JPH11329882A - 交換結合膜の製造方法および磁気抵抗効果素子 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高い交換結合磁界を示す交換結合膜の製造方
法を提供する。 【解決手段】 反強磁性層４の配向面を、磁気モーメン
トが面に対して平行で、かつ、面内で強磁性的に配列し
ている（１００）面とするために、窒素ガスが添加され
たアルゴンガス中で、ｆｃｃ構造の強磁性体を材料とし
て、強磁性層３を形成する。これにより、強磁性層３を
（１００）面配向とできるので、反強磁性層４の配向面
を（１００）面とすることができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気記録用再生ヘ
ッドあるいは磁気センサ等に使用される磁気抵抗効果素
子に用いられる、強磁性層と反強磁性層とを積層した構
造の交換結合膜の製造方法、および、この製造方法で製
造された交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子に関する
ものである。

【０００２】

【従来の技術】磁気ディスク装置等の磁気記録装置にお
いては、媒体の記録密度の向上に伴い、磁気ヘッドの高
性能化が求められている。すなわち、記録ヘッドでは、
磁気記録媒体の高保磁力化に伴い、飽和磁束密度の大き
な材料が求められている。また、再生ヘッドでは、従来
の誘導型ヘッドに代えて、磁気抵抗効果を利用したいわ
ゆるＭＲ（magnetoresistive effect)ヘッドを用いるこ
とで、再生出力の増加が図られている。これは、媒体の
小型化に伴い、再生ヘッドと媒体との相対速度が低下す
るという問題に対処するためである。

【０００３】このようなＭＲヘッドに用いられる、磁気
抵抗効果を示す磁気抵抗効果素子の材料としては、従来
より、ＮｉＦｅ合金やＮｉＣｏ合金からなる磁性体薄膜
が知られている。これらの薄膜の抵抗変化率はＮｉＦｅ
合金で２〜３％程度、ＮｉＣｏ合金では最大６％程度で
ある。このような薄膜の磁気抵抗効果は、スピン軌道相
互作用によるものであり、測定電流の方向と磁性体の磁
化方向とのなす角度に依存しており、異方性磁気抵抗効
果（ＡＭＲ：anisotropic magnetoresistive effect)と
呼ばれている。

【０００４】これに対して、近年、磁性体薄膜と非磁性
薄膜とを交互に積層した人工格子多層膜において、ＡＭ
Ｒによって得られる抵抗変化率より一桁以上大きな抵抗
変化率が得られることが報告され、注目されている。こ
の人工格子多層膜における磁気抵抗効果は、従来のＡＭ
Ｒとは発現機構が異なる。この人工格子多層膜では、非
磁性層を介して上下に配置された磁性層の磁化が反平行
の場合と平行の場合とで、伝導電子の散乱が大きく異な
るために抵抗変化が現れるのである。すなわち、この人
工格子多層膜では、磁性層間の磁化が反平行の場合、伝
導電子の散乱が大きくなり、抵抗値が高くなる。一方、
磁性層間の磁化が平行の場合、伝導電子の散乱は減少
し、抵抗値が小さくなる。

【０００５】このような人工格子多層膜の磁気抵抗効果
は、抵抗変化率の値がＡＭＲに比較して非常に大きいた
め、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ：giant magnetoresisti
ve effect)と呼ばれている。また、ＧＭＲを発現する積
層膜は、ＧＭＲ膜と呼ばれている。このようなＧＭＲ膜
のなかでも、現在最大の磁気抵抗変化を示す材料系であ
るＣｏ／Ｃｕ多層膜を用いれば、常温においても６０％
以上の抵抗変化率を得ることができる。

【０００６】しかしながら、このＣｏ／Ｃｕ多層膜のよ
うな人工格子多層膜では、抵抗変化率は非常に大きいも
のの、無磁界で磁化の反平行状態を実現するために、磁
性層間の交換相互作用を用いているので、磁性層間の結
合が非常に強くなっている。従って、この交換相互作用
を断ち切り、磁化の平行状態を実現するために、数１０
０〜数ｋＯｅの外部磁界が必要となる。このため、微弱
な磁界に対する感度が小さくなってしまうので、この人
工格子多層膜からなるＧＭＲ膜を磁気記録再生ヘッドに
適用するには不充分である。

【０００７】そこで、磁界感度の高いＧＭＲ膜を得るた
めに、人工格子多層膜の他に、スピンバルブ構造の人工
格子膜（以下、スピンバルブ膜とする）からなるＧＭＲ
膜が考案され、注目されている。このスピンバルブ膜
は、反強磁性体からなる反強磁性層，強磁性体からなる
強磁性層，非磁性層，強磁性体からなる強磁性層が、こ
の順に積層された構造を有している。

【０００８】そして、このスピンバルブ膜では、反強磁
性層と隣接している強磁性層（固定磁化層）の磁化は、
反強磁性体との交換結合によって、反強磁性層の界面と
平行な一つの方向に固定されている。また、他方の強磁
性層（自由磁化層）の磁化は、磁界に応じて、上記界面
と平行な面内で回転するようになっている。そして、こ
のような構成のスピンバルブ膜では、これら固定磁化層
の磁化の向きと自由磁化層の磁化の向きとがなす角にお
ける余弦に依存した大きさの、磁気抵抗効果を得ること
ができる。また、この自由磁化層に、ＮｉＦｅ合金等の
ソフト性の高い薄膜を用いることで、磁界感度の向上を
図ることができる。このように、スピンバルブ膜の構造
は、ＧＭＲ膜の構造として最も実用的なものといえる。

【０００９】ところで、このスピンバルブ膜において、
反強磁性層と、この反強磁性層との交換結合によって磁
化が一方向に固定されている強磁性層（固定磁化層）と
からなる積層膜を、交換結合膜という。また、この交換
結合により強磁性層に与えられる、強磁性層の磁化を固
定する磁界を、交換結合磁界という。

【００１０】このような交換結合膜における反強磁性層
について、様々な反強磁性体を用いた報告がなされてい
る。例えば、従来より、反強磁性層としてＦｅＭｎ合金
やＮｉＯを用いる例がよく知られている。

【００１１】しかしながら、ＦｅＭｎ合金を用いた交換
結合膜では、交換結合磁界が温度の上昇とともに単調に
減少し、約１５０℃で消失してしまう。この、交換結合
磁界が消失する温度を、ブロッキング温度（Ｔｂ）とい
う。このように、ＦｅＭｎ合金を用いた交換結合膜に
は、１５０℃という低いブロッキング温度、および、温
度上昇による交換結合磁界の単調減少など、熱安定性の
点に関する問題がある。また、このＦｅＭｎ合金は、耐
食性が悪い。

【００１２】このため、この交換結合膜を用いた磁気抵
抗効果素子は、低温に維持しておかないと使用できず、
さらに、使用環境よっては、腐食による特性の劣化が生
じやすいという欠点がある。

【００１３】また、上記したＮｉＯは酸化物であるた
め、耐食性は非常に良好である。また、このＮｉＯを反
強磁性層に用いた交換結合膜のブロッキング温度は２０
０℃であり、ＦｅＭｎ合金を用いた交換結合膜よりも高
い。しかしながら、ＮｉＯを反強磁性層に用いた交換結
合膜は、ＦｅＭｎ合金を用いたものに比べ交換結合磁界
が小さいといった問題がある。さらに、ブロッキング温
度は２００℃であるが、１００℃以下でも交換結合磁界
の減少が大きい。このように、反強磁性層にＦｅＭｎ合
金を用いた交換結合膜にも、熱安定性の点で問題があ
り、磁気抵抗効果素子等に応用する場合の欠点となる。

【００１４】そこで、これらＦｅＭｎ合金やＮｉＯ以外
の反強磁性層の材料として、Ｍｎに第２元素を添加した
ものを用い、熱安定性や耐食性に優れた交換結合膜を得
るための検討が行われている。例えば、特開平６−３１
４６１７号公報には、反強磁性材料として、ＭｎにＣ
ｕ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｒｅ，Ａｇ，Ａｕ，Ｏｓ，Ｉｒを２５
〜７６原子％、あるいはＰｄ，Ｐｔを２５〜６０原子％
または６５〜７６原子％添加したものを用いることによ
って、反強磁性層の耐食性と熱的安定性を向上させ、こ
れを強磁性層と積層することによって交換結合膜を形成
する例が開示されている。

【００１５】また、この公報に記載の構成は、反強磁性
層の材料として、結晶構造が正方晶系となるものを用い
ることを特徴としているが、反強磁性層の配向方位は特
に規定されていない。また、この公報には、Ｘ線回折に
よる測定の結果、この反強磁性層は（１０１）面配向で
ある、と記載されている。

