JPH0851022A - 磁気抵抗効果素子 - Google Patents

磁気抵抗効果素子

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JPH0851022A
JPH0851022A JP7202893A JP20289395A JPH0851022A JP H0851022 A JPH0851022 A JP H0851022A JP 7202893 A JP7202893 A JP 7202893A JP 20289395 A JP20289395 A JP 20289395A JP H0851022 A JPH0851022 A JP H0851022A
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裕三 上口
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    • H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
    • H01F10/324—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer
    • H01F10/3268—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn

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Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、軟磁気特性が良好なスピンバルブ
構造の膜または人工格子膜を結うす、高感度の磁気ヘッ
ドに適用が可能である磁気抵抗効果素子を提供すること
を目的とする。 【構成】 基板上にＣｏ，Ｆｅ，およびＮｉからなる群
より選ばれた少なくとも１種の元素を主成分とする強磁
性膜、非磁性膜、および前記強磁性膜を順次積層されて
なる積層膜を具備し、２つの前記強磁性膜が非結合であ
り、前記強磁性膜の最緻密面が膜面垂直方向に配向して
いることを特徴としている。また、本発明は、基板上に
形成されており前記強磁性膜と非結合である高抵抗磁性
膜と、前記高抵抗磁性膜上に形成されており５層以下の
積層膜からなる強磁性膜、非磁性膜、及び前記強磁性膜
が順次積層されてなる積層膜とを具備することを特徴と
している。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、磁気ヘッド等に用いら
れる磁気抵抗効果素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】以前より、磁気記録媒体に記録された情
報を読み出す場合は、コイルを有する読取り用の磁気ヘ
ッドを記録媒体に対して相対的に移動させて、その時に
発生する電磁誘導でコイルに誘起される電圧を検出する
方法が一般的である。また、情報を読み出す場合に磁気
抵抗効果型ヘッドを用いることも知られている[IEEE MA
G-7,150(1971)]。この磁気抵抗効果型ヘッドは、ある種
の強磁性体の電気抵抗が外部磁界の強さに応じて変化す
るという現象を利用したものであり、磁気記録媒体用の
高感度ヘッドとして知られている。近年、磁気記録媒体
の小型化・大容量化が進められ、情報読み取り時の読取
り用磁気ヘッドと磁気記録媒体との相対速度が小さくな
ってきているので、小さい相対速度であっても大きな出
力が取り出せる磁気抵抗効果型ヘッドへの期待が高まっ
ている。
【０００３】従来、磁気抵抗効果型ヘッドにおいて外部
磁界を感知して抵抗が変化する部分（以下、ＭＲエレメ
ントと呼ぶ）には、ＮｉＦｅ合金（以下、パーマロイと
省略する）が使用されている。パーマロイは、良好な軟
磁気特性を有するものでも磁気抵抗変化率が最大で３％
程度であり、小型化・大容量化された磁気記録媒体用の
ＭＲエレメントに用いる場合には磁気抵抗変化率が不充
分である。このため、ＭＲエレメント材料として、より
高感度な磁気抵抗変化を示すものが望まれている。
【０００４】近年、Ｆｅ／ＣｒやＣｏ／Ｃｕのように、
強磁性膜と非磁性膜をある条件で交互に積層してなる多
層積層膜、いわゆる人工格子膜には、隣接する強磁性膜
間の反強磁性的結合を利用して巨大な磁気抵抗変化が現
れることが確認されており、最大で１００％を超える大
きな磁気抵抗変化率を示すものも報告されている［Phy
s.Rev.Lett.,Vol.61,2472(1988)][Phys.Rev.Lett.,Vol.
64,2304(1990)] 。
【０００５】一方、強磁性膜が反強磁性結合しない場合
でも、隣接する強磁性膜間の反強磁性的結合を用いずに
別の手段で非磁性膜を挟んだ２つの強磁性膜の一方に交
換バイアスを及ぼし磁化を固定しておき、もう一方の強
磁性膜が外部磁界により磁化反転することにより、非磁
性膜を挟んで互いに反平行な状態を作り出し、大きな磁
気抵抗変化を実現した例も報告されている。このタイプ
をここではスピンバルブ構造と呼ぶ［Phys.Rev.B.,Vol.
45806(1992)][J.Appl.Phys.,Vol.69,4774(1991)]。
【０００６】人工格子膜、スピンバルブ構造の膜のいず
れも、強磁性膜の種類によって、積層膜の抵抗変化特性
および磁気特性はかなり異なる。たとえば、スピンバル
ブ構造でＣｏを用いた場合、例えばＣｏ／Ｃｕ／Ｃｏ／
ＦｅＭｎでは、８％の大きな抵抗変化率を生じるが、保
磁力が約２０エルステッドと高く、軟磁気特性が良好で
ない。逆に、パーマロイを用いた場合、例えばＮｉＦｅ
／Ｃｕ／ＮｉＦｅ／ＦｅＭｎでは、保磁力が１エルステ
ッド以下の良好な値が報告されているが、抵抗変化率は
４％程度と大きくはない[J.Al.Phys.,Vol.69,4774(199
1)]。このように、積層膜の軟磁気特性は良好である
が、抵抗変化率が低下する。したがって、軟磁気特性お
よび抵抗変化率の両方を満たす積層膜の構成元素および
膜構造がまだ報告されていない。
【０００７】また、２つのタイプの膜には、以下の問題
点がある。
【０００８】人工格子膜では、磁界レンジを無視した抵
抗変化率ΔＲ／Ｒは、スピンバルブ型に比べて大きい
が、反強磁性結合が大きいために飽和磁界Ｈｓが大きく
軟磁性に難があり、さらにこのRKKY的な反強磁性結合は
界面構造に敏感であるので、安定した成膜が困難であ
り、また、経時変化を生じ易い。
【０００９】スピンバルブ構造の膜では、強磁性膜にＮ
ｉＦｅ膜を用いると良好な軟磁気特性が得られるが、強
磁性膜と非磁性膜の界面が２つなのでΔＲ／Ｒは人工格
子膜に比べて小さい。この界面の数を増やすために強磁
性膜、非磁性膜、反強磁性膜を繰り返して積層してなる
多層積層膜を構成しても、この積層膜中に抵抗の高い反
強磁性膜が存在することになるのでスピン依存散乱が抑
制され、結局ΔＲ／Ｒの増加は期待できない。
【００１０】また、磁気ヘッドに適する強磁性膜の困難
軸方向に信号磁界を加えた場合、片側のみの強磁性膜で
磁化が回転するので、図８３に示すように、信号磁界に
より反強磁性膜１上の強磁性膜２と、非磁性膜３上の強
磁性膜４の磁化のなす角度を約９０°までしか変えられ
ない。なお、容易軸方向では１８０°までの角度変化が
生じる。その結果、ΔＲ／Ｒは容易軸方向の約半分に減
少する。ここで、たとえ反強磁性膜１上の強磁性膜２の
交換バイアス磁界を何らかの方法で弱くして両方の強磁
性膜２，４の磁化回転を利用できるようにした場合、非
磁性膜３の膜厚を薄くして抵抗変化率の増大を目指す
と、２つの強磁性膜間に強磁性的な結合が働くために、
信号磁界０の状態では強磁性膜間の磁化は同方向を向
く。その結果、信号磁界により磁化回転しても２つの強
磁性膜間での磁化の角度変化が僅かとなり抵抗変化が僅
かになる。
【００１１】さらに、この非磁性膜の膜厚を薄くした場
合に働く２つの強磁性膜間の強磁性的な結合は、強磁性
膜の透磁率を劣化させるという問題もある。また、軟磁
気特性の良好なＮｉＦｅ膜では、通常の異方性磁気抵抗
効果があるが、センス電流を信号磁界と直交する方向に
流す方式では、図８４に示すように、信号磁界０で２つ
の強磁性膜の磁化が同方向に揃った状態で、信号磁界に
よる異方性磁気抵抗効果とスピン依存散乱による抵抗変
化が互いに打ち消し合ってしまう。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】人工格子膜とスピンバ
ルブ構造の膜の共通の問題としては、第１に、磁気ヘッ
ドにおいて高感度を得るためには、供給する電流をでき
る限り増加させる必要があるが、この場合両者の膜と
も、一部の強磁性膜がこの電流が作る磁界により磁化の
方向が乱されて、磁界に対する高感度な抵抗変化が妨げ
られることである。具体的には、積層膜の最上層、最下
層近傍では、電流磁界が強く、磁化が電流磁界方向を向
き易い。
【００１３】第２に、バルクハウゼンノイズ抑制や動作
点バイアス等の磁気ヘッドに適用する上で解決すべき重
要な問題がある。
【００１４】以上のように、スピン依存散乱を利用した
人工格子膜やスピンバルブ構造の膜を有する磁気抵抗効
果素子では、高感度化に不可欠な、大電流投入時でも良
好な軟磁気特性を示し、しかも大きい抵抗変化率ΔＲ／
Ｒを示すことができないのが現状にある。
【００１５】本発明はかかる点に鑑みてなされたもので
あり、軟磁気特性が良好で抵抗変化率△Ｒ／Ｒが充分な
スピンバルブ構造の膜または人工格子膜を有し、高感度
の磁気ヘッドに適用が可能である磁気抵抗効果素子を提
供することを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段および作用】上記目的と達
成するためになされた本発明は、図１に示すようなスピ
ンバルブ構造の膜または図４に示すような人工格子膜を
有する磁気抵抗効果素子に関するものであって、基板上
に、少なくとも強磁性膜、非磁性膜、および強磁性膜が
順次積層されてなる基本構造を有している。ここで、前
記強磁性膜の材料としては、特に規定されない限り、Ｃ
ｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＮｉＦｅ，センダスト、Ｎｉ
ＦｅＣｏ、Ｆｅ8 Ｎ等を挙げることができる。さらに、
Ｃｏ100-x Ｆｅx （０＜ｘ≦４０原子％）からなる強磁
性膜は、高△Ｒ／Ｒでかつ低Ｈｃを示すので好ましい。
強磁性膜の膜厚は１〜２０nmであることが好ましい。な
お、本発明において強磁性とはフェリ磁性を含む意味で
ある。また、非磁性膜の材料としては、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｎ
ｉ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ａ
ｕ、またはＡｇ等の非磁性金属やＣｕＰｄ、ＣｕＰｔ、
ＣｕＡｕ、ＣｕＮｉ合金等を挙げることができる。非磁
性膜の膜厚は０．５〜２０nmであることが好ましく、
０．８〜５nmであることが特に好ましい。
【００１７】以下、本発明の磁気抵抗効果素子を具体的
に説明する。
【００１８】本発明の第１の発明は、基板上に、少なく
とも強磁性膜、非磁性膜、および強磁性膜が順次積層さ
れてなる積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、
２つの前記強磁性膜が非結合であり、少なくとも一方の
強磁性膜はＣｏ，Ｆｅ，およびＮｉからなる群より選ば
れた少なくとも１種の元素を主成分とし、かつ、その最
密面が膜面垂直方向に配向していることを特徴とする磁
気抵抗効果素子を提供する。
【００１９】第１の発明において、２つの強磁性膜が非
結合であるとは、２つの強磁性膜間に反強磁性的交換結
合が実質的に存在しないことを意味する。したがって、
２つの強磁性膜において、反平行な磁化配列状態を実現
する場合は、強磁性膜間の反強磁性的結合とは別の手段
が強磁性膜へのバイアス磁界印加手段として形成され
る。また、最密面配向とは、ｆｃｃ相の場合には（１１
１）面を意味し、ｈｃｐ相の場合には（００１）面を意
味する。
【００２０】第１の発明において、前記強磁性膜の最密
面を膜面垂直方向に配向させる方法としては、前記強磁
性膜の材料にＰｄ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｔａ，Ｉｎ，Ｂ，Ｎ
ｂ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｇａ，Ｚｒ，
Ｉｒ，Ａｕ，およびＡｇからなる群より選ばれた少なく
とも１種の元素を添加する方法（特に、抵抗変化率の低
下がほとんどないＰｄ，Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇの添加が好ま
しい）、強磁性膜を形成する基板としてサファイア基板
のＣ面等を用いる方法、基板と強磁性膜との間にＣｕ，
Ｎｉ，ＣｕＮｉ，ＮｉＦｅ，Ｇｅ，Ｓｉ，ＧａＡｓ等の
ｆｃｃ格子を有する材料、ＮｉＯ等の菱面体格子を有す
る材料、Ｔｉ，磁性非晶質金属（ＣｏＺｒＮｂ，ＣｏＨ
ｆＴａ等）、および非磁性非晶質材料からなる群より選
ばれたものからなる下地膜を設ける方法、並びにＭＢＥ
等の超高真空成膜装置により成膜する方法等が挙げられ
る。
【００２１】ここで、詳しく前記下地膜の具体例を示す
と、例えばＣｏ系強磁性膜において、Ｃｏ90Ｆｅ10膜に
代表されるｆｃｃ格子を有する強磁性膜を用いる場合に
は、Ｃｕ−Ｇｅ−Ｚｒ、Ｃｕ−Ｐ、Ｃｕ−Ｐ−Ｐｄ、Ｃ
ｕ−Ｐｄ−Ｓｉ、Ｃｕ−Ｓｉ−Ｚｒ、Ｃｕ−Ｔｉ、Ｃｕ
−Ｓｎ、Ｃｕ−Ｔｉ−Ｚｒ等に代表されるＣｕ系合金、
Ａｕ−Ｄｙ、Ａｕ−Ｐｂ−Ｓｂ、Ａｕ−Ｐｄ−Ｓｉ、Ａ
ｕ−Ｙｂ等に代表されるＡｕ系合金、Ａｌ−Ｃｒ、Ａｌ
−Ｄｙ、Ａｌ−Ｇａ−Ｍｇ、Ａｌ−Ｓｉ等に代表される
Ａｌ系合金、Ｐｔ系合金、Ｐｄ−Ｓｉ、Ｐｄ−Ｚｒ等に
代表されるＰｄ系合金、Ｂｅ−Ｔｉ、Ｂｅ−Ｔｉ−Ｚ
ｒ、Ｂｅ−Ｚｒ等のＢｅ系合金、Ｇｅ−Ｎｂ、Ｇｅ−Ｐ
ｄ−Ｓｅ等に代表されるＧｅ系合金、Ａｇ系合金、Ｒｈ
系合金、Ｍｎ系合金、Ｉｒ系合金、Ｐｂ系合金等のｆｃ
ｃ格子を有する金属系、またはこれらｆｃｃ格子を有す
る金属を主成分とする合金系、Ｇｅ、Ｓｉ、ダイヤモン
ド等のダイヤモンド構造を有する材料、ＧａＡｓ、Ｇａ
−Ａｌ−Ａｓ、Ｇａ−Ｐ、Ｉｎ−Ｐ等の閃亜鉛鉱型構造
を有する材料等が前記ｆｃｃ格子を有する材料として挙
げられ、これらの中から選ばれた少なくとも１種類を主
成分とする材料、またはそれらに他の元素を添加した材
料等を用いることができる。上記した材料のうち、単元
素金属以外の物質は、それ自身で既に強磁性膜と比較し
て十分に比抵抗が高いため、シャント分流分の電流を抑
制する効果を有している。また、単元素金属への他元素
の添加による比抵抗の増加は、様々な組み合わせが存在
するが、Ｃｕ−Ｎｉ、Ｃｕ−Ｃｒ、Ｃｕ−Ｚｒ等に代表
されるＣｕ系合金、Ａｕ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｐｔ−Ｍ
ｎ、Ｎｉ−Ｍｎ等の合金がその中の一例として挙げられ
る。
【００２２】非磁性非晶質材料としては、非磁性の単元
素金属や合金、および非金属を添加物として含むもの等
の非磁性金属材料や、水素化Ｓｉのような非晶質Ｓｉ、
水素化カーボン、ガラス状炭素、黒鉛状炭素等の非晶質
カーボン等の非磁性非金属材料等が挙げられる。
【００２３】上述したような下地膜の膜厚は、特に限定
されるものではないが、１００nm以下とすることが好ま
しい。これは、下地膜の膜厚をあまり厚くしてもそれ以
上の効果が得られないばかりか、逆に素子全体における
下地膜に流れる電流の割合が大きく、結果として抵抗変
化率が小さくなるからである。第１の発明において、下
地膜は強磁性膜の最密面配向を改善する。さらに、上述
したような材料のうち非磁性非晶質材料においては、基
板材料によらずに層状成長させることが可能で安定して
平滑な表面が得られるため、（１１１）配向の改善に加
えて、その上に形成する強磁性膜の表面平滑性、さらに
は非磁性膜との界面の平滑性の向上を図ることができ
る。よって、良好な抵抗変化率を安定して得ることが可
能となる。また、第１の発明における下地膜として、非
磁性材料を用いると、その上に形成される強磁性膜に対
して悪影響を及ぼすこともない。
【００２４】なお、下地膜を形成する場合、結晶配向性
は改善されるが、平滑性が劣化して抵抗変化率が低下す
る場合がある。そこで、最密面配向を促進させるための
前記第１の下地膜の材料として、ｆｃｃ格子を有する材
料や磁性非晶質金属を用いる場合には、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚ
ｒや非磁性非晶質材料等からなる平滑性を改善するため
の第２の下地膜を、第１の下地膜と基板との間に配置し
た２層構造にすることが好ましい。このような構成にす
ることにより、最密面結晶配向の向上によって得られる
良好な軟磁気特性と高い磁気抵抗変化率とを併せ持つ磁
気抵抗効果素子が得られる。また、２層構造において、
強磁性膜と同じ結晶系を有し、かつ比抵抗が強磁性膜材
料よりも大きい材料からなる第２の下地膜を用いること
により、上記効果に加えて、素子内に流れる電流におけ
るシャント電流分を少なくすることができる。なお、下
地膜を２層以上の積層構造として使用する場合には、積
層構造の厚さとして１００nmを超えないことが望まし
い。
【００２５】上述したような下地膜の作製方法として
は、１３．５６MHz または１００MHz以上の高周波放電
を用いた２極スパッタリング法、ＥＣＲイオン源やカウ
フマン型イオン源等の様々なイオン源を用いたイオンビ
ームスパッタリング法、電子ビーム蒸発源やクヌーセン
セルを用いた真空蒸着法、熱ＣＶＤ法、様々なプラズマ
を用いたＣＶＤ法、有機金属を原料とするＭＯＣＶＤ法
やＭＯＭＢＥ法等、各種成膜方法を適用することができ
る。これらの成膜方法に共通することとして、超高真空
までの排気や原料ガスの超高純度化を通じて、水および
酸素の管理を行うことが重要である。より具体的には、
Ｈ2 ＯおよびＯ2 の含有量をppm 以下に、望ましくはpp
b オーダーまで低減することが好ましい。
【００２６】第１の発明において、強磁性膜の材料とし
ては、Ｃｏ系合金を用いることが好ましい。この理由
は、Ｃｏを含有しない系では、得られる磁気抵抗効果素
子の抵抗率変化△Ｒ／Ｒが４％程度とＣｏ系合金の場合
に比べて低く、またＣｏの単元素金属では最密面配向を
実現してもＣｏが有する大きな結晶磁気異方性のため、
軟磁気特性がそれほど向上しない恐れがあるからであ
る。このとき、特に、Ｃｏ100-x Ｆｅx （５≦ｘ≦４０
原子％）がｆｃｃ相（１１１）配向とすることで１０％
以上の高△Ｒ／Ｒと８０Ａ／ｍ未満の低Ｈｃを示すので
好ましい。
【００２７】強磁性膜の結晶配向は、そのＸ線回折曲線
における最密面（例えばｆｃｃ相（１１１）面）反射ピ
ークのロッキングカーブの半値幅が２０°未満、特に７
°以下であることが好ましい。
【００２８】第１の発明において、添加元素の添加含有
量は、ＣｏＦｅ合金等を主成分とする強磁性膜の強磁性
が室温で損なわれず、かつ、スピン依存散乱を阻害する
金属間化合物が生成されない範囲である必要がある。例
えば、添加元素がＡｌ、Ｇａ、Ｉｎである場合には、含
有量が６．５at％未満であることが好ましい。添加元素
がＮｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗである場合に
は含有量が１０at％未満であることが好ましい。添加元
素がＣｕ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ
である場合には、含有量は４０at％未満であることが好
ましい。
【００２９】また、基板材料としては、ＭｇＯ、サファ
イヤ、ダイヤモンド、グラファイト、シリコン、ゲルマ
ニウム、ＳｉＣ、ＢＮ、ＳｉＮ、ＡｌＮ、ＢｅＯ、Ｇａ
Ａｓ、ＧａＩｎＰ、ＧａＡｌＡｓ、ＢＰ等に代表される
単結晶体、およびそれらの多結晶体やそれらを主成分と
する焼結体、磁性または非磁性金属の単結晶体、多結晶
体、焼結体等が代表例として挙げられるが、強磁性膜の
種類およびその下地膜材料に応じて、基板材料を選択す
る。特に、Ｃｏ系合金と良好な格子整合を有し、さらに
平滑な面が容易に得易い特徴を有するサファイア基板の
Ｃ面を用いることが好ましい。サファイア基板等の単結
晶基板を用いる場合には、強磁性膜の厚さは２０nm以下
にすることが好ましい。これは、強磁性膜の厚さが２０
nmを超えると最密面配向が劣化するからである。
【００３０】ここで、最密面配向した上記磁性膜では、
磁化方向が最密面面内から僅かに傾くとＨｃが急増す
る。したがって基板面にうねりがあると、たとえ最密面
配向を実現しても磁化方向が（１１１）面内から外れる
場合があるので、Ｈｃは低下しない恐れがある。このた
め、基板の表面粗さが５nm未満であることが好ましい。
なお、第１の発明の磁気抵抗効果素子は、上記構成に加
えて非磁性膜と強磁性膜を交互に複数回積層したもので
あってもよい。
【００３１】第１の発明において、Ｃｏ，Ｆｅ，および
Ｎｉからなる群より選ばれた少なくとも１種の元素を主
成分とする強磁性膜の最緻密面、例えばｆｃｃ相（１１
１）面が膜面垂直方向に配向することにより良好な軟磁
気特性が得られる。これは、ｆｃｃ相（１１１）面内に
おいては、結晶磁気異方性Ｋ1 に依存した磁化容易軸が
現れないからである。また、強磁性膜を形成する基板の
表面粗さを制御することにより、強磁性膜における磁化
を最密面面内に保存することができ、これにより結晶磁
気異方性に伴う保磁力を低下させることができる。した
がって、より良好な軟磁気特性が得られる。また、ロッ
キングカーブ半値幅を２０°未満、望ましくは７°以下
となるように配向することにより、保磁力（Ｈｃ）が１
００Ａ／ｍまでである良好な軟磁気特性、無配向膜や他
の配向（例えばｆｃｃ相（１００）配向）を上回る高抵
抗変化率（△Ｒ／Ｒ）（例えばＣｏＦｅ膜では△Ｒ／Ｒ
〜１０％）、および高い透磁率を共に有する高感度な磁
気抵抗効果素子を得ることができる。
【００３２】なお、ここで、積層膜の主結晶配向面の法
線が、結晶配向面の揺らぎにより膜面内で成分を持ち、
この膜面内成分が異方性を有していたり、結晶性の積層
膜に発生する面欠陥の法線が、膜面内への揺らぎを持
ち、この揺らぎが膜面内で異方性を有していることがあ
る。このような異方性が強い方向は、膜成長する原子面
において強磁性原子と非磁性原子が混在し易い方向であ
る。したがって、この方向、すなわち膜面内成分による
異方性が最も大きくなる方向にセンス電流を流すことに
より、電子が界面でスピン依存散乱する確率が高くなる
と考えられる。
【００３３】すなわち、積層膜注の強磁性膜の結晶配向
面が揺らいだり、面欠陥が導入されて原子配列に乱れが
生じることにより、結晶配向面内の原子配列に乱れが生
じた場合、その乱れの大きな方向にセンス電流を流すこ
とによって、電子は等価的に多くの界面および強磁性膜
を通過することになり、スピン依存散乱される確率が高
くなる。このように、センス電流の方向を積層膜の結晶
配向面の揺らぎ方向に沿う方向に設定することにより、
磁気抵抗効果素子はより大きな抵抗変化率を示す。
【００３４】第２の発明は、基板上に、少なくとも強磁
性膜、非磁性膜、および強磁性膜が順次積層されてなる
積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、少なくと
も一方の強磁性膜はＣｏ，Ｆｅ，およびＮｉからなる群
より選ばれた少なくとも２種の元素を主成分とし、Ｐ
