JPH10326920A - 磁気抵抗効果センサー及びその製造方法 - Google Patents
磁気抵抗効果センサー及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH10326920A JPH10326920A JP10070235A JP7023598A JPH10326920A JP H10326920 A JPH10326920 A JP H10326920A JP 10070235 A JP10070235 A JP 10070235A JP 7023598 A JP7023598 A JP 7023598A JP H10326920 A JPH10326920 A JP H10326920A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- magnetic field
- magnetic
- ratio
- maximum
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 230000005291 magnetic effect Effects 0.000 title claims abstract description 197
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 18
- 230000000694 effects Effects 0.000 title description 27
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 77
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 54
- 239000010931 gold Substances 0.000 claims abstract description 47
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 claims abstract description 32
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 32
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims abstract description 27
- 239000004332 silver Substances 0.000 claims abstract description 25
- 230000005294 ferromagnetic effect Effects 0.000 claims abstract description 20
- PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N gold Chemical compound [Au] PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 238000010030 laminating Methods 0.000 claims abstract description 7
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 29
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 25
- BQCADISMDOOEFD-UHFFFAOYSA-N Silver Chemical compound [Ag] BQCADISMDOOEFD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 25
- 239000000377 silicon dioxide Substances 0.000 claims description 20
- 229910000531 Co alloy Inorganic materials 0.000 claims description 16
- QVYYOKWPCQYKEY-UHFFFAOYSA-N [Fe].[Co] Chemical compound [Fe].[Co] QVYYOKWPCQYKEY-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 12
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 235000012239 silicon dioxide Nutrition 0.000 claims description 10
- 229910001030 Iron–nickel alloy Inorganic materials 0.000 claims description 6
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- KGWWEXORQXHJJQ-UHFFFAOYSA-N [Fe].[Co].[Ni] Chemical compound [Fe].[Co].[Ni] KGWWEXORQXHJJQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 4
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 abstract description 47
- 230000003993 interaction Effects 0.000 abstract description 12
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract description 9
- 239000011521 glass Substances 0.000 abstract description 9
- 239000000758 substrate Substances 0.000 abstract description 9
- 238000003475 lamination Methods 0.000 abstract 2
- 229910004298 SiO 2 Inorganic materials 0.000 description 33
- 229910002546 FeCo Inorganic materials 0.000 description 30
- 229910052681 coesite Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910052906 cristobalite Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910052682 stishovite Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910052905 tridymite Inorganic materials 0.000 description 11
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 description 10
- 239000006249 magnetic particle Substances 0.000 description 7
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 6
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 description 5
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- 238000001755 magnetron sputter deposition Methods 0.000 description 3
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 3
- 229910017082 Fe-Si Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910017133 Fe—Si Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000003302 ferromagnetic material Substances 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 238000001771 vacuum deposition Methods 0.000 description 2
- 229910020637 Co-Cu Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005290 antiferromagnetic effect Effects 0.000 description 1
- 230000008878 coupling Effects 0.000 description 1
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 description 1
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 229910000889 permalloy Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- G—PHYSICS
- G01—MEASURING; TESTING
- G01R—MEASURING ELECTRIC VARIABLES; MEASURING MAGNETIC VARIABLES
- G01R33/00—Arrangements or instruments for measuring magnetic variables
- G01R33/02—Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux
- G01R33/06—Measuring direction or magnitude of magnetic fields or magnetic flux using galvano-magnetic devices
- G01R33/09—Magnetoresistive devices
- G01R33/093—Magnetoresistive devices using multilayer structures, e.g. giant magnetoresistance sensors
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/007—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure ultrathin or granular films
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
- H01F10/3227—Exchange coupling via one or more magnetisable ultrathin or granular films
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- 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
- H01F10/325—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the spacer being noble metal
-
- H—ELECTRICITY
- H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N50/00—Galvanomagnetic devices
- H10N50/80—Constructional details
- H10N50/85—Magnetic active materials
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
- General Physics & Mathematics (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Hall/Mr Elements (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
- Measuring Magnetic Variables (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高磁場において、大きなＭＲ比、小ヒステリ
シス、及び高い磁場感度を有する磁気抵抗効果センサー
及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 コバルトで形成された強磁性層３と、金
及び銀のいずれか一方で形成された非磁性層４とが交互
に積層された多層構造１を作製し、強磁性層３から非磁
性層４にコバルト粒子５を混入させ、さらに非磁性層４
中で不均一に分布させた。
