JP4130451B2 - 交換結合膜とそれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気装置 - Google Patents

Description

本発明は、スパッタリングターゲットを用いて形成した反強磁性体膜を有する交換結合膜と、それを用いた磁気抵抗効果素子および磁気装置に関する。

従来から、高密度磁気記録における再生用ヘッドとして、磁気抵抗効果素子（以下、ＭＲ素子と記す）を用いた磁気ヘッド（ＭＲヘッド）の研究が進められている。現在、磁気抵抗効果膜（ＭＲ膜）としては、異方性磁気抵抗効果（ＡＭＲ）を示すＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀（at％）合金（パーマロイ）等が一般的に使用されている。ＡＭＲ膜は磁気抵抗変化率（ＭＲ変化率）が3％程度と小さいことから、これに代わる磁気抵抗効果膜材料として、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す（Ｃｏ／Ｃｕ）_n等の人工格子膜やスピンバルブ膜が注目されている。

ＡＭＲ膜を用いたＭＲ素子においては、ＡＭＲ膜が磁区を有することから、この磁区に起因するバルクハウゼンノイズが実用化の上で大きな課題となっている。このため、ＡＭＲ膜を単磁区化する方法が種々検討されている。その1つとして、強磁性体であるＡＭＲ膜と反強磁性体膜との交換結合を利用して、ＡＭＲ膜の磁区を特定方向に制御する方法が適用されている。ここでの反強磁性体としては従来からγ−ＦｅＭｎ合金が広く知られている（例えば特許文献１〜３参照）。

一方、スピンバルブ膜は強磁性層／非磁性層／強磁性層の積層構造からなるサンドイッチ膜を有し、一方の強磁性層の磁化をピン止めすることによりＧＭＲを得ている。スピンバルブ膜における一方の強磁性層の磁化をピン止めする際にも、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合を利用する技術が普及している。この際の反強磁性体膜としてもγ−ＦｅＭｎ合金が広く使用されている。しかしながら、γ−ＦｅＭｎ合金は耐食性が低く、特に水により腐食しやすいという欠点を有している。このため、γ−ＦｅＭｎ合金からなる反強磁性体膜を用いたＭＲ素子は、素子形状やヘッド形状への加工工程で腐食、特に大気中の水分による腐食が生じやすく、この腐食に基づいて経時的にＭＲ膜との交換結合力が劣化しやすいという問題がある。

反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜には、信頼性という観点から例えば393Kで200Ｏe以上の交換結合力が要求されている。393Kで200Ｏe以上の交換結合力を得るためには室温での交換結合力に加えて、交換結合力の温度特性が良好である必要がある。交換結合力の温度特性に関しては、強磁性体膜と反強磁性体膜との交換結合力が失われる温度であるブロッキング温度ができるだけ高いことが望ましい。しかし、γ−ＦｅＭｎ合金はブロッキング温度が443K以下と低く、また交換結合力の温度特性も非常に悪い。

一方、例えば特許文献３には面心正方晶系の結晶構造を有するＮｉＭｎ合金等のθ−Ｍｎ合金を、反強磁性体膜として使用することが記載されている。θ−Ｍｎ合金からなる反強磁性体膜を用いると、高温域でも反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力が低下しないことが示されている。さらに、ブロッキング温度が高く、交換結合力が大きいと共に、耐食性に優れる反強磁性体膜として、面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒＭｎ合金が提案されている。同じ結晶構造を有する反強磁性体膜としては、ＰｔＭｎ合金やＲｈＭｎ合金等のγ−ＦｅＭｎ合金以外のγ−Ｍｎ合金が知られている（特許文献１，３参照）。

上述したように、ＩｒＭｎ合金、ＰｔＭｎ合金、ＲｈＭｎ合金、ＮｉＭｎ合金、ＰｄＭｎ合金、ＣｒＭｎ合金等のＭｎ合金は、耐食性に優れ、さらに交換結合膜のブロッキング温度を高くすることができる。よって、ＭＲ素子の長期的な信頼性を高める反強磁性体として注目されている。
米国特許第4,103,315号明細書 米国特許第5,014,147号明細書 米国特許第5,315,468号明細書

ところで、反強磁性体膜の形成には一般的にスパッタ法が採用されている。上記したようなＭｎ合金を構成する各元素からなるスパッタリングターゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜している。しかしながら、従来のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜は、面内の膜組成が不均一になりやすい。このような反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜では、十分な交換結合力が得られないという問題があった。また、そのような交換結合膜を用いたＭＲ素子やＭＲヘッドは、それらを構成する他の層から反強磁性体膜が悪影響を受け、交換結合特性が劣化しやすい等の問題を有している。

さらに、従来のスパッタリングターゲットは、スパッタ初期とライフエンド近くとで、成膜された膜組成に大きな組成ずれが生じやすいという問題を有している。このような反強磁性体膜の膜組成の経時変化も交換結合特性の劣化を生じさせる原因になっている。

本発明はこのような課題に対処するためになされたもので、耐食性や熱特性に優れるＭｎ合金からなる反強磁性体膜において、膜組成や膜質の安定化を図った反強磁性体膜、さらには室温および高温域で十分な交換結合力が安定して得られる反強磁性体膜を提供することを目的としている。さらに、そのような特性を有する反強磁性体膜を使用することによって、安定した特性や出力を再現性よく得ることを可能にした交換結合膜、磁気抵抗効果素子および磁気装置を提供することを目的としている。

本発明の交換結合膜は、20〜82原子％のＭｎを含み、残部が実質的にＮｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＲｅから選ばれる少なくとも1種のＲ元素からなる反強磁性体膜であって、前記Ｒ元素とＭｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも1種を有すると共に、最大粒径が50μmを超える単相のＭｎ粒が存在しないスパッタリングターゲットを用いてスパッタ成膜してなると共に、前記スパッタリングターゲットからの組成ずれが10原子％以下の膜組成を有する反強磁性体膜と、前記反強磁性体膜との間で交換結合が生じるように、少なくとも一部が前記反強磁性体膜と直接または他の層を介して積層された強磁性体膜とを具備し、前記反強磁性体膜の膜厚は前記強磁性体膜の膜厚より厚いことを特徴としている。

