WO1998022636A1

WO1998022636A1 - Cible pour pulverisation, et film antiferromagnetique et element a effet magnetoresistant formes a l'aide de ladite cible

Info

Publication number: WO1998022636A1
Application number: PCT/JP1997/004232
Authority: WO
Inventors: Takashi Yamanobe; Naomi Fujioka; Takashi Ishigami; Nobuo Katsui; Hiromi Fuke; Kazuhiro Saito; Hitoshi Iwasaki; Masashi Sahashi; Takashi Watanabe
Original assignee: Kabushiki Kaisha Toshiba
Priority date: 1996-11-20
Filing date: 1997-11-20
Publication date: 1998-05-28
Also published as: JP3386747B2; DE69738612D1; EP1780301A3; SG88758A1; EP1780301A2; EP0897022A4; JP2000160332A; EP0897022B1; DE69738612T2; CN1194116C; CN100336934C; CN1590580A; KR100315556B1; US6165607A; JP3387934B2; EP0897022A1; CN1209847A; TW479075B; KR19990077377A

Description

明細書 ―

スパッタリングターゲット、それを用いて形成した反強磁性体膜および磁気抵抗効果素子技術分野

本発明は、スパッタリングターゲット、それを用いて形成した反強磁性体膜および磁気抵抗効果素子に関する。背景技術

従来から、高密度磁気記録における再生用へッドとして、磁気抵抗効果素子（以下、 MR素子と記す）を用いた磁気へッド（MRへッド）の研究が進められている。現在、磁気抵抗効果膜（MR膜）としては、異方性磁気抵抗効果（AMR) を示す N i _8QF e _nQ(at%) 合金（パーマロイ）などが一般的に使用されている。 AMR膜は磁気抵抗変化率（M R変化率）が 3¾；程度と小さいことから、これに代わる磁気抵抗効果膜材料として、巨大磁気抵抗効果（GMR) を示す（C oZC u) _n などの人工格子膜やスピンバルブ膜が注目されている。

AMR膜を用いた MR素子においては、 AMR膜が磁区を有することから、この磁区に起因するバルクハウゼンノイズが実用化の上で大きな課題となっている。このため、 AMR膜を単磁区化する方法が種々検討されている。その 1つとして、強磁性体である AMR膜と反強磁性体膜との交換結合を利用して、 AMR膜の磁区を特定方向に制御する方法が適用されている。ここでの反強磁性体としては従来から 7— F e Mn合金が広く知られている（例えば、米国特許第 4, 103, 315号明細書、米国特許第 5,014, 147号明細書、米国特許第 5, 315, 468号明細書など参照）。一方、スピンバルブ膜は強磁性層/非磁性層ノ強磁性層の積層構造からなるサンドィツチ膜を有し、一方の強磁性層の磁ィ匕をピン止めすることにより G M Rを得ている。スピンバルブ膜の一方の強磁性層の磁化のピン止めにも、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合を利用する技術が普及している。この際の反強磁性体膜の構成材料としてもァー F e M n合金が広く使用されている。

しかしながら、 7— F e M n合金は耐食性が低く、特に水により腐食しゃすいという欠点を有している。このため、ァ一 F e M n合金からなる反強磁性体膜を用いた M R素子は、素子形状やへッド形状への加工ェ程で腐食、特に大気中の水分による腐食が生じやすく、この腐食に基づいて経時的に M R膜との交換結合力が劣化しやすいという問題がある。反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜には、信頼性という観点から例えば 393Kで 200 O e 以上の交換結合力が要求されている。 393Kで 200 O e 以上の交換結合力を得るためには、室温での交換結合力に加えて、交換結合力の温度特性が良好である必要がある。ことが求められる。交換結合力の温度特性に関しては、強磁性体膜と反強磁性体膜との交換結合力が失われる温度であるブロッキング温度ができるだけ高いことが望ましい。しかし、ァ一 F e M n合金はブロッキング温度が 443K以下と低く、また交換結合力の温度特性も非常に悪い。

—方、例えば米国特許第 5, 315, 468号には、面心正方晶系の結晶構造を有する N i M n合金などの Θ一 M n合金を、反強磁性膜として使用することが記載されている。 Θ—M n合金からなる反強磁性体膜を用いると、高温域でも反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力が低下しないことが示されている。

さらに、ブロッキング温度が高く、交換結合力が大きいと共に、耐食性に優れる反強磁性体膜として、面心立方晶系の結晶構造を有する I r M n合金が提案されている。同じ結晶構造を有する反強磁性体膜としては、？ 1^ !1合金ゃ1 11 M n合金などのァ— F e M n合金以外のァ — M n合金が知られている（米国特許第 4, 103, 315号、第 5, 315, 468号など参照）。

上述したように、 I r M n合金、 P t M n合金、 R h M n合金、 N i M n合金、 P d M n合金、 C r M n合金などの M n合金は、耐食性に優れ、さらに交換結合膜のブロッキング温度を高くすることができる。よつて、 M R素子の長期的な信頼性を高める反強磁性体として注目されている。

ところで、反強磁性体膜の形成には一般的にスパッタ法が採用されている。上記したような M n合金を構成する各元素からなるスパッ夕リング夕一ゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜している。しかしながら、従来のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜は、面内の膜組成が不均一になりやすい。このような反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜では、十分な交換結合力が得られないという問題があった。また、そのような交換結合膜を用いた M R素子や M Rへッドは、それらを構成する他の層から反強磁性体膜が悪影響を受け、交換結合特性が劣化しやすいなどの問題を有している。

さらに、従来のスパッタリングターゲットは、スパッタ初期とライフェンド近くとで、成膜された膜組成に大きな組成ずれが生じやすいという問題を有している。このような反強磁性体膜の膜組成の経時変化も交換結合特性の劣化を生じさせる原因になっている。

本発明の目的は、耐食性や熱特性に優れる M n合金からなる反強磁性体膜の膜組成や膜質の安定化を図ると共に、ライフェンドまで組成ずれの少ないスパッ夕リング夕ーゲットを提供することにある。そして、室温および高温域で十分な交換結合力が安定して得られる反強磁性体膜を、再現性よく形成することを可能にしたスパッタリングターゲット、およびそのような特性を有する反強磁性体膜を提供すことを目的としている。本発明の他の目的は、そのような特性に優れる反強磁性体膜を使用することによって、安定した特性や出力を再現性よく得ることを可能にした磁気抵抗効果素子を提供することにある。発明の開示

本発明における第 1のスパッタリング夕一ゲットは、実質的に、 N i、 P d、 P t、 C o、 Rh、 I r、 V、 Nb、 Ta、 C u、 Ag、 Au、 Ru、 O s、 C r、 Mo、 Wおよび R eから選ばれる少なくとも 1種の R元素と、 Mnとからなるスパッタリングターゲッ卜であって、ターゲット組織の少なくとも一部として、前記 R元素と Mnとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも 1種を有することを特徴としている。

