JP4125266B2 - 希土類金属合金層を有する強磁性積層薄膜 - Google Patents

Description

本発明は、希土類金属合金層と、遷移金属合金層と、反強磁性合金層から構成され、高飽和磁束密度で常温（２５℃）で使用するのには問題ない高さのキュリー温度を有する、軟磁性的強磁性積層薄膜の構造に関する。

現在、希土類金属合金は永久磁石（硬磁性材料）として実用化されており、例えば、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ_１組成のいわゆるネオジ鉄永久磁石と、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７組成のいわゆるサマコバ永久磁石は、モータ等用の永久磁石としてもっともよく使われている。一方、飽和磁束密度が最も大きい軟強磁性的希土類金属合金では、その代表としてＧｄ金属とＧｄＺｎ合金が上げられる。ここで、表１に、バルク材における、Ｇｄ金属と、ＧｄＺｎ合金と、パーマロイ組成のＮｉ_８０Ｆｅ_２０合金と、Ｃｏ金属の格子定数と、磁性原子の１原子当たりの平均磁気モーメントと、キュリー温度を示す。なお、それぞれは六方最蜜構造、ＣｓＣｌ型の体心立方格子、面心立方格子、六方最蜜構造の結晶構造を有する。

表１により、前記Ｇｄ金属とＧｄＺｎ合金のキュリー温度は、それぞれ、２８９Ｋ（１６℃）、２７０Ｋ（−３℃）であり、Ｇｄ原子１個当たりの磁気モーメントは、それぞれ、７．５５Ｍ_Ｂ（Ｍ_Ｂはボーア磁子）、６．７Ｍ_Ｂであって、一方、高透磁率を有する軟強磁性遷移金属合金であるＮｉ元素が８０%のパーマロイ組成のＮｉ_８０Ｆｅ_２０合金は、モータ等のヨーク材や巨大磁気抵抗効果（ｇｉａｎｔ ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｅｆｆｅｃｔ ＧＭＲ）素子やトンネル接合による磁気抵抗効果（ｔｕｎｎｅｌ ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ ｅｆｆｅｃｔ ＴＭＲ）素子を構成する磁性層薄膜に多用され、また、適度な大きさの磁気異方性を有するＣｏ金属は、トンネルによる磁気抵抗効果素子の磁性層に使われており、それぞれの１原子当たりの平均磁気モーメントは０．９２Ｍ_Ｂと１．７Ｍ_Ｂであって、前記Ｇｄ金属とＧｄＺｎ合金の１原子当たりの磁気モーメント７．５５Ｍ_Ｂ、６．７Ｍ_Ｂにくらべて、それぞれ、約１／８〜１／７と１／５〜１／４とかなり小さいが、一方、キュリー温度では、例えば、パーマロイ組成のＦｅ_８０Ｎｉ_２０合金では７３３Ｋ（４６０℃）と前記Ｇｄ金属とＧｄＺｎ合金のキュリー温度２８９Ｋ、２７０Ｋにくらべて４４４Ｋ、４６３Ｋも高くなっている。

図８は従来の金属積層薄膜断面構成図であって、特許文献１に示すように、金属積層薄膜８０は、Ｆｅ金属層８１１（層厚１５Å）とＧｄ金属層８１２（層厚５Å）を交互に１２層（層厚１２５Å）積層した遷移金属層８１と、Ｇｄ金属層８２１（層厚１５Å）とＦｅ金属層８２２（層厚５Å）を交互に１２層（層厚１２５Å）積層した希土類金属層８２（層厚１２５Å）から構成される長周期層８００（層厚２５０Å）を１２層（３０００Å）積層した金属積層薄膜である。該Ｆｅ金属層８１１とＧｄ金属層８１２はその界面８１１２を介して反強磁性的に交換相互作用し、また、同様に、Ｇｄ金属層８２１とＦｅ金属層８２２はその界面８２１２を介して反強磁性的に交換相互作用し、Ｆｅ金属層８１１とＧｄ金属層８１２はその界面８１１２を介してフェリ磁性的に磁気結合し、同様に、Ｇｄ金属層８２１とＦｅ金属層８２２はその界面８２１２を介してフェリ磁性的に磁気結合して、金属積層薄膜８０は、各金属層のＧｄ原子の磁気モーメントとＦｅ原子の磁気モーメントが１／３ほどに相殺するフェリ磁性になっている。

図９は従来のＧＭＲヘッド用のスピンバルブ膜の主要膜断面構成図であって、非特許文献６に示すように、該スピンバルブ膜の主要膜９０は、基板９００の平面方向９０１に垂直な方向９０２に沿ってＰｔＭｎ合金層９１、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層９２、Ｒｕ金属層９３、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層９４、Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０合金層９５、Ｃｕ金属層９６、Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０合金層９７、Ｔａ金属層９８が形成され、自由磁性層には、パーマロイ組成のパーマロイ（Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０合金）層９７が使われ、固定磁性層には、Ｃｕ金属の導体層９６を挟んで、パーマロイ組成のパーマロイ（Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０９５合金）層と、Ｒｕ金属層９３を挟んでＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層９２、９４と反強磁性ＰｔＭｎ合金層９１が使われている。

図１０は従来のＴＭＲ膜の断面構成図であって、非特許文献７に示すように、該ＴＭＲ膜１００は、基板１０００の基板面内方向１００１に垂直な方向１００２に沿ってＮｉＦｅ合金層１１１、Ａｌ_２Ｏ_３層１１２、Ｃｕ金属層１１３、Ｃｏ金属層１１４が形成され、磁性層にパーマロイ組成のＮｉＦｅ合金層１１１とＣｏ金属層１１４が使われている。

特公平７−９３４６７ 金森順次郎著 磁性（培風館） Ｍ．Ｔｓｕｎｏｄａ ｅｔ ａｌ．ｐｈｙｓ．ｓｔａｔ．ｓｏｌ．（ａ）１８９（２００２）４４９ Ｙ．Ｋａｓａｍａｔｓｕ ｅｔ ａｌ．Ｊ．Ｐｈｙｓ．Ｓｏｃ．Ｊａｐａｎ ６３（１９９４）１５０８ Ｙ．Ｋａｓａｍａｔｓｕ ｅｔ ａｌ．Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．１０４（１９９２）１４１３ Ｎ．Ｈｏｓｏｉｔｏ ｅｔ ａｌ．Ｊ．Ｐｈｙｓ．Ｃｏｎｄｅｎｓ．Ｍａｔｔｅｒ １４（２００２）５２８９ 斉藤正路 他日本応用磁気学会誌 ２８（２００４）３０ 伊藤博介 他日本応用磁気学会誌 ２７（２００３）１０１３ 角田匡清 他日本応用磁気学会誌 ２８（２００４）５５

前述のように、Ｇｄ金属、ＧｄＺｎ合金の１原子当たりの磁気モーメントはＮｉ_８０Ｆｅ_２０合金やＣｏ金属のそれの約７〜８倍あるいは４〜５倍になるにもかかわらず、そのキュリー温度はそれぞれ、１６℃、−３℃と常温（２５℃）にも達せず、それを電子機器に組み込めたとしても、われわれが通常の生活で電子機器を使用する温度範囲では、高飽和磁束密度という、その優れた磁気特性を使うことができないという問題があった。前記パーマロイと同等の高透磁率を有し、または、前記Ｃｏ金属と同等の磁気異方性を有し、より高い飽和磁束密度で常温（２５℃）で使用するのには問題ない高さのキュリー温度を有する強磁性金属合金の探索は行われているが、まだ見つかっていないという現状にある。次に、Ｇｄ金属層とＦｅ金属層を積層した図８の従来の金属積層薄膜８０について説明する。