ｄ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｔａ，Ｉｎ，Ｂ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｒｅ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｉｒ，Ａｕ，およ
びＡｇからなる群より選ばれた少なくとも一つの元素が
添加含有された組成を有することを特徴とする磁気抵抗
効果素子を提供する。
【００３５】第２の発明の磁気抵抗効果素子は、上記構
成に加えて非磁性膜と強磁性膜を交互に複数回積層した
ものであってもよい。
【００３６】第２の発明において、添加元素の添加含有
量は、ＣｏＦｅ合金等を主成分とする強磁性膜の強磁性
が室温で損なわれず、かつ、スピン依存散乱を阻害する
金属間化合物が生成されない範囲である必要がある。例
えば、添加元素がＡｌ、Ｇａ、Ｉｎである場合には、含
有量が６．５at％未満であることが好ましい。添加元素
がＮｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗである場合に
は含有量が１０at％未満であることが好ましい。添加元
素がＣｕ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ
である場合には、含有量は４０at％未満であることが好
ましい。
【００３７】第２の発明においては、上述したような添
加元素を加えることにより、Ｈｃが１００Ａ／ｍまでで
ある良好な軟磁気特性および５％以上の△Ｒ／Ｒを有す
る高感度な磁気抵抗効果素子を得ることができる。特
に、Ａｌ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｈｆの添加では、軟磁気
特性が著しく改善される。この場合、軟磁気特性が良好
になる理由は今のところ明確ではないが、結晶配向の改
善によるもの以外に、結晶磁気異方性の低減による効果
も含まれていると考えられる。さらに、Ｐｄ，Ｃｕ，Ａ
ｇ，Ａｕでは、４０at％程度まで大量に添加含有して
も、金属間化合物が生成せず、かつ、格子定数が大きく
なることにより、Ｃｕ等の中間非磁性膜との格子整合が
良好になり、いわゆるバルク散乱によるスピン依存散乱
の増大が期待できる。このため、軟磁気特性の改善に加
えて高△Ｒ／Ｒを維持することができる。
【００３８】第３の発明は、基板上に、（ｎ＋１）層の
強磁性膜とｎ層の非磁性膜とが交互に形成されてなる積
層膜（ただし、ｎは１〜４の整数を示す）を具備した磁
気抵抗効果素子であって、前記積層膜の最上層および最
下層の強磁性膜の少なくとも一方に隣接して抵抗率が５
０μΩcm以上である強磁性膜がさらに積層形成されたこ
とを特徴とする磁気抵抗効果素子を提供する。
【００３９】第３の発明において、抵抗率が５０μΩcm
以上である高抵抗強磁性膜は、強磁性膜またはフェリ磁
性膜のいずれであってもよい。また、強磁性膜を積層数
が５層以下の積層膜としたのは、強磁性膜／非磁性膜の
界面の数が多くなると、高抵抗強磁性膜／強磁性膜の界
面の働きが相対的に低下して△Ｒ／Ｒが向上しないから
である。したがって、第３の発明は、スピンバルブ構造
の膜を有する磁気抵抗効果に適する。
【００４０】このように、強磁性膜に高抵抗強磁性膜が
接するように積層することによって、境界面でのマグノ
ンの発生を抑制することができる。その結果として、マ
グノンと電子との衝突による電子のスピンの反転確率を
小さくすることができ、これにより室温での抵抗変化率
を増加させることが可能となり、高感度な磁気抵抗効果
素子が実現できる。ただし、この高抵抗強磁性膜材料の
抵抗率が５０μΩcm未満であると、電流が主にこの高抵
抗強磁性膜中を流れてしまい、逆に抵抗変化率が減少し
てしまう。換言すれば、抵抗率が５０μΩcm以上の強磁
性膜を用いることにより、高抵抗強磁性膜に電流が取ら
れることを防止することができ、シャント効果による磁
気抵抗変化率の低下が抑えられる。
【００４１】高抵抗磁性膜の材料としては、Ｎｉ、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、ＮｉＦｅ、ＮｉＦｅＣｏ、ＣｏＦｅ、Ｃｏ合
金等にＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｎｂ、Ｔｃ、Ｈ
ｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ等の元素を添加したものが挙げられ
る。
【００４２】第３の発明において、高抵抗強磁性膜は、
高抵抗軟磁性膜であることが好ましい。このとき、隣接
する強磁性膜と高抵抗軟磁性膜とが一体化することによ
り、高抵抗軟磁性膜、例えば良好な軟磁気特性を有する
非晶質膜の磁化回転に伴い、強磁性膜の磁化も同様に磁
化回転する。これにより強磁性膜の軟磁気特性が改善さ
れる。
【００４３】高抵抗軟磁性膜としては、ＣｏＺｒＮｂ等
からなる高抵抗非晶質膜、ＦｅＺｒＮ，ＣｏＺｒＮ等か
らなる微結晶の高抵抗軟磁性膜、あるいはＮｉＦｅＸに
おいてＸがＲｈ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｒｅ，Ｉ
ｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｍｎ，Ｗ，Ｔｉ，Ｃｒ，
Ａｕ，およびＡｇからなる群より選ばれたいずれか一つ
の元素である材料からなる膜を用いることができる。ま
たこれらの中で、非晶質膜やＣｏＺｒＮ，ＮｉＦｅＮｂ
等からなるｆｃｃ相を有する材料からなる膜を最下層の
強磁性膜に隣接形成すると、その上の強磁性膜のｆｃｃ
（１１１）配向が促進されるのでよりこの好ましい。
【００４４】高抵抗強磁性膜の膜厚は、０．５nm以上と
することが好ましい。これは、膜厚が０．５nm未満であ
ると高抵抗強磁性膜自体の磁性が弱くなり、マグノンの
発生を抑制することが困難となるためである。一方、高
抵抗強磁性膜の軟磁気特性がそれに隣接する強磁性膜の
軟磁気特性よりも劣る場合には、高抵抗強磁性膜の膜厚
は１０nm以下であることが望ましい。これは、膜厚が１
０nmを超えると強磁性膜の磁化過程に影響を与え、軟磁
気特性を得ることが困難となるからである。
【００４５】第４の発明は、基板上に、（ｎ＋１）層の
強磁性膜とｎ層の第１の非磁性膜とが交互に形成されて
なる積層膜（ただし、ｎは１〜４の整数を示す）を具備
した磁気抵抗効果素子であって、前記積層膜の最上層お
よび最下層の強磁性膜の少なくとも一方の厚さが５nm以
下であり、この厚さが５nm以下の強磁性膜に隣接して抵
抗率が前記強磁性膜の２倍以下である第２の非磁性膜が
さらに積層形成されたことを特徴とする磁気抵抗効果素
子を提供する。
【００４６】第４の発明において、第２の非磁性膜の材
料は、隣接する強磁性膜の材料と同じ結晶構造を有する
ことが好ましい。すなわち、強磁性膜がｆｃｃ相を有す
る材料からなる場合、第１の非磁性膜もｆｃｃ相を有す
る材料が好ましく用いられる。このとき、第２の非磁性
膜の材料と強磁性膜の材料との間の格子定数の違いが５
％以内であることが好ましい。特に、第２の非磁性膜を
最下層の強磁性膜に隣接して形成する場合は、強磁性膜
と第２の非磁性膜との結晶整合性を高めることにより、
強磁性膜をエピタキシャル成長させることが可能とな
り、よって界面における電子の散乱を抑制することがで
きる。
【００４７】具体的に、第２の非磁性膜の材料として
は、Ｍｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒ
ｈ，Ｉｒ，Ａｕ，およびＡｇからなる群より選ばれた少
なくとも１種の元素を主成分としたものを用いることが
できる。また、基板と第２の非磁性膜との間には、下地
膜を介在させてもよい。
【００４８】第４の発明では、各強磁性膜において結晶
成長が阻害されないように、強磁性膜を構成する材料の
結晶は、膜厚方向に結晶粒径が大きいことが望ましい。
なお、強磁性膜は５層を超えると強磁性膜と非磁性膜と
の界面の数が増加し、スピン依存散乱効果が実質的に消
失してしまう恐れがあるので、強磁性膜の積層数は５層
以下とする。
【００４９】第４の発明において、第２の非磁性膜の膜
厚は、０．２〜２０nmの範囲とすることが好ましい。こ
れは、第２の非磁性膜の膜厚が０．２nm未満であると、
第２の非磁性膜内に流入した電子が基板等との界面にお
いて非弾性散乱を受ける確率が増加し、平均自由行程を
有効に伸すことが困難となり、逆に膜厚が２０nmを超え
ても、それ以上の効果が得られないと共に、第２の非磁
性膜のみを流れる電流が増え、大きな抵抗変化率を得る
ことが困難となるからである。
【００５０】第４の発明の磁気抵抗効果素子をセンサに
適用する場合、第２の非磁性膜の材料は、強磁性膜の材
料であるＣｏＦｅ合金等の２倍以下の板状体であること
が必要であり、さらには強磁性膜より小さい抵抗率を有
することが好ましい。これは、第２の非磁性膜の抵抗率
が強磁性膜の抵抗率より著しく大きいと、第２の非磁性
膜に流入した電子が散乱を受け有効的な平均自由行程を
長く保つことができず、抵抗変化率の増大は望めないか
らである。また、第２の非磁性膜の材料は、その抵抗率
が強磁性膜の抵抗率の１／４以上であることが望まし
い。これは、第２の非磁性膜材料の抵抗率が強磁性膜の
抵抗率の１／４未満であると第２の非磁性膜のみに電流
が流れ易くなるからである。
【００５１】このような第４の発明は、少なくとも一方
の強磁性膜に隣接して第２の非磁性膜を積層することに
より、この強磁性膜の厚さを５nm以下と薄くしても、電
子の有効な平均自由行程を長く保てることを利用してい
る。例えば、スピンバルブ構造の膜においては、強磁性
膜の厚さを薄くしていくと、比抵抗が大きくなり、抵抗
変化率が減少してしまう。そこで、強磁性膜を薄くする
と同時に、薄くした強磁性膜に接して第２の非磁性膜を
積層することにより、電子は強磁性膜表面において非弾
性散乱を受けることなく、第２の非磁性膜に流入するこ
とができるようになり、有効的な平均自由行程を長く保
ったまま、強磁性膜を薄くすることができる。このとき
以上の作用を得るには、強磁性膜の積層数が５層以下で
ある必要がある。
【００５２】上述したように第４の発明では、第２の非
磁性膜を強磁性膜に接して積層することにより、通常は
著しい抵抗変化率の減少を招く強磁性膜の厚さが５nm以
下の場合でも、抵抗変化率の大きな磁気抵抗効果素子が
得られる。しかも、強磁性膜の厚さを５nm以下と薄くし
たことによって、狭トラック幅の高密度磁気記録再生に
対応して強磁性膜を微細形状に加工しても、反磁界によ
る磁壁発生が抑制でき、よって信号磁界の検出感度が低
下することなく、またバルクハウゼンノイズの発生を抑
えることが可能となる。その結果、高密度記録の再生に
適した、ノイズが少なく高感度な磁気抵抗効果素子が実
現できる。
【００５３】なお、第４の発明の磁気抵抗効果素子は、
スピンバルブ構造の膜、人工格子膜のいずれを有するも
のであってもよい。ただし、スピンバルブ型磁気抵抗効
果素子については、磁化が反強磁性膜等によって固着さ
れていない強磁性膜に隣接して、第２の強磁性膜を積層
形成することが好ましい。
【００５４】第５の発明は、基板上に、少なくとも強磁
性膜、非磁性膜、および強磁性膜が順次積層されてなる
積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、前記積層
膜の最上層および最下層の強磁性膜の少なくとも一方に
隣接してこの強磁性膜よりも大きい抵抗率および長い平
均自由行程を有する薄膜がさらに積層形成されたことを
特徴とする磁気抵抗効果素子を提供する。
【００５５】第５の発明において、薄膜の材料として
は、Ｂｉ、Ｓｂ、炭素等の半金属、高濃度にドーピング
を行い縮退した半導体、ＳｎＯ2 、ＴｉＯ2 等の酸化物
半導体等が挙げられる。また、薄膜の膜厚は、１〜５０
nmの範囲とすることが好ましい。これは、薄膜の膜厚が
１nm未満であると電子の平均自由行程の増大効果が十分
に得られず、膜厚が５０nmを超えてもそれ以上の効果が
得られないと共に、薄膜のみを流れる電流が増え、大き
な抵抗変化率を得ることが困難となるからである。さら
に、薄膜の抵抗率が強磁性膜の抵抗率より小さいと、電
流が主に当該薄膜中を流れてしまい、磁気抵抗効果は逆
に小さくなるので、薄膜は強磁性膜よりも大きい抵抗率
を有するようにする。
【００５６】なお、第５の発明おいて、平均自由行程と
は、他の物に散乱されずに電子が移動する平均の距離を
いう。
【００５７】第５の発明において、強磁性膜の膜厚は、
薄膜と接する場合、第４の発明と同様の理由で５nm以下
とすることが好ましく、薄膜と接しない強磁性膜は平均
自由行程を確保するために２〜２０nmの範囲とすること
が好ましい。
【００５８】このような第５の発明は、少なくとも一方
の強磁性膜に接して、平均自由行程が長い薄膜を積層す
ることにより、積層膜全体の有効的な平均自由行程を長
くすることができることを利用している。例えば、スピ
ンバルブ型積層膜における磁気抵抗効果の物理的機構と
しては、以下のことが知られている。すなわち、スピン
バルブ型積層膜では、２つの強磁性膜間の磁化の方向が
互いに平行なときには、磁化に平行なスピンまたは磁化
に反平行のスピンのどちらか一方のスピンをもつ伝導電
子が、膜全体で長い平均自由行程を持つことができるよ
うになり、全体として低い比抵抗値を示す。これに対し
て、２つの強磁性膜間の磁化の方向が互いに反平行なと
きには、膜全体で平均自由行程の長い伝導電子は存在し
なくなり、比抵抗値が高くなる。スピンバルブ型積層膜
での磁気抵抗効果は、この２つの状態における平均自由
行程の長さの差によって決まる。
【００５９】さらに、強磁性膜内部において、磁化に対
して平行なスピンを持った電子と、反平行なスピンを持
った電子とでは、その平均自由行程が異なることが知ら
れており、上述した原因から、強磁性膜内部で長い平均
自由行程を持つスピン方向の電子は、より長い平均自由
行程を持っている方が、スピンバルブ型積層膜の磁気抵
抗効果を大きくすることができる。そこで、第５の発明
においては、平均自由行程が強磁性膜より長い薄膜を積
層することにより、電子の有効的な平均自由行程を長く
して、磁気抵抗効果をより大きくすることを可能にして
いる。ただし、上記薄膜の比抵抗が強磁性膜より小さい
と、電流が主に積層した薄膜中を流れてしまい、磁気抵
抗効果は逆に小さくなってしまう。そのため、上記薄膜
の構成材料は、平均自由行程が長いと同時に、強磁性膜
の抵抗率以上の抵抗率を有することが必要となる。
【００６０】また、上記平均自由行程が長い薄膜とし
て、抵抗率が大きい材料を用いると共に、それと接する
強磁性膜の厚さを薄くすることにより、積層膜全体とし
ての比抵抗値を増加させることが可能になる。これによ
り、高い比抵抗値を持った積層膜が得られ、微細パター
ンにおいても低電流密度で大きな信号電圧を取り出すこ
とができる。よって、発熱、マイグレーション等の問題
を回避することが可能となる。
【００６１】なお、第５の発明の磁気抵抗効果素子は、
上記構成に加えて非磁性膜と強磁性膜を交互に複数回積
層したものであってもよい。
【００６２】第６の発明は、基板上に、少なくとも強磁
性膜、非磁性膜、および強磁性膜が順次積層されてなる
積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、前記積層
膜の最下層の強磁性膜がＣｏＦｅ合金からなり、この強
磁性膜に隣接してＣｏＦｅ合金よりも格子定数の大きい
ｆｃｃ相を有する下地膜がさらに積層形成されてなるこ
とを特徴とする磁気抵抗効果素子を提供する。
【００６３】第６の発明においては、格子定数の大きい
ｆｃｃ相を有する下地膜上に形成される強磁性膜がＣｏ
Ｆｅ合金からなるとき低Ｈｃが実現され、特にＣｏ
100-x Ｆｅx （５≦ｘ≦４０原子％）からなる強磁性膜
について軟磁気特性の改善が顕著となる。これは、Ｆｅ
濃度が５原子％未満であるとｈｃｐ相が混入して、逆に
Ｆｅ濃度が４０原子％を超えるとｂｃｃ相が混入して格
子不整合が起こるからである。また、ＣｏＦｅに添加し
得る他の元素としては、Ｐｄ，Ａｌ，Ｃｕ，Ｔａ，Ｉ
ｎ，Ｂ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒ
ｕ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｇａ，Ａｕ，Ａｇを挙げることがで
き、これらの元素が添加含有された場合にも同様なＨｃ
低減が実現される。
【００６４】第６の発明において、また、下地膜として
は、ｆｃｃ相で格子定数がＣｏＦｅよりも大きい材料で
あれば限定されないが、強磁性膜を構成するＣｏＦｒ合
金より大きい抵抗率を有する材料を用いることが好まし
い。具体的には、Ｃｕ、Ｐｄ、Ａｌ等、Ｎｉやこれらを
主成分とする合金、あるいはｆｃｃ相を有する強磁性材
料を用いることができる。この下地膜の膜厚は、１原子
層以上であればＨｃを低減することができ、さらに１０
０nm以下とすることが好ましい。ただし、下地膜にＣｕ
等の抵抗率の低い材料を用いた場合には、センス電流が
下地膜に分流し易くなるので、膜厚が２nm以下であるこ
とが特に好ましい。また、基板と下地膜との間には、平
滑性改善のための膜が形成されていることが好ましく、
平滑性改善のための膜としては、Ｃｒ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｔ
ｉ等からなる膜を用いることができる。
【００６５】第６の発明では、ｆｃｃ相であり強磁性膜
の材料よりも大きい格子定数を有する材料からなる下地
膜上に強磁性膜であるＣｏ100-x Ｆｅx （０＜ｘ＜１０
０原子％）膜を形成すると、適度な格子歪がＣｏＦｅ膜
に誘導され、その結果Ｈｃが大幅に低下して良好な軟磁
気特性を示す。なお、この格子歪は下地膜の種類だけで
なく、強磁性膜の膜厚や下地膜の膜厚等を調整すること
により容易に制御できる。したがって、この強磁性膜上
に例えばＣｕ等の非磁性膜、ＣｏＦｅ膜等のスピン依存
散乱能力を有する強磁性膜、および反強磁性膜を順次形
成すると、僅かな信号磁界により大きな抵抗変化を生じ
る高感度な磁気抵抗効果素子となる。ここで、基板上に
形成する下地膜の抵抗率が強磁性膜よりも大きいと、こ
の下地膜へのセンス電流の分流が抑制でき、高い抵抗変
化率を示す。さらに、この下地膜が層状に膜成長しない
ために各界面での平滑性が劣化して抵抗変化率が低下す
る場合には、層状に膜成長させる働きのある別の下地膜
を上述したような下地膜と基板との間に介在させること
により高い抵抗変化率を実現することができる。なお、
第６の発明の磁気抵抗効果素子は、上記構成に加えて非
磁性膜と強磁性膜を交互に複数回積層したものであって
もよい。
【００６６】第７の発明は、基板上に、少なくとも強磁
性膜、第１の非磁性膜、および強磁性膜が順次積層され
てなる積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、少
なくとも一方の強磁性膜の前記第１の非磁性膜と反対側
の主面に隣接して第１の非磁性膜とは異なる厚さを有す
る第２の非磁性膜と強磁性膜とが交互に形成されてお
り、これらの強磁性膜と第２の強磁性膜とからなる単位
積層膜内での各強磁性膜の磁化が互いに強磁性的に結合
されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子を提供す
る。
【００６７】第７の発明においては、第１の非磁性膜を
挟んで形成される両側の強磁性膜に対して少なくとも第
２の非磁性膜および強磁性膜を隣接形成してもよいし、
第１の非磁性膜の片側については単層の強磁性膜であっ
てもよい。また、強磁性膜の第１の非磁性膜と反対側の
主面に隣接して第２の非磁性膜および強磁性膜を交互に
２周期以上形成して単位積層膜を構成することも可能で
ある。ここで、単位積層膜中の第２の非磁性膜の厚さは
２nm以下であることが好ましく、さらに、互いに近接す
る強磁性膜がRKKY的な反強磁性結合をしない程度の厚さ
であることが好ましい。これは、単位積層膜中での各強
磁性膜の磁化を強磁性的結合状態に保つためである。例
えば、強磁性膜の材料がＣｏＦｅであり、第２の非磁性
膜の材料がＣｕである場合には、第２の非磁性膜の厚さ
は、１nm近傍でないように設定する。
【００６８】また、強磁性膜と第２の非磁性膜とは格子
整合を保って成長すること、すなわち強磁性膜と第２の
非磁性膜とが格子整合されて両者の界面における余分な
散乱がないことが望ましい。これにより、抵抗の増加を
防止することができる。
【００６９】第７の発明において、強磁性膜と第２の非
磁性膜とからなる単位積層膜は、軟磁気特性が良好であ
り、格子の整合性がよく、強磁性的に結合されているた
め、反強磁性結合状態に比べて抵抗が小さく、スピン依
存散乱を生じる強磁性膜と非磁性膜との界面数が多い。
このため、単位積層膜中でのいわゆるバルク散乱による
抵抗変化率増大が期待できる。したがって、この単位積
層膜を強磁性膜単位として用いた人工格子膜やスピンバ
ルブ構造の膜は、軟磁気特性が良好であり、スピン依存
散乱に起因した高い抵抗変化率を示す。その結果、高感
度な磁気抵抗効果素子が得られる。
【００７０】なお、第７の発明の磁気抵抗効果素子は、
上記構成に加えて第１の非磁性膜と単位積層膜または強
磁性膜を交互に複数回積層したものであってもよい。ま
た、第７の発明の磁気抵抗効果素子は、スピンバルブ構
造の膜、人工格子膜のいずれを有するものであってもよ
い。
【００７１】第８の発明は、基板上に、少なくとも強磁
性膜、非磁性膜、および強磁性膜が順次積層されてなる
積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、少なくと
も一方の強磁性膜へのバイアス磁界印加手段として前記
積層膜に隣接または近接して形成されたバイアス膜を備
え、かつ、２つの前記強磁性膜にそれぞれトラック幅方
向の成分が互いに反平行となる方向のバイアス磁界が印
加されて、２つの前記強磁性膜の磁化が信号磁界により
互いに逆方向に回転することを特徴とする磁気抵抗効果
素子を提供する。
【００７２】第８の発明において、信号磁界により２つ
の強磁性膜の磁化が互いに逆回転するようなバイアス磁
界を印加する方法としては、積層膜に隣接または近接し
てバイアス膜を形成する方法、より具体的には反強磁性
膜からの交換結合を用いる方法、硬質磁性膜を用いる方
法、スピン依存散乱能力を有する強磁性膜に新たな強磁
性膜を積層することにより生じる交換バイアスを利用す
る方法等や、さらにはセンス電流により発生するバイア
ス磁界や、微細パターン加工時に発する静磁結合（反磁
界）を利用する方法が採用される。ただし、少なくとも
一方の強磁性膜に対しては上述したようなバイアス膜を
形成して、バイアス磁界が印加される。具体的には、例
えば、２つの強磁性膜に隣接してそれぞれ反強磁性膜を
積層し、この反強磁性膜を用い、隣り合う強磁性膜間で
バイアス磁界の方向が１８０°異なるようにそれぞれの
強磁性膜を着磁する。この場合の着磁は、強磁性膜およ
び反強磁性膜の成膜時に静磁界を加える方向を１８０°
変えること等により達成できる。ここで、隣り合う強磁
性膜に加えるバイアス磁界は、強磁性膜の単磁区化に必
要最少限の大きさ、例えば５ｋＡ／ｍ以下であることが
望ましい。また、両反強磁性膜は、２つの強磁性膜に互
いに異なる方向のバイアス磁界を容易に印加するため
に、それぞれ異なるネール点を有することが好ましい。
【００７３】あるいは、以下に示す方法もある。一方の
強磁性膜へのバイアス磁界印加には、反強磁性膜との積
層による交換バイアス磁界を用いる。これに対し、別の
