JPH0766036A - 多層磁気抵抗効果膜、それを用いた磁気抵抗効果素子および磁気ヘッド - Google Patents
多層磁気抵抗効果膜、それを用いた磁気抵抗効果素子および磁気ヘッドInfo
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- JPH0766036A JPH0766036A JP5207447A JP20744793A JPH0766036A JP H0766036 A JPH0766036 A JP H0766036A JP 5207447 A JP5207447 A JP 5207447A JP 20744793 A JP20744793 A JP 20744793A JP H0766036 A JPH0766036 A JP H0766036A
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
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- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明の目的は、面心立方構造を有する磁性
層間の交換相互作用を弱め、多層膜の感度を高くする方
法を提供することにある。 【構成】 Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆなどの稠密六方構造を有す
る非磁性合金からなるバッファ層を形成した多層磁気抵
抗効果膜において、Ｃｕ膜厚を２．５ｎｍ〜３．３ｎｍ
の領域に設定することにより、磁気抵抗変化率を大きく
低減することなく磁性層間の交換相互作用を低下させ
た。磁化の向きの制御は、反強磁性層からの交換バイア
ス磁界を用いた。また、上記多層磁気抵抗効果膜を磁気
抵抗効果素子、磁気ヘッドおよび磁気記録再生装置に用
いた。 【効果】 本発明の多層磁気抵抗効果膜は低い飽和磁界
および高い磁気抵抗変化率を示す。また、上記多層磁気
抵抗効果膜を使用した磁気ヘッドは、優れた再生特性を
示した。また、上記磁気ヘッドを磁気記録再生装置に用
いることにより、高性能磁気記録再生装置が得られた。
層間の交換相互作用を弱め、多層膜の感度を高くする方
法を提供することにある。 【構成】 Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆなどの稠密六方構造を有す
る非磁性合金からなるバッファ層を形成した多層磁気抵
抗効果膜において、Ｃｕ膜厚を２．５ｎｍ〜３．３ｎｍ
の領域に設定することにより、磁気抵抗変化率を大きく
低減することなく磁性層間の交換相互作用を低下させ
た。磁化の向きの制御は、反強磁性層からの交換バイア
ス磁界を用いた。また、上記多層磁気抵抗効果膜を磁気
抵抗効果素子、磁気ヘッドおよび磁気記録再生装置に用
いた。 【効果】 本発明の多層磁気抵抗効果膜は低い飽和磁界
および高い磁気抵抗変化率を示す。また、上記多層磁気
抵抗効果膜を使用した磁気ヘッドは、優れた再生特性を
示した。また、上記磁気ヘッドを磁気記録再生装置に用
いることにより、高性能磁気記録再生装置が得られた。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高い磁気抵抗効果を有す
る多層磁気抵抗効果膜およびこれを用いた磁気抵抗効果
素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置に関する。
る多層磁気抵抗効果膜およびこれを用いた磁気抵抗効果
素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気記録の高密度化に伴い、再生用磁気
ヘッドに用いる磁気抵抗効果材料として、高い磁気抵抗
効果を示す材料が求められている。現在、使用されてい
るパーマロイの磁気抵抗変化率は約３％であり、新材料
はこれを上回る磁気抵抗変化率を有することが必要であ
る。
ヘッドに用いる磁気抵抗効果材料として、高い磁気抵抗
効果を示す材料が求められている。現在、使用されてい
るパーマロイの磁気抵抗変化率は約３％であり、新材料
はこれを上回る磁気抵抗変化率を有することが必要であ
る。
【０００３】最近、Baibichらによる、フィジカル・レ
ビュー・レターズ(Pysical ReviewLetters)、第61巻、
第21号、2472〜2475ページに記載の「(001)Fe/(001)Cr
磁性超格子の巨大磁気抵抗効果」（Giant Magnetoresis
tance of (001)Fe/(001)Cr Magnetic Superlattices）
のように、多層構造を持つ磁性膜（Ｆｅ／Ｃｒ多層膜）
において、約５０％の磁気抵抗変化率（４．２Ｋにおい
て）が観測されている。しかし、上記Ｆｅ／Ｃｒ多層膜
に十分な磁気抵抗変化を生じさせるためには、８００ｋ
Ａ／ｍもの高い磁界が必要であり、低い磁界で動作する
必要がある磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドに用いること
ができないという問題がある。
ビュー・レターズ(Pysical ReviewLetters)、第61巻、
第21号、2472〜2475ページに記載の「(001)Fe/(001)Cr
磁性超格子の巨大磁気抵抗効果」（Giant Magnetoresis
tance of (001)Fe/(001)Cr Magnetic Superlattices）
のように、多層構造を持つ磁性膜（Ｆｅ／Ｃｒ多層膜）
において、約５０％の磁気抵抗変化率（４．２Ｋにおい
て）が観測されている。しかし、上記Ｆｅ／Ｃｒ多層膜
に十分な磁気抵抗変化を生じさせるためには、８００ｋ
Ａ／ｍもの高い磁界が必要であり、低い磁界で動作する
必要がある磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドに用いること
ができないという問題がある。
【０００４】そこで、Dienyらによるフィジカル・レビ
ュー・Ｂ(Pysical Review B)、第43巻、第1号、1297〜1
300ページに記載の「軟磁性多層膜における巨大磁気抵
抗効果」(Giant Magnetoresistance in Soft Ferromagne
tic Multilayers)のように２層の磁性層を非磁性層で分
離し、一方の磁性層に反強磁性層からの交換バイアス磁
界を印加する方法が考案された。上記のような多層膜で
は、European Patent,0 490 608 A2に記載のように、多
層膜の組織、結晶粒径等を調整するために、基板上にＴ
ａ、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｖからなるバッファ層を形成してい
る。
ュー・Ｂ(Pysical Review B)、第43巻、第1号、1297〜1
300ページに記載の「軟磁性多層膜における巨大磁気抵
抗効果」(Giant Magnetoresistance in Soft Ferromagne
tic Multilayers)のように２層の磁性層を非磁性層で分
離し、一方の磁性層に反強磁性層からの交換バイアス磁
界を印加する方法が考案された。上記のような多層膜で
は、European Patent,0 490 608 A2に記載のように、多
層膜の組織、結晶粒径等を調整するために、基板上にＴ
ａ、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｖからなるバッファ層を形成してい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記のような多層膜で
は、２層の磁性層を比較的薄い非磁性金属層で磁気的に
分離する必要がある。しかし、非磁性層の薄い領域で２
層の磁性層を磁気的に分離することは難しく、磁気抵抗
効果素子として用いる場合に、高い磁気抵抗変化率を保
ちつつ、２層の磁性層の交換相互作用の小さい非磁性層
膜厚の領域を設定する必要がある。
は、２層の磁性層を比較的薄い非磁性金属層で磁気的に
分離する必要がある。しかし、非磁性層の薄い領域で２
層の磁性層を磁気的に分離することは難しく、磁気抵抗