シス、及び高い磁場感度を有する磁気抵抗効果センサー
及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 コバルトで形成された強磁性層３と、金
及び銀のいずれか一方で形成された非磁性層４とが交互
に積層された多層構造１を作製し、強磁性層３から非磁
性層４にコバルト粒子５を混入させ、さらに非磁性層４
中で不均一に分布させた。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は磁気抵抗効果センサ
ー、詳細には１〜２ｋＯｅの磁場を検出する磁気抵抗効
果センサー及びその製造方法に関する。
ー、詳細には１〜２ｋＯｅの磁場を検出する磁気抵抗効
果センサー及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】外部磁場を感知することができる磁気セ
ンサーは、磁気記憶媒体のデータを読み取る磁気記憶再
生装置に利用されている。
ンサーは、磁気記憶媒体のデータを読み取る磁気記憶再
生装置に利用されている。
【０００３】磁気センサーの能力は、磁気センサーを構
成する磁気抵抗効果膜が保持する最大磁気抵抗変化率
（最大ＭＲ比）で評価される。
成する磁気抵抗効果膜が保持する最大磁気抵抗変化率
（最大ＭＲ比）で評価される。
【０００４】なお、ＭＲ比とは、最大磁場を印加した際
の飽和抵抗率ρｓ、印加磁場ＸｋＯｅおける磁気抵抗効
果膜の抵抗率ρx、及び抵抗率変化Δρ＝ρx−ρｓから
求められる、Δρ／ρｓで定義される数値であり、最大
ＭＲ比とは、印加磁場をかけない際の磁気抵抗効果膜の
最大抵抗率ρMAX、及び最大抵抗率変化ΔρMAX＝ρMAX
−ρｓから求められるΔρMAX／ρｓで定義される数値
である。
の飽和抵抗率ρｓ、印加磁場ＸｋＯｅおける磁気抵抗効
果膜の抵抗率ρx、及び抵抗率変化Δρ＝ρx−ρｓから
求められる、Δρ／ρｓで定義される数値であり、最大
ＭＲ比とは、印加磁場をかけない際の磁気抵抗効果膜の
最大抵抗率ρMAX、及び最大抵抗率変化ΔρMAX＝ρMAX
−ρｓから求められるΔρMAX／ρｓで定義される数値
である。
【０００５】例えば、磁気抵抗効果膜に、従来採用され
ているＦｅ−Ｎｉ合金膜（パーマロイ膜）を用いた場
合、その最大ＭＲ比は数％であり、磁気抵抗効果センサ
ーとしては、さらに高い最大ＭＲ比が要求される。
ているＦｅ−Ｎｉ合金膜（パーマロイ膜）を用いた場
合、その最大ＭＲ比は数％であり、磁気抵抗効果センサ
ーとしては、さらに高い最大ＭＲ比が要求される。
【０００６】一方、磁気抵抗効果膜に磁性体層のＦｅと
非磁性導電体層のＣｒとを、それぞれ数原子層ずつ交互
に積層させた人工格子膜を用いると、数十％の最大ＭＲ
比を得ることができることが報告されている（フィジカ
ル レビュー レター、６１巻、２４７４ページ、１９
８８年）。これは、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）と呼ば
れる、磁場をかけない状態では、非磁性層を挟んだ磁性
層のスピンが反平行に結合しているが、磁場をかけるこ
とで磁性層のスピンが平行になることで、抵抗が減少す
る現象が原因とされる。
非磁性導電体層のＣｒとを、それぞれ数原子層ずつ交互
に積層させた人工格子膜を用いると、数十％の最大ＭＲ
比を得ることができることが報告されている（フィジカ
ル レビュー レター、６１巻、２４７４ページ、１９
８８年）。これは、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）と呼ば
れる、磁場をかけない状態では、非磁性層を挟んだ磁性
層のスピンが反平行に結合しているが、磁場をかけるこ
とで磁性層のスピンが平行になることで、抵抗が減少す
る現象が原因とされる。
【０００７】ＧＭＲ効果を有する反強磁性結合型多層膜
の磁気抵抗効果膜は、最大ＭＲ比が高い反面、磁気抵抗
曲線のヒステリシスが大きいという不具合がある。
の磁気抵抗効果膜は、最大ＭＲ比が高い反面、磁気抵抗
曲線のヒステリシスが大きいという不具合がある。
【０００８】上記不具合に対処する材料としては、コバ
ルトを均一に含有する銀からなるＣｏ−Ａｇ均一グラニ
ュラー膜が挙げられる。適切な温度でアニールすること
で、均一グラニュラー膜は、最大磁場約２.６％を示
す。数十から数百Ｏｅの範囲の低磁場においては、均一
グラニュラー膜からなる磁気抵抗効果膜は、磁気抵抗曲
線のヒステリシスがほとんどなく、異方性を持たず、か
つＭＲ比が大きいという利点を有する。
ルトを均一に含有する銀からなるＣｏ−Ａｇ均一グラニ
ュラー膜が挙げられる。適切な温度でアニールすること
で、均一グラニュラー膜は、最大磁場約２.６％を示
す。数十から数百Ｏｅの範囲の低磁場においては、均一
グラニュラー膜からなる磁気抵抗効果膜は、磁気抵抗曲
線のヒステリシスがほとんどなく、異方性を持たず、か
つＭＲ比が大きいという利点を有する。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、永久磁
石を備えた磁気記憶装置に利用される磁気抵抗効果膜
は、永久磁石が有する１〜２ｋＯｅの高磁場を検出する
必要である。均一グラニュラー膜からなる磁気抵抗効果
膜は、１〜２ｋＯｅといった高い磁場範囲では、そのＭ
Ｒ比が１〜２％にすぎず、また磁場感度は小さく、上記
高磁場を検出するのには不都合である。
石を備えた磁気記憶装置に利用される磁気抵抗効果膜
は、永久磁石が有する１〜２ｋＯｅの高磁場を検出する
必要である。均一グラニュラー膜からなる磁気抵抗効果
膜は、１〜２ｋＯｅといった高い磁場範囲では、そのＭ
Ｒ比が１〜２％にすぎず、また磁場感度は小さく、上記
高磁場を検出するのには不都合である。
【００１０】本発明の目的は、１〜２ｋＯｅといった高
磁場において、小ヒステリシス、及び高い磁場感度を有
する磁気抵抗効果センサー及びその製造方法を提供する
ことである。
磁場において、小ヒステリシス、及び高い磁場感度を有
する磁気抵抗効果センサー及びその製造方法を提供する
ことである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決する為
に、強磁性体において、隣り合う原子が電子を交換しあ
うことで、強磁性層のスピンを平行に保つ交換相互作用
を利用する。詳細には、互いに完全非固溶である強磁性
材料と非磁性材料とを交互に積層させ、両材料を界面付
近で互いに拡散させる。こうして、ＧＧＭＲ効果と呼ば
れる、非磁性層内に混入した超常磁性粒子と強磁性層と
の間に交換相互作用を発生させ、非高磁場において高い
磁場感度を有する磁気抵抗センサーを製作する。
に、強磁性体において、隣り合う原子が電子を交換しあ
うことで、強磁性層のスピンを平行に保つ交換相互作用
を利用する。詳細には、互いに完全非固溶である強磁性
材料と非磁性材料とを交互に積層させ、両材料を界面付
近で互いに拡散させる。こうして、ＧＧＭＲ効果と呼ば
れる、非磁性層内に混入した超常磁性粒子と強磁性層と
の間に交換相互作用を発生させ、非高磁場において高い
磁場感度を有する磁気抵抗センサーを製作する。
【００１２】本発明の磁気抵抗効果センサーは、コバル
トで形成された強磁性層と、金又は銀で形成された非磁
性層とを交互に積層させ、非磁性層内に磁性粒子を拡散
させたものである。
トで形成された強磁性層と、金又は銀で形成された非磁
性層とを交互に積層させ、非磁性層内に磁性粒子を拡散
させたものである。
【００１３】本発明の磁気抵抗効果センサーの製造方法
は、コバルトで形成された強磁性層と、金又は銀のいず
れかで形成された非磁性層とを交互に積層して積層体を
形成し、該積層体をアニールするものである。
は、コバルトで形成された強磁性層と、金又は銀のいず
れかで形成された非磁性層とを交互に積層して積層体を
形成し、該積層体をアニールするものである。
【００１４】別の解決手段として、上記課題を解決する
為に、軟磁性層と磁性粒子を含有するグラニュラー層と
を交互に積層させ、積層体を作製し、磁性粒子と軟磁性
層との間に交換相互作用を発生させ、高磁場において高
い磁場感度を保持させた。
為に、軟磁性層と磁性粒子を含有するグラニュラー層と
を交互に積層させ、積層体を作製し、磁性粒子と軟磁性
層との間に交換相互作用を発生させ、高磁場において高
い磁場感度を保持させた。
【００１５】本発明の磁気抵抗効果センサーは、鉄−コ
バルト合金、ニッケル−鉄合金及びニッケル−鉄−コバ
ルト合金のいずれか一つから形成された軟磁性層と、不
均一に分布する磁性コバルト粒子を含有し、銀、金及び
銅のいずれか一つからなるグラニュラー層とを交互に積
層したものである。
バルト合金、ニッケル−鉄合金及びニッケル−鉄−コバ
ルト合金のいずれか一つから形成された軟磁性層と、不
均一に分布する磁性コバルト粒子を含有し、銀、金及び
銅のいずれか一つからなるグラニュラー層とを交互に積
層したものである。
【００１６】本発明の磁気抵抗効果センサーの製造方法
は、鉄−コバルト合金、ニッケル−鉄合金及びニッケル
−鉄−コバルト合金のいずれか一つから形成された上記
軟磁性層と、不均一に分布する磁性コバルト粒子を含有
し、銀、金及び銅のいずれか一つからなるグラニュラー
層とを交互に積層して積層体を形成し、該積層体をアニ
ールするものである。
は、鉄−コバルト合金、ニッケル−鉄合金及びニッケル
−鉄−コバルト合金のいずれか一つから形成された上記
軟磁性層と、不均一に分布する磁性コバルト粒子を含有
し、銀、金及び銅のいずれか一つからなるグラニュラー
層とを交互に積層して積層体を形成し、該積層体をアニ
ールするものである。
【００１７】本発明の磁気抵抗効果センサーは、鉄−コ
バルト合金からなる軟磁性層と、不均一に分布する鉄粒
子を含有する二酸化ケイ素からなるグラニュラー層とを
交互に積層したものである。
バルト合金からなる軟磁性層と、不均一に分布する鉄粒
子を含有する二酸化ケイ素からなるグラニュラー層とを
交互に積層したものである。
【００１８】本発明の磁気抵抗効果センサーは、鉄粒子
を含有する二酸化ケイ素から形成された軟磁性層と、不
均一に分布するコバルト粒子を含有する銀から形成され
た非磁性グラニュラー層とを交互に積層したものであ
る。
を含有する二酸化ケイ素から形成された軟磁性層と、不
均一に分布するコバルト粒子を含有する銀から形成され
た非磁性グラニュラー層とを交互に積層したものであ
る。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、具体的に本発明について説
明する。本発明の第１の実施の形態にかかる磁気抵抗効
果膜は、図１（ａ）で示すように、強磁性コバルト（Ｃ
ｏ）から形成させた磁性層３と、銀（Ａｇ）から形成さ
れた非磁性層４とを、ガラス基板２上に交互に積層させ
たＣｏ／Ａｇからなる積層体１である。
明する。本発明の第１の実施の形態にかかる磁気抵抗効
果膜は、図１（ａ）で示すように、強磁性コバルト（Ｃ
ｏ）から形成させた磁性層３と、銀（Ａｇ）から形成さ
れた非磁性層４とを、ガラス基板２上に交互に積層させ
たＣｏ／Ａｇからなる積層体１である。
【００２０】上記磁気抵抗効果膜の製造方法は、スパッ
タ法や真空蒸着法により、ＣｏとＡｇとをそれぞれ所定
の膜厚で、交互にガラス基板上に積層させることを数十
回繰り返し、積層体Ｃｏ／Ａｇを製作し、さらに、該Ｃ
ｏ／Ａｇ積層体を真空中でアニールを行うものである。
タ法や真空蒸着法により、ＣｏとＡｇとをそれぞれ所定
の膜厚で、交互にガラス基板上に積層させることを数十
回繰り返し、積層体Ｃｏ／Ａｇを製作し、さらに、該Ｃ
ｏ／Ａｇ積層体を真空中でアニールを行うものである。
【００２１】上記積層体Ｃｏ／Ａｇにおいて、Ｃｏ層と
Ａｇ層の境界面付近において、超磁性Ｃｏ粒子が非磁性
Ａｇ層に混入されている。図１（ｂ）で示すように、非
磁性Ａｇ層４内の超磁性Ｃｏ粒子５と強磁性Ｃｏ層３と
の間に、発生する交換相互作用によって、印加磁場範囲
１〜２ｋＯｅにおいて高い磁場感度が得られる。
Ａｇ層の境界面付近において、超磁性Ｃｏ粒子が非磁性
Ａｇ層に混入されている。図１（ｂ）で示すように、非
磁性Ａｇ層４内の超磁性Ｃｏ粒子５と強磁性Ｃｏ層３と
の間に、発生する交換相互作用によって、印加磁場範囲
１〜２ｋＯｅにおいて高い磁場感度が得られる。
【００２２】また、真空アニールすることで、Ａｇ層中
に拡散している超磁性Ｃｏ粒子が結晶成長し、超常磁性
Ｃｏ粒子の磁化が容易となるので、最大ＭＲ比、及び印
加磁場範囲１〜２ｋＯｅにおける磁場感度が、さらに増
大する。
に拡散している超磁性Ｃｏ粒子が結晶成長し、超常磁性
Ｃｏ粒子の磁化が容易となるので、最大ＭＲ比、及び印
加磁場範囲１〜２ｋＯｅにおける磁場感度が、さらに増
大する。
【００２３】次に本発明にかかる第２の実施の形態につ
いて説明する。本発明の第２の実施の形態にかかる磁気
抵抗効果膜は、図１（ａ）で示すように、強磁性コバル
ト（Ｃｏ）からなる磁性層３と、金（Ａｕ）からなる非
磁性層４とを、ガラス基板２上に交互に積層させたＣｏ
／Ａｕからなる積層体１である。
いて説明する。本発明の第２の実施の形態にかかる磁気
抵抗効果膜は、図１（ａ）で示すように、強磁性コバル
ト（Ｃｏ）からなる磁性層３と、金（Ａｕ）からなる非
磁性層４とを、ガラス基板２上に交互に積層させたＣｏ
／Ａｕからなる積層体１である。
【００２４】上記磁気抵抗効果膜の製造方法は、磁性Ｃ
ｏ層と非磁性Ａｕ層とをそれぞれ所定の膜厚で、スパッ
タ法や真空蒸着法により、交互にガラス基板上に積層さ
せることを数十回繰り返し、積層体Ｃｏ／Ａｕを形成
