JPH10275723A

JPH10275723A - 交換結合膜及びこれを用いた磁気抵抗効果素子

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Publication number: JPH10275723A
Application number: JP7972197A
Authority: JP
Inventors: Atsushi Kamijo; 敦上條
Original assignee: NEC Corp
Current assignee: NEC Corp
Priority date: 1997-03-31
Filing date: 1997-03-31
Publication date: 1998-10-13
Anticipated expiration: 2017-03-31
Also published as: JP3116855B2

Abstract

(57)【要約】【課題】大きな交換結合磁場を有するとともに、熱的
な安定性を備え、経時的に交換結合磁場が変化しない交
換結合膜を得ること。【解決手段】本発明の交換結合膜では、基板１上に
（００１）方位にエピタキシャル成長したα−Ｍｎバッ
ファー層２、（００１）方位に成長した体心正方晶のＭ
−Ｍｎ規則相型の反強磁性体層３、強磁性体層４が順次
積層されている。このような構成により、反強磁性体の
磁気モーメントが交互に配列する結晶軸〔００１〕が膜
面に垂直になり、この結果として、エピタキシャル反強
磁性体膜に隣接する強磁性体膜の磁気モーメントの揺ら
ぎがなくなる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、反強磁性体層と強
磁性体層との交換結合を用いた交換結合膜、及びこの交
換結合膜を具備してなる磁気抵抗効果素子に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】パーマロイ合金に代表される磁気抵抗効
果を有する強磁性体を用いた磁気抵抗効果素子は、磁気
ヘッド等をはじめとした磁気センサに用いられている。
磁気抵抗効果とは、磁場を印加することによって電気抵
抗が変化する現象である。パーマロイ等の合金薄膜を用
いた磁気抵抗効果素子においては、素子の磁化の方向と
電流の方向との相対角に依存して抵抗が異なるという異
方的磁気抵抗効果（以下、「ＡＭＲ効果」という。）を
利用している。

【０００３】現在、磁気記録再生用の磁気ヘッドに用い
られているパーマロイ合金薄膜のＡＭＲ磁気抵抗効果変
化率は、２〜３％程度である。近年の磁気記録の高密度
化に伴い、磁気ヘッドに用いられる磁気抵抗効果薄膜材
料には、磁気抵抗効果変化率の大きな材料が求められて
いる。磁気ヘッドなどの磁気センサは、磁気記録媒体か
らの小さな漏洩磁場を検出する必要があるために、小さ
な磁場（磁気ヘッドでは例えば、１００エルステッド
（Ｏｅ）以下）においても大きな磁気抵抗変化率を示
す、すなわち磁場感度の大きな材料が必要となってい
る。

【０００４】最近、大きな磁気抵抗効果を実現する材料
として磁性人工格子が注目されている。例えば、ジャー
ナル・アプライド・フィジクス（Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．）第６７巻、第９号、５９０８頁〜５９１３頁（１
９９０年）、又は、ジャーナル・オブ・マグネティズム
・アンド・マグネティック・マテリアルズ（Ｊ．Ｍａｇ
ｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．）第９４巻、Ｌ１頁〜Ｌ５
頁（１９９１年）に記載されているように、鉄（Ｆｅ）
とクロム（Ｃｒ）、又はコバルト（Ｃｏ）と銅（Ｃｕ）
のような強磁性金属層と非磁性金属層をそれぞれ数オン
グストロームから数十オングストロームの膜厚で交互に
積層させた人工格子膜では、室温においても１０％を上
回る非常に大きな磁気抵抗変化率を示すことが報告され
ている。

【０００５】Ｆｅ／ＣｒやＣｏ／Ｃｕ人工格子の磁気抵
抗効果は、磁場ゼロの状態において、強磁性金属層の磁
気モーメントが非磁性金属層をはさんで反強磁性的な配
列をしている状態から磁場印加により強磁性的な配列状
態へ変わる過程で、電気抵抗が小さくなることによって
生じるものである。この場合、電流方向の依存性はな
く、非磁性金属層をはさんで隣り合う磁性層の磁気モー
メントの相対角に依存して電気抵抗が変化するもので、
パーマロイ合金のＡＭＲ効果とはその機構が全く異な
り、一般的に巨大磁気抵抗効果（以下、ＧＭＲ効果とい
う）と呼ばれている。

【０００６】しかしながら、強磁性金属層と非磁性金属
層を何周期も積み重ねた人工格子膜のＧＭＲ効果の問題
点は、強磁性層間の交換相互作用が大きいために、外部
磁場によって強磁性層の磁化の向きが変化しにくく、磁
気抵抗の飽和する磁場が数ｋＯｅから１０ｋＯｅにもな
り、磁気ヘッドなどの高い磁場感度が要求される磁気セ
ンサに用いることができないということである。

【０００７】上述した磁性人工格子の飽和磁場が大きい
という問題点を解決するために、特開平２−６１５７２
号公報、特開平４−３５８３１０号公報、特開平６−６
０３３６号公報等には、２つの磁性膜を非磁性スペーサ
膜により磁気的に分離した構造を有する、いわゆるスピ
ンバルブ（ＳｐｉｎＶａｌｖｅ）型の磁気抵抗効果膜
が提案されている。このスピンバルブ膜では、２つの磁
性膜のうちの一方の磁性膜の磁化が定位置に固定できる
ようにし、他方の磁性膜の磁化が外部磁場によって回転
できるようになっている（磁化の固定された磁性層を固
定層、磁化が自由に回転できる層をフリー層と呼ぶ）。
２つの磁性膜の磁化の相対角によって抵抗が変化するこ
とから、スピンバルブと呼ばれている。