効果素子として用いる場合に、高い磁気抵抗変化率を保
ちつつ、２層の磁性層の交換相互作用の小さい非磁性層
膜厚の領域を設定する必要がある。
【０００６】本発明の目的は、上述の多層膜を用いた磁
気抵抗効果素子の問題の解決方法を提供することにあ
る。
気抵抗効果素子の問題の解決方法を提供することにあ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、種々の材
料および膜厚を有する磁性層、非磁性層を積層した多層
磁性膜を用いた磁気抵抗効果素子について鋭意研究を重
ねた結果、上記非磁性層に、ＣｕあるいはＣｕを主成分
とする合金を用い、薄い領域において適度な膜厚を設定
することにより磁気抵抗変化率を大きく低減させること
なく、２層の磁性層間の交換相互作用の小さな多層磁気
抵抗効果膜ができることを見出し、本発明を完成するに
至った。
料および膜厚を有する磁性層、非磁性層を積層した多層
磁性膜を用いた磁気抵抗効果素子について鋭意研究を重
ねた結果、上記非磁性層に、ＣｕあるいはＣｕを主成分
とする合金を用い、薄い領域において適度な膜厚を設定
することにより磁気抵抗変化率を大きく低減させること
なく、２層の磁性層間の交換相互作用の小さな多層磁気
抵抗効果膜ができることを見出し、本発明を完成するに
至った。
【０００８】すなわち、２層以上の磁性層を非磁性層で
分割し、少なくとも１層の磁性層に反強磁性層からの交
換バイアス磁界が印加されており、少なくとも１層の磁
性層に反強磁性層からの交換バイアス磁界は直接には印
加されていない多層膜を用いた多層磁気抵抗効果膜にお
いて、上記非磁性層の材料として、ＣｕあるいはＣｕを
主成分とする合金を用い、望ましくは、その膜厚を１．
８ｎｍ〜３．３ｎｍとすることにより、低い磁界で高い
磁気抵抗変化率を示す磁気抵抗効果膜を得ることができ
る。さらに、上記多層膜の非磁性層にＣｕを用い、その
膜厚を２．５ｎｍ〜３．３ｎｍとすることにより磁気抵
抗変化率を大きく低減させることなく、磁性層間の交換
相互作用の高い多層磁気抵抗効果膜を得ることができ
る。上記多層膜を、印加磁界が零の場合に、反強磁性層
からの交換バイアス磁界が印加された磁性層の磁化の向
きが、反強磁性層からの交換バイアス磁界が直接印加さ
れていない磁性層の磁化の向きと直交した磁気抵抗効果
素子にした時、バイアス磁界を印加する必要はない。ま
た、上記多層膜と基板との間に、稠密六方構造を有する
非磁性金属からなるバッファ層を形成しても良く、これ
によりＦｅ−Ｍｎ層からの交換バイアス磁界が磁性層に
十分に印加され、かつ、２層の磁性層間の交換相互作用
を最小限に抑えることができる。上記稠密六方構造を有
する非磁性金属としてはＴｉ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｚｒから選
ばれた少なくとも１元素の金属、または、これらを主成
分とする合金が好ましい。上記稠密六方構造を有する非
磁性金属をバッファ層として用いると、多層膜が強い
（１１１）配向を示し、このため、磁性層間の交換相互
作用を最小限に抑えることができる。また、４層以上の
磁性層を非磁性層で分割し、少なくとも２層の磁性層に
反強磁性層からの交換バイアス磁界が印加されており、
少なくとも２層の磁性層に反強磁性層からの交換バイア
ス磁界は直接には印加されていない多層膜を形成する
と、さらに高い磁気抵抗変化率が得られる。また、上記
磁性層としては、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金が軟磁性を示
し、かつＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金の使用により、高い磁
気抵抗変化率が得られることから好ましい。また、高い
磁気抵抗変化率および優れた軟磁性を得るためには、上
記Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金のＣｏ濃度は１０〜２５ａｔ
％であることが好ましい。
分割し、少なくとも１層の磁性層に反強磁性層からの交
換バイアス磁界が印加されており、少なくとも１層の磁
性層に反強磁性層からの交換バイアス磁界は直接には印
加されていない多層膜を用いた多層磁気抵抗効果膜にお
いて、上記非磁性層の材料として、ＣｕあるいはＣｕを
主成分とする合金を用い、望ましくは、その膜厚を１．
８ｎｍ〜３．３ｎｍとすることにより、低い磁界で高い
磁気抵抗変化率を示す磁気抵抗効果膜を得ることができ
る。さらに、上記多層膜の非磁性層にＣｕを用い、その
膜厚を２．５ｎｍ〜３．３ｎｍとすることにより磁気抵
抗変化率を大きく低減させることなく、磁性層間の交換
相互作用の高い多層磁気抵抗効果膜を得ることができ
る。上記多層膜を、印加磁界が零の場合に、反強磁性層
からの交換バイアス磁界が印加された磁性層の磁化の向
きが、反強磁性層からの交換バイアス磁界が直接印加さ
れていない磁性層の磁化の向きと直交した磁気抵抗効果
素子にした時、バイアス磁界を印加する必要はない。ま
た、上記多層膜と基板との間に、稠密六方構造を有する
非磁性金属からなるバッファ層を形成しても良く、これ
によりＦｅ−Ｍｎ層からの交換バイアス磁界が磁性層に
十分に印加され、かつ、２層の磁性層間の交換相互作用
を最小限に抑えることができる。上記稠密六方構造を有
する非磁性金属としてはＴｉ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｚｒから選
ばれた少なくとも１元素の金属、または、これらを主成
分とする合金が好ましい。上記稠密六方構造を有する非
磁性金属をバッファ層として用いると、多層膜が強い
（１１１）配向を示し、このため、磁性層間の交換相互
作用を最小限に抑えることができる。また、４層以上の
磁性層を非磁性層で分割し、少なくとも２層の磁性層に
反強磁性層からの交換バイアス磁界が印加されており、
少なくとも２層の磁性層に反強磁性層からの交換バイア
ス磁界は直接には印加されていない多層膜を形成する
と、さらに高い磁気抵抗変化率が得られる。また、上記
磁性層としては、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金が軟磁性を示
し、かつＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金の使用により、高い磁
気抵抗変化率が得られることから好ましい。また、高い
磁気抵抗変化率および優れた軟磁性を得るためには、上
記Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金のＣｏ濃度は１０〜２５ａｔ
％であることが好ましい。
【０００９】また、上記多層磁気抵抗効果膜は、磁気抵
抗効果素子、磁界センサ、磁気ヘッドなどに好適であ
る。また、上記磁気ヘッドを用いることにより、高性能
磁気記録再生装置を得ることができる。
抗効果素子、磁界センサ、磁気ヘッドなどに好適であ
る。また、上記磁気ヘッドを用いることにより、高性能
磁気記録再生装置を得ることができる。
【００１０】
【作用】上述のように、非磁性層にＣｕあるいはＣｕを
主成分とする合金を用い、特にその膜厚を１．８ｎｍ〜
３．３ｎｍとすることにより、低い磁界で高い磁気抵抗
変化率を示す多層磁気抵抗効果膜を得ることができる。
さらに、上記非磁性層にＣｕを用い、その膜厚を２．５
ｎｍ〜３．３ｎｍとすることが好ましく、この領域にお
いては磁気抵抗変化率を大きく低減させることなく、２
層の磁性層間の相互作用の小さな多層磁気抵抗効果膜を
得ることができる。また、上記多層膜と基板との間に、
稠密六方構造を有する非磁性金属からなるバッファ層を
形成しても良く、上記稠密六方構造を有する非磁性金属
としてはＴｉ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｚｒから選ばれた少なくと
も１元素の金属、または、これらを主成分とする合金が
好ましい。上記稠密六方構造を有する非磁性金属をバッ
ファ層として用いると、多層膜が強い（１１１）配向を
示し、このため、磁性層間の交換相互作用を最小限に抑
えることができる。また、磁性層を４層以上にすると、
さらに高い磁気抵抗変化率が得られる。また、上記磁性