【００１６】

【発明が解決しようとする課題】交換結合膜において
は、その交換結合磁界が高いことが重要である。そし
て、交換結合膜の交換結合磁界は、強磁性層の磁化方向
と平行な反強磁性層の磁気モーメントが、反強磁性層と
強磁性層との界面に多く存在するほど、高くなると考え
られている。従って、高い交換結合磁界を得るために
は、反強磁性層と強磁性層との界面において、反強磁性
層の磁気モーメントが、この界面に対して平行に、か
つ、この面内で強磁性的に配列していることが望まし
い。

【００１７】しかし、現在、反強磁性層に用いられてい
る上記したＦｅＭｎ合金などには、磁気モーメントが強
磁性的に配列している結晶面が存在しない。従って、上
記界面における反強磁性層の磁気モーメントを、この界
面に対して平行に、かつ、この面内で強磁性的に配列さ
せることはできない。

【００１８】また、磁性体ハンドブック（朝倉書店，１
９７５）の４０１頁および４０２頁に記載されているよ
うに、Ｍｎに他の元素を添加して得られる反強磁性規則
合金のなかには、正方晶系のＣｕＡｕ−Ｉ型結晶構造を
とるもののように、磁気モーメントが強磁性的な配列と
なる結晶面を持つ磁気構造を持つものが存在する。例え
ば、ＭｎＰｔ反強磁性規則合金等のＢタイプのＣｕＡｕ
−Ｉ型の結晶構造を有するものでは、室温において、磁
気モーメントが、（１００）面および（０１０）面に平
行で、かつ、これらの面内で強磁性的な配列となってい
る。

【００１９】しかしながら、非晶質あるいは多結晶基板
上に、交換結合膜の各層をスパッタ法等によって積層す
る場合、所望の結晶面が上記した界面と平行となるよう
に各層を積層することは、通常は困難である。すなわ
ち、強磁性体あるいは反強磁性体からなる薄膜を形成す
ると、薄膜は、一般に、結晶エネルギーが最小となるよ
うに配向する傾向がある。例えば、ＭｎＰｔ反強磁性規
則合金などのＣｕＡｕ−Ｉ型結晶構造の反強磁性体を用
いて薄膜を作成した場合には、（１１１）面配向した結
晶からなる薄膜が得られやすくなる。このように、従来
の反強磁性層の作成方法では、高い交換結合磁界を発生
するために有利と考えられる結晶配向を得ることはでき
ない。

【００２０】また、「Mn_x Pt_1-x : A new exchange bia
s material for Permalloy，J. Appl. Phys. 81 (8) 15
April 1997 」という文献には、（００１）面配向した
ＭｇＯの単結晶からなる基板上に、２００℃でＮｉＦｅ
合金膜をエピタキシャル成長させ、この膜の上にＭｎＰ
ｔ合金膜を成長させるという交換結合膜の製造方法が開
示されている。この方法では、熱処理なしでＭｎＰｔ合
金膜の規則合金化を行い、交換結合磁界を得るようにな
っている。

【００２１】さらに、この文献には、上記の製造方法に
よって得られた交換結合膜に対してＸ線回折測定を行っ
た結果、あるサンプルから、ＭｎＰｔ合金膜の（１１
１）面からの回折線と（２００）面からの回折線とが測
定されたことが記載されている。さらに、このサンプル
では、ＭｎＰｔ合金膜の（２００）面が現れていないサ
ンプルに比べて、大きな結合エネルギーが得られたと記
載されている。

【００２２】この文献の記載より、ＭｎＰｔ合金層の
（２００）面からの回折線が現れたサンプルでは、Ｎｉ
Ｆｅ合金膜が（１００）面で配向した結果、ＭｎＰｔ合
金膜が（１００）面で配向したと考えられる。そして、
この配向により、ＮｉＦｅ合金膜とＭｎＰｔ合金膜との
界面において、ＭｎＰｔ合金膜の磁気モーメントが、こ
の界面に対して平行に、かつ、この面内で強磁性的に配
列している状態に近い状態が実現されている可能性があ
る。

【００２３】しかしながら、このサンプルでは、ＭｎＰ
ｔ合金膜の（１１１）面からの回折線の強度が大きいこ
とから、ＭｎＰｔ合金膜の（１００）面配向の状態はか
なり不完全であると考えられる。また、この文献に記載
の製造方法では、特定の単結晶基板を用いる必要があ
る。従って、この製造方法によって得られる交換結合膜
を応用して、実用的な磁気抵抗効果素子を作成すること
は困難である。

【００２４】本発明は上述の問題点を解決するためにな
されたもので、その目的は、高い交換結合磁界、高い耐
食性、高い耐熱性を有する交換結合膜の製造方法、およ
び、この製造方法によって得られた交換結合膜を用い
た、信頼性の高い磁気抵抗効果素子を提供することにあ
る。

【００２５】

【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、本発明の請求項１に記載の交換結合膜の製造方法
は、強磁性層と、この強磁性層に隣接して形成された反
強磁性層とを備え、これら強磁性層と反強磁性層との交
換結合により、上記強磁性層の磁化の方向が固定されて
いる交換結合膜の製造方法において、窒素ガスが添加さ
れたアルゴンガス雰囲気中で、面心立方構造を有する強
磁性体を材料として、上記強磁性層を形成する第１の工
程と、反強磁性体を材料として、上記反強磁性層を上記
強磁性層の上に形成する第２の工程とを含んでいること
を特徴としている。

【００２６】交換結合膜は、反強磁性層との交換結合に
より、強磁性層の磁化が一方向に固定されているもので
ある。そして、この強磁性層における磁化の固定は、こ
の交換結合により発生する交換結合磁界によるものであ
る。そして、交換結合膜の交換結合磁界は、強磁性層と
反強磁性層との界面において、この界面に平行な磁気モ
ーメントが反強磁性層に多く存在する場合に、高くなる
ものである。そこで、上記の製造方法では、第１の工程
において、強磁性層の形成を、面心立方構造の結晶構造
を有する強磁性体を材料として、窒素ガスを添加したア
ルゴンガス中で行うようになっている。なお、この雰囲
気中での強磁性層の形成は、例えば、反応性スパッタリ
ング法によって行うことが好ましい。

【００２７】窒素ガスを添加しないアルゴンガス中で、
面心立方構造の結晶構造を有する強磁性体を用いて、強
磁性層のような薄膜を形成すると、膜の配向面は、結晶
構造における最密面である（１１１）面となる。ところ
が、窒素ガスを添加したアルゴンガス中で上記材料を用
いて薄膜を形成すると、その配向面は（１００）面とな
る。これは、薄膜を構成する特定の原子間に窒素原子が
入り込むことにより、結晶エネルギー的に安定な配向面
が、（１１１）面から（１００）面に変化することに起
因すると考えられる。

【００２８】このように、上記の製造方法によれば、特
定の単結晶基板を用いなくても、強磁性層の配向面を
（１００）面とすることができる。このため、このよう
に配向した強磁性層の上に形成する反強磁性層も、（１
００）面配向とすることができる。従って、第２の工程
において、面に平行な磁気モーメントが（１００）面に
多く存在するような反強磁性体を材料として反強磁性層
を形成すれば、高い交換結合磁界を発生する交換結合膜
を製造することができる。

【００２９】また、上記第１の工程において、アルゴン
ガスに添加する窒素ガスの濃度は、請求項２に記載のよ
うに、０％より大きく、かつ、９％以下の範囲であるこ
とが好ましい。この窒素ガスの濃度とは、ガス全体のモ
ル数に対する窒素ガスのモル数、すなわち、窒素ガスの
モル１００分率のことである。

【００３０】窒素ガスの濃度を上記の範囲に設定して強
磁性層を形成すれば、窒素ガスを添加しないアルゴンガ
ス中で強磁性層を形成する場合よりも、高い交換結合磁
界を有する交換結合膜を製造することが可能となる。従
って、請求項１に記載の交換結合膜の製造方法を実現
し、高い交換結合磁界を有する交換結合膜を製造するこ
とが容易となる。

【００３１】また、請求項３に記載の交換結合膜の製造
方法は、請求項１に記載の製造方法において、上記第２
の工程における材料として、（１００）面の磁気モーメ
ントが、この面に対して平行であって、かつ、この面内
において強磁性的に配列されている反強磁性体を用いる
ことを特徴としている。