し、該積層体を真空中でアニールするものである。
ｏ層と非磁性Ａｕ層とをそれぞれ所定の膜厚で、スパッ
タ法や真空蒸着法により、交互にガラス基板上に積層さ
せることを数十回繰り返し、積層体Ｃｏ／Ａｕを形成
し、該積層体を真空中でアニールするものである。
【００２５】上記Ｃｏ／Ａｇ同様に、図１（ｂ）で示す
ように、非磁性Ａｕ層４内の超磁性Ｃｏ粒子５と強磁性
Ｃｏ層３との間に発生する交換相互作用によって、印加
磁場範囲１〜２ｋＯｅにおいて高い磁場感度が得られ
る。
ように、非磁性Ａｕ層４内の超磁性Ｃｏ粒子５と強磁性
Ｃｏ層３との間に発生する交換相互作用によって、印加
磁場範囲１〜２ｋＯｅにおいて高い磁場感度が得られ
る。
【００２６】また、真空アニールすることで、上記Ａｕ
層中で拡散している超常磁性Ｃｏ粒子が結晶成長し、超
常磁性Ｃｏ粒子の磁化が容易となるので、最大ＭＲ比、
及び印加磁場範囲１〜２ｋＯｅにおける磁場感度が、さ
らに増大する。
層中で拡散している超常磁性Ｃｏ粒子が結晶成長し、超
常磁性Ｃｏ粒子の磁化が容易となるので、最大ＭＲ比、
及び印加磁場範囲１〜２ｋＯｅにおける磁場感度が、さ
らに増大する。
【００２７】次に本発明にかかる第３の実施の形態につ
いて説明する。本発明の第３の実施の形態にかかる磁気
抵抗効果膜は、図１（ａ）で示すように、磁性コバルト
粒子を不均一に含有する非磁性銀（Ｃｏ−Ａｇ）で形成
されたグラニュラー層４と、軟磁性である鉄−コバルト
合金（ＦｅＣＯ）から形成された強磁性層３とが、ガラ
ス基板２上に交互に積層されたＦｅＣｏ／Ｃｏ−Ａｇか
らなる積層体１である。なお、以下、グラニュラー層と
は、非磁性体中に磁性粒子を散在させたものとする。
いて説明する。本発明の第３の実施の形態にかかる磁気
抵抗効果膜は、図１（ａ）で示すように、磁性コバルト
粒子を不均一に含有する非磁性銀（Ｃｏ−Ａｇ）で形成
されたグラニュラー層４と、軟磁性である鉄−コバルト
合金（ＦｅＣＯ）から形成された強磁性層３とが、ガラ
ス基板２上に交互に積層されたＦｅＣｏ／Ｃｏ−Ａｇか
らなる積層体１である。なお、以下、グラニュラー層と
は、非磁性体中に磁性粒子を散在させたものとする。
【００２８】上記磁気抵抗効果膜の製造方法は、マグネ
トロンスパッタ法によって、ＦｅＣｏ合金ターゲットを
スパッタリングすることで所定の膜厚の軟磁性ＦｅＣｏ
層を積層させることと、Ａｇターゲット上にＣｏチップ
を設置したものをスパッタリングすることでＣｏ−Ａｇ
層を積層させることを繰り返して、積層体ＦｅＣｏ／Ｃ
ｏ−Ａｇを形成し、該積層体をアニールするものであ
る。
トロンスパッタ法によって、ＦｅＣｏ合金ターゲットを
スパッタリングすることで所定の膜厚の軟磁性ＦｅＣｏ
層を積層させることと、Ａｇターゲット上にＣｏチップ
を設置したものをスパッタリングすることでＣｏ−Ａｇ
層を積層させることを繰り返して、積層体ＦｅＣｏ／Ｃ
ｏ−Ａｇを形成し、該積層体をアニールするものであ
る。
【００２９】上記磁気抵抗効果膜ＦｅＣｏ／Ｃｏ−Ａｇ
においては、図１（ｂ）で示すように、グラニュラー層
４内の超磁性Ｃｏ粒子５と軟磁性層３との間に発生する
交換相互作用によって、最大ＭＲ比、及び印加磁場範囲
１〜２ｋＯｅにおける磁場感度が増大する。
においては、図１（ｂ）で示すように、グラニュラー層
４内の超磁性Ｃｏ粒子５と軟磁性層３との間に発生する
交換相互作用によって、最大ＭＲ比、及び印加磁場範囲
１〜２ｋＯｅにおける磁場感度が増大する。
【００３０】なお、軟磁性材料として、ニッケル−鉄合
金（ＮｉＦｅ）又はニッケル−鉄−コバルト合金（Ｎｉ
ＦｅＣｏ）を、グラニュラー層として、不均一に分布す
る磁性コバルト粒子を含有する金（Ｃｏ−Ａｕ）又は銅
（Ｃｏ−Ｃｕ）を用いてもよい。
金（ＮｉＦｅ）又はニッケル−鉄−コバルト合金（Ｎｉ
ＦｅＣｏ）を、グラニュラー層として、不均一に分布す
る磁性コバルト粒子を含有する金（Ｃｏ−Ａｕ）又は銅
（Ｃｏ−Ｃｕ）を用いてもよい。
【００３１】続いて、本発明にかかる第４の実施の形態
について説明する。本発明の第４の実施の形態にかかる
磁気抵抗効果膜は、図１（ａ）で示すように、不均一に
分布する磁性鉄粒子を含有する、非磁性かつ絶縁性二酸
化ケイ素（Ｆｅ−ＳｉＯ2）から形成されたグラニュラ
ー層４と、軟磁性材料である鉄−コバルト合金（ＦｅＣ
ｏ）から形成された磁性層３とをガラス基板２上に交互
に積層させたＦｅＣｏ／Ｆｅ−ＳｉＯ2からなる積層体
１である。
について説明する。本発明の第４の実施の形態にかかる
磁気抵抗効果膜は、図１（ａ）で示すように、不均一に
分布する磁性鉄粒子を含有する、非磁性かつ絶縁性二酸
化ケイ素（Ｆｅ−ＳｉＯ2）から形成されたグラニュラ
ー層４と、軟磁性材料である鉄−コバルト合金（ＦｅＣ
ｏ）から形成された磁性層３とをガラス基板２上に交互
に積層させたＦｅＣｏ／Ｆｅ−ＳｉＯ2からなる積層体
１である。
【００３２】上記磁気抵抗効果膜の製造方法は、マグネ
トロンスパッタ法によって、ＳｉＯ2ターゲット上にＦ
ｅチップを設置したものをスパッタリングして、所定膜
厚のグラニュラーＦｅ−ＳｉＯ2層を積層させること
と、ＦｅＣｏターゲットをスパッタリングすることで軟
磁性ＦｅＣｏ層を積層させることを、交互に繰り返すも
のである。
トロンスパッタ法によって、ＳｉＯ2ターゲット上にＦ
ｅチップを設置したものをスパッタリングして、所定膜
厚のグラニュラーＦｅ−ＳｉＯ2層を積層させること
と、ＦｅＣｏターゲットをスパッタリングすることで軟
磁性ＦｅＣｏ層を積層させることを、交互に繰り返すも
のである。
【００３３】上記磁気抵抗効果膜においては、図１
（ｂ）で示すように、グラニュラー層４内の超磁性粒子
５と軟磁性層３との間で発生する交換相互作用によっ
て、最大ＭＲ比、及び印加磁場範囲１〜２ｋＯｅにおけ
る磁場感度が増大する。
（ｂ）で示すように、グラニュラー層４内の超磁性粒子
５と軟磁性層３との間で発生する交換相互作用によっ
て、最大ＭＲ比、及び印加磁場範囲１〜２ｋＯｅにおけ
る磁場感度が増大する。
【００３４】続いて、本発明にかかる第５の実施の形態
について説明する。本発明の第５の実施の形態にかかる
磁気抵抗効果膜は 図１（ａ）で示すように、磁性鉄粒
子を含有する二酸化ケイ素（Ｆｅ−ＳｉＯ2）から形成
された磁性層２と、不均一に分布するコバルトを含有す
る銀（Ｃｏ−Ａｇ）から形成されたグラニュラー層３と
をガラス基板１上に交互に積層させた積層体Ｆｅ−Ｓｉ
Ｏ2／Ｃｏ−Ａｇである。
について説明する。本発明の第５の実施の形態にかかる
磁気抵抗効果膜は 図１（ａ）で示すように、磁性鉄粒
子を含有する二酸化ケイ素（Ｆｅ−ＳｉＯ2）から形成
された磁性層２と、不均一に分布するコバルトを含有す
る銀（Ｃｏ−Ａｇ）から形成されたグラニュラー層３と
をガラス基板１上に交互に積層させた積層体Ｆｅ−Ｓｉ
Ｏ2／Ｃｏ−Ａｇである。
【００３５】上記磁気抵抗効果膜の製造方法は、マグネ
トロンスパッタ法によって、Ｆｅターゲット上にＳｉＯ
2を設置したものをスパッタリングして、所定膜厚の軟
磁性Ｆｅ−ＳｉＯ2層を積層させることと、Ａｇターゲ
ット上にＣｏチップを設置したものをスパッタリングす
ることでＣｏ−Ａｇ層を積層させることを、交互繰り返
すものである。
トロンスパッタ法によって、Ｆｅターゲット上にＳｉＯ
2を設置したものをスパッタリングして、所定膜厚の軟
磁性Ｆｅ−ＳｉＯ2層を積層させることと、Ａｇターゲ
ット上にＣｏチップを設置したものをスパッタリングす
ることでＣｏ−Ａｇ層を積層させることを、交互繰り返
すものである。
【００３６】上記磁気抵抗効果膜においては、１（ｂ）
で示すように、グラニュラー層４内の超磁性粒子５と軟
磁性層３との間に発生する交換相互作用によって、超常
磁性Ｃｏ粒子の磁化が容易となり、最大ＭＲ比、及び印
加磁場範囲１〜２ｋＯｅにおける磁場感度が増大する。
で示すように、グラニュラー層４内の超磁性粒子５と軟
磁性層３との間に発生する交換相互作用によって、超常
磁性Ｃｏ粒子の磁化が容易となり、最大ＭＲ比、及び印
加磁場範囲１〜２ｋＯｅにおける磁場感度が増大する。
【００３７】実施例１ 実施例１として、上記第１の実施の形態にかかる磁気抵
抗効果膜を製作した。具体的には、磁性Ｃｏ層の膜厚を
３Å、非磁性Ａｇ層の膜厚を５Å、７Å、１０Å、１２
Å、１４Å、１６Åとし、該Ｃｏ層とＡｇ層とをそれぞ
れ交互に４０回ずつ積層させた６種類の積層体［Ｃｏ
（３Å）／Ａｇ（ｔAg）］40を製作し、該積層体のアニ
ール前のＭＲ特性を測定した。
抗効果膜を製作した。具体的には、磁性Ｃｏ層の膜厚を
３Å、非磁性Ａｇ層の膜厚を５Å、７Å、１０Å、１２
Å、１４Å、１６Åとし、該Ｃｏ層とＡｇ層とをそれぞ
れ交互に４０回ずつ積層させた６種類の積層体［Ｃｏ
（３Å）／Ａｇ（ｔAg）］40を製作し、該積層体のアニ
ール前のＭＲ特性を測定した。
【００３８】最大ＭＲ比と非磁性Ａｇ層の膜厚ｔAgとの
関係をグラフにしたものを図２（ａ）に示す。図２
（ａ）からは、非磁性Ａｇ層の膜厚ｔAgが約１０Åの場
合に、最大ＭＲ比は最大値２０.７％を示すこと、及び
１５％以上の最大ＭＲ比を得るには、非磁性Ａｇ層の膜
厚を、７〜１６Åにする必要があることが判る。
関係をグラフにしたものを図２（ａ）に示す。図２
（ａ）からは、非磁性Ａｇ層の膜厚ｔAgが約１０Åの場
合に、最大ＭＲ比は最大値２０.７％を示すこと、及び
１５％以上の最大ＭＲ比を得るには、非磁性Ａｇ層の膜
厚を、７〜１６Åにする必要があることが判る。
【００３９】次に、磁性Ｃｏ層の膜厚を３Å、非磁性Ａ
ｇ層の膜厚を７Åとする磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（３Å）
／Ａｇ（７Å）］40を、３５０℃及び４００℃で真空中
でアニールし、各アニール後のＭＲ特性を測定した。
ｇ層の膜厚を７Åとする磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（３Å）
／Ａｇ（７Å）］40を、３５０℃及び４００℃で真空中
でアニールし、各アニール後のＭＲ特性を測定した。
【００４０】図３（ａ）〜（ｃ）のグラフから、磁気抵
抗効果膜［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］40を３５０℃
でアニールすることによって、該磁気抵抗効果膜の最大
ＭＲ比が増加し、矢印で示された半値幅を小さくなりこ
とが判る。また、３５０℃アニールによって、特に印加
磁場範囲−３〜３ｋＯｅにおけるＭＲ比曲線の勾配が大
きくなっていることが理解できる。
抗効果膜［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］40を３５０℃
でアニールすることによって、該磁気抵抗効果膜の最大
ＭＲ比が増加し、矢印で示された半値幅を小さくなりこ
とが判る。また、３５０℃アニールによって、特に印加
磁場範囲−３〜３ｋＯｅにおけるＭＲ比曲線の勾配が大
きくなっていることが理解できる。
【００４１】また、４００℃アニールすることで、得ら
れる最大ＭＲ比、及び印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにお
けるＭＲ比曲線の勾配は、３５０℃アニールで得られる
ものと比較して小さい。
れる最大ＭＲ比、及び印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにお
けるＭＲ比曲線の勾配は、３５０℃アニールで得られる
ものと比較して小さい。
【００４２】この原因は、アニールを３５０℃で行う
と、非磁性Ａｇ層中の磁性Ｃｏ粒子が増加し、わずかに
結晶成長することで、磁化が容易になり最大ＭＲ比は増
加する一方、アニールを４００℃で行うと、Ｃｏ粒子の
結晶成長がさらに促進され、Ｃｏ粒子が強磁性化するこ
とで、ヒステリシスが発生し、最大ＭＲ比が減少する為
と考えられる。
と、非磁性Ａｇ層中の磁性Ｃｏ粒子が増加し、わずかに
結晶成長することで、磁化が容易になり最大ＭＲ比は増
加する一方、アニールを４００℃で行うと、Ｃｏ粒子の
結晶成長がさらに促進され、Ｃｏ粒子が強磁性化するこ
とで、ヒステリシスが発生し、最大ＭＲ比が減少する為
と考えられる。
【００４３】次に磁性Ｃｏ層の膜厚を３Åとし、非磁性
Ａｇ層の膜厚を７Å、１０Åとする２種類の磁気抵抗効
果膜［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］40及び［Ｃｏ（３
Å）／Ａｇ（１０Å）］40を製作し、両磁気抵抗効果膜
を、２００℃、３００℃、３５０℃及び４００℃で真空
中でアニールし、各アニール後の磁気抵抗効果膜のＭＲ
特性を測定する。
Ａｇ層の膜厚を７Å、１０Åとする２種類の磁気抵抗効
果膜［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］40及び［Ｃｏ（３
Å）／Ａｇ（１０Å）］40を製作し、両磁気抵抗効果膜
を、２００℃、３００℃、３５０℃及び４００℃で真空
中でアニールし、各アニール後の磁気抵抗効果膜のＭＲ
特性を測定する。
【００４４】測定したＭＲ特性から、最大ＭＲ比及び最
大ＭＲ比／半値幅で定義される磁場感度を求めた。図４
（ａ）から、両磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ
（７Å、１０Å）］40の最大ＭＲ比は、アニール温度３
５０℃までは、ほぼ一定であり、アニール温度３５０℃
〜４００℃において、最大ＭＲ比が急激に減少している
ことが判る。
大ＭＲ比／半値幅で定義される磁場感度を求めた。図４