層としては、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金が軟磁性を示し、
かつＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金の使用により、高い磁気抵
抗変化率が得られることから好ましい。さらに、上記多
層磁気抵抗効果膜は、磁気抵抗効果素子、磁界センサ、
磁気ヘッドなどに好適である。また、上記磁気ヘッドを
用いることにより、高性能磁気記録再生装置を得ること
ができる。
主成分とする合金を用い、特にその膜厚を１．８ｎｍ〜
３．３ｎｍとすることにより、低い磁界で高い磁気抵抗
変化率を示す多層磁気抵抗効果膜を得ることができる。
さらに、上記非磁性層にＣｕを用い、その膜厚を２．５
ｎｍ〜３．３ｎｍとすることが好ましく、この領域にお
いては磁気抵抗変化率を大きく低減させることなく、２
層の磁性層間の相互作用の小さな多層磁気抵抗効果膜を
得ることができる。また、上記多層膜と基板との間に、
稠密六方構造を有する非磁性金属からなるバッファ層を
形成しても良く、上記稠密六方構造を有する非磁性金属
としてはＴｉ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｚｒから選ばれた少なくと
も１元素の金属、または、これらを主成分とする合金が
好ましい。上記稠密六方構造を有する非磁性金属をバッ
ファ層として用いると、多層膜が強い（１１１）配向を
示し、このため、磁性層間の交換相互作用を最小限に抑
えることができる。また、磁性層を４層以上にすると、
さらに高い磁気抵抗変化率が得られる。また、上記磁性
層としては、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金が軟磁性を示し、
かつＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金の使用により、高い磁気抵
抗変化率が得られることから好ましい。さらに、上記多
層磁気抵抗効果膜は、磁気抵抗効果素子、磁界センサ、
磁気ヘッドなどに好適である。また、上記磁気ヘッドを
用いることにより、高性能磁気記録再生装置を得ること
ができる。
【００１１】
【実施例】以下に本発明の一実施例を挙げ、図表を参照
しながらさらに具体的に説明する。
しながらさらに具体的に説明する。
【００１２】（実施例１）多層膜の作製にはイオンビー
ムスパッタリング法を用いた。到達真空度は、３／１０
5Ｐａ、スパッタリング時のＡｒ圧力は０．０２Ｐａで
ある。また、膜形成速度は、０．０１〜０．０２ｎｍ／
ｓである。形成した多層膜の断面構造を図１に示す。基
板１１にはＳｉ（１００）単結晶を用いた。また、バッ
ファ層１２として、厚さ５ｎｍのＨｆを用いた。磁性層
１３および１５には、厚さ５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％Ｆ
ｅ−１８ａｔ％Ｃｏ合金を用いた。非磁性層１４には、
Ｃｕを用い、その膜厚を変化させた。また、反強磁性層
１６には、厚さ５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用
いた。また、保護層１７には、厚さ５ｎｍのＨｆを用い
た。従って、高い磁気抵抗変化率を得るためには、Ｃｕ
膜厚が１．８ｎｍ〜３．３ｎｍであることが好ましい。
ムスパッタリング法を用いた。到達真空度は、３／１０
5Ｐａ、スパッタリング時のＡｒ圧力は０．０２Ｐａで
ある。また、膜形成速度は、０．０１〜０．０２ｎｍ／
ｓである。形成した多層膜の断面構造を図１に示す。基
板１１にはＳｉ（１００）単結晶を用いた。また、バッ
ファ層１２として、厚さ５ｎｍのＨｆを用いた。磁性層
１３および１５には、厚さ５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％Ｆ
ｅ−１８ａｔ％Ｃｏ合金を用いた。非磁性層１４には、
Ｃｕを用い、その膜厚を変化させた。また、反強磁性層
１６には、厚さ５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用
いた。また、保護層１７には、厚さ５ｎｍのＨｆを用い
た。従って、高い磁気抵抗変化率を得るためには、Ｃｕ
膜厚が１．８ｎｍ〜３．３ｎｍであることが好ましい。
【００１３】図２にＣｕ膜厚に対する磁気抵抗変化率の
変化を示す。Ｃｕ膜厚が２．０ｎｍの時、磁気抵抗変化
率が最大値を示し、その値は２．９％である。また、Ｃ
ｕ膜厚が１．８ｎｍ〜３．３ｎｍの領域において、磁気
抵抗変化率は２．０％以上の値を示す。
変化を示す。Ｃｕ膜厚が２．０ｎｍの時、磁気抵抗変化
率が最大値を示し、その値は２．９％である。また、Ｃ
ｕ膜厚が１．８ｎｍ〜３．３ｎｍの領域において、磁気
抵抗変化率は２．０％以上の値を示す。
【００１４】図３に、この多層膜の磁化曲線の模式図を
示す。Ｆｅ−Ｍｎ層に接している磁性層はＦｅ−Ｍｎ層
からの交換バイアス磁界を受ける。図中のＨｏ＋は、上
記交換バイアス磁界に相当する。これに対し、Ｆｅ−Ｍ
ｎ層に接していない磁性層は、直接には、交換バイアス
磁界を受けない。しかし、２つの磁性層間には、強磁性
的な交換相互作用を受けるため、Ｆｅ−Ｍｎ層の接して
いない磁性層は、図中のＨｏ−のような交換バイアス磁
界を受ける。
示す。Ｆｅ−Ｍｎ層に接している磁性層はＦｅ−Ｍｎ層
からの交換バイアス磁界を受ける。図中のＨｏ＋は、上
記交換バイアス磁界に相当する。これに対し、Ｆｅ−Ｍ
ｎ層に接していない磁性層は、直接には、交換バイアス
磁界を受けない。しかし、２つの磁性層間には、強磁性
的な交換相互作用を受けるため、Ｆｅ−Ｍｎ層の接して
いない磁性層は、図中のＨｏ−のような交換バイアス磁
界を受ける。
【００１５】図４にはＣｕ膜厚を変化させたときの磁化
曲線の変化を示す。Ｃｕ膜厚が１．０ｎｍのとき、磁化
曲線は全体に高磁界側にシフトしている。これは、磁性
層間の交換相互作用が強いため、２つの磁性層が同時に
磁化反転していることを示す。Ｃｕ膜厚が１．６ｎｍの
とき、Ｈｏ＋は高磁界側に、Ｈｏ−は低磁界側にシフト
している。これは、上記交換相互作用がＣｕ膜厚の増加
により、弱くなっていることを示す。Ｃｕ膜厚が２．０
ｎｍになると図３の模式図と同様な磁化曲線になり、２
つの磁性層が独立に磁化反転していることがわかる。し
かし、磁性層間の交換相互作用はまだ残っており、Ｈｏ
−の値は零ではない。
曲線の変化を示す。Ｃｕ膜厚が１．０ｎｍのとき、磁化
曲線は全体に高磁界側にシフトしている。これは、磁性
層間の交換相互作用が強いため、２つの磁性層が同時に
磁化反転していることを示す。Ｃｕ膜厚が１．６ｎｍの
とき、Ｈｏ＋は高磁界側に、Ｈｏ−は低磁界側にシフト
している。これは、上記交換相互作用がＣｕ膜厚の増加
により、弱くなっていることを示す。Ｃｕ膜厚が２．０
ｎｍになると図３の模式図と同様な磁化曲線になり、２
つの磁性層が独立に磁化反転していることがわかる。し
かし、磁性層間の交換相互作用はまだ残っており、Ｈｏ
−の値は零ではない。
【００１６】図５にＣｕ膜厚に対するＨｏ−の変化を示
す。図のようにＣｕ膜厚が２．０ｎｍの場合、Ｈｏ−は
約２０Ｏｅになっている。Ｃｕ膜厚が２．０ｎｍ以上の
領域では、Ｈｏ−は減少し、Ｃｕ膜厚が２．５ｎｍ以上
の領域ではＨｏ−は１０Ｏｅ以下になっている。
す。図のようにＣｕ膜厚が２．０ｎｍの場合、Ｈｏ−は
約２０Ｏｅになっている。Ｃｕ膜厚が２．０ｎｍ以上の
領域では、Ｈｏ−は減少し、Ｃｕ膜厚が２．５ｎｍ以上
の領域ではＨｏ−は１０Ｏｅ以下になっている。
【００１７】上記の結果から、Ｃｕ膜厚が２．５ｎｍ〜
３．３ｎｍの領域では、磁気抵抗変化率が２．０％以上
と比較的高い値を示し、かつ、Ｈｏ−が１０Ｏｅ以下と
低い値を示す多層膜が得られる。これより、Ｆｅ−Ｍｎ
層に接している磁性層の磁化の向きに対し、Ｆｅ−Ｍｎ
層に接していない磁性層の磁化の向きを直交させた磁気
抵抗効果多層膜では、外部からバイアス磁界を印加する
必要がない。従って、磁気抵抗効果素子等の応用上の観
点から、Ｃｕ膜厚は２．５ｎｍ〜３．３ｎｍであること
が好ましい。
３．３ｎｍの領域では、磁気抵抗変化率が２．０％以上
と比較的高い値を示し、かつ、Ｈｏ−が１０Ｏｅ以下と