【００３２】上記したように、交換結合膜の交換結合磁
界は、強磁性層と反強磁性層との界面において、この界
面に平行な磁気モーメントが反強磁性層に多く存在する
場合に、高くなるものである。さらに、請求項１に記載
の製造方法によれば、反強磁性層の配向面を（１００）
面とすることができるようになっている。

【００３３】従って、（１００）面の磁気モーメント
が、この面に対して平行であって、かつ、この面内にお
いて強磁性的に配列されている反強磁性体を材料として
反強磁性層を形成すれば、強磁性層と反強磁性層との界
面における反強磁性層の磁気モーメントの数を、非常に
多くすることが可能となる。これにより、さらに高い交
換結合磁界を発生することのできる交換結合膜を製造す
ることが可能となる。

【００３４】また、このように、（１００）面の磁気モ
ーメントがこの面に対して平行であって、かつ、この面
内において強磁性的に配列されている反強磁性体として
は、例えば、請求項４に記載のように、ＣｕＡｕ−Ｉ型
の結晶構造を有する反強磁性体が挙げられる。このよう
な反強磁性体を材料として用いれば、請求項３に記載の
交換結合膜の製造方法を実現することが容易となる。

【００３５】さらに、このＣｕＡｕ−Ｉ型の結晶構造を
有する反強磁性体としては、例えば、請求項５に記載の
ように、Ｐｔ組成組成比）が４２原子％より大きく、か
つ、５５原子％より小さいＭｎＰｔ合金を用いることが
好ましい。ここで、Ｐｔ組成とは、ＭｎＰｔ合金におけ
るＰｔの組成比のことである。

【００３６】ＭｎＰｔ合金は、ＢタイプのＣｕＡｕ−Ｉ
型の結晶構造を有する反強磁性体であり、４つの等価な
（１００）面を有するものである。また、ＭｎＰｔ合金
は、耐食性および耐熱性に優れている反強磁性体であ
る。そして、上記の組成範囲のＰｔを含むＭｎＰｔ合金
によって反強磁性層を形成すれば、発生される交換結合
磁界を高くすることができる。

【００３７】従って、請求項５の製造方法によれば、請
求項３あるいは４に記載の製造方法を実現することが容
易となるとともに、耐食性、熱安定性および熱処理に対
する安定性に優れ、かつ、交換結合磁界が高い交換結合
膜を製造することが可能となる。

【００３８】また、このように、Ｐｔ組成が４２原子％
より大きく、かつ、５５原子％より小さいＭｎＰｔ合金
を反強磁性層の材料に用いる場合には、請求項６に記載
のように、反強磁性層の厚さを、５０Å以上とすること
が好ましい。反強磁性層の厚さを上記の範囲とすること
で、交換結合磁界が非常に高い交換結合膜を製造するこ
とが容易となる。

【００３９】また、請求項７に記載の磁気抵抗効果素子
は、請求項１〜６の何れかに記載の交換結合膜の製造方
法によって製造された交換結合膜を備え、上記交換結合
膜における強磁性層に隣接して金属非磁性層が形成され
ているとともに、この金属非磁性膜に隣接して第２の強
磁性層が形成されており、上記交換結合膜における強磁
性層と上記第２の強磁性層との磁化の向きのなす角度に
よって、磁気抵抗効果をもつことを特徴としている。

【００４０】上記の磁気抵抗効果素子は、従来のものよ
り高い交換結合磁界を発生し、耐食性、熱安定性および
熱処理に対する安定性の何れにも優れた交換結合膜を備
えている。従って、外乱磁界に安定であり、環境による
磁気特性の経時変化や、温度上昇磁気特性の劣化、ある
いは製造時の熱処理プロセスによる磁気特性の劣化等が
少ない磁気抵抗効果素子となっている。

【００４１】

【発明の実施の形態】〔実施の形態１〕本発明の第１の
実施形態について以下に説明する。図１は、本実施の形
態にかかる交換結合膜（以下、本交換結合膜）の構成を
示す説明図である。この図に示すように、本交換結合膜
は、基板１と、下地層２と、強磁性層３と、反強磁性層
４とが、この順に積層された構成である。

【００４２】基板１は、ガラス、あるいはＳｉ等からな
る基板である。下地層２は、強磁性層３の結晶配向性を
高めるためのものである。また、下地層２には、熱処理
により基板１と強磁性層３とが反応してしまうことを防
止する働きがある。この熱処理による反応は、基板１と
してＳｉ等を用いた場合に生じやすいものである。この
下地層２の材料としては、例えば、Ｔａ等を用いること
ができる。

【００４３】強磁性層３は、面心立方構造（ｆｃｃ構
造）を有する強磁性体からなる薄膜である。また、この
強磁性層３の配向面は、（１００）面となっており、強
磁性層３の磁気モーメントは、この面に平行な状態とな
っている。

【００４４】この強磁性層３は、窒素ガスが添加された
アルゴンガス雰囲気中で、ｆｃｃ構造を有する強磁性体
を材料として形成される。形成方法としては、例えば、
ＲＦコンベンショナルスパッタ法、ＤＣマグネトロンス
パッタ法、ＲＦマグネトロンスパッタ法等の、反応性ス
パッリング法を採用することができる。反応性スパッタ
リング法では、雰囲気中の窒素ガスを、プラズマにより
材料に化合させることができる。すなわち、材料をプラ
ズマにより窒化することができる。

【００４５】アルゴンガスのみの雰囲気中で、ＮｉＦｅ
合金のようなｆｃｃ構造の強磁性体からなる薄膜を形成
すると、薄膜の結晶エネルギーが最小となるように、通
常、最密面である（１１１）面が配向面になりやすい。
また、（１１１）面配向した強磁性層３上に反強磁性層
４を形成すると、反強磁性層４の配向面も、（１１１）
面となりやすい。

【００４６】ところが、アルゴンガスに窒素ガスを添加
した雰囲気中で、ｆｃｃ構造の強磁性体からなる薄膜を
形成すると、薄膜の結晶配向が著しく変化し、（１０
０）面配向となる。これは、窒素原子が、薄膜を構成す
る特定の原子間に入り込むことにより、結晶エネルギー
を最小とする配向状態が変化することによると考えられ
る。

【００４７】反強磁性層４は、ＢタイプのＣｕＡｕ−Ｉ
型結晶構造を有する反強磁性体からなる薄膜である。ま
た、この反強磁性層４の配向面は（１００）面となって
いる。図２は、このＢタイプのＣｕＡｕ−Ｉ型結晶構造
を有する反強磁性体である、ＭｎＰｔ合金の磁気構造
（スピン構造）を示す説明図である。この図における
ａ，ｂ，およびｃとして示した方向は、それぞれ反強磁
性層４の＜１００＞軸，＜０１０＞軸および＜００１＞
軸の方向を表している。また、Ｍｎ原子上の矢印は、磁
気モーメントの向きを表している。

【００４８】この図に示すように、この反強磁性体で
は、（１００）面および（０１０）面内で、磁気モーメ
ントが各面に平行であり、かつ、強磁性的に配列してい
る。従って、反強磁性層４の磁気モーメントは、配向面
内で強磁性的な配列となっているとともに、この面に平
行な状態となっている。

【００４９】反強磁性層４は、上記のように（１００）
面配向している強磁性層３上に、ＢタイプのＣｕＡｕ−
Ｉ型結晶構造を有する反強磁性体を材料として、例えば
ＤＣマグネトロンスパッタ法等によって形成される。

【００５０】図３は、（１００）面配向している強磁性
層３の上に、図２に示したＭｎＰｔ合金が反強磁性層４
として形成された状態を示す説明図である。反強磁性層
４の配向は、強磁性層３の結晶配向が反映されたものと
なるので、（１００）面配向した強磁性層３の上に成膜
すれば、図３に示すように、反強磁性層４の配向面を
（１００）面とすることができる。なお、この図におい
ては、反強磁性層４として、図２と同様に、反強磁性体
のひとつの磁気単位胞のみを示した。また、強磁性層３
内に示した矢印は、強磁性層３の磁気モーメントの向き
を表している。

【００５１】このように、本交換結合膜の製造方法で
は、強磁性層３が、窒素ガスが添加されたアルゴンガス
雰囲気中で、ｆｃｃ構造を有する強磁性体を形成するよ
うになっている。そして、この形成により、強磁性層３
の配向面を（１００）面とすることができる。