特許文献１が示すように、金属積層薄膜８０のＧｄ金属層８１２あるいは８２１のキュリー温度は、該金属積層薄膜８０の磁化の補償温度が３３０Ｋになることから３３０Ｋ（５７℃）と求められ、常温での使用において問題とならないキュリー温度にはもう少し届かないという現状にあり、また、その飽和磁化はフェリ磁性のために大きくならないという問題がある。そこで、その問題を解決すべく、以下に示す手段によって高飽和磁束密度で常温（２５℃）で使用するのには問題ない高さのキュリー温度を有する軟磁性的強磁性積層薄膜を発明した。

巨大磁気抵抗効果を有する金属積層薄膜の自由磁性層または固定磁性層あるいはトンネル接合による磁気抵抗効果を有する金属絶縁体積層薄膜の磁性層に使用する希土類金属合金層を有する強磁性積層薄膜において、
第１の強磁性積層薄膜は、
Ｎｉ元素が８０％付近からなる組成のパーマロイ合金層の強磁性遷移金属合金層と、該強磁性遷移金属合金層との界面で強磁性的に交換相互作用する、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層と、該反強磁性合金層との界面で反強磁性的に交換相互作用する、キュリー温度が室温（２５℃）より低いＧｄＺｎ合金層の強磁性希土類金属合金層と、該強磁性希土類金属合金層との界面で反強磁性的に交換相互作用する、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層と、該反強磁性合金層との界面で強磁性的に交換相互作用する、Ｎｉ元素が８０％付近からなる組成のパーマロイ合金層の強磁性遷移金属合金層が順次積層した薄膜または前者４層からなる１周期の積層を単位積層として該単位積層を多層に積層し、最後に前記強磁性遷移金属合金層を積層した、キュリー温度が室温（２５℃）より高い薄膜であって、
第２の強磁性積層薄膜は、
Ｃｏ元素が７０％以上からなる組成のコバルト合金層の強磁性遷移金属合金層と、該強磁性遷移金属合金層との界面で強磁性的に交換相互作用する、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層と、該反強磁性合金層との界面で反強磁性的に交換相互作用する、キュリー温度が室温（２５℃）より低いＧｄ金属層の強磁性希土類金属層と、該強磁性希土類金属層との界面で反強磁性的に交換相互作用する、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層と、該反強磁性合金層との界面で強磁性的に交換相互作用する、Ｃｏ元素が７０％以上からなる組成のコバルト合金層の強磁性遷移金属合金層が順次積層した薄膜または前者４層からなる１周期の積層を単位積層として該単位積層を多層に積層し、最後に前記強磁性遷移金属合金層を積層した、キュリー温度が室温（２５℃）より高い薄膜であって、
第１の強磁性積層薄膜を、第１の強磁性積層薄膜層として、
第２の強磁性積層薄膜を、第２の強磁性積層薄膜層として使用し、
前記自由磁性層に第１の強磁性積層薄膜層が形成され、
前記固定磁性層に第１の強磁性積層薄膜層あるいは第２の強磁性積層薄膜層が積層され、
前記磁性層に第１の強磁性積層薄膜層あるいは第２の強磁性積層薄膜層が形成される。

前記強磁性遷移金属合金層は３原子層、前記、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層は２原子層、
前記強磁性希土類金属合金層あるいは強磁性希土類金属層は７原子層からなる。

現在ある巨大磁気抵抗効果素子あるいはトンネル接合による磁気抵抗効果素子の磁場に対する磁気抵抗変化と同等レベルの高性能な巨大磁気抵抗効果素子あるいはトンネル接合による磁気抵抗効果素子を提供できる効果がある。

以下、本発明の実施の形態を図面に基づいて詳述する。

図１に本発明の第１の強磁性積層薄膜の断面構成図を示す。該強磁性積層薄膜１０は、パーマロイ（Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０合金）層１と、該パーマロイ層１と界面１２を介して積層する反強磁性合金（Ｍｎ_８２Ｎｉ_１８合金）層２と、該反強磁性合金層２と界面２３を介して積層するＧｄＺｎ合金層３と、該ＧｄＺｎ合金層３と界面３４を介して積層する反強磁性合金（Ｍｎ_８２Ｎｉ_１８合金）層４の１周期の積層１０１を単位積層として、基板（基板省略）面内方向１０２に垂直な方向１０３に沿ってその単位積層を多層に積層し、最後にパーマロイ層５を積層した薄膜であって、図１では１周期の積層１０１とそれに積層するパーマロイ層５のみを拡大して示しており、その各層は、図２の本発明の第１の強磁性積層薄膜の原子配置の断面構成図で示すように、原子レベルで積層を制御できる分子ビームエピタキシ（ＭＢＥ）法を用いて、パーマロイ層１から順に、３原子層（１．５格子分とする）、２原子層（１格子分とする）、７原子層（３．５格子分とする）、２原子層（１格子分とする）、３原子層（１．５格子分とする）積層し形成される。

非特許文献２で発表されている実験結果に基づいて、前記パーマロイ層１、５と、前記反強磁性合金層２と４はその界面１２、４５で強磁性的に交換相互作用し、一方、非特許文献３によると、ＧｄＺｎ合金中の不純物Ｍｎ、Ｎｉ原子の磁気モーメントは−３．２５Ｍ_Ｂ、０Ｍ_Ｂ（温度が４．２Ｋでの数値であるが、０Ｋでもほぼ同じ数値となる）であることから、前記反強磁性合金層２と４と、ＧｄＺｎ合金層３はその界面２３、３４においても反強磁性的に交換相互作用し、その結果、前記パーマロイ層１、５とＧｄＺｎ合金層３は、前記反強磁性合金層２と４を介して強磁性的に交換相互作用する。以下、図１と図２を使って、まず、前記パーマロイ層１と前記反強磁性合金層２の界面１２を介する強磁性的交換相互作用をさらに詳しく説明する。なお、図２で各層を構成する原子は基板面内方向１０２と垂直な方向１０３の両方向に等間隔で整然と配置され、また、各層の界面を境にして隣の層に入り込んでいないが、現実の積層薄膜は、その結晶方位によって原子の配置は等間隔からはずれ、また、その界面の各層の原子はお互いに隣の層に１〜２原子層ほど入り込んでいる。しかしながら、図２は図が見易いよう描いてあるだけで、以下の説明の本質において問題とはならない。

前記パーマロイ層１内では、１層目の原子１ａ、２層目の原子１ｂ、３層目の原子１ｃは、お互いに強磁性的に交換相互作用し、各原子は方向１０２を有する磁気モーメント１ｍを持ち、一方、反強磁性合金層２内では、Ｍｎ原子またはＮｉ原子からなる１層目の原子２ａはお互いに強磁性的に交換相互作用し、２層目の原子２ｂはお互いに強磁性的に交換相互作用し、１層目の原子２ａと２層目の原子２ｂは反強磁性的に交換相互作用して、１層目の原子２ａは方向１０２を有する磁気モーメント２ｍａを持ち、２層目の原子２ｂは方向１０２と反対方向を有する磁気モーメント２ｍｂを持ち、さらに、界面１２を介して、パーマロイ層１内の３層目の原子１ｃは、反強磁性合金層２内の１層目の原子２ａと強磁性的に交換相互作用するので、パーマロイ層１の方向１０２を有する磁気モーメント１ｍは、反強磁性合金層２内の磁気モーメント２ｍａと平行に、磁気モーメント２ｍｂと反平行になる。

