JPH0923031A - 磁気抵抗効果多層膜 - Google Patents
磁気抵抗効果多層膜Info
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- JPH0923031A JPH0923031A JP7172590A JP17259095A JPH0923031A JP H0923031 A JPH0923031 A JP H0923031A JP 7172590 A JP7172590 A JP 7172590A JP 17259095 A JP17259095 A JP 17259095A JP H0923031 A JPH0923031 A JP H0923031A
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- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、従来構造ではできなかった磁性層
の多層膜構造を実現できる積層構造にすることにより、
高いＭＲ比を得ることができると同時に、結晶粒の粗大
化が起こり難い層構造とすることにより耐熱性に優れさ
せた磁気抵抗効果多層膜を提供することを目的とする。 【解決手段】 本発明は、強磁性層３２と非磁性層３１
とが交互に積層された多層膜からなる磁気抵抗効果多層
膜であって、前記強磁性層３２が、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）
-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）の組成を有する軟磁性膜であり、この軟
磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎ
ｉ）なる組成の結晶粒３２ａと、元素Ｍの炭化物または
窒化物とに分離されてなるものである。ただし、前記元
素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
のうち、１種または２種以上を示す。
の多層膜構造を実現できる積層構造にすることにより、
高いＭＲ比を得ることができると同時に、結晶粒の粗大
化が起こり難い層構造とすることにより耐熱性に優れさ
せた磁気抵抗効果多層膜を提供することを目的とする。 【解決手段】 本発明は、強磁性層３２と非磁性層３１
とが交互に積層された多層膜からなる磁気抵抗効果多層
膜であって、前記強磁性層３２が、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）
-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）の組成を有する軟磁性膜であり、この軟
磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎ
ｉ）なる組成の結晶粒３２ａと、元素Ｍの炭化物または
窒化物とに分離されてなるものである。ただし、前記元
素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
のうち、１種または２種以上を示す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ヘッド、位置
センサ、回転センサ等に用いられる磁気抵抗効果素子用
の磁気抵抗効果多層膜に関する。
センサ、回転センサ等に用いられる磁気抵抗効果素子用
の磁気抵抗効果多層膜に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、この種の用途に用いられている磁
気抵抗（ＭＲ）効果材料として、Ｎｉ-Ｆｅ合金薄膜
（パーマロイ薄膜）が知られているが、パーマロイ薄膜
の抵抗変化率は２〜３％が一般的である。従って、今
後、磁気記録における線記録密度およびトラック密度の
向上あるいは磁気センサにおける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
効果材料が望まれている。
気抵抗（ＭＲ）効果材料として、Ｎｉ-Ｆｅ合金薄膜
（パーマロイ薄膜）が知られているが、パーマロイ薄膜
の抵抗変化率は２〜３％が一般的である。従って、今
後、磁気記録における線記録密度およびトラック密度の
向上あるいは磁気センサにおける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
効果材料が望まれている。
【０００３】ところで近年、巨大磁気抵抗効果と呼ばれ
る現象が、Ｆｅ／Ｃｒ交互積層膜あるいはＣｏ／Ｃｕ交
互積層膜などの多層薄膜で発見されている。これらの多
層薄膜においては、ＦｅやＣｏなどからなる各強磁性金
属層の磁化がＣｒやＣｕなどからなる非磁性金属層を介
して磁気的な相互作用を起こし、積層された上下の強磁
性金属層の磁化が、外部磁場のないときは反平行状態を
保つように結合している。即ち、これらの構造において
は、非磁性金属層を介して交互に積層された強磁性金属
層が、一層毎に磁化の向きを反対方向に向けて積層され
ている。そして、これらの構造においては、適当な外部
磁界が印加されると、各強磁性金属層の磁化の向きが同
じ方向に揃うように変化する。
る現象が、Ｆｅ／Ｃｒ交互積層膜あるいはＣｏ／Ｃｕ交
互積層膜などの多層薄膜で発見されている。これらの多
層薄膜においては、ＦｅやＣｏなどからなる各強磁性金
属層の磁化がＣｒやＣｕなどからなる非磁性金属層を介
して磁気的な相互作用を起こし、積層された上下の強磁
性金属層の磁化が、外部磁場のないときは反平行状態を
保つように結合している。即ち、これらの構造において
は、非磁性金属層を介して交互に積層された強磁性金属
層が、一層毎に磁化の向きを反対方向に向けて積層され
ている。そして、これらの構造においては、適当な外部
磁界が印加されると、各強磁性金属層の磁化の向きが同
じ方向に揃うように変化する。
【０００４】前記の構造において、各強磁性金属層の磁
化が反平行状態の場合と平行状態の場合では、Ｆｅ強磁
性金属層とＣｒ非磁性金属層の界面、あるいは、Ｃｏ強
磁性金属層とＣｕ非磁性金属層の界面における伝導電子
の散乱のされ方が、伝導電子のスピンに依存して異なる
といわれている。従ってこの機構に基づくと、各強磁性
金属層の磁化の向きが反平行状態の時は電気抵抗が高
く、平行状態の時は電気抵抗が低くなり、抵抗変化率と
して従来のパーマロイ薄膜を上回る、いわゆる、巨大磁
気抵抗効果を発生する。このようにこれらの多層薄膜
は、従来のＮｉ-Ｆｅの単層薄膜とは根本的に異なるＭ
Ｒ発生機構を有している。
化が反平行状態の場合と平行状態の場合では、Ｆｅ強磁
性金属層とＣｒ非磁性金属層の界面、あるいは、Ｃｏ強
磁性金属層とＣｕ非磁性金属層の界面における伝導電子
の散乱のされ方が、伝導電子のスピンに依存して異なる
といわれている。従ってこの機構に基づくと、各強磁性
金属層の磁化の向きが反平行状態の時は電気抵抗が高
く、平行状態の時は電気抵抗が低くなり、抵抗変化率と
して従来のパーマロイ薄膜を上回る、いわゆる、巨大磁
気抵抗効果を発生する。このようにこれらの多層薄膜
は、従来のＮｉ-Ｆｅの単層薄膜とは根本的に異なるＭ
Ｒ発生機構を有している。
【０００５】しかしながら、これらの多層膜において
は、各強磁性金属層の磁化の向きを反平行とするように
作用する強磁性金属層間の磁気的相互作用が強すぎるた
めに、各強磁性金属層の磁化の向きを平行に揃えるため
には、非常に大きな外部磁界を作用させなくてはならな
い問題がある。従って、強い磁界をかけないと大きな抵
抗変化が起こらないことになり、磁気ヘッドなどのよう
に磁気記録媒体からの微小な磁界を検出する装置に適用
した場合に満足な高い感度が得られないという問題があ
った。
は、各強磁性金属層の磁化の向きを反平行とするように
作用する強磁性金属層間の磁気的相互作用が強すぎるた
めに、各強磁性金属層の磁化の向きを平行に揃えるため
には、非常に大きな外部磁界を作用させなくてはならな
い問題がある。従って、強い磁界をかけないと大きな抵
抗変化が起こらないことになり、磁気ヘッドなどのよう
に磁気記録媒体からの微小な磁界を検出する装置に適用
した場合に満足な高い感度が得られないという問題があ
った。
【０００６】この問題を解決するためには、強磁性金属
層間に働く磁気的な相互作用を過度に強くしないよう
に、ＣｒやＣｕなどからなる非磁性金属層の厚さを調整
し、各強磁性金属層の磁化の向きの相対的な方向を磁気
的相互作用とは別の方法により制御することが有効と思
われる。従来、このような磁化の相対的な方向制御技術
として、ＦｅＭｎなどの反強磁性層を設けることによ
り、一方の強磁性金属層の磁化の向きを固定し、この強
磁性金属層の磁化の向きが外部磁界に対して動き難いよ
うに構成し、他方の強磁性金属層の磁化の向きを自由に
動けるように構成することにより、微小な磁界による動
作を可能にした技術が提案されている。
層間に働く磁気的な相互作用を過度に強くしないよう
に、ＣｒやＣｕなどからなる非磁性金属層の厚さを調整
し、各強磁性金属層の磁化の向きの相対的な方向を磁気
的相互作用とは別の方法により制御することが有効と思
われる。従来、このような磁化の相対的な方向制御技術
として、ＦｅＭｎなどの反強磁性層を設けることによ
り、一方の強磁性金属層の磁化の向きを固定し、この強
磁性金属層の磁化の向きが外部磁界に対して動き難いよ
うに構成し、他方の強磁性金属層の磁化の向きを自由に
動けるように構成することにより、微小な磁界による動
作を可能にした技術が提案されている。
【０００７】図９は、特開平６ー６０３３６号公報に開
示されているこの種の技術を応用した構造の磁気抵抗セ
ンサの一例を示すものである。図９に示す磁気抵抗セン
サＡは、非磁性の基板１に、第１の磁性層２と非磁性ス
ペーサ３と第２の磁性層４と反強磁性層５を積層して構
成されるものであり、第２の磁性層４の磁化の向きＢが
反強磁性層５による磁気的交換結合により固定されると
ともに、第１の磁性層２の磁化の向きＣが、印加磁界が
ない時に第２の磁性層４の磁化の向きＢに対して直角に
向けられている。ただし、この第１の磁性層２の磁化の
向きＣは固定されないので外部磁界により回転できるよ
うになっている。図９に示す構造に対して印加磁界ｈを
付加すると、印加磁界ｈの方向に応じて第１の磁性層２
の磁化の向きＣが点線矢印の如く回転するので、第１の
磁性層２と第２の磁性層４との間で磁化に角度差が生じ
ることになるために、抵抗変化が起こり、これにより磁
場検出ができるようになる。
示されているこの種の技術を応用した構造の磁気抵抗セ
ンサの一例を示すものである。図９に示す磁気抵抗セン
サＡは、非磁性の基板１に、第１の磁性層２と非磁性ス
ペーサ３と第２の磁性層４と反強磁性層５を積層して構
成されるものであり、第２の磁性層４の磁化の向きＢが
反強磁性層５による磁気的交換結合により固定されると
ともに、第１の磁性層２の磁化の向きＣが、印加磁界が
ない時に第２の磁性層４の磁化の向きＢに対して直角に
向けられている。ただし、この第１の磁性層２の磁化の
向きＣは固定されないので外部磁界により回転できるよ
うになっている。図９に示す構造に対して印加磁界ｈを
付加すると、印加磁界ｈの方向に応じて第１の磁性層２
の磁化の向きＣが点線矢印の如く回転するので、第１の
磁性層２と第２の磁性層４との間で磁化に角度差が生じ
ることになるために、抵抗変化が起こり、これにより磁
場検出ができるようになる。
【０００８】次に、一方の磁性層の磁化の向きを固定
し、他方の磁性層の磁化の向きを自由とした構成の磁気
抵抗センサの他の例として、図１０に示すように、基板
６上にＮｉＯの反強磁性層７と、Ｎｉ-Ｆｅの磁性層８
と、Ｃｕの非磁性金属層９と、Ｎｉ-Ｆｅの磁性層１０
と、Ｃｕの非磁性金属層１１と、Ｎｉ-Ｆｅの磁性層１
２と、ＦｅＭｎの反強磁性層１３を順次積層した構造の
磁気抵抗センサＢが知られている。
し、他方の磁性層の磁化の向きを自由とした構成の磁気
抵抗センサの他の例として、図１０に示すように、基板
６上にＮｉＯの反強磁性層７と、Ｎｉ-Ｆｅの磁性層８
と、Ｃｕの非磁性金属層９と、Ｎｉ-Ｆｅの磁性層１０
