JPH09111419A - 磁気抵抗効果材料および磁気抵抗効果多層膜 - Google Patents
磁気抵抗効果材料および磁気抵抗効果多層膜Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 磁気抵抗効果材料において、強磁性金属の濃
度を高くしてもグラニュラーＧＭＲ効果が発揮できるよ
うにして、より大きなＧＭＲ効果が高い感度で得られる
ようにするとともに、強磁性金属の結晶磁気異方性によ
る影響をなくして、低磁界でのＭＲ特性を改善する。 【解決手段】 Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１
種からなる強磁性金属元素Ｔを主成分とし、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なくと
も１種からなる元素Ｍを含む非晶質相からなる粒径２０
ｎｍ以下の多数のクラスターの周囲を、Ｃｕ及び又はＡ
ｇの結晶相が取り囲んだ構造となっていることを特徴と
する。
度を高くしてもグラニュラーＧＭＲ効果が発揮できるよ
うにして、より大きなＧＭＲ効果が高い感度で得られる
ようにするとともに、強磁性金属の結晶磁気異方性によ
る影響をなくして、低磁界でのＭＲ特性を改善する。 【解決手段】 Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１
種からなる強磁性金属元素Ｔを主成分とし、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なくと
も１種からなる元素Ｍを含む非晶質相からなる粒径２０
ｎｍ以下の多数のクラスターの周囲を、Ｃｕ及び又はＡ
ｇの結晶相が取り囲んだ構造となっていることを特徴と
する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ヘッド、特に
再生ヘッド、あるいは位置センサー、回転センサーなど
に用いられる磁気抵抗効果素子用の材料に関するもので
ある。
再生ヘッド、あるいは位置センサー、回転センサーなど
に用いられる磁気抵抗効果素子用の材料に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】従来の磁気抵抗（ＭＲ）効果材料として
は、Ni-Fe合金薄膜（パーマロイ薄膜）などが用いられ
ているが、パーマロイ膜の抵抗変化率は２〜３％であ
る。今後、磁気ヘッドの狭トラック化や磁気センサーの
高分解能化に対応するためには、より抵抗変化率（ＭＲ
比）の大きい磁気抵抗効果材料が望まれる。近年、巨大
磁気抵抗（ＧＭＲ）効果と呼ばれる現象がFe/Crあるい
はCo/Cu等の多層薄膜で発見されている（参照：M.N.Bai
bich 他、Physical Review Letters誌、６１巻（１９８
８）２４７２頁、D.H.Mosca他、Journal of Magnetism
andMagnetic Materials誌、９４巻（１９９１）Ｌ１
頁）。これらの薄膜では、FeとCrの界面、あるいはCoと
Cuの界面における伝導電子のスピンに依存した散乱が巨
大磁気抵抗効果に寄与しているといわれており、従来の
Ni-Fe等とはＭＲの発生機構が根本的に異なっている。
これらの薄膜では１０％以上のＭＲ比が得られている
が、多層構造とする必要があるため、製造プロセスが複
雑となる。
は、Ni-Fe合金薄膜（パーマロイ薄膜）などが用いられ
ているが、パーマロイ膜の抵抗変化率は２〜３％であ
る。今後、磁気ヘッドの狭トラック化や磁気センサーの
高分解能化に対応するためには、より抵抗変化率（ＭＲ
比）の大きい磁気抵抗効果材料が望まれる。近年、巨大
磁気抵抗（ＧＭＲ）効果と呼ばれる現象がFe/Crあるい
はCo/Cu等の多層薄膜で発見されている（参照：M.N.Bai
bich 他、Physical Review Letters誌、６１巻（１９８
８）２４７２頁、D.H.Mosca他、Journal of Magnetism
andMagnetic Materials誌、９４巻（１９９１）Ｌ１
頁）。これらの薄膜では、FeとCrの界面、あるいはCoと
Cuの界面における伝導電子のスピンに依存した散乱が巨
大磁気抵抗効果に寄与しているといわれており、従来の
Ni-Fe等とはＭＲの発生機構が根本的に異なっている。
これらの薄膜では１０％以上のＭＲ比が得られている
が、多層構造とする必要があるため、製造プロセスが複
雑となる。
【０００３】その後、図６に示すように、CuあるいはAg
の母相中に超微細なCo（またはＦｅやＮｉ）の粒子（粒
径が数nm）を析出させた単層の薄膜で同様の巨大磁気抵
抗効果が観測されている（参照：A.E.Berkowitz 他、Ph
ysical Review Letters誌６８巻（１９９２）３７４５
頁、J.Q.Xiao他、Physical Review Letters誌、６８巻
（１９９２）３４７９頁）。
の母相中に超微細なCo（またはＦｅやＮｉ）の粒子（粒
径が数nm）を析出させた単層の薄膜で同様の巨大磁気抵
抗効果が観測されている（参照：A.E.Berkowitz 他、Ph
ysical Review Letters誌６８巻（１９９２）３７４５
頁、J.Q.Xiao他、Physical Review Letters誌、６８巻
（１９９２）３４７９頁）。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】これらの材料の場合
は、Co粒子とCu(Ag)母相との界面が巨大磁気抵抗効果に
寄与している。従って、析出粒子の径を超微細に保った