次に、前記反強磁性合金層２とＧｄＺｎ合金層３の界面２３を介する反強磁性的交換相互作用を説明する。まず、ＧｄＺｎ合金層３のＧｄ原子はお互いに強磁性的に交換相互作用し、図２に示すＧｄＺｎ合金層３の界面２３から順にＧｄ原子３ａから３ｄは、方向１０２を有する磁気モーメント３ｍａから３ｍｄ（磁気モーメントの大きさは、３ｍａから３ｍｄに向かって小さくなる）を持ち、非特許文献３によると、ＧｄＺｎ合金に固溶したＭｎ、Ｎｉ原子の磁気モーメントは、Ｇｄ原子の磁気モーメント方向に対する符号を含めて、それぞれ、−３．２５Ｍ_Ｂ、約０Ｍ_Ｂであることから、反強磁性合金層２の２層目の原子２ｂはＧｄＺｎ合金層３の１層目のＧｄ原子３ａあるいは２層目のＧｄ原子３ｂと界面２３を介して反強磁性的に交換相互作用し、前記磁気モーメント３ｍａから３ｍｄは、反強磁性合金層２内の磁気モーメント２ｍａと平行に、磁気モーメント２ｍｂと反平行になる。

次に、ＧｄＺｎ合金層３と反強磁性合金層４との界面３４を介する反強磁性的交換相互作用を説明する。該反強磁性的交換相互作用は、前述のＧｄＺｎ合金層３と反強磁性合金層２との界面２３を介する反強磁性的交換相互作用と同様であって、図２に示すＧｄＺｎ合金層３の界面３４から順にＧｄ原子３ａから３ｄは、方向１０２を有する磁気モーメント３ｍａから３ｍｄ（磁気モーメントの大きさは、３ｍａから３ｍｄに向かって小さくなる）を持ち、該磁気モーメント３ｍａから３ｍｄは、反強磁性合金層４の方向１０２を有する磁気モーメント４ｍａと平行に、方向１０２と反対方向を有する磁気モーメント４ｍｂと反平行になる。

さらに、反強磁性合金層４とパーマロイ層５の界面４５を介する強磁性的交換相互作用は、前述の前記反強磁性合金層２とパーマロイ層１の界面１２を介する強磁性的交換相互作用と同様であって、パーマロイ層５の方向１０２を有する磁気モーメント５ｍは反強磁性合金層４の磁気モーメント４ｍａと平行に、磁気モーメント４ｍｂと反平行になる。

本発明の第１の強磁性積層薄膜１０は、前記パーマロイ層１と、ＧｄＺｎ合金層３が前記反強磁性合金層２と４を介して強磁性的に交換相互作用するので、該強磁性積層薄膜１０を構成するＧｄＺｎ合金層３が３．５格子（１原子当たりの平均磁気モーメントは３．３５Ｍ_Ｂ（温度が０Ｋでの数値）で、１格子につき２原子持つ）を持ち、パーマロイ層１と５はそれぞれ、１．５格子（１原子当たりの平均磁気モーメントは０．９２Ｍ_Ｂ（温度が０Ｋでの数値）で、１格子につき４原子持つ）を持ち、前記反強磁性合金層２と４は全体で２格子（平均磁気モーメントは０Ｍ_Ｂとする）持つとすると、ＧｄＺｎ合金層３と、パーマロイ層１と、反強磁性合金層２と４からなる積層が強磁性積層薄膜１０の１周期の積層１０１、つまり、単位積層となり、この単位積層で平均磁気モーメントをとると、それは１格子当たり４．１４Ｍ_Ｂとなって、パーマロイの１格子当たりの磁気モーメント３．６８Ｍ_Ｂの１．１３倍になる。

ここで、ＧｄＺｎ合金層３から構成される強磁性積層薄膜１０のキュリー温度がＧｄＺｎ合金層単体のそれに比べて高くなることを説明する。以下に示す数１は、強磁性体のキュリー温度Ｔｃと該強磁性体を構成する磁性原子間の交換相互作用積分の和の分子場理論による関係式（非特許文献１による）である。そこで、Ｓは磁性原子のスピンの大きさ、Ｊ_ｉｊはｉ番目の磁性原子とｊ番目の磁性原子間の交換相互作用積分で、ｋ_Ｂはボルツマン定数である。

該数１から磁性原子間の交換相互作用積分Ｊ_ｉｊが大きくなれば、該強磁性体のキュリー温度Ｔｃは上がることがわかる。さらに、該数１を反強磁性層２、４とその界面２３、３４を介して反強磁性的に交換相互作用もする強磁性ＧｄＺｎ合金層３にも拡張して適用すると、反強磁性層２と４との反強磁性的交換相互作用積分Ｊ_ｉｊの絶対値は、以下で説明するように、ＧｄＺｎ合金層３内の強磁性的交換相互作用積分Ｊ_ｉｊに比べて大きくなるから、反強磁性層２と４との反強磁性的交換相互作用積分Ｊ_ｉｊを含めたＪ_ｉｊの和（反強磁性層２と４との反強磁性的交換相互作用積分Ｊ_ｉｊの和をとるときは符号を逆にとる）は、反強磁性層２と４との反強磁性的交換相互作用積分Ｊ_ｉｊを含めないＪ_ｉｊの和より大きくなるので、該ＧｄＺｎ合金層３のキュリー温度ＴｃをＧｄＺｎ合金層単体のキュリー温度に比べ大きくできることがわかる。

次に、本発明の第１の強磁性積層薄膜１０の磁化とキュリー温度の関係を図３に示す自発磁化の温度変化の理論グラフ（非特許文献１による）を使って説明する。まず、表１により、パーマロイ（Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０合金）とＧｄＺｎ合金の格子定数はそれぞれ、３．５５Å、３．６０Åなので、１格子当たりの体積はほぼ等しくなり、単位体積当たりの磁気モーメントである磁化と１格子当たりの磁気モーメントは比例する。図３において、横軸の変数は温度Ｔ（Ｋ）とキュリー温度Ｔｃ（Ｋ）の比で、縦軸の変数は磁化Ｍと飽和磁化Ｍ_０（絶対零度での磁化Ｍ）の比であり、カーブ３１はＧｄＺｎ合金に適用でき、カーブ３２はパーマロイに適用でき、次に、前記強磁性積層薄膜１０が、常温でパーマロイの該磁化の７５％と同じ大きさの磁化を持つために必要な、ＧｄＺｎ合金層３のキュリー温度Ｔｃをカーブ３１から求める。

パーマロイのキュリー温度Ｔｃは７３３Ｋであるから、常温（２９８Ｋ）では、Ｔ／Ｔｃは約０．４となって、パーマロイの磁化は、カーブ３２からＴ／Ｔｃが零に比べて、１格子当たりの平均磁気モーメントの比、３．６Ｍ_Ｂ／３．６８Ｍ_Ｂとわずかに小さくなる。強磁性積層薄膜１０の１格子当たりの平均磁気モーメントが４．１４Ｍ_Ｂからパーマロイの常温における１格子当たりの平均磁気モーメント、３．６Ｍ_Ｂの７５％、２．７Ｍ_Ｂになるときの、ＧｄＺｎ合金層３の１原子当たりの磁気モーメントは、３．３５Ｍ_Ｂから１．９３Ｍ_Ｂとなり（なお、説明を分かり易くするために、ＧｄＺｎ合金層３の第１層目から第４層目までそのキュリー温度は等しいとして、各層のＧｄ原子の磁気モーメントはすべて等しいとした）、キュリー温度Ｔｃは、カーブ３１でＭ／Ｍｓが１．９３Ｍ_Ｂ／３．３５Ｍ_Ｂ（＝０．５８）の時のＴ／Ｔｃが０．８１と求まり、そのＴに常温の２９８Ｋを代入して、３６８Ｋ（９５℃）と求まる。