（ａ）から、両磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ
（７Å、１０Å）］40の最大ＭＲ比は、アニール温度３
５０℃までは、ほぼ一定であり、アニール温度３５０℃
〜４００℃において、最大ＭＲ比が急激に減少している
ことが判る。
【００４５】一方、図４（ｂ）からは、磁気抵抗効果膜
［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］40の磁場感度は、アニ
ール温度範囲２００℃〜３５０℃において、急激に増加
し、アニール温度３５０℃において、磁場感度は最大値
約７.３％／ｋＯｅをとり、アニール温度範囲３５０℃
〜４００℃においては、磁場感度が減少していることが
理解できる。
［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］40の磁場感度は、アニ
ール温度範囲２００℃〜３５０℃において、急激に増加
し、アニール温度３５０℃において、磁場感度は最大値
約７.３％／ｋＯｅをとり、アニール温度範囲３５０℃
〜４００℃においては、磁場感度が減少していることが
理解できる。
【００４６】このように、磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（３
Å）／Ａｇ（７Å）］40を２００〜３５０℃の温度範囲
でアニールすることで、優れた最大ＭＲ及び磁場感度を
得ることができる。
Å）／Ａｇ（７Å）］40を２００〜３５０℃の温度範囲
でアニールすることで、優れた最大ＭＲ及び磁場感度を
得ることができる。
【００４７】実施例２ 実施例２として、上記第２の実施の形態にかかる磁気抵
抗効果膜を製作した。具体的には、磁性Ｃｏ層の膜厚を
２Å、非磁性Ａｕ層の膜厚を６Å、８Å、１０Å、１２
Å、１４Å、１６Åとし、該Ｃｏ層とＡｕ層とをそれぞ
れ交互に５０回ずつ積層させた６種類の積層体［Ｃｏ
（２Å）／Ａｕ（ｔAu）］50を製作し、該積層体のアニ
ール前のＭＲ特性を測定した。
抗効果膜を製作した。具体的には、磁性Ｃｏ層の膜厚を
２Å、非磁性Ａｕ層の膜厚を６Å、８Å、１０Å、１２
Å、１４Å、１６Åとし、該Ｃｏ層とＡｕ層とをそれぞ
れ交互に５０回ずつ積層させた６種類の積層体［Ｃｏ
（２Å）／Ａｕ（ｔAu）］50を製作し、該積層体のアニ
ール前のＭＲ特性を測定した。
【００４８】最大ＭＲ比と非磁性Ａｕ層の膜厚ｔAuとの
関係をグラフにしたものを図２（ｂ）に示す。図２
（ｂ）からは、［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（ｔAu）］50にお
いては、非磁性Ａｕ層の膜厚ｔAuが約８Åで最大ＭＲ比
は最大値約７％を示すこと、及び５％以上の最大ＭＲ比
を得るには、非磁性Ａｕ層の膜厚を、６〜１１Åにする
必要があることが判る。
関係をグラフにしたものを図２（ｂ）に示す。図２
（ｂ）からは、［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（ｔAu）］50にお
いては、非磁性Ａｕ層の膜厚ｔAuが約８Åで最大ＭＲ比
は最大値約７％を示すこと、及び５％以上の最大ＭＲ比
を得るには、非磁性Ａｕ層の膜厚を、６〜１１Åにする
必要があることが判る。
【００４９】次に磁性Ｃｏ層の膜厚を２Åとし、非磁性
Ａｕ層の膜厚を６Åとした磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（２
Å）／Ａｕ（６Å）］50を、３００℃及び３５０℃で真
空中でアニールし、各アニール後のＭＲ特性を測定し
た。
Ａｕ層の膜厚を６Åとした磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（２
Å）／Ａｕ（６Å）］50を、３００℃及び３５０℃で真
空中でアニールし、各アニール後のＭＲ特性を測定し
た。
【００５０】図３（ｄ）〜（ｆ）から、磁気抵抗効果膜
［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］50を３００℃アニール
することで、該磁気抵抗効果膜の最大ＭＲ比が増加し、
矢印で示された半値幅を小さくなる。また、３００℃ア
ニールによって、特に印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにお
けるＭＲ比曲線の勾配が大きくなることが判る。
［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］50を３００℃アニール
することで、該磁気抵抗効果膜の最大ＭＲ比が増加し、
矢印で示された半値幅を小さくなる。また、３００℃ア
ニールによって、特に印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにお
けるＭＲ比曲線の勾配が大きくなることが判る。
【００５１】また、これを３５０℃アニールすること
で、得られる最大ＭＲ比、及び印加磁場範囲−３〜３ｋ
ＯｅにおけるＭＲ比曲線の勾配は、３００℃アニールで
得られるものより小さい。
で、得られる最大ＭＲ比、及び印加磁場範囲−３〜３ｋ
ＯｅにおけるＭＲ比曲線の勾配は、３００℃アニールで
得られるものより小さい。
【００５２】この原因は、アニールを３００℃で行う
と、非磁性層中の磁性Ｃｏ粒子が増加し、わずかに結晶
成長することで、磁化が容易になり最大ＭＲ比は増加す
る一方、真空アニールを３５０℃で行うとＣｏ粒子の結
晶成長がさらに促進され、Ｃｏ粒子が強磁性化すること
で、ヒステリシスが発生し、逆に最大ＭＲ比が減少する
為と考えられる。
と、非磁性層中の磁性Ｃｏ粒子が増加し、わずかに結晶
成長することで、磁化が容易になり最大ＭＲ比は増加す
る一方、真空アニールを３５０℃で行うとＣｏ粒子の結
晶成長がさらに促進され、Ｃｏ粒子が強磁性化すること
で、ヒステリシスが発生し、逆に最大ＭＲ比が減少する
為と考えられる。
【００５３】次に、磁性Ｃｏ層の膜厚を２Åとし、非磁
性Ａｕ層の膜厚を６Åとする磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（２
Å）／Ａｕ（６Å）］50を製作し、該磁気抵抗効果膜
を、２００℃、２５０℃、３００℃及び３５０℃で真空
アニールし、アニール後の各磁気抵抗効果膜のＭＲ特性
を測定した。
性Ａｕ層の膜厚を６Åとする磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（２
Å）／Ａｕ（６Å）］50を製作し、該磁気抵抗効果膜
を、２００℃、２５０℃、３００℃及び３５０℃で真空
アニールし、アニール後の各磁気抵抗効果膜のＭＲ特性
を測定した。
【００５４】測定したＭＲ比から、前述と同様に最大Ｍ
Ｒ比及び磁場感度を求めた。図５（ａ）から、両磁気抵
抗効果膜［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］50の最大ＭＲ
比は、アニール温度範囲２００℃〜３００℃において増
大し、アニール温度範囲３００℃〜３５０℃で減少して
いることが判る。
Ｒ比及び磁場感度を求めた。図５（ａ）から、両磁気抵
抗効果膜［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］50の最大ＭＲ
比は、アニール温度範囲２００℃〜３００℃において増
大し、アニール温度範囲３００℃〜３５０℃で減少して
いることが判る。
【００５５】一方、図５（ｂ）からは、磁気抵抗効果膜
［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］50の磁場感度は、アニ
ール温度範囲２００℃〜３００℃において、急激に増加
し、アニール温度３５０℃において、磁場感度は最大値
約２.８％／ｋＯｅを示し、アニール温度範囲３００℃
〜３５０℃においては、磁場感度が減少していることが
判る。
［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］50の磁場感度は、アニ
ール温度範囲２００℃〜３００℃において、急激に増加
し、アニール温度３５０℃において、磁場感度は最大値
約２.８％／ｋＯｅを示し、アニール温度範囲３００℃
〜３５０℃においては、磁場感度が減少していることが
判る。
【００５６】実施例３ 実施例３として、第３の実施の形態にかかる磁気抵抗効
果膜を製作した。具体的には、軟磁性材料である鉄−コ
バルト合金からなる、膜厚が３Åの磁性ＦｅＣｏ層と、
磁性コバルト粒子を含有する銀から形成されたグラニュ
ラーＣｏ−Ａｇ層とを、それぞれ交互に十回ずつ積層さ
せた積層体［ＦｅＣｏ（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ
（ｔCo-Ag）］10を、上記グラニュラー層の膜厚を変え
て数種類製作し、各積層体のアニール前のＭＲ特性を測
定した。
果膜を製作した。具体的には、軟磁性材料である鉄−コ
バルト合金からなる、膜厚が３Åの磁性ＦｅＣｏ層と、
磁性コバルト粒子を含有する銀から形成されたグラニュ
ラーＣｏ−Ａｇ層とを、それぞれ交互に十回ずつ積層さ
せた積層体［ＦｅＣｏ（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ
（ｔCo-Ag）］10を、上記グラニュラー層の膜厚を変え
て数種類製作し、各積層体のアニール前のＭＲ特性を測
定した。
【００５７】Ｃｏ−Ａｇ層の膜厚ｔCo-Agと、最大ＭＲ
比との関係を、グラフにしたものを図６に示す。なお、
グラフ中のＴｒａｎｓは磁気抵抗効果膜の試料面内で流
れる電流に垂直に外部磁場を印加した場合、Ｌｏｎｇｉ
は上記電流と平行に外部磁場を印加した場合、Ｐｅｒｐ
ｅｎは、試料面の法線方向に外部磁場を印加した場合を
示す。
比との関係を、グラフにしたものを図６に示す。なお、
グラフ中のＴｒａｎｓは磁気抵抗効果膜の試料面内で流
れる電流に垂直に外部磁場を印加した場合、Ｌｏｎｇｉ
は上記電流と平行に外部磁場を印加した場合、Ｐｅｒｐ
ｅｎは、試料面の法線方向に外部磁場を印加した場合を
示す。
【００５８】最大ＭＲ比は外部磁場を印加する方向には
依存しないこと、すなわち磁気抵抗効果膜ＦｅＣｏ／Ｃ
ｏ−Ａｇには異方性がないこと、及びグラニュラーＣｏ
−Ａｇ層の膜厚が１７０Åで、最大ＭＲ比は最大値１
４.７％を示すことが、図６から理解できる。
依存しないこと、すなわち磁気抵抗効果膜ＦｅＣｏ／Ｃ
ｏ−Ａｇには異方性がないこと、及びグラニュラーＣｏ
−Ａｇ層の膜厚が１７０Åで、最大ＭＲ比は最大値１
４.７％を示すことが、図６から理解できる。
【００５９】また、上記グラフからＣｏ−Ａｇ層の膜厚
を８０〜２００Åとすることで、約７〜１５％の最大Ｍ
Ｒ比が得られることも判る。
を８０〜２００Åとすることで、約７〜１５％の最大Ｍ
Ｒ比が得られることも判る。
【００６０】さらに、膜厚が３Åの磁性ＦｅＣｏ層と、
膜厚が８０ÅのグラニュラーＣｏ−Ａｇ層とから形成さ
れる第１のサンプル［ＦｅＣｏ（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ
（８０Å）］10、及び膜厚が３Åの磁性ＦｅＣｏ層と膜
厚が２００ÅのグラニュラーＣｏ−Ａｇ層とから形成さ
せる第２のサンプル［ＦｅＣｏ（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ
（２００Å）］10とを製作し、両サンプルを３５０℃及
び４００℃で真空中でアニールし、ＭＲ特性と磁気特性
とを測定した。
膜厚が８０ÅのグラニュラーＣｏ−Ａｇ層とから形成さ
れる第１のサンプル［ＦｅＣｏ（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ
（８０Å）］10、及び膜厚が３Åの磁性ＦｅＣｏ層と膜
厚が２００ÅのグラニュラーＣｏ−Ａｇ層とから形成さ
せる第２のサンプル［ＦｅＣｏ（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ
（２００Å）］10とを製作し、両サンプルを３５０℃及
び４００℃で真空中でアニールし、ＭＲ特性と磁気特性
とを測定した。
【００６１】アニール前、３５０℃アニール後の上記第
１のサンプルの印加磁場−磁化曲線を、図７（ａ）、
（ｂ）のグラフに示す。印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅに
おいて、上記サンプルの磁化が急激に変化していること
が判る。また、アニール後のサンプルの方が、アニール
前のサンプルよりも弱い印加磁場で飽和磁化Ｍｓに達
し、磁化されやすいことも理解できる。
１のサンプルの印加磁場−磁化曲線を、図７（ａ）、
（ｂ）のグラフに示す。印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅに
おいて、上記サンプルの磁化が急激に変化していること
が判る。また、アニール後のサンプルの方が、アニール
前のサンプルよりも弱い印加磁場で飽和磁化Ｍｓに達
し、磁化されやすいことも理解できる。
【００６２】同様にアニール前、３５０℃アニール後及
び４００℃アニール後の第１のサンプルの印加磁場−Ｍ
Ｒ比を、図８（ａ）〜（ｃ）のグラフに示す。このグラ
フは、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅおいて、上記サンプ
ルのＭＲ比が急激に変化していることを示している。ま
た、３５０℃アニールすることで、最大ＭＲ比は、８.