【０００８】一方の磁性膜の磁化を定位置に固定する方
法として、次のような構成が提案されている。その第１
は、保磁力の異なる２つの磁性金属膜を非磁性スペーサ
層をはさんで積層した構造である。例えば、アプライド
・フィジクス・レターズ（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔ
ｔ）．第５９巻、第２号、２４０頁〜２４２頁（１９９
１年）には、保磁力の小さい磁性層として鉄（Ｆｅ）、
保磁力の大きな磁性層としてコバルト（Ｃｏ）、非磁性
スペーサ層として銅（Ｃｕ）を用いたスピンバルブ膜が
記載されている。その第２は、２つの軟磁性金属膜を非
磁性スペーサ膜を介して積層し、一方の軟磁性膜に反強
磁性体薄膜を隣接して設けることにより、反強磁性体層
からの交換相互作用による交換バイアス磁場により該軟
磁性層の磁化を固定し、非磁性スペーサ層によって隔て
られた他方の軟磁性層の磁化が、外部磁場によって回転
できるようにした構造である。例えば、フィジカル・レ
ビュー・Ｂ（Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ）、第４３巻、第１
号、１２９７〜１３００頁（１９９１年）、又は、特開
平４−３５８３１０号公報には、軟磁性膜としてパーマ
ロイ（Ｎｉ−Ｆｅ）合金、非磁性スペーサ膜として銅
（Ｃｕ）、反強磁性体膜として鉄−マンガン（Ｆｅ−Ｍ
ｎ）合金を用いたスピンバルブ膜が記載されている。そ
の第３は、２つの軟磁性金属膜を非磁性スペーサ膜を介
して積層し、一方の軟磁性膜の両端を電気抵抗が高くか
つ保磁力の大きな強磁性金属に接触させることによって
該軟磁性層の磁化を固定し、非磁性金属層によって隔て
られた他方の軟磁性層の磁化が、外部磁場によって自由
に回転できるようにした構造である。例えば、特開平６
−３２５９３４号公報には、軟磁性金属層としてＣｏＦ
ｅ合金、非磁性スペーサ層としてＣｕ、高保磁力強磁性
金属膜としてコバルト・白金・クロム（ＣｏＰｔＣｒ）
合金を用いたスピンバルブ膜が記載されている。

【０００９】以上の３つのスピンバルブ膜の磁気抵抗変
化率は、５〜１０％程度である。スピンバルブ膜の磁気
抵抗効果は、非磁性層を介して隣接する２つの軟磁性層
間の磁気モーメントの相対角度に依存し、電流の方向に
依存しないことから、人工格子の磁気抵抗効果と同じ機
構によって生じるものである。ただし、スピンバルブ膜
の場合は、２つの軟磁性層間に交換結合が生じないよう
に、非磁性スペーサ層の膜厚は人工格子膜のそれよりも
大きくなっている。したがって、磁気抵抗変化率は、人
工格子膜のそれに及ばないものの、磁気抵抗の飽和する
磁場は非常に小さく、磁場感度が高いのが特徴である。
例えば、特開平６−６０３３６号公報に開示されている
ガラス／Ｃｏ（６ｎｍ）／Ｃｕ（３．２ｎｍ）／Ｃｏ
（３．４ｎｍ）／ＦｅＭｎ（１０ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎ
ｍ）なる構造を有するスピンバルブでは、２０〜１２０
Ｏｅの範囲において８．７％の磁気抵抗変化率を示す。

【００１０】交換結合膜を反強磁性体層として、一方の
磁性体層の磁化を固定し、もう一方の磁性体層の磁化を
外部磁場に対してフリーに回転できるようにした構成の
スピンバルブ膜（上記の第２のスピンバルブ膜）は、他
の構成のものに比べ、特性及び磁気ヘッド等への加工性
に優れるために、盛んに研究されている。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】反強磁性体と強磁性体
との間に働く交換結合を利用して、非磁性体によって隔
てられた一対の強磁性体層のうち、一方の強磁性体層の
磁気モーメントを固定するタイプのスピンバルブ膜にお
いては、反強磁性体に何を用いるかによって抵抗効果素
子としての性能が大きく影響される。交換結合膜の反強
磁性体として、米国特許第４１０３３１５号公報、米国
特許第５０１４１４７号公報にはγーＦｅＭｎやＮｉ
Ｏ、特開平５−３１５１３４号公報にはＰｄＭｎ、特開
平６−７６２４７号公報にはＮｉＭｎ、特開平８−２４
９６１６号公報にはＩｒＭｎを用いたスピンバルブ膜が
提案されている。

【００１２】この中で、γーＦｅＭｎを用いた交換結合
膜では、比較的大きな交換結合磁場が得られるものの、
γーＦｅＭｎが耐食性に乏しいので、磁気ヘッド等の磁
気センサーの製造にあたってはプロセス信頼性がないと
いう問題がある。また、ＮｉＯは、ブロッキング温度
（交換結合磁場がゼロになる温度）が他の反強磁性材料
に比べ低く、磁気ディスク装置等、１００℃程度の高温
環境下での動作が要求されるところには用いることがで
きないという問題がある。

【００１３】これに対して、面心立方格子金属Ｍ（Ｍ＝
Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈ又はこれらの固溶体）と
Ｍｎの１：１組成近傍の金属間化合物は、金属ＭとＭｎ
が規則的に並んだ結晶構造を持つことから、規則相型の
反強磁性体と呼ばれているが、交換結合磁場、ブロッキ
ング温度も比較的大きいという利点を持っている。

【００１４】しかしながら、これらの規則相型の反強磁
性体膜を用いたスピンバルブ膜では、反強磁性体層を結
晶化及び規則化させるために成膜後に高温かつ長時間
（例えば２７０℃、１０時間）の熱処理が必要である。
そのため、この熱処理により強磁性層／非磁性層界面で
拡散が生ずるために、γーＦｅＭｎやＮｉＯを反強磁性
体層として用いたスピンバルブ膜に比べ、磁気抵抗変化
率が小さいという問題があった。さらに、ＮｉＯを反強
磁性体層として用いたスピンバルブ膜ほど顕著ではない
ものの、経時的に交換結合磁場が減少するという問題が
あった。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明は、このような課
題に対処するためになされたものであり、大きな交換結
合磁場を有するとともに、熱的な安定性を備え、経時的
に交換結合磁場が変化しない交換結合膜、及びこの交換
結合膜を具備してなり、安定した出力を長期にわたって
得ることのできる磁気抵抗効果素子を提供することを目
的とするものである。