【００５２】そして、この（１００）面配向した強磁性
層３上に、ＢタイプのＣｕＡｕ−Ｉ型結晶構造を有する
反強磁性体からなる反強磁性層４を成膜することによ
り、反強磁性層４の配向面を（１００）面とすることが
できる。すなわち、反強磁性層４における配向面内の磁
気モーメントを、配向面内で強磁性的な配列とするとと
もに、この面に平行な状態とすることが可能となってい
る。これにより、強磁性層３と反強磁性層４との積層界
面において、反強磁性層４の磁気モーメントを、この面
内に対して平行に、かつ、この面内で強磁性的な配列と
することが可能となっている。

【００５３】従って、強磁性層３および反強磁性層４の
磁気転移点以下で、強磁性層３の磁気モーメントと反強
磁性層４の磁気モーメントとを、互いに平行な状態とす
ることができ、高い交換結合磁界を得ることが可能とな
っている。そして、高い交換結合磁界により、外乱磁界
に対して非常に安定な交換結合膜を得ることが可能とな
っている。

【００５４】また、強磁性層３を形成する際に用いられ
る、窒素ガスが添加されたアルゴンガスは、ガス全体に
対する窒素ガスの濃度が所定の範囲にあることが好まし
い。この所定の範囲とは、ガス全体に対する窒素ガスの
濃度を、ガス全体のモル数に対する窒素ガスのモル数、
すなわち、窒素ガスのモル１００分率Ｃで表現すると、
０％＜Ｃ≦９％の範囲である。窒素ガスの濃度をこのよ
うな範囲として強磁性層３を形成することで、窒素ガス
を添加しない場合に比して、交換結合膜の交換結合磁界
を高くすることができる。なお、以下では、強磁性層３
の形成時にアルゴンガスに添加される窒素ガスを、添加
窒素ガスと称する。また、窒素ガスが添加されたアルゴ
ンガスに対する窒素ガスのモル１００分率を、添加窒素
ガス濃度と称する。

【００５５】また、強磁性層３の材料としては、例え
ば、ＮｉＦｅ合金等を用いることができる。また、強磁
性層３として、Ｃｏからなる膜と、ＮｉＦｅ合金からな
る膜とを積層してなる膜を用いることもできる。

【００５６】また、反強磁性層４の材料となる反強磁性
体としては、上記したように、ＢタイプのＣｕＡｕ−Ｉ
型結晶構造を有する反強磁性体を用いることができる。
さらに、この結晶構造を有する反強磁性体として、Ｍｎ
Ｐｔ合金を用いることが好ましい。ＭｎＰｔ合金からな
る反強磁性規則合金のブロッキング温度は約３５０℃で
あるため、交換結合膜の熱安定性と、熱処理に対する安
定性とを高めることができる。

【００５７】また、反強磁性層４の材料としてＭｎＰｔ
合金を用いる場合には、その組成比は、Ｍｎ_1-x Ｐｔ_x
として、０．４２＜ｘ＜０．５５であることが好まし
く、０．４３≦ｘ≦０．５１であることがさらに好まし
い。すなわち、ＭｎＰｔ合金のＰｔ組成が、４２原子％
より大きく、かつ、５５原子％より小さいことが好まし
く、４３原子％以上、かつ、５１原子％以下であること
がさらに好ましい。このように、反強磁性層４における
ＭｎＰｔ合金のＰｔ組成を約５０原子％とすることで、
本交換結合膜の交換結合磁界を高めることが可能となる
とともに、交換結合膜の耐食性を高めることが可能とな
る。

【００５８】また、反強磁性層４の膜厚は、５０Å以上
であることが好ましく、１５０Å以上であることがさら
に好ましい。このような膜厚とすることで、本交換結合
膜の交換結合磁界を高めることが可能となる。

【００５９】また、本交換結合膜の製造においては、反
強磁性層４を形成した後、反強磁性層４の規則合金化を
図るために、熱処理を行うことが好ましい。また、本交
換結合膜の製造においては、反強磁性層４を形成した
後、強磁性層３と反強磁性層４との交換結合磁界を高め
るために、所定の温度以上において、外部磁界を印加す
ることが好ましい。また、この外部磁界は、反強磁性層
４の面内方向に印加されることが好ましい。外部磁界を
印加しながら、反強磁性層４を所定の温度（例えば反強
磁性層４のネール点以上の温度）とすると、反強磁性層
４の磁気モーメントが、外部磁界に対する磁気エネルギ
ーが小さくなるような方向を向くようになる。従って、
外部磁界を印加する方向を制御すれば、反強磁性層４に
おける磁気モーメントを所望の方向とすることができ
る。従って、強磁性層３と反強磁性層４との交換結合磁
界を高くすることが可能となる。

【００６０】従って、本交換結合膜の製造においては、
反強磁性層４の形成後、外部磁界中で熱処理を行うこと
が好ましいといえる。また、外部磁界の印加は、反強磁
性層４の成膜中に行うようにしてもよい。すなわち、外
部磁界中で基板加熱を行うようにすれば、成膜後に加熱
および外部磁界の印加を行わなくても、成膜中に、強磁
性層３と反強磁性層４との高い交換結合磁界を実現する
ことが可能となる。

【００６１】ここで、（１００）面配向している強磁性
層３上に反強磁性層４を成膜することにより、反強磁性
層４の平行面が（１００）面となることについての、１
つの理由を以下に述べる。

【００６２】強磁性層３の材料となる強磁性体は、ａ，
ｂ，ｃ軸の長さが全て等しく、（１００）面，（０１
０）面および（００１）面が全て等価な面となっている
ｆｃｃ構造である。また、ＢタイプのＣｕＡｕ−Ｉ型結
晶構造を有する反強磁性体は、ａ軸とｂ軸とが等しい長
さであり、ｃ軸が他の２軸より短いｆｃｔ構造である。
このように、ｆｃｔ構造では、（１００）面と（０１
０）面とは等価な面である。例えば、ｆｃｃ構造の強磁
性体であるＮｉＦｅ合金の格子定数は、ａ，ｂ，ｃ軸が
全て３．５５Åである。また、ｆｃｔ構造の反強磁性体
であるＭｎＰｔ合金の格子定数は、ａ軸およびｂ軸が
４．００Å，ｃ軸が３．６７Åである。

【００６３】従って、強磁性層３の材料としてＮｉＦｅ
合金を、反強磁性層４の材料としてＭｎＰｔ合金を採用
した場合、格子定数の整合の観点からすれば、ＮｉＦｅ
合金の（１００）面上に形成されやすいＭｎＰｔ合金の
面は、（００１）面ではなく、（１００）面であるとい
える。以上より、反強磁性層４の材料としては、いずれ
かの格子定数が、強磁性層３の格子定数に近い長さとな
っているものが好ましいといえる。このような反強磁性
層４に熱処理を加えると、格子定数の整合により、さら
に（１００）面配向を強くすることが可能となる。

【００６４】なお、上記では、強磁性層３を形成する際
に用いられる添加窒素ガス濃度の好ましい範囲は、モル
百分率で表現した場合、０％より大きく９％以下である
としたが、この濃度を窒素ガスの流量％で表現した場合
も、好ましい範囲は、同様に、０％より大きく９％以下
となる。

【００６５】この窒素ガスの流量％とは、成膜装置に流
入される窒素ガスとアルゴンガスとの全流量に対する窒
素ガスの流量のことであり、実質的には、窒素ガスのモ
ル百分率と同様のものである。例えば、全流量が３４．
７sccmであり、窒素ガスの流量が１sccmである場合に
は、窒素ガスの流量％は、２．９％となる。ここで、sc
cmとは、０℃，１atomにおける１分あたりの流量のこと
である。

【００６６】また、上記では、反強磁性層４を形成した
後、反強磁性層４の規則合金化を図るために、熱処理を
行うことが好ましいとしているが、反強磁性層４の形成
中に基板加熱を行うようにしても、反強磁性層４の規則
合金化を図ることが可能である。以下に、本交換結合膜
の製造方法の実施例を、実施例１ないし３として説明す
る。 〔実施例１〕本交換結合膜の製造方法における第１の実
施例について説明する。本実施例における製造方法は、
基板１上に、下地層２となるＴａ膜，強磁性層３となる
ＮｉＦｅ合金膜および反強磁性層４となるＭｎＰｔ合金
膜を、後述する方法でこの順に成膜し、本交換結合膜の
前段階となる積層膜を形成した後、この積層膜に、後述
する熱処理を施したものである。

【００６７】まず、上記積層膜の形成における、各膜の
成膜方法と成膜条件とを以下に示す。なお、各膜の成膜
は、一つの成膜装置を用いて、４×１０^-7Ｔｏｒｒ以下
まで排気後、同一真空中で行った。また、基板１として
は、ガラス基板（コーニング社製：＃７０５９）を用い
た。