８％から１２.４％へ、半値幅は、５.６ｋＯｅから１.
６ｋＯｅへと向上し、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにお
けるＭＲ比曲線の勾配が大きくなる。他方、４００℃ア
ニールによって得られる最大ＭＲ比は、３５０℃アニー
ルで得られる最大ＭＲ比よりも劣る。
び４００℃アニール後の第１のサンプルの印加磁場−Ｍ
Ｒ比を、図８（ａ）〜（ｃ）のグラフに示す。このグラ
フは、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅおいて、上記サンプ
ルのＭＲ比が急激に変化していることを示している。ま
た、３５０℃アニールすることで、最大ＭＲ比は、８.
８％から１２.４％へ、半値幅は、５.６ｋＯｅから１.
６ｋＯｅへと向上し、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにお
けるＭＲ比曲線の勾配が大きくなる。他方、４００℃ア
ニールによって得られる最大ＭＲ比は、３５０℃アニー
ルで得られる最大ＭＲ比よりも劣る。
【００６３】この原因は、アニールを３５０℃で行う
と、グラニュラー層中の磁性Ｃｏ粒子が増加し、わずか
に結晶成長することでサンプルの磁化が容易になり最大
ＭＲ比は増加する一方、アニールを４００℃で行うとＣ
ｏ粒子の結晶成長がさらに促進され、Ｃｏ粒子が強磁性
化することで、ヒステリシスが発生し、逆に最大ＭＲ比
が減少する為と考えられる。
と、グラニュラー層中の磁性Ｃｏ粒子が増加し、わずか
に結晶成長することでサンプルの磁化が容易になり最大
ＭＲ比は増加する一方、アニールを４００℃で行うとＣ
ｏ粒子の結晶成長がさらに促進され、Ｃｏ粒子が強磁性
化することで、ヒステリシスが発生し、逆に最大ＭＲ比
が減少する為と考えられる。
【００６４】次に、第２のサンプルの印加磁場−磁化曲
線を図９（ａ）、（ｂ）のグラフに示す。このグラフ
は、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにおいて、上記サンプ
ルの磁化が急激に変化していること、及びアニールによ
って上記サンプルの磁化が容易になったことを示す。
線を図９（ａ）、（ｂ）のグラフに示す。このグラフ
は、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにおいて、上記サンプ
ルの磁化が急激に変化していること、及びアニールによ
って上記サンプルの磁化が容易になったことを示す。
【００６５】さらに、第２のサンプルの印加磁場−ＭＲ
比を、図１０（ａ）〜（ｃ）のグラフに示す。上記グラ
フからは、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにおいて、上記
サンプルのＭＲ比が急激に変化していることが理解でき
る。また、３５０℃真空アニールすることで、最大ＭＲ
比は１４.５％から２２.８％へ、半値幅は６.２ｋＯｅ
から３.４ｋＯｅへと向上する。さらに、３５０℃アニ
ールによって、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにおけるＭ
Ｒ比曲線の勾配が大きくなるが判る。
比を、図１０（ａ）〜（ｃ）のグラフに示す。上記グラ
フからは、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにおいて、上記
サンプルのＭＲ比が急激に変化していることが理解でき
る。また、３５０℃真空アニールすることで、最大ＭＲ
比は１４.５％から２２.８％へ、半値幅は６.２ｋＯｅ
から３.４ｋＯｅへと向上する。さらに、３５０℃アニ
ールによって、印加磁場範囲−３〜３ｋＯｅにおけるＭ
Ｒ比曲線の勾配が大きくなるが判る。
【００６６】他方、４００℃アニールすると、３５０℃
アニールほど大きなＭＲ比を得ることができないのは、
上記第１のサンプルと同じ原因による。
アニールほど大きなＭＲ比を得ることができないのは、
上記第１のサンプルと同じ原因による。
【００６７】続いて、上記第１と第２のサンプルを、そ
れぞれ２００℃、２５０℃、３００℃で真空中でアニー
ルし、各アニール後の各サンプルの最大ＭＲ比及び半値
幅を求めた。
れぞれ２００℃、２５０℃、３００℃で真空中でアニー
ルし、各アニール後の各サンプルの最大ＭＲ比及び半値
幅を求めた。
【００６８】図１１（ａ）から、両サンプル共、アニー
ル温度３５０℃までは、温度とともに最大ＭＲ比が増大
し、３５０℃でピーク値を示し、３５０℃以上では減少
していることが判る。詳細には、第２のサンプルを３５
０℃でアニールすることによって、最大ＭＲ比は最大値
２２.８％を示す。
ル温度３５０℃までは、温度とともに最大ＭＲ比が増大
し、３５０℃でピーク値を示し、３５０℃以上では減少
していることが判る。詳細には、第２のサンプルを３５
０℃でアニールすることによって、最大ＭＲ比は最大値
２２.８％を示す。
【００６９】また、図１１（ｂ）から、両サンプル共、
アニール温度３５０℃までは、温度とともに磁場感度が
増大し、３５０℃でピーク値を示し、３５０℃以上では
減少していることが判る。詳細には、第１のサンプルを
３５０℃アニールすることによって、最大磁場感度７.
８％／ｋＯｅを達成する。
アニール温度３５０℃までは、温度とともに磁場感度が
増大し、３５０℃でピーク値を示し、３５０℃以上では
減少していることが判る。詳細には、第１のサンプルを
３５０℃アニールすることによって、最大磁場感度７.
８％／ｋＯｅを達成する。
【００７０】実施例４ 実施例４として、第４の実施の形態にかかる磁気抵抗効
果膜を製作する。具体的には、磁性ＦｅＣｏ層の膜厚を
３Å、グラニュラーＦｅ−ＳｉＯ2層の膜厚ｔFe-SiO2を
５０Å、６０Å、７０Å、８０Å、１００Å、１２０
Å、１５０Å及び１７０Åとし、上記ＦｅＣｏ層とＦｅ
−ＳｉＯ2層とを交互にそれぞれ十回ずつ積層させた合
計７種類の積層体［Ｆｅ（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ２（ｔ
Fe-SiO2）］10を製作し、該積層体のＭＲ特性を測定し
た。
果膜を製作する。具体的には、磁性ＦｅＣｏ層の膜厚を
３Å、グラニュラーＦｅ−ＳｉＯ2層の膜厚ｔFe-SiO2を
５０Å、６０Å、７０Å、８０Å、１００Å、１２０
Å、１５０Å及び１７０Åとし、上記ＦｅＣｏ層とＦｅ
−ＳｉＯ2層とを交互にそれぞれ十回ずつ積層させた合
計７種類の積層体［Ｆｅ（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ２（ｔ
Fe-SiO2）］10を製作し、該積層体のＭＲ特性を測定し
た。
【００７１】測定したＭＲ特性から求めた半値幅を図１
２に、飽和抵抗率ρｓを図１３（ａ）に、最大抵抗率変
化Δρ＝ρMAX−ρｓを図１３（ｂ）に示した。
２に、飽和抵抗率ρｓを図１３（ａ）に、最大抵抗率変
化Δρ＝ρMAX−ρｓを図１３（ｂ）に示した。
【００７２】図１２からは、半値幅はグラニュラー層の
膜厚ｔFe-SiO2に対して周期的に変化していることが理
解でき、図１３（ａ）、（ｂ）からは、非磁性層の膜厚
が大きくなると、ρｓ、Δρは共に増加する傾向が判
る。
膜厚ｔFe-SiO2に対して周期的に変化していることが理
解でき、図１３（ａ）、（ｂ）からは、非磁性層の膜厚
が大きくなると、ρｓ、Δρは共に増加する傾向が判
る。
【００７３】さらに、最大ＭＲ比を図１４（ａ）に、磁
場感度を図１４（ｂ）に示す。
場感度を図１４（ｂ）に示す。
【００７４】最大ＭＲ比は、グラニュラー層の膜厚にほ
とんど依存することなく約４.５％である一方、磁場感
度は、非磁性層の膜厚が５０〜１００Åで高い数値を示
す。
とんど依存することなく約４.５％である一方、磁場感
度は、非磁性層の膜厚が５０〜１００Åで高い数値を示
す。
【００７５】膜厚が３ÅのＦｅＣｏ層と膜厚が７０Åの
Ｆｅ−ＳｉＯ2層とから形成された磁気抵抗効果膜［Ｆ
ｅ（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（７０Å）］10のアニール
前のＭＲ特性及び抵抗値を、図１５に示す。図１５か
ら、上記磁気抵抗効果膜は、印加磁場範囲−３〜３ｋＯ
ｅでＭＲ比（抵抗率）が、大きく変化していることが理
解できる。
Ｆｅ−ＳｉＯ2層とから形成された磁気抵抗効果膜［Ｆ
ｅ（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（７０Å）］10のアニール
前のＭＲ特性及び抵抗値を、図１５に示す。図１５か
ら、上記磁気抵抗効果膜は、印加磁場範囲−３〜３ｋＯ
ｅでＭＲ比（抵抗率）が、大きく変化していることが理
解できる。
【００７６】実施例５ 実施例５として、第５の実施の形態にかかる磁気抵抗効
果膜を製作した。具体的には、磁性Ｆｅ−ＳｉＯ2層の
膜厚ｔFe-SiO2を３Å、５Å、グラニュラーＣｏ−Ａｇ
層の膜厚ｔCo-Agを５０Å、８０Å、１００Å及び１５
０Åとし、上記磁性層とグラニュラー層とをそれぞれ十
回ずつ積層させた合計８種類の積層体［Ｆｅ−ＳｉＯ2
／Ｃｏ−Ａｇ］10を製作し、ＭＲ特性を測定した。
果膜を製作した。具体的には、磁性Ｆｅ−ＳｉＯ2層の
膜厚ｔFe-SiO2を３Å、５Å、グラニュラーＣｏ−Ａｇ
層の膜厚ｔCo-Agを５０Å、８０Å、１００Å及び１５
０Åとし、上記磁性層とグラニュラー層とをそれぞれ十
回ずつ積層させた合計８種類の積層体［Ｆｅ−ＳｉＯ2
／Ｃｏ−Ａｇ］10を製作し、ＭＲ特性を測定した。
【００７７】次に、上記ＭＲ特性から求めた半値幅を図
１６に、最大抵抗率ρｓを図１７（ａ）に、最大抵抗率
変化Δρ＝ρMAX−ρｓを図１７（ｂ）に示す。
１６に、最大抵抗率ρｓを図１７（ａ）に、最大抵抗率
変化Δρ＝ρMAX−ρｓを図１７（ｂ）に示す。
【００７８】図１６、図１７（ａ）から、Ｃｏ−Ａｇ層
の膜厚が大きくなると、半値幅が大きくなり、飽和抵抗
率は小さくなる傾向が理解できる。また、図１７（ｂ）
は、Ｃｏ−Ａｇ層の膜厚が、５０〜８０Å又は１００〜
１５０Åの間で、Δρが、比較的大きな数値をとること
を示す。
の膜厚が大きくなると、半値幅が大きくなり、飽和抵抗
率は小さくなる傾向が理解できる。また、図１７（ｂ）
は、Ｃｏ−Ａｇ層の膜厚が、５０〜８０Å又は１００〜
１５０Åの間で、Δρが、比較的大きな数値をとること
を示す。
【００７９】さらに、最大ＭＲ比、及び磁場感度を求
め、最大ＭＲ比を図１８（ａ）に、磁場感度を１８
（ｂ）に示す。
め、最大ＭＲ比を図１８（ａ）に、磁場感度を１８
（ｂ）に示す。
【００８０】Ｃｏ−Ａｇ層の膜厚が１００〜１５０Åで
ある場合、最大ＭＲ比が向上する一方、磁場感度は、Ｃ
ｏ−Ａｇ層の膜厚が５０〜８０Å又は１００〜１５０Å
である場合に、磁場感度は比較的高い数値を示す。
ある場合、最大ＭＲ比が向上する一方、磁場感度は、Ｃ
ｏ−Ａｇ層の膜厚が５０〜８０Å又は１００〜１５０Å
である場合に、磁場感度は比較的高い数値を示す。
【００８１】Ｆｅ−ＳｉＯ2層の膜厚を３Åとし、Ｃｏ
−Ａｇ層の膜厚を５０Å、１５０Åとして、製作した磁
気抵抗効果膜［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ
（５０Å）］10及び［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃｏ−
Ａｇ（１５０Å）］10のＭＲ比及び抵抗率を、図１９
（ａ）及び（ｂ）に示す。図１９（ａ）からは、［Ｆｅ
−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（５０Å）］10の最大
ＭＲ比は、約１３％、最大抵抗率が約１０.８オームで
あること、図１９（ｂ）、［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／