ままCoの析出粒子数を増やすことができれば（即ちCo濃
度を高くできれば）、界面の総面積が増加してＭＲ比は
向上する。図７に、粒子径が一定のときに理論的に予測
される抵抗変化率（ＭＲ比）の強磁性粒子の体積分率に
よる変化を示す（参照：S.Zhang他、AppliedPhysics Le
tters誌、６１巻（１９９２）１８５５頁）。
は、Co粒子とCu(Ag)母相との界面が巨大磁気抵抗効果に
寄与している。従って、析出粒子の径を超微細に保った
ままCoの析出粒子数を増やすことができれば（即ちCo濃
度を高くできれば）、界面の総面積が増加してＭＲ比は
向上する。図７に、粒子径が一定のときに理論的に予測
される抵抗変化率（ＭＲ比）の強磁性粒子の体積分率に
よる変化を示す（参照：S.Zhang他、AppliedPhysics Le
tters誌、６１巻（１９９２）１８５５頁）。
【０００５】ところで、従来のCu-Co合金等では、Ｃｏ
濃度が増加すると、そのＣｏ粒子の粒径も大きくなる傾
向がある。そして、Ｃｏ等の強磁性粒子の粒径が大きく
なると、図８の理論曲線（参照：S.Zhang他、Applied P
hysics Letters誌、６１巻（１９９２）１８５５頁）に
示すように、抵抗変化率は低下する傾向がある。したが
って、単に合金中の強磁性体の濃度を高くしても、その
粒子が粗大化してしまうので、抵抗変化率を増加させて
巨大磁気抵抗効果を得ることはできない。図９は、Cu-C
o系スパッタ合金薄膜の抵抗変化率（ＭＲ比）のCo濃度
依存性を示す。図９から明らかな通り、Co濃度が20at%
付近で抵抗変化率は極大を示し、それ以上のCo濃度では
減少している。また強磁性粒子が大きくなると、強磁性
粒子の結晶磁気異方性が磁化過程を支配するようにな
り、ヒステリシスが大きくなる等の不都合も生じる。
濃度が増加すると、そのＣｏ粒子の粒径も大きくなる傾
向がある。そして、Ｃｏ等の強磁性粒子の粒径が大きく
なると、図８の理論曲線（参照：S.Zhang他、Applied P
hysics Letters誌、６１巻（１９９２）１８５５頁）に
示すように、抵抗変化率は低下する傾向がある。したが
って、単に合金中の強磁性体の濃度を高くしても、その
粒子が粗大化してしまうので、抵抗変化率を増加させて
巨大磁気抵抗効果を得ることはできない。図９は、Cu-C
o系スパッタ合金薄膜の抵抗変化率（ＭＲ比）のCo濃度
依存性を示す。図９から明らかな通り、Co濃度が20at%
付近で抵抗変化率は極大を示し、それ以上のCo濃度では
減少している。また強磁性粒子が大きくなると、強磁性
粒子の結晶磁気異方性が磁化過程を支配するようにな
り、ヒステリシスが大きくなる等の不都合も生じる。
【０００６】さらに、これらのグラニュラー型のＧＭＲ
材料にはもう一つ問題がある。CuやAg濃度の高い（強磁
性金属濃度が低い）合金では強磁性微粒子の間の距離が
離れていて磁気的に分断されているので、超常磁性的な
挙動を示し、外部磁界に対する磁化の変化がゆるやかで
極めて飽和しづらいという問題がある。すなわち、これ
らの合金では図１０で定義される抵抗変化の飽和に必要
な磁界（飽和磁界Ｈｓ）が非常に大きい。電気抵抗は非
磁性母相を挟んだ近隣の強磁性粒子間の磁化の相対角度
に依存するので、外部磁界による全体としての磁化の変
化は、外部磁界による電気抵抗の変化と対応することに
なる。従って従来の材料では、外部磁界に対する抵抗変
化の感度が著しく悪いという問題があった。
材料にはもう一つ問題がある。CuやAg濃度の高い（強磁
性金属濃度が低い）合金では強磁性微粒子の間の距離が
離れていて磁気的に分断されているので、超常磁性的な
挙動を示し、外部磁界に対する磁化の変化がゆるやかで
極めて飽和しづらいという問題がある。すなわち、これ
らの合金では図１０で定義される抵抗変化の飽和に必要
な磁界（飽和磁界Ｈｓ）が非常に大きい。電気抵抗は非
磁性母相を挟んだ近隣の強磁性粒子間の磁化の相対角度
に依存するので、外部磁界による全体としての磁化の変
化は、外部磁界による電気抵抗の変化と対応することに
なる。従って従来の材料では、外部磁界に対する抵抗変
化の感度が著しく悪いという問題があった。
【０００７】本発明は、前記課題を解決するためになさ
れたもので、強磁性金属の濃度を高くしてもグラニュラ
ーＧＭＲ効果が発揮できるようにして、より大きなＧＭ
Ｒ効果が高い感度で得られるようにするとともに、強磁
性金属の結晶磁気異方性による影響をなくして、低磁界
でのＭＲ特性を改善することを目的とするものである。
れたもので、強磁性金属の濃度を高くしてもグラニュラ
ーＧＭＲ効果が発揮できるようにして、より大きなＧＭ
Ｒ効果が高い感度で得られるようにするとともに、強磁
性金属の結晶磁気異方性による影響をなくして、低磁界
でのＭＲ特性を改善することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
に請求項１記載の発明は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少
なくとも１種からなる強磁性金属元素Ｔを主成分とし、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちの
少なくとも１種からなる元素Ｍを含む非晶質相からなる
粒径２０ｎｍ以下の多数のクラスターの周囲を、Ｃｕ及
び又はＡｇの結晶相が取り囲んだ構造となっていること
を特徴とする磁気抵抗効果材料である。
に請求項１記載の発明は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少