低い値を示す多層膜が得られる。これより、Ｆｅ−Ｍｎ
層に接している磁性層の磁化の向きに対し、Ｆｅ−Ｍｎ
層に接していない磁性層の磁化の向きを直交させた磁気
抵抗効果多層膜では、外部からバイアス磁界を印加する
必要がない。従って、磁気抵抗効果素子等の応用上の観
点から、Ｃｕ膜厚は２．５ｎｍ〜３．３ｎｍであること
が好ましい。
【００１８】また、本実施例では、バッファ層１２とし
て、Ｈｆを用いた。多層膜に対してＸ線回折を行ったと
ころ、これら多層膜は全て（１１１）結晶配向を示し
た。バッファ層１２のない多層膜を作製したところ、多
層膜は（１１１）結晶配向を示さず、磁気抵抗効果はあ
らわれなかった。磁気抵抗変化率の高い多層膜を得るに
は、上記多層膜が（１１１）配向を示すことが必要であ
る。
て、Ｈｆを用いた。多層膜に対してＸ線回折を行ったと
ころ、これら多層膜は全て（１１１）結晶配向を示し
た。バッファ層１２のない多層膜を作製したところ、多
層膜は（１１１）結晶配向を示さず、磁気抵抗効果はあ
らわれなかった。磁気抵抗変化率の高い多層膜を得るに
は、上記多層膜が（１１１）配向を示すことが必要であ
る。
【００１９】また、磁気抵抗効果曲線にバルクハウゼン
ノイズが生じる場合は、多層磁気抵抗効果膜の磁界検出
方向と直角の方向にバイアス磁界を印加する機構を設け
ることが、バルクハウゼンノイズの抑止に効果がある。
磁気抵抗効果膜をトラック幅１μｍ以下の狭トラック磁
気ヘッドに用いる場合には、トラック幅を厳密に規定す
る必要があるため、上記バイアス磁界を印加する機構と
しては、反強磁性層から直接交換バイアス磁界が印加さ
れていない磁性層のトラック以外の部分に、反強磁性層
を接触させる方法が好ましい。
ノイズが生じる場合は、多層磁気抵抗効果膜の磁界検出
方向と直角の方向にバイアス磁界を印加する機構を設け
ることが、バルクハウゼンノイズの抑止に効果がある。
磁気抵抗効果膜をトラック幅１μｍ以下の狭トラック磁
気ヘッドに用いる場合には、トラック幅を厳密に規定す
る必要があるため、上記バイアス磁界を印加する機構と
しては、反強磁性層から直接交換バイアス磁界が印加さ
れていない磁性層のトラック以外の部分に、反強磁性層
を接触させる方法が好ましい。
【００２０】また、本実施例では、磁性層としてＮｉ−
Ｆｅ−Ｃｏ系合金を使用したが、他の面心立方構造を有
する磁性層を用いても、バッファ層材料による磁化曲線
および磁気抵抗効果曲線の変化は同様である。しかし、
反強磁性層から直接交換バイアス磁界が印加されていな
い磁性層は、軟磁性を示すことが必要であり、磁性層と
して、Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を用
いることが好ましい。
Ｆｅ−Ｃｏ系合金を使用したが、他の面心立方構造を有
する磁性層を用いても、バッファ層材料による磁化曲線
および磁気抵抗効果曲線の変化は同様である。しかし、
反強磁性層から直接交換バイアス磁界が印加されていな
い磁性層は、軟磁性を示すことが必要であり、磁性層と
して、Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を用
いることが好ましい。
【００２１】また、本実施例では、非磁性層として、Ｃ
ｕを用いたが、Ｃｕを主成分とする合金を用いても同様
の結果が得られる。しかし、磁性層として３ｄ遷移金属
を用いる場合には、磁性層とのフェルミ面のマッチング
の観点から、非磁性層はＣｕであることが好ましい。
ｕを用いたが、Ｃｕを主成分とする合金を用いても同様
の結果が得られる。しかし、磁性層として３ｄ遷移金属
を用いる場合には、磁性層とのフェルミ面のマッチング
の観点から、非磁性層はＣｕであることが好ましい。
【００２２】また、本実施例では、反強磁性層として、
Ｆｅ−Ｍｎ系合金を用いたが、他の反強磁性材料を用い
ることもできる。反強磁性材料としては、Ｆｅ−Ｍｎ系
合金およびＦｅ−Ｍｎ系合金に耐食性向上元素を添加し
た合金、ＮｉＯなどが好ましい。Ｆｅ−Ｍｎ系合金に耐
食性向上元素を添加した合金としては、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒ
ｕ系合金が、耐食性、ネール温度の高さの点から好まし
い。
Ｆｅ−Ｍｎ系合金を用いたが、他の反強磁性材料を用い
ることもできる。反強磁性材料としては、Ｆｅ−Ｍｎ系
合金およびＦｅ−Ｍｎ系合金に耐食性向上元素を添加し
た合金、ＮｉＯなどが好ましい。Ｆｅ−Ｍｎ系合金に耐
食性向上元素を添加した合金としては、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒ
ｕ系合金が、耐食性、ネール温度の高さの点から好まし
い。
【００２３】（実施例２）実施例１と同様の構造の多層
膜を形成した。図１のバッファ層１２として、膜厚が５
ｎｍのＴｉを用い、磁性層１３および１５には膜厚が５
ｎｍのＮｉ−２０ａｔ％Ｆｅ合金、反強磁性層１６には
膜厚５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用いた。非磁
性中間層１４には、Ｃｕを用い、膜厚を変化させた。保
護膜１７として、膜厚が２０ｎｍのＣｕを用いた。
膜を形成した。図１のバッファ層１２として、膜厚が５
ｎｍのＴｉを用い、磁性層１３および１５には膜厚が５
ｎｍのＮｉ−２０ａｔ％Ｆｅ合金、反強磁性層１６には
膜厚５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用いた。非磁
性中間層１４には、Ｃｕを用い、膜厚を変化させた。保
護膜１７として、膜厚が２０ｎｍのＣｕを用いた。
【００２４】実施例１と同様に、Ｃｕ膜厚に対するＨｏ
−の変化を調べた。図６にＣｕ膜厚に対するＨｏ−の依
存性を示す。Ｃｕ膜厚に対し、Ｈｏ−は単純に減少して
いる。Ｃｕ膜厚が２．５ｎｍ以上の領域で、Ｈｏ−は１
０Ｏｅ以下になっている。
−の変化を調べた。図６にＣｕ膜厚に対するＨｏ−の依
存性を示す。Ｃｕ膜厚に対し、Ｈｏ−は単純に減少して
いる。Ｃｕ膜厚が２．５ｎｍ以上の領域で、Ｈｏ−は１
０Ｏｅ以下になっている。
【００２５】また、実施例１および実施例２では、バッ
ファ層１２として、ＨｆおよびＴｉを用いたが、Ｚｒあ
るいは実質的にＨｆ、Ｚｒ、Ｔｉを主成分とした合金で
あれば、上記実施例と同様な結果が得られる。
ファ層１２として、ＨｆおよびＴｉを用いたが、Ｚｒあ
るいは実質的にＨｆ、Ｚｒ、Ｔｉを主成分とした合金で
あれば、上記実施例と同様な結果が得られる。
【００２６】本発明者等は、バッファ層材料として、Ｚ
ｎを用いた多層膜においても検討を行ったが、上記稠密
六方構造を有するバッファ層を用いた場合とほぼ同様の
結果を得た。しかし、バッファ材料としてＺｎを用いた
多層膜は、（１１１）配向が、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｚｒを用い
た多層膜より弱い。このため、バッファ層材料として、
Ｚｎを用いた多層膜は、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｚｒを用いた多層
膜よりも、若干、特性が劣っていた。
ｎを用いた多層膜においても検討を行ったが、上記稠密
六方構造を有するバッファ層を用いた場合とほぼ同様の
結果を得た。しかし、バッファ材料としてＺｎを用いた
多層膜は、（１１１）配向が、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｚｒを用い
た多層膜より弱い。このため、バッファ層材料として、
Ｚｎを用いた多層膜は、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｚｒを用いた多層
膜よりも、若干、特性が劣っていた。
【００２７】（実施例３）実施例１と同様の構造の多層
膜を形成した。図１のバッファ層１２として、Ｔｉを用
いた。透過電子顕微鏡による断面観察を行ったところ、
Ｔｉは非晶質になっていた。Ｔｉは非晶質になる原因は
明らかではないが、Ｓｉ基板上に自然形成したＳｉＯ2
と反応した可能性がある。従って、上記バッファ層１２
はＴｉの酸化物である可能性がある。また、多層膜に対
してＸ線回折を行ったところ、多層膜は強い（１１１）