【００６８】Ｔａ膜は、ＤＣマグネトロンスパッタ法に
て、Ａｒガス圧：５ｍＴｏｒｒ，Ｐｏｗｅｒ：６４ｍＷ
／ｃｍ² の成膜条件で、ガラス基板上に５０Åの厚さに
成膜した。ＮｉＦｅ合金膜は、ＲＦコンベンショナルス
パッタ法にて、窒素ガスが添加されたアルゴンガス圧：
５ｍＴｏｒｒ，Ｐｏｗｅｒ：１３０ｍＷ／ｃｍ² の成膜
条件で、Ｔａ膜上に、１００Åの厚さに成膜した。ま
た、添加窒素ガス濃度を、０％〜２０．２％の範囲で変
化させた。

【００６９】ＭｎＰｔ合金膜は、ＤＣマグネトロンスパ
ッタ法にて、Ａｒガス圧：５ｍＴｏｒｒ，Ｐｏｗｅｒ：
６４ｍＷ／ｃｍ² の成膜条件で、ＮｉＦｅ合金膜上に、
２００Åの厚さに成膜した。また、ＭｎＰｔ合金膜の成
膜では、Ｍｎターゲット上に、Ｐｔペレットを配置した
複合ターゲットを用いた。また、ＭｎＰｔ合金膜におけ
るＰｔの量は、４７．４原子％とした。

【００７０】積層膜の形成後、ＭｎＰｔ合金膜の規則合
金化のために、積層膜に対して、３００Ｏｅの外部磁界
中で、２５０℃、１２時間の熱処理を行い、本交換結合
膜のサンプルを得た。なお、上記の外部磁界は、ＭｎＰ
ｔ合金膜の面内方向に印加した。また、ＭｎＰｔ合金膜
の規則合金化は２００℃程度から始まるが、十分に規則
化するためには、２３０℃以上で熱処理を行うことが好
ましい。

【００７１】本実施例では、このような製造方法によ
り、サンプル♯１〜♯６なる６つのサンプルを得た。こ
れらサンプル♯１〜♯６は、ＮｉＦｅ合金膜の形成時に
おける添加窒素ガス濃度が、それぞれ異なるものであ
る。なお、各サンプル♯１〜♯６におけるこの添加窒素
ガス濃度は、それぞれ、０％，１．４％，２．９％，
５．８％，１１．５％および２０．２％である。

【００７２】図４は、これらサンプル♯１〜♯６に対し
て、Ｘ線回折測定を行った結果を示す説明図である。こ
の図において、横軸はＸ線回折測定における散乱角
（θ）の２倍の角度を示しており、縦軸は回折線の強度
（回折強度）を示している。また、サンプル名の隣に記
載されている数値は、ＮｉＦｅ合金膜の形成時における
添加窒素ガス濃度である。

【００７３】この図に示すように、アルゴンガスに窒素
ガスを全く添加しないでＮｉＦｅ合金膜を形成したサン
プル♯１では、観測される回折線は、ＮｉＦｅ合金の
（１１１）面、ＭｎＰｔ合金の（１１１）面のみであ
る。従って、このサンプル♯１におけるＭｎＰｔ合金膜
の優先配向面は、（１１１）面であることがわかる。

【００７４】一方、添加窒素ガス濃度が１．４％のサン
プル♯２であっても、ＮｉＦｅ合金膜およびＭｎＰｔ合
金膜の配向面は著しく変化し、観測される回折線は、Ｎ
ｉＦｅ合金の（２００）面からの回折線と、ＭｎＰｔ合
金の（２００）面からの回折線とのみとなる。これら２
つの面からの回折線の強度は、添加窒素ガス濃度が２．
９％のサンプル♯３で最大となる。

【００７５】そして、添加窒素ガス濃度が１１．５％で
あるサンプル♯５では、これらの回折線の強度は急激に
低下しているとともに、ＭｎＰｔ合金の（１１１）面か
らの弱い回折線が観測されている。

【００７６】また、図５は、図４に示したＸ線回折測定
の結果から求めた、ＭｎＰｔ合金の（２００）面からの
回折線の強度の、添加窒素ガス濃度（図５では窒素濃度
と表記）に対する依存性を示すグラフである。図４およ
び図５に示すように、強磁性層３であるＮｉＦｅ合金膜
の形成時に、窒素ガスを添加したアルゴンガスを用いる
ことで、ＮｉＦｅ合金膜の配向面は（１１１）面から
（１００）面に変化し、この膜の上に成膜されるＭｎＰ
ｔ合金膜の結晶配向面も、（１１１）面から（１００）
面に変化することがわかる。

【００７７】また、添加窒素ガス濃度を２．９％より大
きくしてＮｉＦｅ合金膜を形成したサンプル♯４〜♯６
では、ＮｉＦｅ合金の（２００）面およびＭｎＰｔ合金
の（２００）面からの回折線の強度が低下する。この回
折線強度の低下の原因は、添加窒素ガスの量が多すぎ
て、ＮｉＦｅ合金膜の結晶性が低下し、この低下にとも
なってＭｎＰｔ合金膜の結晶性も低下してしまったこと
と考えられる。

【００７８】なお、これらサンプル♯１〜♯６における
ＭｎＰｔ合金膜は、２５０℃，１２時間の熱処理によっ
て、全て規則合金化していると考えられる。しかしなが
ら、サンプル♯１およびサンプル♯６では（１１１）面
配向が、サンプル♯２〜サンプル♯４では（１００）面
配向が、サンプル♯５では（１１１）面および（１０
０）面配向がそれぞれ強いために、ＭｎＰｔ規則合金に
おける他の面に応じた回折線（規則格子線）が観測され
ないと考えられる。

【００７９】ここで、ＭｎＰｔ規則合金における他の面
とは、例えば、（００１）面，（１１０）面，（２０
１）面，（１１２）面，（２２１）面，（３１０）面お
よび（３１２）面である。

【００８０】特定の面配向が強い状態、例えば、完全に
（１１１）面配向している状態とは、膜面に平行な結晶
面が（１１１）面のみとなっている状態である。しかし
ながら、通常、このような特定の面の完全な配向は得ら
れない。従って、特定の面配向の程度により、実際に現
れる回折線の種類・強度が変化する。

【００８１】上記したＸ線回折測定は、θ−２θスキャ
ンと呼ばれるものであり、膜面に平行な結晶面（格子
面）に応じた回折線が観測されるものである。また、規
則合金化により、ＭｎＰｔ合金膜が上記した各面からの
回折線が現れる状態となっても、特定の面配向が強い場
合には、この特定の面以外には、膜面に平行な面はほと
んどない状態となる。このため、結果的に、特定の面以
外の面に応じた回折線は、上記の測定では観測されない
ことになる。

【００８２】また、これらサンプル♯１〜♯６に対し
て、ＮｉＦｅ合金膜における磁化容易方向に外部磁界を
印加して、磁化曲線を測定した。そして、各サンプルの
ＮｉＦｅ合金膜における磁化を反転させる磁界の強さ
（磁化曲線の０磁界からのシフト量）から、各サンプル
における交換結合磁界を求めた。図６は、各サンプルに
対する交換結合磁界の測定結果から得られた、添加窒素
ガス濃度（図６では窒素濃度と表記）と交換結合磁界と
の関係を示すグラフである。このグラフにおいては、添
加窒素ガス濃度が０％のサンプル♯１における交換結合
磁界の値を１として、各サンプルの交換結合磁界の値を
規格化して示している。

【００８３】この図に示すように、交換結合磁界は、添
加窒素ガス濃度が２．９％のときに極大となり、その
後、濃度が増すにつれて低下している。この低下は、前
述したように、ＭｎＰｔ合金膜の結晶性が低下したこと
が原因と考えられる。

【００８４】窒素ガスが添加されたアルゴンガス雰囲気
中でＮｉＦｅ合金膜を形成する場合、最終的に製造され
る交換結合膜の交換結合磁界は、添加窒素ガス濃度０％
のサンプル♯１における交換結合磁界を上回ることが好
ましい。従って、図６より、添加窒素ガス濃度は、０％
より大きく、かつ、９％以下であることが好ましいとい
える。

【００８５】以上のように、窒素ガスが添加されたアル
ゴンガス雰囲気中でＮｉＦｅ合金膜を成膜すると、この
膜を（１００）面配向とすることができる。そして、こ
の膜の上にＭｎＰｔ合金膜を成膜することで、ＭｎＰｔ
合金膜を（１００）面配向とすることができる。従っ
て、本実施例の製造方法を用いれば、ＮｉＦｅ合金膜と
ＭｎＰｔ合金膜との界面で、ＭｎＰｔ合金膜の磁気モー
メントを、この界面に平行に、かつ、この界面内で強磁
性的に配列させることが可能となり、高い交換結合磁界
を発生する交換結合膜を得ることができる。