なくとも１種からなる強磁性金属元素Ｔを主成分とし、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちの
少なくとも１種からなる元素Ｍを含む非晶質相からなる
粒径２０ｎｍ以下の多数のクラスターの周囲を、Ｃｕ及
び又はＡｇの結晶相が取り囲んだ構造となっていること
を特徴とする磁気抵抗効果材料である。
【０００９】また請求項２記載の発明は、下記の組成を
有することを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果材
料である。 （ＴxＱ1-x）100-aＭa ここで、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちから選ばれる少な
くとも１種以上の強磁性金属元素、ＱはＣｕ及び又はＡ
ｇ、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
の内から選ばれる少なくとも一種以上の元素を示し、
組成比は ０．２≦x≦０．９ （ｘは元素Ｔの濃度を元素ＴとＱの濃度の総量で除した
値） ０．５≦ａ≦８ （ａは原子パーセント） の関係を満たすものとする。
有することを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果材
料である。 （ＴxＱ1-x）100-aＭa ここで、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちから選ばれる少な
くとも１種以上の強磁性金属元素、ＱはＣｕ及び又はＡ
ｇ、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
の内から選ばれる少なくとも一種以上の元素を示し、
組成比は ０．２≦x≦０．９ （ｘは元素Ｔの濃度を元素ＴとＱの濃度の総量で除した
値） ０．５≦ａ≦８ （ａは原子パーセント） の関係を満たすものとする。
【００１０】本発明の磁気抵抗効果多層膜は、請求項１
または２のいずれかに記載の磁気抵抗効果材料からなる
薄膜と、Ｃｕ及び又はＡｇからなる薄膜とが交互に積層
してなることを特徴とするものである。
または２のいずれかに記載の磁気抵抗効果材料からなる
薄膜と、Ｃｕ及び又はＡｇからなる薄膜とが交互に積層
してなることを特徴とするものである。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳しく説明する。
図１は本発明の磁気抵抗効果材料の組織状態の例を示す
模式図である。図中符号１は非晶質相、２は結晶質相で
ある。本発明の磁気抵抗効果材料は、この図に示される
ように、非晶質相１からなる微細なクラスターの周囲を
結晶相２が取り囲んだ構造となっている。非晶質相１は
強磁性金属元素Ｔ（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）を主成分とし
て、元素Ｍ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗ）を含んでおり、結晶質相２はＣｕ、Ａｇ、また
はこれらの合金を主体として構成され、これらに微量の
元素Ｔや元素Ｍを含んだものからなっている。
図１は本発明の磁気抵抗効果材料の組織状態の例を示す
模式図である。図中符号１は非晶質相、２は結晶質相で
ある。本発明の磁気抵抗効果材料は、この図に示される
ように、非晶質相１からなる微細なクラスターの周囲を
結晶相２が取り囲んだ構造となっている。非晶質相１は
強磁性金属元素Ｔ（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ）を主成分とし
て、元素Ｍ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗ）を含んでおり、結晶質相２はＣｕ、Ａｇ、また
はこれらの合金を主体として構成され、これらに微量の
元素Ｔや元素Ｍを含んだものからなっている。
【００１２】本発明の磁気抵抗効果材料は、汎用の技
術、例えば、スパッタや蒸着等の薄膜形成装置を用い
て、冷却した基板上に合金薄膜を成膜することができ
る。例えば、成膜装置として、高周波２極スパッタ装
置、ＤＣスパッタ、マグネトロンスパッタ、３極スパッ
タ、イオンビームスパッタ、対向ターゲット式スパッタ
等を利用することができる。またスパッタ−ゲートとし
てＣｏあるいはNi-Fe-Co合金ターゲット上にCu、Ag、Z
r、Hf、Ta等のチップを配置した複合ターゲット等が使
用できる。また好ましくは、アニール処理が施される。
術、例えば、スパッタや蒸着等の薄膜形成装置を用い
て、冷却した基板上に合金薄膜を成膜することができ
る。例えば、成膜装置として、高周波２極スパッタ装
置、ＤＣスパッタ、マグネトロンスパッタ、３極スパッ
タ、イオンビームスパッタ、対向ターゲット式スパッタ
等を利用することができる。またスパッタ−ゲートとし
てＣｏあるいはNi-Fe-Co合金ターゲット上にCu、Ag、Z
r、Hf、Ta等のチップを配置した複合ターゲット等が使
用できる。また好ましくは、アニール処理が施される。
【００１３】本発明の磁気抵抗効果材料は（ＴxＱ1-x）
100-aＭaで表わすことができる。ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
のうちから選ばれる少なくとも１種以上の強磁性金属元
素、ＱはＣｕ及び又はＡｇ、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちから選ばれる少なくと