本発明の交換結合膜に用いられる反強磁性体膜は、酸素含有量が1重量％以下（0を含む）、さらに炭素含有量が0.3重量％以下（0を含む）であるスパッタリングターゲットを用いてスパッタ成膜してなることが好ましい。さらに、本発明の交換結合膜に用いられる反強磁性体膜は、面内の膜組成分布のばらつき（最大値と最小値との差）が0.5原子％以下であることが好ましい。

本発明の磁気抵抗効果素子は、上記した本発明の交換結合膜を具備することを特徴としている。本発明の交換結合膜や磁気抵抗効果素子は、例えば磁気ヘッドや磁気記録装置に用いられる。本発明の交換結合膜や磁気抵抗効果素子は、ＭＲＡＭのような磁気記憶装置、磁気センサ等に使用することもできる。本発明の磁気装置は、本発明の交換結合膜や磁気抵抗効果素子を具備する。

本発明においては、反強磁性体膜の成膜に用いるスパッタリングターゲット中に、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として分布させている。Ｒ元素とＭｎとの化合物相や合金相としてＲ元素をターゲット組織中に分布させることによって、ターゲット中の組成を均一化することができる。さらに、ターゲット組織としても均一な状態に近付く。特に、ターゲットの全体組成がＭｎリッチである場合、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として分布させることによって、組成や組織の均一性を向上させることができる。

さらに、スパッタリングターゲット中の酸素含有量を1重量％以下とすることによって、Ｍｎリッチのターゲット組成を有するスパッタリングターゲットであっても、容易に高密度化することができる。スパッタリングターゲットの低酸素濃度化や高密度化は、それを用いて成膜した反強磁性体膜の高純度化および低酸素濃度化に大きく寄与する。さらに、反強磁性体膜の膜質や膜組成（ターゲット組成からのずれ）等の改善にも寄与する。

上述したようなスパッタリングターゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜することによって、面内の膜組成の均一性に優れる反強磁性体膜が安定して得られる。さらに、スパッタリングターゲットの組成や組織の均一化は、スパッタ初期からターゲットのライフエンドまでの組成ずれの抑制に効果を発揮する。スパッタリングターゲットの低酸素濃度化や高密度化も同様である。このように、本発明の反強磁性体膜は膜組成の安定性および面内の膜組成の均一性に優れるものである。このような反強磁性体膜を強磁性体膜と積層して交換結合膜を構成することによって、十分な交換結合力、良好な耐食性や耐熱性等の優れた特性を安定して得ることができる。

本発明によれば、耐食性や熱特性に優れるＭｎ合金からなる反強磁性体膜の膜組成や膜質の安定化を図ることができる。よって、十分な交換結合力が安定して得られる反強磁性体膜、すなわち十分な交換結合力を有する交換結合膜を再現性よく提供することが可能となる。このような反強磁性体膜および交換結合膜は、磁気抵抗効果素子等に有効に使用されるものである。また、本発明の交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子によれば、安定した特性や出力を再現性よく得ることができる。

以下、本発明を実施するための形態について説明する。本発明で用いられるスパッタリングターゲットとしては、実質的にＮｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＲｅから選ばれる少なくとも1種のＲ元素と、Ｍｎとからなるものが挙げられる。このようなスパッタリングターゲットを用いて成膜したＲＭｎ合金からなる反強磁性体膜は、種々の強磁性体膜と積層することによって、例えば交換結合膜として使用される。

本発明で用いるスパッタリングターゲットにおいて、Ｍｎの含有量はＲ元素との組合せに基づいて適宜設定されるが、少なくともＭｎ含有量は20原子％以上とする。Ｍｎ含有量があまり少なすぎると、良好な交換結合力を得ることができない。一方、Ｒ元素の含有量が少なすぎると耐食性が低下する傾向がある。このようなことから、Ｍｎ含有量は20〜82原子％の範囲とする。本発明はＭｎ含有量が30原子％以上というように、Ｍｎリッチな組成を有するスパッタリングターゲットを用いる場合に対して特に効果的である。

Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は、選択したＲ元素に基づいて設定される。例えば、Ｒ元素がＩｒ、Ｒｈ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｏ、Ｒｕ、Ｒｅである場合、Ｍｎ含有量は40〜82原子％の範囲とすることが好ましく、さらには60〜82原子％の範囲とすることが望ましい。上記したＲ元素を含むＲＭｎ合金は、一般に上記したような組成範囲で面心立方晶系の結晶構造が安定となる。結晶構造の少なくとも一部が面心立方晶構造のＲＭｎ合金は、特に高いネール温度（反強磁性体が反強磁性を失う温度）を有することから、交換結合膜のブロッキング温度をより一層向上させることができる。

また、Ｒ元素がＮｉ、Ｐｄである場合には、結晶構造が面心正方晶系のときに熱安定性が向上する。従って、このような結晶構造が安定となる組成範囲、すなわちＭｎ含有量を30〜70原子％の範囲とすることが好ましい。Ｒ元素がＣｒである場合には、ＲＭｎ合金は体心立方晶構造や体心正方晶構造をとり、Ｍｎ含有量は30〜70原子％の範囲とすることが好ましい。Ｒ元素がＰｔである場合には、面心立方晶および面心正方晶共に熱安定性に優れる。この際のＭｎ含有量は30〜82原子％の範囲、特に60〜82原子％の範囲とすることが好ましい。

本発明で用いるスパッタリングターゲットにはＲ元素の他に、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、ＳｎおよびＮから選ばれる少なくとも1種の元素（Ａ元素）を含有させてもよい。ＲＭｎ合金からなる反強磁性体膜は、上述した組成範囲や結晶構造等に基づいて、従来のＦｅＭｎ合金に比べて良好な耐食性が得られているが、このような添加成分を含有させることにより一段と耐食性を向上させることができる。ただし、Ａ元素をあまり多量に含有すると、交換結合力が低下するおそれがある。Ａ元素の配合量は40原子％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは30原子％以下である。

本発明で用いられるスパッタリングターゲットは、ターゲット組織の少なくとも一部として、Ｒ元素とＭｎとの合金相およびＲ元素とＭｎとの化合物相から選ばれる少なくとも1種を有している。Ｒ元素とＭｎとを組合せたスパッタリングターゲットは、一般的に粉末焼結法等で高密度化することが難しく、さらにＭｎに対してＲ元素を均一に分布させることが困難である。Ｍｎリッチな組成範囲を適用した場合、特にＲ元素の分布が不均一になりやすい。