と、Ｃｕの非磁性金属層１１と、Ｎｉ-Ｆｅの磁性層１
２と、ＦｅＭｎの反強磁性層１３を順次積層した構造の
磁気抵抗センサＢが知られている。
【０００９】この例の構造においては、反強磁性層７、
１３によりそれらに隣接する強磁性金属層８、１２の磁
化がそれぞれ固定され、強磁性金属層８、１２の間に非
磁性金属層９、１１を介して挟まれた強磁性金属層１０
の磁化が外部磁界に応じて回転可能に構成されている。
図９あるいは図１０に示す構造の磁気抵抗センサである
と、微小な印加磁界の変化に対して磁気抵抗センサＡと
磁気抵抗センサＢの電気抵抗が直線的に感度良く変化す
る。また、第１の磁性層２としてＮｉ-Ｆｅなどの軟磁
性材料を用いると、その軟磁気特性を利用でき、ヒステ
リシスが少ないなどの利点を有する。
１３によりそれらに隣接する強磁性金属層８、１２の磁
化がそれぞれ固定され、強磁性金属層８、１２の間に非
磁性金属層９、１１を介して挟まれた強磁性金属層１０
の磁化が外部磁界に応じて回転可能に構成されている。
図９あるいは図１０に示す構造の磁気抵抗センサである
と、微小な印加磁界の変化に対して磁気抵抗センサＡと
磁気抵抗センサＢの電気抵抗が直線的に感度良く変化す
る。また、第１の磁性層２としてＮｉ-Ｆｅなどの軟磁
性材料を用いると、その軟磁気特性を利用でき、ヒステ
リシスが少ないなどの利点を有する。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、図９あ
るいは図１０に示す構造の磁気抵抗センサはＦｅＭｎの
反強磁性層５で隣接する第２の磁性層４の磁化を固定す
るか、上下のＦｅＭｎとＮｉＯの反強磁性層７、１３で
それらの間の強磁性金属層８、１２の磁化を固定し、そ
れらの間の磁性層１０の磁化を自由にする構造であるの
で、巨大磁気抵抗効果に寄与するＮｉ-Ｆｅ（磁性層）
／Ｃｕ（非磁性金属層）の界面の数を多くできない制約
があり、ＭＲ比の大きさに制約を生じる問題があった。
また、反強磁性層５、７の構成材料として用いられるＦ
ｅＭｎは、耐食性および耐環境性の面から見て不利な問
題がある。
るいは図１０に示す構造の磁気抵抗センサはＦｅＭｎの
反強磁性層５で隣接する第２の磁性層４の磁化を固定す
るか、上下のＦｅＭｎとＮｉＯの反強磁性層７、１３で
それらの間の強磁性金属層８、１２の磁化を固定し、そ
れらの間の磁性層１０の磁化を自由にする構造であるの
で、巨大磁気抵抗効果に寄与するＮｉ-Ｆｅ（磁性層）
／Ｃｕ（非磁性金属層）の界面の数を多くできない制約
があり、ＭＲ比の大きさに制約を生じる問題があった。
また、反強磁性層５、７の構成材料として用いられるＦ
ｅＭｎは、耐食性および耐環境性の面から見て不利な問
題がある。
【００１１】次に、図９と図１０に示す構造の磁気抵抗
センサの変形的な構造例として、図１１に示すように、
ガラス基板１５上に、Ｃｕの非磁性層１６とＣｏの硬質
磁性材料層１７とＣｕの非磁性層１８とＮｉ-Ｆｅの軟
質磁性材料膜１９を複数回繰り返し積層した構造が知ら
れている。図１１に示す構造の磁気抵抗センサは、硬質
磁性材料膜１７と軟質磁性材料膜１９の保磁力差を利用
し、非磁性層１８の厚さを所定の厚さに調整すること
で、両磁性層１７、１９の磁化の向きを平行にあるいは
反平行にすることができ、これにより巨大磁気抵抗効果
を得ることができる。そしてこの構造の磁気抵抗センサ
は、積層数を自由に変更できるので、図９と図１０に示
す構造の磁気抵抗センサよりも大きなＭＲ比を得ること
ができる特徴がある。
センサの変形的な構造例として、図１１に示すように、
ガラス基板１５上に、Ｃｕの非磁性層１６とＣｏの硬質
磁性材料層１７とＣｕの非磁性層１８とＮｉ-Ｆｅの軟
質磁性材料膜１９を複数回繰り返し積層した構造が知ら
れている。図１１に示す構造の磁気抵抗センサは、硬質
磁性材料膜１７と軟質磁性材料膜１９の保磁力差を利用
し、非磁性層１８の厚さを所定の厚さに調整すること
で、両磁性層１７、１９の磁化の向きを平行にあるいは
反平行にすることができ、これにより巨大磁気抵抗効果
を得ることができる。そしてこの構造の磁気抵抗センサ
は、積層数を自由に変更できるので、図９と図１０に示
す構造の磁気抵抗センサよりも大きなＭＲ比を得ること
ができる特徴がある。
【００１２】一方、他の構造の磁気抵抗センサとして、
図１２に示すように、基板２０の上に、Ｃｕの非磁性層
層２１とＣｏの強磁性層２２を交互に繰り返し積層した
構造のものも知られている。この場合、感度を満足させ
るために、Ｃｕの非磁性層厚を調整することによって強
磁性層間に働く磁気的相互作用を適度に弱める工夫がな
されている。この例の構造においても積層数を自由に変
更できるので図９と図１０に示す構造の磁気センサより
も大きなＭＲ比を得ることができる特徴がある。なお、
図１２に示す構造において、強磁性層２２を構成する元
素として、Ｃｏの代わりに、Ｃｏ-Ｆｅ合金あるいはＣ
ｏ-Ｆｅ-Ｎｉ合金を用いる構造も知られている。
図１２に示すように、基板２０の上に、Ｃｕの非磁性層
層２１とＣｏの強磁性層２２を交互に繰り返し積層した
構造のものも知られている。この場合、感度を満足させ
るために、Ｃｕの非磁性層厚を調整することによって強
磁性層間に働く磁気的相互作用を適度に弱める工夫がな
されている。この例の構造においても積層数を自由に変
更できるので図９と図１０に示す構造の磁気センサより
も大きなＭＲ比を得ることができる特徴がある。なお、
図１２に示す構造において、強磁性層２２を構成する元
素として、Ｃｏの代わりに、Ｃｏ-Ｆｅ合金あるいはＣ
ｏ-Ｆｅ-Ｎｉ合金を用いる構造も知られている。
【００１３】ところが、図１２に示す構造の磁気抵抗セ
ンサは、耐熱性に劣る欠点があり、３５０℃以上の温度
を履歴した場合には使用できない問題がある。このた
め、磁気抵抗センサとして用いた場合に、センサやヘッ
ドを製造する際に必要な加熱処理（例えば樹脂の硬化処
理など）を経た場合に特性が劣化したり、電流等の負荷
により発熱を生じ、その発熱が長時間にわたった場合に
特性が劣化するおそれがあった。これは、強磁性層２２
を構成するＣｏやＦｅが、Ｃｕと相分離傾向にあるため
に、高温に加熱されても混ざらないが、加熱により各層
を構成する結晶粒が部分的に粗大化し、層構造が変化す
ることによるものと推定される。例えば、図１３に示す
ようにＣｕの非磁性層２１とＣｏの強磁性層２２が順次
積層され、各層が結晶粒の集合した層構造をなしていて
も、加熱されて各結晶粒が無秩序に粗大化すると、図１
４に示すような非磁性層２１’と強磁性層２２’の積層
構造となり、部分的に非磁性層２１の結晶粒の間に粗大
化した強磁性層２２’の一部が割り込んだ構造となるこ
とがあると考えられ、このようなことが原因となって積
層構造が崩れ、磁気抵抗効果が劣化するものと思われ
る。
ンサは、耐熱性に劣る欠点があり、３５０℃以上の温度
を履歴した場合には使用できない問題がある。このた
め、磁気抵抗センサとして用いた場合に、センサやヘッ
ドを製造する際に必要な加熱処理（例えば樹脂の硬化処
理など）を経た場合に特性が劣化したり、電流等の負荷
により発熱を生じ、その発熱が長時間にわたった場合に
特性が劣化するおそれがあった。これは、強磁性層２２
を構成するＣｏやＦｅが、Ｃｕと相分離傾向にあるため
に、高温に加熱されても混ざらないが、加熱により各層
を構成する結晶粒が部分的に粗大化し、層構造が変化す
ることによるものと推定される。例えば、図１３に示す
ようにＣｕの非磁性層２１とＣｏの強磁性層２２が順次
積層され、各層が結晶粒の集合した層構造をなしていて
も、加熱されて各結晶粒が無秩序に粗大化すると、図１
４に示すような非磁性層２１’と強磁性層２２’の積層
構造となり、部分的に非磁性層２１の結晶粒の間に粗大
化した強磁性層２２’の一部が割り込んだ構造となるこ
とがあると考えられ、このようなことが原因となって積
層構造が崩れ、磁気抵抗効果が劣化するものと思われ
る。
【００１４】次に、図１１に示す構造の磁気抵抗センサ
は、低磁界でも作動し、高感度な利点を有するが、Ｎｉ
とＣｕは固溶し易い（混ざり合いやすい）系に属するた
めに、耐熱性は図１２の構造のものよりも更に悪い欠点
がある。また、磁性層として、ＣｏとＮｉ-Ｆｅという
全く異種の物質を用いているために、伝導電子の受ける
ポテンシャルがそれぞれの層界面で異なり、それによる
伝導電子の散乱、即ち、巨大磁気抵抗効果に寄与するス
ピン依存散乱以外の散乱が増加するので、ＭＲ比は図１
２に示す構造の磁気抵抗センサよりも小さくなる傾向に
ある。
は、低磁界でも作動し、高感度な利点を有するが、Ｎｉ
とＣｕは固溶し易い（混ざり合いやすい）系に属するた
めに、耐熱性は図１２の構造のものよりも更に悪い欠点
がある。また、磁性層として、ＣｏとＮｉ-Ｆｅという
全く異種の物質を用いているために、伝導電子の受ける
ポテンシャルがそれぞれの層界面で異なり、それによる
伝導電子の散乱、即ち、巨大磁気抵抗効果に寄与するス
ピン依存散乱以外の散乱が増加するので、ＭＲ比は図１
２に示す構造の磁気抵抗センサよりも小さくなる傾向に
ある。
【００１５】本発明は前記事情に鑑みてなされたもので
あり、図９あるいは図１０に示す従来構造ではできなか
った磁性層の多層膜構造を実現できる積層構造にするこ
とにより、高いＭＲ比を得ることができると同時に、結
晶粒の粗大化が起こり難い層構造とすることにより耐熱
性に優れさせた磁気抵抗効果多層膜を提供することを目
的とする。
あり、図９あるいは図１０に示す従来構造ではできなか
った磁性層の多層膜構造を実現できる積層構造にするこ
とにより、高いＭＲ比を得ることができると同時に、結
晶粒の粗大化が起こり難い層構造とすることにより耐熱
性に優れさせた磁気抵抗効果多層膜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】請求項１記載の発明は前
記課題を解決するために、強磁性層と非磁性層とが交互
に積層された多層膜からなる磁気抵抗効果多層膜であっ
て、前記強磁性層が、Ｘ-Ｍ-Ｚなる組成を有する軟磁性
膜であり、この軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下
の元素Ｘの結晶粒と、元素Ｍの炭化物または窒化物とに
分離されてなるものである。ただし前記元素Ｘは、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち、１種または２種以上を示し、元
素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
のうち、１種または２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎ
のうち、１種または２種を示す。請求項２記載の発明は
前記課題を解決するために、非磁性層を挟んで低保磁力
磁性層と高保磁力磁性層が設けられた磁気ユニット層が
複数積層されてなり、前記低保磁力磁性層が、Ｘ-Ｍ-Ｚ
なる組成を有し、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の元素Ｘの
結晶粒と元素Ｍの炭化物または窒化物とに分離されてな
り、前記高保磁力磁性層が、元素Ｘからなるものであ
る。ただし前記元素Ｘは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち、１
種または２種以上を示し、元素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち、１種または２種
以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎのうち、１種または２種
を示す。
記課題を解決するために、強磁性層と非磁性層とが交互
に積層された多層膜からなる磁気抵抗効果多層膜であっ
て、前記強磁性層が、Ｘ-Ｍ-Ｚなる組成を有する軟磁性
膜であり、この軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下
の元素Ｘの結晶粒と、元素Ｍの炭化物または窒化物とに
分離されてなるものである。ただし前記元素Ｘは、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち、１種または２種以上を示し、元