【００１６】本発明の交換結合膜は、反強磁性体層とこ
れに隣接した強磁性体層からなる交換結合膜において、
該反強磁性体が、Ｍｎと面心立方晶の金属Ｍからなる体
心正方晶系の規則格子合金Ｍ−Ｍｎであって、（００
１）方位にエピタキシャル成長していることを特徴とす
る。ここで、前記のエピタキシャル反強磁性体は、Ｍ_X
Ｍｎ_100-Xで表され、４０ａｔ％≦Ｘ≦６５ａｔ％あの
組成を有し、金属Ｍは、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈ
より選ばれた１種、又はこれらの固溶体であることを特
徴とする。さらに、前記の（００１）方位のエピタキシ
ャル反強磁性体Ｍ−Ｍｎが、（００１）方位のエピタキ
シャルバッファー層上に形成され、該エピタキシャルバ
ッファー層がα−Ｍｎであることを特徴とする交換結合
膜である。また、前記（００１）方位のエピタキシャル
α−Ｍｎバッファー層が、第２の（００１）方位のエピ
タキシャルバッファー層上に形成され、該第２エピタキ
シャルバッファー層がＶ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ
のいずれか１種であることを特徴とする交換結合膜であ
る。

【００１７】また、本発明の磁気抵抗効果素子は、上述
の交換結合膜の強磁性層に隣接して、非磁性層及び強磁
性層、及びこれらに電流を流すための電極とが形成され
てなることを特徴とする。

【００１８】通常、交換結合膜又は磁気抵抗効果素子の
製造にあたっては、成膜後磁場中で熱処理を行ってい
る。磁場を印加しながら熱処理を行うのは、膜面内に磁
気異方性（誘導磁気異方性）をつけるためである。成膜
後に熱処理を行わないと、反強磁性体膜は結晶化してい
なかったり、たとえ結晶化していたとしても規則相にな
っていないため、反強磁性体層に隣接する強磁性体層に
は、交換結合が働かないので、成膜後の熱処理により反
強磁性体層の結晶化・規則化が必要である。このように
して作製されるＭ−Ｍｎ規則相型反強磁性体膜は、多結
晶構造の膜である。

【００１９】反強磁性体では、ある定まった結晶軸方向
に磁気モーメントが交互に配列している。そのため、多
結晶構造の反強磁性体では、磁気モーメントが交互に配
列する結晶軸方向がバラバラで、このような反強磁性体
膜に隣接する強磁性体膜の磁気モーメントは、膜面に平
行になっているのではなく、図１０のように、方位が揺
らいでいるものと考えられる。

【００２０】これに対し、本発明の交換結合膜に用いら
れている規則相型反強磁性体膜は、体心正方晶系の結晶
構造を持ち、（００１）方位にエピタキシャル成長して
いるために、図１１に示すように、反強磁性体の磁気モ
ーメントが交互に配列する結晶軸〔００１〕が膜面に垂
直になり、この結果として、エピタキシャル反強磁性体
膜に隣接する強磁性体膜の磁気モーメントの揺らぎがな
くなるものと考えられる。このようなエピタキシャル反
強磁性体層を有する交換結合膜においては、交換結合が
理想的にかかる。

【００２１】図１０のような多結晶反強磁性体層からな
る交換結合膜の交換結合は、磁気モーメント配列の揺ら
ぎによって平均化されてしまうので、実効的な交換結合
磁場は、図１１のエピタキシャル反強磁性体層からなる
交換結合膜のそれよりは小さい。さらに、多結晶反強磁
性体層からなる交換結合膜では、強磁性体層の磁気モー
メントの方位に揺らぎがあるために、熱的に不安定で、
経時的に交換結合磁場が減少してしまう。これに対し、
エピタキシャル反強磁性体層からなる交換結合膜では、
強磁性体層の磁気モーメントの方位に揺らぎがないため
に、熱的に安定である。

【００２２】以上のように、（００１）方位にエピタキ
シャル成長した体心正方晶の規則格子型反強磁性体を用
いた交換結合膜では、反強磁性体の磁気モーメントの配
列方向が固定化し、その結果、これに隣接する強磁性体
層の磁気モーメントの方位に揺らぎがなくなる。そのた
め、交換結合磁場の熱的安定性が、従来の多結晶反強磁
性体からなる交換結合膜より改善され、経時劣化がなく
なるものと考えられる。したがって、このようなエピタ
キシャル反強磁性体層からなる交換結合膜を用いたスピ
ンバルブ膜等の磁気抵抗効果素子においては、安定した
出力が得られるものである。

【００２３】本発明者は、体心正方晶の規則相型の反強
磁性膜を得るため、様々な単結晶基板又はバッファー層
上への規則相型反強磁性膜の成長を行った結果、（００
１）方位にエピタキシャル成長したα−Ｍｎバッファー
層上において、（００１）方位にエピタキシャル成長し
た体心正方晶の規則相型反強磁性体膜が得られることを
見い出し、本発明をなすに至った。

【００２４】体心正方晶のＭ−Ｍｎ規則相型反強磁性体
とα−Ｍｎの（００１）面間の格子ミスマッチは、２％
程度と小さいために、α−Ｍｎ（００１）エピタキシャ
ルバッファー層上には（００１）方位のＭ−Ｍｎ規則相
型反強磁性体をエピタキシャル成長させることができ
る。ここで、α−Ｍｎ（００１）エピタキシャルバッフ
ァー層は、ＭｇＯ（００１）、Ｓｉ（００１）、ＧａＡ
ｓ（００１）等の単結晶基板上に成長させることができ
る。さらに、α−Ｍｎ（００１）エピタキシャルバッフ
ァー層は、第２のエピタキシャルバッファー層上に成長
させることもできる。この場合は特に、（００１）方位
にエピタキシャル成長した体心立方晶金属、Ｖ、Ｃｒ、
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ又はＷが、α−Ｍｎ（００１）エピタ
キシャルバッファー層を得るための第２のエピタキシャ
ルバッファー層として好ましい。これらのエピタキシャ
ルバッファー層は、サファイヤ（１−１０２）基板上に
容易に成長できることが、特開平６−１７７４５３号公
報等より公知である。