強磁性膜へのバイアス磁界印加には、反強磁性膜の前記
強磁性膜と反対側の主面に隣接して新たな強磁性膜を積
層して、反強磁性膜により磁化固着された新たな強磁性
膜から微細パターンに加工した時に発生する静磁結合磁
界（反磁界）を利用する。なお、この新たな強磁性膜
は、反強磁性膜と接する側から順に交換バイアスが加わ
るのに適した強磁性膜Ａ（例えば、ＮｉＦｅやＣｏＦｅ
等の結晶性の良い膜）と、さらに静磁結合磁界を発生す
るのに適した別の強磁性膜Ｂ（例えば、Ｃｏ系の非晶質
強磁性膜や窒化または炭化微結晶強磁性膜等）を強磁性
交換結合するように積層した２層構造とすることが望ま
しい。この２層構造では、強磁性膜Ｂの膜厚、組成調
整、作製条件等により強磁性膜のＢｓや抵抗値を例え
ば、Ｂｓが低く、抵抗値が高くなるように調整すること
により、静磁結合バイアス磁界強度や、強磁性膜Ｂをセ
ンス電流の一部が流れることにより発生するいわゆるシ
ャントバイアス（動作点バイアス）を調整することがで
きる。なお、強磁性膜が異方性磁気抵抗効果を有するＮ
ｉＦｅ等からなる場合には、センス電流を信号磁界の方
向と直交する方向に流すことが好ましい。すなわち、セ
ンス電流を信号磁界と直交する方向に流す方式では、Ｎ
ｉＦｅ膜等を用いた場合に無視できない通常の異方性磁
気抵抗効果とスピン依存散乱による抵抗変化とが重畳さ
れるので、ΔＲ／Ｒが増大する。
【００７４】また、反強磁性膜を用いて強磁性膜にバイ
アス磁界を印加する場合には、そのバイアス磁界が大き
すぎることがときに問題となるが、この大きなバイアス
磁界は反強磁性膜と強磁性膜との間に、反強磁性膜側を
強磁性膜とした強磁性膜と非磁性膜との積層膜を介在さ
せること等により低減できる。
【００７５】上述したような第８の発明においては、隣
り合う強磁性膜間での磁化が信号磁界により急峻に反平
行的な状態から平行的な状態に変化する。さらに、両強
磁性膜の信号磁界零の場合の磁化方向を反平行にさせる
ために必要な反強磁性膜等からのバイアス磁界は、バル
クハウゼンノイズ抑制のために必要な最小限に抑制され
る。このため、磁気ヘッドに適する困難軸方向に信号磁
界を加えた場合（高周波特性が良好等の利点を有する）
でも、両強磁性膜の磁化回転により、両強磁性膜間の磁
化が０〜１８０°まで比較的低い磁界範囲で変化する。
したがって、容易軸方向と同程度の大きな抵抗変化率を
比較的低い磁界レンジで示す。なお、第８の発明では、
２つの強磁性膜に印加されるバイアス磁界の方向を必ず
しも互いに反平行とする必要はなく、換言すれば、信号
磁界零の場合における両強磁性膜の磁化方向と信号磁界
方向とのなす角がそれぞれ＋９０°、−９０°に設定さ
れてなくてもよい。具体的には、信号磁界零の場合の両
強磁性膜の磁化方向と信号磁界とのなす角がそれぞれ＋
３０°〜６０°、−３０°〜６０°の範囲内に設定され
ることが好ましい。この理由は信号磁界零の場合の両強
磁性膜の磁化方向を、反平行状態から信号磁界とのなす
角が上述したような範囲内となるように傾けることによ
り、動作点バイアスが不要となるからである。
【００７６】さらに、従来のスピンバルブ型磁気抵抗効
果素子では、非磁性膜の膜厚が薄くなると抵抗変化率が
指数関数的に増大するので、できるだけ非磁性膜の膜厚
を薄くすることが望ましいが、実際には、非磁性膜の膜
厚が２nm未満になると上下強磁性膜間の強磁性的結合が
強くなり、反強磁性的磁化配列が実現できなくなり、抵
抗変化率が大幅に低下する問題点がある。しかしなが
ら、両強磁性膜にバイアス磁界を加える第８の発明にお
いては、非磁性膜の膜厚が２nm未満になっても反平行バ
イアス磁界強度の調整により反強磁性的磁化配列が実現
できるので、抵抗変化率の飛躍的増大が期待できる。
【００７７】また、２つの強磁性膜にバイアス磁界を加
えるので、すべての強磁性膜から磁壁がなくなりバルク
ハウゼンノイズが抑制できる。
【００７８】なお、第８の発明の磁気抵抗効果素子は、
上記構成に加えて非磁性膜と強磁性膜を交互に複数回積
層したものであってもよい。
【００７９】第９の発明は、基板上に、少なくとも強磁
性膜、非磁性膜、および強磁性膜が順次積層されてなる
積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、２つの前
記強磁性膜はそれぞれ信号磁界が印加されてもその磁化
方向が実質的に保持される磁化固着膜、および信号磁界
により磁化が変化して信号磁界を検出する磁界検出膜と
なり、信号磁界零の場合における２つの前記強磁性膜の
磁化方向が互いに略直交しており、かつ、信号磁界方向
にセンス電流を通電することを特徴とする磁気抵抗効果
素子を提供する。
【００８０】第９の発明において、磁化固着膜の磁化を
固着させる方法としては、反強磁性膜を磁化固着膜と交
換結合するように積層する方法、磁化固着膜の高Ｈｃ化
を図る方法、高Ｈｃを有する強磁性膜を磁化固着膜に積
層する方法が挙げられる。また、信号磁界零の場合にお
ける磁化固着膜と磁界検出膜の磁化方向を互いに直交さ
せる方法としては、磁化固着膜の磁化と直交するように
磁界検出膜の磁化容易軸を付与する方法、磁界検出膜に
隣接または近接してバイアス膜を形成し磁化固着膜の磁
化と直交する方向に例えば５ｋＡ／ｍ以下程度の弱い交
換結合バイアスを与える方法等が挙げられる。なお、後
者の方法によれば、磁界検出膜が特に大きなバイアス磁
界を有するＣｏＦｅからなる場合でも、磁化固着膜の磁
化と略同一方向に磁界検出膜の磁化容易軸を付与して、
この磁化容易軸と直交する膜面内方向にＣｏＦｅの異方
性磁界を若干上回る交換結合バイアスを与えることによ
り、磁界検出膜の磁気異方性を低減でき、結果として低
い磁界レンジで大きな抵抗変化率を得ることが可能とな
る。
【００８１】第９の発明において、信号磁界０の状態で
磁化固着膜と信号磁界検出膜の磁化のなす角度を約９０
°に設定すると、例えば正の信号磁界の方向に磁化固着
膜の磁化が向いている場合には、正の信号磁界では隣り
合う強磁性膜間の磁化のなす角度が強磁性的になるので
抵抗が低下し、逆に、負の信号磁界では、隣り合う強磁
性膜間の磁化のなす角度が反強磁性的になるので抵抗が
上昇する。すなわち動作点バイアスが不要になる。
【００８２】さらに、センス電流を信号磁界方向に通電
することにより、磁界検出膜の磁化が電流磁界により信
号磁界と直交する方向に向けて傾く。したがって、磁界
検出膜に加わる電流磁界のためにバルクハウゼンノイズ
が抑制できる。また、この場合、電流磁界があるので磁
界検出膜においては必ずしも磁化容易軸を必要としな
い。
【００８３】なお、第９の発明の磁気抵抗効果素子は、
上記構成に加えて非磁性膜と強磁性膜を交互に複数回積
層したものであってもよい。
【００８４】第１０の発明は、基板上に、少なくとも強
磁性膜、非磁性膜、および強磁性膜が順次積層されてな
る積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、２つの
前記強磁性膜はそれぞれ信号磁界が印加されてもその磁
化方向が実質的に保持される磁化固着膜、および信号磁
界によりその磁化方向が変化して信号磁界を検出する磁
界検出膜となり、信号磁界零の場合における２つの前記
強磁性膜の磁化方向のなす角θが３０°以上６０°以下
であることを特徴とする磁気抵抗効果素子を提供する。
【００８５】第１０の発明において、磁化固着膜の磁化
を固着させる方法としては、第９の発明と同様に磁化固
着膜に反強磁性膜を積層することにより生じる交換バイ
アスを利用する方法や磁化固着膜となる強磁性膜を高保
磁力膜とする方法等がある。また、磁界検出膜へのバイ
アス磁界印加手段としては、磁界検出膜の磁化容易軸、
磁界検出膜に隣接または近接して形成した硬質磁性膜か
らのバイアス磁界、前記反強磁性膜に隣接または近接し
て形成した強磁性膜から発生する静磁バイアス、センス
電流からの電流磁界等を利用できる。なお、センス電流
からの電流磁界を用いるためには、信号磁界とほぼ同じ
方向にセンス電流を通電することが必要である。ただ
し、磁化固着膜において磁化を安定的に固着させる観点
からは、センス電流からの電流磁界が磁化固着膜の磁化
方向とほぼ同じ方向に加わるように、センス電流を信号
磁界と直交する方向に通電することが望ましい。
【００８６】第１０の発明では、信号磁界零の場合にお
ける磁化固着膜と磁界検出膜とのなす角θを３０〜６０
°以内に設定したので、磁化固着膜からの漏れ磁界によ
り、動作点バイアスを不要としながらバルクハウゼンノ
イズ除去を行うことができる。第１０の発明で上述した
ような磁化固着膜と磁界検出膜とのなす角θを３０°〜
６０°に設定したのは、角θが３０°未満であると信号
磁界に対する線形応答磁界範囲が狭まり、６０°を超え
るとバルクハウゼンノイズ除去を充分に行うことができ
ない恐れがあるからである。
【００８７】ここで、信号磁界と直交する方向にセンス
電流を流す場合には、２つの強磁性膜間の強磁性的結合
磁界の方向と電流磁界の方向が同じ軸上にある。その結
果、透磁率低下を引き起こす隣り合う強磁性膜間の強磁
性的結合方向とこの電流磁界方向が略同一方向となるよ
うにセンス電流を流すと、この場合には、磁化固着され
ていない強磁性膜の磁化方向が磁化固着されている強磁
性膜の磁化方向に回転するので、両強磁性膜の磁化のな
す角度が減少する。その結果、強磁性膜として異方性磁
気抵抗効果を示す材料を用いても異方性磁気抵抗効果と
スピン依存散乱による抵抗変化が重畳されて、感度の増
大が期待できる。逆に、強磁性的結合方向と電流磁界方
向が逆方向になるようにセンス電流を流すと、この場合
には、両強磁性膜のなす角度が増大するので、信号磁界
に対する線形応磁界範囲を拡大できる。したがって、強
磁性膜の材料等に応じて、センス電流の通電方向を適宜
選択することが好ましい。
【００８８】なお、第１０の発明の磁気抵抗効果素子
は、上記構成に加えて非磁性膜と強磁性膜を交互に複数
回積層したものであってもよい。
【００８９】第１１の発明は、基板上に、少なくとも強
磁性膜、非磁性膜、および強磁性膜が順次積層されてな
る積層膜を具備した磁気抵抗効果素子であって、２つの
前記強磁性膜へのバイアス磁界印加手段として前記積層
膜に隣接または近接して積層形成された２層以上のバイ
アス膜を備えることを特徴とする磁気抵抗効果素子を提
供する。
【００９０】第１１の発明において、バイアス膜は、積
層膜の最上層の強磁性膜上、および最下層の強磁性膜と
基板との間にそれぞれ形成してもよいし、積層膜の最上
層の強磁性膜上に２層以上形成してもよいし、最下層の
強磁性膜と基板との間に２層以上形成してもよい。
【００９１】第１１の発明において、前記バイアス膜と
しては反強磁性膜または強磁性膜を挙げることができ、
このような反強磁性膜からの交換結合磁界、強磁性膜か
らの交換結合磁界または静磁結合磁界、さらには、セン
ス電流からの電流磁界等がバイアス磁界として積層膜中
の強磁性膜に印加される。なお、ここで、バイアス膜と
しての強磁性膜から交換結合磁界を発生させる場合は、
積層膜の強磁性膜とバイアス膜としての強磁性膜との間
に交換バイアスを低減させる膜を配置しても、積層膜の
強磁性膜上にそのバイアス膜としての強磁性膜を直接形
成してもよい。ただし、前者の場合、バイアス膜の一軸
異方性磁界Ｈｋが積層膜の強磁性膜の一軸異方性磁界Ｈ
ｋよりも大きいことが好ましく、バイアス膜の保磁力Ｈ
ｃが積層膜の強磁性膜の保磁力Ｈｃよりも大きいことが
好ましい。
【００９２】第１１の発明では、最上層または最下層の
強磁性膜のどちらか一方にはその磁化が実質的に信号磁
界では動かないようなバイアス磁界を加え磁化固着膜と
し、もう一方には信号磁界が検出できバルクハウゼンノ
イズが除去できるようなバイアス磁界を加え磁界検出膜
とすることが好ましい。このときの磁化固着膜へのバイ
アス磁界印加には反強磁性膜の積層が適する。また、磁
界検出膜へのバイアス磁界印加には強磁性膜または反強
磁性膜の積層が適する。ここで、バイアス膜としての強
磁性膜には、回転磁界中で熱処理を施したＣｏ系非晶質
膜等何等かの方法で単磁区化され磁化方向が一方向に揃
った高抵抗の軟磁性膜や、静磁界中で熱処理を施したＣ
ｏあるいはＣｏＦｅ系の非晶質膜等高い一軸磁気異方性
を有する膜、あるいは高保磁力膜等が適する。またバイ
アス膜となる強磁性膜を他の膜よりも幅広く形成して、
そのエッジ部に硬質磁性膜や反強磁性膜を積層しても単
磁区化された高抵抗な軟磁性膜が実現できる。
【００９３】第１１の発明において、少なくとも２層の
バイアス膜を上述したような積層膜に隣接または近接し
てさらに積層形成することにより、特定の強磁性膜へは
磁化固着を可能にするような強いバイアス磁界を、他の
特定の強磁性膜へはバルクハウゼンノイズを除去するた
めに必要最小限のバイアス磁界を加えることが可能とな
る。このとき、２層以上のバイアス膜が積層形成される
第１１の発明では、例えば磁界検出膜のみを他の磁化固
着膜等より幅広く形成してそのエッジ部にバイアス膜を
積層する場合に比べ、一括した連続成膜によりバイアス
膜を含めた多層膜が短時間で容易に作製できる利点があ
る。これは、厚さが１〜２０nm程度の磁界検出膜のエッ
ジ部のみを残して他の磁化固着膜等のエッジ部を除去
し、磁界検出膜のみを幅広く形成することが非常に困難
であることに基づく。
【００９４】さらに、ここで２層のバイアス膜により強
磁性膜に印加されるバイアス磁界を直交させると、第９
の発明と同様に信号磁界零の場合における磁化固着膜と
磁界検出膜の磁化方向のなす角がほぼ９０°になり、動
作点バイアスが不要になる。また、磁界検出膜に加わる
バイアス磁界によりバルクハウゼンノイズが除去でき、
かつ、バイアス磁界の大きさがバイアス膜の磁気異方性
や膜厚、あるいは積層膜とバイアス膜との界面の調整に
より容易に制御できる。しかも、バイアス磁界で強磁性
膜の磁化容易軸の方向と略直交方向に印加すれば、高い
Ｈｋを示すＣｏ系材料からなる強磁性膜についても膜の
透磁率を向上させることができる。
【００９５】また、第１１の発明は、３層の強磁性膜お
よび２層の非磁性膜が交互に形成されてなる積層膜を基
板上に具備し、最上層および最下層の強磁性膜が磁化固
着膜となり、透磁率が高い中央の強磁性膜が磁界検出膜
となる磁気抵抗効果素子にも好ましく適用できる。
【００９６】このような磁気抵抗効果素子では、最上層
の強磁性膜と最下層の強磁性膜は、低透磁率、すなわち
積層膜に隣接または近接してさらに積層形成された２層
以上のバイアス膜で磁化が固着されているので、信号磁
界に対する磁化方向の変化は僅かである。一方、中央の
強磁性膜は透磁率が高いために、僅かな磁界により大き
な磁化回転を生じる。その結果、最上層の強磁性膜と最
下層の強磁性膜の磁化と中央の強磁性膜の磁化のなす角
度が信号磁界により鋭敏に変化する。また、従来のスピ
ンバルブ構造の膜に比べてスピン依存散乱を生じる界面
数が少なくとも２倍に増える。このため、僅かな磁界で
大きな抵抗変化が得られる。
【００９７】なお、中央の強磁性膜の磁化を反強磁性膜
等のバイアス膜により固着して透磁率を低下させると、
反強磁性膜は抵抗率が高いのでΔＲ／Ｒは大幅に低下す
るが、最上層および最下層の強磁性膜の磁化を固着する
場合は、反強磁性膜をスピン依存散乱ユニットの外に配
置できるので、ΔＲ／Ｒを低下させることなく磁化固着
が可能になる。
【００９８】さらに、高透磁率の強磁性膜は、スピンバ
ルブ構造の積層膜の中央近傍に存在するので、センス電
流からの電流磁界は弱くなり、その結果、電流磁界によ
り磁界検出膜となる強磁性膜の磁化配列が乱される問題
も回避できる。
【００９９】第１２の発明は、基板上に、膜面内に六方
晶Ｃ軸が存在する高保磁力膜と、前記高保磁力膜よりも
低い保磁力を有する強磁性膜とを具備することを特徴と
する磁気抵抗効果素子を提供する。
【０１００】第１２の発明において、通常の高保磁力膜
が膜面垂直方向の結晶磁気異方性による強い静磁結合
で、低保磁力膜を高保磁力化してしまうことを抑制でき
る。これにより、この高保磁力膜をスピンバルブ構造の
膜における磁化固着膜とした場合に、信号磁界を検出す
る磁界検出膜の軟磁気特性を劣化させることはない。ま
た、磁化の平行状態、反平行状態を効率良く実現でき、
さらに積層膜中の非磁性膜厚を著しく薄くすることがで
きるため抵抗変化率を増大させることができる。なお、
ここで磁化固着膜としての高保磁力膜および非磁性膜は
交互に複数回積層されてもよい。
【０１０１】さらに、単結晶様の高保磁力膜は電気抵抗
が低いため、低保磁力膜との積層膜とした場合でもスピ
ン依存散乱には影響せず出力を増大させることができ
る。さらに、この単結晶様の高保磁力膜は高い結晶磁気
異方性を持つことから、高透磁率（磁化が動きにくい）
を有し、磁化固着の効果が大きい。
【０１０２】また、第１２発明において、高保磁力膜は
強磁性膜にバイアス磁界を印加するためのバイアス膜と
して用いてもよい。このとき例えば、高保磁力膜を磁化
固着膜の磁化を固着させるためのバイアス膜として用い
た場合にも、信号磁界を検出する磁界検出膜の軟磁気特
性を劣化させることはない。さらに、この高保磁力膜
は、バルクハウゼンノイズ対策用のバイアス膜や、信号
磁界がない場合に磁化の反結合状態を作るバイアス膜と
しても用いることができ、同時に両方の機能を持たせる
ことも可能である。さらに、第１２の発明は、基板上に
強磁性膜および非磁性膜が交互に形成されてなる積層膜
を具備する磁気抵抗効果素子に限らず、ＮｉＦｅ合金等
の異方性磁気抵抗効果を利用する磁気抵抗効果素子にも
適用可能である。
【０１０３】
【実施例】以下、本発明の実施例を具体的に説明する。 （実施例１）基板として、０．２μｍの触針先端半径を
有する触針式表面粗さ計で平均表面凹凸が２nm程度にな
るまでサファイア基板Ｃ面（α−Ａｌ2 Ｏ3 基板の（０
００１）面）をメカノケミカルポリッシング法により研
磨して鏡面状態としたものを用いた。
【０１０４】このサファイア基板を真空チャンバー内に
載置し、真空チャンバー内を５×１０-7Torr以下にまで
排気した。その後、真空チャンバー内にＡｒガスを導入
し、真空チャンバー内を約３ mTorrとして、約４０００
Ａ／ｍの静磁界中においてスパッタリングを行うことに
より、図１に示すように、サファイア基板１０上に強磁
性膜であるＣｏ90Ｆｅ10膜１１、中間非磁性膜であるＣ
ｕ膜１２、強磁性膜であるＣｏ90Ｆｅ10膜１１、反強磁
性膜であるＦｅＭｎ膜１３、保護膜であるＴｉ膜１４を
順次成膜してＴｉ５nm／ＦｅＭｎ８nm／Ｃｏ90Ｆｅ10８
nm／Ｃｕ２．２nm／Ｃｏ90Ｆｅ10８nmなるスピンバルブ
構造の積層膜を作製して磁気抵抗効果素子を得た。さら
に、この積層膜上にＣｕリード１５を形成した。なお、
ＣｏＦｅ系合金膜の組成は、大きな抵抗変化率を示すこ
と［日本応用磁気学会誌、16,313(1992)] および軟磁気
特性の点からＣｏ90Ｆｅ10とした。
【０１０５】ここで、保護膜の材料としては、Ｔｉ以外
にＣｕ、Ｃｒ、Ｗ、ＳｉＮ、ＴｉＮ等の非磁性体を用い
ることができる。なお、ＦｅＭｎの酸化を防ぐため、酸
化物以外の材料を用いることが望ましい。また、Ｔｉ膜
１４の膜厚は保護効果があれば５nmでなくてもよいが、
センス電流を流す際のＴｉ膜１４への分流による感度低
下を防ぐため、またＣｏ90Ｆｅ10膜１１に比べて高い電
気抵抗率を有することを考慮して膜厚は数十nm以下であ
ることが望ましい。
【０１０６】ＦｅＭｎ膜１３と接するＣｏ90Ｆｅ10膜１
１は、ＦｅＭｎにより磁化固着され、もう一方のＣｏ90
Ｆｅ10膜１１は、外部磁界に応じて磁化反転・回転す
る。強磁性膜であるＣｏ90Ｆｅ10膜１１の膜厚は２層と
も８nmとしたが、２層の強磁性膜の厚さは同じでも異な
っていてもよい。強磁性膜は、その膜厚が一原子層
（０．２nm）以上であれば原理的に使用可能であるが、
ＭＲエレメントの実用上０．５〜２０nmが妥当である。
【０１０７】２つのＣｏ90Ｆｅ10膜１１の間に形成され
たＣｕ膜１２の膜厚は本実施例では２．２nmで形成した
が、この膜厚以外でもよく、実用上０．５〜２０nmが望
ましい。また、Ｃｕ以外の材料としては、Ａｕ、Ａｇ、
Ｒｕ、Ｃｕ合金等を用いることができる。
【０１０８】反強磁性膜であるＦｅＭｎ膜１３は、直接
接するＣｏ90Ｆｅ10膜１１の磁化固着に使用される。こ
の膜厚は、約１nm以上あれば使用可能であるが、信頼性
および実用性から２nm〜５０nmであることが望ましい。
なお、ＦｅＭｎ以外に、反強磁性膜の材料としてＮｉ酸
化物も使用できる。反強磁性膜の材料としてＮｉ酸化物
を用いる場合、Ａｒおよび酸素の混合ガス雰囲気中でス
パッタリングを行ったり、イオンビームスパッタ法、デ
ュアルイオンビームスパッタ法等を適用することで良好
なＮｉ酸化物の反強磁性膜を形成することができる。ま
た、Ｎｉ酸化物膜は、サファイア基板Ｃ面上に良好に形
成することができるので、スピンバルブ構造をＴｉ５nm
／Ｃｏ90Ｆｅ10８nm／Ｃｕ２．２nm／Ｃｏ90Ｆｅ10８nm
／Ｎｉ酸化物５０nmとすることもできる。この場合、Ｎ
ｉ酸化物膜の厚さは１nm以上であれば、安定したバイア
ス磁界をＣｏ90Ｆｅ10膜に与えることができる。
【０１０９】磁気抵抗効果素子の磁気特性、抵抗変化
率、並びに結晶構造を調べた。なお、磁気特性は振動型
磁力計（ＶＳＭ）にて最大印加磁界１．２ＭＡ／ｍで測
定し、抵抗変化率は静磁界中で４端子抵抗測定法により
測定した。結晶構造はθ−２θスキャンおよびロッキン
グカーブＸ線回折法で測定した。ＶＳＭおよびＸ線回折
では、メタルマスクで８mm角にパターニングされた膜に
ついて、抵抗変化率はメタルマスクにより１mm×８mmの
ストライプ状にパターニングされた膜について測定し
た。磁気抵抗効果素子の磁界中における抵抗変化は四端
子法で測定した。
【０１１０】磁気抵抗効果素子の測定結果を図２に示
す。図２から分かるように、磁化容易軸方向に外部磁界
を印加すると、最大抵抗変化率は約１０％であった。ま
た、この磁気抵抗効果素子の保磁力は１６０Ａ／ｍ以下
であった。このように、この磁気抵抗効果素子は、約１
６０Ａ／ｍの弱い磁界で、約１０％の大きな抵抗変化が
得られており、良好な軟磁気特性と高い抵抗変化率が得
られたことが分かった。また、磁化困難軸方向に外部磁
界を印加すると、抵抗変化率は約４％であったが、保磁
力は８０Ａ／ｍと軟磁気特性は極めて良好であった。
【０１１１】また、この磁気抵抗効果素子の磁化曲線を
図３（Ａ）および図３（Ｂ）に示す。図３（Ａ）から分
かるように、磁化容易軸方向の保磁力は約１６０Ａ／
ｍ、磁化困難軸方向の保磁力は約８０Ａ／ｍであること
が分かる。また、図３（Ｂ）から分かるように、磁化容
易軸方向には、ＦｅＭｎに接するＣｏ90Ｆｅ10膜に約
５．３ＫＡ／ｍの交換バイアスが印加されていることが
分かる。
【０１１２】また、この磁気抵抗効果素子の結晶構造
は、強いｆｃｃ相（１１１）面配向（最密面配向）を示
していた。
【０１１３】熱酸化Ｓｉ基板上に上記と同様にしてＴｉ
／ＦｅＭｎ／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ膜を形成した。
これについて上記と同様にして評価した結果、Ｘ線回折
の最密面ピークは上記の場合と比べて１／１０以下に低
下し、Ｈｃは容易軸方向で３０００Ａ／ｍであり、磁気
抵抗効果素子には応用困難な高い値であり、抵抗変化率
も上記の（１１１）配向膜よりも小さな８％以下の値を
示した。
【０１１４】次に、ＭｇＯ（１００）基板上に上記と同
様にしてＴｉ／ＦｅＭｎ／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ膜
を作製した。これについて上記と同様にして評価した結
果、Ｘ線回折ピークは高強度（１００）ピークのみを、
すなわち良好な（１００）配向を示した。このとき、Ｈ