Ｃｏ−Ａｇ（１５０Å）］10の最大ＭＲ比は、約１７
％、最大抵抗率が約３.４５オームであることが理解で
きる。また、両磁気抵抗効果膜とも、印加磁場範囲−３
〜３ｋＯｅにおけるＭＲ比曲線の勾配は大きい。
−Ａｇ層の膜厚を５０Å、１５０Åとして、製作した磁
気抵抗効果膜［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ
（５０Å）］10及び［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃｏ−
Ａｇ（１５０Å）］10のＭＲ比及び抵抗率を、図１９
（ａ）及び（ｂ）に示す。図１９（ａ）からは、［Ｆｅ
−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（５０Å）］10の最大
ＭＲ比は、約１３％、最大抵抗率が約１０.８オームで
あること、図１９（ｂ）、［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／
Ｃｏ−Ａｇ（１５０Å）］10の最大ＭＲ比は、約１７
％、最大抵抗率が約３.４５オームであることが理解で
きる。また、両磁気抵抗効果膜とも、印加磁場範囲−３
〜３ｋＯｅにおけるＭＲ比曲線の勾配は大きい。
【００８２】同様に、Ｆｅ−ＳｉＯ2層の膜厚を５Åと
し、Ｃｏ−Ａｇ層の膜厚を５０Å、１５０Åとして、製
作した磁気抵抗効果膜［Ｆｅ−ＳｉＯ2（５Å）／Ｃｏ
−Ａｇ（５０Å）］10及び［Ｆｅ−ＳｉＯ2（５Å）／
Ｃｏ−Ａｇ（１５０Å）］10のＭＲ比及び抵抗率を、図
１９（ｃ）、（ｄ）に示す。図１９（ｃ）からは、［Ｆ
ｅ−ＳｉＯ2（５Å）／Ｃｏ−Ａｇ（５０Å）］10の最
大ＭＲ比は、約１３％、最大抵抗率が約１０.３オーム
であること、図１９（ｄ）からは、［Ｆｅ−ＳｉＯ
2（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（１５０Å）］10の最大ＭＲ比
は、約１７％、最大抵抗率が約２.６オームであること
が理解できる。また、両磁気抵抗効果膜とも、印加磁場
範囲−３〜３ｋＯｅにおけるＭＲ比曲線の勾配は、大き
い。
し、Ｃｏ−Ａｇ層の膜厚を５０Å、１５０Åとして、製
作した磁気抵抗効果膜［Ｆｅ−ＳｉＯ2（５Å）／Ｃｏ
−Ａｇ（５０Å）］10及び［Ｆｅ−ＳｉＯ2（５Å）／
Ｃｏ−Ａｇ（１５０Å）］10のＭＲ比及び抵抗率を、図
１９（ｃ）、（ｄ）に示す。図１９（ｃ）からは、［Ｆ
ｅ−ＳｉＯ2（５Å）／Ｃｏ−Ａｇ（５０Å）］10の最
大ＭＲ比は、約１３％、最大抵抗率が約１０.３オーム
であること、図１９（ｄ）からは、［Ｆｅ−ＳｉＯ
2（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（１５０Å）］10の最大ＭＲ比
は、約１７％、最大抵抗率が約２.６オームであること
が理解できる。また、両磁気抵抗効果膜とも、印加磁場
範囲−３〜３ｋＯｅにおけるＭＲ比曲線の勾配は、大き
い。
【００８３】なお、上記実施例１〜５においては、室温
で最大印加磁場を１５ｋＯｅとして、直流四端子法を用
いてＭＲ特性を、振動試料型磁力計を用いて磁気特性を
測定した。
で最大印加磁場を１５ｋＯｅとして、直流四端子法を用
いてＭＲ特性を、振動試料型磁力計を用いて磁気特性を
測定した。
【００８４】さらに、測定したＭＲ特性から、印加磁場
をかけない際の磁気抵抗効果膜の最大抵抗率ρMAX、最
大磁場１５ｋＯｅをかけた際の各磁気抵抗効果膜の飽和
抵抗率ρｓ、及び最大抵抗率変化ΔρMAX＝ρMAX−ρｓ
を求めた。
をかけない際の磁気抵抗効果膜の最大抵抗率ρMAX、最
大磁場１５ｋＯｅをかけた際の各磁気抵抗効果膜の飽和
抵抗率ρｓ、及び最大抵抗率変化ΔρMAX＝ρMAX−ρｓ
を求めた。
【００８５】また、グラフにおける印加磁場ＸｋＯＥに
対するＭＲ比とは、印加磁場ＸｋＯｅおける磁気抵抗効
果膜の抵抗率ρx、及び抵抗率変化Δρ＝ρx−ρｓから
求められる、Δρ／ρｓで定義される数値であり、最大
ＭＲ比とは、ΔρMAX／ρｓで定義される数値である。
対するＭＲ比とは、印加磁場ＸｋＯｅおける磁気抵抗効
果膜の抵抗率ρx、及び抵抗率変化Δρ＝ρx−ρｓから
求められる、Δρ／ρｓで定義される数値であり、最大
ＭＲ比とは、ΔρMAX／ρｓで定義される数値である。
【００８６】
【発明の効果】本発明にかかる磁気抵抗効果センサー
は、非磁性層にコバルト粒子を拡散させたものである。
こうすることで、強磁性層とコバルト粒子との間に発生
する交換相互作用によって、高磁場において優れたＭＲ
比と磁場感度を得ることができる。
は、非磁性層にコバルト粒子を拡散させたものである。
こうすることで、強磁性層とコバルト粒子との間に発生
する交換相互作用によって、高磁場において優れたＭＲ
比と磁場感度を得ることができる。
【００８７】本発明の磁気抵抗効果センサーは、非磁性
層を銀で形成し、その膜厚を５〜９Åにするものであ
る。こうすることで、優れた最大ＭＲ比を得ることがで
きる。
層を銀で形成し、その膜厚を５〜９Åにするものであ
る。こうすることで、優れた最大ＭＲ比を得ることがで
きる。
【００８８】本発明の磁気抵抗効果センサー製造方法
は、熱処理によって、非磁性層内に拡散されたＣｏ粒子
を結晶成長させるものである。こうすることで、強磁性
層とコバルト粒子との間に発生する交換相互作用によっ
て、高磁場において優れたＭＲ比と磁場感度を得ること
ができる。
は、熱処理によって、非磁性層内に拡散されたＣｏ粒子
を結晶成長させるものである。こうすることで、強磁性
層とコバルト粒子との間に発生する交換相互作用によっ
て、高磁場において優れたＭＲ比と磁場感度を得ること
ができる。
【００８９】本発明の磁気抵抗効果センサー製造方法
は、非磁性層を金とし、多層構造を２００℃〜３５０℃
で熱処理するものである。こうすることで、非磁性層中
でコバルト粒子を適切に結晶成長させ、優れたＭＲ比及
び磁場感度を提供することができる。
は、非磁性層を金とし、多層構造を２００℃〜３５０℃
で熱処理するものである。こうすることで、非磁性層中
でコバルト粒子を適切に結晶成長させ、優れたＭＲ比及
び磁場感度を提供することができる。
【００９０】本発明の磁気抵抗効果センサー製造方法
は、非磁性層を銀とし、多層構造を２００℃〜４００℃
で熱処理するものである。こうすることで、非磁性層中
でコバルト粒子を適切に結晶成長させ、優れたＭＲ比及
び磁場感度を提供することができる。
は、非磁性層を銀とし、多層構造を２００℃〜４００℃
で熱処理するものである。こうすることで、非磁性層中
でコバルト粒子を適切に結晶成長させ、優れたＭＲ比及
び磁場感度を提供することができる。
【００９１】本発明の磁気抵抗効果センサーは、軟磁性
層とコバルト粒子を含有するグラニュラー層とを交互に
積層させ、グラニュラー層中にコバルト粒子を結晶成長
させたものである。こうすることで、軟磁性層とコバル
ト粒子との間に発生する交換相互作用によって、高磁場
において優れたＭＲ比と磁場感度を得ることができる。
層とコバルト粒子を含有するグラニュラー層とを交互に
積層させ、グラニュラー層中にコバルト粒子を結晶成長
させたものである。こうすることで、軟磁性層とコバル
ト粒子との間に発生する交換相互作用によって、高磁場
において優れたＭＲ比と磁場感度を得ることができる。
【００９２】本発明の磁気抵抗効果センサーは、軟磁性
層を鉄−コバルト合金とし、グラニュラー層をコバルト
を不均一に含有する銀から形成し、さらに該グラニュラ
ー層の膜厚を８０〜２００Åとするものである。こうす
ることで、優れたＭＲ比を得ることができる。
層を鉄−コバルト合金とし、グラニュラー層をコバルト
を不均一に含有する銀から形成し、さらに該グラニュラ
ー層の膜厚を８０〜２００Åとするものである。こうす
ることで、優れたＭＲ比を得ることができる。
【００９３】本発明の磁気抵抗効果センサーの製造方法
は、鉄−コバルトで形成される軟磁性層と、コバルトを
不均一に含有する銀から形成されたグラニュラー層とか
らなる積層体を２００〜４００℃でアニールするもので
ある。こうすることで、グラニュラー層中で磁性粒子を
適切に成長させ、優れたＭＲ比を得ることができる。
は、鉄−コバルトで形成される軟磁性層と、コバルトを
不均一に含有する銀から形成されたグラニュラー層とか
らなる積層体を２００〜４００℃でアニールするもので
ある。こうすることで、グラニュラー層中で磁性粒子を
適切に成長させ、優れたＭＲ比を得ることができる。
【００９４】本発明の磁気抵抗効果センサーは、鉄−コ
バルト合金からなる磁性層と、鉄粒子を含有する二酸化
ケイ素からなるグラニュラー層とが交互に積層されたも
のである。こうすることで、高磁場範囲で高いＭＲ比と
磁場感度を得ることができる。
バルト合金からなる磁性層と、鉄粒子を含有する二酸化
ケイ素からなるグラニュラー層とが交互に積層されたも
のである。こうすることで、高磁場範囲で高いＭＲ比と
磁場感度を得ることができる。
【００９５】本発明にかかる磁気抵抗効果センサーは、
鉄粒子を含有する二酸化ケイ素からなるグラニュラー層
の膜厚を、５０〜１００Åとしたものである。こうする
ことで、高磁場範囲でさらに高いＭＲ比と磁場感度を得
ることができる。
鉄粒子を含有する二酸化ケイ素からなるグラニュラー層
の膜厚を、５０〜１００Åとしたものである。こうする
ことで、高磁場範囲でさらに高いＭＲ比と磁場感度を得
ることができる。
【００９６】本発明にかかる磁気抵抗効果センサーは、
鉄粒子を含有する二酸化ケイ素からなる軟磁性鉄層と、
コバルト粒子を含有する銀で形成されるグラニュラー層
とが交互に積層されたものである。こうすることで、高
磁場範囲で高いＭＲ比と磁場感度を得ることができる。
鉄粒子を含有する二酸化ケイ素からなる軟磁性鉄層と、
コバルト粒子を含有する銀で形成されるグラニュラー層
とが交互に積層されたものである。こうすることで、高
磁場範囲で高いＭＲ比と磁場感度を得ることができる。
【００９７】本発明にかかる磁気抵抗効果センサーは、
コバルト粒子を含有する銀で形成されるグラニュラー層
の膜厚を、５０〜８０Å又は１００〜１５０Åとしたも
のである。こうすることで、高磁場範囲でさらに高いＭ
Ｒ比と磁場感度を得ることができる。
コバルト粒子を含有する銀で形成されるグラニュラー層
の膜厚を、５０〜８０Å又は１００〜１５０Åとしたも
のである。こうすることで、高磁場範囲でさらに高いＭ
Ｒ比と磁場感度を得ることができる。
【図１】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜を示すもので
あり、（ａ）は、磁気抵抗効果膜の概略図を、（ｂ）
は、磁気抵抗効果膜中の磁性粒子の状態を示す拡大図で
ある。
あり、（ａ）は、磁気抵抗効果膜の概略図を、（ｂ）
は、磁気抵抗効果膜中の磁性粒子の状態を示す拡大図で
ある。
【図２】 本発明にかかるアニール前の磁気抵抗効果膜
［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（ｔAu）］50及び［Ｃｏ（３Å）
／Ａｇ（ｔAg）］40に関するものであり、（ａ）は、
［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（ｔAg）］40のＡｇ膜厚ｔAgとそ
の最大ＭＲ比との関係を、（ｂ）は、［Ｃｏ（３Å）／
Ａｕ（ｔAu）］50のＡｕ膜厚ｔAuとその最大ＭＲ比との
関係を示すグラフである。
［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（ｔAu）］50及び［Ｃｏ（３Å）
／Ａｇ（ｔAg）］40に関するものであり、（ａ）は、
［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（ｔAg）］40のＡｇ膜厚ｔAgとそ