【００２５】Ｍ−Ｍｎ規則相型反強磁性体の構成元素で
ある面心立方金属Ｍは、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈ
より選ばれた１種、又はこれらの固溶合金であれば、い
ずれもα−Ｍｎ（００１）エピタキシャルバッファー層
上で、（００１）方位を持った体心正方晶のエピタキシ
ャル膜を得ることができる。ただし、Ｍ−Ｍｎ反強磁性
体層が体心正方晶の規則相で、十分な交換結合磁場を与
えるためには、組成を原子％でＭ_XＭｎ_100-Xで表わし
た場合、４０ａｔ％≦Ｘ≦６５ａｔ％の組成範囲になけ
ればならない。

【００２６】本発明の交換結合膜において、（００１）
方位にエピタキシャル成長した体心正方晶の規則相型反
強磁性体膜に隣接する強磁性体膜は、特に限定されるも
のではないが、磁気抵抗効果素子として用いる場合、パ
ーマロイ、センダスト等の軟磁性膜や、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃ
ｏの強磁性金属やこれらの合金薄膜、又はＣｏＺｒＮｂ
等のアモルファス磁性薄膜等が好ましい。つまり、これ
ら強磁性体膜は、必ずしもエピタキシャル成長している
必要はなく、多結晶構造の膜であっても、非晶質構造の
膜であってもよい。また、強磁性体層は２種類以上の強
磁性体層からなっていてもかまわない。

【００２７】さらに、本発明の磁気抵抗効果素子は、本
発明の交換結合膜の強磁性体層に接する非磁性体層を設
け、該非磁性体層によって磁気的に分離されたもう一方
の強磁性体層とからなる構造をしている。すなわち、規
則相型のエピタキシャル反強磁性体層によって、これに
隣接した強磁性体層の磁気モーメントは一方向に固定さ
れ、この強磁性体層と非磁性体層を介して隔てられたも
う一方の強磁性体層の磁気モーメントは、外部磁場に対
して自由に回転できる、いわゆるスピンバルブ構成をと
っている。非磁性体層としては、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ等の
面心立方晶の金属が適しているが、中でもＣｕが大きな
磁気抵抗変化率を得る上で好ましい。

【００２８】本発明の交換結合膜及びこれを用いた磁気
抵抗効果素子は、蒸着法、スパッタ法等公知の成膜方法
により形成される。反強磁性体層に一軸異方性を付与す
るために、成膜中及び熱処理時に磁場を印加してもよ
い。

【００２９】

【発明の実施の形態】次に本発明の実施の形態について
図面を用いて説明する。

【００３０】図１は、本発明に係る交換結合膜の第一実
施形態を示す模式図である。本実施形態の交換結合膜で
は、基板１上に（００１）方位にエピタキシャル成長し
たα−Ｍｎバッファー層２、（００１）方位に成長した
体心正方晶のＭ−Ｍｎ規則相型の反強磁性体層３、強磁
性体層４が順次積層されている。α−Ｍｎ（００１）エ
ピタキシャルバッファー層２を成長させるための基板と
しては、例えば、ＭｇＯ（００１）、Ｓｉ（００１）、
ＧａＡｓ（００１）等が適当である。これらの基板１上
にα−Ｍｎ（００１）エピタキシャルバッファー層２を
成長させるには、蒸着法の場合では、基板温度を室温〜
４００℃、スパッタ法の場合には室温〜１００℃の範囲
内で成膜を行えばよい。α−Ｍｎ（００１）エピタキシ
ャルバッファー層２上に、Ｍ−Ｍｎ規則相型反強磁性体
層３をエピタキシャル成長させるには、基板温度は、室
温〜６００℃の範囲内、望ましくは室温〜３５０℃の範
囲内であることが好ましい。この温度範囲内であれば、
平坦な表面を有しかつ、規則化した結晶構造を有するエ
ピタキシャル膜を得ることができる。そして、最上層に
強磁性体層４を成膜して本実施形態の交換結合膜ができ
る。強磁性体層４は、２種類以上の強磁性体が積層され
た構造となっていてもよい。

【００３１】図２は、本発明に係る交換結合膜の第二実
施形態を示す模式図である。本実施形態の交換結合膜で
は、基板１１上に（００１）方位にエピタキシャル成長
した体心立方晶金属のエピタキシャルバッファー層１
５、（００１）方位にエピタキシャル成長したα−Ｍｎ
バッファー層１２、（００１）方位に成長した体心正方
晶のＭ−Ｍｎ規則相型の反強磁性体層１３、強磁性体層
１４が順次積層されている。（００１）方位の体心立方
晶金属エピタキシャルバッファー層１５を成長させるた
めの基板１１としてはサファイヤ（１−１０２）基板が
適している。基板温度を５５０℃〜１０５０℃にするこ
とによって、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの（００
１）方位のエピタキシャルバッファー層１５を得ること
ができる。（００１）方位の体心立方晶金属エピタキシ
ャルバッファー層１５上にα−Ｍｎ（００１）エピタキ
シャルバッファー層１２を成長させるには、蒸着法の場
合では、基板温度を室温〜４００℃、スパッタ法の場合
には室温〜１００℃の範囲内で成膜を行えばよい。そし
て、α−Ｍｎ（００１）エピタキシャルバッファー層１
２上にＭ−Ｍｎ規則相型反強磁性体層１３をエピタキシ
ャル成長させるには、基板温度は室温〜６００℃の範囲
内、望ましくは室温〜３５０℃の範囲内であることが好
ましい。この温度範囲内であれば、平坦な表面を有しか
つ規則化した結晶構造を有するエピタキシャル膜を得る
ことができる。そして、最上層に強磁性体層１４を成膜
して本実施形態の交換結合膜ができる。強磁性体層１４
は、２種類以上の強磁性体が積層された構造となってい
てもよい。

