WO2010050125A1 - Ｃｐｐ－ｇｍｒ素子、ｔｍｒ素子および磁気記録再生装置 - Google Patents

Ｃｐｐ－ｇｍｒ素子、ｔｍｒ素子および磁気記録再生装置 Download PDF

Info

Publication number
WO2010050125A1
WO2010050125A1 PCT/JP2009/005183 JP2009005183W WO2010050125A1 WO 2010050125 A1 WO2010050125 A1 WO 2010050125A1 JP 2009005183 W JP2009005183 W JP 2009005183W WO 2010050125 A1 WO2010050125 A1 WO 2010050125A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
film
mnir
layer
ptmn
aucu
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2009/005183
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
添谷進
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Hitachi Ltd
Original Assignee
Hitachi Ltd
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Ltd filed Critical Hitachi Ltd
Publication of WO2010050125A1 publication Critical patent/WO2010050125A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • 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
    • G01R33/098—Magnetoresistive devices comprising tunnel junctions, e.g. tunnel magnetoresistance sensors
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
    • G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
    • G11B5/3903—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects using magnetic thin film layers or their effects, the films being part of integrated structures
    • G11B5/3906—Details related to the use of magnetic thin film layers or to their effects
    • 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
    • H01F10/3268—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn
    • 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
    • H10N50/10—Magnetoresistive devices

Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive effect element such as a CPP-GMR element or a TMR element to which an L1 0 MnIr-based antiferromagnetic layer is applied, and a magnetic recording / reproducing apparatus using the magnetoresistive effect element [hard disk drive (HDD) or spin random access memory ( SPRAM)].
  • a magnetoresistive effect element such as a CPP-GMR element or a TMR element to which an L1 0 MnIr-based antiferromagnetic layer is applied
  • a magnetic recording / reproducing apparatus using the magnetoresistive effect element [hard disk drive (HDD) or spin random access memory ( SPRAM)].
  • Magnetoresistance effect elements such as CPP-GMR (current-perpendicular-to-the-planet-Giant-magnetoresistive) elements and TMR (Tunneling-magnetoresistive) elements are known as high-density magnetic recording / reproducing magnetic sensors.
  • CPP-GMR current-perpendicular-to-the-planet-Giant-magnetoresistive
  • TMR Tunnelneling-magnetoresistive
  • the CPP-GMR element includes a laminated structure formed on a suitable material including a ferromagnetic film (1) and a ferromagnetic film (2) separated by a conductive nonmagnetic intermediate layer.
  • a typical CPP-GMR element structure is lower electrode / antiferromagnetic layer / ferromagnetic film (1) / conductive nonmagnetic intermediate layer / ferromagnetic film (2) / upper electrode.
  • the uppermost layer is the upper electrode and the lowermost layer is the lower electrode, and the following laminated film is also expressed in this way.
  • the magnetization direction of the ferromagnetic film (1) is fixed in a direction perpendicular to the magnetization direction of the ferromagnetic film (2) when the externally applied magnetic field is zero.
  • the magnetization direction of the ferromagnetic film (1) is fixed in such a way that the antiferromagnetic film is adjacent and the ferromagnetic film (1) is anisotropic in one direction by exchange coupling between the antiferromagnetic film and the ferromagnetic film (1). This is done by imparting sex energy or exchange magnetic anisotropy energy. Therefore, the ferromagnetic film (1) is called a fixed layer or a fixed-side ferromagnetic film, and is expressed in this specification as well.
  • a typical magnetization fixing direction of the fixed layer is a direction perpendicular to the medium facing surface and the air bearing surface (ABS surface).
  • the magnetization direction of the ferromagnetic film (2) can be freely rotated by an externally applied magnetic field. Therefore, the ferromagnetic film (2) is called a free layer or a free-side ferromagnetic film, and is expressed in this specification as well.
  • a magnetic field generated from a magnetic medium is used as an applied magnetic field, and the magnetization direction of the free layer freely rotates in accordance with the magnetic field. As a result, the angle formed between the magnetization direction of the fixed layer and the magnetization direction of the free layer Changes.
  • the CPP-GMR element uses a magnetoresistive transformer that converts a magnetic signal from a magnetic medium into an electrical signal by utilizing the fact that the electrical resistance changes according to the change in the angle between the magnetization directions of the fixed layer and the free layer.
  • I ’m a Deucer.
  • an MR ratio of more than 20% is obtained by using a so-called half metal film for the free layer or the fixed layer, or introducing a technique called current confinement for the conductive nonmagnetic intermediate layer. .
  • the TMR element contains a laminated structure formed on an appropriate material including the ferromagnetic film (1) and the ferromagnetic film (2) separated by the insulating barrier layer.