ここで、図１１はＦｅ金属／Ｇｄ金属積層薄膜のＧｄ金属層のＧｄ原子の磁気モーメントのＧｄ原子層ｐに対する変化を示す図であって、非特許文献５による、Ｆｅ金属／Ｇｄ金属積層薄膜、［Ｆｅ（３５Å）／Ｇｄ（５４Å）］_１５（これは、３５Åの厚さのＦｅ金属層と５４Åの厚さのＧｄ金属層を積層し、これを積層単位として１５層積層した薄膜）の、温度１４０ＫにおけるＦｅ金属層とＧｄ金属層の積層界面からのＧｄ原子層ｐ番目（ｐが１と２０がその界面に接するＧｄ原子層を示す）を横軸に、縦軸を各Ｇｄ原子層のＧｄ原子の磁気モーメントを示している。同様に、図１２は、非特許文献５によって作成した、Ｆｅ金属／Ｇｄ金属積層薄膜における積層界面付近のＧｄ原子層（ｐ＝１〜６）のＧｄ原子の磁気モーメントの温度変化図であって、Ｇｄ原子層ｐ６におけるＧｄ原子の磁気モーメントμの温度変化をみると、３００Ｋ付近でほぼその磁気モーメントは消失することから、そのキュリー温度は約３００Ｋであることがわかり、Ｇｄ原子層ｐ１からｐ５のキュリー温度はさらに高いことが読み取れる。また、図１１に示すＧｄ原子層１０付近ではＧｄ原子の磁気モーメントの変化はなく、このＧｄ原子層のＧｄ原子はＦｅ金属層の反強磁性的交換相互作用の影響を受けていないことがわかる。非特許文献５によると、Ｇｄ原子層ｐ１０付近ではそのキュリー温度は、表１に示すバルク材におけるＧｄ金属のキュリー温度２７２Ｋより５８Ｋ低い２１４Ｋであって、図１２に示すＧｄ原子層ｐ４のキュリー温度は４００Ｋであるとすると、Ｆｅ金属層の反強磁性的交換相互作用の影響で１８６Ｋ高くなっていることがわかる。

また、非特許文献４によると、Ｇｄ金属中の不純物Ｆｅ原子の核の位置での内部磁場とＧｄＺｎ合金中の不純物Ｆｅ原子のそれはほぼ等しく、Ｇｄ金属とＧｄＺｎ合金で、Ｇｄ原子とＦｅ原子の交換相互作用は変わらないと考えられるので、Ｇｄ金属層とＦｅ金属層の界面におけるＧｄ原子とＦｅ原子の反強磁性的交換相互作用積分Ｊ２_ＧｄＦｅは、ＧｄＺｎ合金層とＦｅ金属層の界面におけるＧｄ原子とＦｅ原子の反強磁性的交換相互作用積分Ｊ１_ＧｄＦｅにも適用できる。

次に、非特許文献１により、金属中の不純物原子の磁気モーメントを説明するアンダーゾン理論を使ってＧｄ原子とＦｅ原子間の反強磁性的交換積分Ｊ１_ＧｄＦｅとＧｄ原子とＭｎ原子間の反強磁性的交換積分Ｊ１_ＧｄＭｎの相対的大きさの評価を行う。バーチャルバウンドステートのアンダーソン理論により、ＧｄＺｎ合金の不純物Ｆｅ原子に対して、バーチャルバウンドステートのエネルギー幅ｗ１_Ｆｅを表す数２と電子間の交換相互作用エネルギーＵ１_Ｆｅを表す数３が得られる。そこで、ｎ１_Ｆｅ＋はプラススピンの電子数、ｎ１_Ｆｅ−はマイナススピンの電子数、ＥｄはＦｅ原子の３ｄ軌道のエネルギー、ｅ_Ｆはフェルミエネルギー、Ｈｓｄ１_Ｆｅは伝導電子の軌道であるｓ軌道と３ｄ軌道間の非対角項、ｇは伝導電子の状態密度である。

同様に、ＧｄＺｎ合金の不純物Ｍｎ原子に対してバーチャルバウンドステートのエネルギー幅ｗ１_Ｍｎを表す数４と電子間の交換相互作用エネルギーＵ１_Ｍｎを表す数５が得られる。そこで、ｎ１_Ｍｎ＋はプラススピンの電子数、ｎ１_Ｍｎ−はマイナススピンの電子数、Ｅｄは前記３ｄ軌道のエネルギーＥｄと同じと近似し、ｅ_Ｆは前記フェルミエネルギーｅ_Ｆと同じと近似し、ｗ１_Ｍｎはバーチャルバウンドステートのエネルギー幅、Ｈｓｄ１_Ｍｎは伝導電子の軌道であるｓ軌道と３ｄ軌道間の非対角項、ｇは前記伝導電子の状態密度ｇと同じと近似する。

Ｇｄ原子とＦｅ原子間の反強磁性的交換積分を評価するため、数２において、非特許文献３によると、ＧｄＺｎ合金中の不純物Ｆｅ原子の磁気モーメントは−１．２Ｍ_Ｂであるので、３ｄ電子の個数が６個であることを考慮して、ｎ１_Ｆｅ＋に０．６、ｎ１_Ｆｅ−に０．４を代入して、エネルギー幅ｗ１_Ｆｅが０．６（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と得られ、数３から、電子間の交換相互作用エネルギーＵ１_Ｆｅが、２．０（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と得られる。

同様に、Ｇｄ原子とＭｎ原子間の反強磁性的交換積分を評価するため、数４において、非特許文献３によると、ＧｄＺｎ合金中の不純物Ｍｎ原子の磁気モーメントは−３．２５Ｍ_Ｂであるので、３ｄ電子の個数が５個であることを考慮して、ｎ１_Ｍｎ＋に０．８２５、ｎ１_Ｍｎ−に０．１７５を代入して、エネルギー幅ｗ１_Ｍｎが０．４（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と得られ、数５から、電子間の交換相互作用エネルギーＵ１_Ｍｎが、２．０（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と得られる。

ここで、Ｇｄ原子とＦｅ原子間の反強磁性的交換積分の絶対値、｜Ｊ１_ＧｄＦｅ｜はＨｓｄ１^２ _Ｆｅ／Ｕ１_Ｆｅに比例し、Ｇｄ原子とＭｎ原子間の反強磁性的交換積分の絶対値、｜Ｊ１_ＧｄＭｎ｜はＨｓｄ１^２ _Ｍｎ／Ｕ１_Ｍｎに比例するとし、Ｆｅ原子とＭｎ原子で、伝導電子の状態密度ｇが等しいと近似するので、｜Ｊ１_ＧｄＦｅ｜はｗ１_Ｆｅ／Ｕ１_Ｆｅに比例し、｜Ｊ１_ＧｄＭｎ｜はｗ１_Ｍｎ／Ｕ１_Ｍｎに比例する。ただし、Ｇｄ原子の伝導電子を介する反強磁性的交換積分への寄与は、Ｆｅ原子とＭｎ原子で等しいと近似している。