このようなＲ元素とＭｎとの組合せにおいて、本発明ではＲ元素をＭｎとの合金相や化合物相として、スパッタリングターゲット中に分布させている。例えば、Ｒ元素としてＩｒを用いた場合、これらの化合物相としてはＩｒＭｎ₃が挙げられる。このようなＭｎリッチな化合物相や合金相としてＲ元素をターゲット組織中に分布させ、単相として存在するＲ元素量を極力減らすことによって、ターゲット中の組成を均一化することができる。さらに、ターゲット組織（金属組織）としても均一な状態に近付く。特に、ターゲットの全体組成がＭｎリッチである場合、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として分布させることによって、組成や組織の均一性を向上させることができる。

ここで、Ｒ元素として2種類以上の元素を使用する場合、Ｒ元素とＭｎとの合金相や化合物相は、各Ｒ元素とＭｎとの合金や化合物であってもよいし、また2種以上のＲ元素とＭｎとの合金や化合物であってもよい。例えば、Ｒ元素としてＩｒとＲｈを選択した場合、ＩｒとＭｎの2元系の合金や化合物、ＲｈとＭｎの2元系の合金や化合物、およびＩｒとＲｈとＭｎの3元系の合金や化合物のいずれか1種以上が存在していればよい。

なお、上記した合金相や化合物相を構成するＭｎ以外は、Ｍｎ単相として存在することができる。本発明で用いるスパッタリングターゲットにおいては、Ｒ元素の一部も単相として存在することが許容されるが、その比率は上記したような理由から極力減少させることが好ましい。

さらに、上記した合金相や化合物相を構成するＭｎを除く残余のＭｎの粒径は50μm以下であることが好ましい。単相として残存するＭｎの粒径が大きいと、微視的に見るとＭｎが偏析していることになる。このようなＭｎの偏析に起因する組成や組織の不均一を解消する上で、単相としてのＭｎの最大粒径は50μm以下とすることが好ましい。すなわち、最大粒径が50μmを超える単相のＭｎ粒は存在しないことが好ましい。単相Ｍｎ粒の平均粒径は10〜40μmの範囲とすることがより好ましい。Ｍｎ粒径の微細化は、特にＭｎリッチなターゲット組成に対して効果を示す。しかし、Ｍｎの平均粒径があまり小さいと酸素含有量の増大原因となるため、10μm以上とすることが好ましい。Ｍｎの最大粒径は30μm以下とすることがさらに好ましい。ここで、Ｍｎの粒径とはＭｎ粒を囲む最小円の直径のことを言う。

上述したようなスパッタリングターゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜することによって、面内の膜組成の均一性に優れる反強磁性体膜が安定して得られる。スパッタリングターゲットの組成や組織の均一化は、スパッタ初期からターゲットのライフエンドまでの組成ずれの抑制にも効果を発揮する。このように、本発明のスパッタリングターゲットを用いることで、膜組成の安定性に優れる反強磁性体膜を再現性よく得ることができる。得られる反強磁性体膜は、さらに面内の膜組成の均一性にも優れるものである。

本発明で用いるスパッタリングターゲットは、さらにターゲット中の酸素含有量を1重量％以下（0を含む）とすることが好ましい。ターゲット中の酸素含有量があまり多いと、特に焼結時のＭｎの組成制御が難しくなると共に、スパッタ成膜して得られる反強磁性体膜中の酸素量が増大する。これらは反強磁性体膜の特性劣化の要因となるおそれがある。さらに、ターゲット中の酸素含有量が多いと、ターゲットを高密度化することが困難となる。また、加工性が悪くなる上に、スパッタ中にターゲットに割れが入りやすくなる等の問題が生じる。より好ましい酸素含有量は0.7重量％以下であり、さらに好ましくは0.1重量％以下である。

さらに、ターゲット中の炭素含有量が多い場合にも、焼結時や塑性加工時に割れ等の欠陥が生じやすくなる。さらに、得られる反強磁性体膜の交換結合磁界やブロッキング温度等の特性も低下する。従って、ターゲット中の炭素含有量は0.3重量％以下（0を含む）とすることが好ましい。より好ましい炭素含有量は0.2重量％以下であり、さらに好ましくは0.01重量％以下である。

特に、スパッタリングターゲット中の酸素含有量や炭素含有量を低減することによって、Ｍｎリッチのターゲット組成を有するスパッタリングターゲットであっても、容易に高密度化することができる。さらに、スパッタリングターゲットの低酸素濃度化や低炭素濃度化は、それを用いて成膜した反強磁性体膜の高純度化、膜質や膜組成（ターゲット組成からのずれ）の改善等に寄与する。これらは反強磁性体膜の交換結合磁界やブロッキング温度等の特性を向上させる。

本発明で用いるスパッタリングターゲットの密度は相対密度で90％以上であることが好ましい。スパッタリングターゲットの密度があまり低いと、スパッタ時にターゲットの欠陥部分での異常放電によりパーティクルが発生しやすくなる。パーティクルが反強磁性体膜中に分散すると、特性が劣化すると共に、歩留りの低下要因となる。より好ましい相対密度は95％以上である。

本発明で用いるスパッタリングターゲットの製造には、焼結法および溶解法のいずれを適用してもよい。ただし、製造コストや原料歩留り等を考慮した場合、焼結法を適用することが好ましい。

焼結法を適用してスパッタリングターゲットを製造する場合、まず上記したようなターゲット組織（合金相や化合物相を含む金属組織）を得る上で、極力微細な原料粉末（Ｒ元素およびＭｎの各原料粉末）を使用することが好ましい。例えば、微細なＩｒ粉末等のＲ元素粉末と微細なＭｎ粉末とを用いることによって、焼結の前段階で均一な混合状態が得られると共に、Ｒ元素とＭｎとの間の反応を促進することができる。これらは焼結時にＲ元素とＭｎとの合金相や化合物相の生成量の増大に寄与する。さらに、単相として残存するＭｎ粒径の微細化に対しても効果を発揮する。

ただし、Ｒ元素およびＭｎの各原料粉末の粒径があまり小さいと、原料段階での酸素含有量が増大し、これがターゲット中の酸素量の増大原因となる。特に、Ｍｎは酸素を吸着しやすいため、それを考慮して粒径を設定することが好ましい。このようなことから、Ｒ元素の原料粉末の平均粒径は20〜50μmの範囲とすることが好ましい。Ｍｎの原料粉末の平均粒径は100μm以下とすることが好ましく、特に40〜50μmの範囲とすることが望ましい。