  • a typical TMR element structure is: lower electrode / antiferromagnetic film / ferromagnetic film (1) / insulating barrier layer / ferromagnetic film (2) / upper electrode.
  • the role of each film and the operating principle of the TMR element are the same as those of the CPP-GMR element described above except that an insulating barrier layer is used and the upper and lower energization is performed using the tunnel effect.
  • an MR ratio exceeding 350% is obtained by adopting a CoFeB / MgO / CoFeB structure for the fixed layer, the insulating barrier layer, and the free layer.
  • the key technologies for increasing the density and improving the characteristics are the fixed layer / conductive nonmagnetic intermediate layer, conductive nonmagnetic intermediate layer / free layer, and fixed layer / insulating barrier layer.
  • an irregular phase FeMn film, a NiO film, a CrMnPt film, an L1 0 PtMn film, an L1 0 PtPdMn film, an irregular phase MnIr film, an ordered phase Mn 75 Ir 25 film, etc. are known. It has been. At present, irregular-phase MnIr films and ordered-phase Mn 75 Ir 25 films are used as industry standards. Incidentally, the ordered phase Mn 75 Ir 25 film is known to be able to impart the largest exchange magnetic anisotropy energy constant of about 1.3 erg / cm 2 among the antiferromagnetic films. (See Patent Document 1, Non-Patent Document 1, and Non-Patent Document 2)
  • the antiferromagnetic film Since the disordered MnIr film has a cubic crystal structure (fcc), the antiferromagnetic film has a magnetocrystalline anisotropy energy constant (K AF ) on the order of 10 5 erg / cm 3 and is small.
  • the ordered-phase Mn 75 Ir 25 film also has a giant exchange magnetic anisotropy energy constant (K e ) of about 1.3 erg / cm 2 , but because the crystal structure is fcc, K AF is It is on the order of 10 5 erg / cm 3 and is small.
  • an ordered phase L1 0 MnIr film having K AF ⁇ 2 ⁇ 10 8 erg / cm 3 predicted by first-principles calculation is applied to the antiferromagnetic film for the fixed layer.
  • a representative CPP-GMR element of the present invention includes at least a seed layer, an antiferromagnetic film, a ferromagnetic film, a fixed-side ferromagnetic layer, a nonmagnetic conductive intermediate layer, an external layer on a lower electrode.
  • the antiferromagnetic film is composed of an L1 0 MnIr-based antiferromagnetic film having a crystalline magnetic anisotropy energy constant of 10 8 erg / cm 3 or more or an order of 0.8 or more.
  • a typical TMR element of the present invention has a seed layer, an antiferromagnetic film, a ferromagnetic film, a fixed-side ferromagnetic layer, an insulating barrier layer, and an external magnetic field on the lower electrode.
  • a TMR element having a free-side ferromagnetic layer whose magnetization direction freely changes and an upper electrode The antiferromagnetic film is composed of an L1 0 MnIr-based antiferromagnetic film having a crystalline magnetic anisotropy energy constant of 10 8 erg / cm 3 or more or an order of 0.8 or more.
  • L1 0 ordered phase of MnIr film to produce an irregular / ordered phase transformation (ordered) in other words MnIr film, drawing equilibrium, it is about 1/2 of the melting point High temperature heat treatment at about 600 ° C. or formation while heating is required.
  • the thin film is in a non-equilibrium state and various low temperature ordering techniques can be used to reduce the temperatures mentioned above. Therefore, the present invention provides the following three solutions for low-temperature ordering of MnIr films.
  • AuCu-based, PtMn-based dynamic stress-driven MnIr film low-temperature ordering (2) Static stress driven MnIr film low-temperature ordering by precious metal seed arrangement, (3)
  • high Ar pressure film-driven MnIr film is ordered at low temperature.
  • an antiferromagnetic film for a fixed layer that can be used up to the end of a magnetoresistive effect element such as a CPP-GMR / TMR element even if the element size is extremely small to cope with ultra-high density. it can.
  • a magnetoresistive effect element such as a CPP-GMR / TMR element
  • the element size is 10 nm ⁇ and the L1 0 MnIr film thickness is 5 nm
  • the (K AF V AF ) / (k B T) value is about 2416.
  • K AF V AF ) / (k B T) value of about 604.
  • the (K AF V AF ) / (k B T) value is about 151.
  • ⁇ 1.2 ⁇ 10 49 years and an astronomical numerical value of thermal fluctuation resistance are obtained. It is done.
  • FIG. 1 is an enlarged cross-sectional view of a CPP-GMR element to which an L1 0 MnIr antiferromagnetic film is applied according to Example 1.
  • FIG. 1 is an enlarged cross-sectional view of a TMR element to which an L1 0 MnIr antiferromagnetic film is applied according to Example 1.