の最大ＭＲ比との関係を、（ｂ）は、［Ｃｏ（３Å）／
Ａｕ（ｔAu）］50のＡｕ膜厚ｔAuとその最大ＭＲ比との
関係を示すグラフである。
【図３】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（２
Å）／Ａｕ（６Å）］50及び［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７
Å）］40の印加磁場とＭＲ比との関係を示すグラフで、
（ａ）はアニール前の［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］
40を、（ｂ）は３５０℃アニール後の［Ｃｏ（３Å）／
Ａｇ（７Å）］40を、（ｃ）は、４００℃アニール後の
［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］40を、（ｄ）はアニー
ル前の［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］50を、（ｅ）は
３００℃アニール後の［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］
50を、（ｆ）は３５０℃アニール後の［Ｃｏ（２Å）／
Ａｕ（６Å）］50を示す。
Å）／Ａｕ（６Å）］50及び［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７
Å）］40の印加磁場とＭＲ比との関係を示すグラフで、
（ａ）はアニール前の［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］
40を、（ｂ）は３５０℃アニール後の［Ｃｏ（３Å）／
Ａｇ（７Å）］40を、（ｃ）は、４００℃アニール後の
［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（７Å）］40を、（ｄ）はアニー
ル前の［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］50を、（ｅ）は
３００℃アニール後の［Ｃｏ（２Å）／Ａｕ（６Å）］
50を、（ｆ）は３５０℃アニール後の［Ｃｏ（２Å）／
Ａｕ（６Å）］50を示す。
【図４】 （ａ）は、磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（３Å）／
Ａｇ（７Å）］40、及び［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（１０
Å）］40のアニール温度とその最大ＭＲ比との関係を示
すグラフであり、（ｂ）は、上記磁気抵抗効果膜のアニ
ール温度とその磁場感度との関係を示すグラフである。
Ａｇ（７Å）］40、及び［Ｃｏ（３Å）／Ａｇ（１０
Å）］40のアニール温度とその最大ＭＲ比との関係を示
すグラフであり、（ｂ）は、上記磁気抵抗効果膜のアニ
ール温度とその磁場感度との関係を示すグラフである。
【図５】 （ａ）は、磁気抵抗効果膜［Ｃｏ（２Å）／
Ａｕ（６Å）］50のアニール温度とその最大ＭＲ比との
関係を示すグラフであり、（ｂ）は、上記磁気抵抗効果
膜のアニール温度とその磁場感度（ＭＲ比／半値幅）と
の関係を示すグラフである。
Ａｕ（６Å）］50のアニール温度とその最大ＭＲ比との
関係を示すグラフであり、（ｂ）は、上記磁気抵抗効果
膜のアニール温度とその磁場感度（ＭＲ比／半値幅）と
の関係を示すグラフである。
【図６】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（ｔCo-Ag）］10のＣｏ−Ａｇの
膜厚とその最大ＭＲ比を示すグラフである。
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（ｔCo-Ag）］10のＣｏ−Ａｇの
膜厚とその最大ＭＲ比を示すグラフである。
【図７】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（８０Å）］10の印加磁場−磁化
を示すグラフであり、（ａ）はアニール前を、（ｂ）は
３５０℃アニール後を示す。
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（８０Å）］10の印加磁場−磁化
を示すグラフであり、（ａ）はアニール前を、（ｂ）は
３５０℃アニール後を示す。
【図８】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（８０Å）］10の印加磁場−ＭＲ
比を示すものであり、（ａ）はアニール前を、（ｂ）は
３５０℃アニール後を、（ｃ）は４００℃アニール後を
示す。
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（８０Å）］10の印加磁場−ＭＲ
比を示すものであり、（ａ）はアニール前を、（ｂ）は
３５０℃アニール後を、（ｃ）は４００℃アニール後を
示す。
【図９】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（２００Å）］10の印加磁場−磁
化を示すものであり、（ａ）はアニール前を、（ｂ）は
３５０℃アニール後を示す。
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（２００Å）］10の印加磁場−磁
化を示すものであり、（ａ）はアニール前を、（ｂ）は
３５０℃アニール後を示す。
【図１０】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（２００Å）］10の印加磁場−Ｍ
Ｒ比を示すものであり、（ａ）はアニール前を、（ｂ）
は３５０℃アニール後を、（ｃ）は４００℃アニール後
を示す。
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（２００Å）］10の印加磁場−Ｍ
Ｒ比を示すものであり、（ａ）はアニール前を、（ｂ）
は３５０℃アニール後を、（ｃ）は４００℃アニール後
を示す。
【図１１】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（８０Å）］10及び［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（２００Å）］10の最大ＭＲ比及
び磁場感度を示すもので、（ａ）は、アニール温度と最
大ＭＲ比との関係を、（ｂ）は、アニール温度と磁場感
度との関係をグラフにしたものである。
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（８０Å）］10及び［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（２００Å）］10の最大ＭＲ比及
び磁場感度を示すもので、（ａ）は、アニール温度と最
大ＭＲ比との関係を、（ｂ）は、アニール温度と磁場感
度との関係をグラフにしたものである。
【図１２】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（ｔFe-SiO2）］10のＦｅ−Ｓ
ｉＯ2膜厚と半値幅との関係をグラフにしたものであ
る。
（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（ｔFe-SiO2）］10のＦｅ−Ｓ
ｉＯ2膜厚と半値幅との関係をグラフにしたものであ
る。
【図１３】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（ｔFe-SiO2）］10のρｓ及び
Δρを示すもので、（ａ）は、Ｆｅ−ＳｉＯ2膜厚とρ
ｓとの関係を、（ｂ）は、Ｆｅ−ＳｉＯ2膜厚とΔρと
の関係をグラフにしたものである。
（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（ｔFe-SiO2）］10のρｓ及び
Δρを示すもので、（ａ）は、Ｆｅ−ＳｉＯ2膜厚とρ
ｓとの関係を、（ｂ）は、Ｆｅ−ＳｉＯ2膜厚とΔρと
の関係をグラフにしたものである。
【図１４】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（ｔFe-SiO2）］10の最大ＭＲ
比及び磁場感度を示すもので、（ａ）は、Ｆｅ−ＳｉＯ
2膜厚とＭＲ比との関係を、（ｂ）は、Ｆｅ−ＳｉＯ2膜
厚と磁場感度との関係をグラフにしたものである。
（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（ｔFe-SiO2）］10の最大ＭＲ
比及び磁場感度を示すもので、（ａ）は、Ｆｅ−ＳｉＯ
2膜厚とＭＲ比との関係を、（ｂ）は、Ｆｅ−ＳｉＯ2膜
厚と磁場感度との関係をグラフにしたものである。
【図１５】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［ＦｅＣｏ
（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（７０Å）］10のアニール前
のＭＲ特性及び抵抗値を示すグラフである。
（３Å）／Ｆｅ−ＳｉＯ2（７０Å）］10のアニール前
のＭＲ特性及び抵抗値を示すグラフである。
【図１６】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［Ｆｅ−Ｓ
ｉＯ2／Ｃｏ−Ａｇ］10のＣｏ−Ａｇ膜厚と半値幅との
関係をグラフにしたものである。
ｉＯ2／Ｃｏ−Ａｇ］10のＣｏ−Ａｇ膜厚と半値幅との
関係をグラフにしたものである。
【図１７】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［Ｆｅ−Ｓ
ｉＯ2（ｔFe-SiO2）／Ｃｏ−Ａｇ（ｔCo-Ag）］10のρ
ｓ及びΔρを示すもので、（ａ）は、Ｃｏ−Ａｇ膜厚と
ρｓとの関係を、（ｂ）は、Ｃｏ−Ａｇ膜厚とΔρとの
関係をグラフにしたものである。
ｉＯ2（ｔFe-SiO2）／Ｃｏ−Ａｇ（ｔCo-Ag）］10のρ
ｓ及びΔρを示すもので、（ａ）は、Ｃｏ−Ａｇ膜厚と
ρｓとの関係を、（ｂ）は、Ｃｏ−Ａｇ膜厚とΔρとの
関係をグラフにしたものである。
【図１８】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［Ｆｅ−Ｓ
ｉＯ2（ｔFe-SiO2）／Ｃｏ−Ａｇ（ｔCo-Ag）］10の最
大ＭＲ比及び磁場感度を示すもので、（ａ）は、Ｃｏ−
Ａｇ膜厚と最大ＭＲ比との関係を、（ｂ）は、Ｃｏ−Ａ
ｇ膜厚と磁場感度との関係をグラフにしたものである。
ｉＯ2（ｔFe-SiO2）／Ｃｏ−Ａｇ（ｔCo-Ag）］10の最
大ＭＲ比及び磁場感度を示すもので、（ａ）は、Ｃｏ−
Ａｇ膜厚と最大ＭＲ比との関係を、（ｂ）は、Ｃｏ−Ａ
ｇ膜厚と磁場感度との関係をグラフにしたものである。
【図１９】 本発明にかかる磁気抵抗効果膜［Ｆｅ−Ｓ
ｉＯ2（ｔFe-SiO2）／Ｃｏ−Ａｇ（ｔCo-Ag）］10のア
ニール前のＭＲ特性及び抵抗値を示すグラフで、（ａ）
は、［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（５０
Å）］10を、（ｂ）は、［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃ
ｏ−Ａｇ（１５０Å）］1を、（ｃ）は、［Ｆｅ−Ｓｉ
Ｏ2（５Å）／Ｃｏ−Ａｇ（５０Å）］10を、（ｄ）
は、［Ｆｅ−ＳｉＯ2（５Å）／Ｃｏ−Ａｇ（１５０
Å）］10を示す。
ｉＯ2（ｔFe-SiO2）／Ｃｏ−Ａｇ（ｔCo-Ag）］10のア
ニール前のＭＲ特性及び抵抗値を示すグラフで、（ａ）
は、［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃｏ−Ａｇ（５０