本発明の第 2のスパッタリングタ一ゲットは、実質的に、 N i、 Pd、 P t、 C o、 Rh、 I r、 V、 Nb、 T a、 C u、 Ag、 Au、 Ru、 0 s、 C r、 M o、 Wおよび R eから選ばれる少なくとも 1種の R元素と、 Mnとからなるスパッタリングターゲットであって、ターゲット組織の少なくとも一部として、前記 R元素と Mnの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも 1種を有し、かつ酸素含有量が 1重量％以下 (0を含む）であることを特徴としている。

第 1および第 2のスパッタリングタ一ゲットは、さらに前記合金相および化合物相を構成する Mnを除く残余の Mnの粒径が 50 / m以下であることを特徴としている。

本発明の第 3のスパッタリングタ一ゲットは、実質的に、 N i、 P d、 P t、 C o、 Rh、 I r、 V、 Nb、 T a、 C u、 Ag、 Au、 Ru、 0 s、 C r、 M o、 Wおよび R eから選ばれる少なくとも 1種の R元素と、 M nとからなるスパッタリングターゲッ卜であって、酸素含有量が 1重量％以下（0を含む）であることを特徴としている。

本発明のスパッ夕リングターゲットは、さらに炭素含有量が 0. 3重量 % 以下（0を含む）であることが、また相対密度が 90%以上であることが好ましい。本発明のスパッタリングターゲットは、例えば M nを 30原子 % 以上含有する。本発明のスパッタリングターゲットは、さらに B e、 T i、 Z r、 H f 、 Z n、 C d、 A l、 G a、 I n、 S i、 G e、 S n および Nから選ばれる少なくとも 1種の元素を含有していてもよい。本発明の反強磁性体膜は、上記した本発明のスパッタリングターゲットを用いて、スパッタ成膜してなることを特徴としている。

本発明の磁気抵抗効果素子は、上記した本発明の反強磁性体膜を具備することを特徴としている。本発明の磁気抵抗効果素子は、例えば上記した本発明の反強磁性体膜と、前記反強磁性体膜と交換結合された強磁性体膜とを具備している。さらには、上記した本発明の反強磁性体膜と、前記反強磁性体膜と交換結合された第 1の強磁性層と、前記第 1の強磁性層と非磁性層を介して積層された第 2の強磁性層とを具備している。本発明の磁気抵抗効果素子は、例えば磁気へッドに用いられる。本発明の磁気抵抗効果素子は、 M R A Mのような磁気記憶装置、磁気センサなどに使用することもできる。

本発明では R元素を M nとの合金相や化合物相として、スパッタリングターゲット中に分布させている。 R元素と M nとの化合物相や合金相として R元素を夕一ゲット組織中に分布させることによって、夕一ゲット中の組成を均一化することができる。さらに、ターゲット組織としても均一な状態に近付く。特に、夕一ゲットの全体組成が M n リツチである場合、 R元素を M nとの合金相や化合物相として分布させることによつて、組成や組織の均一性を向上させることができる。さらに、スパッタリングターゲット中の酸素含有量を 1重量％以下とすることによって、 M n リッチのターゲット組成を有するスパッタリングターゲットであっても、容易に高密度化することができる。スパッタリングターゲッ卜の低酸素濃度化や高密度化は、それを用いて成膜した反強磁性体膜の高純度化および低酸素濃度化に大きく寄与する。さらに、反強磁性体膜の膜質や膜組成（ターゲット組成からのずれ）などの改善にも寄与する。

上述したような本発明のスパッタリングタ一ゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜することによって、面内の膜組成の均一性に優れる反強磁性体膜が安定して得られる。さらに、スパッタリングターゲットの組成や組織の均一化は、スパッタ初期からターゲッ卜のライフェンドまでの組成ずれの抑制に効果を発揮する。スパッタリングターゲットの低酸素濃度化や高密度化も同様である。

このように、本発明のスパッ夕リングターゲットを用いることによつて、膜組成の安定性および面内の膜組成の均一性に優れる反強磁性体膜を再現性よく得ることができる。このような反強磁性体膜を例えば強磁性体膜と積層して交換結合膜を構成することによって、十分な交換結合力、良好な耐食性や耐熱性などの優れた特性を安定して得ることができ O 図面の簡単な説明

図 1は本発明の反強磁性体膜を使用した交換結合膜の一実施形態の構成を示す断面図である。

図 2は本発明の磁気抵抗効果素子の一実施形態の構成を示す断面図であ 0

図 3は図 2に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。図 4は本発明の磁気抵抗効果素子の他の実施形態の構成を示す断面図である。

図 5は本発明の磁気抵抗効果素子を使用した磁気へッドの一実施形態の構成を示す断面図である。

図 6は図 5に示す磁気へッドの変形例を示す断面図である。

図 7は本発明の実施例 3によるスパッタリングタ一ゲットを用いて成膜した反強磁性体膜の交換結合力の組成依存性を示す図である。

図 8は本発明の実施例 7によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した交換結合膜試料の耐食性試験の結果を示す図である。

図 9は本発明の実施例 7によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した交換結合膜試料の交換バイアス力の測定結果を示す図である。図 1 0は本発明の実施例 7によるスパッ夕リングタ一ゲットを用いて成膜した交換結合膜試料のブロッキング温度の測定結果を示す図である。発明を実施するための形態

以下、本発明を実施するための形態について説明する。

本発明のスパッタリングターゲットとしては、まず実質的に N i、 P d、 P t、 C o、 Rh、 I r、 V、 Nb、 T a、 C u、 A g、 Au、 Ru、〇 s、 C r、 Mo、 Wおよび R eから選ばれる少なくとも 1種の R元素と、 Mnとからなるものが挙げられる。このような本発明のスパッ夕リングターゲットを用いて成膜した、 RMn合金からなる反強磁性体膜は、種々の強磁性体膜と積層することによって、例えば交換結合膜として使用される。

本発明のスパッタリングターゲッ卜において、 Mnの含有量は R元素との組合せに基づいて適宜設定されるが、少なくとも Mn含有量は 10原子％以上とすることが好ましい。 Mn含有量があまり少なすぎると、良好な交換結合力を得ることができない。一方、 R元素の含有量が少なすぎると耐食性が低下する傾向がある。このようなことから、 Mn含有量は 10〜98原子％の範囲とすることが好ましい。本発明は Mn含有量が 30 原子％以上というように、 Mnリツチな組成を有するスパッ夕リングタ —ゲットに対して特に効果的である。

Mn含有量のより好ましい範囲は、選択した R元素に基づいて設定される。例えば、 R元素が I r、 Rh、 A u、 A g、 C o、 R u、 R eである場合、 Mn含有量は 40〜98原子％の範囲とすることが好ましく、さらには 60〜95原子％の範囲とすることが望ましい。上記した R元素を含む RMn合金は、一般に上記したような組成範囲で面心立方晶系の結晶構造が安定となる。結晶構造の少なくとも一部が面心立方晶構造の R Mn合金は、特に高いネール温度（反強磁性体が反強磁性を失う温度）を有することから、交換結合膜のプロッキング温度をより一層向上させることができる。