次に、上記したようなＲ元素の原料粉末とＭｎの原料粉末とを所定の比率で配合し、十分に混合する。原料粉末の混合にはボールミル、Ｖミキサー等、各種公知の混合方式を適用することができる。この際、金属不純物の混入や酸素量の増加等が生じないように、混合条件を設定することが重要である。原料粉末中の酸素については、さらに積極的に減少させるために、脱酸剤として微量の炭素を添加してもよい。ただし、炭素自体も成膜された反強磁性体膜の特性低下要因となるため、上述したようにターゲット中の炭素量が0.3重量％以下となるように条件設定することが好ましい。

例えば、ボールミル混合を適用する場合、金属不純物の混入を防止するために、樹脂（例えばナイロン）製容器やボール、あるいは原料粉末と同質の友材を内張りした容器やボールを用いることが好ましい。特に、原料粉末と同質の材料を適用することが好ましい。さらに、混合工程中に容器内に閉じ込められたガス成分が原料粉末に吸着もしくは吸収されることを防止するために、混合容器内は真空雰囲気もしくは不活性ガスで置換した雰囲気とすることが好ましい。ボールミル混合以外の混合方式を適用する場合においても、同様な不純物の混入防止策を施すことが好ましい。

混合時間は、混合方法、投入する粉末量、混合容器の大きさ等により適宜設定するものとする。混合時間が短すぎると、均一な混合粉末が得られないおそれがある。一方、混合時間が長すぎると、不純物量が増大するおそれがおおきくなる。混合時間はこれらを考慮して適宜設定する。例えば、10リットルの混合容器を用いて、粉末5kg投入でボールミル混合する場合、混合時間は48時間程度とすることが適当である。

次に、上記したようなＲ元素の原料粉末とＭｎの原料粉末との混合粉末を焼結させてターゲット素材を作製する。焼結は高密度の焼結体が得られるホットプレス法やＨＩＰ法を適用して実施することが好ましい。焼結温度は原料粉末の種類に応じて設定するものとするが、特にＲ元素とＭｎとの反応を促進するように、Ｍｎの融点（1244℃）直下の1150〜1200℃の範囲とすることが好ましい。このような高温で混合粉末を焼結させることによって、スパッタリングターゲット中のＲ元素とＭｎとの合金相や化合物相の量を増加させることができる。言い換えると、単相として存在するＲ元素量を低減することが可能となる。ホットプレスやＨＩＰ時の押圧力は、高密度化が可能な20MPa以上とすることが好ましい。

得られたターゲット素材は、所定のターゲット形状に機械加工される。これをバッキングプレートに例えば半田接合することによって、本発明で用いるスパッタリングターゲットが得られる。

上述したような条件を満足する焼結方法を適用することによって、後述する溶解法より製造コストが安価な焼結法で、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として存在させると共に、酸素含有量や炭素含有量を低減したスパッタリングターゲットを安定して製造することができる。さらに、焼結法は後述する溶解法に対して使用する希少金属原料の歩留りが高いというような利点も有している。

溶解法を適用してスパッタリングターゲットを製造する場合には、まず所定の比率で配合したＲ元素の原料とＭｎの原料を溶解する。溶解には一般的な誘導式電気炉を適用することができる。誘導式で溶解する場合には、不純物の揮発を促進するために、減圧下（真空中）で溶解することが好ましい。ただし、Ｍｎ等の揮発による組成変動を抑制したい場合には、不活性ガス中で実施してもよい。また、原料の形状によっては、アーク溶解や電子ビーム溶解を適用することも可能である。

上記したような溶解方法により得られたインゴットは、例えば塑性加工した後に、所定のターゲット形状に機械加工される。これをバッキングプレートに例えば半田接合することによって、スパッタリングターゲットが得られる。溶解法によっても、上述した焼結法と同様に、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として存在させると共に、酸素含有量や炭素含有量を低減したスパッタリングターゲットを製造することができる。

本発明の反強磁性体膜は、上述したようなスパッタリングターゲットを用いて、常法によりスパッタ成膜することで得られるものであって、20〜95原子％のＭｎを含み、残部が実質的にＲ元素からなる反強磁性体膜である。上述したスパッタリングターゲットを用いて形成した反強磁性体膜は、前述したように膜組成の安定性（膜組成のターゲット組成からのずれ（膜組成とターゲット組成との差）が10原子％以下）、および面内の膜組成の均一性（面内の膜組成分布のばらつき（面内組成分布における最大値と最小値との差）が0.5原子％以下）に優れるものである。このような反強磁性体膜は、強磁性体膜と積層して交換結合膜として用いる際に、十分な交換結合力、良好な耐食性や耐熱性等の優れた特性が安定して得られる。

この実施形態の反強磁性体膜は、強磁性体膜と積層して交換結合膜として使用される。図１は、本発明の反強磁性体膜を用いた交換結合膜の一実施形態の構成を模式的に示す図である。基板１上に形成された交換結合膜２は、積層された反強磁性体膜３と強磁性体膜４とを有している。反強磁性膜体３と強磁性体膜４とは、これらの間で交換結合が生じるように、少なくとも一部を積層させて形成すればよい。なお、交換結合が生じる条件下であれば、反強磁性膜体３と強磁性体膜４との間に他の層を介在させることも可能である。また、反強磁性体膜３と強磁性体膜４との積層順は用途に応じて設定され、反強磁性体膜３を上側に配置してもよい。反強磁性体膜３と強磁性体膜４とを多重積層した積層膜で交換結合膜を構成することも可能である。

ＲＭｎ合金（もしくはＲＭｎＡ合金）からなる反強磁性体膜３の膜厚は、反強磁性を発現する範囲内であれば特に限定されるものではないが、大きな交換結合力を得るためには、反強磁性体膜３の膜厚を強磁性体膜４の膜厚より厚くすることが望ましい。反強磁性体膜３を強磁性体膜４の上側に積層する場合には、熱処理後の交換結合力の安定性等の観点から3〜15nmの範囲とすることが好ましく、さらに好ましくは10nm以下である。また、強磁性体膜４の膜厚も同様の観点から1〜3nm程度とすることが好ましい。一方、反強磁性体膜３を強磁性体膜４の下側に積層する場合には3〜50nm程度とすることが好ましく、強磁性体膜４の膜厚も1〜7nmとすることが好ましい。