【００３２】図３は、第一実施形態の交換結合膜を用い
た磁気抵抗効果素子の模式図である。図１の交換結合膜
の強磁性体層４上に、非磁性体層６、強磁性体層７を積
層した構造を有する。図４は、第二実施形態の交換結合
膜を用いた磁気抵抗効果素子の模式図である。図２の交
換結合膜の強磁性体層１４上に、非磁性体層１６、強磁
性体層１７を積層した構造を有する。ここで反強磁性体
層３、１３に隣接した強磁性体層４、１４はピン層、非
磁性体層６、１６で隔てられたもう一方の強磁性体層
７、１７はフリー層となる。非磁性体層６，１６として
は、面心立方晶金属のＣｕ、Ａｇ、Ａｕ等より選ばれる
が、中でも磁気抵抗変化率を大きくするにはＣｕが最も
好ましい。

【００３３】本発明の交換結合膜及びこれを用いた磁気
抵抗効果素子の強磁性体膜は、特に限定されるものでは
ないが、パーマロイ、センダスト等の軟磁性膜や、Ｆ
ｅ、Ｎｉ、Ｃｏの強磁性体金属やこれらの合金薄膜、又
はＣｏＺｒＮｂ等のアモルファス磁性薄膜等が好まし
い。これら強磁性体膜は、必ずしもエピタキシャル成長
している必要はなく、多結晶構造の膜であっても、非晶
質構造の膜であってもよい。また、強磁性体層は２種類
以上の強磁性体からなっていてもかまわない。

【００３４】

【実施例】次に本発明について具体的実施例を用いて、
さらに詳細に説明する。なお、本発明の交換結合膜及び
これを用いた磁気抵抗効果素子は、蒸着法、スパッタ法
等公知の成膜手段を用いて形成できることは、上述した
とおりである。そこで、以下の実施例においては、蒸着
法により成膜した例について詳述することにする。以下
の実施例に交換結合膜及びこれを用いた磁気抵抗効果素
子の成膜は、金属の蒸発源として、電子ビーム蒸着源及
び抵抗加熱蒸着源（Ｋセル）を備えた蒸着装置により行
った。この装置は、クライオポンプにより排気され、４
８時間のベーキングにより１０^-10トール（Ｔｏｒｒ）
台の到達真空度が得られる超高真空対応の蒸着装置（い
わゆるＭＢＥ装置）である。また、反射高速電子線回折
（ＲＨＥＥＤ）装置を備え、成長中の薄膜表面のエピタ
キシャル性の評価を行うことができる。反強磁性体Ｍ−
Ｍｎの金属Ｍ、体心立方晶金属バッファー層、及び強磁
性体層の成膜には電子ビーム蒸着源を、反強磁性体Ｍ−
ＭｎのＭｎ、Ｍｎバッファー層、及び非磁性体層の成膜
にはＫセルをそれぞれ用いた。規則相型のＭ−Ｍｎ反強
磁性体層は、金属Ｍの電子ビーム蒸着源とＭｎのＫセル
の蒸着速度を所望の組成が得られるよう調整し、同時蒸
着により成膜した。

【００３５】（実施例１）一般に、エピタキシャル金属
膜の成長においては、単結晶下地と金属の成長面の格子
整合性が重要なファクターになっている。単結晶下地と
しては、単結晶基板、又は単結晶基板上に成長させたエ
ピタキシャルバッファー層を用いることができる。単結
晶基板上に直接エピタキシャル金属膜が得られればよい
が、格子不整合が大きいとか、基板と反応してしまう等
の理由で適当な基板がない場合は、エピタキシャルバッ
ファー層を設けて、この上に目的とする金属をエピタキ
シャル成長させる。

【００３６】まず、規則相型反強磁性体としてＮｉＭｎ
について、様々な単結晶基板上に成膜を行い、エピタキ
シャル成長するかどうかを調べた。ＮｉＭｎの成長速度
は０．５ｎｍ／ｓ、基板温度は３００℃、膜厚は１００
ｎｍとした。なお、ＮｉＭｎの組成はＮｉ₅₀Ｍｎ₅₀にな
るように調整した。エピタキシャル成長の可否はＲＨＥ
ＥＤにより判定した。Ｓｉ（００１）、Ｓｉ（１１
０）、Ｓｉ（１１１）、ＭｇＯ（００１）、ＭｇＯ（１
１０）、サファイヤ（１−１０２）、サファイヤ（１１
−２０）、サファイヤ（０００１）、ＧａＡｓ（００
１）基板上にＮｉＭｎを上記の成長条件で成膜したもの
の、いずれの単結晶基板上においてもＮｉＭｎはエピタ
キシャル成長しなかった。

【００３７】（実施例２）実施例１において、単結晶基
板上にはＮｉＭｎはエピタキシャル成長しないことが分
かった。そこで、次にエピタキシャルバッファー層上に
ＮｉＭｎがエピタキシャル成長するかどうかを調べた。
α−Ｍｎ又はＮｂのバッファー層上にＮｉ₅₀Ｍｎ₅₀を成
膜し、その結晶性を調べた。バッファー層の膜厚は２０
ｎｍとした。Ｎｉ₅₀Ｍｎ₅₀の成長速度は０．５ｎｍ／
ｓ、基板温度は２５０〜３５０℃、膜厚は１００ｎｍと
した。

【００３８】結果を図５に示すが、（００１）方位にエ
ピタキシャル成長したα−Ｍｎバッファー層上におい
て、（００１）方位のエピタキシャルＮｉ₅₀Ｍｎ₅₀層を
成長させることができる。なお、α−Ｍｎ（００１）エ
ピタキシャルバッファー層は、Ｓｉ（００１）、ＭｇＯ
（００１）、ＧａＡｓ（００１）基板上においてのみ成
長が確認された（サファイヤ基板上にはα−Ｍｎはエピ
タキシャル成長しなかった）。Ｓｉ（００１）、ＭｇＯ
（００１）、ＧａＡｓ（００１）基板上のα−Ｍｎ（０
０１）バッファー層上にエピタキシャル成長したＮｉＭ
ｎ層が、体心正方晶の結晶構造を有し、（００１）方向
にエピタキシャル成長していることは、ＲＨＥＥＤ及び
Ｘ線回折により確認できる。α−Ｍｎ（００１）バッフ
ァー層及びＮｉＭｎ（００１）層ともにストリークから
なるＲＨＥＥＤパターンを示し、平坦な結晶表面が得ら
れている。