また、 R元素が N i、 P dである場合には、結晶構造が面心正方晶系のときに熱安定性が向上する。従って、このような結晶構造が安定となる組成範囲、すなわち Mn含有量を 30〜70原子％の範囲とすることが好ましい。 R元素が C rである場合には、 RMn合金は体心立方晶構造や体心正方晶構造をとり、 Mn含有量は 30〜70原子％の範囲とすることが好ましい。 R元素が P tである場合には、面心立方晶および面心正方晶共に熱安定性に優れる。この際の Mn含有量は 30〜98原子％の範囲、特に 60〜95原子％の範囲とすることが好ましい。

本発明のスパッタリングタ一ゲットには、上記した R元素の他に、 B e、 T i、 Z r、 H f 、 Z n、 C d、 A l、 G a、 I n、 S i、 G e、 S nおよび Nから選ばれる少なくとも 1種の元素（A元素）を含有させてもよい。 RMn合金からなる反強磁性体膜は、上述した組成範囲や結晶構造などに基いて、従来の F e M n合金に比べて良好な耐食性が得られているが、このような添加成分を含有させることで一段と耐食性を向上させることができる。ただし、 A元素をあまり多量に含有すると、交換結合力が低下するおそれがある。 A元素の配合量は 40原子％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは 30原子％以下である。

本発明のスパッタリングターゲットは、ターゲット組織の少なくとも —部として、 R元素と M nとの合金相および R元素と M nとの化合物相から選ばれる少なくとも 1種を有している。 R元素と M nとを組合せたスパッタリングターゲットは、一般的に粉末焼結法などで高密度化することが難しく、さらに M nに対して R元素を均一に分布させることが困難である。 M n リッチな組成範囲を適用した場合、特に R元素の分布が不均一になりやすい。

このような R元素と M nとの組合せにおいて、本発明では R元素を M nとの合金相や化合物相として、スパッタリングターゲット中に分布させている。例えば、 R元素として I rを用いた場合、これらの化合物相としては I r M n ₃ が挙げられる。このような M n リツチな化合物相や合金相として R元素をターゲッ卜組織中に分布させ、単相として存在する R元素量を極力減らすことによって、ターゲット中の組成を均一化することができる。さらに、ターゲット組織（金属組織）としても均一な状態に近付く。特に、ターゲットの全体組成が M n リツチである場合、 R元素を M nとの合金相や化合物相として分布させることによつて、組成や組織の均一性を向上させることができる。

ここで、 R元素として 2種類以上の元素を使用する場合、 R元素と M nとの合金相や化合物相は、各 R元素と M nとの合金や化合物であつてもよいし、また 2種以上の R元素と M nとの合金や化合物であってもよい。例えば、 R元素として I rと R hを選択した場合、 I r と M nの 2元系の合金や化合物、 R hと Mnの 2元系の合金や化合物、および I rと R hと Mnの 3元系の合金や化合物のいずれか 1種以上が存在していればよい。

なお、上記した合金相や化合物相を構成する Mn以外は、 Mn単相として存在することができる。本発明においては、 R元素の一部も単相として存在することが許容されるが、その比率は上記したような理由から極力減少させることが好ましい。

さらに、上記した合金相や化合物相を構成する Mnを除く残余の Mn の粒径は 50μιη 以下であることが好ましい。単相として残存する Mnの粒径が大きいと、微視的に見ると Mnが偏析していることになる。このような Mnの偏折に起因する組成や組織の不均一を解消する上で、単相としての Mnの最大粒径は 50 ID 以下とすることが好ましい。また、その Mnの平均粒径は 10〜40 m の範囲とすることが好ましい。

Mn粒径の微細化は特に Mnリツチなターゲット組成に対して効果を示す。しかし、その平均粒径があまり小さいと酸素含有量の増大原因となるため、 10 / m 以上とすることが好ましい。 Mnの最大粒径は 30 m 以下とすることがさらに好ましい。ここで、 Mnの粒径とはMn粒を囲む最小円の直径のことを言う。

上述したような本発明のスパッタリング夕一ゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜することによって、面内の膜組成の均一性に優れる反強磁性体膜が安定して得られる。スパッタリングタ一ゲットの組成や組織の均一化は、スパッ夕初期からターゲットのライフエンドまでの組成ずれの抑制にも効果を発揮する。このように、本発明のスパッタリングターゲットを用いることによって、膜組成の安定性に優れる反強磁性体膜を再現性よく得ることができる。得られる反強磁性体膜は、さらに面内の膜組成の均一性にも優れるものである。本発明のスパッタリングターゲットは、さらにターゲット中の酸素含有量を 1重量％以下（0を含む）とすることが好ましい。ターゲット中の酸素含有量があまり多いと、特に焼結時の M nの組成制御が難しくなると共に、スパッタ成膜して得られる反強磁性体膜中の酸素量が増大する。これらは反強磁性体膜の特性劣化の要因となるおそれがある。さらに、ターゲット中の酸素含有量が多いと、ターゲットを高密度化することが困難となる。また、加工性が悪くなる上に、スパッタ中にターゲットに割れが入りやすくなるなどの問題が生じる。より好ましい酸素含有量は 0. 7重量％以下であり、さらに好ましくは 0. 1重量％以下である。

さらに、ターゲット中の炭素含有量があまり多い場合にも、焼結時や塑性加工時に割れなどの欠陥が生じやすくなる。さらに、得られる反強磁性体膜の交換結合磁界やプロッキング温度などの特性も低下する。従つて、ターゲット中の炭素含有量は 0. 3重量％以下（0を含む）とすることが好ましい。より好ましい炭素含有量は 0. 2重量％以下であり、さらに好ましくは 0. 01重量％以下である。

特に、スパッタリングターゲット中の酸素含有量や炭素含有量を低減することによって、 M n リッチのターゲット組成を有するスパッタリングターゲットであっても、容易に高密度化することができる。さらに、スパッタリングタ一ゲッ卜の低酸素濃度化や低炭素濃度化は、それを用いて成膜した反強磁性体膜の高純度化、膜質や膜組成（ターゲット組成からのずれ）の改善などに寄与する。これらは反強磁性体膜の交換結合磁界やブロッキング温度などの特性を向上させる。

本発明のスパッタリングタ一ゲットの密度は相対密度で 90¾以上とすることが好ましい。スパッタリングターゲットの密度があまり低いと、スパッ夕時にターゲッ卜の欠陥部分での異常放電によりパーティクルが発生しやすくなる。パーティクルが反強磁性体膜中に分散すると、特性が劣化すると共に、歩留りの低下要因となる。より好ましい相対密度は

95%以上である。

なお、本発明のスパッタリングターゲッ卜においては、夕一ゲット組織の一部を合金相や化合物相とする構成、および酸素含有量を 1重量 ¾ί 以下とする構成の一方を満足させることによって、少なくとも所期の効果が得られる。ただし、これら構成はいずれも満足させることが特に好ましい。