強磁性体膜４には、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉやこれらの合金からなる各種の単層構造の強磁性層、さらには強磁性的な性質を示す磁性多層膜やグラニュラー膜等を用いることができ、具体的には異方性磁気抵抗効果膜（ＡＭＲ膜）やスピンバルブ膜、人工格子膜、グラニュラー膜等の巨大磁気抵抗効果膜（ＧＭＲ膜）等が例示される。これら強磁性体のうち、特にＣｏまたはＣｏ合金はＲＭｎ合金からなる反強磁性体膜３と積層形成することで、ブロッキング温度の非常に高い交換結合膜２が得られることから好ましく用いられる。

上述した実施形態の交換結合膜２は、磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）における強磁性体膜のバルクハウゼンノイズの除去、人工格子膜やスピンバルブ膜における強磁性体膜の磁化固着等に有効に使用されるものである。ただし、反強磁性体膜およびそれを用いた交換結合膜２の用途はＭＲ素子に限られるものではなく、例えば強磁性体膜からなる磁気ヨークのような各種磁気路の磁気異方性制御等、各種の用途に使用し得るものである。

次に、上述した交換結合膜を使用した磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）の実施形態について、図２〜図５を参照して説明する。ＭＲ素子は、例えばＨＤＤのような磁気記録装置用の磁気ヘッドの再生素子や磁界検出用センサ等として有効であるが、これら以外に磁気抵抗効果メモリ（ＭＲＡＭ（Magnetoresistive random access memory））のような磁気記憶装置にも使用できる。

図２は本発明による交換結合膜を異方性磁気抵抗効果膜（ＡＭＲ膜）のバルクハウゼンノイズの除去等に使用したＡＭＲ素子５の一構成例を示している。ＡＭＲ素子５は強磁性体膜として、電流の方向と磁性膜の磁化モーメントの成す角度に依存して電気抵抗が変化するＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀等の強磁性体からなるＡＭＲ膜６を有している。ＡＭＲ膜６の両端部上には、反強磁性体膜３がそれぞれ積層形成されている。これらＡＭＲ膜６と反強磁性体膜３とは交換結合膜を構成しており、ＡＭＲ膜６には反強磁性体膜３から磁気バイアスが付与されている。

また、ＡＭＲ膜６の両端部には、反強磁性体膜３を介して電気的に接続されたＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、これらの合金等からなる一対の電極７が形成されており、この一対の電極７によりＡＭＲ膜６に電流（センス電流）が供給される。これらＡＭＲ膜６、反強磁性体膜３および一対の電極７によりＡＭＲ素子５が構成されている。なお、電極７はＡＭＲ膜６に直接接触する形態としてもよい。また、これらの各構成要素は、例えばＡｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ等からなる基板１の主表面上に形成されている。

上述したＡＭＲ素子５においては、ＡＭＲ膜６と反強磁性膜３との交換結合を利用し、ＡＭＲ膜６に磁気バイアスを付与して磁区制御しており、このＡＭＲ膜６の磁区制御によって、バルクハウゼンノイズの発生を抑制している。反強磁性体膜３によるＡＭＲ膜６への磁気バイアスの付与は、図３に示すように、ＡＭＲ膜６上に交換バイアス磁界調整膜８を介して反強磁性体膜３を積層形成し、これらＡＭＲ膜６と反強磁性体膜３との交換バイアス磁界調整膜８を介した交換結合により実施してもよい。この場合、一対の電極７は反強磁性体膜３の両端部と一部積層するように形成される。

ＡＭＲ膜６への磁気バイアスの付与に、本発明の反強磁性体膜を使用した場合には、前述したようにＲＭｎ合金等からなる反強磁性体膜３の基本特性を十分かつ安定して発揮させ、室温および高温域で十分な交換結合力を安定して得ることができるため、バルクハウゼンノイズの発生を各種条件下で再現性よく抑制することが可能となる。

図４は、本発明の反強磁性体膜を巨大磁気抵抗効果膜（ＧＭＲ膜）の強磁性層の磁化固着に適用したＧＭＲ素子９の一構成例を示している。ＧＭＲ素子９は強磁性体膜として、強磁性層／非磁性層／強磁性層のサンドイッチ構造の磁性多層膜を有し、これら強磁性層間の磁化の成す角度に依存して電気抵抗が変化するスピンバルブ膜、あるいは強磁性層と非磁性層との多層積層膜を有し、ＧＭＲを示す人工格子膜等からなるＧＭＲ膜１０を有している。

図４に示すＧＭＲ素子９は、スピンバルブ膜からなるＧＭＲ膜（スピンバルブＧＭＲ膜）１０を有している。このスピンバルブＧＭＲ膜１０は、強磁性層１１／非磁性層１２／強磁性層１３のサンドイッチ膜を有し、このうち上側の強磁性層１３上に反強磁性体膜３が積層形成されている。強磁性層１３と反強磁性体膜３とは交換結合膜を構成している。上側の強磁性層１３は反強磁性体膜３との交換結合力により磁化固着された、いわゆるピン層である。一方、下側の強磁性層１１は、磁気記録媒体等からの信号磁界（外部磁界）により磁化方向が変化する、いわゆるフリー層である。なお、スピンバルブＧＭＲ膜１０におけるピン層とフリー層の位置は、上下逆であってもよい。

強磁性層１１は、必要に応じて磁性下地層（もしくは非磁性下地層）１４上に形成される。磁性下地層１４は1種類の磁性膜で構成してもよいし、異なる種類の磁性膜の積層膜であってもよい。具体的には、磁性下地層１４としてはアモルファス系軟磁性体や面心立方晶構造を有する軟磁性体、例えばＮｉＦｅ合金、ＮｉＦｅＣｏ合金、これらに各種添加元素を添加した磁性合金等が用いられる。図中１５はＴａ等からなる保護膜であり、必要に応じて形成される。

スピンバルブＧＭＲ膜１０の両端部には、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、これらの合金等からなる一対の電極７が形成されており、この一対の電極７によりスピンバルブＧＭＲ膜１０に電流（センス電流）が供給される。これらスピンバルブＧＭＲ膜１０および一対の電極７によりＧＭＲ素子９が構成されている。なお、電極７はスピンバルブＧＭＲ膜１０の下側に形成する形態としてもよい。