【００３９】図６は、ＭｇＯ（００１）基板上に成長さ
せたα−Ｍｎ（００１）バッファー層／ＮｉＭｎ（００
１）のＸ線回折パターンである。α−Ｍｎの（００４）
と体心正方晶のＮｉＭｎ（００１）、（００２）のピー
クのみが観測される。Ｘ線回折とＲＨＥＥＤパターンを
解析すると、体心正方晶のＮｉＭｎの格子定数が、ａ＝
０．３０３ｎｍ、ｃ＝０．２６２ｎｍ、ｃ／ａ＝０．８
６５と求められる。α−ＭｎとＮｉＭｎのエピタキシャ
ル関係は、 α−Ｍｎ（００１）［１００］‖ＮｉＭｎ（００１）
［１００］であった。

【００４０】（実施例３）実施例２において、エピタキ
シャルＮｉＭｎ層を成長させるには、α−Ｍｎ（００
１）エピタキシャルバッファー層が有用であることが判
明した。そこで、α−Ｍｎ（００１）が成長する第２の
エピタキシャルバッファー層について調べた。第２のエ
ピタキシャルバッファー層として、体心立方晶金属であ
る、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗをサファイヤ基板
上に成長させ、その上に成長させたＭｎ層の結晶性につ
いてＲＨＥＥＤを用いて評価した。ここで、第２のエピ
タキシャルバッファー層の膜厚は５ｎｍとし、Ｍｎ層の
膜厚は２５ｎｍとした。Ｍｎ層の、基板温度は２００℃
とした。体心立方晶金属のエピタキシャルバッファー層
上に成長させたＭｎ層の結晶性を図７に示す。上記の体
心立方晶金属の（００１）方位のエピタキシャルバッフ
ァー層上でエピタキシャル成長したα−Ｍｎ（００１）
が得られることが分かる。

【００４１】（実施例４）実施例３においてα−Ｍｎ
（００１）エピタキシャルバッファー層の得られた試料
（試料番号７〜１２）の上に、基板温度を室温から６０
０℃の範囲で変えてＮｉ₅₀Ｍｎ₅₀層を成長させ、ＲＨＥ
ＥＤ及び走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、結晶性と
表面モフォロジーを評価／観察した。ＮｉＭｎ層の膜厚
は５０ｎｍとした。ＲＨＥＥＤによれば、（００１）方
位のエピタキシャルＮｉＭｎ層は、いずれの試料上にも
成長することが確かめられた。しかしながら、ＮｉＭｎ
層の基板温度が４００℃を超えると表面平坦性が悪くな
ってくることがＳＥＭの観察から明らかになった。した
がってＮｉＭｎ層を交換結合膜又は磁気抵抗効果素子用
の反強磁性体層として用いる場合は、ＮｉＭｎ層成膜時
の基板温度は室温から３５０℃の範囲内にあることが好
ましい。

【００４２】（実施例５）規則相型反強磁性体Ｍ−Ｍｎ
の構成金属ＭをＮｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈのいずれ
か一つ又はこれらの固溶体とし、体心正方晶系の結晶構
造が得られる組成範囲についてＲＨＥＥＤ及びＸ線回折
により調べた。実施例２より、α−Ｍｎ（００１）はＳ
ｉ（００１）、ＭｇＯ（００１）、ＧａＡｓ（００１）
基板上のいずれにもエピタキシャル成長すること、さら
に実施例３より、サファイヤ（１−１０２）基板上で
（００１）方位にエピタキシャル成長した体心立方晶金
属（Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ）の第２のエピタ
キシャルバッファー層上に、α−Ｍｎ（００１）を成長
させることができることが分かった。そこで、本実施例
においては、ＭｇＯ（００１）基板／α−Ｍｎ（００
１）、又はサファイヤ（１−１０２）基板／Ｎｂ（００
１）バッファー層／α−Ｍｎ（００１）バッファー層の
いずれかの上にＭ−Ｍｎ膜を成長させた場合について述
べる。α−Ｍｎ（００１）バッファー層、Ｎｂ（００
１）エピタキシャルバッファー層、Ｍ−Ｍｎ層の膜厚を
それぞれ、５ｎｍ、２ｎｍ、１０ｎｍとし、それぞれ２
００℃、９００℃、１５０℃の基板温度で成長させた。
得られたＭ−Ｍｎ層の結晶性を図８及び図９に示す。

【００４３】図８及び図９のＭ−Ｍｎの結晶性の欄のＢ
ＣＴ（００１）は、体心正方晶の（００１）方位のエピ
タキシャルＭ−Ｍｎ膜が得られたことを示している。図
８及び図９より、Ｍ_XＭｎ_100-Xで表した場合、４０ａ
ｔ％≦Ｘ≦６５ａｔ％の組成の範囲内であれば、ＭをＮ
ｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈのいずれか一つ又はこれら
の固溶体としたＭ−Ｍｎは、α−Ｍｎ（００１）エピタ
キシャルバッファー層上で、体心正方晶の結晶構造を持
ち、（００１）方位にエピタキシャル成長することが分
かる。

【００４４】（実施例６）実施例３で作製したＭｎ層
（試料番号７〜２０）上に、基板温度１００℃で、膜厚
１０ｎｍのＮｉ₅₀Ｍｎ₅₀、膜厚１０ｎｍのパーマロイ
（Ｎｉ₈₁Ｆｅ₁₉）層を積層した交換結合膜の交換結合磁
場を測定した。なお成膜は、５０Ｏｅの磁場印加中で行
った。試料番号７〜１２の第２バッファー層上には、α
−Ｍｎ（００１）のエピタキシャルバッファー層が成長
し、したがってこの上には体心正方晶のＮｉ₅₀Ｍｎ
₅₀（００１）がエピタキシャル成長する。一方、試料番
号１３〜２０の第２バッファー層上には、α−Ｍｎ（０
０１）がエピタキシャル成長することができないので、
Ｎｉ₅₀Ｍｎ₅₀は多結晶構造の膜になってしまう。以上の
ようなＮｉ₅₀Ｍｎ₅₀層上にパーマロイ膜を積層する。