も一種以上の元素を示す。
100-aＭaで表わすことができる。ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ
のうちから選ばれる少なくとも１種以上の強磁性金属元
素、ＱはＣｕ及び又はＡｇ、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちから選ばれる少なくと
も一種以上の元素を示す。
【００１４】本発明での元素Ｍは非晶質形成能が高いも
のであり、強磁性金属元素Ｔの濃度が高い組成であって
も強磁性金属を非晶質化させることができ、例えば粒径
が２０ｎｍ以下の微細なクラスターを形成することがで
きる。したがって、結晶粒の粗大化で巨大磁気抵抗効果
を得ることができなかった強磁性金属濃度が高い組成で
も、強磁性金属からなる微細な非晶質クラスターにより
巨大磁気抵抗効果を得ることができる。また、強磁性金
属濃度が高い組成での微細な非晶質クラスターの形成が
可能となることによって、非磁性金属（Cu または Ag）
の結晶質相を挟んだ強磁性非晶質クラスター間の距離が
短くなり、強磁性非晶質クラスター間に弱い静磁相互作
用等の結合が生じ、従来磁化反転に必要としていた大き
な磁界を小さくすることが可能となる。さらに強磁性金
属元素が結晶化せずに非晶質クラスターを形成している
ので、この強磁性非晶質クラスターの磁化過程がＭＲ特
性に関与することになる。強磁性非晶質クラスターには
結晶磁気異方性が存在しないので、従来の材料よりも自
由な磁化回転が可能となり、低磁界でのＭＲ特性が改善
される。
のであり、強磁性金属元素Ｔの濃度が高い組成であって
も強磁性金属を非晶質化させることができ、例えば粒径
が２０ｎｍ以下の微細なクラスターを形成することがで
きる。したがって、結晶粒の粗大化で巨大磁気抵抗効果
を得ることができなかった強磁性金属濃度が高い組成で
も、強磁性金属からなる微細な非晶質クラスターにより
巨大磁気抵抗効果を得ることができる。また、強磁性金
属濃度が高い組成での微細な非晶質クラスターの形成が
可能となることによって、非磁性金属（Cu または Ag）
の結晶質相を挟んだ強磁性非晶質クラスター間の距離が
短くなり、強磁性非晶質クラスター間に弱い静磁相互作
用等の結合が生じ、従来磁化反転に必要としていた大き
な磁界を小さくすることが可能となる。さらに強磁性金
属元素が結晶化せずに非晶質クラスターを形成している
ので、この強磁性非晶質クラスターの磁化過程がＭＲ特
性に関与することになる。強磁性非晶質クラスターには
結晶磁気異方性が存在しないので、従来の材料よりも自
由な磁化回転が可能となり、低磁界でのＭＲ特性が改善
される。
【００１５】本発明の磁気抵抗効果材料である（ＴxＱ
1-x）100-aＭaで表わされる合金について、強磁性金属
の組成比ｘに対する抵抗変化率を測定した結果、組成比
ｘには最適範囲（抵抗変化率がある程度高くなる範囲）
が存在し、０．２以上０．９以下が良く、０.４以上０.
８以下であればより好ましい。
1-x）100-aＭaで表わされる合金について、強磁性金属
の組成比ｘに対する抵抗変化率を測定した結果、組成比
ｘには最適範囲（抵抗変化率がある程度高くなる範囲）
が存在し、０．２以上０．９以下が良く、０.４以上０.
８以下であればより好ましい。
【００１６】また元素Ｍは、上述したようにこれを添加
することにより強磁性金属の非晶質クラスターを形成さ
せる作用があり、強磁性金属濃度の高い組成でも巨大磁
気抵抗効果を得ることを可能とするが、一方で、伝導電
子が不純物であるＭに散乱される確率が増加する。よっ
て、Ｍの組成比ａが少ないと強磁性金属濃度の高い組成
域での巨大磁気抵抗効果が得られなくなり（Cu-Co合金
等の従来材料と同様となってしまう。）、また、多過ぎ
ると磁気抵抗効果に寄与する伝導電子の流れを阻害し、
抵抗変化率が小さくなる。従って、抵抗変化率を２％以
上に保つためには、ａは０.５以上８以下とすることが
好ましい。また、より好ましくは、抵抗変化率を約４％
以上に保つために、ａを１以上６以下とする。
することにより強磁性金属の非晶質クラスターを形成さ
せる作用があり、強磁性金属濃度の高い組成でも巨大磁
気抵抗効果を得ることを可能とするが、一方で、伝導電
子が不純物であるＭに散乱される確率が増加する。よっ
て、Ｍの組成比ａが少ないと強磁性金属濃度の高い組成
域での巨大磁気抵抗効果が得られなくなり（Cu-Co合金
等の従来材料と同様となってしまう。）、また、多過ぎ
ると磁気抵抗効果に寄与する伝導電子の流れを阻害し、
抵抗変化率が小さくなる。従って、抵抗変化率を２％以
上に保つためには、ａは０.５以上８以下とすることが
好ましい。また、より好ましくは、抵抗変化率を約４％
以上に保つために、ａを１以上６以下とする。
【００１７】本発明の磁気抵抗効果材料では上記特有の
組成を有すること、特に、非晶質形成能が高い元素Ｍ
（Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W）を含むことによって
Ｆｅ、ＣｏやＮｉを主成分とする非晶質クラスターが形
成される。そして本発明では、CoやFe等の強磁性金属元
素を主成分とする微細な非晶質クラスターの周囲に非磁
性金属（CuやAg）を網目状に析出させることにより、従
来、強磁性粒子の微細化が困難だったCoやFe濃度の高い
組成の合金系で巨大磁気抵抗効果を得ることを可能とす
るとともに、従来、問題となっていた強磁性粒子の結晶
磁気異方性による影響をなくして低磁界ＭＲ特性を改善
できる。実際の材料における組織状態は透過型電子顕微
鏡（ＴＥＭ）で確認される。