本発明のスパッタリングターゲットの製造には、焼結法および溶融法のいずれを適用してもよい。ただし、製造コストゃ原料歩留りなどを考慮した場合、焼結法を適用することが好ましい。

焼結法を適用して本発明のスパッタリングタ一ゲットを製造する場合、まず上記したような夕一ゲット組織（合金相や化合物相を含む金属組織）を得る上で、極力微細な原料粉末（R元素および M nの各原料粉末）を使用することが好ましい。例えば、微細な I r粉末などの R元素粉末と微細な M n粉末とを用いることによって、焼結の前段階で均一な混合状態が得らると共に、 R元素と M nとの間の反応を促進することができる。これらは焼結時に R元素と M nとの合金相や化合物相の生成量の増大に寄与する。さらに、単相として残存する M n粒径の微細化に対しても効果を発揮する。

ただし、 R元素および M nの各原料粉末の粒径があまり小さいと、原料段階での酸素含有量が増大し、これがターゲット中の酸素量の増大原因となる。特に、 M nは酸素を吸着しやすいため、それを考慮して粒径を設定することが好ましい。このようなことから、 R元素の原料粉末の平均粒径は 20〜50 ^ m の範囲とすることが好ましい。 M nの原料粉末の平均粒径は 100 z m 以下とすることが好ましく、特に 40〜50 ιη の範囲とすることが望ましい。次に、上記したような R元素の原料粉末と M nめ原料粉末とを所定の比率で配合し、十分に混合する。原料粉末の混合にはボールミル、 Vミキサ一など、各種公知の混合方式を適用することができる。この際、金属不純物の混入や酸素量の増加などが生じないように、混合条件を設定することが重要である。原料粉末中の酸素については、さらに積極的に減少させるために、脱酸剤として微量の炭素を添加してもよい。ただし、炭素自体も成膜された反強磁性体膜の特性低下要因となるため、上述したようにターゲット中の炭素量が 0. 3重量％以下となるように条件設定することが好ましい。

例えば、ボールミル混合を適用する場合、金属不純物の混入を防止するために、樹脂（例えばナイロン）製容器やボール、あるいは原料粉末と同質の友材を内張りした容器やポールを用いることが好ましい。特に、原料粉末と同質の材料を適用することが好ましい。さらに、混合工程中に容器内に閉じ込められたガス成分が原料粉末に吸着もしくは吸収されることを防止するために、混合容器内は真空雰囲気もしくは不活性ガスで置換した雰囲気とすることが好ましい。ボールミル混合以外の混合方式を適用する場合においても、同様な不純物の混入防止策を施すことが好ましい。

混合時間は、混合方法、投入する粉末量、混合容器の大きさなどにより適宜設定するものとする。混合時間が短すぎると、均一な混合粉末が得られないおそれがある。一方、混合時間が長すぎると、不純物量が増大するおそれがおおきくなる。混合時間はこれらを考慮して適宜設定する。例えば、 10リットルの混合容器を用いて、粉末 5kg投入でボールミル混合する場合、混合時間は 48時間程度とすることが適当である。

次に、上記したような R元素の原料粉末と M nの原料粉末との混合粉末を焼結させて、ターゲット素材を作製する。焼結は高密度の焼結体が得られるホットプレス法や H I P法を適用して実施することが好ましい。焼結温度は原料粉末の種類に応じて設定するものとするが、特に R元素と M nとの反応を促進するように、 M nの融点（1244°C) 直下の 1150〜 1200°Cの範囲とすることが好ましい。このような高温で混合粉末を焼結させることによって、スパッタリングターゲット中の R元素と M nとの合金相や化合物相の量を增加させることができる。言い換えると、単相として存在する R元素量を低減することが可能となる。ホットプレスや Η ,Ι Ρ時の押圧力は、高密度化が可能な 20MPa以上とすることが好ましい o

得られたターゲット素材は、所定のターゲット形状に機械加工される。これをバッキングプレートに例えば半田接合することによって、本発明のスパッ夕リング夕一ゲットが得られる。

上述したような条件を満足する焼結方法を適用することによって、後述する溶解法より製造コストが安価な焼結法で、 R元素を M nとの合金相や化合物相として存在させると共に、酸素含有量や炭素含有量を低減したスパッ夕リングターゲットを安定して製造することができる。さらに、焼結法は後述する溶解法に対して使用する希少金属原料の歩留りが高いというような利点も有している。

溶解法を適用して本発明のスパッタリングターゲットを製造する場合には、まず所定の比率で配合した R元素の原料と M nの原料を溶解する。溶解には一般的な誘導式電気炉を適用することができる。誘導式で溶解する場合には、不純物の揮発を促進するために、減圧下（真空中）で溶解することが好ましい。ただし、 M nなどの揮発による組成変動を抑制したい場合には、不活性ガス中で実施してもよい。また、原料の形状によっては、アーク溶解や電子ビーム溶解を適用することも可能である。上記したような溶解方法により得られたィンゴットは、例えば塑性加ェした後、所定のターゲット形状に機械加工される。これをバッキングプレー卜に例えば半田接合することによって、本発明のスパッ夕リング夕ーゲットが得られる。溶解法によっても、上述した焼結法と同様に、

R元素を M nとの合金相や化合物相として存在させると共に、酸素含有量や炭素含有量を低減したスパッタリングタ一ゲットを製造することができる。

本発明の反強磁性体膜は、上述した本発明のスパッタリングターゲットを用いて、常法によりスパッ夕成膜することで得られる。本発明のスパッ夕リングターゲットを用いて形成した反強磁性体膜は、前述したように膜組成の安定性、および面内の膜組成の均一性に優れるものである。このような反強磁性体膜は、強磁性体膜と積層して交換結合膜として用いる際に、十分な交換結合力、良好な耐食性や耐熱性などの優れた特性が安定して得られる。

本発明の反強磁性体膜は、例えば強磁性体膜と積層して交換結合膜として使用される。図 1は、本発明の反強磁性体膜を用いた交換結合膜の一実施形態の構成を模式的に示す図である。基板 1上に形成された交換結合膜 2は、積層された反強磁性体膜 3と強磁性体膜 4とを有している。反強磁性膜体 3と強磁性体膜 4とは、これらの間で交換結合が生じるように、少なくとも一部を積層させて形成すればよい。

なお、交換結合が生じる条件下であれば、反強磁性膜体 3と強磁性体膜 4との間に他の層を介在させることも可能である。また、反強磁性体膜 3と強磁性体膜 4との積層順は用途に応じて設定され、反強磁性体膜 3を上側に配置してもよい。反強磁性体膜 3と強磁性体膜 4とを多重積層した積層膜で交換結合膜を構成することも可能である。