スピンバルブ型のＧＭＲ素子９において、一方の強磁性層の磁化固着に本発明の反強磁性体膜を使用した場合、前述したようにＲＭｎ合金等からなる反強磁性体膜３の基本特性を十分かつ安定して発揮させ、室温および高温域で十分な交換結合力を安定して得ることができるため、ピン層の磁化固着状態が安定かつ強固となり、よって良好なＧＭＲ特性を安定して得ることが可能となる。

次に、前述した実施形態のＭＲ素子（例えばＧＭＲ素子）を、再生用ＭＲヘッドおよびそれを用いた記録・再生一体型磁気ヘッドに適用する場合の実施形態について、図５〜図６を参照して説明する。

図５に示すように、Ａｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ等からなる基板２１の主表面上には、Ａｌ₂Ｏ₃等からなる絶縁層２２を介して、軟磁性材料からなる下側磁気シールド層２３が形成されている。下側磁気シールド層２３上には、Ａｌ₂Ｏ₃等の非磁性絶縁膜からなる下側再生磁気ギャップ２４を介して、例えば図４に示したＧＭＲ素子９が形成されている。

図中２５はスピンバルブＧＭＲ膜１０にバイアス磁界を付与するＣｏＰｔ合金等からなる硬質磁性膜（ハードバイアス膜）である。バイアス膜は反強磁性体膜で構成することも可能である。一対の電極７は硬質磁性膜２５上に形成されており、スピンバルブＧＭＲ膜１０と一対の電極７とは硬質磁性膜２５を介して電気的に接続されている。スピンバルブＧＭＲ膜１０にバイアス磁界を付与する硬質磁性膜３５は、図６に示すように、予め下側再生磁気ギャップ２４上に形成しておいてもよい。この場合、一対の硬質磁性膜２５上を含めて下側再生磁気ギャップ２４上にスピンバルブＧＭＲ膜１０を形成し、その上に一対の電極７が形成される。

ＧＭＲ素子９上には、Ａｌ₂ Ｏ₃ 等の非磁性絶縁膜からなる上側再生磁気ギャップ２６が形成されている。さらにその上には、軟磁性材料からなる上側磁気シールド層２７が形成されており、これらにより再生ヘッドとして機能するシールド型ＧＭＲヘッド２８が構成されている。

シールド型ＧＭＲヘッド２８からなる再生ヘッド上には、誘導型薄膜磁気ヘッド２９からなる記録ヘッドが形成されている。シールド型ＧＭＲヘッド２８の上側磁気シールド層２７は誘導型薄膜磁気ヘッド２９の下部記録磁極を兼ねている。この上側磁気シールド層を兼ねる下部記録磁極２７上には、Ａｌ₂Ｏ₃等の非磁性絶縁膜からなる記録磁気ギャップ３０を介して、所定形状にパターニングされた上部記録磁極３１が形成されている。

このようなシールド型ＧＭＲヘッド２８からなる再生ヘッドと、誘導型薄膜磁気ヘッド２９からなる記録ヘッドとによって、録再一体型磁気ヘッド３２が構成されている。なお、上部記録磁極３１は、記録磁気ギャップ上に形成されたＳｉＯ₂等からなる絶縁層にトレンチを設け、このトレンチ内に埋め込み形成したものであってもよく、これにより狭トラックを再現性よく実現することが可能となる。録再一体型磁気ヘッド３２は、例えば半導体プロセスを利用して形状形成や分割等を行うことにより作製される。

上記した実施形態の録再一体型磁気ヘッド３２におけるシールド型ＧＭＲヘッド２８では、ＲＭｎ合金からなる反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜が有する大きな交換結合力および高いブロッキング温度を十分に生かすことができる。なお、本発明によるＡＭＲ素子を再生用磁気ヘッドに適用する場合においても、同様にして記録・再生一体型磁気ヘッドを構成することができる。

次に、本発明の具体的な実施例について説明する。

実施例１、比較例１〜２
Ｒ元素の原料粉末として、平均粒径が20μmのＩｒ粉末、Ｐｔ粉末、Ｒｈ粉末、Ｎｉ粉末、Ｐｄ粉末、Ｒｕ粉末、Ａｕ粉末を用意した。一方、Ｍｎの原料粉末として平均粒径が40μmのＭｎ粉末を用意した。これら各原料粉末を表１にそれぞれ示す配合比（原料組成）で配合した後、金属不純物による汚染を防ぐために、ナイロン製のボールミルを用いて混合した。混合はそれぞれ減圧下で48時間実施した。これら各混合粉末を真空ホットプレスにより25MPaの圧力で焼結させた。ホットプレスはＭｎの融点直下である1150℃で実施した。

得られた各ターゲット素材の構成相をＸＲＤとＥＰＭＡによる面分析により調べた。その結果、いずれもの素材もＲ元素とＭｎの合金相および化合物相を有していることが確認された。各ターゲット素材の主要合金相および主要化合物相を表１に示す。また、ＳＥＭにより単相として存在するＭｎの粒径を調べた。単相のＭｎ粒径はいずれのターゲット素材も最大で30μm、平均で20μmであった。

次に、上述した各ターゲット素材をターゲット形状に加工し、これらをバッキングプレートに半田接合してスパッタリングターゲットをそれぞれ作製した。これら各スパッタリングターゲットを高周波マグネトロンスパッタ装置にセットし、基板加熱しない状態で反強磁性体膜を磁界中成膜した。反強磁性体膜は交換結合膜を形成するように成膜した。

具体的には、熱酸化膜を被覆したＳｉ(100)基板上に、厚さ5nmのＴａ下地膜、厚さ5nmのＣｏ系強磁性体膜、厚さ15nmの各組成の反強磁性体膜を順次形成した。このようにして、それぞれ交換結合膜を作製した。この段階で交換バイアス力を測定した。ただし、Ｎｉ₅₀Ｍｎ₅₀膜およびＰｄ₅₀Ｍｎ₅₀膜に関しては、熱処理を施さないと交換結合力が得られないため、270℃で5時間の熟処埋を施した後に交換バイアス力を測定した。これらの測定結果を表１（実施例１）に示す。

本発明との比較例１として、平均粒径が150μmのＭｎ粉末を用いる以外は同様な工程により、それぞれ同一組成のスパッタリングターゲットを作製した。この比較例１による各スパッタリングターゲットについても、実施例１と同様な評価を行った。その結果を表１（比較例１）に併せて示す。なお、比較例１による各スパッタリングターゲットの構成相をＸＲＤとＥＰＭＡによる面分析により調べた結果、実施例１と同様な合金相や化合物相を有していたが、ＳＥＭでＭｎの粒径を調べたところ、最大で100μm、最小40μm、平均で80μmであった。