組成を有すること、特に、非晶質形成能が高い元素Ｍ
（Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Mo、W）を含むことによって
Ｆｅ、ＣｏやＮｉを主成分とする非晶質クラスターが形
成される。そして本発明では、CoやFe等の強磁性金属元
素を主成分とする微細な非晶質クラスターの周囲に非磁
性金属（CuやAg）を網目状に析出させることにより、従
来、強磁性粒子の微細化が困難だったCoやFe濃度の高い
組成の合金系で巨大磁気抵抗効果を得ることを可能とす
るとともに、従来、問題となっていた強磁性粒子の結晶
磁気異方性による影響をなくして低磁界ＭＲ特性を改善
できる。実際の材料における組織状態は透過型電子顕微
鏡（ＴＥＭ）で確認される。
【００１８】また、従来のグラニュラー型のＧＭＲ材料
では非磁性金属（ＣｕやＡｇ等）の濃度が高く、図１１
に示すように、Ｃｕ（Ａｇ）マトリクス１２中の強磁性
粒子１１間の距離が離れていて磁気的な（双極子）相互
作用があまり働かず、外部磁界がないときには、隣接粒
子の磁化が反平行になる組合せがあまり多くなかった。
その為、磁界中熱処理や張力アニール等によって粒子の
形状を扁平形や楕円体形にしたとしても、粒子の反磁界
が減少する（ＭＲの磁界依存性を改善する）効果のみ改
善され、ＭＲ比そのものはあまり改善されない。磁化
は、隣接粒子間で反平行の配置とした方が抵抗が大きく
なるためである。これに対し、本発明の材料においては
強磁性金属元素の濃度が高いので、強磁性金属元素から
なる非晶質クラスター間の距離が短く、（双極子）静磁
相互作用等が作用し、ある程度弱く結合している。この
ため、超常磁性的な振る舞いは小さく、磁場依存性が改
善され、感度の良い磁気抵抗変化を示すことができる。
では非磁性金属（ＣｕやＡｇ等）の濃度が高く、図１１
に示すように、Ｃｕ（Ａｇ）マトリクス１２中の強磁性
粒子１１間の距離が離れていて磁気的な（双極子）相互
作用があまり働かず、外部磁界がないときには、隣接粒
子の磁化が反平行になる組合せがあまり多くなかった。
その為、磁界中熱処理や張力アニール等によって粒子の
形状を扁平形や楕円体形にしたとしても、粒子の反磁界
が減少する（ＭＲの磁界依存性を改善する）効果のみ改
善され、ＭＲ比そのものはあまり改善されない。磁化
は、隣接粒子間で反平行の配置とした方が抵抗が大きく
なるためである。これに対し、本発明の材料においては
強磁性金属元素の濃度が高いので、強磁性金属元素から
なる非晶質クラスター間の距離が短く、（双極子）静磁
相互作用等が作用し、ある程度弱く結合している。この
ため、超常磁性的な振る舞いは小さく、磁場依存性が改
善され、感度の良い磁気抵抗変化を示すことができる。
【００１９】次に、本発明の磁気抵抗効果多層膜につい
て説明する。本発明の磁気抵抗効果多層膜は、図２に示
すように、上述した強磁性非晶質クラスター１０及びそ
の周囲に析出したＣｕやＡｇ等１４などからなる磁気抵
抗効果材料からなる薄膜１６，１６…と、Ｃｕ及び又は
Ａｇからなる非磁性薄膜１８，１８…とが交互に積層し
てなるものである。図２（ａ）は、非磁性薄膜１８が、
強磁性非晶質クラスター１０の周囲に析出した物質と同
じもので形成されており、図２（ｂ）は非磁性薄膜１８
が、強磁性非晶質クラスター１０の周囲に析出した物質
と異なるもので形成されている。
て説明する。本発明の磁気抵抗効果多層膜は、図２に示
すように、上述した強磁性非晶質クラスター１０及びそ
の周囲に析出したＣｕやＡｇ等１４などからなる磁気抵
抗効果材料からなる薄膜１６，１６…と、Ｃｕ及び又は
Ａｇからなる非磁性薄膜１８，１８…とが交互に積層し
てなるものである。図２（ａ）は、非磁性薄膜１８が、
強磁性非晶質クラスター１０の周囲に析出した物質と同
じもので形成されており、図２（ｂ）は非磁性薄膜１８
が、強磁性非晶質クラスター１０の周囲に析出した物質
と異なるもので形成されている。
【００２０】このような多層膜構造とすると、Co(-Fe,-
Ni)-Mからなる強磁性非晶質クラスター１０の形状を扁
平にすることができ、これにより隣接する強磁性非晶質
クラスターの磁化の向きを反平行化するように作用する
静磁相互作用を単純化し、相互作用のフラストレーショ
ンを起こりにくくする。従って、磁化の反平行状態を効
率良く実現でき、ＭＲ比が向上すると共に、膜面内方向
の磁界に対するＭＲの応答（感度）が改善され、また、
ＭＲが安定化する。
Ni)-Mからなる強磁性非晶質クラスター１０の形状を扁
平にすることができ、これにより隣接する強磁性非晶質
クラスターの磁化の向きを反平行化するように作用する
静磁相互作用を単純化し、相互作用のフラストレーショ
ンを起こりにくくする。従って、磁化の反平行状態を効
率良く実現でき、ＭＲ比が向上すると共に、膜面内方向
の磁界に対するＭＲの応答（感度）が改善され、また、
ＭＲが安定化する。
【００２１】また特に好適な構成は、図２（ｂ）の構成
においてＣｏを主成分とする非晶質クラスター１０の周
囲にＡｇ１４を析出させ、これらからなる磁気抵抗効果
材料薄膜１６の間に、Ｃｕからなる非磁性薄膜１８を介
在させたものである。この構成によれば、ＡｇとＣｏと
は相分離傾向が強いので、Ｃｏ基非晶質クラスター１０
の周囲に網目状のＡｇ結晶相を好ましく形成することが
できるとともに、ＣｕとＣｏとの組合せは大きなＧＭＲ
効果を発揮できるので、より優れた特性の磁気抵抗効果
多層膜が得られる。
においてＣｏを主成分とする非晶質クラスター１０の周
囲にＡｇ１４を析出させ、これらからなる磁気抵抗効果
材料薄膜１６の間に、Ｃｕからなる非磁性薄膜１８を介