素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
のうち、１種または２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎ
のうち、１種または２種を示す。請求項２記載の発明は
前記課題を解決するために、非磁性層を挟んで低保磁力
磁性層と高保磁力磁性層が設けられた磁気ユニット層が
複数積層されてなり、前記低保磁力磁性層が、Ｘ-Ｍ-Ｚ
なる組成を有し、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の元素Ｘの
結晶粒と元素Ｍの炭化物または窒化物とに分離されてな
り、前記高保磁力磁性層が、元素Ｘからなるものであ
る。ただし前記元素Ｘは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち、１
種または２種以上を示し、元素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち、１種または２種
以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎのうち、１種または２種
を示す。
【００１７】請求項３記載の発明は前記課題を解決する
ために、少なくとも磁化の向きがピン止めされた強磁性
層と、磁化の向きが自由にされた強磁性層とが、非磁性
層を挟んで積層されてなる磁気抵抗効果多層膜であっ
て、前記磁化の向きが自由にされた強磁性層が、Ｘ-Ｍ-
Ｚなる組成からなる低保磁力磁性膜であり、この低保磁
力磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の元素Ｘの結晶
粒と、元素Ｍの炭化物または窒化物とに分離されてなる
ものである。ただし前記元素Ｘは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの
うち１種または２種以上を示し、元素Ｍは、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち、１種また
は２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎのうち、１種また
は２種を示す。請求項４記載の発明は、元素Ｘの結晶粒
の粒界に、この結晶粒の粗大化を抑止する元素Ｍの炭化
物または窒化物が析出されてなるものである。
ために、少なくとも磁化の向きがピン止めされた強磁性
層と、磁化の向きが自由にされた強磁性層とが、非磁性
層を挟んで積層されてなる磁気抵抗効果多層膜であっ
て、前記磁化の向きが自由にされた強磁性層が、Ｘ-Ｍ-
Ｚなる組成からなる低保磁力磁性膜であり、この低保磁
力磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の元素Ｘの結晶
粒と、元素Ｍの炭化物または窒化物とに分離されてなる
ものである。ただし前記元素Ｘは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉの
うち１種または２種以上を示し、元素Ｍは、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち、１種また
は２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎのうち、１種また
は２種を示す。請求項４記載の発明は、元素Ｘの結晶粒
の粒界に、この結晶粒の粗大化を抑止する元素Ｍの炭化
物または窒化物が析出されてなるものである。
【００１８】請求項５記載の発明は、請求項２に記載の
元素Ｘの結晶粒の粒界に、非磁性層の構成元素の一部が
偏析されてなるものである。請求項６記載の発明は、軟
磁性膜が、下記の組成を有するものである。 Ｘ100-a-bＭaＺb ここで組成比a,bは原子％で、０.５≦a≦８、０.５≦b
≦１０なる関係を満足するものとする。請求項７記載の
発明は、請求項６記載の組成比a,bが原子％で１≦a≦
６、０.５≦b≦７なる関係を満足するものである。
元素Ｘの結晶粒の粒界に、非磁性層の構成元素の一部が
偏析されてなるものである。請求項６記載の発明は、軟
磁性膜が、下記の組成を有するものである。 Ｘ100-a-bＭaＺb ここで組成比a,bは原子％で、０.５≦a≦８、０.５≦b
≦１０なる関係を満足するものとする。請求項７記載の
発明は、請求項６記載の組成比a,bが原子％で１≦a≦
６、０.５≦b≦７なる関係を満足するものである。
【００１９】
「作用」強磁性層と非磁性層とが交互に積層された多層
膜からなり、強磁性層が、Ｘ-Ｍ-Ｚ、即ち、Ｃｏ（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）の組成を有する軟磁性膜
であり、この軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒と、元素Ｍの炭化物または
窒化物とに分離されてなる構造であると、無磁場状態に
おいて層毎の強磁性層が異なる磁化の向きを有するに対
し、磁場を印加した状態において隣接する強磁性層の磁
化の向きが揃うようになり、磁気抵抗変化を生じる。ま
た、Ｘ-Ｍ-Ｚ、即ち、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,
Ｎ）なる組成の強磁性層であれば、元素Ｍの炭化物また
は窒化物が（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒の粒界に析出
し、この結晶粒の粗大化を抑制するので、熱処理後も強
磁性層の軟磁気特性が失われず、高感度な特性を示すと
ともに、粒の粗大化による層界面の乱れも生じないので
優れた磁気抵抗効果が得られ、耐熱性も高くなる。
膜からなり、強磁性層が、Ｘ-Ｍ-Ｚ、即ち、Ｃｏ（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）の組成を有する軟磁性膜
であり、この軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒と、元素Ｍの炭化物または
窒化物とに分離されてなる構造であると、無磁場状態に
おいて層毎の強磁性層が異なる磁化の向きを有するに対
し、磁場を印加した状態において隣接する強磁性層の磁
化の向きが揃うようになり、磁気抵抗変化を生じる。ま
た、Ｘ-Ｍ-Ｚ、即ち、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,
Ｎ）なる組成の強磁性層であれば、元素Ｍの炭化物また
は窒化物が（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒の粒界に析出
し、この結晶粒の粗大化を抑制するので、熱処理後も強
磁性層の軟磁気特性が失われず、高感度な特性を示すと
ともに、粒の粗大化による層界面の乱れも生じないので
優れた磁気抵抗効果が得られ、耐熱性も高くなる。
【００２０】非磁性層を挟んで低保磁力磁性層と高保磁
力磁性層が設けられ、低保磁力磁性層が、（Ｃｏ,Ｆｅ,
Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成を有し、平均結晶粒径２
０ｎｍ以下の（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒と元素Ｍの炭
化物または窒化物とに分離されてなり、前記高保磁力磁
性層が、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）からなると、非磁性層を挟
んで設けられる低保磁力磁性層と高保磁力磁性層が（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の層か、（Ｃｏ,
Ｆｅ,Ｎｉ）の層のどちらかであり、どちらにおいても
Ｃｏを主成分とする層である場合には、非磁性層を挟ん
で低保磁力磁性層と高保磁力磁性層が設けられる構造で
異種材料が設けられていた図１１に示す従来構造よりも
高いＭＲ比が得られる。また、元素Ｍの炭化物または窒
化物は、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒の粗大化を抑制し
て低保磁力磁性層自体の結晶粒の粗大化を抑制するのに
加え隣接する他の層の結晶粒の粗大化をも抑制するの
で、低保磁力磁性層と、それに隣接する非磁性層の結晶
粒の粗大化を抑制し、更に、非磁性層の結晶粒の粗大化
を抑制するので、非磁性層に隣接する高保磁力磁性層の
結晶粒の粗大化も抑制する。
力磁性層が設けられ、低保磁力磁性層が、（Ｃｏ,Ｆｅ,
Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成を有し、平均結晶粒径２
０ｎｍ以下の（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒と元素Ｍの炭
化物または窒化物とに分離されてなり、前記高保磁力磁
性層が、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）からなると、非磁性層を挟
んで設けられる低保磁力磁性層と高保磁力磁性層が（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の層か、（Ｃｏ,
Ｆｅ,Ｎｉ）の層のどちらかであり、どちらにおいても
Ｃｏを主成分とする層である場合には、非磁性層を挟ん
で低保磁力磁性層と高保磁力磁性層が設けられる構造で
異種材料が設けられていた図１１に示す従来構造よりも
高いＭＲ比が得られる。また、元素Ｍの炭化物または窒
化物は、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒の粗大化を抑制し
て低保磁力磁性層自体の結晶粒の粗大化を抑制するのに
加え隣接する他の層の結晶粒の粗大化をも抑制するの
で、低保磁力磁性層と、それに隣接する非磁性層の結晶
粒の粗大化を抑制し、更に、非磁性層の結晶粒の粗大化
を抑制するので、非磁性層に隣接する高保磁力磁性層の
結晶粒の粗大化も抑制する。
【００２１】次に、少なくとも磁化の向きがピン止めさ
れた強磁性層と、磁化の向きが自由にされた強磁性層と
が、非磁性層を挟んで積層されてなる磁気抵抗効果多層
膜であって前記磁化の向きが自由にされた強磁性層が、
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の軟磁性膜
であり、この軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒と、元素Ｍの炭化物または
窒化物とに分離している構造であれば、磁化の向きが自
由にされた強磁性層の磁化の向きが外部磁場で感度良く
変化するので、磁気抵抗効果を得ることができる。
れた強磁性層と、磁化の向きが自由にされた強磁性層と
が、非磁性層を挟んで積層されてなる磁気抵抗効果多層
膜であって前記磁化の向きが自由にされた強磁性層が、
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の軟磁性膜
であり、この軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒と、元素Ｍの炭化物または
窒化物とに分離している構造であれば、磁化の向きが自
由にされた強磁性層の磁化の向きが外部磁場で感度良く
変化するので、磁気抵抗効果を得ることができる。
【００２２】前記（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒の粒界
に、この結晶粒の粗大化を抑止する元素Ｍの炭化物また
は窒化物が析出されてなることで、隣接する他の層の結
晶粒の粗大化も抑制される。更に、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）
の結晶粒の粒界に、非磁性層の構成元素の一部が偏析さ