R M n合金（もしくは R M n A合金）からなる反強磁性体膜 3の膜厚は、反強磁性を発現する範囲内であれば特に限定されるものではないが、大きな交換結合力を得るためには、反強磁性体膜 3の膜厚を強磁性体膜 4の膜厚より厚くすることが望ましい。反強磁性体膜 3を強磁性体膜 4 の上側に積層する場合には、熱処理後の交換結合力の安定性などの観点から 3〜15ηπι程度とすることが好ましく、さらに好ましくは lOmn以下である。また、強磁性体膜 4の膜厚も同様の観点から 1〜 3nm程度とすることが好ましい。一方、反強磁性体膜 3を強磁性体膜 4の下側に積層する場合には 3〜50nm程度とすることが好ましく、強磁性体膜 4の膜厚も

1〜 7nmとすることが好ましい。

強磁性体膜 4には、 F e、 C o、 N iやこれらの合金からなる各種の単層構造の強磁性層、さらには強磁性的な性質を示す磁性多層膜ゃグラ二ユラ一膜などを用いることができ、具体的には異方性磁気抵抗効果膜

( A M R膜）やスピンバルブ膜、人工格子膜、ダラ二ユラ一膜などの巨大磁気抵抗効果膜（G M R膜）などが例示される。これら強磁性体のうち、特に C 0または C 0合金は R M n合金からなる反強磁性体膜 3と積層形成することで、ブロッキング温度の非常に高い交換結合膜 2が得られることから好ましく用いられる。

上述した実施形態の交換結合膜 2は、磁気抵抗効果素子（M R素子）における強磁性体膜のバルクハウゼンノイズの除去、あるいは人工格子膜やスピンバルブ膜における強磁性体膜の磁化固着などに有効に使用されるものである。ただし、反強磁性体膜およびそれを用いた交換結合膜 2の用途は M R素子に限られるものではなく、例えば強磁性体膜からなる磁気ヨークのような各種磁気路の磁気異方性制御など、各種の用途に使用し得るものである。

次に、上述したような交換結合膜を使用した磁気抵抗効果素子（M R 素子）の実施形態について、図 2〜図 5を参照して説明する。 M R素子は、例えば H D Dのような磁気記録装置用の磁気へッドの再生素子ゃ磁界検出用センサなどとして有効であるが、これら以外に磁気抵抗効果メモリ (MR AM (Magnetoresistive randomaccess memoty のような磁気記憶装置にも使用することができる。

図 2は本発明による交換結合膜を異方性磁気抵抗効果膜（AMR膜）のバルクハウゼンノイズの除去などに使用した AMR素子 5の一構成例を示している。 AMR素子 5は強磁性体膜として、電流の方向と磁性膜の磁化モーメントの成す角度に依存して電気抵抗が変化する N i _8QF e などの強磁性体からなる AMR膜 6を有している。 A MR膜 6の両端部上には、反強磁性体膜 3がそれぞれ積層形成されている。これら AM R膜 6と反強磁性体膜 3とは交換結合膜を構成しており、 A MR膜 6には反強磁性体膜 3から磁気バイアスが付与されている。

また、 AMR膜 6の両端部には、反強磁性体膜 3を介して電気的に接続された C u、 A g、 A u、 A l、これらの合金などからなる一対の電極 7が形成されており、この一対の電極 7により AMR膜 6に電流（センス電流）が供給される。これら AMR膜 6、反強磁性体膜 3および一対の電極 7により AMR素子 5が構成されている。なお、電極 7は AM R膜 6に直接接触する形態としてもよい。また、これらの各構成要素は、例えば A 1₂ 0₃ · T i Cなどからなる基板 1の主表面上に形成されている。

上述した A MR素子 5においては、 AMR膜 6と反強磁性膜 3との交換結合を利用し、 A MR膜 6に磁気バイアスを付与して磁区制御しており、この AMR膜 6の磁区制御によって、バルクハウゼンノイズの発生を抑制している。反強磁性体膜 3による AMR膜 6への磁気バイアスの付与は、図 3に示すように、 AMR膜 6上に交換バイアス磁界調整膜 8 を介して反強磁性体膜 3を積層形成し、これら AMR膜 6と反強磁性体膜 3との交換バイアス磁界調整膜 8を介した交換結合により実施してもよい。この場合、一対の電極 7は反強磁性体膜 3の両端部と一部積層するように形成される。

A MR素子 5における AMR膜 6への磁気バイアスの付与に、本発明の反強磁性体膜を使用した場合には、前述したように RMn合金などからなる反強磁性体膜 3の基本特性を十分かつ安定して発揮させ、室温および高温域で十分な交換結合力を安定して得ることができるため、バルクハウゼンノィズの発生を各種条件下で再現性よく抑制することが可能となる。

図 4は、本発明の反強磁性体膜を巨大磁気抵抗効果膜（GMR膜）の強磁性層の磁化固着に適用した GMR素子 9の一構成例を示している。 GMR素子 9は強磁性体膜として、強磁性層 Z非磁性層強磁性層のサンドィッチ構造の磁性多層膜を有し、これら強磁性層間の磁化の成す角度に依存して電気抵抗が変化するスピンバルブ膜、あるいは強磁性層と非磁性層との多層積層膜を有し、 G M Rを示す人工格子膜などからなる GMR膜 1 0を有している。

図 4に示す GMR素子 9は、スピンバルブ膜からなる GMR膜（スピンバルブ GMR膜） 1 0を有している。このスピンバルブ GMR膜 1 0 は、強磁性層 1 1 非磁性層 1 2 強磁性層 1 3のサンドィツチ膜を有し、このうち上側の強磁性層 1 3上に反強磁性体膜 3が積層形成されている。強磁性層 1 3と反強磁性体膜 3とは交換結合膜を構成している。上側の強磁性層 1 3は反強磁性体膜 3との交換結合力により磁化固着されたいわゆるピン層である。一方、下側の強磁性層 1 1は、磁気記録媒体などからの信号磁界（外部磁界）により磁化方向が変化するいわゆるフリー層である。なお、スピンバルブ G MR膜 1 0におけるピン層とフリー層の位置は、上下逆であってもよい。

強磁性層 1 1は、必要に応じて磁性下地層（もしくは非磁性下地層） 1 4上に形成される。磁性下地層 1 4は 1種類の磁性膜で構成してもよいし、異なる種類の磁性膜の積層膜であってもよい。具体的には、磁性下地層 1 4としてはァモルファス系钦磁性体や面心立方晶構造を有する軟磁性体、例えば N i F e合金、 N i F e C o合金、これらに各種添加元素を添加した磁性合金などが用いられる。なお、図中 1 5は T aなどからなる保護膜であり、必要に応じて形成される。

スピンバルブ GMR膜 1 0の両端部には、 C u、 A g、 A u、 A 1、これらの合金などからなる一対の電極 7が形成されており、この一対の電極 7 によりスピンバルブ GMR膜 1 0に電流（センス電流）が供給される。これらスピンバルブ GMR膜 1 0および一対の電極 7により GM R素子 9が構成されている。なお、電極 7はスピンバルブ G MR膜 1 0 の下側に形成する形態としてもよい。