Å）］10を、（ｂ）は、［Ｆｅ−ＳｉＯ2（３Å）／Ｃ
ｏ−Ａｇ（１５０Å）］1を、（ｃ）は、［Ｆｅ−Ｓｉ
Ｏ2（５Å）／Ｃｏ−Ａｇ（５０Å）］10を、（ｄ）
は、［Ｆｅ−ＳｉＯ2（５Å）／Ｃｏ−Ａｇ（１５０
Å）］10を示す。
１…積層体、 ２…ガラス基板、 ３…磁性層、 ４…非磁性層、 ５…磁性粒子。
Claims (12)
- 【請求項１】 コバルトからなる強磁性層と、金又は銀
からなる非磁性層とが交互に積層された多層構造を有す
る磁気抵抗効果センサーにおいて、 コバルト粒子が、非磁層中で不均一に分布することを特
徴とする磁気抵抗効果センサー。 - 【請求項２】 非磁性層が銀から形成され、その膜厚
が、７〜１６Åである請求項１記載の磁気抵抗効果セン
サー。 - 【請求項３】 強磁性層と非磁性層とが交互に積層され
た多層構造を有する磁気抵抗効果センサー製造方法にお
いて、 コバルトからなる強磁性層と非磁性層とを交互に積層し
て、積層体を形成し、 上記積層体をアニールすることを特徴とする磁気抵抗効
果センサー製造方法。 - 【請求項４】 非磁性層を銀から形成し、アニールを２
００℃〜４００℃で行う請求項３記載の磁気抵抗効果セ
ンサー製造方法。 - 【請求項５】 非磁性層を金から形成し、アニールを２
００℃〜３５０℃で行う請求項３記載の磁気抵抗効果セ
ンサー製造方法。 - 【請求項６】 軟磁性層とグラニュラー層とが、交互に
積層された多層構造を有する磁気抵抗効果センサーにお
いて、 軟磁性層が、鉄−コバルト合金、ニッケル−鉄合金及び
ニッケル−鉄−コバルト合金のいずれか一つから形成さ
れ、 グラニュラー層が、不均一に分布するコバルト粒子を含
有する、銀、金及び銅のいずれか一つから形成されてい
ることを特徴とする磁気抵抗効果センサー。 - 【請求項７】 軟磁性層が、鉄−コバルト合金から形成
され、 グラニュラー層が、不均一に分布するコバルト粒子を含
有する銀から形成され、 該グラニュラー層の膜厚が、８０〜２００Åである請求
項６記載の磁気抵抗効果センサー。 - 【請求項８】 軟磁性層とグラニュラー層とが交互に積
層された多層構造を有する磁気抵抗効果センサー製造方
法において、 鉄−コバルト合金から形成された軟磁性層と、不均一に
分布するコバルトを含有する銀からなるグラニュラー層
とを、交互に積層して、積層体を形成し、 積層体を、２００〜４００℃でアニールすることを特徴
とする磁気抵抗効果センサー製造方法。 - 【請求項９】 軟磁性層とグラニュラー層とが交互に積
層された多層構造を有する磁気抵抗効果センサーにおい
て、 軟磁性層が、鉄−コバルト合金から形成され、 グラニュラー層が、不均一に分布する鉄粒子を含有する
二酸化ケイ素から形成されていることを特徴とする磁気
抵抗効果センサー。 - 【請求項１０】 グラニュラー層の膜厚が５０〜１００
Åである請求項９記載の磁気抵抗効果センサー。 - 【請求項１１】 軟磁性層とグラニュラー層とが交互に
積層された多層構造を有する磁気抵抗効果センサーにお
いて、 軟磁性層が、鉄粒子を含有する二酸化ケイ素から形成さ
れ、 グラニュラー層が、不均一に分布するコバルト粒子を含
有する銀から形成されていることを特徴とする磁気抵抗
効果センサー。 - 【請求項１２】 グラニュラー層の膜厚が、５０〜８０
Å又は１００〜１５０Åである請求項１１記載の磁気抵
抗効果センサー。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10070235A JPH10326920A (ja) | 1997-03-26 | 1998-03-19 | 磁気抵抗効果センサー及びその製造方法 |
| EP98105382A EP0867728A3 (en) | 1997-03-26 | 1998-03-25 | Magnetoresistive effect sensor and method for producing the same |
| KR1019980010542A KR19980080727A (ko) | 1997-03-26 | 1998-03-26 | 자기저항 효과센서 및 그 제조방법 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7321097 | 1997-03-26 | ||
| JP9-73210 | 1997-03-26 | ||
| JP10070235A JPH10326920A (ja) | 1997-03-26 | 1998-03-19 | 磁気抵抗効果センサー及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10326920A true JPH10326920A (ja) | 1998-12-08 |
Family
ID=26411404
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10070235A Pending JPH10326920A (ja) | 1997-03-26 | 1998-03-19 | 磁気抵抗効果センサー及びその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0867728A3 (ja) |
| JP (1) | JPH10326920A (ja) |
| KR (1) | KR19980080727A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20040011128A (ko) * | 2002-07-29 | 2004-02-05 | 주식회사 씨앤케이 | 고포화자화 박막과 저포화자화 박막을 다층화시킨 자계센서 |
| KR20040050128A (ko) * | 2002-12-09 | 2004-06-16 | 주식회사 씨앤케이 | 다층 pcb 제조공법을 이용한 자기임피던스센서 |
| JP2009002937A (ja) * | 1999-04-09 | 2009-01-08 | Cambridge Enterprise Ltd | センサ素子 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5585196A (en) * | 1993-03-12 | 1996-12-17 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetoresistance effect element |
| TW265440B (ja) * | 1993-04-30 | 1995-12-11 | Ibm |
-
1998
- 1998-03-19 JP JP10070235A patent/JPH10326920A/ja active Pending
- 1998-03-25 EP EP98105382A patent/EP0867728A3/en not_active Withdrawn
- 1998-03-26 KR KR1019980010542A patent/KR19980080727A/ko not_active Application Discontinuation
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009002937A (ja) * | 1999-04-09 | 2009-01-08 | Cambridge Enterprise Ltd | センサ素子 |
| KR20040011128A (ko) * | 2002-07-29 | 2004-02-05 | 주식회사 씨앤케이 | 고포화자화 박막과 저포화자화 박막을 다층화시킨 자계센서 |
| KR20040050128A (ko) * | 2002-12-09 | 2004-06-16 | 주식회사 씨앤케이 | 다층 pcb 제조공법을 이용한 자기임피던스센서 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR19980080727A (ko) | 1998-11-25 |
| EP0867728A2 (en) | 1998-09-30 |
| EP0867728A3 (en) | 1999-04-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100232667B1 (ko) | 교환결합막과 자기저항효과소자 | |
| US7570463B2 (en) | Magnetic tunnel junctions including crystalline and amorphous tunnel barrier materials | |
| JP2690623B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子 | |
| JP3137580B2 (ja) | 磁性多層膜、磁気抵抗効果素子および磁気変換素子 | |
| JP2901501B2 (ja) | 磁性多層膜およびその製造方法ならびに磁気抵抗効果素子 | |
| JP5429480B2 (ja) | 磁気抵抗素子、ｍｒａｍ、及び磁気センサー | |
| JPH06220609A (ja) | 磁気抵抗効果膜及びその製造方法並びにそれを用いた磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果型磁気ヘッド | |
| JPH1041132A (ja) | 磁気抵抗効果膜 | |
| JPH0936456A (ja) | 巨大磁気抵抗、製造工程および磁気センサへの適用 | |
| US6083632A (en) | Magnetoresistive effect film and method of manufacture thereof | |
| JP2924785B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子薄膜及びその製造方法 | |
| JP2000307171A (ja) | 磁気デバイスのピン止め層 | |
| JP3247535B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子 | |
| JP3219329B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子 | |
| JP2961914B2 (ja) | 磁気抵抗効果材料およびその製造方法 | |
| JP2830513B2 (ja) | 磁気抵抗効果材料およびその製造方法 | |
| JPH10326920A (ja) | 磁気抵抗効果センサー及びその製造方法 | |
| JP3677107B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子 | |
| Moskalev et al. | Tuning of exchange-biased Ni-Mn/Fe-Ni films with high blocking temperatures | |
| JPH0945074A (ja) | 磁気抵抗効果を利用したメモリー素子および増幅素子 | |
| JPH0745884A (ja) | 磁気抵抗効果型薄膜磁気ヘッド | |
| JP2848083B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子 | |
| JP3021785B2 (ja) | 磁気抵抗効果材料およびその製造方法 | |
| JP2850584B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子の製造方法 | |
| JPH10270776A (ja) | 磁気抵抗効果膜の製造方法 |