  • FIG. 10 is an enlarged cross-sectional view of a CPP-GMR element in which an L1 0 MnIr antiferromagnetic film is applied and a dynamic stress driving layer is newly provided thereon according to Example 2. It is an expanded sectional view of the TMR element which applied the L1 0 MnIr antiferromagnetic film
  • FIG. 1 It is a figure which shows the lattice parameter in the (111) plane of an AuCu dynamic stress drive layer and a MnIr film
  • FIG. 6 is an enlarged cross-sectional view of a CPP-GMR element in which an L1 0 MnIr antiferromagnetic film is applied, a dynamic stress driving layer is provided, and a noble metal seed static stress driving layer is newly provided thereon according to Example 3. .
  • FIG. 6 is a diagram for explaining static stress-driven MnIr low-temperature ordering by a noble metal seed according to Example 3. It is a figure for demonstrating the high Ar pressure film-forming drive MnIr low-temperature ordering by Example 3.
  • 1 is a configuration diagram of a hard disk drive (HDD) to which a CPP-GMR element or a TMR element is applied according to the present invention.
  • HDD hard disk drive
  • 1 is a configuration diagram of a spin random access memory (SPRAM) to which a TMR element is applied according to the present invention. It is the schematic which shows the direction of the magnetization vector of a fixed layer at the time of "0" "1" recording state of a spin random access memory.
  • SPRAM spin random access memory
  • the antiferromagnetic film 300 for the fixed layer is formed of an L1 0 MnIr antiferromagnetic film.
  • the lower electrode 100 is made of a Ru film and has a thickness of 50 nm.
  • the seed layer 200 is composed of a Ta / Cu laminated film, and the film thickness is 5 nm.
  • the film thickness of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300 is 5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 is composed of a Co film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-b) 402 is composed of a half-metal CoMnSi film and has a thickness of 3 nm.
  • the conductive nonmagnetic intermediate layer 501 is composed of a Cu—Al—O film and has a thickness of 2 nm.
  • the ferromagnetic film (2) 600 is composed of a half-metal CoMnSi film and has a thickness of 3 nm.
  • the upper electrode 700 is made of a Ru film and has a film thickness of 50 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 and the ferromagnetic film (1-b) 402 are firmly fixed by ferromagnetic / ferromagnetic exchange coupling.
  • K e 4 ⁇ z ⁇ ⁇ ⁇ 3/2 ⁇ ⁇ (A AF ⁇ K AF ) (z: number of re-adjacent atoms, A AF : When the theoretical value of K e was popped out using the relational expression (exchange step constants), a value of about 80 erg / cm 2 was obtained.
  • the above-described fixed layer ferromagnetic film (1-a) 401 / ferromagnetic film (1-b) 402 laminated film
  • ferromagnetic film (1-a) 401 / ferromagnetic film (1-b) 402 laminated film ideally, an exchange magnetic anisotropy energy constant of about 80 erg / cm 2 can be imparted.
  • the L1 0 PtMn antiferromagnetic film is known to have a similar crystal structure and magnetic structure as the L1 0 MnIr antiferromagnetic film, and the valid exchange coupling model is also the same Malzemoff model.
  • the experimental value of K e of this L1 0 PtMn antiferromagnetic film is about 0.4 erg / cm 2 .
  • the K AF of L1 0 PtMn predicted from the first-principles calculation is about 1/20 of L1 0 MnIr. In other words, the K AF of L1 0 MnIr is about 20 times that of L1 0 PtMn.
  • the fixed layer the ferromagnetic film (1-a) 401 / the ferromagnetic film (1-b) 402 laminated film is experimentally used. It was found to be imparted a K e about 1.8erg / cm 2 extremely large exchange anisotropy energy constant. The K e of about 1.8 erg / cm 2 is a value exceeding about 1.3 erg / cm 2 of the conventional known Mn 75 Ir 25 antiferromagnetic film.
  • the L1 0 MnIr blocking temperature T B of the diamagnetic film since the L1 0 MnIr of T N is even about 867 ° C, it is difficult to measure by broken is very high, film.
  • the crystal structure, magnetic structure is similar, appropriate exchange coupling model is the same L1 0 PtMn, L1 0 NiMn T B of the antiferromagnetic film is in the approximate 200 ° C lower temperature than T N, it From this analogy, it is estimated that TB exceeds about 600 ° C.
  • the (K AF V AF ) / (k B T) value is about 2416.
  • K AF V AF ) / (k B T) value is about 604.
  • the (K AF V AF ) / (k B T) value is about 151. It can be seen that the heat fluctuation resistance is extremely high.