ｃは容易軸方向で１２００Ａ／ｍであり、磁気抵抗効果
素子には応用困難な高い値を示し、抵抗変化率も上記の
（１１１）配向膜よりも小さな８％以下の値を示した。
【０１１５】以上のことから、（１１１）配向を実現す
ると、低Ｈｃかつ高抵抗変化率が実現できることが分か
る。
【０１１６】次に、強磁性膜としてＣｏ膜を用いたＴｉ
５nm／ＦｅＭｎ８nm／Ｃｏ８nm／Ｃｕ２．２nm／Ｃｏ８
nmなるスピンバルブ構造の磁気抵抗効果素子をサファイ
アＣ面基板上に作製し、上記と同様にして磁気特性およ
び抵抗変化率を測定したところ、同様な最密面配向、抵
抗変化率は８％程度の値を示し、保磁力は８００Ａ／ｍ
程度あった。なお、熱酸化Ｓｉ基板では、△Ｒ／Ｒ＝７
％、Ｈｃ＝２０００Ａ／ｍであった。
【０１１７】これらの結果から強磁性膜の材料としてＣ
ｏを用いても低Ｈｃ、高△Ｒ／Ｒが得られるが、強磁性
膜の材料としてＣｏにＦｅを添加した合金を用いること
で軟磁気特性が発生しやすくなっており、より望まし
い。
【０１１８】さらに、Ｔｉ５nm／ＦｅＭｎ８nm／Ｃｏ
100-x Ｆｅx ８nm／Ｃｕ２．２nm／Ｃｏ100-x Ｆｅx ８
nm／サファイアＣ面またはガラス基板からなるスピンバ
ルブ型の磁気抵抗効果素子をＣｏ100-x Ｆｅx 強磁性膜
のＦｅ濃度ｘ（原子％）を変化させて作製した。その結
果得られた△Ｒ／ＲとＨｃの関係を下記表１に示す。表
１から分かるように、サファイアＣ面上では５≦ｘ≦４
０の範囲で顕著なＨｃ低減と△Ｒ／Ｒの増大が実現され
ることが明らかである。
【０１１９】
【表１】 （実施例２）サファイア基板のＣ面上、ガラス基板（コ
ーニング社製＃０２１１）上、Ｓｉ基板の（１１１）面
上に、厚さ１０nmのＣｕ下地膜を形成し、さらにその上
にそれぞれ実施例１と同様の成膜条件でＣｏ90Ｆｅ10膜
を形成した。なお、Ｃｕ下地膜は、バイアススパッタリ
ング法やイオンアシストしたイオンビームスパッタリン
グ法・蒸着法等で成膜できる。このＣｏ90Ｆｅ10膜の保
磁力（Ｈｃ）を測定した。また、前記それぞれの基板上
にＣｕ下地膜を介してＣｏ90Ｆｅ10膜の膜厚を種々変更
して形成し、そのＣｏ90Ｆｅ10膜の保磁力（Ｈｃ）を測
定した。その結果を図６に示す。さらに、前記基板上に
Ｃｕ下地膜を形成せずに上記と同様にして種々の膜厚の
Ｃｏ90Ｆｅ10膜を形成して、それぞれその保磁力（Ｈ
ｃ）を測定した。その結果を図７に示す。
【０１２０】図６および図７から分かるように、いずれ
の基板においても、Ｃｕ下地膜が形成されている場合
（図６）は、Ｃｕ下地膜が無い場合よりも低いＨｃを示
している。また、Ｃｕ下地膜の有無にかかわらず、サフ
ァイア基板のＣ面、Ｓｉ基板の（１１１）面、ガラス基
板の順にＨｃが低く、良好であることが分かる。特に、
サファイア基板のＣ面にＣｕ下地膜を介して厚さ８nmの
Ｃｏ90Ｆｅ10膜を形成した場合に、８０Ａ／ｍ以下の低
Ｈｃを示した。なお、Ｃｕ下地膜を有するＣｏ90Ｆｅ10
膜のＨｃは、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の膜厚増加にしたがって僅
かに増加する傾向を示した。一方、Ｃｕ下地膜なしのＣ
ｏ90Ｆｅ10膜のＨｃは、まず膜厚増加に伴い減少し、さ
らに膜厚が増加するにしたがって増加する傾向を示し
た。例えば、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の膜厚が約８nmである場
合、そのＨｃの極小値は１６０Ａ／ｍ以下であった。
【０１２１】このように、基板上に強磁性膜を形成する
際に両者の間に下地膜を形成することにより、良好な軟
磁気特性を得ることができることが分かる。
【０１２２】また、サファイア基板のＣ面上またはＳｉ
基板上にＣｏ90Ｆｅ10膜やＣｏ膜を形成する場合の下地
膜としてＣｕＮｉ合金膜を用いることにより、良好な軟
磁気特性が得られることが分かった。また、ガラス基板
上またはセラミック基板上にＣｏ90Ｆｅ10膜やＣｏ膜を
形成する場合の下地膜として数〜１００nmのＧｅ，Ｓ
ｉ，またはＴｉ膜を用いることにより、最密面配向が促
進され、その結果、良好な軟磁気特性を得られることが
分かった。
【０１２３】また、Ｃｏ90Ｆｅ10膜やＣｏ膜より高抵抗
である材料を下地膜に用いることにより、ＭＲセンス電
流の分流を防ぐことができる。例えば、実施例１におい
て記述したＮｉ酸化物膜は高抵抗であり、サファイア基
板のＣ面上にエピタキシャル成長させることが可能な反
強磁性膜であるので、下地膜と反強磁性バイアス膜を兼
ねることができる。図８にＮｉ酸化物膜２６を用いたス
ピンバルブ構造の磁気抵抗効果素子を示す。 （実施例３）Ｃｏ90Ｆｅ10膜が示す保磁力に及ぼすサフ
ァイア基板の面方位の影響を調べた。本実施例では、Ｃ
面およびＲ面（α−Ａｌ2 Ｏ3 基板の（１０１２）面）
で比較した。
【０１２４】膜厚１０nmのＣｏ90Ｆｅ10膜をサファイア
基板のＣ面とＲ面上にそれぞれ形成した。この面方位に
よる結晶配向の違いを図９（Ａ）および図９（Ｂ）に示
す。図９（Ａ）から分かるように、Ｃ面上では、良好な
ｆｃｃ（１１１）配向が実現でき、その結果保磁力が１
６０Ａ／ｍ以下と良好な軟磁気特性を有するＣｏＦｅ合
金膜が形成できた。一方、図９（Ｂ）から分かるよう
に、Ｒ面上では、ｆｃｃ（１１１）のピーク以外にもｆ
ｃｃ（２００）のピークが検出され、ｆｃｃ（１１１）
配向があまり良好でない。このため、保磁力が数百Ａ／
ｍ以上もあり、良好な軟磁気特性は得られなかった。
【０１２５】図９（Ａ）において、Ｃ面では基板である
サファイアのピーク以外に２θ＝４３．５°付近にｆｃ
ｃ相（１１１）面に対応するピークのみ（若干のｈｃｐ
相（００１）面配向を含み得る）が強く現れている。ま
た、このピーク強度が強いほどＣｏ90Ｆｅ10膜は低保磁
力を示した。一方、図９（Ｂ）において、Ｒ面ではサフ
ァイアのピークおよびｆｃｃ相（１１１）面ピーク以外
に、２θ＝５２．６°付近にｆｃｃ相（２００）面に対
応するピークが現れている。このｆｃｃ相（１００）面
配向の存在は、結晶磁気異方性容易軸が面内に現れてい
ることを意味し、これは保磁力を上昇させる原因とな
る。
【０１２６】次に、このサファイア基板のＣ面上におけ
るＣｏ90Ｆｅ10膜の（１１１）面（最密面）に対応する
ピークに関して、ロッキングカーブを測定した。そのロ
ッキングカーブを図１０に示す。図１０から分かるよう
に、θ＝２１．８°付近をピークとして半値幅が３°程
度と極めて強い配向が確認できる。このロッキングカー
ブには、サファイア基板のピークも重複されているが、
Ｃｏ90Ｆｅ10膜の良好な結晶配向が確認できる。
【０１２７】次に、図１１に、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の保磁力
と、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の（１１１）面（最密面）に対応す
るピークのロッキングカーブにおける半値幅との相関を
示す。図１１から分かるように、ガラス基板上にＣｏ90
Ｆｅ10膜を形成すると、（１１１）ピークが微弱である
場合が多く、ロッキングカーブ半値幅は２０°以上であ
り、Ｈｃは３０００Ａ／ｍ以上であった。また、Ａｒ圧
力、基板温度を最適化してロッキングカーブの半値幅が
１５°程度になると、Ｈｃは１０００Ａ／ｍ程度に減少
する。このＣｏ90Ｆｅ10にＡｌを約１％を添加した材料
からなる膜をガラス基板上に形成すると、半値幅は８°
程度に減少し、Ｈｃは３５０Ａ／ｍ程度となる。また、
サファイア基板のＣ面上にＣｏ90Ｆｅ10膜を形成するこ
とにより、さらに半値幅は３°程度にまで減少し、Ｈｃ
は約１６０Ａ／ｍ程度となる。したがって、最密面（Ｃ
ｏ90Ｆｅ10膜の場合（１１１）面）に対応するピークの
ロッキングカーブの半値幅が２０°未満に減少するに伴
い、急激に保磁力が減少する傾向にあることが確認でき
る。例えば、ロッキングカーブの半値幅が７°以下で、
保磁力が１６０Ａ／ｍと良好な値に近付いてくることが
分かる。すなわち、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の最密面配向が強く
なっていくにしたがって、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の保磁力が低
下する。このように、良好な軟磁気特性は強磁性膜の配
向度と強く相関があることが分かる。
【０１２８】Ｃｏ90Ｆｅ10膜の最密面配向を強くする方
法としては、上述したように、第１に後述する各種添加
元素を加える方法、第２に基板材料・方位を選択する方
法、第３に基板とＣｏ90Ｆｅ10膜との間に下地膜を設け
る方法、第４にＭＢＥ等の超高真空成膜装置により成膜
する方法等いくつかの方法が挙げられる。なお、第２の
方法において、基板にサファイア基板のＣ面を用いた場
合、その面をメカノケミカルポリッシュ、フロートポリ
ッシュまたはイオンポリッシュ等で研磨して基板の平均
表面粗さ（Ｒａ）を２nm以下にすることにより、その上
に形成したＣｏ90Ｆｅ10膜がさらに良好な軟磁気特性を
示すことが分かった。しかし、平均表面粗さが５nm以上
では、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の保磁力は１０００Ａ／ｍ以上で
あった。 （実施例４）実施例３において、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の単層
膜について、第１および第２の方法で最密面配向を強く
することにより保磁力が低下することが分かった。次
に、Ｃｏ90Ｆｅ10膜を含む積層膜についても同様のこと
がいえるかを確認する。
【０１２９】ガラス基板上にＡｌ含有Ｃｏ90Ｆｅ10１０
nm／Ｃｕ５nm／Ａｌ含有Ｃｏ90Ｆｅ10１０nmの積層膜を
実施例１と同様の成膜条件で形成した。この場合のＣｏ
90Ｆｅ10膜中のＡｌ元素添加量とＣｏ90Ｆｅ10膜の保磁
力との関係を図１２に示す。図１２から分かるように、
積層膜においてもＡｌ元素の添加により保磁力を低下さ
せることができることが分かる。また、実施例２に示し
た第２から第４の方法でも同様に積層膜におけるＣｏ90
Ｆｅ10膜の最密面の配向を強くすることができた。
【０１３０】次に、積層膜におけるＣｏ90Ｆｅ10膜の保
磁力の最密面ピーク強度依存性を図１３に示す。図１３
から分かるように、単層膜の場合同様に最密面ピーク強
度が大きくなるほど、保磁力が低下しているが確認でき
る。上記構造の場合、ピーク強度は１０2 （a.u.) と弱
く、保磁力は１０3 Ａ／ｍ程度である。この場合におい
て、Ｃｏ90Ｆｅ10にＡｌを１原子％程度加えた材料から
なる膜を用いることにより、保磁力は数百Ａ／ｍ程度に
低下した。また、ガラス基板をサファイア基板のＣ面に
代えることにより、１０3 （a.u.) 以上のピーク強度と
１００Ａ／ｍ以下の良好な保磁力が得られた。なお、こ
のときの半値幅は７°以下であった。 （実施例５）Ｃｏ90Ｆｅ10にＡｌ以外の添加元素を加え
て保磁力を調べた。この場合、添加元素として、Ｔａ、
Ｐｄ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｒｈ、Ｒ
ｅ、Ｉｎ、Ｂ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｗを用いたときにも保磁力
の低下が認められた。また、それらの元素の組み合わ
せ、例えばＴａとＰｄ、ＮｂとＰｄ、ＺｒとＮｂを添加
しても保磁力の低下が確認できた。一例として、Ｔａ含
有Ｃｏ90Ｆｅ10１０nm／Ｃｕ５nm／Ｔａ含有Ｃｏ90Ｆｅ
10１０nmの積層膜の構造において、Ｔａの添加量と保磁
力との関係を図１４に示す。図１４から分かるように、
この場合においてもＴａ元素の添加により保磁力が低下
したことが確認できる。 （実施例６）以上はＣｏＦｅ膜に関して（１１１）高配
向を実現した実施例であるが、ＣｏＦｅ膜に限られず、
ＣｏＦｅＮｉ膜、ＣｏＮｉ膜等を用いても同様な効果が
見られた。その実施例を下記表２に示す。表２は、
（１）強磁性膜の組成、（２）基板の種類、（３）基板
とスピンバルブ膜との間の下地膜をパラメータとして作
製した図１と同様の構造（ＦｅＭｎ膜と接する側はＣｏ
Ｆｅ膜のままである）を有するスピンバルブ膜における
（１１１）ピークのロッキングカーブ半値幅△θ50、容
易軸方向のＨｃ、△Ｒ／Ｒを示したものである。比較の
ため、表２と同じ組成の強磁性膜のスピンバルブ膜を下
地膜なしにガラス基板上に作製した場合の結果を表２に
併記する。
【０１３１】
【表２】 表２から分かるように、ＣｏＦｅ膜に限らずＣｏＦｅＮ
ｉ膜やＣｏＮｉ膜でも、ガラス基板への直接成膜に比べ
て、サファイアＣ面基板上あるいはＴｉ，Ｓｉ，Ｇｅ等
からなる下地膜を用いることにより、△θ50＜７°の良
好な（１１１）配向膜を得ることができ、その結果Ｈｃ
が低下し、高い抵抗変化率が実現できる。
【０１３２】しかし、Ｔｉ等からなる下地膜やサファイ
アＣ面基板により（１１１）高配向の（Ｍ 1nm厚／Ｃｕ
1nm厚）16人工格子膜を作製したところ（Ｍ：Ｃｏ20Ｎ
ｉ80、Ｃｏ20Ｆｅ15Ｎｉ65）、△Ｒ／Ｒは２％以下の著
しく小さな値を示しRKKY的反強磁性結合特有の高い飽和
磁界が消失した。（１１１）配向するとRKKY的反強磁性
結合が得られないので抵抗変化率が低下したことが分か
る。したがって、スピンバルブ膜に限らずRKKY的な反強
磁性結合を用いないタイプ（保磁力の差を用いたいわゆ
る非結合型人工格子膜（第１４回日本応用磁気学会学術
講演概要集、1990年、177 頁）等）で（１１１）高配向
を実現すると高い抵抗変化率と良好な軟磁性が両立しや
すい。
【０１３３】また、これに加えてＦｅＭｎに接する強磁
性膜も下側磁性膜と同じ組成の膜に置き換えても同様の
効果が得られることが確認された。 （実施例７）ガラス基板上（下地膜なし）にＴｉ５nm／
ＦｅＭｎ８nm／ＣｏＦｅ８nm／Ｃｕ２．２nm／強磁性膜
８nmのスピンバルブ膜を実施例１と同様の条件で成膜し
た。このとき、下部強磁性膜に加える非磁性添加元素と
容易軸方向の抵抗変化率とＨｃの関係を下記表３に示
す。
【０１３４】
【表３】 表３から分かるように、ガラス基板に成膜した非磁性元
素を添加しない膜に比べてＨｃが低下した。Ａｌ，Ｔａ
等の添加ではＨｃの低下が顕著であるが、大量に添加す
ると抵抗変化率が大幅に低下した。Ａｌでは６．５原子
％未満、Ｔａでは１０原子％未満で、ＮｉＦｅからなる
スピンバルブ膜を上回る５％以上の抵抗変化率と低Ｈｃ
を両立できることが分かる。なお、ＣｏＦｅにＡｌまた
はＴａを添加すると、Ｘ線回折において最密面ピーク強
度が増加した。一方、Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ等は、Ｈ
ｃ低減効果がＡｌまたはＴａほど顕著ではないが、１０
原子％以下の大量の添加でも抵抗変化率の低下が見られ
ない。ＣｏＦｅへのＣｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｐｄ等の添加で
もＸ線回折における最密面ピーク強度が増加した。これ
らＨｃの低下には、Ｘ線回折における最密面ピーク強度
が添加元素により向上したことから、前述した結晶配向
性の向上が起因していると考えられる。これに加えて、
添加元素による結晶磁気異方性の低減もＨｃの低下に起
因している可能性もある。
【０１３５】さらに、６５℃９５％ＲＨの恒温恒湿槽に
１００時間放置して単層の各強磁性膜（１００nm厚）に
ついて耐食性を調べたところ、Ｐｄを７原子％以上添加
した膜では変色はなかったが、非磁性元素を添加しない
ＣｏＦｅ膜、Ｃｏ20Ｎｉ80膜、Ｃｏ20Ｆｅ15Ｎｉ65膜や
Ａｌを６．５原子％添加した膜、Ｔａを６原子％添加し
た膜等は変色が見られた。すなわち、Ｐｄの添加は、耐
食性を改善する効果を発揮する。Ｐｄのみの添加ではＨ
ｃの低下があまり顕著ではないが、Ｐｄを例えばＣｕと
共に添加すると、高い抵抗変化率と耐食性を保って軟磁
気特性のさらなる改善が可能になる。さらに、サファイ
アＣ面基板やアモルファス金属下地膜、ｆｃｃ格子の下
地膜を用いると、Ｐｄのみの添加でもＨｃが８０Ａ／ｍ
未満にまで低下し、さらに、Ｐｄの４０at％までのＰｄ
濃度範囲で〜１０％の高い抵抗変化率を示した。しかし
ながら、同じ貴金属で耐食性改善に効果的であると予想
されるＰｔを添加すると、ＨｃがＰｔを添加しない膜以
上に増加した。このため、軟磁気特性の観点からＰｔの
添加は好ましくない。 （実施例８）表面粗さがＲa ＝２nm以下の熱酸化Ｓｉ基
板表面をＳＨ（硫酸と過酸化水素の混合液）処理により
清浄化した後、この基板を真空装置内に載置して、１×
１０-9Torr以下まで排気した。真空装置内の水および酸
素は、質量分析器および露点計によって管理した。以上
の手順が終了した後、装置内に超高純度Ａｒガスを導入
して、装置内の真空度を１×１０-4Torrとし、ＥＣＲイ
オン源内部において２．４５GHz のマイクロ波放電を発
生させて加速したイオンビームによりスパッタリングを
行い、図１５に示すように、熱酸化Ｓｉ基板１５０上に
第１の下地膜１５１として、非晶質Ｓｉ膜を膜厚５nmで
成膜した。その後、真空を保ちながら連続して、第１の
下地膜１５１上に第２の下地膜１５２として、Ｃｕ−Ｎ
ｉ合金を膜厚２nmで成膜した。
【０１３６】その表面に第１の強磁性膜１５３としてＣ
ｏ90Ｆｅ10合金膜を厚さ８nmで、非磁性膜１５４として
Ｃｕ−Ｎｉ合金膜を厚さ２．２nmで、第２の強磁性膜１
５５としてＣｏ90Ｆｅ10合金膜を厚さ８nmで、反強磁性
膜１５６としてＦｅ−Ｍｎ合金膜を厚さ８nmで、保護膜
１５７としてＴｉ膜を厚さ５nmで順次成膜し、スピンバ
ルブ構造の積層膜を作製した。以上の薄膜は、いずれも
イオンビームスパッタリングにて形成した。さらに、こ
の積層膜上にＣｕ電極１５８ａ，１５８ｂを形成するこ
とによって、スピンバルブ型磁気抵抗効果素子１５９を
得た。
【０１３７】なお、強磁性膜１５３，１５５におけるＣ
ｏＦｅ系合金膜の組成物としては、大きな抵抗変化率
（日本応用磁気学会誌：１６．３１３（１９９２））お
よび軟磁気特性の観点からＣｏ90Ｆｅ10とした。
【０１３８】このようにして得たスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子の結晶性、磁気特性および抵抗変化率を測定
したところ、ＣｏＦｅ合金膜のＸ線回折による半値幅は
１°であり、軟磁気特性を示す物性の一つである保磁力
は０．１Ｏｅであった。また、この素子を用いて測定し
た磁気抵抗変化率は、約１０％という高い値を示した。
【０１３９】また、比較のため、同じ処理を施した基板
を真空装置内に載置し、１×１０-7Torr以下まで排気し
た後、通常のＡｒガスを２×１０-3Torrまで導入し、そ
の基板表面に非晶質Ｓｉ膜を成膜することなく、Ｃｕ膜
を下地膜として直接成膜し、その表面に実施例８と同一
構成のスピンバルブ構造の積層膜を作製した。さらに、
この積層膜上にＣｕ電極を形成して、磁気抵抗効果素子
とした。この積層膜は、通常の１３．５６MHz にて励起
された２極スパッタリング法によって形成した。
【０１４０】この磁気抵抗効果素子の結晶性、磁気特性
および抵抗変化率を測定したところ、ＣｏＦｅ合金膜の
Ｘ線回折による半値幅は７°であり、軟磁気特性を示す
物性の一つである保磁力は１．５Ｏｅであった。また、
この素子を用いて測定した磁気抵抗変化率は約５％であ
った。 （実施例９）表面粗さがＲa ＝２nm以下のサファイヤ基
板を表面清浄化した後、この基板を真空装置内に載置
し、１×１０-9Torr以下まで排気した。真空装置内の水
および酸素は、質量分析器および露点計によって管理し
た。以上の手順が終了した後、電子ビーム蒸着源を用い
た超高真空蒸着法によって、第１の下地膜として、非晶
質ＣｕＴｉ膜を膜厚３nmで成膜した。その後、真空を保
ったまま連続して、励起周波数１００MHz の超高真空Ｒ
Ｆスパッタリングを用いて、第２の下地膜としてＦｅＭ
ｎ合金膜を膜厚２nmで成膜した。
【０１４１】次に、上記下地膜上に、Ｔｉ５nm／ＦｅＭ
ｎ８nm／（Ｃｏ81Ｆｅ9 ）Ｐｄ10８nm／Ｃｕ２．２nm／
（Ｃｏ81Ｆｅ9 ）Ｐｄ10８nmの構成を有するスピンバル
ブ構造の積層膜を全て励起周波数１００MHz の超高真空
ＲＦスパッタリングを用いて形成し、さらにこの積層膜
上にＣｕ電極を形成して、スピンバルブ型磁気抵抗効果
素子を作製した。
【０１４２】このようにして得たスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子の結晶性、磁気特性および抵抗変化率を実施
例８と同様に測定したところ、ＣｏＦｅ膜のＸ線回折に
よる半値幅は１．５°であり、軟磁気特性を示す物性の
一つである保磁力は１Ｏｅであった。また、同素子を用
いて測定した磁気抵抗変化率は、約１２％という高い値
を示した。 （実施例１０）図１６に示すように、支持基板３０上に
ＣｏＺｒＮｂ等からなる高抵抗非晶質層３１を形成し、
その上にＣｏＦｅ合金等からなる強磁性膜３２、Ｃｕ等
よりなる非磁性膜３３、強磁性膜３２、およびＦｅＭｎ
等からなる交換バイアス層３４を約４ｋＡ／ｍの静磁界
中で順次形成し、交換バイアス層３４上にリード３５を
形成して磁気抵抗効果素子を作製した。なお、各層は４
元スパッタ装置で下記表４に示す成膜条件で成膜した。
【０１４３】
【表４】 この磁気抵抗効果素子の磁気特性を調べ、図１７および
図１８にそのＭ−Ｈカーブ（磁化−磁界カーブ）を示
す。なお、図１７は容易軸方向のＭ−Ｈカーブ、図１８
は困難軸方向のＭ−Ｈカーブを示す。
【０１４４】図１７から分かるように、ＦｅＭｎに固着
されていない側のＣｏＦｅ膜の保磁力Ｈｃ（図中ａ）は
約５００Ａ／ｍとなり、通常のＣｏＦｅ単層膜のＨｃ約
１６００Ａ／ｍに比べ著しく低い値を示した。さらに信
号磁界入力側である困難軸方向についても、図１８から
分かるように、ＦｅＭｎに固着されていない側のＣｏＦ
ｅ膜の保磁力Ｈｃ（図中ｂ）が約６００Ａ／ｍとなり、
通常のＣｏＦｅ単層膜のＨｃ約１６００Ａ／ｍに比べ著
しく低い値を示した。
【０１４５】また、この磁気抵抗効果素子の抵抗変化特
性を調べ、図１９にそのＲ−Ｈカーブ（抵抗−磁界カー
ブ）を示す。図１９から分かるように、抵抗変化率△Ｒ
／Ｒは従来のＣｏ系スピンバルブ膜と同程度の約９％の
高い抵抗変化率となった。また、ＦｅＭｎに固着されて
いない側のＣｏＦｅ膜の保磁力Ｈｃ（図中ｃ）は図１７
から予想されるように約５００Ａ／ｍの低い値となっ
た。
【０１４６】本実施例では、交換バイアス層としてＦｅ
Ｍｎ膜を用いているが、ＮｉＯ等の反強磁性膜を用いて
もよいし、また（Ｃｏ／Ｃｕ）ｎ等の構造を有する人工
格子膜を用いても良好な特性が得られることが確認され
た。さらに、本実施例では、高抵抗アモルファス層とし
てＣｏＺｒＮｂ膜を用いているが、その他に微小な結晶
のＦｅＺｒ膜、ＦｅＺｒＮ膜、ＣｏＺｒＮ膜、ＦｅＴａ
Ｃ膜、あるいはＮｉＦｅＸ膜（Ｘ：Ｒｈ，Ｎｂ，Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｔａ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｍ
ｎ，Ｗ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ａｕ，またはＡｇ）等を用いても
よい。特に、ｆｃｃ相の微結晶膜（Ｃｏ系窒化膜、Ｃｏ
系炭化膜、ＮｉＦｅＸ膜）では、ｆｃｃ相（１１１）配
向を促進する効果も相乗し、さらにＨｃが容易軸方向で
〜２５０Ａ／ｍに低下し、抵抗変化率が１０％に向上し
た。
【０１４７】比較のために、高抵抗アモルファス層を設