スピンバルブ型の GMR素子 9において、一方の強磁性層の磁化固着に本発明の反強磁性体膜を使用した場合、前述したように R M n合金などからなる反強磁性体膜 3の基本特性を十分かつ安定して発揮させ、室温および高温域で十分な交換結合力を安定して得ることができるため、ピン層の磁化固着状態が安定かつ強固となり、よつて良好な G M R特性を安定して得ることが可能となる。

次に、前述した実施形態の MR素子（例えば GMR素子）を、再生用 MRへッドおよびそれを用いた記録 ·再生一体型磁気へッドに適用する場合の実施形態について、図 5〜図 6を参照して説明する。

図 5に示すように、 A 1 ₂ 0。 · T i Cなどからなる基板 2 1の主表面上には、 A 1。 0₃ などからなる絶縁層 2 2を介して、軟磁性材料からなる下側磁気シールド層 2 3が形成されている。下側磁気シールド層 2 3上には、 A i ₂ 0_Q などの非磁性絶縁膜からなる下側再生磁気ギヤップ 2 4を介して、例えば図 4に示した G MR素子 9が形成されている。図中 2 5はスピンバルブ G M R膜 1 0にバイアス磁界を付与する C 0 P t合金などからなる硬質磁性膜（ハードバイアス膜）である。バイァス膜は反強磁性体膜で構成することも可能である。一対の電極 7は硬質磁性膜 2 5上に形成されており、スピンバルブ G M R膜 1 0と一対の電極 7 とは硬質磁性膜 2 5を介して電気的に接続されている。スピンバルブ G M R膜 1 0にバイアス磁界を付与する硬質磁性膜 3 5は、図 6に示すように、予め下側再生磁気ギヤップ 2 4上に形成しておいてもよい。この場合、一対の硬質磁性膜 2 5上を含めて下側再生磁気ギヤップ 2 4 上にスピンバルブ G M R膜 1 0を形成し、その上に一対の電極 7が形成される。

G M R素子 9上には、 A l ₂ 0 ₃ などの非磁性絶縁膜からなる上側再生磁気ギヤップ 2 6が形成されている。さらにその上には、軟磁性材料からなる上側磁気シールド層 2 7が形成されており、これらにより再生へッドとして機能するシールド型 G M Rへッド 2 8が構成されている。

シールド型 G M Rへッド 2 8からなる再生へッド上には、誘導型薄膜磁気へッド 2 9からなる記録へッドが形成されている。シールド型 G M Rへッド 2 8の上側磁気シールド層 2 7は、誘導型薄膜磁気へッド 2 9 の下部記録磁極を兼ねている。この上側磁気シールド層を兼ねる下部記録磁極 2 7上には、 A l ₂ 0 ₃ などの非磁性絶縁膜からなる記録磁気ギャップ 3 0を介して、所定形状にパターニングされた上部記録磁極 3 1 が形成されている。

このようなシールド型 G M Rへッド 2 8からなる再生へッドと、誘導型薄膜磁気へッド 2 9からなる記録へッドとによって、録再一体型磁気へッド 3 2が構成されている。なお、上部記録磁極 3 1は、記録磁気ギャップ上に形成された S i 0 ₂ などからなる絶縁層にトレンチを設け、このトレンチ内に埋め込み形成したものであってもよく、これにより狭トラックを再現性よく実現することが可能となる。録再一体型磁気へッド 32は、例えば半導体プロセスを利用して形状形成や分割などを行うことにより作製される。

上記した実施形態の録再一体型磁気へッド 32におけるシールド型 G MRへッド 28では、 RMn合金からなる反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜が有する大きな交換結合力および高いブロッキング温度を十分に生かすことができる。なお、本発明による AMR素子を再生用磁気へッドに適用する場合においても、同様にして記録 ·再生一体型磁気へッドを構成することができる。

次に、本発明の具体的な実施例およびその評価結果について述べる。実施例 1、 2

R元素の原料粉末として、平均粒径が 20 m の I r粉末、 P t粉末、 R h粉末、 N i粉末、 P d粉末、 R u粉末、 A u粉末を用意した。一方、 Mnの原料粉末として平均粒径がの Mn粉末を用意した。これら各原料粉末を表 1にそれぞれ示す配合比（原料組成）で配合した後、金属不純物による汚染を防ぐために、ナイ口ン製のボールミルを用いて混合した。混合はそれぞれ減圧下で 48時間実施した。これら各混合粉末を真空ホットプレスにより 25MPaの圧力で焼結させた。ホットプレスは M nの融点直下である 1150°Cで実施した。

得られた各ターゲット素材の構成相を XRDと E PMAによる面分析により調べた。その結果、いずれもの素材も R元素と Mnの合金相および化合物相を有していることが確認された。各ターゲット素材の主要合金相および主要化合物相を表 1に示す。また、 S EMにより単相として存在する Mnの粒径を調べた。 Mn粒径はいずれのターゲット素材も最大で 30μιη 、平均で 20/ m であった。

次に、上述した各ターゲット素材をターゲット形状に加工し、これらをバッキングプレートに半田接合してスパッ夕リングターゲットをそれぞれ作製した。これら各スパッタリングターゲットを高周波マグネトロンスパッタ装置にセッ卜し、基板加熟しない状態で反強磁性体膜を磁界中成膜した。反強磁性体膜は交換結合膜を形成するように成膜した。具体的には、熱酸化膜を被覆した S i (100) 基板上に、厚さ 5nmの T a下地膜、厚さ 5nmの C 0系強磁性体膜、厚さ 15nmの各組成の反強磁性体膜を順次形成した。このようにして、それぞれ交換結合膜を作製した。この段階で交換バイアス力を測定した。ただし、 N i _5QMn_CQ膜および P d₅₍₎Mn_C()膜に関しては、熱処理を施さないと交換結合力が得られないため、 270°Cで 5時間の熟処埋を施した後に交換バイアス力を測定した。これらの値を表 1 (実施例 1) に示す。

本発明の他の実施例（実施例 2) として、平均粒径が 150 m の Mn 粉末を用いる以外は同様な工程により、それぞれ同一組成のスパッ夕リングターゲットを作製した。この実施例 2による各スパッ夕リング夕一ゲットについても、実施例 1と同様な評価を行った。その結果を表 1 (実施例 2) に併せて示す。

なお、実施例 2による各スパッタリングタ一ゲットの構成相を XRD と E PMAによる面分析により調べた結果、同様な合金相や化合物相を有していたが、 S EMでMnの粒径を調べたところ、最大で 100 、最小 40μπι 、平均でであった。

また、本発明との比較例 1として、実施例 1および実施例 2で使用した各原料粉末を用いて、ホットプレスの温度条件を合金相や化合物相が形成されない温度条件（1000°C未満）とする以外は同様な工程により、それぞれ同一組成のスパッタリングターゲットを作製した。比較例 1による各スパッタリングターゲットの構成相を XRDと E PMAによる面分析により調べた結果、合金相や化合物相は存在していなかった。 m 原料繊夕-ゲ醎 ¾S合金相 ί ^匕^!相交換バイアス力