【００４５】Ｎｉ₅₀Ｍｎ₅₀層が（００１）方位にエピタ
キシャル成長した体心正方晶構造を有する場合（すなわ
ち、図２に示すような構造を有する交換結合膜）では、
２５０〜３５０Ｏｅという大きな値の交換結合磁場が得
られた。これに対して、Ｎｉ₅₀Ｍｎ₅₀層が多結晶構造と
なってしまった場合は、交換結合磁場は１０〜５０Ｏｅ
と小さい値しか得られなかった。ただし、後者の場合、
２７０℃で１０時間の磁場中熱処理を行うことによっ
て、交換結合磁場は１００〜１５０Ｏｅに増加した。

【００４６】このように、（００１）方位にエピタキシ
ャル成長した体心正方晶のＮｉＭｎ層上にパーマロイ層
を積層した交換結合膜では、熱処理を行わなくても、２
５０〜３５０Ｏｅという大きな交換結合磁場を得ること
ができる。これに対し、多結晶のＮｉＭｎ層を用いた交
換結膜では、熱処理なしでは小さな交換結合しか得られ
ないし、熱処理を行ってもＮｉＭｎ（００１）エピタキ
シャル反強磁性体層を用いた交換結合膜の交換結合磁場
の半分程度の交換結合しか得られない。強磁性体膜とし
て、センダスト、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀、ＣｏＺｒＮｂアモルフ
ァス（センダスト、ＣｏＺｒＮｂは、ＲＦスパッタ法に
より成膜した）の交換結合膜についても調べたが、パー
マロイ膜を用いた場合とほとんど同じ結果が得られた。

【００４７】（実施例７）実施例５で作製したＭ−Ｍｎ
層の上に強磁性体層を積層した交換結合膜の交換結合磁
場Ｈｅx を測定した。用いた強磁性体層はパーマロイ
（Ｎｉ₈₁Ｆｅ₁₉）で、その膜厚は１０ｎｍとした。な
お、パーマロイ層は、基板温度１００℃で、５０Ｏｅの
磁場を印加して成膜した。

【００４８】Ｍ−Ｍｎ層が、（００１）方位にエピタキ
シャル成長した体心正方晶構造を有する場合（すなわ
ち、図１又は図２に示すような構造を有する交換結合
膜）では、７０〜４６０Ｏｅの交換結合磁場が生じる。
これに対して、Ｍ_xＭｎ_100-xの組成が４０ａｔ％≦Ｘ
≦６５ａｔ％からはずれて、多結晶構造となってしまっ
た場合は、交換結合磁場はほとんどゼロであり、Ｍ−Ｍ
ｎ層が反強磁性体になっていないことが判明した。強磁
性体層として、センダスト、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀、ＣｏＺｒＮ
ｂアモルファス（センダスト、ＣｏＺｒＮｂは、ＲＦス
パッタ法により成膜した）の交換結合膜についても調べ
たが、パーマロイ層を用いた場合とほとんど同じ結果が
得られた。

【００４９】（実施例８）図３に示すスピンバルブ膜構
造を有する磁気抵抗効果素子を作製した。具体的に本実
施例で作製された磁気抵抗効果素子は、ＭｇＯ（００）
基板上に膜厚２ｎｍのα−Ｍｎ（００１）／膜厚１０ｎ
ｍのＮｉ₅₀Ｍｎ₅₀（００１）／膜厚５ｎｍのＮｉ₈₁Ｆｅ
₁₉／膜厚３ｎｍのＣｕ／膜厚５ｎｍのＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀より
構成される。本実施例の磁気抵抗効果素子は、基板温度
１５０℃で蒸着法により成膜した後、５０μｍ×１０μ
ｍに加工した。素子の長手方向に一軸異方性を付与する
ために成膜は５０Ｏｅの磁場中で行った。成膜後、２０
０℃の磁場中で１０分間保持する熱処理を行い（磁場印
加方向は素子の長手方向に直交する方向）、交換バイア
ス磁場を素子の長手方向に直交する方向に付与した。さ
らに比較例として、５００ｎｍの熱酸化膜のついたシリ
コン基板上に、膜厚１２ｎｍのＮｉ₅₀Ｍｎ₅₀／膜厚５ｎ
ｍのＮｉ₈₁Ｆｅ₁₉／膜厚３ｎｍのＣｕ／膜厚５ｎｍのＣ
ｏ₉₀Ｆｅ₁₀より構成される磁気抵抗効果素子も作製し
た。比較例の磁気抵抗効果素子も本実施例と同様の工程
で作製した。ただし、磁場中熱処理は、２７０℃、１０
時間の条件で行った。というのは、長時間の熱処理を行
わないとＮｉＭｎ膜の結晶化が起こらず反強磁性体とな
らないからである。

【００５０】本実施例の磁気抵抗効果素子の反強磁性体
は、（００１）方位に成長した体心正方晶の規則相であ
り、一方、比較例の磁気抵抗効果素子の反強磁性体膜
は、面心正方晶で指数付けできる多結晶構造を有してい
ることがＲＨＥＥＤ及びＸ線回折から分かった。得られ
た磁気抵抗効果素子に外部磁場を印加し、その磁場応答
特性（磁気抵抗比、交換結合磁場）を調べたところ、本
実施例の磁気抵抗効果素子では、磁気抵抗比８％、交換
結合磁場３５０Ｏｅが得られたのに対し、比較例の磁気
抵抗効果素子では、それぞれ、２．３％、１２０Ｏｅで
あった。さらに１００個の素子について、２００℃の恒
温槽中で４００時間保管後の磁場応答特性を調べたとこ
ろ、本実施例の磁気抵抗効果素子においては、交換結合
磁場が１０％程度減少している素子が３５％あったが、
磁気抵抗比の劣化は全く変化がなく、熱安定性に優れて
いる。これに対し、比較例の磁気抵抗効果素子において
は、交換結合磁場の減少が大きく、極端な場合は交換結
合がゼロになってしまっているものが２０％もあった。
当然のことながら磁気抵抗比の劣化も著しかった。