配向を示した。非晶質金属上に多層膜を形成したため
に、面心立方構造を有するＮｉ−Ｆｅ系合金の最稠密面
である（１１１）面が基板と平行に配向しやすくなった
ためと考えられる。また、バッファ層１２として、Ｈ
ｆ、Ｚｒを用いた場合にも、バッファ層１２は非晶質に
なった。
膜を形成した。図１のバッファ層１２として、Ｔｉを用
いた。透過電子顕微鏡による断面観察を行ったところ、
Ｔｉは非晶質になっていた。Ｔｉは非晶質になる原因は
明らかではないが、Ｓｉ基板上に自然形成したＳｉＯ2
と反応した可能性がある。従って、上記バッファ層１２
はＴｉの酸化物である可能性がある。また、多層膜に対
してＸ線回折を行ったところ、多層膜は強い（１１１）
配向を示した。非晶質金属上に多層膜を形成したため
に、面心立方構造を有するＮｉ−Ｆｅ系合金の最稠密面
である（１１１）面が基板と平行に配向しやすくなった
ためと考えられる。また、バッファ層１２として、Ｈ
ｆ、Ｚｒを用いた場合にも、バッファ層１２は非晶質に
なった。
【００２８】また、本実施例では、バッファ層１２とし
て、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉを用いたが、実質的にＨｆ、Ｚ
ｒ、Ｔｉを主成分とした合金であれば、上記実施例と同
様の効果が得られる。
て、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉを用いたが、実質的にＨｆ、Ｚ
ｒ、Ｔｉを主成分とした合金であれば、上記実施例と同
様の効果が得られる。
【００２９】（実施例４）実施例１と同様の方法で、多
層膜を形成した。本実施例では、図１の磁性層１３およ
び１５として、膜厚５ｎｍのＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を
用いた。ＮｉおよびＦｅの組成比は、８０：２０とし、
Ｃｏの濃度を変化した。基板１１にはＳｉ（１００）単
結晶を用いた。また、バッファ層１２として、厚さ５ｎ
ｍのＨｆを用いた。非磁性層１４には、厚さ２ｎｍのＣ
ｕを用いた。また、反強磁性層１６には、厚さ５ｎｍの
Ｆｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用いた。また、保護層１７
には、厚さ５ｎｍのＨｆを用いた。
層膜を形成した。本実施例では、図１の磁性層１３およ
び１５として、膜厚５ｎｍのＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を
用いた。ＮｉおよびＦｅの組成比は、８０：２０とし、
Ｃｏの濃度を変化した。基板１１にはＳｉ（１００）単
結晶を用いた。また、バッファ層１２として、厚さ５ｎ
ｍのＨｆを用いた。非磁性層１４には、厚さ２ｎｍのＣ
ｕを用いた。また、反強磁性層１６には、厚さ５ｎｍの
Ｆｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用いた。また、保護層１７
には、厚さ５ｎｍのＨｆを用いた。
【００３０】図７に、Ｃｏ濃度と多層膜の磁気抵抗変化
率との関係を示す。この図のように、Ｃｏ濃度の増加に
従い、磁気抵抗変化率が増加する。２．５％以上の磁気
抵抗変化率を得るためには、Ｃｏ濃度が１０％以上であ
ることが必要である。
率との関係を示す。この図のように、Ｃｏ濃度の増加に
従い、磁気抵抗変化率が増加する。２．５％以上の磁気
抵抗変化率を得るためには、Ｃｏ濃度が１０％以上であ
ることが必要である。
【００３１】図８に、Ｃｏ濃度と磁性層１３の異方性磁
界との関係を示す。この図のように、Ｃｏ濃度を高くす
ると、磁性層１３の異方性磁界が高くなる。磁性層１３
の異方性磁界が高くなると、磁界に対する感度が低下す
るという問題がある。図８のように、異方性磁界を２．
４ｋＡ／ｍ（３０Ｏｅ）以下とするためには、Ｃｏ濃度
を２５ａｔ％以下にする必要がある。
界との関係を示す。この図のように、Ｃｏ濃度を高くす
ると、磁性層１３の異方性磁界が高くなる。磁性層１３
の異方性磁界が高くなると、磁界に対する感度が低下す
るという問題がある。図８のように、異方性磁界を２．
４ｋＡ／ｍ（３０Ｏｅ）以下とするためには、Ｃｏ濃度
を２５ａｔ％以下にする必要がある。
【００３２】以上のように、高い磁気抵抗変化率および
低い磁性層の異方性磁界を得るためには、Ｃｏ濃度を１
０〜２５ａｔ％にすることが好ましい。
低い磁性層の異方性磁界を得るためには、Ｃｏ濃度を１
０〜２５ａｔ％にすることが好ましい。
【００３３】なお、磁性層の結晶磁気異方性定数を零に
近くし、磁性層の保磁力を低くするためには、ＮｉとＦ
ｅの組成比を７５：２５〜８５：１５にすることが好ま
しい。
近くし、磁性層の保磁力を低くするためには、ＮｉとＦ
ｅの組成比を７５：２５〜８５：１５にすることが好ま
しい。
【００３４】（実施例５）実施例１と同様の方法で、多
層膜を形成した。本実施例では、図９の基板２１にはＳ
ｉ（１００）単結晶を用いた。また、バッファ層２２と
して、厚さ５ｎｍのＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆを用いた。磁性層
２３には、厚さ５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％Ｆｅ−１８ａ
ｔ％Ｃｏ合金を用いた。非磁性層２４には、厚さ２ｎｍ
のＣｕを用いた。磁性層２５には、厚さ４ｎｍのＣｏを
用い、磁性層２６には、厚さ３ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％
Ｆｅ−１８ａｔ％Ｃｏ合金を用いた。また、反強磁性層
２７には、厚さ５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用
いた。また、保護層２８には、厚さ５ｎｍのＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆを用いた。
層膜を形成した。本実施例では、図９の基板２１にはＳ
ｉ（１００）単結晶を用いた。また、バッファ層２２と
して、厚さ５ｎｍのＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆを用いた。磁性層
２３には、厚さ５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％Ｆｅ−１８ａ
ｔ％Ｃｏ合金を用いた。非磁性層２４には、厚さ２ｎｍ
のＣｕを用いた。磁性層２５には、厚さ４ｎｍのＣｏを
用い、磁性層２６には、厚さ３ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％
Ｆｅ−１８ａｔ％Ｃｏ合金を用いた。また、反強磁性層
２７には、厚さ５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用
いた。また、保護層２８には、厚さ５ｎｍのＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆを用いた。
【００３５】表１に多層膜の磁気抵抗変化率を示す。表
１のように、磁性層の一部にＣｏを用いることにより、
高い磁気抵抗変化率を得ることができる。
１のように、磁性層の一部にＣｏを用いることにより、
高い磁気抵抗変化率を得ることができる。
【００３６】
【表１】
【００３７】なお、本実施例で磁性層２６としてＮｉ−
Ｆｅ−Ｃｏ系合金を用いた。これは、面心立方構造のＦ
ｅ−Ｍｎ系合金の形成を容易にするためである。Ｆｅ−
Ｍｎ系合金は面心立方構造の時、室温以上のネール温度
を示す。従って、Ｃｏ上にＦｅ−Ｍｎ系合金を形成して
も、Ｆｅ−Ｍｎ系合金が面心立方構造になれば、磁性層
２６は必要ない。
Ｆｅ−Ｃｏ系合金を用いた。これは、面心立方構造のＦ
ｅ−Ｍｎ系合金の形成を容易にするためである。Ｆｅ−
Ｍｎ系合金は面心立方構造の時、室温以上のネール温度
を示す。従って、Ｃｏ上にＦｅ−Ｍｎ系合金を形成して
も、Ｆｅ−Ｍｎ系合金が面心立方構造になれば、磁性層
２６は必要ない。
【００３８】本実施例では、磁性層２５として、Ｃｏを
用いたが、Ｃｏを主成分とする合金を用いても高い磁気
抵抗変化率を得ることができる。