  • ⁇ 1.2 ⁇ 10 49 years and the thermal fluctuation resistance value of astronomical values are as follows. can get. In other words, it takes 1.2 ⁇ 10 49 years before the anisotropy axis of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film collapses. From the above, even if the element size becomes extremely small by using the L1 0 MnIr film as the antiferromagnetic film for the fixed layer, it is possible to use the fixed layer to the end of the magnetoresistive effect element such as the CPP-GMR / TMR element. An antiferromagnetic film can be provided.
  • the above thermal fluctuation resistance is the case where the K AF of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film is about 2 ⁇ 10 8 erg / cm 3 and the order S is about 1, but the order S is actually 1 Hard to get.
  • the K AF of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film is on the order of 10 8 erg / cm 3 , and it is sufficient that the degree of order S is 0.8 or more.
  • the composition of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film according to the present invention is at.
  • the percentage ratio is approximately 50:50, but it may be slightly shifted because the composition margin is wide.
  • Pt, Pd, Rh, Au, Ag, Ru, etc. % To several 10 at. %, Or a combination of these two or more precious metals may be added.
  • FIG. 1 shows a basic CPP-GMR structure of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film bottom type, but it may be a L1 0 MnIr antiferromagnetic film top type, and further sandwiched to have a dual structure. It is good as a type.
  • a laminated ferrimagnetic structure film made of, for example, an irregular phase MnIr / NiFe / Ru / NiFe may be provided below the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300.
  • an upper laminated ferri-structured film or a dual laminated ferri-structured film may be provided.
  • a Co film [ferromagnetic film (1-a)] is interposed in order to obtain a high-quality half-metal CoMnSi film [ferromagnetic film (1-b)].
  • the film (1-a) may be omitted.
  • a seed layer 200 and at least L1 on the lower electrode 100, to which an L1 0 MnIr antiferromagnetic film having a magnetocrystalline anisotropy energy constant K AF 2 ⁇ 10 8 erg / cm 3 is applied.
  • an MnIr antiferromagnetic film 300 a ferromagnetic film (1-a) 401 that forms part of the fixed layer, a ferromagnetic film (1-b) 402 that forms part of the fixed layer, an insulating barrier layer 502, 1 shows an enlarged cross-sectional view of a TMR element including a magnetic multilayer film formed by sequentially laminating a ferromagnetic film (2) 600 serving as a free layer and an upper electrode 700 as viewed from a medium facing surface, a so-called ABS surface. .
  • the antiferromagnetic film 300 for the fixed layer is formed of an L1 0 MnIr antiferromagnetic film.
  • the lower electrode 100 is made of a Ru film and has a thickness of 50 nm.
  • the seed layer 200 is composed of a Ta / Cu laminated film, and the film thickness is 5 nm.
  • the film thickness of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300 is 5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 is composed of a Co film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-b) 402 is composed of a CoFeB film and has a thickness of 4 nm.
  • the insulating barrier layer 502 is composed of an MgO film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (2) 600 is composed of a CoFeB film and has a film thickness of 4 nm.
  • the upper electrode 700 is made of a Ru film and has a film thickness of 50 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 and the ferromagnetic film (1-b) 402 are firmly fixed by ferromagnetic / ferromagnetic exchange coupling.
  • K AF 2 ⁇ 10 8 erg / cm 3 and regularity S ⁇ 1 of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film.
  • the regularity S often falls to about 0.8.
  • the K AF of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film is on the order of 10 8 erg / cm 3 , and it is sufficient that the degree of order S is 0.8 or more.
  • the composition of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film according to the present invention is at.
  • the percentage ratio is approximately 50:50, but it may be slightly shifted because the composition margin is wide.
  • Pt, Pd, Rh, Au, Ag, Ru, etc. % To several 10 at. %, Or a combination of these two or more precious metals may be added.
  • FIG. 2 shows the basic TMR structure of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film bottom type, but it may be the L1 0 MnIr antiferromagnetic film top type, and further sandwiched as a dual structure type. Also good.
  • a laminated ferrimagnetic structure film made of, for example, NiFe / Ru / NiFe may be provided above the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300.
  • the upper laminated ferri structure film may be provided, and in the case of the dual structure type, a dual laminated ferri structure film may be provided.
  • a Co film [ferromagnetic film (1-a) 401] is interposed in order to obtain a good quality CoFeB film [ferromagnetic film (1-b) 402].
  • the film (1-a) may be omitted.