【００８６】〔実施例２〕本交換結合膜の製造方法にお
ける第２の実施例について説明する。本実施例に示す製
造方法は、実施例１に示した製造方法において、添加窒
素ガス濃度を２．９％として、反強磁性層４となるＭｎ
Ｐｔ合金におけるＰｔ組成を、３９〜５５原子％の範囲
で種々に変化させたものである。なお、ＭｎＰｔ合金膜
の成膜後には、実施例１の製造方法と同様に、積層膜に
対して、３００Ｏｅの磁界中で、かつ、２５０℃の温度
で、１２時間の熱処理を行った。また、各膜の膜厚，成
膜方法および成膜条件は、実施例１に示した通りであ
る。

【００８７】図７は、この製造方法によって製造され
た、ＭｎＰｔ合金膜のＰｔ組成が異なる複数のサンプル
における、交換結合磁界の測定結果を示すグラフであ
る。なお、このグラフでは、測定された交換結合磁界の
最大値を１として、他の値を規格化して示している。

【００８８】このグラフに示すように、Ｐｔ組成を４２
原子％以上として製造されたサンプルでは、交換結合磁
界が発生している。そして、交換結合磁界は、Ｐｔ組成
を約４８原子％（４７．４原子％）としたときに極大値
となり、５５原子％以上とすると消失してしまう。

【００８９】従って、この測定より、本交換結合膜にお
けるＭｎＰｔ合金膜の組成は、Ｍｎ_1-x Ｐｔ_x として、
０．４２＜Ｘ＜０．５５の範囲であることが好ましいと
いえる。さらに、十分大きな交換結合磁界を得るため
の、より好ましいＸの範囲は、０．４３≦Ｘ≦０．５１
であることがわかる。

【００９０】なお、このように、Ｐｔ組成が４２原子％
より小さい場合、あるいは、５５原子％より大きい場合
には、交換結合磁界は発生しない。この理由は、Ｐｔ組
成がこの範囲にある場合には、ＭｎＰｔ合金における規
則合金化が生じないためである。また、交換結合磁界と
Ｐｔの組成範囲との関係は、（１１１）面配向したＭｎ
Ｐｔ合金膜に、上記と同様の熱処理を施した場合とほぼ
一致しており、配向面の違いによる、交換結合磁界のＰ
ｔ組成依存性における差は現れていない。

【００９１】〔実施例３〕本交換結合膜の製造方法にお
ける第３の実施例について説明する。本実施例に示す製
造方法は、実施例１に示した製造方法において、添加窒
素ガス濃度を２．９％とするとともに、強磁性層３であ
るＮｉＦｅ合金膜の膜厚を３００Åとし、反強磁性層４
であるＭｎＰｔ合金膜の膜厚を、５０〜１０００Åの範
囲で変化させたものである。なお、ＭｎＰｔ合金膜のＰ
ｔ組成（４７．４原子％）、Ｔａ膜の膜厚（５０Å）、
および、ＭｎＰｔ合金膜の成膜後の熱処理、各膜の成膜
方法・成膜条件は、実施例１に示した通りである。

【００９２】図８は、この製造方法によって製造され
た、ＭｎＰｔ合金膜の厚さが異なる複数のサンプルにお
ける、交換結合磁界の測定結果を示すグラフである。な
お、このグラフでは、膜厚が１０００Åのサンプルにお
ける交換結合磁界の値（この測定における最大値）を１
として、他の値を規格化して示している。

【００９３】この図に示すように、ＭｎＰｔ合金膜の膜
厚が５０Å以上であるサンプルでは、交換結合磁界が発
生している。そして、交換結合磁界は、ＭｎＰｔ合金膜
の膜厚が１５０Åとなるまで急激に増加し、その後、１
０００Åとなるまで緩やかに増加している。

【００９４】このように、ＭｎＰｔ合金膜の膜厚が５０
〜１５０Åの範囲では、膜厚の増加に対する交換結合磁
界の増加が顕著であるが、１５０Å〜１０００Åの範囲
では、この増加の度合いが小さくなる。従って、本交換
結合膜におけるＭｎＰｔ合金膜の膜厚は、５０Å以上で
あることが好ましく、また、十分大きな交換結合磁界を
得るためのより好ましいＭｎＰｔ合金膜の膜厚は、１５
０Å以上であることがわかる。

【００９５】〔実施の形態２〕本発明の第２の実施形態
について以下に説明する。なお、説明の便宜上、前述の
実施の形態１にて示した部材と同一の機能を有する部材
には、同一の符号を付記し、その説明を省略する。

【００９６】本実施の形態にかかる磁気抵抗効果素子
（以下、本ＧＭＲ素子とする）は、実施の形態１におい
て、図１を用いて示した交換結合膜の構成を採用した、
スピンバルブ膜のＧＭＲ素子である。図９は、本ＧＭＲ
素子の構成を示す説明図である。この図に示すように、
本ＧＭＲ素子は、基板１，下地層２，第２の強磁性層
５，金属非磁性層６，強磁性層３，反強磁性層４および
保護膜７が、この順に積層された構成である。

【００９７】強磁性層３は、反強磁性層４との交換結合
によって磁化が固定されており、本ＧＭＲ素子における
固定磁化層となっている。第２の強磁性層５は、磁化方
向が外部磁界に応じて回転する強磁性層であり、本ＧＭ
Ｒ素子における自由磁化層となっている。この第２の強
磁性層５は、強磁性体の薄膜や、強磁性体の薄膜が積層
された膜からなり、例えばＣｏやＮｉＦｅ合金の薄膜、
あるいは、Ｃｏ膜とＮｉＦｅ合金膜との積層膜によって
形成することができる。

【００９８】金属非磁性層６は、非磁性の金属からなる
膜であり、例えば、Ｃｕからなる膜によって形成するこ
とができる。保護膜７は、非磁性の金属等を用いること
ができ、例えば、Ｔａからなる膜によって形成すること
ができる。

【００９９】本ＧＭＲ素子は、自由磁化層としての第２
の強磁性層５と、反強磁性層４に隣接して形成された、
固定磁化層としての強磁性層３との、それぞれの磁化の
向きのなす角に依存した大きさの磁気抵抗効果をもつＧ
ＭＲ素子となっている。

【０１００】そして、反強磁性層４が（１００）面で配
向しているので、反強磁性層４の磁気モーメントが、反
強磁性層４と強磁性層３との界面に平行で、かつ、この
面内で強磁性的に配列している。このため、これら強磁
性層３と反強磁性層４とが強い交換結合磁界を有する交
換結合膜となっており、固定磁化層である強磁性層３の
保磁力は非常に高くなっている。従って、本ＧＭＲ素子
は、外乱磁界に対して非常に安定なＧＭＲ素子となって
いる。

【０１０１】さらに、反強磁性層４を、Ｐｔ組成が４２
原子％以上５５％以下のＭｎＰｔ合金を用いて形成すれ
ば、本ＧＭＲ素子の耐食性、熱安定性、および、熱処理
に対する安定性を高めることができる。

【０１０２】このように、本ＧＭＲ素子は、環境による
磁気特性の経時変化や、温度上昇による磁気特性の劣
化、および、製造過程における熱処理による磁気特性の
劣化の少ない、優れた磁気抵抗効果素子となっている。
以下に、本ＧＭＲ素子の実施例を、実施例４として説明
する。

【０１０３】〔実施例４〕本ＧＭＲ素子の一実施例につ
いて説明する。本実施例にかかる本ＧＭＲ素子のサンプ
ル（以下、サンプル♯１１とする）は、基板１上に、下
地層２となるＴａ膜と、第２の強磁性層５となるＮｉＦ
ｅ合金膜およびＣｏ膜と、金属非磁性層６となるＣｕ膜
と、強磁性層３となるＣｏ膜およびＮｉＦｅ合金膜と、
反強磁性層４となるＭｎＰｔ合金膜と、保護膜７となる
Ｔａ膜とが、この順に積層された構成である。基板１と
しては、ガラス基板（コーニング社製：＃７０５９）を
用いた。