また、本発明との比較例２として、実施例１および比較例１で使用した各原料粉末を用いて、ホットプレスの温度条件を合金相や化合物相が形成されない温度条件（1000℃未満）とする以外は同様な工程により、それぞれ同一組成のスパッタリングターゲットを作製した。比較例２による各スパッタリングターゲットの構成相をＸＲＤとＥＰＭＡによる面分析により調べた結果、合金相や化合物相は存在していなかった。

表１から分かるように、実施例１の各スパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜を含む交換結合膜は、いずれも大きな交換結合力が得られており、優れた特性を示しているのに対して、比較例１、２の各スパッタリングターゲットを用いた交換結合膜は小さな交換結合力しか得られなかった。

次に、上記した実施例１による各反強磁性体膜のスパッタ時間の経過に伴う組成変動を調べた。組成変動は、スパッタ初期（1時間後）の反強磁性体膜と20時間スパッタを実施した後に形成した反強磁性体膜の組成を、蛍光Ｘ線分析により測定することにより調べた。その結果を表２に示す。

さらに、実施例１の試料1によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜（ＩｒＭｎ合金膜）と、比較例２によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜（ＩｒＭｎ合金膜）を用いて、膜面内の組成分布を調べた。測定点はＳｉ基板の中心点（Ａ点）と外周側に四方30mm離れた4点（Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ点）とした。測定結果を表３に示す。

表２および表３から明らかなように、本発明のスパッタリングターゲットを用いて形成した反強磁性体膜は、スパッタ時間の経過に伴う組成ずれが小さく、また基板面内の組成分布の均一性にも優れていることが分かる。

実施例２
実施例１と同様の方法で、各種組成のＩｒＭｎターゲット、ＲｈＭｎターゲット、ＰｔＭｎターゲットをそれぞれ作製した。これら種々の組成のＩｒＭｎターゲット、ＲｈＭｎターゲット、ＰｔＭｎターゲットをそれぞれ用いて、実施例１と同様にして交換結合膜を作製した。これら各交換結合膜の交換結合力を測定し、交換結合力の組成依存性を調べた。その結果を図７に示す。図７より明らかなように、本発明のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜を有する交換結合膜は、広い組成範囲で十分な交換結合力が得られていることが理解できる。

実施例３、比較例３
表４に記載された平均粒径を有するＭｎ粉末を用いる以外は実施例１と同様な工程により、表４に示すＭｎの粒径がそれぞれ異なるスパッタリングターゲットを作製した。得られた各スパッタリングターゲットの酸素含有量を測定すると共に、実施例１と同様に膜を成膜し、交換バイアス力を測定した。また、実施例１と同様の方法により膜面内の組成分布を調べた。その結果を表４に示す。

表４から明らかなように、Ｍｎ粒の最大粒径および平均粒径が大きなスパッタリングターゲットを用いて成膜した比較例３の膜組成は、基板面内でのばらつきが大きく、量産性の点で問題があることが理解できる。一方、Ｍｎ粒の最大粒径および平均粒径が小さいスパッタリングターゲットを用いて成膜した膜は、基板面内での組成のばらつきの点では問題はないが、交換バイアス力が低下する傾向にある。

実施例４、比較例４
表５に示す各スパッタリングターゲットを、実施例１と同様な焼結法とそれとは別に溶解法を適用してそれぞれ作製した。これら各スパッタリングターゲットの加工性とガス成分濃度（酸素含有濃度と炭素含有濃度）を調べた。さらに、実施例１と同様にして交換結合膜を作製し、それら各交換結合膜の交換バイアス力とブロッキング温度を測定した。これらの結果を表５に示す。なお、この実施例４による各スパッタリングターゲット中の構成相は実施例１と同様であった。

一方、本発明との比較例４として、炭素不純物量が比較的多い原料粉末を用いると共に、混合を大気中で行う以外は、上記実施例と同様な焼結法でスパッタリングターゲットを作製した。また、炭素不純物量が比較的多い原料粉末を用いると共に、溶解時の脱ガス時間を実施例より短く設定する以外は、上記実施例と同様な溶解法でスパッタリングターゲットを作製した。これら比較例による各スパッタリングターゲットについても、加工性とガス成分濃度、交換結合膜の交換バイアス力とブロッキング温度を測定した。これらの結果を併せて表５に示す。

表５から明らかなように、酸素含有量および炭素含有量を減少させたスパッタリングターゲットによれば、それを用いて形成した反強磁性体膜を有する交換結合膜の特性を向上させることができる。

実施例５
この実施例では、実施例１と同様のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜を使用して、図４および図６に示したスピンバルブ膜を有するＧＭＲ素子とそれを用いた磁気ヘッドを作製した。

スピンバルブＧＭＲ膜１０において、強磁性層１１、１３としてはそれぞれ厚さが3nm、2nmのＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀膜を、非磁性層１２としては厚さ3nmのＣｕ膜をそれぞれ用いた。ここで成膜したＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀膜は、いずれも面心立方晶系の結晶構造を有していた。反強磁性体膜３には、上記実施例１および実施例２で作製した各反強磁性体膜（膜厚8nm）を使用した。

また、磁性下地層１４には厚さ10nmのＣｏ₈₈Ｚｒ₅Ｎｂ₇膜と厚さ2nmのＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀膜の積層膜、電極７には厚さ0.1μmのＣｕ膜、保護膜１５には厚さ20nmのＴａ膜を使用した。さらに、硬質磁性膜２５には厚さ40nmのＣｏ₈₃Ｐｔ₁₇膜を用いた。

強磁性層１１、１３、非磁性層１２および反強磁性体膜３の成膜は磁界中で行い、さらに磁界中で熱処理を施して、強磁性層１３と反強磁性体膜３との交換結合に一方向異方性を付与した。また、磁性下地層１４についても、磁界中で成膜した後に熱処理を施して、一軸磁気異方性を付与すると共に、硬質磁性膜２５を着磁することでその一軸磁気異方性を一段と強めた。最後に、通常の半導体プロセスに準じて素子加工を行って、ＧＭＲ素子およびそれを用いた磁気ヘッドを作製した。