  • a PtMn dynamic stress driving layer is newly provided, and at least on the lower electrode 100, the seed layer 200, the AuCu or PtMn dynamic stress driving layer 250, and the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300,
  • the role of the ferromagnetic film (1-a) 401 forming part of the fixed layer, the ferromagnetic film (1-b) 402 forming part of the fixed layer, the conductive nonmagnetic intermediate layer 501 and the free layer 1 is an enlarged cross-sectional view of a CPP-GMR element including a magnetic laminated film formed by sequentially laminating a ferromagnetic film (2) 600 that bears the upper electrode 700 and a medium facing surface, that
  • antiferromagnetic layer 300 for fixing layer is composed of L1 0 MnIr antiferromagnetic film, thereon, AuCu to facilitate cold rules of L1 0 MnIr antiferromagnetic film, or PtMn
  • a system dynamic stress driving layer 250 is provided.
  • the lower electrode 100 is made of a Ru film and has a thickness of 50 nm.
  • the seed layer 200 is composed of a Ta / Cu laminated film, and the film thickness is 5 nm.
  • the dynamic stress driving layer 250 has a composition ratio of at. It is composed of an AuCu film at a ratio of approximately 50:50, and the film thickness is 10 nm.
  • the film thickness of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300 is 5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 is composed of a Co film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-b) 402 is composed of a half-metal CoMnSi film and has a thickness of 3 nm.
  • the conductive nonmagnetic intermediate layer 501 is composed of a Cu—Al—O film and has a thickness of 2 nm.
  • the ferromagnetic film (2) 600 is composed of a half-metal CoMnSi film and has a thickness of 3 nm.
  • the upper electrode 700 is made of a Ru film and has a film thickness of 50 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 and the ferromagnetic film (1-b) 402 are firmly fixed by ferromagnetic / ferromagnetic exchange coupling.
  • the AuCu or by providing a PtMn-based dynamic stress drive layer, a low temperature heat treatment (350 ° C or less), described in Example 1, L1 0 MnIr antiferromagnetic film of K e experimental value about 1.8Erg / cm 2, T B value 600 ° C greater, and, even as a very small element size, the thermal fluctuation resistance value of the astronomical numerical can be easily obtained.
  • composition of the AuCu dynamic stress driving layer according to this example is as described above.
  • the percentage ratio is approximately 50:50, but it may be slightly shifted because the composition margin is wide.
  • Pt, Pd, Rh, Ir, Ag, Ru, Fe, Co, Ni, etc. % May be added. Further, these two or more elements may be added in combination.
  • the percentage ratio is approximately 50:50, but it may be slightly shifted because the composition margin is wide.
  • Au, Pd, Rh, Ir, Ag, Ru, Fe, Co, Ni, etc. % May be added. Further, these two or more elements may be added in combination.
  • the seed layer 200 may not be provided. This is because the AuCu-based film shows a good dense surface (111) orientation without a seed layer.
  • FIG. 3 shows a basic CPP-GMR structure of an underlay type of AuCu or PtMn based dynamic stress driving layer / L1 0 MnIr antiferromagnetic film.
  • a laminated ferrimagnetic structure film made of, for example, NiFe / Ru / NiFe may be provided above the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300.
  • an L1 0 MnIr antiferromagnetic film / AuCu or PtMn based dynamic stress drive layer is provided with an overlying laminated ferristructure film, and with a dual structure type, a dual laminated ferristructure film is provided. But it ’s good.
  • a PtMn dynamic stress driving layer is newly provided, and at least on the lower electrode 100, the seed layer 200, the AuCu or PtMn dynamic stress driving layer 250, and the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300,
  • antiferromagnetic layer 300 for fixing layer is composed of L1 0 MnIr antiferromagnetic film, thereon, AuCu to facilitate cold rules of L1 0 MnIr antiferromagnetic film, or PtMn
  • a system dynamic stress driving layer 250 is provided.
  • the lower electrode 100 is made of a Ru film and has a thickness of 50 nm.
  • the seed layer 200 is composed of a Ta / Cu laminated film, and the film thickness is 5 nm.
  • the dynamic stress driving layer 250 has a composition ratio of at. It is composed of an AuCu film at a ratio of approximately 50:50, and the film thickness is 10 nm.
  • the film thickness of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300 is 5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 is composed of a Co film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-b) 402 is composed of a CoFeB film and has a thickness of 4 nm.
  • the insulating barrier layer 502 is composed of an MgO film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (2) 600 is composed of a CoFeB film and has a film thickness of 4 nm.
  • the upper electrode 700 is made of a Ru film and has a film thickness of 50 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 and the ferromagnetic film (1-b) 402 are firmly fixed by ferromagnetic / ferromagnetic exchange coupling.
  • the AuCu or by providing a PtMn-based dynamic stress drive layer, a low temperature heat treatment (350 ° C or less), described in Example 1, L1 0 MnIr antiferromagnetic film of K e experimental value about 1.8Erg / cm 2, T B value 600 ° C greater, and, even as a very small element size, the thermal fluctuation resistance value of the astronomical numerical can be easily obtained.