れてなる構成であると、非磁性層の構成元素が前記結晶
粒の粒界に析出して保磁力が高まる。ただし、低保磁力
層と高保磁力層を構成する強磁性層の結晶粒は、本質的
に同じ組成の結晶相なので、両層で伝導電子の受けるポ
テンシャルが同一であり、巨大磁気抵抗効果に寄与する
スピン依存散乱以外の散乱が少なく、ＭＲ比を高められ
る。
に、この結晶粒の粗大化を抑止する元素Ｍの炭化物また
は窒化物が析出されてなることで、隣接する他の層の結
晶粒の粗大化も抑制される。更に、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）
の結晶粒の粒界に、非磁性層の構成元素の一部が偏析さ
れてなる構成であると、非磁性層の構成元素が前記結晶
粒の粒界に析出して保磁力が高まる。ただし、低保磁力
層と高保磁力層を構成する強磁性層の結晶粒は、本質的
に同じ組成の結晶相なので、両層で伝導電子の受けるポ
テンシャルが同一であり、巨大磁気抵抗効果に寄与する
スピン依存散乱以外の散乱が少なく、ＭＲ比を高められ
る。
【００２３】次に、Ｘ-Ｍ-Ｚなる組成の層の中でも、Ｘ
100-a-bＭaＺbなる組成であることが好ましく、その場
合に、組成比a,bは原子％で、０.５≦a≦８、０.５≦b
≦１０なる関係を満足するものが好ましく、その場合に
特に優れた磁気特性が得られる。また、前記組成比a,b
が原子％で、１≦a≦６、０.５≦b≦７なる関係を満足
する場合が特に好ましい。
100-a-bＭaＺbなる組成であることが好ましく、その場
合に、組成比a,bは原子％で、０.５≦a≦８、０.５≦b
≦１０なる関係を満足するものが好ましく、その場合に
特に優れた磁気特性が得られる。また、前記組成比a,b
が原子％で、１≦a≦６、０.５≦b≦７なる関係を満足
する場合が特に好ましい。
【００２４】以下、図面を参照して本発明について更に
詳細に説明する。図１は本発明に係る磁気抵抗効果多層
膜の第１形態例を示すもので、この例の磁気抵抗効果多
層膜Ｅは、非磁性体の基板３０上に、非磁性体層３１と
強磁性層３２とを繰り返し必要数積層して構成されてい
る。
詳細に説明する。図１は本発明に係る磁気抵抗効果多層
膜の第１形態例を示すもので、この例の磁気抵抗効果多
層膜Ｅは、非磁性体の基板３０上に、非磁性体層３１と
強磁性層３２とを繰り返し必要数積層して構成されてい
る。
【００２５】前記基板３０は、ガラス、Ｓｉ、Ａｌ
2Ｏ3、ＴｉＣ、ＳｉＣ、Ａｌ2Ｏ3とＴｉＣとの燒結体、
Ｚｎフェライトなどに代表される非磁性材料から形成さ
れる。なお、基板３０の上面には、基板上面の凹凸やう
ねりを除去する目的であるいはその上に積層される層の
結晶整合性を良好にするなどの目的で被覆層やバッファ
層を適宜設けても良い。なお、図１に示す例では基板３
０と接する第１層は非磁性層３１となっているが、強磁
性層３２を第１層としても良い。前記非磁性層３１は、
Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕなどに代表される非磁性体から
なり、１０〜５０Åの厚さに形成されている。ここで非
磁性膜３１の厚さが１０Åより薄いと、非磁性層３１の
ピンホール等を通して強磁性層どうしが磁気的に直接つ
ながってしまうために好ましくなく、５０Åより厚い
と、非磁性層３１を分流する伝導電子が多くなりすぎ、
スピン依存散乱をせずに非磁性層３１中を通過する割合
が増えてＭＲ比が低下するので好ましくない。
2Ｏ3、ＴｉＣ、ＳｉＣ、Ａｌ2Ｏ3とＴｉＣとの燒結体、
Ｚｎフェライトなどに代表される非磁性材料から形成さ
れる。なお、基板３０の上面には、基板上面の凹凸やう
ねりを除去する目的であるいはその上に積層される層の
結晶整合性を良好にするなどの目的で被覆層やバッファ
層を適宜設けても良い。なお、図１に示す例では基板３
０と接する第１層は非磁性層３１となっているが、強磁
性層３２を第１層としても良い。前記非磁性層３１は、
Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕなどに代表される非磁性体から
なり、１０〜５０Åの厚さに形成されている。ここで非
磁性膜３１の厚さが１０Åより薄いと、非磁性層３１の
ピンホール等を通して強磁性層どうしが磁気的に直接つ
ながってしまうために好ましくなく、５０Åより厚い
と、非磁性層３１を分流する伝導電子が多くなりすぎ、
スピン依存散乱をせずに非磁性層３１中を通過する割合
が増えてＭＲ比が低下するので好ましくない。
【００２６】前記強磁性層３２は、Ｘ-Ｍ-Ｚ系合金から
なる軟磁性膜からなり、好ましくは、Ｘ100-a-bＭaＺb
なる組成のものが好ましい。ここで前記元素Ｘは、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち、１種または２種以上を示し、元
素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
のうち、１種または２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎ
のうち、１種または２種を示し、組成比a,bは、原子％
で、０.５≦a≦８、０.５≦b≦１０なる関係を満足する
ものとすることが好ましい。また更に、前記の組成比a,
bが原子％で、１≦a≦６、０.５≦b≦７なる関係を満足
するものが特に好ましい。前記組成比a,bは、炭化物あ
るいは窒化物粒子の濃度を決めるものであり、適当な炭
化物濃度あるいは窒化物濃度より前記のa,bの範囲が決
まる。即ち、炭化物濃度または窒化物濃度が高すぎる
と、炭化物あるいは窒化物は、導電性ではあるが、伝導
電子の散乱源（巨大磁気抵抗効果に寄与しないスピン依
存散乱以外の散乱）となるためＭＲ比が減少してしま
い、また、炭化物濃度または窒化物濃度が低すぎると前
述した結晶粒成長の抑制効果が充分発揮されないので好
ましくない。従ってこれらを考慮するとa,bは前記範囲
が好ましい。
なる軟磁性膜からなり、好ましくは、Ｘ100-a-bＭaＺb
なる組成のものが好ましい。ここで前記元素Ｘは、Ｆ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち、１種または２種以上を示し、元
素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
のうち、１種または２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎ
のうち、１種または２種を示し、組成比a,bは、原子％
で、０.５≦a≦８、０.５≦b≦１０なる関係を満足する
ものとすることが好ましい。また更に、前記の組成比a,
bが原子％で、１≦a≦６、０.５≦b≦７なる関係を満足
するものが特に好ましい。前記組成比a,bは、炭化物あ
るいは窒化物粒子の濃度を決めるものであり、適当な炭
化物濃度あるいは窒化物濃度より前記のa,bの範囲が決
まる。即ち、炭化物濃度または窒化物濃度が高すぎる
と、炭化物あるいは窒化物は、導電性ではあるが、伝導
電子の散乱源（巨大磁気抵抗効果に寄与しないスピン依
存散乱以外の散乱）となるためＭＲ比が減少してしま
い、また、炭化物濃度または窒化物濃度が低すぎると前
述した結晶粒成長の抑制効果が充分発揮されないので好
ましくない。従ってこれらを考慮するとa,bは前記範囲
が好ましい。
【００２７】前記の強磁性層３２は、図１に示すよう
に、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系の結晶粒３２ａとこの結晶粒
３２ａの粒界に析出された元素Ｍの炭化物あるいは窒化
物からなる析出物３２ｂからなる構造を有しており、前
記結晶粒３２ａは粒径２０ｎｍ程度以下の微細なもので
ある。この強磁性層３２にあっては、上記特有の組成を
有すること、特に、元素Ｍ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ）を含むこと、更には、元素Ｍの炭
化物が存在していることによってＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ系の
結晶粒３２ａを微細化することができる。なお、実際の
材料における炭化物の存在は透過型電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）で容易に確認することができる。
に、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系の結晶粒３２ａとこの結晶粒
３２ａの粒界に析出された元素Ｍの炭化物あるいは窒化
物からなる析出物３２ｂからなる構造を有しており、前
記結晶粒３２ａは粒径２０ｎｍ程度以下の微細なもので
ある。この強磁性層３２にあっては、上記特有の組成を
有すること、特に、元素Ｍ（Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ）を含むこと、更には、元素Ｍの炭
化物が存在していることによってＣｏ、Ｆｅ、Ｎｉ系の
結晶粒３２ａを微細化することができる。なお、実際の
材料における炭化物の存在は透過型電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）で容易に確認することができる。
【００２８】また、元素ＭとＣを共に添加させると、元
素ＭとＣは化学結合して元素Ｍの炭化物となり、これら
の炭化物は導電性が良好であるため、巨大磁気抵抗効果
に寄与する伝導電子を妨げることが比較的少ない。
素ＭとＣは化学結合して元素Ｍの炭化物となり、これら
の炭化物は導電性が良好であるため、巨大磁気抵抗効果
に寄与する伝導電子を妨げることが比較的少ない。
【００２９】図１に示す構造の磁気抵抗効果多層膜Ｅを
得るには、図２に示すように基板３０上に、非磁性体か
らなる非磁性層３１’とＸ-Ｍ-Ｚ系の非晶質層３２’を
順次必要数だけ積層して積層体Ｅ’を形成する。なお、
Ｍ、Ｃ、Ｎ濃度が低い場合は非晶質層３２’は結晶質と
非晶質の混合層あるいは結晶質層となる。前記の各層を
基板３０上に形成するには、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合金薄膜などに調
製して形成することができる。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−ゲットとしてＣｏあるいはＮｉ-Ｆｅ-Ｃ
ｏ合金ターゲット上にＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｃ等のチップ
を配置した複合ターゲット等を使用できる。
得るには、図２に示すように基板３０上に、非磁性体か
らなる非磁性層３１’とＸ-Ｍ-Ｚ系の非晶質層３２’を
順次必要数だけ積層して積層体Ｅ’を形成する。なお、
Ｍ、Ｃ、Ｎ濃度が低い場合は非晶質層３２’は結晶質と
非晶質の混合層あるいは結晶質層となる。前記の各層を
基板３０上に形成するには、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合金薄膜などに調
製して形成することができる。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−ゲットとしてＣｏあるいはＮｉ-Ｆｅ-Ｃ
ｏ合金ターゲット上にＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｃ等のチップ
を配置した複合ターゲット等を使用できる。
【００３０】また、Ｃを膜中に添加する方法としては、
ターゲット板上にグラファイトのペレットを配置して複
合ターゲットとし、これをスパッタする方法、あるいは
Ｃを含まないターゲットを用い、Ａｒ等の不活性ガス中
にメタン等の炭化水素ガスを混合したガス雰囲気でスパ
ッタする反応性スパッタ法等を用いることができ、この
反応性スパッタ法では膜中のＣ濃度の制御が容易である
ので所望のＣ濃度の優れた膜を得ることができる。前記
のように成膜法で形成したＸ-Ｍ-Ｚ系の層は成膜のまま
では非晶質相を含む場合が多いから、この層を加熱して