No (at. ¾) (at. ¾) ( x80A/m)

麵赚賺

1 Ir22， Mn78 IrMn合金 IrHng 250

^Ir22^Mn78 180 170

2 Ptl8, Mn82 PtMn合金 PtMng 190

^Pt18^Mn82 140 140

3 漏, Hn80 EhMn合金 EhMng 210

^Eh20^Mn80 150 140

4 Ir20, Mn80 IrMn合金 Ir n₃ 260

^Ir20^Mn80 180 170

5 Ni40. Hn60 聽合金 NiMn

^Ni40^Mn60 250 180 180

6 Pd40, Mn60 Pd₄₀Mn₆₀ PdMn合金 PdMn 180 130 120

7 Pt20, Pd20, Mn60 PtPdMn^ (Pt Pd)Mn化^ 250

^Pt20^Pd20^Mn60 220 210

8 Pt20, Eu20, Mn60 PtRuUn^ (Pt. Eu)Mnft^ 230 200 180

^Pt20^Eu20^Mn60

9 Pd20, Eu20, Mn60 PdEu n合金 (Pd. Eu)Mn化^! 200 170 160

^Pd20^Eu20^Mn60

10 AulO, PtlO, Mn80 AuPt n合金 (Au, Pt)Mnft^ 180 160 160

^Au10^Pt10^Mn80

11 画, EulO. n80 RhRuMn^ (Rh, Eu)Mn化雏 240 210 200

12 EhlO, PtlO. Ϊη80 Rh₁₀Pt₁₀Hn₈₀ EhPtMn^ ( h' Pt)Hn化 240 200 210 表 1から分かるように、本発明のスパッタリングタ一ゲットを用いて成膜した反強磁性体膜を含む交換結合膜は、いずれも大きな交換結合力が得られており、優れた特性を示しているのに対して、比較例の各スパッ夕リングターゲットを用いた交換結合膜は小さな交換結合力しか得られなかった。

次に、上記した実施例 1による各反強磁性体膜のスパッタ時間の経過に伴う組成変動を調べた。組成変動は、スパッタ初期（1時間後）の反強磁性体膜と 20時間スパッタを実施した後に形成した反強磁性体膜の組成を、蛍光 X線分析により測定することにより調べた。その結果を表 2に示す。

2 3

差替え用紙（規則 26) 表 2

さらに、実施例 1の試料 1 によるスパッタリングタ一ゲットを用いて成膜した反強磁性体膜（I rMn合金膜）と、比較例 1によるスパッタリングタ一ゲットを用いて成膜した反強磁性体膜（ I r Mn合金膜）を用いて、膜面内の組成分布を調べた。測定点は S i基板の中心点（A点）と外周側に四方 3cm離れた 4点（B, C， D, E点）とした。測定結果を表 3に示す。

表 3

表 2および表 3から明らかなように、本発明のスパッタリングターゲットを用いて形成した反強磁性体膜は、スパッタ時間の経過に伴う組成ずれが小さく、また基板面内の組成分布の均一性にも優れていることが分かる。

実施例 3

実施例 1 と同様の方法で、各種組成の I r M nターゲット、 R h M n ターゲット、 P t M nターゲットをそれぞれ作製した。これら種々の組成の I r M nタ一ゲット、 R h M nターゲット、 P t M n夕一ゲットをそれぞれ用いて、実施例 1 と同様にして交換結合膜を作製した。これら各交換結合膜の交換結合力を測定し、交換結合力の組成依存性を調べた。その結果を図 7に示す。

図 7より明らかなように、本発明のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜を有する交換結合膜は、広い組成範囲で十分な交換結合力が得られていることが理解できる。

実施例 4

表 4に記載された平均粒径を有する M n粉末を用いる以外は実施例 1 と同様な工程により、表 4に示す M nの粒径がそれぞれ異なるスパッ夕リングタ一ゲットを作製した。

得られた各スパッタリングターゲットの酸素含有量を測定すると共に、実施例 1 と同様に膜を成膜し、交換バイアス力を測定した。また、実施例 1 と同様の方法により膜面内の組成分布を調べた。その結果を表 4に示す。表 4

表 4から明らかなように、 M n粒の最大粒径および平均粒径が大きなスパッ夕リングターゲットを用いて成膜した膜の組成は、基板面内でのばらつきが大きく、量産性の点で問題があることが理解できる。一方、 M n粒の最大粒径および平均粒径が小さいスパッタリングターゲットを用いて成膜した膜は、基板面内での組成のばらつき点では問題はないが、交換バイアス力が低下する傾向にある。

実施例 5

表 5に示す各スパッタリングタ—ゲットを、実施例 1 と同様な焼結法とそれとは別に溶解法を適用してそれぞれ作製した。これら各スパッタリングターゲッ卜の加工性とガス成分濃度（酸素含有濃度および炭素含有濃度）を調べた。さらに、実施例 1と同様にして交換結合膜を作製し、それら各交換結合膜の交換バィァス力とブロッキング温度を測定した。これらの結果を表 5に示す。なお、この実施例 3による各スパッタリングターゲット中の構成相は実施例 1と同様であった。

一方、本発明との比較例 2として、炭素不純物量が比較的多い原料粉末を用いると共に、混合を大気中で行う以外は、上記実施例と同様な焼結法でスパッタリングターゲットを作製した。また、炭素不純物量が比

2 6 差替え用紙（規則 26) 較的多い原料粉末を用いると共に、溶解時の脱ガス時間を実施例より短く設定する以外は、上記実施例と同様な溶解法でスパッタリングタ一ゲットを作製した。これら比較例による各スパッタリングターゲットについても、加工性とガス成分濃度、交換結合膜の交換バイアス力とブロッキング温度を測定した。これらの結果を併せて表 5に示す。表 5

表 5から明らかなように、酸素含有量および炭素含有量を減少させた本発明のスパッタリングターゲットによれば、それを用いて形成した反強磁性体膜を有する交換結合膜の特性を向上させることができる。

実施例 6

この実施例では、実施例 1 と同様のスパッタリングタ一ゲットを用いて成膜した反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜を使用して、図 4 および図 6に示したスピンバルブ膜を有する G M R素子およびそれを用いた磁気へッドを作製した。

2 7 差替え用紙（規則 26) スピンバルブ G MR膜 1 0において、強磁性層 1 1、 1 3としてはそれぞれ厚さが 3nm、 2nmの C o _9QF e _1Q膜を、非磁性層 1 2としては厚さ 3nmの C u膜をそれぞれ用いた。ここで成膜した C o _9Q F e _1Q膜は、いずれも面心立方晶系の結晶構造を有していた。反強磁性体膜 3には、上記実施例 1および実施例 3で作製した各反強磁性体膜（膜厚 8nm) を使用した。