【０１０４】また、上記した各膜の厚さは、下地層２に
おけるＴａ膜が５０Å，第２の強磁性層５におけるＮｉ
Ｆｅ合金膜およびＣｏ膜がそれぞれ７０Åおよび７Å，
Ｃｕ膜が２８Å，強磁性層３におけるＣｏ膜およびＮｉ
Ｆｅ合金膜がそれぞれ１０Åおよび１００Å，ＭｎＰｔ
合金膜が２００Å，保護膜７におけるＴａ膜が１００Å
となっている。

【０１０５】また、下地層２におけるＴａ膜，強磁性層
３におけるＮｉＦｅ合金膜およびＭｎＰｔ合金膜の成膜
方法および成膜条件は、実施例１に示した通りである。
また、第２の強磁性層５におけるＮｉＦｅ合金膜および
２つのＣｏ膜の成膜方法および成膜条件は、添加窒素ガ
スを用いないこと以外は、強磁性層３におけるＮｉＦｅ
合金膜の成膜方法および成膜条件と同様である。また、
保護膜７におけるＴａ膜および金属非磁性層６における
Ｃｕ膜の成膜方法および成膜条件は、実施例１に示した
Ｔａ膜の成膜方法および成膜条件と同様である。

【０１０６】また、強磁性層３におけるＮｉＦｅ合金膜
の添加窒素ガス濃度は、実施例１において最大の交換結
合磁界が得られたサンプル♯３と同様に、２．９％とし
た。また、ＭｎＰｔ合金膜のＰｔ組成は、実施例２にお
いて最大の交換結合磁界が得られた４７．４％とした。

【０１０７】また、サンプル♯１１は、保護膜７におけ
るＴａ膜を成膜した後、ＭｎＰｔ合金膜の規則合金化の
ために、３００Ｏｅの磁界を印加しながら、２５０℃の
温度で、１２時間の熱処理を行ったものである。

【０１０８】このようにして得られたサンプル♯１１に
対して、Ｘ線回折測定を行ったところ、ＮｉＦｅ合金の
（２００）面からの強い回折線と、ＭｎＰｔ合金の（２
００）面からの強い回折線とが観測された。また、第２
の強磁性層５におけるＮｉＦｅ合金膜からのものと思わ
れる、ＮｉＦｅ合金の（１１１）面からの弱い回折線が
観測された。また、このサンプル♯１１に対して、交換
結合磁界の測定を行ったところ、実施例１のサンプル♯
３と同等の、大きな交換結合磁界が測定された。また、
このサンプル♯１１に外部磁界を印加して、磁気抵抗効
果を測定したところ、抵抗変化率７％、磁界感度０．８
％という良好な値が測定された。

【０１０９】このように、サンプル♯１１は、強磁性膜
３を構成するＮｉＦｅ合金膜と下地層２を構成するＴａ
膜との間に、ＮｉＦｅ合金膜およびＣｏ膜からなる第２
の強磁性層５、Ｃｕ膜からなる金属非磁性層６、およ
び、強磁性層３を構成するＣｏ膜が介在する構成となっ
ている。このような構成においても、上記したＸ線回折
測定および交換結合磁界の測定の結果より、実施の形態
１および実施例１〜３に示した交換結合膜と同様に、強
磁性層３を構成するＮｉＦｅ合金膜が（１００）面配向
していることによってＭｎＰｔ合金膜の（２００）面配
向が実現されていることがわかる。

【０１１０】なお、上記のように、サンプル♯１１にお
ける強磁性層３および第２の強磁性層５は、ＮｉＦｅ合
金膜とＣｏ膜とから構成されている。そして、これら両
強磁性層３・５のＣｏ膜は、金属非磁性層６であるＣｕ
膜側に配置されている。このように、ＮｉＦｅ合金膜と
Ｃｕ膜のと間に若干のＣｏ膜を挿入することで、本ＧＭ
Ｒ素子の抵抗変化率を増加させることができる。また、
このＣｏ膜は、ＮｉＦｅ合金膜とＣｕ膜とが、加熱によ
って互いに拡散してしまうことを防止する働きがある。
従って、このＣｏ膜によって、本ＧＭＲ素子の耐熱性を
向上させることが可能となる。また、このＣｏ膜は、Ｎ
ｉＦｅ合金膜に比べて非常に薄いので、強磁性層３，反
強磁性層４の磁気特性および結晶配向に対して、ほとん
ど影響を及ぼすことはない。

【０１１１】以上のように、実施の形態１に示した交換
結合膜の製造方法は、単結晶基板などの特別な基板を基
板としてを用いることなく、強磁性層と反強磁性層との
積層界面において、反強磁性層の磁気モーメントをこの
面に平行とし、かつ、この面内で強磁性的な配置とする
ことができる。従って、高い交換結合磁界を発生する交
換結合膜を製造することが可能となる。さらに、実施の
形態２に示したように、この交換結合膜を応用すれば、
外乱磁界に対して安定な、ＧＭＲ素子をはじめとする優
れた磁気デバイスを構成することが可能となる。

【０１１２】また、この交換結合膜における反強磁性層
を、Ｐｔ組成が約５０％のＭｎＰｔ合金膜から形成すれ
ば、この合金の高いブロッキング温度を利用でき、耐食
性と熱安定性とに優れた交換結合膜を製造することがで
きる。また、この交換結合膜をＧＭＲ素子に応用すれ
ば、外乱磁界に対して安定で、環境による磁気特性の経
時変化や温度上昇による磁気特性の劣化が少ない、ＧＭ
Ｒ素子をはじめとする優れた磁気デバイスを構成するこ
とが可能となる。

【０１１３】なお、上記した実施例１〜４では、本交換
結合膜における下地層２として、Ｔａを用いるようにし
ているが、下地層２の材料はこれに限るものではない。
下地層２には、強磁性層３の配向性を高めるものであれ
ば、どのような材料を用いてもよい。また、必ずしも下
地層２を用いる必要はなく、ガラス基板からなる基板１
上に、強磁性層３を直接に成膜するようにしてもよい。

【０１１４】また、強磁性層３の材料として、ＮｉＦｅ
合金を用いるようにしてるが、強磁性層３の材料はこれ
に限るものではない。強磁性層３の形成には、ｆｃｃ構
造を有する強磁性体であれば、どのような材料を用いて
もよい。

【０１１５】また、反強磁性層４の材料として、ＭｎＰ
ｔ合金を用いるようにしてるが、反強磁性層４の材料は
これに限るものではない。反強磁性層４には、Ｂタイプ
のＣｕＡｕ−Ｉ型の結晶構造を有する反強磁性体であれ
ば、どのような材料を用いてもよい。また、本実施の形
態では、反強磁性層４の配向面が（１００）面であると
している。しかしながら、ＢタイプのＣｕＡｕ−Ｉ型の
結晶構造を有する反強磁性体では、（１００）面と（０
１０）面とは、結晶構造の点でも、磁気構造の点でも等
価な面である。従って、反強磁性層４は、（０１０）面
配向しているということもできる。

【０１１６】さらに、反強磁性層４の材料として、Ａタ
イプのＣｕＡｕ−Ｉ型の結晶構造を有する反強磁性体を
用いることもできる。この結晶構造を有する反強磁性体
は、（０１０）面内と（００１）面内とで、磁気モーメ
ントが各面に平行であり、かつ、強磁性的に配列してい
る。従って、反強磁性層４がこれらの面のいずれかの面
で配向するように、強磁性層３の配向面と反強磁性層４
の形成条件とを設定すれば、反強磁性層４の材料とし
て、ＡタイプのＣｕＡｕ−Ｉ型の結晶構造を有する反強
磁性体を用いることができる。

【０１１７】また、膜において特定の面配向が強い状
態、例えば、完全に（１１１）面配向している状態と
は、膜面に平行な結晶面が（１１１）面のみとなってい
る状態である。すなわち、（１１１）面に対して立てた
垂線（＜１１１＞軸）が、膜面に垂直な状態である。こ
の状態では、＜１１１＞軸を回転軸として結晶が回転し
ても、配向状態は（１１１）面のままである。

【０１１８】従って、膜内に複数の結晶が含まれている
場合、各結晶の＜１１１＞軸が膜面に垂直であれば、各
結晶がこの軸を回転軸として任意の方向に回転していた
としても、膜面の配向状態は（１１１）面である。ま
た、この回転に対して各結晶が同じ方向を向いていれ
ば、膜は単結晶となる。

【０１１９】

【発明の効果】以上のように、本発明の請求項１に記載
の交換結合膜の製造方法は、窒素ガスが添加されたアル
ゴンガス雰囲気中で、面心立方構造を有する強磁性体を
材料として、強磁性層を形成する第１の工程と、反強磁
性体を材料として、反強磁性層を上記強磁性層の上に形
成する第２の工程とを含んでいる製造方法である。