けないで支持基板上に後述する図２３と同様な強磁性
膜、中間層、強磁性膜、交換バイアス層を順次積層して
なる磁気抵抗効果素子の磁気特性を調べ、そのＭ−Ｈカ
ーブを図２０および図２１に示す。なお、図２０は容易
軸方向のＭ−Ｈカーブ、図２１は困難軸方向のＭ−Ｈカ
ーブを示す。また、成膜条件は前記表３と同様とした。
【０１４８】図２０から分かるように、ＦｅＭｎに固着
されていない側のＣｏＦｅ膜の保磁力Ｈｃ（図中ｄ）は
約２０００Ａ／ｍとなり、通常のＣｏＦｅ単層膜のＨｃ
と同様に高い値を示した。さらに、困難軸方向について
も、図２１に示すように、ＦｅＭｎに固着されていない
側のＣｏＦｅ膜の保磁力Ｈｃ（図中ｅ）は約１４００Ａ
／ｍとなり、通常のＣｏＦｅ単層膜のＨｃと同様に高い
値を示し、磁気抵抗効果素子としては不充分であった。 （実施例１１）図２２に示すように、支持基板３０上に
Ｃｕ等からなる厚さ約５nmの下地膜３６を形成し、さら
にその上に交換バイアス層３４、強磁性膜３２、非磁性
膜３３、強磁性膜３２、および高抵抗アモルファス層３
１を順次形成し、高抵抗アモルファス層３１上にリード
３５を形成して磁気抵抗効果素子を作製した。なお、成
膜条件は上記表３と同様にした。
【０１４９】図２２に示す構造、すなわち高抵抗アモル
ファス層を交換バイアス層よりも上層として形成する場
合においても、低いＨｃを得ることができた。また、ア
モルファス層が高抵抗であるため、この層が最上層とな
ってもシャント効果による磁気抵抗変化率の低下はなか
った。なお、この場合には、ＦｅＭｎの結晶配向制御の
ために下地膜を設けることが望ましい。 （実施例１２）支持基板４１上にＣｏＰｔＣｒ膜４２を
厚さ８nmで成膜し、その上にレジスト４３を塗布した
後、所望のパターンにレジスト４３をパターニングし、
図２３（Ａ）に示すように、イオンミーリング等により
エッチングした。この際、ＣｏＰｔＣｒのテーパ角Ｘは
９０°に近い方が望ましい。
【０１５０】次に、図２５（Ｂ）に示すように、エッチ
ング後のレジスト４３は除去せず、この状態でＣｏＦｅ
合金からなる強磁性膜４４、Ｃｕ等からなる非磁性膜４
５、強磁性膜４４、および高抵抗アモルファス層４６を
順次形成してスピンバルブ構造の磁気抵抗効果素子を作
製した。この際、レジスト４３のテーパ角Ｙは９０°に
近い方が望ましい。
【０１５１】次に、レジスト４３を除去した後に高抵抗
アモルファス層４６上にリード４７を形成した。なお、
このリード４７は、レジスト４３を除去する前に形成し
てもよい。このように作製することにより、図２５
（Ｃ）に示すように、界面状態に敏感なスピンバルブ構
造を特性劣化を伴わずに作製することできる。
【０１５２】上記構造のように、ＦｅＭｎ等からなる交
換バイアス層を磁化固着膜として用いることなく、高保
磁力膜を用いることができる。高保磁力膜の材料として
は、下地膜を用いなくても適当な面内磁気異方性を発揮
できる材料を用いることが望ましい。そこで、本実施例
では、この特性を満足するＣｏＰｔＣｒ膜を高保磁力膜
として用いた。 （実施例１３）図２４に示すように、支持基板３０上に
高抵抗アモルファス層３１、強磁性膜３２、非磁性膜３
３、強磁性膜３２、および高抵抗アモルファス層３１を
順次積層し、最上層の高抵抗アモルファス層３１上にリ
ード３５を形成して磁気抵抗効果素子を作製した。
【０１５３】図２４に示す構造のように、磁化固着膜で
あるＦｅＭｎからなる交換バイアス層を用いず、センス
電流により発生する磁界または形状による反磁界の効果
による自己バイアス効果を利用して、強磁性膜３２間で
の反強磁性的磁化配列を実現してもよい。
【０１５４】この場合、センス電流により発生する磁界
が膜幅方向（図中ｇ方向）において、強磁性膜３２を挟
んで上下で反対方向となるように加わるようにし、さら
に、膜幅方向の反磁界を低減するために２つの強磁性膜
３２は互いに反強磁性的に結合するようにする。その結
果、交換バイアス層がなくても２つの強磁性膜３２同士
が反強磁性的に結合できる。したがって、信号磁界Ｈｓ
を膜長手方向（図中ｆ方向）に加えると２つの強磁性膜
３２の磁化は回転して膜長手方向に揃い強磁性的な結合
となる。その結果、スピン依存散乱に起因した大きな△
Ｒ／Ｒを得ることができる。 （実施例１４）図２５に示すように、熱酸化Ｓｉ基板１
６０上に、高抵抗強磁性膜１６１としてＣｏＣｒ合金膜
をイオンビームスパッタ法によって膜厚１nmで成膜し
た。次に、高抵抗磁性膜１６１上に、第１の強磁性膜１
６２としてＣｏＦｅ合金膜を厚さ３nmで、非磁性膜１６
３としてＣｕ膜を厚さ２nmで、第２の強磁性膜１６４と
してＣｏＦｅ合金膜を厚さ３nmで順次成膜し、スピンバ
ルブ型の積層膜を形成した。
【０１５５】この後、上記積層膜上に、反強磁性膜１６
５としてＦｅＭｎ膜を厚さ１５nmで形成した。その上
に、必要に応じて保護膜１６６を形成し、さらに電極１
６７ａ，１６７ｂ（間隔：１０μｍ）を形成することに
よって、スピンバルブ型磁気抵抗効果素子１６８を作製
した。
【０１５６】このようにして得たスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子の抵抗変化率を測定したところ、室温で１４
％という高い値を示した。
【０１５７】比較として、高抵抗強磁性膜１６１を形成
しない以外は実施例１４と同様にして、スピンバルブ型
磁気抵抗効果素子を作製した。このスピンバルブ型磁気
抵抗効果素子の特性を実施例１４と同様にして評価した
ところ、室温での抵抗変化率は１２％であった。 （実施例１６）サファイア基板上に、第１の強磁性膜と
してＣｏ90Ｆｅ10合金膜、非磁性膜としてＣｕ膜、第２
の強磁性膜としてＣｏ90Ｆｅ10合金膜、反強磁性膜とし
てＦｅＭｎ膜を順に形成した。この際、第１および第２
の強磁性膜の厚さ（ｄFeCo）を変化させて、抵抗変化率
（Δρ／ρ0 ）を測定した。その結果を図２６に示す。
なお、第１および第２の強磁性膜の厚さは同一とし、Ｃ
ｕ膜の膜厚は２．２nm、ＦｅＭｎ膜の膜厚は１５nmとし
た。また、上記磁気抵抗効果素子においては、反強磁性
膜上に必要に応じて、耐食性等に優れたＴａ、Ｎｉ、Ｎ
ｉＣｒ等の保護膜を介して電極を形成する。図２６から
分かるように、ｄFeCoが５nm以下でＭＲ効果が増大して
いることが分かる。また、ｄFeCo＝３nm付近でピークを
とり、２〜４nmが好ましい範囲となる。
【０１５８】強磁性膜／非磁性膜（金属薄膜）／強磁性
膜のサンドイッチ構造の厚さが薄くなってくると、金属
薄膜と接していない面での電子散乱が大きくなり、抵抗
のサイズ効果が表れる。サンドイッチ構造の比抵抗の変
動分（Δρ）は、サンドイッチ構造のトータルの膜厚を
ｔ、平均自由行程をｌ0 とすると、Δρはｌ0 ／ｔに比
例する。諸条件で変化するが、図２６からも明らかなよ
うに、Ｃｏ系強磁性膜を用いた場合、強磁性膜厚は５nm
以下とすることが良好なＭＲ効果が得る上で好ましい。
【０１５９】すなわち、強磁性膜の金属薄膜と接してい
ない方の面に、低抵抗例えば３０μΩcm以下の比抵抗を
もった材料が接している場合、電子はその界面を通り抜
け、３０μΩcm以下の比抵抗をもった材料の中に流れて
しまい、有効な表面散乱が起こりにくくなる。このた
め、有効な表面散乱を引き起こし、サイズ効果を利用す
るためには、３０μΩcm以上の材料とするか、接してい
る材料の膜厚を５nm以下とすることが有効である。
【０１６０】サイズ効果を利用し、大きなＭＲ効果を得
るためには、Ｃｏ系強磁性膜の膜厚は５nm以下にするこ
とが好ましい。このとき、中間金属薄膜としては、Ｃ
ｕ、Ａｇ、Ａｕ等の比抵抗の小さい金属を用いることが
望ましく、中間金属薄膜の膜厚はサイズ効果を利用する
ために、５nmより薄いことが好ましい。また、両強磁性
膜の膜厚が大きく異なっている場合には、両強磁性膜に
おける表面散乱の効果が異なってしまうため、磁気抵抗
変化率は小さくなってしまう。このため、両強磁性膜の
厚さの比は、１：１〜１：２の間にあることが望まし
い。 （実施例１６）図２７に示すように、サファイア基板１
６０上に非磁性膜１６１としてＣｕＰｄ合金膜をＲＦス
パッタ法によって厚さ２nmで成膜した。次に、非磁性膜
１６１上に、第１の強磁性膜１６２としてＣｏＦｅ合金
膜を厚さ１nmで、非磁性膜１６３としてＣｕ膜を厚さ２
nmで、第２の強磁性膜１６４としてＣｏＦｅ合金膜を厚
さ３nmで順次成膜し、スピンバルブ型の積層膜を形成し
た。
【０１６１】この後、上記積層膜上に、反強磁性膜１６
５としてＦｅＭｎ膜を厚さ１５nmで形成した。その上
に、必要に応じて保護膜１６６を形成し、さらに電極１
６７ａ，１６７ｂを形成することによって、スピンバル
ブ型磁気抵抗効果素子１７１を作製した。
【０１６２】この磁気抵抗効果素子では、反強磁性膜１
６５により、第２の強磁性膜１６４には一方向異方性が
与えられているため、低磁場中では磁化は一方向に固定
されたまま動かない。これに対して、第１の強磁性膜１
６２は、低磁場中でも磁場の方向に磁化を向ける。よっ
て、外部磁化を変化させることにより、２つの強磁性膜
の磁化の成す角度を自由に制御することができる。な
お、反強磁性膜１６５は、第２の強磁性膜１６４に有効
な一方向異方性を与える上で、１〜５０nm程度の厚さと
することが好ましい。
【０１６３】このようにして得たスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子１７１の抵抗変化率を測定したところ、第１
の強磁性膜１６２の厚さを１nmと薄くしているにもかか
わらず、室温で８％という高い値を示した。また、上記
スピンバルブ型磁気抵抗効果素子１７１を、幅２μｍ×
長さ８０μｍの微細形状に加工してＣｕリード間を２μ
ｍに規定した狭トラック幅の高密度磁気記録の再生に用
いたところ、バルクハウゼンノイズを除去することがで
きた。
【０１６４】比較として、非磁性膜１６１を形成しない
以外は実施例１７と同様にして、スピンバルブ型磁気抵
抗効果素子を作製した。このスピンバルブ型磁気抵抗効
果素子の特性を実施例１７と同様にして評価したとこ
ろ、抵抗変化率は室温で３％と小さい値しか得られなか
った。
【０１６５】また、第１の強磁性膜１６２の膜厚を６nm
とする以外は実施例１６と同様にして、スピンバルブ型
磁気抵抗効果素子を作製した。このスピンバルブ型磁気
抵抗効果素子の特性を実施例１６と同様にして評価した
ところ、抵抗変化率は室温で６％得ることができたが、
実施例１６と同様な再生微細素子により高密度記録（狭
トラック幅）の再生を行ったところ、反磁界によるバル
クハウゼンノイズが観測された。 （実施例１７）図２８に示すように、熱酸化Ｓｉ基板１
６０上に平均自由行程が長い薄膜１７２として、キャリ
ア濃度が１０20cm-3となるようにＴｅをドープしたＧａ
Ａｓ膜をＭＢＥ法により厚さ１０nmで成膜した。次に、
ＴｅドープＧａＡｓ膜１７２上に第１の強磁性膜１６２
としてＣｏＦｅ合金膜を厚さ１nmで、非磁性膜１６３と
してＣｕ膜を厚さ２nmで、第２の強磁性膜１６４として
ＣｏＦｅ合金膜を厚さ４nmで順次成膜し、スピンバルブ
型の積層膜を形成した。
【０１６６】この後、上記積層膜上に、反強磁性膜１６
５としてＦｅＭｎ膜を厚さ１５nmで形成した。その上
に、必要に応じて保護膜１６６を形成し、さらに電極１
６７ａ，１６７ｂを形成することによって、スピンバル
ブ型磁気抵抗効果素子１７３を作製した。
【０１６７】このようにして得たスピンバルブ型磁気抵
抗効果素子の抵抗変化率を測定したところ、室温で１８
％という高い値を示した。また、上記スピンバルブ型磁
気抵抗効果素子を高密度磁気記録の再生に用いて、１０
5 Ａ／cm2 という電流密度のセンス電流における出力信
号電圧を測定したところ、１ｍＶp-p という良好な値が
得られた。
【０１６８】比較として、ＴｅドープＧａＡｓ膜１７２
を形成しない以外は、実施例１７と同様にして、スピン
バルブ型磁気抵抗効果素子を作製した。このスピンバル
ブ型磁気抵抗効果素子の特性を実施例１７と同様にして
評価したところ、抵抗変化率は室温で２％と小さい値し
か得られなかった。 （実施例１８）ガラス基板上に厚さ１０nmのＣｕ膜を下
地膜として形成し、その上にＣｏ90Ｆｅ10膜を形成し
た。Ｃｕ膜およびＣｏ90Ｆｅ10膜は、ＲＦ２極スパッタ
リング法により成膜した。なお、スパッタリングは、成
膜中に永久磁石により約４０００Ａ／ｍの一方向磁界を
基板近傍に加え、以下に示すスパッタリング条件により
行った。
【０１６９】 予備排気 １×１０-4Ｐａ以下 Ａｒスパッタガス圧 ０．４Ｐａ 高周波投入電力 ＣｏＦｅ：３００−５００Ｗ Ｃｕ ：１６０Ｗ スパッタリング速度 ＣｏＦｅ：０．５−１nm／ｓ Ｃｕ ：１nm／ｓ このようにして作製したＣｏ90Ｆｅ10膜のＨｃ（困難軸
方向）とＣｏ90Ｆｅ10膜の膜厚の関係を図２９に示す。
また、図２９には、比較のためガラス基板上にＣｕ下地
膜を設けないで直接Ｃｏ90Ｆｅ10膜を形成したものも示
した。なお、保磁力Ｈｃは振動型磁力計により測定し
た。
【０１７０】図２９から分かるように、Ｃｕ下地膜を設
けない通常のＣｏ90Ｆｅ10膜では、膜厚２０nm以下では
２０００Ａ／ｍ以上の高いＨｃを示した。一方、Ｃｕ下
地膜を設けると、膜厚２０nmのＣｏ90Ｆｅ10膜ではＨｃ
の低下は僅かであったが、膜厚１０nm以下では４００〜
９００Ａ／ｍにＨｃが大幅に低下した。このように、ガ
ラス基板とＣｏ90Ｆｅ10膜との間にＣｕ下地膜を設ける
ことにより、Ｃｏ90Ｆｅ10膜のＨｃを低減できることが
分かった。特に、Ｃｕ下地膜の膜厚は、１原子層以上で
あれば上記のＨｃ低減の効果が認められた。なお、Ｃｕ
下地膜上にまったく同様にＣｏ膜を形成した場合はＣｏ
Ｆｅ膜の場合ほどＨｃの低下は認められなかった。 （実施例１９）ガラス基板上に厚さ５〜６nmのＣｕ下地
膜を形成し、さらにＣｕ下地膜上にＣｏ90Ｆｅ10膜、厚
さ２nmのＣｕ中間層、およびＣｏ90Ｆｅ10膜を順次形成
した。なお、これらの膜の成膜条件は実施例１８と同様
とした。
【０１７１】この積層膜（Ｃｕ／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／Ｃｏ
Ｆｅ）におけるＨｃ（困難軸方向）とＣｏ90Ｆｅ10膜の
膜厚の関係を図３０を示す。また、図３０には、図２９
と同様にガラス基板上にＣｕ下地膜を設けないで直接Ｃ
ｏ90Ｆｅ10膜を形成したものも示した。
【０１７２】図３０から分かるように、Ｃｕ下地膜を設
けない積層膜では、単位Ｃｏ90Ｆｅ10膜の膜厚が５nm以
上でＨｃは急激に増加するが膜厚３nm以下でＨｃが８０
０Ａ／ｍである。このように、単にＣｕ中間層を設ける
だけでもＨｃを低減できる。さらに、この積層膜にＣｕ
下地膜を設けることによりＨｃはさらに低下でき、単位
Ｃｏ90Ｆｅ10膜の膜厚が７nm以下で２２０〜４００Ａ／
ｍの低いＨｃが得られることが分かる。したがって、Ｃ
ｕ下地膜とＣｕ中間層を用いたＣｏ90Ｆｅ10積層膜で
は、実施例１８の場合よりもＨｃを大幅に低減できる。
【０１７３】また、Ｃｕ５nm／Ｃｏ90Ｆｅ10２．２nm／
Ｃｕ２nm／Ｃｏ90Ｆｅ10２．２nmの積層膜の磁化曲線
（容易軸方向）を図３１に示す。図３１から分かるよう
に、磁界が０でも残留磁化が９０％以上であり、この２
つのＣｏ90Ｆｅ10強磁性膜の磁化は反強磁性的ではなく
強磁性的な磁化挙動を示すことが分かる。 （実施例２０）Ｃｏ90Ｆｅ10膜の単位膜厚を１．５nmと
し、Ｃｕ膜の単位膜厚を１．５nmとして、（ＣｏＦｅ／
Ｃｕ）ｎ膜を実施例１８に示す成膜条件で作製し、その
Ｈｃと積層回数ｎとの関係を調べた。その結果を図３２
に示す。この場合、ガラス基板上にＣｏ90Ｆｅ10膜、Ｃ
ｕ膜の順に積層したものと、Ｃｕ膜、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の
順に積層したもの（第１層のＣｕは下地膜に相当すると
見なされる）について調べた。
【０１７４】図３２から分かるように、積層回数が２の
場合において、Ｃｏ90Ｆｅ10膜を先に形成したときは、
Ｈｃは６５０Ａ／ｍと若干高いが、積層回数が４〜８の
場合においては、Ｃｏ90Ｆｅ10膜が先でもＣｕ膜が先で
もＨｃは１００〜３００Ａ／ｍと低い。これは、積層回
数が増えるにしたがってＣｕ下地膜の効果が薄らぎ、Ｃ
ｕ下地膜（第１層のＣｕ膜）の有無に拘らずＨｃが低く
なるからであると考えられる。なお、この場合の磁化曲
線も、図３１と同様に強磁性的な結合を示す形状であっ
た。
【０１７５】なお、この積層膜は、断面透過電子顕微鏡
観察やＸ線回折曲線の回折ピーク半値幅の測定から、結
晶粒径が大きい、すなわちＣｕ膜とＣｏ90Ｆｅ10膜との
界面で連続したエピタキシ的に結晶が成長していること
が分かった。したがって、この積層膜は、非磁性膜と強
磁性膜との界面での結晶成長遮断効果を利用した微結晶
効果により軟磁性を発揮せしめている従来のＦｅ／Ｃ等
の多層膜とは異なり、余分な抵抗増大がないので、スピ
ン依存散乱を利用した磁気抵抗効果膜への応用が可能で
ある。 （実施例２１）（Ｃｏ90Ｆｅ10／Ｃｕ）ｎ膜では、Ｃｕ
膜厚に応じてＣｕ膜に隣接する強磁性膜の磁化が反強磁
性的に結合したり、強磁性的に結合したりすることが知
られている。図３３に（Ｃｏ90Ｆｅ10（１nm）／Ｃｕ）
16における困難軸方向のＨｓ（飽和磁界）と単位Ｃｕ膜
の膜厚との関係を示す。Ｃｕ膜の膜厚を１nm、２nm近傍
に設定すると、隣接する強磁性膜間の反強磁性結合に起
因する大きなＨｓ（１２〜２４０ｋＡ／ｍ）を示す。ま
た、容易軸方向でも図３４に示すような残留磁化が大幅
に低下した反強磁性的結合を表わす磁化曲線を示す。一
方、それ以外の膜厚では、図３１に示した磁化曲線と同
様にＣｏ90Ｆｅ10の誘導磁気異方性に相当する程度のＨ
ｓ（１０００〜２０００Ａ／ｍ）を示し、また、容易軸
方向の磁化曲線も残留磁化が９０％以上であり、反強磁
性結合がない特性を示した。
【０１７６】また、図３３から分かるように、膜厚を例
えば１．５nm程度の中間値に設定することにより強磁性
的結合が得られることが分かる。強磁性的結合であれ
ば、Ｈｓが低いために磁気ヘッド等の磁気センサ応用上
重要である困難軸方向の透磁率を高くできる。このよう
に、本実施例においてＣｕ膜の膜厚は、従来の巨大磁気
抵抗効果を示す人工格子膜とは異なり、反強磁性結合し
ない中間値であることが望ましい。 （実施例２２）基板５０上に実施例１８と同様の成膜条
件で強磁性積層単位５１を形成した。ここで、強磁性積
層単位５１は、実施例２０および実施例２１において示
した非磁性膜であるＣｕ膜と強磁性膜であるＣｏ90Ｆｅ
10膜との積層膜をいう。次いで、強磁性積層単位５１上
に、強磁性積層単位中の非磁性膜と異なる厚みを有する
非磁性膜５２を形成し、さらにその上に強磁性積層単位
５１を形成した。次いで、その上にＦｅＭｎ、ＮｉＯ、
ＮｉＣｏＯ等からなる反強磁性膜５３を形成し、さらに
その上に保護膜５４を形成した。この保護膜５４は必要
に応じて形成する。最後に、エッジ部に電流を供給する
ために保護膜５４上に電極端子５５を形成して図３５に
示す磁気抵抗効果素子を作製した。
【０１７７】ここで、強磁性積層単位５１および反強磁
性膜５３の成膜を一方向磁界中で行うことにより、反強
磁性膜５３と直接接する強磁性積層単位５１に交換バイ
アスを付与することができる。なお、反強磁性膜５３と
交換結合する強磁性積層単位５１中の強磁性膜の磁化は
固着されるので、強磁性積層単位５１の代わりに軟磁性
が若干低いＣｏＦｅ単層膜を用いてもよい。また、フェ
ロ結合したＣｏＦｅ／Ｃｕ界面は必ずしも平坦である必
要はなく、図３６に示すように、Ｃｕ膜内に層状のＣｏ
Ｆｅが混在した状態でも同様な効果を発揮する。
【０１７８】強磁性積層単位５１を（Ｃｏ90Ｆｅ10１nm
／Ｃｕ１．２nm）4 膜とし、非磁性膜５２を厚さ２．５
nmのＣｕ膜とし、反強磁性膜５３を厚さ１０nmのＦｅＭ
ｎ膜とし、保護膜５４を厚さ６nmのＣｕ膜とした磁気抵
抗効果素子の磁化曲線および抵抗変化特性（磁界方向は
容易軸方向）をそれぞれ図３７および図３８に示す。な
お、抵抗は４端子法により測定した。
【０１７９】図３７および図３８から分かるように、Ｈ
＞８００Ａ／ｍで２つの強磁性積層単位５１の間におい
て磁化が反強磁性的に結合しており、Ｈ＜５００Ａ／ｍ
で２つの強磁性積層単位５１の間において磁化が強磁性
的に結合している。すなわち、Ｈ＝５００〜８００Ａ／
ｍの間で磁化が強磁性的結合から反強磁性的結合に変化
していることが分かる。このＨ＝５００〜８００Ａ／ｍ
の僅かな磁界領域、すなわち僅かなヒステリシスで抵抗
が大きく変化しており、このときの抵抗変化率ΔＲ／Ｒ
は８％である。
【０１８０】比較のために、Ｃｏ90Ｆｅ10単層膜からな
る図３５に示すスピンバルブ構造の磁気抵抗効果素子
（強磁性積層単位５１をＣｏ90Ｆｅ10単層膜に置き換え
たもの）の磁化曲線および抵抗変化特性をそれぞれ図３
９および図４０に示す。図３９および図４０から分かる
ように、図３８の抵抗変化と比べて磁化曲線にヒステリ
シスが大きく、その結果、抵抗変化特性にも大きなヒス
テリシスが存在する。また、ΔＲ／Ｒは約６．５％であ
り、図３７の抵抗変化よりも小さい値である。
【０１８１】以上の説明から、本発明の強磁性積層膜を
用いたスピンバルブ構造の磁気抵抗効果素子は、軟磁性
が良好であり、僅かな磁界で大きな抵抗変化を得られ、
さらに強磁性積層単位内部にＣｏ90Ｆｅ10／Ｃｕ界面が
存在するので抵抗変化率が大きいことが分かる。
【０１８２】以上までは（ＣｏＦｅ／Ｃｕ）ｎ積層膜の
実施例について詳しく述べたが、このスピンバルブ構造
は他の強磁性膜（例えば、ＮｉＦｅ，ＮｉＦｅＣｏ，Ｃ
ｏ等）と他の非磁性膜（Ｃｕ基合金等）との積層におい
ても同様な効果が期待できる。次に、図３５におけるス
ピンバルブ構造において、強磁性積層単位５１を種々の
強磁性結合多層膜に変えた場合の容易軸方向の抵抗変化
率とＨｃを下記表５に示す。
【０１８３】
【表５】 表５から分かるように、ＣｏＦｅ／Ｃｕ以外の組み合わ
せの強磁性多層膜を用いても単層磁性膜を用いたスピン
バルブ膜（表２参照）に比べてＨｃが低減でき、かつ同
等以上の抵抗変化率が実現できることが分かる。 （実施例２３）図３５における基板側の強磁性積層単位
５１として厚さ４nmのＣｕ下地膜と厚さ５nmのＣｏ90Ｆ
ｅ10を用い、反強磁性膜５３側の強磁性積層単位５１に
厚さ８nmのＣｏ90Ｆｅ10単層膜を用いた場合の磁化曲線
および抵抗変化特性をそれぞれ図４１（Ａ），図４１
（Ｂ）および図４２に示す。
【０１８４】図４１（Ａ）から分かるように、容易軸方
向ではＨｃが８００Ａ／ｍ以下と比較的大きい値を示す
が、図４１（Ｂ）から分かるように、困難軸方向では１
００Ａ／ｍ以下の低い値を示す。また、図４２から分か
るように、抵抗変化率ΔＲ／Ｒは容易軸方向で７．２
％、困難軸方向で２．８％である。このように困難軸方
向で抵抗変化率が低いことは、両強磁性層間でのフェロ
結合のために反平行磁化配列が不充分であると考えら
れ、硬質磁性膜等により反平行磁化配列を促進するバイ
アス磁界を加えることにより容易軸方向と同程度のΔＲ
／Ｒを得ることができる。すなわち、Ｃｕ下地膜とＣｏ
90Ｆｅ10膜の積層膜を用いても良好な軟磁性と高いΔＲ
／Ｒの両方が得られる。 （実施例２４）基板５０上に実施例２２において使用し
た強磁性膜積層単位５１と、強磁性膜積層単位５１の中
の非磁性層と異なる厚みを有する非磁性膜５２とを交互
に少なくとも２回以上積層した。さらに、最上層の非磁
性膜５２上に保護膜５４を形成した。この保護膜５４は
必要に応じて形成する。最後に、エッジ部に電流を供給
するための電極端子５５を形成して図４３に示す磁気抵
抗効果素子を作製した。強磁性積層単位５１を（Ｃｏ90
Ｆｅ10１nm／Ｃｕ０．６nm）4 膜とし、非磁性層５２を