在させたものである。この構成によれば、ＡｇとＣｏと
は相分離傾向が強いので、Ｃｏ基非晶質クラスター１０
の周囲に網目状のＡｇ結晶相を好ましく形成することが
できるとともに、ＣｕとＣｏとの組合せは大きなＧＭＲ
効果を発揮できるので、より優れた特性の磁気抵抗効果
多層膜が得られる。
【００２２】このような多層膜の場合、磁気抵抗効果材
料からなる薄膜１６の膜厚は、０．７nm以上２０nm以下
の範囲内であることが好ましく、この薄膜１６間に介在
する非磁性薄膜１８の膜厚は、１．５nm以上１０nm以下
の範囲内にあることが好ましい。磁気抵抗効果材料から
なる薄膜１６の膜厚が０．７nm未満であると、非晶質ク
ラスター１０の強磁性の維持が難しくなる。またこの膜
厚が２０nmよりも厚いと同一層内で複数の非晶質クラス
ター１０が層の厚さ方向に重なり合って形成されるた
め、単層膜の特性に近くなってしまい、多層構造とした
ことによるＭＲ特性向上の効果が発揮されなくなる。
料からなる薄膜１６の膜厚は、０．７nm以上２０nm以下
の範囲内であることが好ましく、この薄膜１６間に介在
する非磁性薄膜１８の膜厚は、１．５nm以上１０nm以下
の範囲内にあることが好ましい。磁気抵抗効果材料から
なる薄膜１６の膜厚が０．７nm未満であると、非晶質ク
ラスター１０の強磁性の維持が難しくなる。またこの膜
厚が２０nmよりも厚いと同一層内で複数の非晶質クラス
ター１０が層の厚さ方向に重なり合って形成されるた
め、単層膜の特性に近くなってしまい、多層構造とした
ことによるＭＲ特性向上の効果が発揮されなくなる。
【００２３】また、非磁性金属の薄膜１８の膜厚が１．
５nm未満であると、強磁性である磁気抵抗効果材料薄膜
１６間の交換相互作用が強くなり、低磁界での動作に支
障をきたす（抵抗変化に強い磁界を要する）ようにな
る。またこの膜厚が１０nmよりも厚いと、伝導電子が磁
気抵抗効果材料薄膜１６と非磁性薄膜１８との界面で散
乱されずに、導電率のよい非磁性薄膜１８をそのまま通
過する確率が大きくなる。すなわち、ＧＭＲ効果に寄与
しない電子の比率が増えて、磁気抵抗効果が減少する。
５nm未満であると、強磁性である磁気抵抗効果材料薄膜
１６間の交換相互作用が強くなり、低磁界での動作に支
障をきたす（抵抗変化に強い磁界を要する）ようにな
る。またこの膜厚が１０nmよりも厚いと、伝導電子が磁
気抵抗効果材料薄膜１６と非磁性薄膜１８との界面で散
乱されずに、導電率のよい非磁性薄膜１８をそのまま通
過する確率が大きくなる。すなわち、ＧＭＲ効果に寄与
しない電子の比率が増えて、磁気抵抗効果が減少する。
【００２４】また、磁気抵抗効果材料からなる薄膜１６
内における、非晶質クラスター１０間の距離（図中ｗで
示す）は、０．３nm以上１０nm以下の範囲内にあること
が好ましい。非晶質クラスター１０間の距離が０．３nm
より小さいと、非晶質クラスターどうしの直接的な交換
結合を分断することができない。この場合には、磁気抵
抗効果材料からなる薄膜１６が結果的に強磁性非晶質ク
ラスターが連続した薄膜のように振舞うことになってし
まう。またこの距離が１０nmよりも大きいと、非磁性薄
膜１８を介して上下に隣り合う磁気抵抗効果材料薄膜１
６，１６間におけるクラスター１０の相対位置関係がず
れる確率が高くなり、このことは、上下の磁気抵抗効果
材料薄膜１６，１６の非晶質クラスター１０どうしが非
磁性薄膜１８を介して有効に静磁結合するのに好ましく
ない。
内における、非晶質クラスター１０間の距離（図中ｗで
示す）は、０．３nm以上１０nm以下の範囲内にあること
が好ましい。非晶質クラスター１０間の距離が０．３nm
より小さいと、非晶質クラスターどうしの直接的な交換
結合を分断することができない。この場合には、磁気抵
抗効果材料からなる薄膜１６が結果的に強磁性非晶質ク
ラスターが連続した薄膜のように振舞うことになってし
まう。またこの距離が１０nmよりも大きいと、非磁性薄
膜１８を介して上下に隣り合う磁気抵抗効果材料薄膜１
６，１６間におけるクラスター１０の相対位置関係がず
れる確率が高くなり、このことは、上下の磁気抵抗効果
材料薄膜１６，１６の非晶質クラスター１０どうしが非
磁性薄膜１８を介して有効に静磁結合するのに好ましく
ない。
【００２５】
【実施例】図３は本発明の磁気抵抗効果材料に該当する
Ｃｏ71.2Ａｇ24.5Ｈｆ4.3なる組成の合金薄膜の透過型
電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。試験に供した合金薄
膜は、高周波２極スパッタ装置を用いて成膜したもの
で、成膜条件は、高周波入力が２．４×１０4Ｗ/m2、Ar
ガス圧力が５mTorr、基板は水冷のものとし、成膜後、
４００℃で１時間のアニール処理を施した。ここには、
約１０ｎｍ以下の非晶質クラスターが多く見られ、その
周囲を結晶相が取り囲んでいるが認められる。またこの
薄膜についてＥＤＳ分析（エネルギー分散型特性Ｘ線分
光分析）を行なった結果、非晶質クラスターは、Ｃｏを
主成分とするＣｏ−Ｈｆ合金と思われるＣｏリッチの相
からなり、結晶相はＡｇを主成分とするＡｇ−Ｃｏ−Ｈ
ｆ合金と思われるＡｇリッチの相からなることが認めら
れた。
Ｃｏ71.2Ａｇ24.5Ｈｆ4.3なる組成の合金薄膜の透過型
電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。試験に供した合金薄
膜は、高周波２極スパッタ装置を用いて成膜したもの
で、成膜条件は、高周波入力が２．４×１０4Ｗ/m2、Ar
ガス圧力が５mTorr、基板は水冷のものとし、成膜後、
４００℃で１時間のアニール処理を施した。ここには、