また、磁性下地層 1 4には厚さ 10nmの C o₈。Z r N b₇ 膜と厚さ 2 nmの N i _8QF e₂₍₎膜の積層膜、電極 7には厚さ 0.1 zm の C u膜、保護膜 1 5には厚さ 20nmの T a膜を使用した。さらに、硬質磁性膜 2 5には厚さ 40nmの C o₈₃P t _π膜を用いた。

強磁性層 1 1、 1 3、非磁性層 1 2および反強磁性体膜 3の成膜は磁界中で行い、さらに磁界中で熱処理を施して、強磁性層 1 3と反強磁性体膜 3との交換結合に一方向異方性を付与した。また、磁性下地層 14 についても、磁界中で成膜した後に熱処理を施して、一軸磁気異方性を付与すると共に、硬質磁性膜 25を着磁することでその一軸磁気異方性を一段と強めた。最後に、通常の半導体プロセスに準じて素子加工を行つて、 GMR素子およびそれを用いた磁気へッドを作製した。

この実施例で形成した G M R素子に外部から磁界を印加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜に Ί -F e Μη合金を用いた G MR素子と同等以上の安定した出力が得られた。また、磁壁移動に伴うバルクハウゼンノイズの発生も見受けられなかった。しかも、反強磁性体膜に 7— F e Mn合金を用いた GMR素子に比べて、反強磁性体膜の耐食性が良好であること、さらに交換結合膜のブロッキング温度が高く、かつ交換結合力が大きいことに起因して、安定した出力が得られる高感度の G MR素子を歩留りよく得ることができた。

さらに、そのような GMR素子を有する磁気へッドにおいて、特に耐食性が高い I r Mn系反強磁性体膜を用いたヘッドによれば、腐食により F e Mnでは加工不可能であった、 0. l^m デブスが可能となり、大きな再生出力を得ることができた。

実施例 7

I r Mn合金および N i、 C u、 T a、 H f 、 P b、 T i、 N b、

C rを添加した I r Mn合金を用いて、実施例 1と同様な工程によりスパッ夕リングターゲットをそれぞれ作製した。

これら各スパッタリングターゲットを用いて、実施例 1と同様の方法で交換結合膜試料をそれぞれ作製し、これらの試料に対して耐食性試験を行った。耐食性試験は、上記各試料を水中に一昼夜浸漬した後の腐食ピット発生率を調べた。その結果を図 8に示す。

また、本発明との比較例として、 I r Mn合金に代えて、（F e _{Q 5} Mn_{Q 5} ) ₈₉ , I r _{10 5}合金および F e _CQM n _CQ合金からなる反強磁性体膜を用いた試料についても、同様な耐食性試験を行った。その結果を併せて図 8に示す。

図 8の耐食性試験の結果から明らかなように、 I r Mn合金に添加元素を含有させることによって、腐食ピッ卜の発生率が低下していることが分かる。

また、図 9および図 1 0に各試料の交換バイアス磁界とブロッキング温度の測定結果を示す。図 9および図 1 0から明らかなように、交換バィァス磁界とブロッキング温度が向上している。産業上の利用可能性

本発明のスパッタリングターゲットによれば、耐食性や熱特性に優れる Mn合金からなる反強磁性体膜の膜組成や膜質の安定化を図ることができる。よって、十分な交換結合力が安定して得られる反強磁性体膜を再現性よく提供することが可能となる。このよ άな本発明の反強磁性体膜は、磁気抵抗効果素子などに有効に使用されるものである。また、本発明の反強磁性体膜を用いた磁気抵抗効果素子によれば、安定した特性や出力を再現性よく得ることができる。

Claims

請求の範囲

1. 実質的に、 N iヽ P d、 P tヽ C o、 R h、 I r、 V、 N bヽ T a、 C u、 A g、 A u、 R u、 O s、 C r、 Mo、 Wおよび R eから選ばれる少なくとも 1種の R元素と、 Mnとからなるスパッ夕リング夕 —ゲッ卜であって、

夕ーゲット組織の少なくとも一部として、前記 R元素と Mnとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも 1種を有することを特徵とするスパッタリングターゲット。

2. 実質的に、 N i、 P d、 P t、 C o、 R h、 I r、 V、 N b、 T a、 C u、 A g、 A U s R u、 O s、 C r、 Mo、 Wおよび R eから選ばれる少なくとも 1種の R元素と、 Mnとからなるスパッタリング夕ーケットであって、

ターゲット組織の少なくとも一部として、前記 R元素と Mnの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも 1種を有し、かつ酸素含有量が 1重量％以下（0を含む）であることを特徴とするスパッタリング夕一ゲッ卜 c

3. 請求項 1または請求項 2記載のスパッタリングターゲットにおいて、

前記合金相および化合物相を構成する M nを除く残余の M nの最大粒径が 50^ 11 以下であり、かつ平均粒径が 10〜40 10 であることを特徴とするスパッタリングターゲット。

4. 実質的に、 N iゝ P dヽ P tヽ C o、 R h、 I r、 V、 N b、 T a、 C u、 A g、 A u、 Ru、 O s、 C r、 Mo、 Wおよび R eから選ばれる少なくとも 1種の R元素と、 Mnとからなるスパッ夕リングタ —ゲッ卜であって、酸素含有量が 1重量 ¾ 以下（0を含む）であることを特徴とするスパッタリングターゲット。

5. 請求項 2または請求項 4項記載のスパッタリング夕一ゲッ卜において、

炭素含有量が 0.3重量％以下（0を含む）であることを特徴とするスパッタリングタ一ゲット。

6. 請求項 1ないし請求項 5のいづれか 1項記載のスパッタリング夕ーゲットにおいて、

相対密度が 90%以上であることを特徴とするスパッタリングタ一ゲッ h o

7. 請求項 1ないし請求項 5のいづれか 1項記載のスパッタリング夕 —クッ卜にねいて、

Mnを 30原子％以上含有することを特徴とするスパッ夕リング夕ーゲッ卜 σ

8. 請求項 1ないし請求項 5のいづれか 1項記載のスパッタリング夕 —ゲットにおいて、

さらに、 B e、 T i、 Z r、 H f 、 Z n、 C d、 A l、 G a、 I n、 S i、 G e、 S nおよび Nから選ばれる少なくとも 1種の元素を含有することを特徴とするスパッタリングターゲット。

9. 請求項 1ないし請求項 8のいづれか 1項記載のスパッタリングターゲットを用いて、スパッタ成膜してなることを特徴とする反強磁性体膜。

10. 請求項 9記載の反強磁性体膜を具備することを特徵とする磁気抵抗効果素子。

11. 請求項 9記載の反強磁性体膜と、前記反強磁性体膜と交換結合された強磁性体膜とを具備することを特徴とする磁気抵抗効果素子。

12. 請求項 9記載の反強磁性体膜と、前記反強磁性体膜と交換結合された第 1の強磁性層と、前記第 1の強磁性層と非磁性層を介して積層された第 2の強磁性層とを具備することを特徴とする磁気抵抗効果素子。

13. 請求項 1 0ないし請求項 1 2のいずれか 1項記載の磁気抵抗効果素子を具備することを特徴とする磁気へッド。