厚さ２．２nmのＣｕ膜とし、積層回数ｎを８としたもの
の困難軸方向の磁化曲線と抵抗変化特性を図４４および
図４５に示す。
【０１８５】図４４および図４５から分かるように、飽
和磁界Ｈｓは６０００Ａ／ｍと比較的小さな値を示し、
Ｈｃは２４０Ａ／ｍと小さな値を示す。このとき、抵抗
変化率は１２％以下であり、抵抗変化が飽和する磁界は
磁化曲線における飽和磁界Ｈｓとほぼ一致し、また、ヒ
ステリシスは磁化曲線のＨｃとほぼ一致する。これによ
り、僅かな磁界で大きな抵抗変化率を示すことが分か
る。 （実施例２５）鏡面状態に加工したＭｇＯ基板６０の
（１１０）面上に（Ｃｏ90Ｆｅ10１nm／Ｃｕ１．１nm）
16積層膜６１を形成した。この積層膜６１をメタルマス
クを用いて１×８mm2 のストライプ状にパターニングし
た。次いで、積層膜６１上にエッジ部に電流を供給する
ための電極端子６２を形成して磁気抵抗効果素子を作製
した。なお、積層膜６１上に保護膜として厚さ５．５nm
のＣｕ膜を形成してもよい。また、ＣｏＦｅ系合金膜の
組成は、大きな抵抗変化率を示すこと［日本応用磁気学
会誌、16,313(1992)] および軟磁気特性の点からＣｏ90
Ｆｅ10とした。
【０１８６】この場合、ＭｇＯ基板６０の（１１０）面
上にはＣｏ90Ｆｅ10膜から形成した。Ｃｕ膜から形成す
ると、１０％以上の大きな抵抗変化を得ることができな
いからである。図４６において、積層膜６１に示されて
いる波形線は主成長面の断面を示している。この主成長
面が揺らいでいる方向に、ＭＲセンス電流（Ｉｓ）を流
す。
【０１８７】ここで、積層膜６１を成膜する成膜装置と
しては、多元同時スパッタリング装置を用いた。このス
パッタリング装置は、Ｃｏ90Ｆｅ10ターゲットをＲＦス
パッタ、ＣｕターゲットをＤＣスパッタできるような構
成になっており、それぞれのターゲット上に交互に直流
バイアスを印加した基板を通過させて成膜するものであ
る。なお、主排気ポンプにはクライオポンプを使用し
た。この成膜装置を用いて、真空チャンバー内を５×１
０-7Torr以下にまで排気した後、真空チャンバー内にＡ
ｒガスを導入し、約３ mTorrとしてスパッタリングを行
った。
【０１８８】得られた磁気抵抗効果素子の抵抗変化率お
よび結晶構造を調べた。なお、抵抗変化率は、静磁界方
向の抵抗変化を四端子法で測定した。このときの電流密
度は２．０〜２．５ＫＡ／cm2 とした。また、結晶構造
は、以下の測定条件でＸ線回折法によりθ−２θスキャ
ンおよび主回折面に関するロッキングカーブを測定する
ことにより評価した。
【０１８９】Ｘ線回折測定条件 （１）θ−２θスキャン Ｃｕ−Ｋα、４０ｋＶ、２００ｍＡ スキャン幅：２θ＝２〜１００° ステップ幅：０．０３° 係数時間 ：０．５秒 （２）ロッキングカーブ Ｃｕ−Ｋα、４０ｋＶ、２００ｍＡ スキャン幅：２θ＝２０〜６０° ステップ幅：０．０４° 係数時間 ：０．５秒 図４７（Ａ）および図４７（Ｂ）に磁気抵抗効果素子の
積層膜のθ−２θスキャンによるＸ線回折曲線を示す。
図４７（Ｂ）に示すように、２θ＝７５°付近に、ｆｃ
ｃ相（２２０）面反射に相当する強い回折ピークが確認
できる。これにより、Ｘ線回折曲線から積層膜の主成長
面は一方向に歪みのあるｆｃｃ相（２２０）面であるこ
とが分かる。なお、図４７（Ａ）における２θ＝４°付
近のピークは、積層周期（〜２．１nm）による回折であ
る。
【０１９０】次に、この主成長面に関して、［１００］
軸方向および［１１０］軸方向からロッキングカーブを
測定した。その結果を図４８（Ａ）および図４８（Ｂ）
に示す。図４８（Ａ）には、［１１０］軸方向から測定
したロッキングカーブを示す。これよりθ＝３８°近傍
に一つのピークが確認できる。一方、図４８（Ｂ）には
［１００］軸方向からのロッキングカーブを示す。これ
よりθ＝３３°と４１°付近の２つのピークの存在が確
認できる。
【０１９１】図４９（Ａ）および図４９（Ｂ）に図４８
のロッキングカーブから判断される膜構造の概念図を示
す。図４９（Ａ）においてうねった層は、主成長面のｆ
ｃｃ相（１１０）面を示す。θ−２θスキャンＸ線回折
法で測定される平均的な結晶成長面は（１１０）である
が、この（１１０）面は［１００］軸方向に揺らいでい
る。一方、［１１０］軸方向の揺らぎは極めて小さい。
これは、図４８（Ｂ）に示すロッキングカーブの２つの
ピーク（［１００］軸方向測定）と、図４８（Ａ）に示
す１つのピーク（［１１０］軸方向測定）に対応する。
【０１９２】図４９（Ｂ）にこの成長面の法線の膜面内
成分分布を示した。この膜面内異方性は、［１００］軸
方向の大きな揺らぎにより、［１００］軸方向に大き
く、［１１０］軸方向に小さい面内分布となっている。
後述するように、［１１０］軸方向にＭＲセンス電流を
流した場合の抵抗変化率（△Ｒ／Ｒ）は、約３０％であ
るのに対して、［１００］軸方向に流した場合は、約３
５％を示す。
【０１９３】次に、この積層膜の磁気特性を測定した。
その結果に基づく磁気曲線を図５０（Ａ）および図５０
（Ｂ）に示す。図５０（Ａ）は外部磁界Ｈを［１００］
軸に平行に印加した場合の磁化曲線を示し、図５０
（Ｂ）は外部磁界Ｈを［１１０］軸に平行に印加した場
合の磁化曲線を示す。なお、磁気抵抗効果素子の磁気特
性は、振動型磁力計（ＶＳＭ）で最大印加磁界１．２Ｍ
Ａ／ｍで測定した。また、磁化曲線の磁化量Ｍは飽和磁
化Ｍｓを規格化して示した。
【０１９４】図５０（Ａ）および図５０（Ｂ）から分か
るように、［１００］軸が磁化容易軸、［１１０］軸が
磁化困難軸である。このとき磁化容易軸の飽和磁界は約
２４０ｋＡ／ｍであり、磁化困難軸の飽和磁界は約９６
０ｋＡ／ｍである。
【０１９５】このように、本実施例では、基板上に強磁
性膜と非磁性膜とを順次少なくとも１回ずつ積層した積
層膜を具備し、センス電流の方向が前記積層膜の結晶配
向面の揺らぎ方向に沿う方向に設定されていることを特
徴とする磁気抵抗効果素子を提供する。
【０１９６】本実施例において、積層膜の主結晶配向面
の法線は、結晶配向面の揺らぎにより膜面内で成分を持
ち、その膜面内成分は異方性を有する。あるいは、結晶
性の積層膜に発生する面欠陥の法線は、膜面内への揺ら
ぎを持ち、この揺らぎは膜面内で異方性を有する。その
異方性が強い方向は、膜成長する原子面において強磁性
原子と非磁性原子が混在しやすい方向である。
【０１９７】その方向に、すなわち膜面内成分による異
方性が最も大きくなる方向にセンス電流を流すことによ
り、電子がスピン依存散乱する確率が高くなる。その結
果、磁気抵抗効果素子は、より高い抵抗変化率を示す。 （実施例２６）基板に印加するバイアスを変化させて、
実施例２５と同じ積層膜構造を有する種々の磁気抵抗効
果素子を作製した。図５１に抵抗変化率のバイアス電圧
依存性を示す。なお、ＭｇＯ基板の（１１０）面におい
てそれぞれ直交する［１００］軸と［１１０］軸に平行
に電流を流して測定した。図５１から分かるように、そ
れぞれの軸とも、抵抗変化率のバイアス依存性が弱く、
［１００］軸で約３５％、［１１０］軸で約３０％の値
を示す。すなわち、［１００］軸のほうが［１１０］軸
よりも抵抗変化率が大きいことが分かる。 （実施例２７）積層膜を（Ｃｕ２nm／Ｃｏ90Ｆｅ10１n
m）16膜とすること以外は実施例２５と同様にして磁気
抵抗効果素子を作製した。
【０１９８】このようにＣｕ膜の膜厚を２nmに増加させ
た場合、［１００］軸方向に電流を流した時の抵抗変化
率は約２５％であり、［１１０］軸方向では約１９％で
あった。したがって、Ｃｕ膜の膜厚を増加させても、こ
の抵抗変化率の方向依存性は保たれていることが分か
る。この場合も、主成長面（ｆｃｃ相（２２０）面）の
ロッキングカーブには、図４８（Ｂ）に示すように［１
００］軸で２つのピーク、図４８（Ａ）に示すように
［１１０］軸で１つのピークが確認された。
【０１９９】なお、同様の構成でＣｕ膜の膜厚およびＣ
ｏ90Ｆｅ10膜の膜厚をそれぞれ０．３nmから１０nmまで
変化させても、ロッキングカーブの傾向は上記と変わら
ず、［１００］軸の方が揺らぎが大きい。また、抵抗変
化率も［１００］軸のほうが大きい傾向を示した。
【０２００】また、同様の構成で積層回数を２から７０
まで変化させても、ロッキングカーブおよび抵抗変化率
の傾向は変わらず、［１００］軸方向にセンス電流を流
すほうが大きな抵抗変化が得られた。 （実施例２８）積層膜を（Ｒｕ１nm／Ｃｏ90Ｆｅ10１n
m）16膜とすること以外は実施例２６と同様にして磁気
抵抗効果素子を作製した。
【０２０１】この磁気抵抗効果素子の△Ｒ／Ｒは、［１
００］軸方向にセンス電流を流す場合の方が［１１０］
軸方向にセンス電流を流す場合より大きかった。また、
Ｒｕ膜の膜厚を変化させても前記の傾向が認められた。
【０２０２】この現象は、Ｃｏ90Ｆｅ10膜の代わりにＣ
ｏ膜を用いた場合でも確認できた。また、Ｒｕ以外にＡ
ｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒを積層膜の材料に使用して
もＭｇＯ基板の（１１０）面上における軸方向による△
Ｒ／Ｒの差が確認できた。 （実施例２９）積層膜を（Ｃｕ１．１nm／Ｎｉ80Ｆｅ20
１．５nm）16膜とすること以外は実施例２５と同様にし
て磁気抵抗効果素子を作製した。
【０２０３】この磁気抵抗効果素子の積層膜の［１０
０］軸方向にセンス電流を流した場合、その抵抗変化率
は２１％であった。一方、［１１０］軸方向にセンス電
流を流した場合の抵抗変化率は１７％であった。また、
この積層膜もＣｏ90Ｆｅ10／Ｃｕ積層膜の場合同様に、
結晶成長面はｆｃｃ相（１１０）面であり、ロッキング
カーブ測定から成長面は［１００］軸方向に揺らいでい
ることが分かった。なお、Ｎｉ80Ｆｅ20膜の膜厚および
Ｃｕ膜の膜厚を０．５nm〜５０nmと変化させても同様の
傾向を示した。
【０２０４】また、強磁性膜の材料としてＣｏ、ＣｏＦ
ｅ合金、ＮｉＦｅ合金、Ｆｅ、ＦｅＣｒ合金等を用いて
も、非磁性膜の材料としてＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｒ
ｕ、ＣｉＮｉ合金等を用いても、積層膜の主成長面が揺
らいでいる結晶軸方向とセンス電流方向が平行であれば
大きな抵抗変化率を示すことが分かった。 （実施例３０）ＧａＡｓ基板の（１１０）面上に厚さ
１．５nmのＣｏ膜、厚さ５０nmのＧｅ膜、および厚さ
１．５nmのＡｕ膜を形成した。さらに、その上にＭＢＥ
法を用いて図５３に示す（Ｃｕ０．９nm／Ｃｏ90Ｆｅ10
１nm）20積層膜を形成した。図中６９はＣｕ膜を示し、
７１はＣｏ90Ｆｅ10膜を示す。さらに、積層膜上に保護
膜として厚さ５nmのＧｅ膜を形成して磁気抵抗効果素子
を作製した。この積層膜はｆｃｃ相（１１１）面成長を
示していた。このとき、センス電流の方向に関係なく、
抵抗変化率は約１５％を示した。
【０２０５】次に、Ａｕ下地膜の厚さ０．８nmとし、そ
れ以外の構造を上記と同様にして磁気抵抗効果素子を作
製した。
【０２０６】得られた２つの磁気抵抗効果素子を透過電
子顕微鏡で観察したところ、Ａｕ下地膜の厚さが１．５
nmのものは、ほぼ格子欠陥がなく、極めて良好な結晶性
を有するものであった。一方、Ａｕ下地膜の厚さが０．
８nmのものは、｛１１１｝面配向を示していたが、｛１
００｝面が＜１１０＞軸方向に滑ったことにより積層欠
陥が観察された。また、この磁気抵抗効果素子における
＜２１１＞軸および＜１１０＞軸方向の抵抗変化率を測
定したところ、＜１１０＞軸方向では約１５％であり、
＜２１１＞方向では１７％と増加していた。この結果、
方向性を持った欠陥が入ることにより、抵抗変化率のセ
ンス電流の方向依存性が発生することが分かる。
【０２０７】図５３に図５２における積層膜の原子配列
図を示す。｛１００｝原子面が＜１１０＞方向にずれる
ことによって、電流が＜２１１＞方向に流れる場合と、
＜１１０＞方向に流れる場合で、単位長当り遭遇する界
面の数が異なり、＜２１１＞方向で多いことが分かる。
このような方向性を持つ格子欠陥による生じる伝導電子
のスピン依存界面散乱サイト数の結晶軸方向依存性は、
上述した積層欠陥の他に双晶欠陥でも発生したことが分
かった。以下に、その例について説明する。
【０２０８】ＧａＡｓ基板の（１００）面上に厚さ３nm
のＡｕ下地膜を形成し、さらにその上に（Ｃｏ90Ｆｅ10
１nm／Ｃｕ１．１nm）16積層膜を形成した。この積層膜
はｆｃｃ相（１００）面配向を示した。このとき、＜１
１１＞軸を中心軸として双晶が発生した。積層膜断面を
＜１１０＞方向から観察した場合の原子配列を図５５に
示す。図５４から分かるように、＜１１１＞軸まわりに
双晶が発生することにより、＜１１０＞方向にＣｕと、
ＣｏもしくはＦｅ原子との界面が現れることが分かる。
【０２０９】この積層膜の抵抗変化率のセンス電流方向
依存性を＜１１０＞軸および＜１００＞軸方向において
測定した。図５５に｛１００｝面成長した積層膜の双晶
面および電流方向と抵抗変化率との相関を示す。図５５
から分かるように、抵抗変化率はセンス電流を＜１１０
＞軸方向に流したときは１８％を示し、＜１００＞軸方
向にセンス電流を流したときは１６％の値を示す。この
ように｛１１１｝面と大きな角度で交わる＜１１０＞軸
の抵抗変化率が高く現れた。一方、双晶が発生しなかっ
たときは、抵抗変化率のセンス電流方向依存性は確認で
きなかった。 （実施例３１）ガラス基板上に（Ｃｕ１．１nm／Ｃｏ81
Ｆｅ9 Ｐｄ10１nm）16人工格子膜を形成した。人工格子
膜の成膜は、基板に直流バイアスを印加しながら行っ
た。印加する直流バイアスの大きさを変えて抵抗変化率
を測定し、基板に印加する直流バイアスの依存性（バイ
アス依存性）を図５６に示す。
【０２１０】図５６から分かるように、直流バイアスを
増加させるにしたがって抵抗変化率は増加し、バイアス
−５０Ｖでは約２８％の極大値を示す。さらに、直流バ
イアスを大きくした場合には抵抗変化率は減少する。
【０２１１】直流バイアスを変化させて作製した種々の
人工格子膜の結晶性を評価したところ、全ての人工格子
膜の主成長面はｆｃｃ相（１１１）面成長であった。こ
こで、積層周期（２．１ｎｍ）から反射された２θ＝４
°付近に現れる長周期構造反射強度および２θ＝４４°
付近に現れるｆｃｃ相（１１１）面から反射される主成
長面のピーク強度について、それぞれのバイアス依存性
を図５７および図５８に示す。
【０２１２】図５７から分かるように、長周期構造反射
強度のバイアス依存性については、バイアス−２０Ｖ程
度に若干の極大を示すが、特にバイアスと強い相関があ
るとは言えない。また、図５８から分かるように、ｆｃ
ｃ相（１１１）面反射強度のバイアス依存性について
も、バイアス−１０Ｖ付近に若干の極大を示すが、バイ
アスと強い相関があるとは言えない。
【０２１３】また、強磁性膜としてＣｏＦｅ合金系を用
いていることにより、スピン依存散乱のバルク散乱が大
きくなり、強磁性膜としてＣｏ系膜を用いる場合に比べ
て界面の構造は敏感でなくなる。なお、強磁性膜として
Ｃｏ系膜を用いる場合、抵抗変化率は膜構造に大きく依
存することが報告されている。
【０２１４】次に、保磁力（Ｈｃ）のバイアス依存性を
図５９に示す。図５９から分かるように、バイアス−５
０Ｖ程度までは２００Ａ／ｍ以下の良好な軟磁気特性を
示すが、−６０Ｖ程度から保磁力が増加し始める。した
がって、印加する直流バイアスの大きさを選択すること
により、抵抗変化率および保磁力の最適条件を選ぶこと
ができる。なお、ガラス基板の代わりにＳｉ基板、セラ
ミック基板、ＧａＡｓ基板、Ｇｅ基板を用いた場合で
も、同様にして抵抗変化率と保磁力の最適点を選び出す
ことができた。 （実施例３２）ここでは、スピン依存散乱能力を有する
２つの強磁性膜両者の磁化回転により信号磁界を検出す
る本発明の実施例について説明する。
【０２１５】図６０に示すように、基板８０上に反強磁
性膜の配向制御用の下地膜８１、反強磁性膜８２、スピ
ン依存散乱能力を有する強磁性膜８３、非磁性膜８４、
強磁性膜８５、および反強磁性膜８２を順次形成した。
さらに、最上層の反強磁性膜８２上に電極端子８６を形
成した。この反強磁性膜８２上に必要に応じて保護膜を
形成してもよい。なお、下地膜８１の材料は、反強磁性
膜８２がＦｅＭｎからなる場合にはＣｕ、ＣｕＶ、Ｃｕ
Ｃｒ等のＣｕ合金や、Ｐｄ等の非磁性ｆｃｃ相またはＮ
ｉＦｅやＣｏＦｅＴａ等の磁性ｆｃｃ相を有する金属が
望ましい。このとき磁性材料のほうが膜厚が薄くても
（すなわちシャント分流が少ない）、良好な交換バイア
スが付与できる。反強磁性膜８２はＦｅＭｎ、ＮｉＯ、
ＰｔＭｎ等からなり、その膜厚は５〜５０nmである。強
磁性膜８３，８５はＮｉＦｅ、Ｃｏ、ＣｏＦｅ、ＮｉＦ
ｅＣｏ等からなり、その膜厚は０．５〜２０nmである。
非磁性膜８４はＣｕ、Ａｕ、Ａｇ等からなり、その膜厚
は０．５〜１０nmである。また、反強磁性膜８２は、強
磁性膜８５の全面に形成する必要はなく、強磁性膜８３
の両サイドのエッジ部（電極端子８６近傍）にのみ形成
してもよい。
【０２１６】ここで、少なくとも強磁性膜８３の成膜中
には一方向の静磁界を図６０中のｘ方向（センス電流方
向）に加える。その結果、強磁性膜８３に交換結合バイ
アス磁界がその静磁界方向に加わる。一方、少なくとも
反強磁性膜８２の成膜中には強磁性膜８３の成膜中に加
えた磁界方向とは１８０°異なる方向（マイナスｘ方
向）に静磁界を加える。その結果、強磁性膜８３とは１
８０°異なる方向に強磁性膜８５に交換結合バイアス磁
界が加わる。その結果、２つの強磁性膜８３，８５の磁
化のなす角度は信号磁界０の状態では反平行になる。な
お、信号磁界Ｈｓは図中のｙ方向に加わる。
【０２１７】反強磁性膜８２により強磁性膜８３および
８５に反対方向のバイアス磁界を印加する方法には、次
に示す方法もある。２つの反強磁性膜８２としてそれぞ
れ異なるネール温度を有する膜を用い、これらのネール
温度以上で静磁界熱処理を行い、降温中に両反強磁性膜
８２のネール温度の中間の温度で静磁界の方向を１８０
°反転させる。その結果、強磁性膜８３，８５には反対
方向へのバイアス磁界が付与できる。
【０２１８】本実施例では、従来のスピンバルブ構造の
膜とは異なり、反強磁性膜からの交換バイアスが加わっ
た強磁性膜の磁化回転を利用しているので、その交換バ
イアス磁界はバルクハウゼンノイズを抑制する程度のあ
まり強くない磁界であることが望ましい。例えば、適用
ヘッドのトラック幅等に応じて異なるが最大でも５ｋＡ
／ｍである。しかしながら、現状のスピンバルブ構造の
膜では、ＦｅＭｎからなる反強磁性膜による交換バイア
ス磁界を用いるのが一般的であるが、この場合、ＦｅＭ
ｎ膜とＮｉＦｅ膜等の強磁性膜とを直接積層すると１０
ｋＡ／ｍ以上の交換バイアスが生じてしまう。その交換
バイアスを低減させるためには、反強磁性膜と強磁性膜
の中間に交換バイアス調整用の膜、例えば飽和磁化の低
い強磁性膜や非磁性膜を挿入する方法や、図６１に示す
ように、強磁性膜８３と８５のそれぞれの膜中に非磁性
膜８７，８８を介在させる、すなわち強磁性膜８３，８
５をそれぞれ８３ａおよび８３ｂ，８５ａおよび８５ｂ
に分離する方法がある。
【０２１９】強磁性膜中に非磁性膜を介在させる方法で
は、反強磁性膜８２と接する側の強磁性膜８３ａ，８５
ａには強い交換バイアスが加わるが、反強磁性膜８２と
接しない側の強磁性膜８３ｂ，８５ｂには弱い交換バイ
アスが加わる。非磁性膜８７，８８の材料の種類やその
膜厚により、反強磁性膜８２と接しない側の強磁性膜８
３ｂ，８５ｂへの交換バイアスの大きさを低減できる。
【０２２０】ここで、強磁性膜８３ａおよび８３ｂの磁
化のなす角度と、強磁性膜８５ａおよび８５ｂの磁化の
なす角度は、信号磁界による磁化回転で強磁性的な配列
から反強磁性的な配列に変化するが、膜中央部における
強磁性膜８３ｂおよび８５ｂの磁化のなす角度は、逆に
反強磁性的な配列から強磁性的な配列に変化する。した
がって、前者と後者のスピン依存散乱は相殺される。そ
こで、強磁性膜８３ａ，８５ａおよび非磁性膜８７，８
８の材料としては、スピン依存散乱能力がなく高抵抗の
ものであることが望ましい。さらに、反強磁性膜８２と
接する側の強磁性膜８３ａ，８５ａの厚みは、反強磁性
膜８２と接しない側の強磁性膜８３ｂ，８５ｂの厚みに
比べて小さくすることが望ましい。
【０２２１】上記のようにすることにより、磁界０で強
磁性膜８３および８５の磁化方向を反平行に揃えること
ができる。その結果、第１に、磁気ヘッドに適する困難
軸方向（図中ｙ方向）に信号磁界を加えた場合でも、両
強磁性膜の磁化回転により両強磁性膜間の磁化のなす角
度が０〜１８０°まで変化する状態が実現でき、容易軸
方向と同程度の高い抵抗変化率を実現できる。第２に、
２つの強磁性膜にバイアス磁界が加わるので、両強磁性
膜から磁壁を無くすことができ、バルクハウゼンノイズ
を抑制できる。第３に、センス電流と信号磁界が直交す
る方式では、従来スピンバルブ構造では相殺されていた
ＮｉＦｅ膜等を用いた場合に顕著である通常の磁気抵抗
効果とスピン依存散乱による抵抗変化とを兼ねることが
でき、△Ｒ／Ｒの増大が期待できる。 （実施例３３）実施例３２では、２つの反強磁性膜を用
いて両強磁性膜の磁化を反平行にする方法を示した。し
かし、必ずしも反強磁性膜のみでバイアス磁界を加える
必要はなく、硬質磁性膜からの漏れ磁界や微細形状に加
工した場合に生じる反磁界を利用しもよい。次に、その
一例について説明する。
【０２２２】図６２から分かるように、基板９０上にス
ピン依存散乱能力を有する強磁性膜９１、非磁性膜９
２、および強磁性膜９３を形成した。強磁性膜９１，９
３および非磁性膜９２の膜厚は実施例３２と同様とし
た。その上に厚さ２〜５０nmの反強磁性膜９４を形成
し、強磁性膜９３に交換バイアスを印加した。さらに、
その上に厚さ１０〜５０nmのＣｏＰｔ、ＣｏＮｉからな
る硬質磁性膜９５を形成した。硬質磁性膜９５の上に電
極端子９６を形成した。成膜はすべて静磁界（図中ｘ方
向）中で行った。
【０２２３】次いで、反強磁性膜９４による交換バイア
ス磁界方向と同じ方向に４００〜８００ｋＡ／ｍの磁界
を加えて硬質磁性膜９５をｘ方向に着磁した。その結
果、硬質磁性膜９５のエッジ部からの洩れ磁界により強
磁性膜９１にはマイナスｘ方向にバイアス磁界が加わ
り、強磁性膜９１と９３の磁化は反平行状態になった。
なお、強磁性膜９３にも硬質磁性膜９５からのバイアス
磁界が加わるが、反強磁性膜９４からの交換バイアス磁
界の方が強くなるように交換バイアス力を設定すること
により、前述した反平行磁化状態を実現できる。なお、
硬質磁性膜９５と反強磁性膜９４を強磁性膜９３の全面
に形成する必要はなく、強磁性膜９３のエッジ部（電極
端子９６近傍）のみに形成してもよい。
【０２２４】なお、図６２の９５には硬質磁性膜の代わ
りに軟磁性に近い強磁性膜を用いることもできる。この
場合、軟磁性に近い強磁性膜は、反強磁性膜９４から交
換バイアスが加わるように積層する必要がある。強磁性
膜９５に交換バイアスが加わると、強磁性膜９５の磁化
を一方向に固着できるので、信号磁界等の外部磁界が加
わっても安定した静磁結合バイアス磁界を強磁性膜９１
に、磁気抵抗効果に不可欠な微細パターン形状に加工す
ることにより強磁性膜９３に加わる反強磁性膜９４から
の交換バイアス磁界と１８０°異なる方向に付与でき
る。このとき、強磁性膜９５の膜厚や飽和磁化を調整す
ることにより、所望の強度のバイアス磁界を強磁性膜９
１に付与できる。
【０２２５】また、強磁性膜９５の抵抗率や膜厚を調整
することにより、所望のシャント分流動作点バイアスが
付与できる。ここで、強磁性膜９５では、反強磁性膜９
４と交換結合するのに要求される特性（反強磁性膜９４
とエピタキシャル成長するために反強磁性膜９４と結晶