ここで、ＧｄＺｎ合金層３のキュリー温度の増加の見積もりに、数１に示す、強磁性体のキュリー温度Ｔｃと磁性原子間の交換相互作用積分Ｊｉｊの和の関係を拡張して適用する。前記Ｇｄ原子層ｐ４のキュリー温度の増加温度、１８６ＫはＧｄ原子とＦｅ原子間の反強磁性的交換積分の絶対値、｜Ｊ１_ＧｄＦｅ｜に比例し、同様に、ＧｄＺｎ金属層３の、反強磁性金属Ｍｎ_８２Ｎｉ_１８２、４の界面２３または３４からの４層目の原子層のキュリー温度の増加温度はＧｄ原子とＭｎ原子間の反強磁性的交換積分の絶対値、｜Ｊ１_ＧｄＭｎ｜に比例するとすれば、｜Ｊ１_ＧｄＭｎ｜／｜Ｊ１_ＧｄＦｅ｜＝０．６７にＭｎ原子の割合０．８２を考慮して、それを前記１８６Ｋに掛けることによって１０２Ｋと求まり、そのキュリー温度は図１１に示す前記Ｇｄ原子層ｐ１０付近のキュリー温度２１４Ｋに加えて３１６Ｋ（４３℃）と求まる。

前述のＧｄＺｎ合金層３の４層目の原子層のキュリー温度の見積もりはＭｎ原子とＦｅ原子の磁気モーメントがそれぞれ−３．２５Ｍ_Ｂ、−１．２Ｍ_Ｂのときの見積もりであるが、界面のＦｅ原子と反強磁性金属Ｍｎ_８２Ｎｉ_１８２、４の界面２３または３４のＭｎ原子の磁気モーメントは共に−２．２Ｍ_Ｂに近いことを考慮すると、Ｍｎ原子では磁気モーメントが減小することによって、Ｕ１_Ｍｎは２．０（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）で変わらず、Ｗ１_Ｍｎが０．５３（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と増大して、｜Ｊ１_ＧｄＭｎ｜は増大し、一方、Ｆｅ原子では磁気モーメントが増大することによって、Ｕ１_Ｆｅは２．０（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）で変わらず、Ｗ１_Ｆｅが０．５５（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と減小して、｜Ｊ１_ＧｄＦｅ｜は減小するので、結果的に、｜Ｊ１_ＧｄＭｎ｜／｜Ｊ１_ＧｄＦｅ｜は０．９６とほぼ１になるので、Ｍｎ原子の割合０．８２のみを考慮するとＧｄＺｎ合金層３の４層目の原子層のキュリー温度の増加温度は１８６Ｋに０．８２を掛けて１５３Ｋとなり、そのキュリー温度は図１１に示す前記Ｇｄ原子層ｐ１０付近のキュリー温度２１４Ｋに加えて３６７Ｋ（９４℃）と求まるが、ＧｄＺｎ合金層３の４層目の原子層のキュリー温度はこの３６７Ｋ（９４℃）に近いと考えられる。

この４層目の原子層のキュリー温度、３６７Ｋ（９４℃）は、強磁性積層薄膜１０の磁化がパーマロイの常温での磁化の７５％を超えるためにＧｄＺｎ合金層３に要求される先に求めたキュリー温度３６８Ｋとほぼ同じであり、１層目から３層目の原子層のキュリー温度は十分このキュリー温度３６８Ｋを超えられるので、常温において、強磁性積層薄膜１０の磁化はパーマロイの磁化レベルにはなると考えられる。

上記の実施例１において、ＧｄＺｎ合金層３の原子層の層数を７層にとったのは、８以上の層数であると、一番内部の原子層のキュリー温度が常温で問題となる温度に下がってしまうおそれがあり、一方、６層以下では、磁気抵抗効果の大きさに関係する、強磁性積層薄膜１０の磁化の大きさが小さくなってしまうためであり、同様に、パーマロイ層１と５の原子層の層数を３にとったのは、４以上であると強磁性積層薄膜１０の磁化の大きさが小さくなってしまい、２以下ではパーマロイ層１と５の面心立方格子からなる結晶構造が成り立たないためであり、同様に、反強磁性層２と４の原子層の層数を２にとったのは、４（３ではパーマロイ層１、５とＧｄＺｎ合金層３の磁気モーメントがお互いに反平行になってしまうため）以上では、強磁性積層薄膜１０の磁化の大きさが小さくなってしまい、１では、反強磁性層２と４の磁気モーメント２ｍａと２ｍｂ、また、４ｍａと４ｍｂにからなる反強磁性の磁気構造が成り立たないためである。

図４に本発明の第２の強磁性積層薄膜の断面構成図を示す。該強磁性積層薄膜４０は、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と、該Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と界面４１２を介して積層する反強磁性合金（Ｍｎ_７５Ｉｒ_２５合金）層４２と、該反強磁性合金層４２と界面４２３を介して積層するＧｄ金属層４３と、該Ｇｄ金属４３と界面４３４を介して積層する反強磁性合金（Ｍｎ_７５Ｉｒ_２５合金）層４４の１周期の積層４０１を単位積層として、基板（基板省略）面内方向４０２に垂直な方向４０３に沿ってその単位積層を多層に積層し、最後にＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４５を積層した薄膜であって、図４では１周期の積層４０１とそれに積層するＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４５のみを拡大して示しており、その各層は、図５の本発明の第２の強磁性積層薄膜の原子配置の断面構成図で示すように、原子レベルで積層を制御できる分子ビームエピタキシ（ＭＢＥ）法を用いて、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１から順に、３原子層（１．５格子分とする）、２原子層（１格子分とする）、７原子層（３．５格子分とする）、２原子層（１格子分とする）、３原子層（１．５格子とする）積層し形成される。

非特許文献８で発表されている実験結果に基づいて、前記Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と、前記反強磁性合金層４２と４４はその界面４１２、４４５で強磁性的に交換相互作用し、一方、非特許文献３と４によると、Ｇｄ金属中の不純物Ｍｎ、Ｉｒ原子の磁気モーメントは−３．２７Ｍ_Ｂ、−０．３４Ｍ_Ｂ（温度が４．２Ｋでの数値であるが、０Ｋでもほぼ同じ数値となる）であることから、前記反強磁性合金層４２と４４と、Ｇｄ金属層４３はその界面４２３、４３４においても反強磁性的に交換相互作用し、その結果、前記Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と、Ｇｄ金属層４３は、前記反強磁性合金層４２と４４を介して強磁性的に交換相互作用する。以下、図４と図５を使って、まず、前記Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と前記反強磁性合金層４２の界面４１２を介する強磁性的交換相互作用をさらに詳しく説明する。なお、図５で各層を構成する原子は基板面内方向４０２と垂直な方向４０３の両方向に等間隔で整然と配置され、また、各層の界面を境にして隣の層に入り込んでいないが、現実の積層薄膜は、その結晶方位によって原子の配置は等間隔からはずれ、また、その界面の各層の原子はお互いに隣の層に１〜２原子層ほど入り込んでいる。しかしながら、図５は図が見易いよう描いてあるだけで、以下の説明の本質において問題とはならない。

前記Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金４１内では、１層目の原子４１ａ、２層目の原子４１ｂ３層目の原子４１ｃは、お互いに強磁性的に交換相互作用し、各原子は方向４０２を有する磁気モーメント４１ｍを持ち、一方、反強磁性合金層４２内では、Ｍｎ原子またはＩｒ原子からなる１層目の原子４２ａはお互いに強磁性的に交換相互作用し、２層目の原子４２ｂはお互いに強磁性的に交換相互作用し、１層目の原子４２ａと２層目の原子４２ｂは反強磁性的に交換相互作用して、１層目の原子４２ａは方向４０２を有する磁気モーメント４２ｍａを持ち、２層目の原子２ｂは方向４０２と反対方向を有する磁気モーメント４２ｍｂを持ち、さらに、界面４１２を介して、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１内の３層目の原子４１ｃは、反強磁性合金層４２内の１層目の原子４２ａと強磁性的に交換相互作用するので、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層１の方向４０２を有する磁気モーメント４１ｍは、反強磁性合金層４２内の磁気モーメント４２ｍａと平行に、磁気モーメント４２ｍｂと反平行になる。