用いたが、Ｃｏを主成分とする合金を用いても高い磁気
抵抗変化率を得ることができる。
【００３９】また、本実施例では、磁性層２３としてＮ
ｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を使用したが、他の面心立方構造
を有する磁性層を用いても、同様の結果が得られる。し
かし、反強磁性層から直接交換バイアス磁界が印加され
ていない磁性層は、軟磁性を示すことが必要であり、磁
性層２３として、Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ
系合金を用いることが好ましい。
ｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を使用したが、他の面心立方構造
を有する磁性層を用いても、同様の結果が得られる。し
かし、反強磁性層から直接交換バイアス磁界が印加され
ていない磁性層は、軟磁性を示すことが必要であり、磁
性層２３として、Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ
系合金を用いることが好ましい。
【００４０】また、本実施例では、非磁性層２４とし
て、Ｃｕを用いたが、Ｃｕを主成分とする合金を用いて
も同様の結果が得られる。また、Ａｕ、ＡｇあるいはＡ
ｕ、Ａｇを主成分とする合金を用いても同様の結果が得
られる。しかし、磁性層として３ｄ遷移金属を用いる場
合には、磁性層とのフェルミ面のマッチングの観点か
ら、非磁性層はＣｕであることが好ましい。
て、Ｃｕを用いたが、Ｃｕを主成分とする合金を用いて
も同様の結果が得られる。また、Ａｕ、ＡｇあるいはＡ
ｕ、Ａｇを主成分とする合金を用いても同様の結果が得
られる。しかし、磁性層として３ｄ遷移金属を用いる場
合には、磁性層とのフェルミ面のマッチングの観点か
ら、非磁性層はＣｕであることが好ましい。
【００４１】また、本実施例では、反強磁性層２７とし
て、Ｆｅ−Ｍｎ系合金を用いたが、他の反強磁性材料を
用いることもできる。反強磁性材料としては、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系合金およびＦｅ−Ｍｎ系合金に耐食性向上元素を添
加した合金、ＮｉＯなどが好ましい。Ｆｅ−Ｍｎ系合金
に耐食性向上元素を添加した合金としては、Ｆｅ−Ｍｎ
−Ｒｕ系合金が、耐食性、ネール温度の高さの点から好
ましい。
て、Ｆｅ−Ｍｎ系合金を用いたが、他の反強磁性材料を
用いることもできる。反強磁性材料としては、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系合金およびＦｅ−Ｍｎ系合金に耐食性向上元素を添
加した合金、ＮｉＯなどが好ましい。Ｆｅ−Ｍｎ系合金
に耐食性向上元素を添加した合金としては、Ｆｅ−Ｍｎ
−Ｒｕ系合金が、耐食性、ネール温度の高さの点から好
ましい。
【００４２】また、本実施例では、バッファ層２２とし
て、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉを用いたが、実質的にＨｆ、Ｚ
ｒ、Ｔｉを主成分とし、稠密六方構造を有する非磁性合
金であれば、上記実施例と同様の効果が得られる。ま
た、多層膜を（１１１）配向にするには、Ｈｆ、Ｚｒ、
Ｔｉを主成分とする非晶質合金を用いることが好まし
い。
て、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｔｉを用いたが、実質的にＨｆ、Ｚ
ｒ、Ｔｉを主成分とし、稠密六方構造を有する非磁性合
金であれば、上記実施例と同様の効果が得られる。ま
た、多層膜を（１１１）配向にするには、Ｈｆ、Ｚｒ、
Ｔｉを主成分とする非晶質合金を用いることが好まし
い。
【００４３】（実施例６）実施例１と同様の方法で、零
磁界において、Ｆｅ−Ｍｎ層に接している磁性層の磁化
の向きとＦｅ−Ｍｎ層に接していない磁性層の磁化の向
きが直交した多層膜を作製した。ここで、基板１１には
Ｓｉ（１００）基板を用いた。バッファ層１２には膜厚
５ｎｍのＨｆを用いた。磁性層１３および１５には膜厚
５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％Ｆｅ−１８ａｔ％Ｃｏを用い
た。反強磁性層には膜厚５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ
を用いた。非磁性中間層１４には膜厚２．５ｎｍのＣｕ
を用いた。保護層１７には膜厚５ｎｍのＨｆを用いた。
図１０には上記多層膜の低磁界における磁気抵抗変化を
示す。また、比較のために、２つの磁性層の磁化の向き
が零磁界において、平行な多層膜の場合も示す。２つの
磁性層の磁化の向きが平行な場合、抵抗が変化しはじめ
る磁界は約１０Ｏｅである。これに対し、２つの磁性層
の磁化の向きが直交した膜では零磁界付近で抵抗が変化
しはじめる。
磁界において、Ｆｅ−Ｍｎ層に接している磁性層の磁化
の向きとＦｅ−Ｍｎ層に接していない磁性層の磁化の向
きが直交した多層膜を作製した。ここで、基板１１には
Ｓｉ（１００）基板を用いた。バッファ層１２には膜厚
５ｎｍのＨｆを用いた。磁性層１３および１５には膜厚
５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％Ｆｅ−１８ａｔ％Ｃｏを用い
た。反強磁性層には膜厚５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ
を用いた。非磁性中間層１４には膜厚２．５ｎｍのＣｕ
を用いた。保護層１７には膜厚５ｎｍのＨｆを用いた。
図１０には上記多層膜の低磁界における磁気抵抗変化を
示す。また、比較のために、２つの磁性層の磁化の向き
が零磁界において、平行な多層膜の場合も示す。２つの
磁性層の磁化の向きが平行な場合、抵抗が変化しはじめ
る磁界は約１０Ｏｅである。これに対し、２つの磁性層
の磁化の向きが直交した膜では零磁界付近で抵抗が変化
しはじめる。
【００４４】本実施例のように、外部磁界が零の場合
に、反強磁性層からの交換バイアス磁界が印加された磁
性層の磁化の向きが、反強磁性層からの交換バイアス磁
界が直接印加されていない磁性層の磁化の向きと直交し
た多層膜では、磁性層間の相互作用が小さい時、零磁界
付近で抵抗が変化する。さらに上記多層膜を素子として
細長く切りだした時、２つの磁性層間には静磁結合が働
き、その静磁結合は磁性層間の交換相互作用を打ち消す
ように働く。これにより、零磁界を中心にして、抵抗変
化が起こる。また、反強磁性層に接していない磁性層の
磁化の容易軸を、外部磁界に対し直交する方向に向ける
ことにより透磁率が高くなる。
に、反強磁性層からの交換バイアス磁界が印加された磁
性層の磁化の向きが、反強磁性層からの交換バイアス磁
界が直接印加されていない磁性層の磁化の向きと直交し
た多層膜では、磁性層間の相互作用が小さい時、零磁界
付近で抵抗が変化する。さらに上記多層膜を素子として
細長く切りだした時、２つの磁性層間には静磁結合が働
き、その静磁結合は磁性層間の交換相互作用を打ち消す
ように働く。これにより、零磁界を中心にして、抵抗変
化が起こる。また、反強磁性層に接していない磁性層の
磁化の容易軸を、外部磁界に対し直交する方向に向ける
ことにより透磁率が高くなる。
【００４５】以上の結果より、外部磁界が零の場合に、
反強磁性層からの交換バイアス磁界が印加された磁性層
の磁化の向きが、反強磁性層からの交換バイアス磁界が
直接印加されていない磁性層の磁化の向きと直交した多
層膜では、磁性層間の相互作用が小さい時、外部からの
バイアス磁界が必要とせず、感度の高い磁気抵抗効果素
子が得られる。
反強磁性層からの交換バイアス磁界が印加された磁性層
の磁化の向きが、反強磁性層からの交換バイアス磁界が
直接印加されていない磁性層の磁化の向きと直交した多
層膜では、磁性層間の相互作用が小さい時、外部からの
バイアス磁界が必要とせず、感度の高い磁気抵抗効果素
子が得られる。
【００４６】（実施例７）本発明の多層膜を用いた磁気
抵抗効果素子を形成した。本実施例では、図１のバッフ
ァ層１２として、厚さ５ｎｍのＨｆを用いた。磁性層１
３および磁性層１５には、厚さ５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ
％Ｆｅ−１８ａｔ％Ｃｏ合金を用いた。非磁性層１４に
は、厚さ２ｎｍのＣｕを用いた。反強磁性層１６には、
厚さ５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用いた。ま
た、保護層１７には、厚さ５ｎｍのＨｆを用いた。
抵抗効果素子を形成した。本実施例では、図１のバッフ
ァ層１２として、厚さ５ｎｍのＨｆを用いた。磁性層１
３および磁性層１５には、厚さ５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ
％Ｆｅ−１８ａｔ％Ｃｏ合金を用いた。非磁性層１４に
は、厚さ２ｎｍのＣｕを用いた。反強磁性層１６には、
厚さ５ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用いた。ま
た、保護層１７には、厚さ５ｎｍのＨｆを用いた。
【００４７】図１１に磁気抵抗効果素子の構造を示す。
磁気抵抗効果素子は、多層磁気抵抗効果膜４１および電
極４２をシールド層４３、４４で挟んだ構造を有する。
上記磁気抵抗効果素子に磁界を印加し、電気抵抗率の変
化を測定したところ、本発明の多層磁気抵抗効果膜を用
いた磁気抵抗効果素子は、２０Ｏｅ程度の印加磁界で３
％程度の磁気抵抗変化率を示した。また、本発明の磁気
抵抗効果素子の再生出力は、Ｎｉ−Ｆｅ単層膜を用いた
磁気抵抗効果素子と比較して２．７倍であった。
磁気抵抗効果素子は、多層磁気抵抗効果膜４１および電
極４２をシールド層４３、４４で挟んだ構造を有する。
上記磁気抵抗効果素子に磁界を印加し、電気抵抗率の変
化を測定したところ、本発明の多層磁気抵抗効果膜を用
いた磁気抵抗効果素子は、２０Ｏｅ程度の印加磁界で３
％程度の磁気抵抗変化率を示した。また、本発明の磁気
抵抗効果素子の再生出力は、Ｎｉ−Ｆｅ単層膜を用いた
磁気抵抗効果素子と比較して２．７倍であった。
【００４８】（実施例８）実施例７で述べた磁気抵抗効
果素子を用い、磁気ヘッドを作製した。磁気ヘッドの構
造を以下に示す。図１２は、記録再生分離型ヘッドの一
部分を切断した場合の斜視図である。多層磁気抵抗効果
膜５１をシールド層５２、５３で挾んだ部分が再生ヘッ
ドとして働き、コイル５４を挾む下部磁極５５、上部磁
極５６の部分が記録ヘッドとして働く。多層磁気抵抗効
果膜５１は実施例５に記載の多層膜からなる。また、電
極５８には、Ｃｒ／Ｃｕ／Ｃｒという多層構造の材料を
用いた。
果素子を用い、磁気ヘッドを作製した。磁気ヘッドの構
造を以下に示す。図１２は、記録再生分離型ヘッドの一
部分を切断した場合の斜視図である。多層磁気抵抗効果
膜５１をシールド層５２、５３で挾んだ部分が再生ヘッ
ドとして働き、コイル５４を挾む下部磁極５５、上部磁
極５６の部分が記録ヘッドとして働く。多層磁気抵抗効
果膜５１は実施例５に記載の多層膜からなる。また、電
極５８には、Ｃｒ／Ｃｕ／Ｃｒという多層構造の材料を
用いた。
【００４９】以下にこのヘッドの作製方法を示す。
【００５０】Ａｌ2Ｏ3・ＴｉＣを主成分とする焼結体を
スライダ用の基板５７とした。シールド層、記録磁極に
はスパッタリング法で形成したＮｉ−Ｆｅ合金を用い
た。各磁性膜の膜厚は、以下のようにした。上下のシー
ルド層５２、５３は１．０μｍ、下部磁極５５、上部５
６は３．０μｍ、各層間のギャップ材としてはスパッタ
リングで形成したＡｌ2Ｏ3を用いた。ギャップ層の膜厚
は、シールド層と磁気抵抗効果素子間で０．２μｍ、記
録磁極間では０．４μｍとした。さらに再生ヘッドと記
録ヘッドの間隔は約４μｍとし、このギャップもＡｌ2
Ｏ3で形成した。コイル５４には膜厚３μｍのＣｕを使
用した。
スライダ用の基板５７とした。シールド層、記録磁極に
はスパッタリング法で形成したＮｉ−Ｆｅ合金を用い
た。各磁性膜の膜厚は、以下のようにした。上下のシー
ルド層５２、５３は１．０μｍ、下部磁極５５、上部５
６は３．０μｍ、各層間のギャップ材としてはスパッタ
リングで形成したＡｌ2Ｏ3を用いた。ギャップ層の膜厚
は、シールド層と磁気抵抗効果素子間で０．２μｍ、記
録磁極間では０．４μｍとした。さらに再生ヘッドと記
録ヘッドの間隔は約４μｍとし、このギャップもＡｌ2
Ｏ3で形成した。コイル５４には膜厚３μｍのＣｕを使
用した。
【００５１】以上述べた構造の磁気ヘッドで記録再生を
行ったところ、Ｎｉ−Ｆｅ単層膜を磁気抵抗効果素子に
用いた磁気ヘッドと比較して、２．６倍高い再生出力を
得た。これは、本発明の磁気ヘッドに高磁気抵抗効果を
示す多層膜を用いたためと考えられる。
行ったところ、Ｎｉ−Ｆｅ単層膜を磁気抵抗効果素子に
用いた磁気ヘッドと比較して、２．６倍高い再生出力を
得た。これは、本発明の磁気ヘッドに高磁気抵抗効果を
示す多層膜を用いたためと考えられる。
【００５２】また、本発明の磁気抵抗効果素子は、磁気
ヘッド以外の磁界検出器にも用いることができる。
ヘッド以外の磁界検出器にも用いることができる。
【００５３】また、さらに、上記磁気ヘッドを磁気記録
再生装置に用いることにより、高性能磁気記録再生装置
が得られる。
再生装置に用いることにより、高性能磁気記録再生装置
が得られる。
【００５４】
【発明の効果】上述のように、磁性層の一部に反強磁性
層からの交換バイアス磁界を印加し、基板上にＨｆ、Ｚ
ｒ、Ｔｉ等の稠密六方構造を有する非磁性合金からなる
バッファ層を形成した多層膜において、望ましくは上記
多層膜のＣｕ膜厚を２．５ｎｍ〜３．３ｎｍと設定する
ことにより、磁気抵抗変化率を大きく低減することな
く、磁性層間の交換相互作用の弱い多層磁気抵抗効果膜
が得られる。さらに、反強磁性層からの交換バイアス磁
界が印加された磁性層の磁化の向きが、反強磁性層から
の交換バイアス磁界が直接印加されていない磁性層の磁
化と直交した磁気抵抗効果膜では、外部からのバイアス
磁界を必要としない。上記多層磁気抵抗効果膜は、磁気
抵抗効果素子、磁界センサ、磁気ヘッドなどに好適であ
る。また、上記磁気ヘッドを用いることにより、高性能
磁気記録再生装置を得ることができる。
層からの交換バイアス磁界を印加し、基板上にＨｆ、Ｚ
ｒ、Ｔｉ等の稠密六方構造を有する非磁性合金からなる
バッファ層を形成した多層膜において、望ましくは上記
多層膜のＣｕ膜厚を２．５ｎｍ〜３．３ｎｍと設定する
ことにより、磁気抵抗変化率を大きく低減することな
く、磁性層間の交換相互作用の弱い多層磁気抵抗効果膜
が得られる。さらに、反強磁性層からの交換バイアス磁
界が印加された磁性層の磁化の向きが、反強磁性層から
の交換バイアス磁界が直接印加されていない磁性層の磁
化と直交した磁気抵抗効果膜では、外部からのバイアス
磁界を必要としない。上記多層磁気抵抗効果膜は、磁気
抵抗効果素子、磁界センサ、磁気ヘッドなどに好適であ
る。また、上記磁気ヘッドを用いることにより、高性能
磁気記録再生装置を得ることができる。
【図１】本発明の多層磁気抵抗効果膜の構造を示す断面
図である。
図である。
【図２】Ｃｕ膜厚と磁気抵抗変化率との関係を示すグラ
フである。
フである。
【図３】本発明の多層磁気抵抗効果膜の磁化曲線の模式
図である。
図である。
【図４】Ｃｕ膜厚を変化させた時の磁化曲線の変化を示
す線図である。
す線図である。
【図５】Ｈｆバッファ層を用いた多層膜のＣｕ膜厚と交
換バイアス磁界Ｈｏ−との関係を示すグラフである。
換バイアス磁界Ｈｏ−との関係を示すグラフである。
【図６】Ｔｉバッファ層を用いた多層膜のＣｕ膜厚と交
換バイアス磁界Ｈｏ−との関係を示すグラフである。
換バイアス磁界Ｈｏ−との関係を示すグラフである。
【図７】本発明の多層磁気抵抗効果膜のＣｏ濃度と磁気
抵抗変化率との関係を示すグラフである。
抵抗変化率との関係を示すグラフである。
【図８】本発明の多層磁気抵抗効果膜のＣｏ濃度と磁性
層の異方性磁界との関係を示すグラフである。
層の異方性磁界との関係を示すグラフである。
【図９】本発明の磁性層の一部にＣｏ系磁性層を用いた
多層磁気抵抗効果膜の構造を示す断面図である。
多層磁気抵抗効果膜の構造を示す断面図である。
【図１０】２つの磁性層の磁化の向きが零磁界において
直交及び平行に向いている多層膜の低磁界での磁気抵抗
変化を示す線図である。
直交及び平行に向いている多層膜の低磁界での磁気抵抗