構造や格子定数が同様である結晶性の強磁性膜、例えば
ＮｉＦｅ膜、ＣｏＦｅ膜、ＣｏＦｅＴａ膜、ＣｏＦｅＰ
ｄ膜が望ましい）と、静磁結合バイアスや動作点バイア
スに要求される特性とを両立することが困難である（上
記結晶性の膜では抵抗率が低すぎる）。そこで、強磁性
膜９５は、反強磁性膜９４と接する交換結合用磁性膜
（ＮｉＦｅやＣｏＦｅ系強磁性膜等）とバイアス用の強
磁性膜（Ｃｏ系非晶質膜、ＦｅＴａＮ等の窒化微結晶
膜、あるいはＦｅＺｒＣ等の炭化微結晶膜等）が界面で
強磁性交換結合する２層構造であることが望ましい。
【０２２６】図６２に示す構造の場合、硬質磁性膜９５
に電極端子９６からのセンス電流が分流するのでΔＲ／
Ｒがある程度減少することが避けられない。この問題は
図６３〜図６５に示す構造により解消できる。
【０２２７】すなわち、図６３に示すように、基板９０
上に図６２と同様に反強磁性膜９４まで成膜し、その
後、反強磁性膜９４の両サイド近傍に硬質磁性膜９５を
形成する。その内側にトラック幅に相当する間隔で電極
端子９６を形成する。その結果、硬質磁性膜９５にセン
ス電流が流れることを防止でき、ΔＲ／Ｒの低下を抑制
できる。
【０２２８】一方、図６４に示すように、基板９０上の
最初に硬質磁性膜９５を形成し、その上に絶縁膜９７を
介して強磁性膜９１、非磁性膜９２、強磁性膜９３、お
よび反強磁性膜９４を順次形成し、さらに電極端子９６
を形成する。このとき、成膜中に静磁界を加えて、反強
磁性膜９４から強磁性膜９３に所定の交換バイアス磁界
を加える。成膜後にこの交換バイアス方向と同じ方向に
硬質磁性膜９５を着磁する。この方法でも、強磁性膜９
１と９３に反対方向のバイアス磁界を印加することがで
き、しかも硬質磁性膜９５に電流が流れることを防止で
きる。なお、絶縁膜９７は硬質磁性膜９５と強磁性膜９
１との交換結合により過大なバイアス磁界が加わること
を防ぐ効果もある。
【０２２９】また、図６５に示すように、基板９０上に
強磁性膜９１、非磁性膜９２、強磁性膜９３、および反
強磁性膜９４を順次成膜する。次に、この積層膜を所定
の形状に微細加工する。この微細加工はレジスト等を用
いてマスクを形成し、イオンミリング等により行う。こ
の後、この残りのマスクを使用してリフトオフ法により
強磁性膜９１のサイドに硬質磁性膜９５を形成する。最
後に、強磁性膜９３に加わる交換バイアスとは逆方向に
硬質磁性膜９５を着磁する。この方法でも、強磁性膜９
１と９３に反対方向のバイアス磁界を印加することがで
き、しかも硬質磁性膜９５に電流が流れることを防止で
きる。 （実施例３４）図６１に示すスピンバルブ構造におい
て、ガラス基板８０上に１at% のＣｒを含む厚さ５nmの
Ｃｕ下地膜、反強磁性膜８２として厚さ１５nmのＦｅＭ
ｎ膜、強磁性膜８３ａとして厚さ１nmのＮｉ80Ｆｅ
20膜、非磁性膜８７として１at% のＣｒを含む厚さ１．
５nmのＣｕ膜、強磁性膜８３ｂとして厚さ６nmのＮｉ80
Ｆｅ20膜、非磁性膜８４として厚さ２．５nmのＣｕ膜、
強磁性膜８５ｂとして厚さ６nmのＮｉ80Ｆｅ20膜、非磁
性膜８７として１at% のＣｒを含む厚さ１．５nmのＣｕ
膜、強磁性膜８５ａとして厚さ１nmのＮｉ80Ｆｅ20膜、
並びに反強磁性膜８２として厚さ１５nmのＦｅＭｎ膜を
順次形成した。
【０２３０】これらの膜の成膜は、永久磁石による静磁
界中で２極スパッタリング法により真空を破ることなく
一括に行った。なお、この永久磁石は基板ホルダーには
一体的に取り付けられていない。また、このとき、予備
排気圧１×１０-4Ｐａ以下、Ａｒガス圧０．４Ｐａの条
件で行い、強磁性膜８３の成膜が終了した後で基板ホル
ダーを１８０°回転させて永久磁石によるバイアス磁界
（約４０００Ａ／ｍ）の方向を１８０°反転した。この
ようにして、信号磁界０で両強磁性膜磁化の反平行状態
を実現できるスピンバルブ構造の積層膜を作製した。
【０２３１】得られた積層膜の抵抗を４端子法により測
定した。具体的には、強磁性膜８３および８５の容易軸
方向に１ｍＡの定電流を加え、困難軸方向の膜の幅を１
mmとして４mm間の電圧を測定した。磁界はヘルムホルツ
コイルにより強磁性膜８３および８５の困難軸方向に加
えた。その結果、得られた抵抗−磁界特性を図６７に示
す。
【０２３２】図６６において、抵抗は最大磁界（１６ｋ
Ａ／ｍ）での値を１に規格化して示す。磁界０では強磁
性膜８３と８５の磁化が反平行状態にあるので、抵抗が
最大値を示す。磁界が加わると、急激に抵抗は低下す
る。特に、２０００Ａ／ｍ以上の磁界では抵抗はおよそ
一定値を示す。約３．８％以下の抵抗変化率が２０００
Ａ／ｍ以下の僅かの磁界範囲で生じることが分かる。ま
た、この抵抗−磁界特性にはヒステリシスやノイズが殆
ど認められない。すなわち、このスピンバルブ構造の積
層膜を用いると、著しく高感度でノイズの少ない磁気ヘ
ッドを得ることができる。
【０２３３】さらに、図６０に示すスピンバルブ型磁気
抵抗効果素子を作製して、非磁性層８４（Ｃｕ）の厚み
と抵抗変化率との関係を調べた。その結果を下記表６に
示す。下地膜には厚さ５nmのＮｉＦｅ膜を用い、強磁性
膜８３，８５には厚さ８nmのＮｉＦｅ膜を用い、反強磁
性膜８２には厚さ１０nmのＦｅＭｎ膜を用いた。
【０２３４】
【表６】 表６から分かるように、Ｃｕ厚が薄くなると急激に抵抗
変化率が増加して、Ｃｕ厚が１．２nmでは９％の高い抵
抗変化率が得られた。これは、強磁性膜８３と強磁性膜
８５には５０ｋＡ／ｍの比較的大きな反平行バイアス磁
界がそれぞれに加わっているので、非磁性膜８４の厚み
を薄くしても安定した反強磁性磁化配列が実現できるた
めである。非磁性層（Ｃｕ）厚を２nm未満に薄くする場
合、反平行磁化配列が崩れて抵抗変化率が激減する従来
のスピンバルブ型磁気抵抗効果素子と異なり、両方の強
磁性膜８３，８４に反対方向のバイアス磁界を加え、非
磁性膜８４の厚みを薄くすることにより大幅に抵抗変化
率を増大できる。 （実施例３５）次に、スピン依存散乱能力を有する強磁
性膜の数を３層以上に増やした場合について説明する。
【０２３５】図６７に示すように、基板１００上に反強
磁性膜１０２の配向を制御するための下地膜１０１、Ｆ
ｅＭｎ、ＮｉＯ、ＰｔＭｎ等からなる厚さ５〜５０nmの
反強磁性膜１０２、ＣｏＦｅ、Ｃｏ、ＮｉＦｅ等からな
る厚さ１〜２０nmの強磁性膜１０３、Ｃｕ、Ａｕ等から
なる厚さ１〜１０nmの非磁性膜１０４、厚さ１〜２０nm
の強磁性膜１０５、厚さ１〜１０nmの非磁性膜１０６、
厚さ１〜２０nmの強磁性膜１０７、および厚さ５〜５０
nmの反強磁性膜１０８を形成した。ここで、強磁性膜１
０３，１０５，１０７の膜厚は、すべて等しくても異な
っていてもよい。さらに、その上に必要に応じて保護膜
を形成して電極端子１０９を形成した。なお、成膜は静
磁界中で行った。
【０２３６】反強磁性膜１０２と１０８からそれぞれ強
磁性膜１０３と１０７に交換バイアスを一方向（図中ｘ
方向）に加えた。その結果、中間の強磁性膜１０５のみ
が透磁率が高く、強磁性膜１０３と１０７は低い透磁
率、すなわち磁化の固着が実現できた。この磁化の固着
には、反強磁性膜ではなく図６３で示したような硬質磁
性膜９５を用いてもよい。なお、反強磁性膜１０２およ
び１０８と接する強磁性膜１０３および１０７の材料と
して軟磁性があまり良好でないが抵抗変化率の高いＣｏ
やＣｏＦｅを用い、中間の強磁性膜１０５の材料として
抵抗変化率はあまり高くないが軟磁性が良好であるＮｉ
Ｆｅを用いることにより低磁界で高い抵抗変化率を実現
できる。
【０２３７】このような構成により、中間の強磁性膜１
０５の磁化回転が低磁界で容易に起こり、また、非磁性
層を介した界面数が従来のスピンバルブ構造の膜に比べ
て２倍に増えるので、低磁界で従来のスピンバルブ構造
の膜を上回る抵抗変化率を実現できる。また、この積層
膜の中央に信号磁界で磁化回転する強磁性膜が位置する
ことになるので、センス電流磁界による強磁性膜の磁化
の乱れは僅かであり、安定した信号検出が可能になる。
なお、実施例３３で説明したような硬質磁性膜や反磁界
によるバイアス法を併用すれば、強磁性膜１０３および
１０７と、中間の強磁性膜１０５の磁化のなす角度を信
号磁界０で反平行にすることができる。その結果、実施
例３２で述べた種々の効果により、さらに高感度で低ノ
イズの磁気抵抗効果素子を得ることができる。 （実施例３６）図６８は、スピン依存散乱能力を有する
強磁性膜の数を４層に増やした積層膜を示す。
【０２３８】基板１００上に、反強磁性膜１１１、非磁
性層１１３，１１５，１１７を介して積層した４層の強
磁性膜１１２，１１４，１１６，１１８、反強磁性膜１
１９を順次形成して、センス電流が信号磁界と同方向に
流れるように電極端子１０９をその上に形成した。必要
に応じて反強磁性膜１１１の下には配向制御用の下地膜
を、反強磁性膜１１９の上には保護膜を形成する。各膜
の材料、膜厚は図６７に示したものと同様とした。
【０２３９】少なくとも強磁性膜１１２の成膜中には静
磁界を図中ｘ方向（トラック幅方向）に付与して、一
方、その後の成膜途中で静磁界方向１８０°反転して少
なくとも反強磁性膜１１９の成膜中には静磁界を図中マ
イナスｘ方向に付与した。この成膜中の静磁界により、
強磁性膜１１２にはｘ方向に、強磁性膜１１８にはマイ
ナスｘ方向に交換バイアス磁界による磁化固着を生じ
る。また、この構成では、トラック幅が狭いと強磁性膜
１１２，１１４，１１６，１１８の幅も同様に狭くなる
ので、その方向に強い反磁界が発生する。この反磁界に
より、反強磁性膜と接していない中間の強磁性膜１１４
と１１６の磁化はそれぞれ強磁性膜１１２と１１８の磁
化と反平行になる。すなわち信号磁界０では４層の強磁
性膜の隣接する磁化は互いに反平行に向くことになる。
【０２４０】なお、中間の強磁性膜１１４と１１６への
反磁界が不充分の場合には、センス電流により発生する
磁界が強磁性膜１１２と１１４ではマイナスｘ方向に、
強磁性膜１１６と１１８ではｘ方向に加わるようにセン
ス電流を図中ｙ方向に加えることが望ましい。ここで、
反強磁性膜からの交換バイアス磁界をセンス電流磁界よ
りも大きくなるように設定すれば、強磁性膜１１２と１
１８の磁化を電流磁界により乱されることなく反強磁性
膜からの交換バイアス方向に固着できる。
【０２４１】このような構成にすることにより、４層の
強磁性膜の各磁化方向は、信号磁界０で反強磁性的に配
列できる。したがって、界面数の増加に対応してΔＲ／
Ｒが増加する。また、信号磁界が僅かに加わることによ
り各層の磁化が回転できるので、高感度なスピン依存散
乱を用いた磁気抵抗効果素子を実現できる。 （実施例３７）次に、スピン依存散乱能力を有する一部
の強磁性膜の磁化を固着して、残りの強磁性膜の磁化を
信号磁界０で信号磁界方向と異なる方向に配列する場合
について説明する。
【０２４２】図６９は、センス電流と信号磁界の方向が
直交する積層膜を示す。基板１２０上に、非磁性膜１２
２を介在させたスピン依存散乱能力を有する強磁性膜１
２１および１２３の積層膜、反強磁性膜１２４を順次形
成した。各膜の材料、厚みは図６０に示したものと同様
とした。必要に応じて、反強磁性膜１２４上に保護膜を
形成した後に電極端子１２５を形成した。
【０２４３】ここで、少なくとも強磁性膜１２１の成膜
中には、図中ｘ軸およびｙ軸の２等分線の方向に静磁界
を付与し、一方、少なくとも反強磁性膜１２４の成膜中
には、その静磁界の方向を前者の方向と４５°回転させ
て付与した（図中ｙ方向）。その結果、強磁性膜１２１
の磁化は前記静磁界のｘ方向に付与され、強磁性膜１２
３の磁化は反強磁性膜１２４からのバイアス磁界により
信号磁界方向に固着された。このような構成によれば、
信号磁界０では両強磁性膜の磁化のなす角度は４５°に
なり、信号磁界が強磁性膜１２３の磁化固着方向に加わ
ると、両強磁性膜の磁化方向が強磁性的な配列になるた
め抵抗が減少し、逆に磁化固着方向と１８０°異なる方
向に信号磁界が加わると、両強磁性膜の磁化方向が反強
磁性的な配列になるため抵抗が増大する。したがって、
線型応答を実現するために従来の磁気抵抗効果素子に必
要であった動作点バイアスが不要になる。なお、この方
法では、強磁性膜１２１と１２３との強磁性的な結合に
より強磁性膜１２１の磁化が信号磁界０でｙ方向に向け
て傾き易く、大きな信号磁界が加わると再生信号が歪み
易い傾向がある。これは、センス電流により発生する電
流磁界が、強磁性膜１２１ではこの強磁性的な結合方向
と１８０°異なる方向に加わるように、すなわちこの強
磁性的な結合による磁界と電流磁界が相殺されるように
センス電流の流れる向きを決めることにより回避でき
る。
【０２４４】しかしながら、強磁性膜１２１や１２３に
異方性磁気抵抗効果を有する膜を用いる場合には、逆に
この強磁性的な結合による磁界により強磁性膜１２１の
磁化Ｍが強磁性膜１２３の磁化Ｍ方向に傾くと、磁気異
方性とスピン異存散乱による抵抗変化が重畳するので
（電流方向がｘ方向であるため）感度向上が期待できる
利点がある。実際に、磁気抵抗効果素子が用いられる状
況に応じて、強磁性膜１２１の磁化方向を電流方向等の
手段により調整する必要がある。
【０２４５】ところで、実施例３７では、バルクハウゼ
ンノイズ抑制に必要な縦バイアス磁界（図中ｘ軸および
ｙ軸の２等分線方向のバイアス磁界）を加える必要があ
る。このためには、実施例３２に示したような反強磁性
膜を強磁性膜１２１の基板側に配置して交換結合させ
る。あるいは、図７０（Ａ）に示すように、反強磁性膜
１２４上に、ある程度軟磁性が良い（Ｈｃが交換バイア
ス磁界ＨUAより小さい）強磁性膜１２６を積層して、少
なくともこの強磁性膜１２６の積層中には、成膜中のバ
イアス磁界方向を概ね１３５°反転して強磁性膜１２６
からの交換バイアス磁界を強磁性膜１２１に加える方法
がある。この場合には、スピン依存散乱ユニットである
膜が下地膜の役目も果たすので、反強磁性膜１２４上に
成膜した強磁性膜１２６に容易に交換バイアスを付与で
きる。その結果、実際に再生ヘッドに適した微細パター
ンに加工したときに発生する静磁結合磁界（反磁界）に
より、縦バイアス磁界を強磁性膜１２１に加えることが
できるので、バルクハウゼンノイズが抑制できる。
【０２４６】図７０（Ａ）の実施例では、反強磁性膜１
２４の膜面両サイドで交換バイアス方向が異なるので、
バイアス磁界方向が不安になる場合もある。これは、図
７０（Ｂ）に示すように、反強磁性膜１２４を中間に磁
気結合を弱めるが結晶成長を阻害しない極薄い中間膜１
２４ｂ（Ｃｕ等のｆｃｃ相膜）を介して反強磁性膜１２
４ａと１２４ｃに分離することで回避できる。このと
き、実施例３２で述べたように、熱処理で交換バイアス
磁界方向を制御可能とするため、反強磁性膜１２４ａと
１２４ｃはネール点またはブロッキング温度が異なる材
料で構成されることが好ましい。さらに、強磁性膜１２
６が厚く、Ｂｓが高くないと所望の縦バイアス磁界が強
磁性膜１２１に付与できないが、このとき強磁性膜１２
６にセンス電流が分流するので、強磁性膜の抵抗率は高
いことが望ましい。具体的には、Ｃｏ系やＦｅ系のアモ
ルファス膜や窒化または炭化微結晶膜を用いることが望
ましい。しかしながら、このような膜は、ＦｅＭｎ等の
反強磁性膜と交換結合し難いので、反強磁性膜１２４ａ
と接する部分には極薄いＮｉＦｅやＣｏＦｅＴａ等の交
換結合しやすい強磁性膜１２４ｂを積層して、その上に
高抵抗のアモルファス的な高Ｂｓ強磁性膜１２６ａを強
磁性交換結合するように積層することが望ましい。 （実施例３８）図７０（Ｃ）は、センス電流と信号磁界
の方向が平行である積層膜を示す。センス電流の流れる
方向が異なり、強磁性膜１２１の磁化が図中ｘ方向に付
与され、かつ膜の長手方向が９０°回転していること以
外は図６９の構成と同様である。この構成においては信
号磁界０では両強磁性膜の磁化のなす角度は９０°にな
り、信号磁界が強磁性膜１２３の磁化固着方向に加わる
と、両強磁性膜の磁化が強磁性的な配列になるため抵抗
が減少し、逆に磁化固着方向と１８０°異なる方向に信
号磁界が加わると両強磁性膜の磁化が反強磁性的な配列
になるため抵抗が増大する。したがって、やなり、動作
点バイアスが不要になる。この構成では、センス電流に
よる電流磁界が強磁性膜１２１の容易軸方向であり、こ
の磁界がバルクハウゼンノイズを抑制する効果がある。
【０２４７】さらに、実施例３８では、強磁性膜１２３
から発生しやすいフェロ結合磁界のために強磁性膜１２
１の磁化がｙ方向に傾きやすいことを付け加えておく。
実施例３７で詳しく説明したように、この強磁性的結合
磁界は、信号磁界ダイナミックレンジが縮まるが、異方
性磁気抵抗効果を重畳する利点を有する。なお、電流磁
界が強磁性膜１２１に加わるので、必ずしも強磁性膜１
２１の容易軸がｘ方向にある必要はない。
【０２４８】バルクハウゼンノイズ抑制効果が不十分の
ときは、強磁性膜１２３の磁化固着方向を信号磁界方向
から外すことにより、図中ｘ方向に静磁結合磁界が発生
してより強いバルクハウゼンノイズ抑制磁界を付与でき
る。 （実施例３９）図７１は、スピン依存散乱能力を有する
強磁性膜を３層とした場合の積層膜を示す。図７１で
は、センス電流と信号磁界が直交する場合について示
す。基板１３０上に、静磁界中で反強磁性膜１３１、非
磁性膜１３３および１３５を介在させたスピン依存散乱
能力を有する強磁性膜１３２，１３４，１３６の積層
膜、反強磁性膜１３７を順次形成した。その上に電極端
子１３８を形成した。
【０２４９】ここで、静磁界の方向は、少なくとも強磁
性膜１３２と反強磁性膜１３７の成膜中は同じ方向とし
て（図中ｙ方向）、強磁性膜１３４の成膜中はそれと４
５°の角をなす方向（図中ｘ軸とｙ軸の２等分線方向）
とした。その結果、強磁性膜１３２と１３６の磁化は図
中ｙ方向に固着され、強磁性膜１３４の磁化は高透磁率
を保ち、磁界０では図中ｘ軸とｙ軸の２等分線方向近傍
に向く。したがって、この構成でも、磁界０では両強磁
性膜の磁化のなす角度はほぼ４５°になり、信号磁界が
強磁性膜１３６の磁化固着方向に加わると、両強磁性膜
の磁化方向が強磁性的な配列になるため抵抗が減少し、
逆に磁化固着方向と１８０°異なる方向に信号磁界が加
わると、両強磁性膜の磁化方向が反強磁性的な配列にな
るため抵抗が増大する。すなわち、動作点バイアスが不
要になる。この構成では界面数が２倍に増えるので感度
も向上する。 （実施例４０）実施例３８で示した方法の磁気抵抗効果
素子の積層膜の抵抗−磁界特性を説明する。
【０２５０】図７０（Ｃ）において、基板１２０として
サファイアＣ面基板を用い、強磁性膜１２１として厚さ
５nmのＰｄ下地膜を有する厚さ６nmのＣｏ90Ｆｅ10膜を
用い、非磁性膜１２２として厚さ３nmのＣｕ膜を用い、
強磁性膜１２３としては厚さ４nmのＣｏ90Ｆｅ10膜を用
い、反強磁性膜１２４としては厚さ１５nmのＦｅＭｎ膜
を用い、さらに、その上に保護膜として厚さを５nmのＰ
ｄ膜を形成した。
【０２５１】この積層膜は２極スパッタリング法により
真空を保ったまま一括に成膜した。なお、成膜中には永
久磁石により静磁界を付与し、強磁性膜１２１の成膜を
終えた後に静磁界の方向を９０°反転させて、強磁性膜
１２１と１２３の容易軸のなす角度を９０°とした。ま
た、スパッタリングの予備排気は１×１０-4Ｐａ以下、
スパッタガス圧は０．４Ｐａとした。
【０２５２】この積層膜の抵抗−磁界特性を実施例３３
と同様に測定した。図７２に困難軸方向の抵抗−磁界特
性を示す。図７２において、強磁性的な磁化配列での抵
抗を１として規格化する。図７２から分かるように、信
号磁界０で線形性のよい抵抗の磁界変化が得られる。こ
れにより、動作点バイアスが不必要であることが分か
る。 （実施例４１）ここでは、強磁性膜／非磁性膜／強磁性
膜からなるスピン依存散乱ユニットの両強磁性膜に別の
強磁性膜または反強磁性膜を２層以上積層して、そのと
き発生する両バイアス磁界を概ね直交させた磁気抵抗効
果素子の実施例を示す。
【０２５３】図７３は、基板１２０上に、ＣｏＰｔ等の
ハード強磁性膜、一軸磁気異方性磁界Ｈｋがスピン依存
散乱ユニットの強磁性膜よりも大きな高Ｈｋ強磁性膜
（例えば、Ｈｋ〜５ｋＡ／ｍのＣｏＦｅＲｅ膜等）やＮ
ｉＯ等の反強磁性膜からなるバイアス磁界を印加するた
めの第１のバイアス膜１２１ａ、スピン依存散乱ユニッ
ト（強磁性膜１２１、非磁性膜１２２、強磁性膜１２
３）、ＦｅＭｎ等の反強磁性膜からなるバイアス磁界を
印加するための第２のバイアス膜１２４を順次積層した
多層膜を示す。この多層膜の第１のバイアス膜１２１ａ
から発生するバイアス磁界は、積層界面を通した交換結
合により主に強磁性膜１２１にバイアス磁界が加わる。
一方、第２のバイアス膜１２４から発生するバイアス磁
界は、積層界面を通した交換結合により主に強磁性膜１
２３に加わる。この第１と第２のバイアス磁界は概ね直
交するような方向関係を満足するように加える。さら
に、第２のバイアス磁界は強磁性膜１２３の磁化が信号
磁界で実質的に動けない程度の強い値とする（１０ｋＡ
／ｍ以上が望ましい）。
【０２５４】一方、第１のバイアス磁界強度は、信号磁
界により強磁性膜１２１の磁化が回転でき、バルクハウ
ゼンノイズが抑制できる程度の磁界とする。具体的に
は、第１のバイアス膜に反強磁性膜を用いる場合には、
バイアス膜１２１ａと強磁性膜１２１のバイアス磁界を
５ｋＡ／ｍ以下にすることが望ましい。第１のバイアス
膜に強磁性膜を用いる場合には、何等かの手段によりバ
イアス膜１２１ａの磁化方向を一定方向に保持して単磁
区化してバイアス膜１２１ａと強磁性膜１２１を強い交
換結合で一体化すると、信号磁界によりバイアス膜１２
１ａおよび強磁性膜１２１が概ね同様に回転でき、強磁
性膜１２１ａが単磁区であるので、強磁性膜１２１も単
磁区になりバルクハウゼンノイズが除去できる。あるい
は、例えば界面に別の層を挿入してバイアス膜１２１ａ
と強磁性膜１２１の交換結合〜５ｋＡ／ｍ以下に弱める
方法もある。この場合、強磁性膜１２１のみが信号磁界
により磁化回転するため、バイアス膜１２１ａの透磁率
を抑制して磁化を動き難くすることが好ましい。この透
磁率抑制手段としては、Ｈｋの向上、保磁力の向上、あ
るいは何等かの手段で一方向性バイアス磁界をバイアス
膜１２１ａに加える等がある。
【０２５５】ここで、強磁性膜１２１ａを単磁区化する
手段としては、図７４に示すように、バイアス膜１２１
ａをスピンバルブユニットよりも長くしてバイアス膜１
２１ａのエッジ部に新たな反強磁性膜やハード膜１２１
ｂを積層することが等が可能である。
【０２５６】以上の構成の磁気抵抗効果素子を作製する
と、強磁性膜１２３の磁化方向は固定され強磁性膜１２
１の磁化が信号磁界に応じて変化するので、図６９に示
した実施例と同様に信号磁界〜０で線形性の良好な高感
度な磁気抵抗効果素子が得られ、なおかつ信号磁界を検
出する強磁性膜１２１の磁壁も除去できるので、動作点
バイアスが不要で高感度・ノイズなしの信号磁界再生が
可能になる。
【０２５７】ここで、強磁性膜１２１の磁化容易軸方向
をバイアス磁界方向と直交する方向に付与することが、
特に磁気異方性の大きなＣｏ系の強磁性膜を１２１に用
いた場合には望ましい。そうすると、異方性磁界に相当
する飽和磁界とバイアス磁界が相殺できるので、Ｈｓが
大幅に低減できるので、図６９に示した飽和磁界−抵抗
特性の傾きが急峻になり、通常のバイアス磁界方向と強
磁性膜１２１の磁化容易軸が同方向である場合に比べ
て、より高感度な信号磁界検出が可能になる。バイアス
磁界と強磁性膜の容易軸の方向を変えるには、バイアス
膜１２１ａの成膜中における磁界印加方向と強磁性膜１
２１の成膜中における磁界付与方向を変える方法等があ
る。 （実施例４２）図７５に示すように、支持基板１４０上
に、高保磁力膜の配向を制御するための厚さ２０nmのＣ
ｒ下地膜１４１、Ｃｏ等からなる厚さ８nmの高保磁力膜