結晶化し、微細結晶粒を析出させる熱処理を行う。この
熱処理は、３００〜５００℃に加熱することで行うこと
ができ、これにより、図２に示す積層体中の非晶質層３
２’を結晶化して強磁性層３２を形成し、図１に示す磁
気抵抗効果多層膜Ｅを得ることができる。
ターゲット板上にグラファイトのペレットを配置して複
合ターゲットとし、これをスパッタする方法、あるいは
Ｃを含まないターゲットを用い、Ａｒ等の不活性ガス中
にメタン等の炭化水素ガスを混合したガス雰囲気でスパ
ッタする反応性スパッタ法等を用いることができ、この
反応性スパッタ法では膜中のＣ濃度の制御が容易である
ので所望のＣ濃度の優れた膜を得ることができる。前記
のように成膜法で形成したＸ-Ｍ-Ｚ系の層は成膜のまま
では非晶質相を含む場合が多いから、この層を加熱して
結晶化し、微細結晶粒を析出させる熱処理を行う。この
熱処理は、３００〜５００℃に加熱することで行うこと
ができ、これにより、図２に示す積層体中の非晶質層３
２’を結晶化して強磁性層３２を形成し、図１に示す磁
気抵抗効果多層膜Ｅを得ることができる。
【００３１】前記の熱処理時において非晶質層３２’に
あっては、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系の微細な結晶粒３２ａ
が晶出し、その粒界に元素Ｍの炭化物または窒化物が析
出し強磁性層３２が形成され、前記の炭化物または窒化
物の析出により結晶粒３２ａの粗大化が抑制されると同
時に、強磁性層３２に隣接する非磁性層３１の結晶粒の
粗大化も抑制される。また、非磁性層３２の粒成長も抑
制できるために、図１３と図１４を基に先に説明したよ
うな非磁性層２１’と強磁性層２２’の粒成長を抑制す
ることができ、これにより、非磁性層２１’と強磁性層
２２’の界面部分に大きな凹凸が形成されて積層構造が
崩れることを防止できる。
あっては、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系の微細な結晶粒３２ａ
が晶出し、その粒界に元素Ｍの炭化物または窒化物が析
出し強磁性層３２が形成され、前記の炭化物または窒化
物の析出により結晶粒３２ａの粗大化が抑制されると同
時に、強磁性層３２に隣接する非磁性層３１の結晶粒の
粗大化も抑制される。また、非磁性層３２の粒成長も抑
制できるために、図１３と図１４を基に先に説明したよ
うな非磁性層２１’と強磁性層２２’の粒成長を抑制す
ることができ、これにより、非磁性層２１’と強磁性層
２２’の界面部分に大きな凹凸が形成されて積層構造が
崩れることを防止できる。
【００３２】図１に示す構造の磁気抵抗効果多層膜Ｅに
あっては、外部磁場が０の状態では図３に示すように非
磁性層３１を挟んで上下に隣接する強磁性層３２、３２
のそれぞれの磁化の向きが磁気的に結合して反対方向を
向くが、この磁気抵抗効果多層膜Ｅに図４に示すように
所定の外部磁場Ｈが作用すると、前記の磁気的結合が崩
れて上下の強磁性層３２、３２の磁化の向きが平行に揃
うようになる。この際に外部磁場のありなしに影響を受
けて抵抗が変化するので、この抵抗変化を検出すること
で、逆に磁場が作用したか否かを検出することができ
る。
あっては、外部磁場が０の状態では図３に示すように非
磁性層３１を挟んで上下に隣接する強磁性層３２、３２
のそれぞれの磁化の向きが磁気的に結合して反対方向を
向くが、この磁気抵抗効果多層膜Ｅに図４に示すように
所定の外部磁場Ｈが作用すると、前記の磁気的結合が崩
れて上下の強磁性層３２、３２の磁化の向きが平行に揃
うようになる。この際に外部磁場のありなしに影響を受
けて抵抗が変化するので、この抵抗変化を検出すること
で、逆に磁場が作用したか否かを検出することができ
る。
【００３３】そして、前記構成の磁気抵抗効果多層膜Ｅ
の強磁性層３２は、図１２に示す従来構造で用いたＣｏ
の強磁性層２２よりも微細なｎｍオーダーの結晶粒を有
する結晶構造になるので、同じＣｏを主成分とする層で
あっても、単なるＣｏの強磁性層よりも軟磁性化するこ
とが容易である。従って低い外部磁場にも敏感に感応す
るように感度を向上させることができる。また、前述の
ように熱処理して製造するので、耐熱性に優れ、高温で
も高いＭＲ比が得られる。更に、非磁性層３１を挟んで
その上下に設けられる強磁性層３２は、同じＣｏを主成
分とする強磁性膜であるがために、強磁性層３２と非磁
性層３１の界面で巨大磁気抵抗効果に寄与するとされる
伝導電子のポテンシャルが等しくなるために、伝導電子
のスピン依存散乱以外の要因が少なくなり、高いＭＲ比
を得ることができる。
の強磁性層３２は、図１２に示す従来構造で用いたＣｏ
の強磁性層２２よりも微細なｎｍオーダーの結晶粒を有
する結晶構造になるので、同じＣｏを主成分とする層で
あっても、単なるＣｏの強磁性層よりも軟磁性化するこ
とが容易である。従って低い外部磁場にも敏感に感応す
るように感度を向上させることができる。また、前述の
ように熱処理して製造するので、耐熱性に優れ、高温で
も高いＭＲ比が得られる。更に、非磁性層３１を挟んで
その上下に設けられる強磁性層３２は、同じＣｏを主成
分とする強磁性膜であるがために、強磁性層３２と非磁
性層３１の界面で巨大磁気抵抗効果に寄与するとされる
伝導電子のポテンシャルが等しくなるために、伝導電子
のスピン依存散乱以外の要因が少なくなり、高いＭＲ比
を得ることができる。
【００３４】図５は本発明に係る磁気抵抗効果多層膜の
第２形態例を示すもので、この例の磁気抵抗効果多層膜
Ｆは、非磁性体の基板４０上に、高保磁力磁性層４１と
非磁性層４２と低保磁力磁性層４３とからなる積層ユニ
ット４４が、非磁性層４５を介して複数積層されて構成
されている。
第２形態例を示すもので、この例の磁気抵抗効果多層膜
Ｆは、非磁性体の基板４０上に、高保磁力磁性層４１と
非磁性層４２と低保磁力磁性層４３とからなる積層ユニ
ット４４が、非磁性層４５を介して複数積層されて構成
されている。
【００３５】前記基板４０は、先に説明した第１形態例
の基板３０と同等の材料から構成されている。前記非磁
性層４２および４５は、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕなどに
代表される非磁性体からなり、１０〜５０Åの厚さに形
成されている。ここで非磁性層４２および４５の厚さが
１０Åより薄いと、非磁性層４２および４５のピンホー
ル等を通して強磁性層どうしが磁気的に直接つながって
しまうために好ましくなく、５０Åより厚いと、非磁性
層４２および４５を分流する伝導電子が多くなりすぎ、
スピン依存散乱をせずに非磁性層４２および４５中を通
過する割合が増えてＭＲ比が低下するので好ましくな
い。
の基板３０と同等の材料から構成されている。前記非磁
性層４２および４５は、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕなどに
代表される非磁性体からなり、１０〜５０Åの厚さに形
成されている。ここで非磁性層４２および４５の厚さが
１０Åより薄いと、非磁性層４２および４５のピンホー
ル等を通して強磁性層どうしが磁気的に直接つながって
しまうために好ましくなく、５０Åより厚いと、非磁性
層４２および４５を分流する伝導電子が多くなりすぎ、
スピン依存散乱をせずに非磁性層４２および４５中を通
過する割合が増えてＭＲ比が低下するので好ましくな
い。
【００３６】前記高保磁力磁性層４１は、先の第１形態
例で用いた強磁性層３２の構成元素から、元素ＭとＣあ
るいはＮを除いた系の強磁性体からなる。即ち、（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系の結晶粒４１ａからなる。この結晶粒
４１ａは、先の第１形態例の強磁性層３２の結晶粒３２
ａとは異なり、膜面内における平均結晶粒径が２０ｎｍ
以上となり微結晶化されていないので、高保磁力磁性層
４１は硬質磁性層となる。
例で用いた強磁性層３２の構成元素から、元素ＭとＣあ
るいはＮを除いた系の強磁性体からなる。即ち、（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系の結晶粒４１ａからなる。この結晶粒
４１ａは、先の第１形態例の強磁性層３２の結晶粒３２
ａとは異なり、膜面内における平均結晶粒径が２０ｎｍ
以上となり微結晶化されていないので、高保磁力磁性層
４１は硬質磁性層となる。
【００３７】前記低保磁力磁性層４３は、先の第１形態
例で用いた強磁性層３２と同等の材料から構成されてい
る。即ち、低保磁力磁性層４３は、Ｘ-Ｍ-Ｚ系の軟磁性
膜からなり、その組成として、Ｘ100-a-bＭaＺbなる組
成のものが好ましい。ここで前記元素Ｘは、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉのうち、１種または２種以上を示し、元素Ｍ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのう
ち、１種または２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎのう
ち、１種または２種を示し、組成比a,bは、原子％で、
０.５≦a≦８、０.５≦b≦１０なる関係を満足するもの
とすることが好ましい。また、更に、前記の組成比a,b
が原子％で、１≦a≦６、０.５≦b≦７なる関係を満足
するものが特に好ましい。前記低保磁力磁性層４３は、
図５に示すように、Ｘ系、即ちＣｏ（Ｆｅ,Ｎｉ）系の
結晶粒４３ａとこの結晶粒４３ａの粒界に析出された元
素Ｍの炭化物あるいは窒化物の析出物４３ｂからなる構
造を有し、前記結晶粒４３ａは粒径２０ｎｍ程度以下の
微細なものである。なお、Ｃｏ（Ｆｅ,Ｎｉ）系のう
ち、Ｃｏを主成分とする結晶は本来軟磁性を有しない
が、ｎｍオーダーに微細結晶化することの効果から、磁
場に対する感度を発揮するようになる。
例で用いた強磁性層３２と同等の材料から構成されてい
る。即ち、低保磁力磁性層４３は、Ｘ-Ｍ-Ｚ系の軟磁性
膜からなり、その組成として、Ｘ100-a-bＭaＺbなる組
成のものが好ましい。ここで前記元素Ｘは、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉのうち、１種または２種以上を示し、元素Ｍ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのう
ち、１種または２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎのう
ち、１種または２種を示し、組成比a,bは、原子％で、
０.５≦a≦８、０.５≦b≦１０なる関係を満足するもの
とすることが好ましい。また、更に、前記の組成比a,b
が原子％で、１≦a≦６、０.５≦b≦７なる関係を満足
するものが特に好ましい。前記低保磁力磁性層４３は、
図５に示すように、Ｘ系、即ちＣｏ（Ｆｅ,Ｎｉ）系の
結晶粒４３ａとこの結晶粒４３ａの粒界に析出された元
素Ｍの炭化物あるいは窒化物の析出物４３ｂからなる構
造を有し、前記結晶粒４３ａは粒径２０ｎｍ程度以下の
微細なものである。なお、Ｃｏ（Ｆｅ,Ｎｉ）系のう
ち、Ｃｏを主成分とする結晶は本来軟磁性を有しない
が、ｎｍオーダーに微細結晶化することの効果から、磁
場に対する感度を発揮するようになる。
【００３８】以上説明のように図５に示す構造は、高保
磁力磁性層４１と非磁性層４２と低保磁力磁性層４３と
が積層されているので、高保磁力磁性層４１の磁化の向
きは検出するべき外部磁場によっては容易に変動せず、
一方低保磁力磁性層４３の磁化の向きは外部磁場に応じ
て変化する。よって、外部磁場の強さに応じて磁化が平
行、あるいは、反平行の状態が変化し、抵抗変化を生じ
る。従ってこの抵抗変化から外部磁場を検出することが
できる。また、非磁性層４２を挟んで設けられる高保磁
力磁性層４１と低保磁力磁性層４３にあっては、高保磁
力磁性層４１が（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系合金から、低保磁
力磁性層４３がＸ-Ｍ-Ｚ系合金、即ち、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎ
ｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）系合金から形成され、非磁性層４２
を挟んで両側に位置する層の結晶粒はいずれも同じ組成
の（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）結晶粒なので、非磁性層の両側に
異種物質の磁性層を配置する図１１に示す従来構造に比
べてＭＲ比を大きくすることができる。更にこの形態例
の構成では、Ｎｉを主成分とする層を有しないようにす
ることができるために、高温でＮｉが非磁性層側に混じ
り合うという現象を生じない。また、層界面に析出した
元素Ｍの炭化物は非磁性層４２、４５の片面側のみに存
在していても非磁性層４２、４５の粒成長を抑制する効
果が充分にあるために、図１２を基に先に説明した従来
構造よりも耐熱性に優れる。
磁力磁性層４１と非磁性層４２と低保磁力磁性層４３と
が積層されているので、高保磁力磁性層４１の磁化の向
きは検出するべき外部磁場によっては容易に変動せず、
一方低保磁力磁性層４３の磁化の向きは外部磁場に応じ
て変化する。よって、外部磁場の強さに応じて磁化が平
行、あるいは、反平行の状態が変化し、抵抗変化を生じ
る。従ってこの抵抗変化から外部磁場を検出することが
できる。また、非磁性層４２を挟んで設けられる高保磁
力磁性層４１と低保磁力磁性層４３にあっては、高保磁
力磁性層４１が（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系合金から、低保磁
力磁性層４３がＸ-Ｍ-Ｚ系合金、即ち、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎ
ｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）系合金から形成され、非磁性層４２
を挟んで両側に位置する層の結晶粒はいずれも同じ組成
の（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）結晶粒なので、非磁性層の両側に
異種物質の磁性層を配置する図１１に示す従来構造に比
べてＭＲ比を大きくすることができる。更にこの形態例
の構成では、Ｎｉを主成分とする層を有しないようにす
ることができるために、高温でＮｉが非磁性層側に混じ
り合うという現象を生じない。また、層界面に析出した
元素Ｍの炭化物は非磁性層４２、４５の片面側のみに存
在していても非磁性層４２、４５の粒成長を抑制する効
果が充分にあるために、図１２を基に先に説明した従来
構造よりも耐熱性に優れる。
【００３９】図５または図７に示す構造の磁気抵抗効果
多層膜Ｆを得るには、図６に示すように基板４０上に、
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）または（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-（Ｃｕ,
Ａｕ,Ａｇ,Ｒｕ）からなる層４１’と、Ｃｕ,Ａｕ,Ａ
ｇ,Ｒｕのいずれかからなる非磁性層４２と、（Ｃｏ,Ｆ
ｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）層４３’とからなる積層ユニッ
ト４４’を非磁性層４５を介して複数積層する。前記の
ような成膜法で形成した（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,
Ｎ）層４３’は成膜のままでは非晶質相を含む場合が多
いから、この層を３００〜５００℃で加熱して結晶化
し、微細結晶粒を析出させる熱処理を行う。このような
熱処理により、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）層を
先の例の場合と同様に結晶化し、図５に示す磁気抵抗効
果多層膜Ｆを得ることができる。
多層膜Ｆを得るには、図６に示すように基板４０上に、
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）または（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-（Ｃｕ,
Ａｕ,Ａｇ,Ｒｕ）からなる層４１’と、Ｃｕ,Ａｕ,Ａ
ｇ,Ｒｕのいずれかからなる非磁性層４２と、（Ｃｏ,Ｆ
ｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）層４３’とからなる積層ユニッ
ト４４’を非磁性層４５を介して複数積層する。前記の
ような成膜法で形成した（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,
Ｎ）層４３’は成膜のままでは非晶質相を含む場合が多
いから、この層を３００〜５００℃で加熱して結晶化
し、微細結晶粒を析出させる熱処理を行う。このような
熱処理により、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）層を
先の例の場合と同様に結晶化し、図５に示す磁気抵抗効
果多層膜Ｆを得ることができる。
【００４０】図７は、本発明に係る磁気抵抗効果多層膜
の第３形態例を示すもので、この例の磁気抵抗効果多層
膜Ｇは、非磁性体の基板４０上に、高保磁力磁性層４
１”と非磁性層４２と低保磁力磁性層４３とからなる積
層ユニット４４が、非磁性層４５を介して複数積層され
て構成されている。
の第３形態例を示すもので、この例の磁気抵抗効果多層
膜Ｇは、非磁性体の基板４０上に、高保磁力磁性層４
１”と非磁性層４２と低保磁力磁性層４３とからなる積
層ユニット４４が、非磁性層４５を介して複数積層され
て構成されている。
【００４１】この例の構造は先に説明した第２形態例の
構造と類似した構造であるが、異なっているのは、高保
磁力磁性層４１”の構造である。この例の高保磁力磁性
層４１”は、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-（Ｃｕ,Ａｕ,Ａｇ,Ｒ
ｕ）からなり、具体的には、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系合金
の結晶粒４１ａ…と、これら結晶粒４１ａの粒界に形成
されたＣｕ,Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕのいずれかからなる非磁
性相４１ｃとから構成されている。その他の構造は先の
第２形態例と同等であるので、同一部分には同一符号を
付してそれらの部分の説明を省略する。この例の構造に
あっては、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ等の非磁性元素が、
Ｃｏ、Ｆｅに対して非固溶なので、成膜後の熱処理時に
粒界に偏析し、保磁力を高める作用を奏する。第２の例
のような構造であると（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒も小
さいので保磁力（Ｈｃ）はあまり大きくならず、（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の層との保磁力
差はあまり大きくならないが、前記非磁性元素の偏析に
よりこの層の保磁力差を大きく設定することができ、Ｍ
Ｒ比を向上できる。また、粒界に非磁性金属が偏析する
ことにより、高保磁力磁性層４２”の粒成長速度も遅く
なり、結晶粒の粗大化が抑制されるので耐熱性が向上す
る。
構造と類似した構造であるが、異なっているのは、高保
磁力磁性層４１”の構造である。この例の高保磁力磁性
層４１”は、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-（Ｃｕ,Ａｕ,Ａｇ,Ｒ
ｕ）からなり、具体的には、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）系合金
の結晶粒４１ａ…と、これら結晶粒４１ａの粒界に形成
されたＣｕ,Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕのいずれかからなる非磁
性相４１ｃとから構成されている。その他の構造は先の
第２形態例と同等であるので、同一部分には同一符号を
付してそれらの部分の説明を省略する。この例の構造に
あっては、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ等の非磁性元素が、
Ｃｏ、Ｆｅに対して非固溶なので、成膜後の熱処理時に
粒界に偏析し、保磁力を高める作用を奏する。第２の例
のような構造であると（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒も小
さいので保磁力（Ｈｃ）はあまり大きくならず、（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の層との保磁力
差はあまり大きくならないが、前記非磁性元素の偏析に
よりこの層の保磁力差を大きく設定することができ、Ｍ
Ｒ比を向上できる。また、粒界に非磁性金属が偏析する
ことにより、高保磁力磁性層４２”の粒成長速度も遅く
なり、結晶粒の粗大化が抑制されるので耐熱性が向上す
る。
【００４２】図８は、本発明に係る磁気抵抗効果多層膜
の第４形態例を示すもので、この例の磁気抵抗効果多層
膜Ｊは、非磁性体の基板５０上に、ＮｉＯなどからなる
反強磁性層５１と低保磁力磁性層５２と非磁性層５３と
低保磁力磁性層５４と非磁性層５５と低保磁力磁性層５
６とＦｅＭｎなどからなる反強磁性層５７とを順次積層
して構成されている。この例の構造は図１０を基に先に
説明した従来構造を発展させた構造であり、反強磁性層
５７により低保磁力磁性層５６の磁化がピン止めされ、
反強磁性層５１により低保磁力磁性層５２の磁化がピン
止めされ、磁化をピン止めされた低保磁力磁性層５２、
５６の間に非磁性層５３、５５を介して設けられた低保
磁力磁性層５４の磁化の向きが自由にされている。
の第４形態例を示すもので、この例の磁気抵抗効果多層
膜Ｊは、非磁性体の基板５０上に、ＮｉＯなどからなる
反強磁性層５１と低保磁力磁性層５２と非磁性層５３と
低保磁力磁性層５４と非磁性層５５と低保磁力磁性層５
６とＦｅＭｎなどからなる反強磁性層５７とを順次積層
して構成されている。この例の構造は図１０を基に先に
説明した従来構造を発展させた構造であり、反強磁性層
５７により低保磁力磁性層５６の磁化がピン止めされ、
反強磁性層５１により低保磁力磁性層５２の磁化がピン
止めされ、磁化をピン止めされた低保磁力磁性層５２、
５６の間に非磁性層５３、５５を介して設けられた低保
磁力磁性層５４の磁化の向きが自由にされている。
【００４３】この例の構造においては、低保磁力磁性層
５２、５４、５６がいずれも（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-
（Ｃ,Ｎ）なる組成の磁性膜からなるので、反強磁性層
５１の磁気的交換結合力により低保磁力磁性層５２の磁
化の向きがピン止めされ、反強磁性層５７の磁気的交換
結合力により低保磁力磁性層５６の磁化の向きがピン止
めされ、それらの間に挟まれた低保磁力磁性層５４の磁
化の向きが自由にされるので、外部磁場の影響により抵
抗変化を生じ、これにより磁場検出ができるようにな
る。即ち、この例の構造によれば、外部磁場の印加によ
り低保磁力磁性層５４の磁化の向きが回転するので、こ
れにより磁気抵抗変化を生じ、優れたＭＲ比が得られ
る。
５２、５４、５６がいずれも（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-
（Ｃ,Ｎ）なる組成の磁性膜からなるので、反強磁性層
５１の磁気的交換結合力により低保磁力磁性層５２の磁
化の向きがピン止めされ、反強磁性層５７の磁気的交換
結合力により低保磁力磁性層５６の磁化の向きがピン止
めされ、それらの間に挟まれた低保磁力磁性層５４の磁
