferromagnetic layer,
4. The exchange coupling film according to claim 1, wherein a crystal orientation of the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer is such that a (111) plane is preferentially oriented in a direction parallel to the interface. 5.
前記反対側の面から前記第１の仮想境界までの第１の領域、及び前記強磁性層との界面から前記第２の仮想境界までの第３の領域は、前記第１及び第２の仮想境界間の第２の領域に比べて、前記比率が大きく、前記第１の仮想境界を挟む領域で前記第２の領域から第１の領域に向けて、また前記第２の仮想境界を挟む領域では前記第２の領域から第３の領域に向けて、前記比率が連続的にあるいは不連続的に増大する請求項１ないし１０のいずれかに記載の交換結合膜。A first virtual boundary parallel to the interface is set closer to the surface opposite to the interface than the vicinity of the center in the thickness direction of the antiferromagnetic layer, and a second parallel to the interface is set closer to the ferromagnetic layer. When setting the virtual boundary of
The first region from the opposite surface to the first virtual boundary, and the third region from the interface with the ferromagnetic layer to the second virtual boundary are the first and second virtual boundaries. The ratio is larger than the second area between the boundaries, and the area that sandwiches the first virtual boundary from the second area toward the first area and that sandwiches the second virtual boundary The exchange coupling film according to claim 1, wherein the ratio increases continuously or discontinuously from the second region to the third region.
前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成された固定磁性層とが、請求項１ないし請求項１９のいずれかに記載された交換結合膜により形成されることを特徴とする磁気抵抗効果素子。An antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer and pinned in a magnetization direction by an exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer, and a nonmagnetic intermediate layer on the pinned magnetic layer In a magnetoresistive effect element having a free magnetic layer formed through a bias layer that aligns the magnetization direction of the free magnetic layer in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer,
The magnetic layer, wherein the antiferromagnetic layer and the pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer are formed by the exchange coupling film according to any one of claims 1 to 19. Resistive effect element.
前記エクスチェンジバイアス層とフリー磁性層とが、請求項１ないし請求項１９のいずれかに記載された交換結合膜により形成されることを特徴とする磁気抵抗効果素子。An antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer and pinned in a magnetization direction by an exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer, and a nonmagnetic intermediate layer on the pinned magnetic layer A magnetoresistive effect element in which an antiferromagnetic exchange bias layer is formed on the upper side or the lower side of the free magnetic layer with an interval in the track width direction.
20. The magnetoresistive element according to claim 1, wherein the exchange bias layer and the free magnetic layer are formed of the exchange coupling film according to any one of claims 1 to 19 .
前記フリー磁性層よりも下側及び／または上側に形成された前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成された固定磁性層とが、請求項１ないし請求項１９のいずれかに記載された交換結合膜により形成されることを特徴とする磁気抵抗効果素子。A nonmagnetic intermediate layer stacked above and below a free magnetic layer; a pinned magnetic layer positioned above one of the nonmagnetic intermediate layers and under the other nonmagnetic intermediate layer; and one of the fixed magnetic layers and An antiferromagnetic layer that is positioned below the other pinned magnetic layer and pinns the magnetization direction of each pinned magnetic layer in a fixed direction by an exchange anisotropic magnetic field, and the magnetization direction of the free magnetic layer is the pinned magnetic layer. In a magnetoresistive effect element having a bias layer aligned in a direction crossing the magnetization direction of the layer,
The antiferromagnetic layer formed below and / or above the free magnetic layer and the pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer according to any one of claims 1 to 19 A magnetoresistive effect element formed by the exchange coupling film described.
前記反強磁性層と磁気抵抗層とが、請求項１ないし請求項１９のいずれかに記載された交換結合膜により形成されることを特徴とする磁気抵抗効果素子。A magnetoresistive effect comprising a magnetoresistive layer and a soft magnetic layer stacked via a nonmagnetic layer, and an antiferromagnetic layer formed on the upper or lower side of the magnetoresistive layer with an interval in the track width direction. In the element
20. The magnetoresistive element according to claim 1, wherein the antiferromagnetic layer and the magnetoresistive layer are formed of the exchange coupling film according to any one of claims 1 to 19 .
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