１４２、Ｃｕ等からなる厚さ３nmの非磁性膜１４３、お
よび厚さ４．６nmのＮｉＦｅ等からなる強磁性膜１４４
を順次形成し、さらに、その上に電極端子１４５を形成
してスピンバルブ構造の磁気抵抗効果素子を作製した。
なお、積層膜の成膜は超高真空Ｅガン蒸着により行っ
た。このときの基板温度は約１００℃とし、真空チャン
バー内は１×１０-8Ｐａ以下に排気した。
【０２５８】基板温度約１００℃とした場合のＣｏ／Ｃ
ｒ膜についてＸ線回折パターンを調べた。その結果を図
７６に示す。図７６に示すように、この膜はＣｒ（２０
０）が高配向であり、このＣｒ膜を下地膜としたＣｏ膜
も（１１０）が高配向であった。なお、Ｃｏ（１１０）
ピークのロッキングカーブ半値幅は約３°であった。次
に、基板温度約１００℃で成膜した図７５に示すＮｉＦ
ｅ／Ｃｕ／Ｃｏ／Ｃｒ／基板の構造の積層膜の困難軸方
向のＲ−Ｈカーブを図７７に示す。Ｒ−Ｈカーブは通常
のレジストプロセス、イオンミーリングを用いて積層膜
を２mm×６μｍのパターンに加工し、４端子法により測
定した値に基づいて作成した。このとき、容易軸はパタ
ーン長手方向とし、磁界はパターン幅方向に加えた。
【０２５９】図７７に示すように印加磁界±８０Ｏｅの
場合、抵抗変化率約６．５％となり、飽和磁界は約３．
６ｋＡ／ｍとなった。
【０２６０】この構造は、高保磁力膜のＨｃが約８ｋＡ
／ｍであるため、媒体からの磁界が８ｋＡ／ｍ未満の場
合は問題がないが、ヘッドと媒体との間が近い構造、す
なわち媒体からの磁界が８ｋＡ／ｍ以上となるような構
造には適さない。そこで、図７５と同様の構造、膜厚
で、基板温度を約２００℃とし、さらに約８ｋＡ／ｍの
磁界中で積層膜を成膜した。
【０２６１】基板温度約２００℃とした場合のＣｏ／Ｃ
ｒのＸ線回折パターンは図７６とほぼ同じであった。ま
た、この積層膜もＣｏ（１１０）ピークのロッキングカ
ーブ半値幅は約３°であった。さらに、ポールフィギュ
アで測定したところ磁界方向に六方晶Ｃ軸の偏りが見ら
れた。したがって、基板温度１００℃、無磁界中におい
て成膜した積層膜に比べ、単結晶様のＣｏが得られた。
【０２６２】次に、基板温度約２００℃、磁界中におい
て成膜した図７５と同じ構造の積層膜の困難軸方向のＲ
−Ｈカーブを図７８に示す。Ｒ−Ｈカーブは前記と同様
に積層膜を２mm×６μｍのパターンに加工し、４端子法
で測定した値に基づいて作成した。このとき容易軸（Ｃ
軸の方向）はパターン長手方向とし、磁界はパターン幅
方向に加えた。
【０２６３】図７８に示すように、外部磁界±１．６ｋ
Ａ／ｍの場合でも高保磁力膜の磁化は印加磁界によって
ほとんど動くことはなく、しかもＮｉＦｅ膜の飽和磁界
も約２．８ｋＡ／ｍと低く保つことができた。また、抵
抗変化率も約７．５％となった。
【０２６４】上記構成の積層膜は、外部磁界１．６ｋＡ
／ｍでも高保磁力膜の磁化が安定しているため、ＮｉＦ
ｅ膜の容易軸を幅方向として、ＣｏのＣ軸を概ね長手方
向とするパターンを作製した。この構成により動作点バ
イアスが不要となる。このとき、磁界をパターン長手方
向に加え、そのときのＲ−Ｈカーブを測定した。なお、
パターン形状は前記と同様に２mm×６μｍとした。その
結果を図７９に示す。図７９から分かるように、ヒステ
リシスのない良好なＲ−Ｈカーブが得られ、Ｈｋも約
１．６ｋＡ／ｍと低い値を示した。
【０２６５】また、ここでは高保磁力膜としてＣｏ膜を
用いたが、ＣｏＮｉ膜、ＣｏＣｒ膜を用いてもよい。さ
らに、下地膜としてはＣｒ膜の他にＷ膜等を用いてもよ
く、これらのＣｒ，Ｗをベースとして、それに添加元素
を加えてもよい。なお、この下地膜は、本発明全体にわ
たっていわゆるハード膜の下地膜に適用することができ
る。これにより、Ｃ軸を硬磁性膜の膜面内に存在させる
（特定方向にＣ軸が揃う）ことができる。したがって、
硬磁性膜を固着した場合に、その上に形成した強磁性膜
まで固着されることを防止できる。
【０２６６】ここで、参考のために下地膜のない積層膜
のＭ−Ｈカーブを図８０に示す。Ｃｏの磁化の垂直成分
から漏れ磁界が発生し、ＮｉＦｅ膜の軟磁気特性を劣化
させていることが分かる。これは、一部のＮｉＦｅとＣ
ｏの磁化が一体化していると考えられる。 （実施例４３）実施例４２で示すように、基板温度約２
００℃で成膜した高保磁力膜は、単結晶様の膜で低抵抗
であるため、電子の平均自由行程を高保磁力膜の厚みよ
りも充分に長くできる。したがって、図８１のように高
保磁力膜１４２と強磁性膜１４４とをＣｕ非磁性膜１４
３を介して積層した。この積層膜の抵抗変化率は約１５
％と高い値を示した。なお、このような構造の積層膜を
作製するためには、第１層の高保磁力膜１４２の配向を
制御するために下地膜を設けることが望ましい。また、
本実施例では下地膜として厚さ２０nmのＣｒ膜１４１を
用いた。 （実施例４４）次に、配向制御用高保磁力膜を例えば実
施例３４でのバイアス膜として用いた場合について説明
する。
【０２６７】本実施例では、図８２に示すように、配向
制御用高保磁力膜１４２上に磁気的絶縁層１４６を介し
てスピンバルブ構造の磁気抵抗効果素子を形成した。こ
のように、配向制御高保磁力膜１４２を用いることによ
って、膜端部において高保磁力膜１４２とＮｉＦｅ膜１
４４が静磁結合し、バルクハウゼンノイズの原因となっ
ているＮｉＦｅ膜端部の磁壁を固着させることができ
る。さらに、配向制御高保磁力膜を用いているため、高
保磁力膜のＮｉＦｅ膜に対する影響、例えば膜内部の漏
れ磁界等を回避でき、ＮｉＦｅ膜の軟磁気特性を劣化さ
せることなく、良好な素子を作製できる。また、ここで
はスピンバルブ構造の交換バイアス膜として反強磁性膜
等を用いてもよい。
【０２６８】
【発明の効果】以上説明した如く本発明の磁気抵抗効果
素子は、高い抵抗変化率および優れた軟磁気特性を同時
に発揮できるものであり、その工業的価値は大なるもの
がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１の発明の磁気抵抗効果素子（スピ
ンバルブ構造）を示す断面図。
【図２】図１に示す磁気抵抗効果素子の抵抗変化率の外
部磁界依存性を示すグラフ。
【図３】図１に示す磁気抵抗効果素子の磁化曲線を示す
グラフ。
【図４】本発明の第１の発明の磁気抵抗効果素子（人工
格子膜）の一例を示す断面図。
【図５】図４に示す磁気抵抗効果素子の抵抗変化率の外
部磁界依存性を示すグラフ。
【図６】Ｃｏ90Ｆｅ10膜のＣｕ下地膜がある場合の保磁
力の膜厚依存性を示すグラフ。
【図７】Ｃｏ90Ｆｅ10膜のＣｕ下地膜がない場合の保磁
力の膜厚依存性を示すグラフ。
【図８】本発明の第１の発明の磁気抵抗効果素子（スピ
ンバルブ構造）を示す断面図。
【図９】（Ａ）はサファイア基板Ｃ面におけるθ−２θ
スキャンＸ線回折曲線、（Ｂ）はサファイア基板Ｒ面に
おけるθ−２θスキャンＸ線回折曲線。
【図１０】Ｃｏ90Ｆｅ10膜／Ｃｕ膜／サファイア基板Ｃ
面における最密面ピークに関するロッキングカーブ。
【図１１】Ｃｏ90Ｆｅ10膜における保磁力の最密面反射
でのロッキングカーブ半値幅依存性を示すグラフ。
【図１２】（Ｃｏ90Ｆｅ10）1-x Ａｌx 膜／Ｃｕ膜にお
ける保磁力のＡｌ濃度ｘ依存性を示すグラフ。
【図１３】Ｃｏ90Ｆｅ10膜／Ｃｕ膜における保磁力の最
密面反射強度依存性を示すグラフ。
【図１４】（Ｃｏ90Ｆｅ10）1-x Ｔａx 膜／Ｃｕ膜にお
ける保磁力のＴａ濃度ｘ依存性を示すグラフ。
【図１５】本発明の第１の発明の磁気抵抗効果素子（ス
ピンバルブ構造）を示す断面図。
【図１６】本発明の第３の発明の磁気抵抗効果素子を示
す断面図。
【図１７】図１６に示す磁気抵抗効果素子の容易軸方向
のＭ−Ｈカーブ。
【図１８】図１６に示す磁気抵抗効果素子の困難軸方向
のＭ−Ｈカーブ。
【図１９】図１６に示す磁気抵抗効果素子のＲ−Ｈカー
ブ。
【図２０】高抵抗アモルファス層を設けない磁気抵抗効
果素子の容易軸方向のＭ−Ｈカーブ。
【図２１】高抵抗アモルファス層を設けない磁気抵抗効
果素子の困難軸方向のＭ−Ｈカーブ。
【図２２】本発明の第３の発明の磁気抵抗効果素子を示
す断面図。
【図２３】（Ａ）〜（Ｃ）は本発明の第３の発明の磁気
抵抗効果素子の他の例の製造過程を示す断面図。
【図２４】本発明の第３の発明の磁気抵抗効果素子の他
の例を示す斜視図。
【図２５】本発明の第４の発明の磁気抵抗効果素子の例
を示す断面図。
【図２６】図２５に示す磁気抵抗効果素子において△ρ
／ρ0 とｄCoFeとの関係を示すグラフ。
【図２７】本発明の第５の発明の磁気抵抗効果素子を示
す断面図。
【図２８】本発明の第５の発明の磁気抵抗効果素子を示
す断面図。
【図２９】本発明の第６の発明の磁気抵抗効果素子にお
ける保磁力の強磁性膜の膜厚依存性を示すグラフ。
【図３０】本発明の第６の発明の磁気抵抗効果素子にお
ける保磁力の強磁性膜の膜厚依存性を示すグラフ。
【図３１】本発明の第６の発明の磁気抵抗効果素子の強
磁性膜の磁化曲線。
【図３２】本発明の第７の発明の磁気抵抗効果素子にお
ける積層周期依存性を示すグラフ。
【図３３】本発明の第６の発明の磁気抵抗効果素子の強
磁性膜における飽和磁界ＨｓとＣｕ膜厚との関係を示す
グラフ。
【図３４】本発明の第７の発明の磁気抵抗効果素子の強
磁性膜の磁化曲線。
【図３５】本発明の第７の発明の磁気抵抗効果素子を示
す断面図。
【図３６】第７の発明において、ＣｕとＣｏＦｅとの界
面状態を示す断面図。
【図３７】図３５に示す磁気抵抗効果素子の磁化曲線。
【図３８】図３５に示す磁気抵抗効果素子の抵抗変化特
性を示すグラフ。
【図３９】従来の磁気抵抗効果素子の磁化曲線。
【図４０】従来の磁気抵抗効果素子の抵抗変化特性を示
すグラフ。
【図４１】本発明の第７の発明の磁気抵抗効果素子のＣ
ｕ下地膜を有する強磁性膜についての磁化曲線。
【図４２】本発明の第７の発明の磁気抵抗効果素子のＣ
ｕ下地膜を有する強磁性膜についての抵抗変化特性を示
すグラフ。
【図４３】本発明の第４の発明の磁気抵抗効果素子を示
す断面図。
【図４４】図４３に示す磁気抵抗効果素子の磁化曲線。
【図４５】図４３に示す磁気抵抗効果素子の抵抗変化特
性を示すグラフ。
【図４６】膜内の揺らぎを説明するための概略図。
【図４７】（Ａ）はＭｇＯ（１１０）面基板上Ｃｏ90Ｆ
ｅ10／Ｃｕ人工格子膜の小角反射のＸ線回折曲線、
（Ｂ）はＭｇＯ（１１０）面基板上Ｃｏ90Ｆｅ10／Ｃｕ
人工格子膜の中角反射のＸ線回折曲線。
【図４８】（Ａ）は図４７におけるｆｃｃ（２２０）反
射に関する［１１０］軸方向から測定したロッキングカ
ーブ、（Ｂ）は図４７におけるｆｃｃ（２２０）反射に
関する［１００］軸方向から測定したロッキングカー
ブ。
【図４９】（Ａ）は結晶配向面の揺らぎによる結晶配向
面の法線の面内分布を示す概略図、（Ｂ）は抵抗変化率
のセンス電流方向依存性を示す概略図。
【図５０】（Ａ）はＣｕ５．５nm／（Ｃｕ１．１nm／Ｃ
ｏＦｅ１nm）16人工格子膜の外部磁界［１００］軸方向
の磁化曲線、（Ｂ）はＣｕ５．５nm／（Ｃｕ１．１nm／
ＣｏＦｅ１nm）16人工格子膜の外部磁界［１１０］軸方
向の磁化曲線。
【図５１】ＭｇＯ（１１０）面基板上におけるＣｏ90Ｆ
ｅ10／Ｃｕ積層膜の抵抗変化率のバイアス電圧依存性を
示すグラフ。
【図５２】ｆｃｃ相（１１１）面配向したＣｏ90Ｆｅ10
／Ｃｕ積層膜に積層欠陥が導入された場合の概念図。
【図５３】ｆｃｃ相（１１１）面配向したＣｏ90Ｆｅ10
／Ｃｕ積層膜に積層欠陥が導入された場合の原子配列を
示す概念図。
【図５４】ｆｃｃ相（１１１）面配向したＣｏ90Ｆｅ10
／Ｃｕ積層膜に双晶欠陥が導入された場合の原子配列を
示す概念図。
【図５５】図５４に示す状態における抵抗変化率のセン
ス電流方向依存性を示す概略図。
【図５６】ガラス基板上におけるＣｏ90Ｆｅ10／Ｃｕ人
工格子膜の抵抗変化率の基板バイアス依存性を示すグラ
フ。
【図５７】ガラス基板上におけるＣｏ90Ｆｅ10／Ｃｕ人
工格子膜の長周期構造反射強度のバイアス依存性を示す
グラフ。
【図５８】ガラス基板上におけるＣｏ90Ｆｅ10／Ｃｕ人
工格子膜のｆｃｃ相（１１１）面反射強度のバイアス依
存性を示すグラフ。
【図５９】ガラス基板上におけるＣｏ90Ｆｅ10／Ｃｕ人
工格子膜の保磁力のバイアス依存性を示すグラフ。
【図６０】本発明の第８の発明の磁気抵抗効果素子を示
す斜視図。
【図６１】本発明の第８の発明の磁気抵抗効果素子を示
す斜視図。
【図６２】本発明の第８の発明の磁気抵抗効果素子を示
す斜視図。
【図６３】本発明の第８の発明の磁気抵抗効果素子を示
す斜視図。
【図６４】本発明の第８の発明の磁気抵抗効果素子を示
す斜視図。
【図６５】本発明の第８の発明の磁気抵抗効果素子を示
す斜視図。
【図６６】本発明の第８の発明の磁気抵抗効果素子の抵
抗変化特性を示すグラフ。
【図６７】本発明の第１２の発明の磁気抵抗効果素子を
示す斜視図。
【図６８】本発明の第１２の発明の磁気抵抗効果素子を
示す斜視図。
【図６９】本発明の第１０の発明の磁気抵抗効果素子を
示す斜視図。
【図７０】（Ａ）〜（Ｃ）は本発明の第１０の発明の磁
気抵抗効果素子を示す斜視図。
【図７１】本発明の第１０の発明の磁気抵抗効果素子を
示す斜視図。
【図７２】本発明の第１０の発明の磁気抵抗効果素子の
積層膜の抵抗変化特性を示すグラフ。
【図７３】本発明の第１２の発明の磁気抵抗効果素子を
示す斜視図。
【図７４】本発明の第１２の発明の磁気抵抗効果素子を
示す断面図。
【図７５】本発明の第１３の発明の磁気抵抗効果素子を
示す断面図。
【図７６】Ｃｏ／Ｃｒ積層膜のＸ線回折パターン。
【図７７】基板温度約１００℃で成膜した本発明の第１
３の発明の積層膜のＲ−Ｈカーブ。
【図７８】基板温度約２００℃で成膜した本発明の第１
３の発明の積層膜のＲ−Ｈカーブ。
【図７９】パターン幅方向を容易軸とした場合の本発明
の第１３の発明の積層膜のＲ−Ｈカーブ。
【図８０】下地膜を設けない場合の本発明の第１３の発
明の積層膜のＲ−Ｈカーブ。
【図８１】本発明の第１３の発明の磁気抵抗効果素子を
示す断面図。
【図８２】本発明の第１３の発明の磁気抵抗効果素子を
示す断面図。
【図８３】従来の磁気抵抗効果素子を示す斜視図。
【図８４】従来の磁気抵抗効果素子のＲ−Ｈカーブ。
【符号の説明】
１０，２０…サファイア基板、１１，２１，７１…Ｃｏ
90Ｆｅ10膜、１２，２２，２３，７０…Ｃｕ膜、１３…
ＦｅＭｎ膜、１４…Ｔｉ膜、１５，２４…Ｃｕリード、
２６…Ｎｉ酸化物膜、３０，４１，１４０…支持基板、
３１，４６…高抵抗アモルファス層、３２，４４，８
３，８５，９１，９３，１０３，１０５，１０７，１１
２，１１４，１１６，１１８，１２１，１２３，１３
２，１３４，１３６，１４４…強磁性膜、３３，４５，
１４３…中間層、３４…交換バイアス層、３５，４７…
リード、４２…ＣｏＰｔＣｒ膜、４３…レジスト、５
０，８０，９０，１００，１２０，１３０…基板、５１
…強磁性積層単位、５２，８４，８７，８８，９２，１
０４，１０６，１１３，１１５，１１７，１２２，１３
３，１３５，１６３…非磁性膜、５３，８２，９４，１
０２，１０８，１１１，１１９，１２４，１３１，１３
７，１６５…反強磁性膜、５４，１６６…保護膜、５
５，６２，８６，９６，１０９，１２５，１４５…電極
端子、６０…ＭｇＯ基板、６１…積層膜、８１，１０
１，１４１…下地膜、９５…硬質磁性膜、９７…絶縁
膜、１４２…高保磁力膜、１４６…磁気的絶縁層、１６
０…熱酸化Ｓｉ基板、１６１…高抵抗強磁性膜、１６２
…第１の強磁性膜、１６４…第２の強磁性膜、１６７
ａ，１６７ｂ…電極、１６９…高抵抗反強磁性膜。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (31)優先権主張番号 特願平5−53612 (32)優先日 平５(1993)３月15日 (33)優先権主張国 日本（ＪＰ） (72)発明者 橋本 進 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 澤邊 厚仁 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 上口 裕三 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 佐橋 政司 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内

Claims (12)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 基板上に、少なくとも強磁性膜、非磁性
    膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜を具備
    した磁気抵抗効果素子であって、２つの前記強磁性膜が
    非結合であり、少なくとも一方の強磁性膜はＣｏ，Ｆ
    ｅ，およびＮｉからなる群より選ばれた少なくとも１種
    の元素を主成分とし、かつ、その最密面が膜面垂直方向
    に配向していることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  2. 【請求項２】 基板上に、少なくとも強磁性膜、非磁性
    膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜を具備
    した磁気抵抗効果素子であって、少なくとも一方の強磁
    性膜はＣｏ，Ｆｅ，およびＮｉからなる群より選ばれた
    少なくとも２種の元素を主成分とし、Ｐｄ，Ａｌ，Ｃ
    ｕ，Ｔａ，Ｉｎ，Ｂ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｗ，Ｒｅ，Ｒ
    ｕ，Ｒｈ，Ｇａ，Ｚｒ，Ｉｒ，Ａｕ，およびＡｇからな
    る群より選ばれた少なくとも一つの元素が添加含有され
    た組成を有することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  3. 【請求項３】 基板上に、（ｎ＋１）層の強磁性膜とｎ
    層の非磁性膜とが交互に形成されてなる積層膜（ただ
    し、ｎは１〜４の整数を示す）を具備した磁気抵抗効果
    素子であって、前記積層膜の最上層および最下層の強磁
    性膜の少なくとも一方に隣接して抵抗率が５０μΩcm以
    上である強磁性膜がさらに積層形成されたことを特徴と
    する磁気抵抗効果素子。
  4. 【請求項４】 基板上に、（ｎ＋１）層の強磁性膜とｎ
    層の第１の非磁性膜とが交互に形成されてなる積層膜
    （ただし、ｎは１〜４の整数を示す）を具備した磁気抵
    抗効果素子であって、前記積層膜の最上層および最下層
    の強磁性膜の少なくとも一方の厚さが５nm以下であり、
    この厚さが５nm以下の強磁性膜に隣接して抵抗率が前記
    強磁性膜の２倍以下である第２の非磁性膜がさらに積層
    形成されたことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  5. 【請求項５】 基板上に、少なくとも強磁性膜、非磁性
    膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜を具備
    した磁気抵抗効果素子であって、前記積層膜の最上層お
    よび最下層の強磁性膜の少なくとも一方に隣接してこの
    強磁性膜よりも大きい抵抗率および長い平均自由行程を
    有する薄膜がさらに積層形成されたことを特徴とする磁
    気抵抗効果素子。
  6. 【請求項６】 基板上に、少なくとも強磁性膜、非磁性
    膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜を具備
    した磁気抵抗効果素子であって、前記積層膜の最下層の
    強磁性膜がＣｏＦｅ合金からなり、この強磁性膜に隣接
    してＣｏＦｅ合金よりも格子定数の大きいｆｃｃ相を有
    する下地膜がさらに積層形成されてなることを特徴とす
    る磁気抵抗効果素子。
  7. 【請求項７】 基板上に、少なくとも強磁性膜、第１の
    非磁性膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜
    を具備した磁気抵抗効果素子であって、少なくとも一方
    の強磁性膜の前記第１の非磁性膜と反対側の主面に隣接
    して第１の非磁性膜とは異なる厚さを有する第２の非磁
    性膜と強磁性膜とが交互に形成されており、これらの強
    磁性膜と第２の強磁性膜とからなる単位積層膜内での各
    強磁性膜の磁化が互いに強磁性的に結合されていること
    を特徴とする磁気抵抗効果素子。
  8. 【請求項８】 基板上に、少なくとも強磁性膜、非磁性
    膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜を具備
    した磁気抵抗効果素子であって、少なくとも一方の強磁
    性膜へのバイアス磁界印加手段として前記積層膜に隣接
    または近接して形成されたバイアス膜を備え、かつ、２
    つの前記強磁性膜にそれぞれトラック幅方向の成分が互
    いに反平行となる方向のバイアス磁界が印加されて、２
    つの前記強磁性膜の磁化が信号磁界により互いに逆方向
    に回転することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  9. 【請求項９】 基板上に、少なくとも強磁性膜、非磁性
    膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜を具備
    した磁気抵抗効果素子であって、２つの前記強磁性膜は
    それぞれ信号磁界が印加されてもその磁化方向が実質的
    に保持される磁化固着膜、および信号磁界により磁化が
    変化して信号磁界を検出する磁界検出膜となり、信号磁
    界零の場合における２つの前記強磁性膜の磁化方向が互
    いに略直交しており、かつ、信号磁界方向にセンス電流
    を通電することを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  10. 【請求項１０】 基板上に、少なくとも強磁性膜、非磁
    性膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜を具
    備した磁気抵抗効果素子であって、２つの前記強磁性膜
    はそれぞれ信号磁界が印加されてもその磁化方向が実質
    的に保持される磁化固着膜、および信号磁界によりその
    磁化方向が変化して信号磁界を検出する磁界検出膜とな
    り、信号磁界零の場合における２つの前記強磁性膜の磁
    化方向のなす角θが３０°以上６０°以下であることを
    特徴とする磁気抵抗効果素子。
  11. 【請求項１１】 基板上に、少なくとも強磁性膜、非磁
    性膜、および強磁性膜が順次積層されてなる積層膜を具
    備した磁気抵抗効果素子であって、２つの前記強磁性膜
    へのバイアス磁界印加手段として前記積層膜に隣接また
    は近接して積層形成された２層以上のバイアス膜を備え
    ることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  12. 【請求項１２】 基板上に、膜面内に六方晶Ｃ軸が存在
    する高保磁力膜と、前記高保磁力膜よりも低い保磁力を
    有する強磁性膜とを具備することを特徴とする磁気抵抗
    効果素子。
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