化の向きが自由にされるので、外部磁場の影響により抵
抗変化を生じ、これにより磁場検出ができるようにな
る。即ち、この例の構造によれば、外部磁場の印加によ
り低保磁力磁性層５４の磁化の向きが回転するので、こ
れにより磁気抵抗変化を生じ、優れたＭＲ比が得られ
る。
【００４４】なお、この例においても低保磁力磁性層５
２、５４、５６は（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）系
の軟磁性膜からなり、その組成として、Ｘ100-a-bＭ
a（Ｃ,Ｎ）bなる組成のものが好ましい。ここで前記元
素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
の内から選ばれる１種または２種以上の元素を示し、組
成比a,bは、原子％で、０.５≦a≦８、０.５≦b≦１０
なる関係を満足するものとすることが好ましい。また、
更に、前記の組成比a,bが原子％で、１≦a≦６、０.５
≦b≦７なる関係を満足するものが特に好ましい。
２、５４、５６は（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）系
の軟磁性膜からなり、その組成として、Ｘ100-a-bＭ
a（Ｃ,Ｎ）bなる組成のものが好ましい。ここで前記元
素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ
の内から選ばれる１種または２種以上の元素を示し、組
成比a,bは、原子％で、０.５≦a≦８、０.５≦b≦１０
なる関係を満足するものとすることが好ましい。また、
更に、前記の組成比a,bが原子％で、１≦a≦６、０.５
≦b≦７なる関係を満足するものが特に好ましい。
【００４５】
【発明の効果】以上説明したように請求項１記載の発明
は、強磁性層と非磁性層とが交互に積層された多層膜か
らなり、強磁性層が、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,
Ｎ）の組成を有する軟磁性膜であり、この軟磁性膜が、
平均結晶粒径２０ｎｍ以下の元素（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の
結晶粒と、元素Ｍの炭化物または窒化物とに分離されて
なる構造であると、無磁場状態において層毎の強磁性層
が異なる磁化の向きを有するに対し、磁場を印加した状
態において隣接する強磁性層の磁化の向きが揃うように
なり、その際に磁気抵抗変化を生じる。従ってこの磁気
抵抗変化を検出することにより磁場検出ができる。ま
た、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の強磁
性層であれば、成膜後に熱処理して結晶化するので、耐
熱性も従来のものより高くなる。
は、強磁性層と非磁性層とが交互に積層された多層膜か
らなり、強磁性層が、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,
Ｎ）の組成を有する軟磁性膜であり、この軟磁性膜が、
平均結晶粒径２０ｎｍ以下の元素（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の
結晶粒と、元素Ｍの炭化物または窒化物とに分離されて
なる構造であると、無磁場状態において層毎の強磁性層
が異なる磁化の向きを有するに対し、磁場を印加した状
態において隣接する強磁性層の磁化の向きが揃うように
なり、その際に磁気抵抗変化を生じる。従ってこの磁気
抵抗変化を検出することにより磁場検出ができる。ま
た、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の強磁
性層であれば、成膜後に熱処理して結晶化するので、耐
熱性も従来のものより高くなる。
【００４６】更に、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）
なる組成の強磁性層であれば、元素Ｍの炭化物または窒
化物が（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒の粒界に析出し、そ
の結晶粒の粗大化を抑制するので、同じＣｏ系の磁性体
の場合であっても単体のＣｏよりも軟磁性化し易いの
で、Ｃｏ／Ｃｕ積層型の従来構造の磁気抵抗効果膜より
も低い磁場で感度良く抵抗が変化するようになり、感度
の良い磁気抵抗効果多層膜を提供できる。
なる組成の強磁性層であれば、元素Ｍの炭化物または窒
化物が（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒の粒界に析出し、そ
の結晶粒の粗大化を抑制するので、同じＣｏ系の磁性体
の場合であっても単体のＣｏよりも軟磁性化し易いの
で、Ｃｏ／Ｃｕ積層型の従来構造の磁気抵抗効果膜より
も低い磁場で感度良く抵抗が変化するようになり、感度
の良い磁気抵抗効果多層膜を提供できる。
【００４７】次に、請求項２に記載した発明は、非磁性
層を挟んで低保磁力磁性層と高保磁力磁性層が設けら
れ、低保磁力磁性層が、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,
Ｎ）なる組成を有し、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒と元素Ｍの炭化物または窒化物
とに分離されてなり、前記高保磁力磁性層が（Ｃｏ,Ｆ
ｅ,Ｎｉ）からなると、非磁性層を挟んで設けられる磁
性層を構成する強磁性結晶がが、いずれも、（Ｃｏ,Ｆ
ｅ,Ｎｉ）なる組成であり、どちらもＣｏを主成分とし
た合金の場合には、非磁性層を挟んで異種材料が設けら
れていた図１１に示す従来構造よりも高いＭＲ比が得ら
れる。また、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組
成の低保磁力磁性層であれば、元素Ｍの炭化物または窒
化物の析出物が（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の結晶粒の
粒界に析出し、その結晶粒の粗大化を抑制するととも
に、粒界に析出した析出物が低保磁力磁性層と非磁性層
と高保磁力磁性層の結晶粒の粗大化をも抑制する。その
結果、耐熱性が高く感度の良い磁気抵抗効果多層膜を得
ることができる。
層を挟んで低保磁力磁性層と高保磁力磁性層が設けら
れ、低保磁力磁性層が、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,
Ｎ）なる組成を有し、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）の結晶粒と元素Ｍの炭化物または窒化物
とに分離されてなり、前記高保磁力磁性層が（Ｃｏ,Ｆ
ｅ,Ｎｉ）からなると、非磁性層を挟んで設けられる磁
性層を構成する強磁性結晶がが、いずれも、（Ｃｏ,Ｆ
ｅ,Ｎｉ）なる組成であり、どちらもＣｏを主成分とし
た合金の場合には、非磁性層を挟んで異種材料が設けら
れていた図１１に示す従来構造よりも高いＭＲ比が得ら
れる。また、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組
成の低保磁力磁性層であれば、元素Ｍの炭化物または窒
化物の析出物が（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の結晶粒の
粒界に析出し、その結晶粒の粗大化を抑制するととも
に、粒界に析出した析出物が低保磁力磁性層と非磁性層
と高保磁力磁性層の結晶粒の粗大化をも抑制する。その
結果、耐熱性が高く感度の良い磁気抵抗効果多層膜を得
ることができる。
【００４８】次に、少なくとも磁化の向きがピン止めさ
れた強磁性層と、磁化の向きが自由にされた強磁性層
と、非磁性層とが積層されてなる磁気抵抗効果多層膜で
あって前記磁化の向きが自由にされた強磁性層が、（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の軟磁性膜であ
り、この軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の結晶粒と、元素Ｍの炭化物ま
たは窒化物とに分離している構造であれば、磁化の向き
が自由にされた強磁性層の磁化の向きが外部磁場で感度
良く変化するので、良好な磁気抵抗効果を得ることがで
きる。また、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組
成の強磁性層であれば、元素Ｍの炭化物または窒化物が
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の結晶粒の粒界に析出し、
その結晶粒の粗大化を抑制するので、同じＣｏ系の磁性
体であっても単体のＣｏよりも軟磁性化し易いので、低
い磁場で感度良く抵抗が変化するようになり、感度の良
い磁気抵抗効果多層膜を提供できる。
れた強磁性層と、磁化の向きが自由にされた強磁性層
と、非磁性層とが積層されてなる磁気抵抗効果多層膜で
あって前記磁化の向きが自由にされた強磁性層が、（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組成の軟磁性膜であ
り、この軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の（Ｃ
ｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の結晶粒と、元素Ｍの炭化物ま
たは窒化物とに分離している構造であれば、磁化の向き
が自由にされた強磁性層の磁化の向きが外部磁場で感度
良く変化するので、良好な磁気抵抗効果を得ることがで
きる。また、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）なる組
成の強磁性層であれば、元素Ｍの炭化物または窒化物が
（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の結晶粒の粒界に析出し、
その結晶粒の粗大化を抑制するので、同じＣｏ系の磁性
体であっても単体のＣｏよりも軟磁性化し易いので、低
い磁場で感度良く抵抗が変化するようになり、感度の良
い磁気抵抗効果多層膜を提供できる。
【００４９】次に、前記（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の
結晶粒の粒界に、この結晶粒の粗大化を抑止する元素Ｍ
の炭化物または窒化物が析出されてなることで、隣接す
る他の層の結晶粒粗大化が抑制される。更に、（Ｃｏ,
Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の結晶粒の粒界に、非磁性層の構
成元素の一部が偏析されてなる構成であると、非磁性層
の構成元素が前記結晶粒の粒界に析出して保磁力が高ま
り、低保磁力を示す（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）
なる組成の層との保磁力差が生じ、保磁力差に起因して
優れた効果を奏する請求項２に記載した磁気抵抗効果多
層膜が確実に得られる。
結晶粒の粒界に、この結晶粒の粗大化を抑止する元素Ｍ
の炭化物または窒化物が析出されてなることで、隣接す
る他の層の結晶粒粗大化が抑制される。更に、（Ｃｏ,
Ｆｅ,Ｎｉ）なる組成の結晶粒の粒界に、非磁性層の構
成元素の一部が偏析されてなる構成であると、非磁性層
の構成元素が前記結晶粒の粒界に析出して保磁力が高ま
り、低保磁力を示す（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）
なる組成の層との保磁力差が生じ、保磁力差に起因して
優れた効果を奏する請求項２に記載した磁気抵抗効果多
層膜が確実に得られる。
【００５０】次に、（Ｃｏ,Ｆｅ,Ｎｉ）-Ｍ-（Ｃ,Ｎ）
なる組成の層の中でも、Ｘ100-a-bＭaＣbなる組成であ
ることが好ましく、その場合に、組成比a,bは原子％
で、０．５≦ａ≦８、０.５≦b≦１０なる関係を満足す