次に、前記反強磁性合金層４２とＧｄ金属層４３の界面４２３を介する反強磁性的交換相互作用を説明する。まず、Ｇｄ金属層４３のＧｄ原子はお互いに強磁性的に交換相互作用し、図５に示すＧｄ金属層４３の界面４２３から順にＧｄ原子４３ａから４３ｄは、方向４０２を有する磁気モーメント４３ｍａから４３ｍｄ（磁気モーメントの大きさは、４３ｍａから４３ｍｄに向かって小さくなる）を持ち、非特許文献３、４によると、Ｇｄ金属に固溶したＭｎ、Ｉｒ原子の磁気モーメントは、Ｇｄ原子の磁気モーメント方向に対する符号を含めて、それぞれ、−３．２７Ｍ_Ｂ、−０．３４Ｍ_Ｂであることから、反強磁性合金層４２の２層目の原子４２ｂはＧｄ金属層４３の１層目の原子４３ａと界面４２３を介して反強磁性的に交換相互作用し、前記磁気モーメント４３ｍａから４３ｍｄは、反強磁性合金層４２内の磁気モーメント４２ｍａと平行に、磁気モーメント４２ｍｂと反平行になる。

次に、Ｇｄ金属層４３と反強磁性合金層４４との界面４３４を介する反強磁性的交換相互作用を説明する。該反強磁性的交換相互作用は、前述のＧｄ金属層４３と反強磁性合金層４２との界面４２３を介する反強磁性的交換相互作用と同様であって、図５に示すＧｄ金属層４３の界面４３４から順にＧｄ原子４３ａから４３ｄは、方向１０２を有する磁気モーメント４３ｍａから４３ｍｄ（磁気モーメントの大きさは、４３ｍａから４３ｍｄに向かって小さくなる）を持ち、該磁気モーメント４３ｍａから４３ｍｄは、反強磁性合金層４４の磁気モーメント４４ｍａと平行に、磁気モーメント４４ｍｂと反平行になる。

さらに、反強磁性合金層４４とＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１の界面４４５を介する強磁性的交換相互作用は、前述の前記反強磁性合金層４２とＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１の界面４１２を介する強磁性的交換相互作用と同様であって、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４５の方向４０２を有する磁気モーメント４５ｍは反強磁性合金層４４の磁気モーメント４４ｍａと平行に、磁気モーメント４４ｍｂと反平行になる。

本発明の第２の強磁性積層薄膜４０は、前記Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１、４５と、Ｇｄ金属層４３が前記反強磁性合金層４２と４４を介して強磁性的に交換相互作用するので、該強磁性積層薄膜４０を構成するＧｄ金属層４３が３．５格子（１原子当たりの平均磁気モーメントは７．５５Ｍ_Ｂ（温度が０Ｋでの数値）で、１格子につき２原子持つ）を持ち、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と４５はそれぞれ、１．５格子（１原子当たりの平均磁気モーメントは１．７５Ｍ_Ｂ（温度が０Ｋでの数値）で、１格子につき２原子持つ）を持ち、前記反強磁性合金層４２と４４は全体で２格子（平均磁気モーメントは０Ｍ_Ｂとする）持つとすると、Ｇｄ金属層４３と、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と、反強磁性合金層４２と４４からなる積層が強磁性積層薄膜４０の１周期の積層４０１として、この１周期の積層４０１、つまり、単位積層で平均磁気モーメントをとると、それは１格子当たり８．３Ｍ_Ｂとなり、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層単体の１格子当たりの磁気モーメント３．５Ｍ_Ｂの２．３７倍になるが、表１により、Ｃｏ金属（Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金の代わりにＣｏ金属のデータを代用する）とＧｄ金属の格子定数ａ、ｃはそれぞれ、２．５１Å、４．０７Åと３．６３Å、５．７８Åなので、１格子当たりの体積比は１／２．９７となり、強磁性積層薄膜４０とＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層単体の単位体積当たりの磁気モーメントである磁化の比は、その１格子当たりの体積を考慮すると、２．３７／２．９７（＝８０％）となり、強磁性積層薄膜４０の磁化はＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層単体の磁化より２０％ほど小さくなるが、この程度の磁化の減小は問題となるほどではない。

次に、非特許文献１により、金属中の不純物原子の磁気モーメントを説明するアンダーゾン理論を使ってＧｄ原子とＦｅ原子間の反強磁性的交換積分Ｊ２_ＧｄＦｅとＧｄ原子とＭｎ原子間の反強磁性的交換積分Ｊ２_ＧｄＭｎの相対的大きさの評価を行う。バーチャルバウンドステートのアンダーソン理論により、Ｇｄ金属中の不純物Ｆｅ原子に対して、バーチャルバウンドステートのエネルギー幅ｗ２_Ｆｅを表す数６と電子間の交換相互作用エネルギーＵ２_Ｆｅを表す数７が得られる。そこで、ｎ２_Ｆｅ＋はプラススピンの電子数、ｎ２_Ｆｅ−はマイナススピンの電子数、Ｅｄは３ｄ軌道のエネルギー、ｅ_Ｆはフェルミエネルギー、ｗ２_Ｆｅはバーチャルバウンドステートのエネルギー幅、Ｈｓｄ２_Ｆｅは伝導電子の軌道であるｓ軌道と３ｄ軌道間の非対角項、ｇは伝導電子の状態密度である。

同様に、Ｇｄ金属中の不純物Ｍｎ原子に対してバーチャルバウンドステートのエネルギー幅ｗ２_Ｍｎを表す数８と電子間の交換相互作用エネルギーＵ２_Ｍｎを表す数９が得られる。そこで、ｎ２_Ｍｎ＋はプラススピンの電子数、ｎ２_Ｍｎ−はマイナススピンの電子数、Ｅｄは前記３ｄ軌道のエネルギーＥｄと同じと近似し、ｅ_Ｆは前記フェルミエネルギーｅ_Ｆと同じと近似し、ｗ２_Ｍｎはバーチャルバウンドステートのエネルギー幅、Ｈｓｄ２_Ｍｎは伝導電子の軌道であるｓ軌道と３ｄ軌道間の非対角項、ｇは前記伝導電子の状態密度ｇと同じと近似する。

Ｇｄ原子とＦｅ原子間の反強磁性的交換積分を評価するため、数６において、非特許文献３によると、Ｇｄ金属中の不純物Ｆｅ原子の磁気モーメントは−０．９１Ｍ_Ｂであるので、３ｄ電子の個数が６個であることを考慮して、ｎ２_Ｆｅ＋に０．５８、ｎ２_Ｆｅ−に０．４２を代入して、エネルギー幅ｗ２_Ｆｅが０．６（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と得られ、数７から、電子間の交換相互作用エネルギーＵ２_Ｆｅが、２．０（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と得られる。

同様に、Ｇｄ原子とＭｎ原子間の反強磁性的交換積分を評価するため、数８において、非特許文献３によると、Ｇｄ金属中の不純物Ｍｎ原子の磁気モーメントは−３．２７Ｍ_Ｂであるので、３ｄ電子の個数が５個であることを考慮して、ｎ２_Ｍｎ＋に０．８２７、ｎ２_Ｍｎ−に０．１７３を代入して、エネルギー幅ｗ２_Ｍｎが０．４（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と得られ、数９から、電子間の交換相互作用エネルギーＵ２_Ｍｎが、２．０（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と得られる。