【００５１】（実施例９）図４に示すスピンバルブ膜構
造を有する磁気抵抗効果素子を作製した。具体的に本実
施例で作製された磁気抵抗効果素子は、サファイヤ（１
−１０２）基板上に、膜厚２ｎｍのＮｂ（００１）／膜
厚２ｎｍのα−Ｍｎ（００１）／膜厚１０ｎｍのＮｉ₅₅
Ｍｎ₄₅（００１）／膜厚４ｎｍのＮｉ₇₉Ｆｅ₁₉Ｃｏ₅／
膜厚１ｎｍのＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀／膜厚３ｎｍのＣｕ／膜厚１
ｎｍのＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀／膜厚６ｎｍのＮｉ₇₉Ｆｅ₁₆Ｃｏ₅
より構成される。ここで、エピタキシャル反強磁性体膜
上及び非磁性層上の強磁性体層を２層構成にしているの
は、スピン依存散乱を大きくするのと非磁性層と強磁性
層の拡散を抑制するためである。本実施例の磁気抵抗効
果素子は、基板温度１５０℃で蒸着法により成膜した
後、５０μｍ×１０μｍに加工した。素子の長手方向に
一軸異方性を付与するために成膜は５０エルステッドの
磁場中で行った。成膜後、２００℃の磁場中で１０分間
保持する熱処理を行い（磁場印加方向は素子の長手方向
に直交する方向）、交換バイアス磁場を素子の長手方向
に直交する方向に付与した。

【００５２】本実施例の磁気抵抗効果素子の反強磁性体
は、（００１）方位に成長した体心正方晶の規則相であ
ることがＲＨＥＥＤ及びＸ線回折から分かった。得られ
た磁気抵抗効果素子に外部磁場を印加し、その磁場応答
特性（磁気抵抗比、交換結合磁場）を調べたところ、磁
気抵抗比１４％、交換結合磁場３９０エルステッドが得
られた。さらに２００℃の恒温槽中で４００時間保管後
の磁場応答特性を調べたところ全く変化がなく、本発明
の磁気抵抗効果素子は、熱安定性に優れている。

【００５３】

【発明の効果】本発明によれば、大きな交換結合磁場を
持つとともに熱的な安定性を備え、経時的に交換結合磁
場が変化しない交換結合膜を提供できる。さらに、本発
明の磁気抵抗効果素子は、上述の交換結合膜を使用する
ので、安定した出力を長期にわたって得ることができる
ものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の交換結合膜の構造を示す模式図であ
る。

【図２】本発明の交換結合膜の構造を示す模式図であ
る。

【図３】本発明の磁気抵抗効果素子の構造を示す模式図
である。

【図４】本発明の磁気抵抗効果素子の構造を示す模式図
である。

【図５】本発明の実施例２における、製造条件と結晶性
との関係を示す図表である。

【図６】本発明の実施例２における、ＭｇＯ（００１）
基板上に成長させたα−Ｍｎ（００１）バッファー層／
ＮｉＭｎ（００１）エピタキシャル膜のＸ線回折パター
ンを示すグラフである。

【図７】本発明の実施例３における、製造条件と結晶性
との関係を示す図表である。

【図８】本発明の実施例５における、製造条件と結晶性
との関係を示す図表である。

【図９】本発明の実施例５における、製造条件と結晶性
との関係を示す図表である。

【図１０】従来の交換結合膜の磁気構造を説明するため
の模式図である。

【図１１】本発明の交換結合膜の磁気構造を説明するた
めの模式図である。

【符号の説明】

１，１１基板２，１２（００１）方位にエピタキシャル成長したα
−Ｍｎバッファー層３，１３（００１）方位にエピタキシャル成長した体
心正方晶のＭ−Ｍｎ規則相型反強磁性体層４，１４強磁性体層（ピン層）６，１６非磁性体層７，１７強磁性体層（フリー層）１５（００１）方位にエピタキシャル成長した体心立
方晶金属のバッファー層

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】反強磁性体層とこれに隣接した強磁性体
層とからなる交換結合膜において、前記反強磁性体層が、Ｍｎと面心立方晶の金属Ｍとから
なる体心正方晶系の規則格子合金Ｍ−Ｍｎであって、
（００１）方位にエピタキシャル成長したものであるこ
とを特徴とする交換結合膜。
【請求項２】前記反強磁性体層は、Ｍ_XＭｎ_100-Xで
表され、４０ａｔ％≦Ｘ≦６５ａｔ％の組成を有する、
請求項１記載の交換結合膜。
【請求項３】前記金属Ｍは、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ
及びＲｈからなる群より選ばれた１種又は２種以上の合
金である、請求項１又は２記載の交換結合膜。
【請求項４】前記反強磁性体層が（００１）方位のエ
ピタキシャルバッファー層上に形成され、このエピタキ
シャルバッファー層がα−Ｍｎである、請求項１，２又
は３記載の交換結合膜。
【請求項５】前記エピタキシャルバッファー層が単結
晶基板上に形成され、この単結晶基板がＳｉ（００
１）、ＭｇＯ（００１）又はＧａＡｓ（００１）のいず
れかである、請求項４記載の交換結合膜。
【請求項６】前記エピタキシャルバッファー層が、更
に別の（００１）方位のエピタキシャルバッファー層上
に形成され、この別のエピタキシャルバッファー層が
Ｖ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ又はＷのいずれかである、
請求項４又は５記載の交換結合膜。
【請求項７】請求項１，２，３，４，５，又は６記載
の交換結合膜の強磁性体層に隣接して、非磁性体層及び
強磁性体層が形成されてなる磁気抵抗効果素子。