この実施例で形成したＧＭＲ素子に外部から磁界を印加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ合金を用いたＧＭＲ素子と同等以上の安定した出力が得られた。また、磁壁移動に伴うバルクハウゼンノイズの発生も見受けられなかった。しかも、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ合金を用いたＧＭＲ素子に比べて、反強磁性体膜の耐食性が良好であること、さらに交換結合膜のブロッキング温度が高く、かつ交換結合力が大きいことに起因して、安定した出力が得られる高感度のＧＭＲ素子を歩留りよく得ることができた。さらに、そのようなＧＭＲ素子を有する磁気ヘッドにおいて、特に耐食性が高いＩｒＭｎ系反強磁性体膜を用いたヘッドによれば、腐食によりＦｅＭｎでは加工不可能であった、0.1μmデプスが可能となり、大きな再生出力を得ることができた。

実施例６
ＩｒＭｎ合金およびＮｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒを添加したＩｒＭｎ合金を用いて、実施例１と同様な工程によりスパッタリングターゲットをそれぞれ作製した。これら各スパッタリングターゲットを用いて、実施例１と同様の方法で交換結合膜試料をそれぞれ作製し、これらの試料に対して耐食性試験を行った。耐食性試験は、上記各試料を水中に一昼夜浸漬した後の腐食ピット発生率を調べた。その結果を図８に示す。また、本発明との比較例として、ＩｒＭｎ合金に代えて、（Ｆｅ_0.5Ｍｎ_0.5）_89.5Ｉｒ_10.5合金およびＦｅ₅₀Ｍｎ₅₀合金からなる反強磁性体膜を用いた試料についても、同様な耐食性試験を行った。その結果を併せて図８に示す。

図８の耐食性試験の結果から明らかなように、ＩｒＭｎ合金に添加元素を含有させることによって、腐食ピットの発生率が低下していることが分かる。また、図９および図１０に各試料の交換バイアス磁界とブロッキング温度の測定結果を示す。図９および図１０から明らかなように、交換バイアス磁界とブロッキング温度が向上している。

本発明の反強磁性体膜を使用した交換結合膜の一実施形態の構成を示す断面図である。 本発明の一実施形態による磁気抵抗効果素子の構成を示す断面図である。 図２に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。 本発明の他の実施形態による磁気抵抗効果素子の構成を示す断面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子を使用した磁気ヘッドの一実施形態の構成を示す断面図である。 図５に示す磁気ヘッドの変形例を示す断面図である。 本発明の実施例２によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜の交換結合力の組成依存性を示す図である。 本発明の実施例６によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した交換結合膜試料の耐食性試験の結果を示す図である。 本発明の実施例６によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した交換結合膜試料の交換バイアス力の測定結果を示す図である。 本発明の実施例６によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した交換結合膜試料のブロッキング温度の測定結果を示す図である。

符号の説明

２…交換結合膜、３…反強磁性体膜、４…強磁性体膜、５…ＡＭＲ素子、９…ＧＭＲ素子。

Claims (15)

1. 20〜82原子％のＭｎを含み、残部が実質的にＮｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＲｅから選ばれる少なくとも1種のＲ元素からなる反強磁性体膜であって、前記Ｒ元素とＭｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも1種を有すると共に、最大粒径が50μmを超える単相のＭｎ粒が存在しないスパッタリングターゲットを用いてスパッタ成膜してなると共に、前記スパッタリングターゲットからの組成ずれが10原子％以下の膜組成を有する反強磁性体膜と、
   前記反強磁性体膜との間で交換結合が生じるように、少なくとも一部が前記反強磁性体膜と直接または他の層を介して積層された強磁性体膜とを具備し、
   前記反強磁性体膜の膜厚は前記強磁性体膜の膜厚より厚いことを特徴とする交換結合膜。
2. 請求項１記載の交換結合膜において、
   前記スパッタリングターゲットは酸素含有量が1重量％以下（0を含む）であることを特徴とする交換結合膜。
3. 請求項１または請求項２記載の交換結合膜において、
   前記スパッタリングターゲットは炭素含有量が0.3重量％以下（0を含む）であることを特徴とする交換結合膜。
4. 請求項１ないし請求項３のいずれか１項記載の交換結合膜において、
   前記スパッタリングターゲットは、さらにＢｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、ＳｎおよびＮから選ばれる少なくとも1種の元素を40原子％以下の範囲で含有することを特徴とする交換結合膜。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれか１項記載の交換結合膜において、
   前記スパッタリングターゲットは前記Ｍｎを30原子％以上含むことを特徴とする交換結合膜。
6. 請求項１ないし請求項５のいずれか１項記載の交換結合膜において、
   前記反強磁性体膜は面内の膜組成分布のばらつきが0.5原子％以下であることを特徴とする交換結合膜。
7. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項記載の交換結合膜において、
   前記スパッタリングターゲットは焼結法により作製されることを特徴とする交換結合膜。
8. 請求項１ないし請求項６のいずれか１項記載の交換結合膜において、
   前記スパッタリングターゲットは溶解法により作製されることを特徴とする交換結合膜。
9. 請求項１ないし請求項８のいずれか１項記載の交換結合膜において、
   前記反強磁性体膜は前記強磁性体膜の上側に積層され、かつ3〜15nmの範囲の膜厚を有することを特徴とする交換結合膜。
10. 請求項１ないし請求項８のいずれか１項記載の交換結合膜において、
    前記反強磁性体膜は前記強磁性体膜の下側に積層され、かつ3〜50nmの範囲の膜厚を有することを特徴とする交換結合膜。
11. 請求項１ないし請求項１０のいずれか１項記載の交換結合膜を具備することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
12. 請求項１１記載の磁気抵抗効果素子において、
    第１の強磁性層／非磁性層／第２の強磁性層の積層構造を有する磁性多層膜を具備し、前記第１の強磁性層は前記交換結合膜中の前記強磁性体膜により構成されていると共に、前記反強磁性体膜により磁化固着されており、かつ前記第２の強磁性層は外部磁界により磁化方向が変化することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
13. 請求項１ないし請求項１０のいずれか１項記載の交換結合膜を具備することを特徴とする磁気装置。
14. 請求項１１または請求項１２記載の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴とする磁気装置。
15. 請求項１３または請求項１４記載の磁気装置において、
    前記磁気装置は、磁気ヘッド、磁気記録装置、磁気記憶装置、および磁気センサから選ばれる1種であることを特徴とする磁気装置。

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