変化を示す線図である。
【図１１】本発明の多層磁気抵抗効果膜を用いた磁気抵
抗効果素子の構造を示す斜視図である。
抗効果素子の構造を示す斜視図である。
【図１２】本発明の磁気ヘッドの構造を示す斜視図であ
る。
る。
１１，２１，３１…基板、１２，２２…バッファ層、１
３，１５，２３，２５，２６…磁性層、１４，２４…非
磁性層、１６，２７…反強磁性層、１７，２８…保護
層、３１…多層磁気抵抗効果膜、３２…電極、３３，３
４…シールド層、４１…多層磁気抵抗効果膜、４２，４
３…シールド層、４４…コイル、４５…下部磁極、４６
…上部磁極、４７…基体、４８…電極。
３，１５，２３，２５，２６…磁性層、１４，２４…非
磁性層、１６，２７…反強磁性層、１７，２８…保護
層、３１…多層磁気抵抗効果膜、３２…電極、３３，３
４…シールド層、４１…多層磁気抵抗効果膜、４２，４
３…シールド層、４４…コイル、４５…下部磁極、４６
…上部磁極、４７…基体、４８…電極。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｇ１１Ｂ 5/39 Ｈ０１Ｌ 43/08 Ｚ
Claims (13)
- 【請求項１】２層以上の磁性層を非磁性層で分割し、少
なくとも１層の磁性層に反強磁性層からの交換バイアス
磁界が印加されており、少なくとも１層の磁性層に反強
磁性層からの交換バイアス磁界は直接には印加されてい
ない多層膜を用いた多層磁気抵抗効果膜において、上記
非磁性層が、ＣｕあるいはＣｕを主成分とする合金から
なることを特徴とする多層磁気抵抗効果膜。 - 【請求項２】上記非磁性層の膜厚が１．８ｎｍ〜３．３
ｎｍであることを特徴とする請求項１記載の多層磁気抵
抗効果膜。 - 【請求項３】上記多層膜と基板との間に稠密六方構造を
有する非磁性金属からなるバッファ層が形成されている
ことを特徴とする請求項１または２記載の多層磁気抵抗
効果膜。 - 【請求項４】上記稠密六方構造を有する非磁性金属がＴ
ｉ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｚｒから選ばれた少なくとも１元素の
金属、または、これらを主成分とする合金からなること
を特徴とする請求項３記載の多層磁気抵抗効果膜。 - 【請求項５】上記バッファ層が非晶質状態であることを
特徴とする請求項３記載の多層磁気抵抗効果膜。 - 【請求項６】上記磁性層および非磁性層が面心立方構造
を有し、（１１１）配向していることを特徴とする請求
項１から５までのいずれかに記載の多層磁気抵抗効果
膜。 - 【請求項７】上記磁性層の少なくとも一部がＮｉ−Ｆｅ
系合金ないしＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金であることを特徴
とする請求項１から５までのいずれかに記載の多層磁気
抵抗効果膜。 - 【請求項８】上記Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金のＣｏ濃度が
１０〜２５ａｔ％であることを特徴とする請求項７記載
の多層磁気抵抗効果膜。 - 【請求項９】少なくとも一部の磁性層がＣｏあるいはＣ
ｏを主成分とする合金であることを特徴とする請求項１
から５までのいずれかに記載の多層磁気抵抗効果膜。 - 【請求項１０】請求項１から請求項９に記載の多層磁気
抵抗効果膜を少なくとも一部に用い、外部磁界が零の場
合に、反強磁性層からの交換バイアス磁界が印加された
磁性層の磁化の向きが、反強磁性層からの交換バイアス
磁界が直接印加されていない磁性層の磁化の向きと直交
した磁気抵抗効果素子であり、反強磁性層からの交換バ
イアス磁界が直接印加されていない磁性層の磁化の向き
が外部磁界により回転することによって生じる電気抵抗
の変化を検知することを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１１】請求項１０に記載の磁気抵抗効果素子を
少なくとも一部に用いたことを特徴とする磁気ヘッド。 - 【請求項１２】請求項１０に記載の磁気抵抗効果素子と
誘導型磁気ヘッドを組み合わせたことを特徴とする複合
型磁気ヘッド。 - 【請求項１３】請求項１１または１２に記載の磁気ヘッ
ドを用いたことを特徴とする磁気記録再生装置。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5207447A JPH0766036A (ja) | 1993-08-23 | 1993-08-23 | 多層磁気抵抗効果膜、それを用いた磁気抵抗効果素子および磁気ヘッド |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5207447A JPH0766036A (ja) | 1993-08-23 | 1993-08-23 | 多層磁気抵抗効果膜、それを用いた磁気抵抗効果素子および磁気ヘッド |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0766036A true JPH0766036A (ja) | 1995-03-10 |
Family
ID=16539929
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5207447A Pending JPH0766036A (ja) | 1993-08-23 | 1993-08-23 | 多層磁気抵抗効果膜、それを用いた磁気抵抗効果素子および磁気ヘッド |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0766036A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0738573A3 (de) * | 1995-03-20 | 1997-02-26 | Leybold Ag | Matrize zum Abformen von Schallaufzeichnungen und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| US6051304A (en) * | 1995-07-28 | 2000-04-18 | Takahashi; Migaku | Magnetoresistance element and its manufacture |
| KR100302580B1 (ko) * | 1997-05-14 | 2001-10-19 | 가네꼬 히사시 | 자기저항효과소자,이소자를이용한자기저항효과센서,자기저항검출시스템및자기기억시스템 |
-
1993
- 1993-08-23 JP JP5207447A patent/JPH0766036A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0738573A3 (de) * | 1995-03-20 | 1997-02-26 | Leybold Ag | Matrize zum Abformen von Schallaufzeichnungen und Verfahren zu ihrer Herstellung |
| US6051304A (en) * | 1995-07-28 | 2000-04-18 | Takahashi; Migaku | Magnetoresistance element and its manufacture |
| KR100302580B1 (ko) * | 1997-05-14 | 2001-10-19 | 가네꼬 히사시 | 자기저항효과소자,이소자를이용한자기저항효과센서,자기저항검출시스템및자기기억시스템 |
| US6775110B1 (en) | 1997-05-14 | 2004-08-10 | Tdk Corporation | Magnetoresistance effect device with a Ta, Hf, or Zr sublayer contacting an NiFe layer in a magneto resistive structure |
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