約１０ｎｍ以下の非晶質クラスターが多く見られ、その
周囲を結晶相が取り囲んでいるが認められる。またこの
薄膜についてＥＤＳ分析（エネルギー分散型特性Ｘ線分
光分析）を行なった結果、非晶質クラスターは、Ｃｏを
主成分とするＣｏ−Ｈｆ合金と思われるＣｏリッチの相
からなり、結晶相はＡｇを主成分とするＡｇ−Ｃｏ−Ｈ
ｆ合金と思われるＡｇリッチの相からなることが認めら
れた。
【００２６】このＣｏ71.2Ａｇ24.5Ｈｆ4.3合金薄膜に
ついて外部磁界に対する磁気抵抗変化を測定した。その
結果を図４に示す。また、比較例としてＣｏ44.4Ａｇ
55.6合金薄膜を成膜し、同様に外部磁界に対する磁気抵
抗変化を測定した。この比較例の合金薄膜は、Coターゲ
ット上にAgのチップを配置した複合ターゲットを使用し
て、高周波２極スパッタ装置を用いて成膜した。その結
果を図５に示す。これらの結果より、比較例の磁気抵抗
曲線の半値幅が約７．１ｋＯｅであるのに対して、本発
明に係る磁気抵抗効果材料の磁気抵抗曲線の半値幅は約
１．８ｋＯｅであり、低磁界でのＭＲ特性が大幅に改善
されていることが認められた。従って、磁気ヘッドやセ
ンサーに用いる磁気抵抗効果材料としては、感度の上か
ら軟磁気特性を有することが求められるが、本発明の材
料では軟磁気特性が著しく優れていることが明らかであ
る。
ついて外部磁界に対する磁気抵抗変化を測定した。その
結果を図４に示す。また、比較例としてＣｏ44.4Ａｇ
55.6合金薄膜を成膜し、同様に外部磁界に対する磁気抵
抗変化を測定した。この比較例の合金薄膜は、Coターゲ
ット上にAgのチップを配置した複合ターゲットを使用し
て、高周波２極スパッタ装置を用いて成膜した。その結
果を図５に示す。これらの結果より、比較例の磁気抵抗
曲線の半値幅が約７．１ｋＯｅであるのに対して、本発
明に係る磁気抵抗効果材料の磁気抵抗曲線の半値幅は約
１．８ｋＯｅであり、低磁界でのＭＲ特性が大幅に改善
されていることが認められた。従って、磁気ヘッドやセ
ンサーに用いる磁気抵抗効果材料としては、感度の上か
ら軟磁気特性を有することが求められるが、本発明の材
料では軟磁気特性が著しく優れていることが明らかであ
る。
【００２７】
【発明の効果】以上説明したように本発明の請求項１記
載の磁気抵抗効果材料は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少
なくとも１種からなる強磁性金属元素Ｔを主成分とし、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちの
少なくとも１種からなる元素Ｍを含む非晶質相からなる
粒径２０ｎｍ以下の多数のクラスターの周囲を、Ｃｕ及
び又はＡｇの結晶相が取り囲んだ構造となっていること
を特徴とするものである。
載の磁気抵抗効果材料は、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少
なくとも１種からなる強磁性金属元素Ｔを主成分とし、
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちの
少なくとも１種からなる元素Ｍを含む非晶質相からなる
粒径２０ｎｍ以下の多数のクラスターの周囲を、Ｃｕ及
び又はＡｇの結晶相が取り囲んだ構造となっていること
を特徴とするものである。
【００２８】また本発明の請求項２記載の磁気抵抗効果
材料は、（ＴxＱ1-x）100-aＭa なる組成を有するもの
である。ここで、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちから選ば
れる少なくとも１種以上の強磁性金属元素、ＱはＣｕ及
び又はＡｇ、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｍｏ、Ｗ の内から選ばれる少なくとも一種以上の元素
を示し、組成比は ０．２≦x≦０．９ （ｘは元素Ｔの濃度を元素ＴとＱの濃度の総量で除した
値） ０．５≦ａ≦８ （ａは原子パーセント）の関係を満
足するものとする。
材料は、（ＴxＱ1-x）100-aＭa なる組成を有するもの
である。ここで、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちから選ば
れる少なくとも１種以上の強磁性金属元素、ＱはＣｕ及
び又はＡｇ、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、
Ｍｏ、Ｗ の内から選ばれる少なくとも一種以上の元素
を示し、組成比は ０．２≦x≦０．９ （ｘは元素Ｔの濃度を元素ＴとＱの濃度の総量で除した
値） ０．５≦ａ≦８ （ａは原子パーセント）の関係を満
足するものとする。
【００２９】本発明の磁気抵抗効果材料によれば、Ｆ
ｅ、ＣｏやＮｉを主成分とする強磁性非晶質クラスター
を微細に保ちつつ、当該強磁性金属元素の濃度を高めら
れるので、大きな磁気抵抗効果を発揮せしめることがで
きる。また、強磁性金属元素を主成分としてなる非晶質
クラスターには、結晶磁気異方性が存在しないので、低
磁界での磁気抵抗効果を向上させることができる。した
がって、より低磁界で高出力が得られる高感度な磁気ヘ
ッドや磁気センサー等を得ることができる。
ｅ、ＣｏやＮｉを主成分とする強磁性非晶質クラスター
を微細に保ちつつ、当該強磁性金属元素の濃度を高めら
れるので、大きな磁気抵抗効果を発揮せしめることがで
きる。また、強磁性金属元素を主成分としてなる非晶質
クラスターには、結晶磁気異方性が存在しないので、低
磁界での磁気抵抗効果を向上させることができる。した