  • composition of the AuCu dynamic stress driving layer according to this example is as described above.
  • the percentage ratio is approximately 50:50, but it may be slightly shifted because the composition margin is wide.
  • Pt, Pd, Rh, Ir, Ag, Ru, Fe, Co, Ni, etc. % May be added. Further, these two or more elements may be added in combination.
  • the percentage ratio is approximately 50:50, but it may be slightly shifted because the composition margin is wide.
  • Au, Pd, Rh, Ir, Ag, Ru, Fe, Co, Ni, etc. % May be added. Further, these two or more elements may be added in combination.
  • the seed layer may not be provided. This is because the AuCu-based film shows a good dense surface (111) orientation without a seed layer.
  • FIG. 4 shows a basic TMR structure of an underlay type of AuCu or PtMn dynamic stress driving layer / L1 0 MnIr antiferromagnetic film.
  • the layer 250 / upper electrode 700 may be an L1 0 MnIr antiferromagnetic film / AuCu, or a PtMn based dynamic stress driving layer may be placed on the top, or may be sandwiched, for example, the lower electrode 100 / seed layer 200 / AuCu, or PtMn-based dynamic stress driving layer 250 / L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300 / ferromagnetic film (1-a) 401 / ferromagnetic
  • a laminated ferrimagnetic structure film made of, for example, NiFe / Ru / NiFe may be provided above the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300.
  • an L1 0 MnIr antiferromagnetic film / AuCu or PtMn based dynamic stress drive layer is provided with an overlying laminated ferristructure film, and with a dual structure type, a dual laminated ferristructure film is provided. But it ’s good.
  • the crystal structures of the AuCu or PtMn film and the MnIr film according to the above examples are both fcc in the disordered phase and face centered tetragonal (fct) in the ordered phase.
  • the AuCu, PtMn, and MnIr-based films showed (111) orientation both in the irregular phase state and in the regular phase state.
  • FIG. 5 shows the lattice parameters in the (111) plane and between the (111) planes of the AuCu film and the MnIr film according to the above embodiment.
  • the two sides of the (111) plane dense hexagonal lattice: ( ⁇ 110 ) spacing (d ⁇ 110 ) becomes longer and the remaining four sides, in other words, ( ⁇ 1-12) It can be seen that the surface spacing (d ⁇ 1-12 ) is shortened. In other words, spontaneous strain (compression) occurs in the [-1-12] direction, and spontaneous strain (tensile) occurs in the [ ⁇ 110] direction, thereby ordering.
  • d 111 is the (111) plane interval.
  • FIG. 6 shows lattice parameters in the (111) plane and between the (111) planes of the PtMn film and the MnIr film according to the above embodiment.
  • the two sides of the (111) plane dense hexagonal lattice: ( ⁇ 110 ) interplanar spacing (d ⁇ 110 ) becomes longer with ordering, and the remaining four sides, in other words, ( ⁇ 1-12) It can be seen that the surface spacing (d ⁇ 1-12 ) is shortened. In addition, it can be seen that the (111) plane spacing (d 111 ) is shortened.
  • spontaneous strain occurs in the [111] and [-1-12] directions
  • spontaneous strain tensile
  • the irregular / regular phase transformation accompanied by spontaneous strain is called a martensitic transformation in a broad sense.
  • FIG. 7 is a schematic of three-way dynamic stress driven MnIr low temperature ordering according to the above example.
  • the AuCu film is the same, but here, the mechanism of PtMn dynamic stress driven MnIr low-temperature ordering will be described below for easy understanding.
  • d 111 , d ⁇ 1-12 , and d ⁇ 110 are the (111) plane spacing, the ( ⁇ 1-12 ) plane spacing, and the ( ⁇ 110) plane spacing.
  • the ordering temperature of the PtMn film is as low as about 250-275 ° C. Therefore, when heat treatment is performed, first, spontaneous strain (compression) occurs in the PtMn [111] and [-1-12] directions, and spontaneous strain (tensile) occurs in the [ ⁇ 110] direction (see FIG. 6). In the spontaneous strain, MnIr [111], [ ⁇ 1-12] direction dynamic tensile stress, and MnIr [ ⁇ 110] direction dynamic compressive stress are applied to the upper MnIr film. Finally, these dynamic stresses cause MnIr [111], [-1-12] direction spontaneous strain (compression) and MnIr [-110] direction spontaneous strain (tensile) of the MnIr film during heat treatment (see FIG. 6). Assist. Therefore, it becomes easy to cross the peak of the interdiffusion activation energy for ordering the MnIr film, and the low-temperature ordering of the MnIr film is promoted.