るものが好ましく、その場合に特に優れた低保磁力の軟
磁気特性が得られる。また、前記組成比a,bが原子％
で、１≦a≦６、０.５≦b≦７なる関係を満足する場合
が特に好ましい。
なる組成の層の中でも、Ｘ100-a-bＭaＣbなる組成であ
ることが好ましく、その場合に、組成比a,bは原子％
で、０．５≦ａ≦８、０.５≦b≦１０なる関係を満足す
るものが好ましく、その場合に特に優れた低保磁力の軟
磁気特性が得られる。また、前記組成比a,bが原子％
で、１≦a≦６、０.５≦b≦７なる関係を満足する場合
が特に好ましい。
【図１】本発明に係る磁気抵抗効果多層膜の第１形態例
の断面図である。
の断面図である。
【図２】図１に示す多層膜の熱処理前の状態を示す断面
図である。
図である。
【図３】図１に示す多層膜に磁場が印加されていない状
態の各層の磁化の向きを示す図である。
態の各層の磁化の向きを示す図である。
【図４】図１に示す多層膜に磁場が印加されている状態
の各層の磁化の向きを示す図である。
の各層の磁化の向きを示す図である。
【図５】本発明に係る磁気抵抗効果多層膜の第２形態例
の断面図である。
の断面図である。
【図６】図５に示す多層膜の熱処理前の状態を示す断面
図である。
図である。
【図７】本発明に係る磁気抵抗効果多層膜の第３形態例
の断面図である。
の断面図である。
【図８】本発明に係る磁気抵抗効果多層膜の第４形態例
の断面図である。
の断面図である。
【図９】従来の磁気抵抗効果素子用多層膜の第１の例を
示す分解図である。
示す分解図である。
【図１０】従来の磁気抵抗効果素子用多層膜の第２の例
を示す断面図である。
を示す断面図である。
【図１１】従来の磁気抵抗効果素子用多層膜の第３の例
を示す断面図である。
を示す断面図である。
【図１２】従来の磁気抵抗効果素子用多層膜の第４の例
を示す断面図である。
を示す断面図である。
【図１３】図１２に示す多層膜の結晶粒を示す断面図で
ある。
ある。
【図１４】図１２に示す多層膜を熱処理した後の結晶粒
を示す断面図である。
を示す断面図である。
Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｊ 磁気抵抗効果多層膜、 ３０、４０、５０ 基板、 ３１ 非磁性層、 ３２ 強磁性層、 ３２ａ、４３ａ 微細結晶粒子、 ３２ｂ、４３ｂ 析出物、 ４１、４１” 高保磁力磁性層、 ４２、４５ 非磁性層、 ４３ 低保磁力磁性層、 ４４ 積層ユニット、 ５１、５７ 反強磁性層、 ５２、５４、５６ 低保磁力磁性層、 ５２ａ、５４ａ、５６ａ 微細結晶粒子、 ５２ｂ、５４ｂ、５６ｂ 析出物、 ５３、５５ 非磁性層。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｇ１１Ｂ 5/39 Ｈ０１Ｆ 10/26 Ｈ０１Ｆ 10/26 Ｈ０１Ｌ 43/10 Ｈ０１Ｌ 43/10 8908−2Ｇ Ｇ０１Ｒ 33/06 Ｒ
Claims (7)
- 【請求項１】 強磁性層と非磁性層とが交互に積層され
た多層膜からなる磁気抵抗効果多層膜であって、前記強
磁性層が、Ｘ-Ｍ-Ｚの組成を有する軟磁性膜であり、こ
の軟磁性膜が、平均結晶粒径２０ｎｍ以下の元素Ｘの結
晶粒と、元素Ｍの炭化物または窒化物とに分離されてな
ることを特徴とする磁気抵抗効果多層膜。ただし前記元
素Ｘは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち、１種または２種以上
を示し、元素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗのうち、１種または２種以上を示し、元素
Ｚは、Ｃ、Ｎのうち、１種または２種を示す。 - 【請求項２】 非磁性層を挟んで低保磁力磁性層と高保
磁力磁性層が設けられた磁気ユニット層が複数積層され
てなり、 前記低保磁力磁性層が、Ｘ-Ｍ-Ｚなる組成を有し、平均
結晶粒径２０ｎｍ以下の元素Ｘの結晶粒と元素Ｍの炭化
物または窒化物とに分離されてなり、前記高保磁力磁性
層が、元素Ｘからなることを特徴とする磁気抵抗効果多
層膜。ただし前記元素Ｘは、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち、
１種または２種以上を示し、元素Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち、１種または２種
以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎのうち、１種または２種
を示す。 - 【請求項３】 少なくとも磁化の向きがピン止めされた
強磁性層と、磁化の向きが自由にされた強磁性層とが、
非磁性層を挟んで積層されてなる磁気抵抗効果多層膜で
あって、前記磁化の向きが自由にされた強磁性層が、Ｘ
-Ｍ-Ｚなる組成の軟磁性膜であり、この軟磁性膜が、平
均結晶粒径２０ｎｍ以下の元素Ｘの結晶粒と、元素Ｍの
炭化物または窒化物とに分離されてなることを特徴とす
る磁気抵抗効果多層膜。ただし前記元素Ｘは、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、Ｎｉのうち、１種または２種以上を示し、元素Ｍ
は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのう
ち、１種または２種以上を示し、元素Ｚは、Ｃ、Ｎのう
ち、１種または２種を示す。 - 【請求項４】 元素Ｘの結晶粒の粒界に、この結晶粒の
粗大化を抑止する元素Ｍの炭化物または窒化物が析出さ
れてなることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記
載の磁気抵抗効果多層膜。 - 【請求項５】 元素Ｘの結晶粒の粒界に、非磁性層の構
成元素の一部が偏析されてなることを特徴とする請求項
２記載の磁気抵抗効果多層膜。 - 【請求項６】 磁性膜が、下記の組成を有することを特
徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の磁気抵抗効果
材多層膜。 Ｘ100-a-bＭaＺb ここで組成比a,bは原子％で、０.５≦a≦８、０.５≦b
≦１０なる関係を満足するものとする。 - 【請求項７】 組成比a,bが原子％で、１≦a≦６、０.
５≦b≦７なる関係を満足することを特徴とする請求項
６記載の磁気抵抗効果多層膜。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17259095A JP3347534B2 (ja) | 1995-07-07 | 1995-07-07 | 磁気抵抗効果多層膜 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17259095A JP3347534B2 (ja) | 1995-07-07 | 1995-07-07 | 磁気抵抗効果多層膜 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0923031A true JPH0923031A (ja) | 1997-01-21 |
| JP3347534B2 JP3347534B2 (ja) | 2002-11-20 |
Family
ID=15944675
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17259095A Expired - Fee Related JP3347534B2 (ja) | 1995-07-07 | 1995-07-07 | 磁気抵抗効果多層膜 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3347534B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003001614A1 (fr) * | 2001-06-26 | 2003-01-03 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Dispositif magneto-resistif et procede de production |
| JP2003168833A (ja) * | 2001-11-30 | 2003-06-13 | Sony Corp | 磁気抵抗効果素子およびその製造装置並びに磁気メモリ装置 |
| WO2004030114A1 (ja) * | 2002-09-27 | 2004-04-08 | Nec Corporation | 磁気抵抗素子及びその製造方法 |
| US7855860B2 (en) | 2004-07-12 | 2010-12-21 | Nec Corporation | Magnetoresistance element magnetic random access memory, magnetic head and magnetic storage device |
| US11798583B1 (en) * | 2018-05-14 | 2023-10-24 | Seagate Technology Llc | Electrodeposition of thermally stable alloys |
| US11913130B1 (en) | 2017-10-17 | 2024-02-27 | Seagate Technology Llc | Electrodeposition of high damping magnetic alloys |
-
1995
- 1995-07-07 JP JP17259095A patent/JP3347534B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003001614A1 (fr) * | 2001-06-26 | 2003-01-03 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Dispositif magneto-resistif et procede de production |
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| JP4615797B2 (ja) * | 2001-11-30 | 2011-01-19 | ソニー株式会社 | 磁気抵抗効果素子およびその製造装置並びに磁気メモリ装置 |
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| US7187525B2 (en) | 2002-09-27 | 2007-03-06 | Nec Corporation | Magnetoresistive device and method for manufacturing same |
| US7855860B2 (en) | 2004-07-12 | 2010-12-21 | Nec Corporation | Magnetoresistance element magnetic random access memory, magnetic head and magnetic storage device |
| US11913130B1 (en) | 2017-10-17 | 2024-02-27 | Seagate Technology Llc | Electrodeposition of high damping magnetic alloys |
| US11798583B1 (en) * | 2018-05-14 | 2023-10-24 | Seagate Technology Llc | Electrodeposition of thermally stable alloys |
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|---|---|
| JP3347534B2 (ja) | 2002-11-20 |
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