ここで、Ｇｄ原子とＦｅ原子間の反強磁性的交換積分の絶対値、｜Ｊ２_ＧｄＦｅ｜はＨｓｄ２^２ _Ｆｅ／Ｕ２_Ｆｅに比例し、Ｇｄ原子とＭｎ原子間の反強磁性的交換積分の絶対値、｜Ｊ２_ＧｄＭｎ｜はＨｓｄ２^２ _Ｍｎ／Ｕ２_Ｍｎに比例するとし、Ｆｅ原子とＭｎ原子で、伝導電子の状態密度ｇが等しいと近似するので、｜Ｊ２_ＧｄＦｅ｜はｗ２_Ｆｅ／Ｕ２_Ｆｅに比例し、｜Ｊ２_ＧｄＭｎ｜はｗ２_Ｍｎ／Ｕ２_Ｍｎに比例する。ただし、Ｇｄ原子の伝導電子を介する反強磁性的交換積分への寄与は、Ｆｅ原子とＭｎ原子で等しいと近似している。

ここで、Ｇｄ金属層４３のキュリー温度の増加の見積もりに、数１に示す、強磁性体のキュリー温度Ｔｃと磁性原子間の交換相互作用積分Ｊｉｊの和の関係を拡張して適用する。前記Ｇｄ原子層ｐ４のキュリー温度の増加温度、１８６ＫはＧｄ原子とＦｅ原子間の反強磁性的交換積分の絶対値、｜Ｊ２_ＧｄＦｅ｜に比例し、同様に、Ｇｄ金属層４３の、反強磁性金属Ｍｎ_７５Ｉｒ_２５４２、４４の界面４２３または４３４からの４層目の原子層のキュリー温度の増加温度はＧｄ原子とＭｎ原子間の反強磁性的交換積分の絶対値、｜Ｊ２_ＧｄＭｎ｜に比例するとすれば、｜Ｊ２_ＧｄＭｎ｜／｜Ｊ２_ＧｄＦｅ｜＝０．６７にＭｎ原子の割合０．７５を考慮して、それを前記１８６Ｋに掛けることによって９３Ｋと求まり、そのキュリー温度は図１１に示す前記Ｇｄ原子層ｐ１０付近のキュリー温度２１４Ｋに加えて３０７Ｋ（３４℃）と求まる。

前述のＧｄ金属層４３の４層目の原子層のキュリー温度の見積もりはＭｎ原子とＦｅ原子の磁気モーメントがそれぞれ−３．２７Ｍ_Ｂ、−０．９１Ｍ_Ｂのときの見積もりであるが、界面のＦｅ原子と反強磁性合金Ｍｎ_７５Ｉｒ_２５４２、４４の界面４２３または４３４のＭｎ原子の磁気モーメントは共に−２．２Ｍ_Ｂに近いことを考慮すると、Ｍｎ原子では磁気モーメントが減小することによって、Ｕ２_Ｍｎは２．０（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と変わらず、Ｗ２_Ｍｎは０．５３（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と増大して、｜Ｊ２_ＧｄＭｎ｜は増大し、一方、Ｆｅ原子では磁気モーメントが増大することによって、Ｕ２_Ｆｅは２．０（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と変わらず、Ｗ２_Ｆｅは０．５５（ｅ_Ｆ−Ｅｄ）と減小して、｜Ｊ２_ＧｄＦｅ｜は減小するので、結果的に、｜Ｊ２_ＧｄＭｎ｜／｜Ｊ２_ＧｄＦｅ｜は０．９６とほぼ１になるので、Ｍｎ原子の割合０．７５のみを考慮するとＧｄ金属層４３の４層目の原子層のキュリー温度の増加温度は１８６Ｋに０．７５を掛けて１４０Ｋとなり、そのキュリー温度は図１１に示す前記Ｇｄ原子層ｐ１０付近のキュリー温度２１４Ｋに加えて３５４Ｋ（８１℃）と求まり、Ｇｄ金属層４３の４層目の原子層のキュリー温度はこの３５４Ｋ（８１℃）に近いと考えられ、Ｇｄ金属層４３の１層目から３層目の原子層のキュリー温度はこのキュリー温度３５４Ｋ（８１℃）にくらべ高くなるので常温（２５℃）で使用するには問題ない高さのキュリー温度である。

上記の実施例２において、Ｇｄ金属層４３の原子層の層数を７層にとったのは、８以上の層数であると、一番内部の原子層のキュリー温度が常温で問題となる温度に下がってしまうおそれがあり、一方、６層以下では、磁気抵抗効果の大きさに関係する、強磁性積層薄膜１０の磁化の大きさが小さくなってしまうためであり、同様に、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と４５の原子層の層数を３にとったのは、４以上であると強磁性積層薄膜１０の磁化の大きさが小さくなってしまい、２以下ではＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１と４５の六方最密構造が成り立たないためであり、同様に、反強磁性合金層４２と４４の原子層の層数を２にとったのは、４（３ではＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層４１、４５とＧｄ金属層４３の磁気モーメントがお互いに反平行になってしまうため）以上では、強磁性積層薄膜１０の磁化の大きさが小さくなってしまい、１では、反強磁性合金層４２と４４の磁気モーメント４２ｍａと４２ｍｂ、また、４４ｍａと４４ｍｂによる反強磁性の磁気構造が成り立たないためである。

次に、本発明の強磁性積層薄膜を利用した、
ＧＭＲヘッド用のスピンバルブ膜を説明する。図６は本発明の強磁性積層薄膜を利用した、ＧＭＲヘッド用のスピンバルブ膜の主要膜断面構成図であって、図９に示す従来のＧＭＲヘッド用のスピンバルブ膜の主要膜断面構成図のＣｏ_９０Ｆｅ_１０合金層９２、パーマロイ層９５、パーマロイ層９７の代わりに、それぞれ実施例１と２で説明した図１に示す本発明の第１の強磁性積層薄膜１０と図４に示す本発明の第２の強磁性積層薄膜４０をそれぞれほぼ同じ膜厚になる第１の強磁性積層薄膜層と第２の強磁性積層薄膜層として使用することによって、該スピンバルブ膜の主要膜６０は、基板６００の平面方向６０１に垂直方向６０２に沿って、ＰｔＭｎ合金層６１、本発明の第２の強磁性積層薄膜層６２、Ｒｕ金属層６３、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層６４、本発明の第１の強磁性積層薄膜層６５、Ｃｕ金属層６６、本発明の第１の強磁性積層薄膜層６７、Ｔａ金属層６８であって、自由磁性層に、本発明の第１の強磁性積層薄膜層６７が形成され、Ｃｕ金属の導体層６６を挟んで、固定磁性層に、本発明の第１の強磁性積層薄膜層６５とＲｕ金属層６３を挟んで、本発明の第２の強磁性積層薄膜層６２と、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層６４と反強磁性層ＰｔＭｎ合金層６１が積層されている。なお、パーマロイ層９５、パーマロイ層９７のみを本発明の第１の強磁性積層薄膜層６５、６７に、あるいは、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層９２のみを本発明の第２の強磁性積層薄膜層６２に代えることも可能である。