  • AuCu dynamic stress driven MnIr low-temperature ordering is almost the same mechanism as described above because the ordering temperature of the AuCu film is as low as about 275-325 ° C.
  • the AuCu film there is almost no spontaneous strain in the AuCu [111] direction accompanying the heat treatment (see FIG. 5).
  • the AuCu [-110] direction spontaneous strain (tensile) during ordering of the AuCu film is extremely large. Therefore, when heat treatment is performed, first, the upper MnIr film is effectively given a dynamic tensile stress in the MnIr [111] direction, and then this dynamic stress assists spontaneous strain (compression) in the MnIr [111] direction. Doing it is a very conceivable thing. If described in detail, even if an AuCu dynamic stress driving layer is used, dynamic stress driving also works in the MnIr [111] direction, like the PtMn dynamic stress driving layer.
  • MnIr [111], [-1-12] direction dynamic tensile stress driving, MnIr [ -110] directional dynamic compressive stress driving works to promote MnIr low-temperature ordering.
  • AuCu or PtMn-based dynamic stress-driven layer, L1 0 MnIr-based antiferromagnetic film The following (1)-(7) must be satisfied before and after the disorder / regular phase transformation of the AuCu or PtMn-based film and the MnIr-based film: (1) ( ⁇ 110) spacing of disordered phase AuCu or PtMn based film> ( ⁇ 110) spacing of disordered phase MnIr based film, (2) ( ⁇ 110) plane spacing of disordered phase AuCu or PtMn based film ⁇ ( ⁇ 110) plane spacing of ordered phase AuCu or PtMn based film, (3) ( ⁇ 1-12) plane spacing of disordered phase AuCu or PtMn-based film> ( ⁇ 1-12) plane spacing of ordered phase AuCu or PtMn-based film, (4) ( ⁇ 110) face spacing of disordered phase M
  • a magnetic laminated film is formed by sequentially laminating a ferromagnetic film (1-b) 402, a conductive nonmagnetic intermediate layer 501, a ferromagnetic film (2) 600 serving as a free layer, and an upper electrode 700.
  • Including CPP-GMR element Medium opposing surface, an enlarged cross-sectional view as seen from the so-called ABS surface.
  • antiferromagnetic layer 300 for fixing layer is formed of L1 0 MnIr antiferromagnetic film, to promote the low-temperature ordering of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film, AuCu, or PtMn-based dynamic stresses
  • a noble metal seed static stress driving layer 225 is newly provided.
  • the lower electrode 100 is made of a Ru film and has a thickness of 50 nm.
  • the seed layer 200 is composed of a Ta / Cu laminated film, and the film thickness is 5 nm.
  • the noble metal seed static stress driving layer 225 is made of an Ag film and has a thickness of 5 nm.
  • the dynamic stress driving layer 250 has a composition ratio of at. It is composed of an AuCu film at a ratio of approximately 50:50, and the film thickness is 10 nm.
  • the film thickness of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300 is 5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 is composed of a Co film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-b) 402 is composed of a half-metal CoMnSi film and has a thickness of 3 nm.
  • the conductive nonmagnetic intermediate layer 501 is composed of a Cu—Al—O film and has a thickness of 2 nm.
  • the ferromagnetic film (2) 600 is composed of a half-metal CoMnSi film and has a thickness of 3 nm.
  • the upper electrode 700 is made of a Ru film and has a film thickness of 50 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 and the ferromagnetic film (1-b) 402 are firmly fixed by ferromagnetic / ferromagnetic exchange coupling.
  • a new noble metal seed static stress driving layer is installed and added, so that even in the case of low-temperature heat treatment (350 ° C or lower) mentioned in 1, L1 0 MnIr about K e experimental values of the antiferromagnetic film 1.8erg / cm 2, T B value 600 ° C greater, and, even as a very small element size, the thermal fluctuation resistance of the astronomical numerical It becomes easier to obtain the value.
  • the noble metal seed static stress driving layer according to the present embodiment may be composed of an Au film, an Au film, a Pt film, an Ir film, a Pd film, a Rh film, and an Ru film in addition to the Ag film. Furthermore, you may be comprised combining these metals of 2 elements or more.
  • FIG. 8 shows a basic CPP-GMR structure of a noble metal seed static stress driving layer / AuCu or a PtMn based dynamic stress driving layer / L1 0 MnIr antiferromagnetic film, for example.
  • a lower electrode 100 / seed layer 200 / noble metal seed static stress driving layer 2 may be sandwiched, for example.
  • a dual structure type such as system dynamic stress driving layer 250 / noble metal seed static stress driving layer 225 / upper electrode 700 may be used.
  • a laminated ferrimagnetic structure film made of, for example, NiFe / Ru / NiFe may be provided above the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300.