【０１２０】上記の製造方法によれば、強磁性層の配向
面を（１００）面とすることができる。このため、この
ように配向した強磁性層の上に形成する反強磁性層も、
（１００）面配向とすることができる。従って、第２の
工程において、面に平行な磁気モーメントが（１００）
面に多く存在するような反強磁性体を材料として反強磁
性層を形成すれば、特定の単結晶基板を用いなくても、
高い交換結合磁界を発生する交換結合膜を製造すること
ができるという効果を奏する。

【０１２１】また、請求項２に記載の交換結合膜の製造
方法は、請求項１に記載の製造方法において、上記第１
の工程においてアルゴンガス中に添加される窒素ガスの
濃度が、０％より大きく、かつ、９％以下の範囲である
製造方法である。窒素ガスの濃度を上記の範囲に設定し
て強磁性層を形成すれば、窒素ガスを添加しないアルゴ
ンガス中で強磁性層を形成する場合よりも、高い交換結
合磁界を有する交換結合膜を製造することが可能とな
る。従って、上記の製造方法によれば、請求項１の効果
に加えて、請求項１に記載の交換結合膜の製造方法を実
現し、高い交換結合磁界を有する交換結合膜を製造する
ことが容易となるという効果を奏する。

【０１２２】また、請求項３に記載の交換結合膜の製造
方法は、請求項１に記載の製造方法において、上記第２
の工程における材料として、（１００）面の磁気モーメ
ントが、この面に対して平行であって、かつ、この面内
において強磁性的に配列されている反強磁性体を用いる
製造方法である。

【０１２３】上記の製造方法によれば、反強磁性層の配
向面である（１００）面で、反強磁性層の磁気モーメン
トが、この面に対して平行であって、かつ、この面内に
おいて強磁性的に配列されるようになる。従って、強磁
性層と反強磁性層との界面における反強磁性層の磁気モ
ーメントの数を、非常に多くすることが可能となる。こ
れにより、請求項１の効果に加えて、さらに高い交換結
合磁界を発生することのできる交換結合膜を製造するこ
とが可能となるという効果を奏する。

【０１２４】また、請求項４に記載の交換結合膜の製造
方法は、請求項３に記載の製造方法において、上記第２
の工程における材料として、ＣｕＡｕ−Ｉ型の結晶構造
を有する反強磁性体を用いる製造方法である。このよう
な反強磁性体を材料として用いれば、請求項３の効果に
加えて、請求項３に記載の交換結合膜の製造方法を実現
することが容易となるという効果を奏する。

【０１２５】また、請求項５に記載の交換結合膜の製造
方法は、請求項４に記載の製造方法において、上記第２
の工程における材料として、Ｐｔ組成が４２原子％より
大きく、かつ、５５原子％より小さいＭｎＰｔ合金を用
いる製造方法である。

【０１２６】ＭｎＰｔ合金は、４つの等価な（１００）
面を有し、耐食性および耐熱性に優れている反強磁性体
である。さらに、上記の組成範囲のＰｔを含むＭｎＰｔ
合金によって反強磁性層を形成すれば、発生される交換
結合磁界を高くすることができる。これにより、請求項
４の効果に加えて、請求項３あるいは４に記載の製造方
法を実現することが容易となるとともに、耐食性、熱安
定性および熱処理に対する安定性に優れ、かつ、交換結
合磁界が非常に高い交換結合膜を製造することが可能と
なるという効果を奏する。

【０１２７】また、請求項６に記載の交換結合膜の製造
方法は、請求項５に記載の製造方法に加えて、上記第２
の工程において形成する反強磁性層の厚さを、５０Å以
上とする製造方法である。反強磁性層の厚さを上記の範
囲とすることで、請求項５の効果に加えて、交換結合磁
界が非常に高い交換結合膜を製造することが容易となる
という効果を奏する。

【０１２８】また、請求項７に記載の磁気抵抗効果素子
は、請求項１〜６の何れかに記載の交換結合膜の製造方
法によって製造された交換結合膜を備え、上記交換結合
膜における強磁性層に隣接して金属非磁性層が形成され
ているとともに、この金属非磁性膜に隣接して第２の強
磁性層が形成されており、上記交換結合膜における強磁
性層と上記第２の強磁性層との磁化の向きのなす角度に
よって、磁気抵抗効果をもつ構成である。

【０１２９】これにより、外乱磁界に安定であり、環境
による磁気特性の経時変化や、温度上昇磁気特性の劣
化、あるいは製造時の熱処理プロセスによる磁気特性の
劣化等が少ない磁気抵抗効果素子を得ることが可能とな
るという効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１の実施形態にかかる交換結合膜の
構成を示す説明図である。

【図２】図１に示した交換結合膜における反強磁性層の
材料として使用可能な、ＢタイプのＣｕＡｕ−Ｉ型結晶
構造を有する反強磁性体の磁気構造を示す説明図であ
る。

【図３】図１に示した交換結合膜の構成において、（１
００）面配向している強磁性層の上に、図２に示した反
強磁性体が反強磁性層として形成された構成を示す説明
図である。

【図４】添加窒素ガス濃度を変化させて作成した、図１
に示した交換結合膜の複数のサンプルに対する、Ｘ線回
折測定の結果を示す説明図である。

【図５】図４に示したＸ線回折測定の結果から求めた、
ＭｎＰｔ合金の（２００）面からの回折線の強度の、添
加窒素ガス濃度に対する依存性を示すグラフである。

【図６】図１に示した交換結合膜における、添加窒素ガ
ス濃度と交換結合磁界との関係を示すグラフである。

【図７】図１に示した交換結合膜における、反強磁性層
のＭｎＰｔ合金膜における、Ｐｔ組成と交換結合磁界と
の関係を示すグラフである。

【図８】図１に示した交換結合膜における、反強磁性層
のＭｎＰｔ合金膜における膜厚と交換結合磁界との関係
を示すグラフである。

【図９】本発明の第２の実施形態にかかる磁気抵抗効果
素子における構成を示す説明図である。

【符号の説明】

１ 基板 ２ 下地層 ３ 強磁性層 ４ 反強磁性層 ５ 第２の強磁性層 ６ 金属非磁性層 ７ 保護膜

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 出口 治彦 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内 (72)発明者 薦田 智久 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】強磁性層と、この強磁性層に隣接して形成
   された反強磁性層とを備え、これら強磁性層と反強磁性
   層との交換結合により、上記強磁性層の磁化の方向が固
   定されている交換結合膜の製造方法において、 窒素ガスが添加されたアルゴンガス雰囲気中で、面心立
   方構造を有する強磁性体を材料として、上記強磁性層を
   形成する第１の工程と、 反強磁性体を材料として、上記反強磁性層を上記強磁性
   層の上に形成する第２の工程とを含んでいることを特徴
   とする交換結合膜の製造方法。
2. 【請求項２】上記第１の工程においてアルゴンガス中に
   添加される窒素ガスの濃度が、０％より大きく、かつ、
   ９％以下の範囲であることを特徴とする請求項１に記載
   の交換結合膜の製造方法。
3. 【請求項３】上記第２の工程における材料として、（１
   ００）面の磁気モーメントが、この面に対して平行であ
   って、かつ、この面内において強磁性的に配列されてい
   る反強磁性体を用いることを特徴とする請求項１に記載
   の交換結合膜の製造方法。
4. 【請求項４】上記第２の工程における材料として、Ｃｕ
   Ａｕ−Ｉ型の結晶構造を有する反強磁性体を用いること
   を特徴とする請求項３に記載の交換結合膜の製造方法。
5. 【請求項５】上記第２の工程における材料として、Ｐｔ
   組成が４２原子％より大きく、かつ、５５原子％より小
   さいＭｎＰｔ合金を用いることを特徴とする請求項４に
   記載の交換結合膜の製造方法。
6. 【請求項６】上記第２の工程において形成する反強磁性
   層の厚さを、５０Å以上とすることを特徴とする請求項
   ５に記載の交換結合膜の製造方法。
7. 【請求項７】請求項１〜６の何れかに記載の交換結合膜
   の製造方法によって製造された交換結合膜を備え、 上記交換結合膜における強磁性層に隣接して金属非磁性
   層が形成されているとともに、この金属非磁性膜に隣接
   して第２の強磁性層が形成されており、 上記交換結合膜における強磁性層と上記第２の強磁性層
   との磁化の向きのなす角度によって、磁気抵抗効果をも
   つことを特徴とする磁気抵抗効果素子。