がって、より低磁界で高出力が得られる高感度な磁気ヘ
ッドや磁気センサー等を得ることができる。
【００３０】本発明の磁気抵抗効果多層膜は、請求項１
または２のいずれかに記載の磁気抵抗効果材料からなる
薄膜と、Ｃｕ及び又はＡｇからなる薄膜とが交互に積層
してなることを特徴とするものである。本発明の磁気抵
抗効果多層膜によれば、磁化の反平行状態を効率良く実
現でき、ＭＲ比が向上すると共に、膜面内方向の磁界に
対するＭＲの応答（感度）が改善され、また、ＭＲが安
定化する。
または２のいずれかに記載の磁気抵抗効果材料からなる
薄膜と、Ｃｕ及び又はＡｇからなる薄膜とが交互に積層
してなることを特徴とするものである。本発明の磁気抵
抗効果多層膜によれば、磁化の反平行状態を効率良く実
現でき、ＭＲ比が向上すると共に、膜面内方向の磁界に
対するＭＲの応答（感度）が改善され、また、ＭＲが安
定化する。
【図１】本発明に係る磁気抵抗効果材料の組織状態を示
す模式図である。
す模式図である。
【図２】本発明に係る磁気抵抗効果材料の断面状態を示
す模式図である。
す模式図である。
【図３】本発明に係る磁気抵抗効果材料の例の透過型電
子顕微鏡写真である。
子顕微鏡写真である。
【図４】本発明の実施例で得られた磁気抵抗曲線であ
る。
る。
【図５】比較例で得られた磁気抵抗曲線である。
【図６】従来材料の組織状態を示す模式図である。
【図７】強磁性粒子の体積分率と抵抗変化率の関係を示
す理論曲線である。
す理論曲線である。
【図８】強磁性性粒子の粒径と抵抗変化率の関係を示す
理論曲線である。
理論曲線である。
【図９】従来材料のＣｏ濃度と抵抗変化率の関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図１０】磁界と抵抗の関係を示すグラフである。
【図１１】従来材料の組織状態を示す模式図である。
１ 非晶質相 ２ 結晶質相 １０ 強磁性非晶質クラスター １４ Ｃｕ及び又はＡｇ １６ 磁気抵抗効果材料薄膜 １８ 非磁性薄膜
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちの少なくとも１
種からなる強磁性金属元素Ｔを主成分とし、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なくと
も１種からなる元素Ｍを含む非晶質相からなる粒径２０
ｎｍ以下の多数のクラスターの周囲を、Ｃｕ及び又はＡ
ｇの結晶相が取り囲んだ構造となっていることを特徴と
する磁気抵抗効果材料。 - 【請求項２】 下記の組成を有することを特徴とする請
求項１記載の磁気抵抗効果材料。 （ＴxＱ1-x）100-aＭa ここで、ＴはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうちから選ばれる少な
くとも１種以上の強磁性金属元素、 ＱはＣｕ及び又はＡｇ、 ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ の
内から選ばれる少なくとも一種以上の元素を示し、組成
比は ０．２≦x≦０．９ （ｘは元素Ｔの濃度を元素ＴとＱの濃度の総量で除した
値） ０．５≦ａ≦８ （ａは原子パーセント） の関係を満足するものとする。 - 【請求項３】 請求項１または２のいずれかに記載の磁
気抵抗効果材料からなる薄膜と、Ｃｕ及び又はＡｇから
なる薄膜とが交互に積層してなることを特徴とする磁気
抵抗効果多層膜。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7267314A JPH09111419A (ja) | 1995-10-16 | 1995-10-16 | 磁気抵抗効果材料および磁気抵抗効果多層膜 |
| US08/730,278 US5858125A (en) | 1995-10-16 | 1996-10-15 | Magnetoresistive materials |
| US08/887,368 US5895727A (en) | 1995-10-16 | 1997-07-02 | Magnetoresistive multilayer film |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7267314A JPH09111419A (ja) | 1995-10-16 | 1995-10-16 | 磁気抵抗効果材料および磁気抵抗効果多層膜 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09111419A true JPH09111419A (ja) | 1997-04-28 |
Family
ID=17443104
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7267314A Pending JPH09111419A (ja) | 1995-10-16 | 1995-10-16 | 磁気抵抗効果材料および磁気抵抗効果多層膜 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5858125A (ja) |
| JP (1) | JPH09111419A (ja) |
Cited By (3)
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Families Citing this family (22)
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