強磁性合金膜の磁気抵抗は一般的に該強磁性合金膜の磁化の２乗に比例して変化するので、図９に示す従来のＧＭＲ膜のパーマロイ層９７と同じレベルの大きさの飽和磁化の本発明の第１の強磁性積層薄膜層６７に代えた前記スピンバルブ膜の主要膜６０は巨大磁気抵抗効果素子に使用できる効果がある。

次に、本発明の強磁性積層薄膜を利用したＴＭＲ膜を説明する。図７は本発明の強磁性積層薄膜を利用したＴＭＲ膜の断面構成図であり、該ＴＭＲ用膜７０は、図１０に示す従来のＴＭＲ膜に代えて、基板７００の基板面方向７０１に垂直な方向７０２に本発明の第１の強磁性積層薄膜層７１、Ａｌ_２Ｏ_３層７２、Ｃｕ金属層７３、本発明の第２の強磁性積層薄膜層７４が積層されている。磁性層に本発明の第１の強磁性積層薄膜層７１と本発明の第２の強磁性積層薄膜層７４が形成されている。なお、ＮｉＦｅ合金層１１１のみを本発明の第１の強磁性積層薄膜層７１に、あるいは、Ｃｏ金属層１１４のみを本発明の第２の強磁性積層薄膜層７４に代えることも可能である。

強磁性合金膜の磁気抵抗変化は一般的に強磁性合金膜の磁化の２乗に比例して変化するので、図１０に示す従来のＴＭＲ膜のＮｉＦｅ合金層１１１と同じレベルの大きさの飽和磁化の本発明の第１の強磁性積層薄膜の第１の強磁性積層薄膜層７１に代えた前記ＴＭＲ用膜７０はトンネルによる磁気抵抗効果素子に使用できる効果がある。

実施例１あるいは２において、反強磁性合金層には、それぞれ、Ｍｎ_８２Ｎｉ_１８合金とＭｎ_７５Ｉｒ_２５合金を使用したが、Ｍｎ元素とＮｉ元素あるいはＩｒ元素の組成はこれに限るものではなく、また、ＭｎＮｉ合金あるいはＭｎＩｒ合金以外でも、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金も使用することができる。

以上の詳細な説明により示されたように、本発明の希土類金属合金層を有する強磁性積層薄膜は、高飽和磁束密度と常温（２５℃）で使用するのには問題ない高さのキュリー温度を有するので、該強磁性積層薄膜の強磁性積層薄膜層を高性能な巨大磁気抵抗効果素子の自由磁性層または固定磁性層あるいはトンネル接合による磁気抵抗効果素子の磁性層に提供できる。

本発明の第１の強磁性積層薄膜の断面構成図である。 本発明の第１の強磁性積層薄膜の原子配置の断面構成図である。 自発磁化の温度変化の理論グラフである。 本発明の第２の強磁性積層薄膜の断面構成図である。 本発明の第２の強磁性積層薄膜の原子配置の断面構成図である。 本発明の強磁性積層薄膜を利用した、ＧＭＲヘッド用のスピンバルブ膜の主要膜断面構成図である。 本発明の強磁性積層薄膜を利用したＴＭＲ膜の断面構成図である。 従来の金属積層薄膜断面構成図である。 従来のＧＭＲヘッド用のスピンバルブ膜の主要膜断面構成図である。 従来のＴＭＲ膜の断面構成図である。 Ｆｅ金属／Ｇｄ金属積層薄膜におけるＧｄ金属層のＧｄ原子の磁気モーメントのＧｄ原子層ｐに対する変化を示す図である。 Ｆｅ金属／Ｇｄ金属積層薄膜における積層界面付近のＧｄ原子の磁気モーメントの温度変化図である。

符号の説明

１０、４０ 強磁性積層薄膜
１、５、９５、９７パーマロイ層
２、４、４２、４４ 反強磁性合金層
３ ＧｄＺｎ合金層
１２、２３、３４、４５、４１２、４２３、４３４、４４５ 界面
４１、４５、６４、９２、９４ Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０合金層
４３ Ｇｄ金属層
１ｍ、２ｍａ、２ｍｂ、３ｍａ、３ｍｄ、４ｍａ、４ｍｂ、５ｍ １原子当たりの磁気モーメント
４１ｍ、４２ｍａ、４２ｍｂ、４３ｍａ、４３ｍｄ、４４ｍａ、４４ｍｂ、４５ｍ １原子当たりの磁気モーメント
３ａ ４３ａ １層目の原子
３ｂ ４３ｂ ２層目の原子
３ｃ ４３ｃ ３層目の原子
３ｄ ４３ｄ ４層目の原子
６５ ６７ ７１ 本発明の第１の強磁性積層薄膜層
６２ ７４ 本発明の第２の強磁性積層薄膜層

Claims (2)

1. 巨大磁気抵抗効果を有する金属積層薄膜の自由磁性層または固定磁性層あるいはトンネル接合による磁気抵抗効果を有する金属絶縁体積層薄膜の磁性層に使用する希土類金属合金層を有する強磁性積層薄膜において、
   第１の強磁性積層薄膜は、
   Ｎｉ元素が８０％付近からなる組成のパーマロイ合金層の強磁性遷移金属合金層と、該強磁性遷移金属合金層との界面で強磁性的に交換相互作用する、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層と、該反強磁性合金層との界面で反強磁性的に交換相互作用する、キュリー温度が室温（２５℃）より低いＧｄＺｎ合金層の強磁性希土類金属合金層と、該強磁性希土類金属合金層との界面で反強磁性的に交換相互作用する、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層と、該反強磁性合金層との界面で強磁性的に交換相互作用する、Ｎｉ元素が８０％付近からなる組成のパーマロイ合金層の強磁性遷移金属合金層が順次積層した薄膜または前者４層からなる１周期の積層を単位積層として該単位積層を多層に積層し、最後に前記強磁性遷移金属合金層を積層した、キュリー温度が室温（２５℃）より高い薄膜であって、
   第２の強磁性積層薄膜は、
   Ｃｏ元素が７０％以上からなる組成のコバルト合金層の強磁性遷移金属合金層と、該強磁性遷移金属合金層との界面で強磁性的に交換相互作用する、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層と、該反強磁性合金層との界面で反強磁性的に交換相互作用する、キュリー温度が室温（２５℃）より低いＧｄ金属層の強磁性希土類金属層と、該強磁性希土類金属層との界面で反強磁性的に交換相互作用する、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層と、該反強磁性合金層との界面で強磁性的に交換相互作用する、Ｃｏ元素が７０％以上からなる組成のコバルト合金層の強磁性遷移金属合金層が順次積層した薄膜または前者４層からなる１周期の積層を単位積層として該単位積層を多層に積層し、最後に前記強磁性遷移金属合金層を積層した、キュリー温度が室温（２５℃）より高い薄膜であって、
   第１の強磁性積層薄膜を、第１の強磁性積層薄膜層として、
   第２の強磁性積層薄膜を、第２の強磁性積層薄膜層として使用し、
   前記自由磁性層に第１の強磁性積層薄膜層が形成され、
   前記固定磁性層に第１の強磁性積層薄膜層あるいは第２の強磁性積層薄膜層が積層され、
   前記磁性層に第１の強磁性積層薄膜層あるいは第２の強磁性積層薄膜層が形成される
   ことを特徴とする希土類金属合金層を有する強磁性積層薄膜。
2. 前記強磁性遷移金属合金層は３原子層、前記、Ｍｎ元素を主成分とする反強磁性合金層は２原子層、前記強磁性希土類金属合金層あるいは強磁性希土類金属層は７原子層からなることを特徴とする請求項１に記載の希土類金属合金層を有する強磁性積層薄膜。