  • the top laminated ferri structure film in the case of the dual structure type May be provided with a dual laminated ferri-structured film.
  • the composition ratio of the AuCu dynamic stress driving layer and the PtMn dynamic stress driving layer Since the necessity of the seed layer when the additive element and the AuCu-based dynamic stress driving layer are used is the same as that of the second embodiment, the description thereof is omitted.
  • a TMR element including a magnetic multilayer film in which a ferromagnetic film (1-b) 402, an insulating barrier layer 502, a ferromagnetic film (2) 600 serving as a free layer, and an upper electrode 700 are sequentially laminated.
  • the opposite of the medium It shows an enlarged cross-sectional view as seen from the loose ABS surface.
  • antiferromagnetic layer 300 for fixing layer is formed of L1 0 MnIr antiferromagnetic film, to promote the low-temperature ordering of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film, AuCu, or PtMn-based dynamic stresses
  • a noble metal seed static stress driving layer 225 is newly provided.
  • the lower electrode 100 is made of a Ru film and has a thickness of 50 nm.
  • the seed layer 200 is composed of a Ta / Cu laminated film, and the film thickness is 5 nm.
  • the noble metal seed static stress driving layer 225 is made of an Ag film and has a thickness of 5 nm.
  • the dynamic stress driving layer 250 has a composition ratio of at. It is composed of an AuCu film at a ratio of approximately 50:50, and the film thickness is 10 nm.
  • the film thickness of the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300 is 5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 is composed of a Co film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (1-b) 402 is composed of a CoFeB film and has a thickness of 4 nm.
  • the insulating barrier layer 502 is composed of an MgO film and has a thickness of 1.5 nm.
  • the ferromagnetic film (2) 600 is composed of a CoFeB film and has a film thickness of 4 nm.
  • the upper electrode 700 is made of a Ru film and has a film thickness of 50 nm.
  • the ferromagnetic film (1-a) 401 and the ferromagnetic film (1-b) 402 are firmly fixed by ferromagnetic / ferromagnetic exchange coupling.
  • a new noble metal seed static stress driving layer is installed and added, so that even in the case of low-temperature heat treatment (350 ° C or lower) mentioned in 1, L1 0 MnIr about K e experimental values of the antiferromagnetic film 1.8erg / cm 2, T B value 600 ° C greater, and, even as a very small element size, the thermal fluctuation resistance of the astronomical numerical It becomes easier to obtain the value.
  • the noble metal seed static stress driving layer according to the present embodiment may be composed of an Au, Pt, Ir, Pd, Rh, or Ru film in addition to the Ag film. Furthermore, you may be comprised combining these metals of 2 elements or more.
  • FIG. 9 shows a basic TMR structure of a noble metal seed static stress driving layer / AuCu or a PtMn-based dynamic stress driving layer / L1 0 MnIr antiferromagnetic film.
  • a laminated ferrimagnetic structure film made of, for example, NiFe / Ru / NiFe may be provided above the L1 0 MnIr antiferromagnetic film 300.
  • the top laminated ferri structure film in the case of the dual structure type May be provided with a dual laminated ferri-structured film.
  • the composition ratio of the AuCu dynamic stress driving layer and the PtMn dynamic stress driving layer Since the necessity of the seed layer when the additive element and the AuCu-based dynamic stress driving layer are used is the same as that of the second embodiment, the description thereof is omitted.
  • the noble metal seed static stress driving layer 225 had an fcc crystal structure except for a Ru-based film.
  • the Ru-based film had an hcp crystal structure.
  • the noble metal seed static stress driving layer 225 exhibited (111) dense surface orientation except for the Ru-based film.
  • the Ru-based film showed (001) plane dense surface orientation.
  • FIG. 10 shows a schematic of static stress-driven MnIr low-temperature ordering using a noble metal seed according to the present embodiment.
  • d 111 , d ⁇ 1-12 , and d ⁇ 110 are the (111) plane spacing, the ( ⁇ 1-12 ) plane spacing, and the ( ⁇ 110) plane spacing.
  • a static stress driven MnIr low-temperature ordering mechanism in the case of using an Ag film as a noble metal seed static stress driving layer and a PtMn film as a dynamic stress driving layer will be described below.
  • FIG. 11 shows a schematic of high-Ar pressure film-forming MnIr low-temperature ordering according to this example.
  • d 111 is the (111) plane spacing.
  • Example 2 and Example 3 dynamic stress-driven MnIr-based film low-temperature ordering with AuCu or PtMn-based film, static stress-driven MnIr-based film low-temperature ordering with noble metal seed, high Ar pressure production
  • film-driven MnIr-based film low-temperature ordering has been described, it goes without saying that the combination of these three stress drives is the easiest to make MnIr-based film low-ordered.
  • the most dominant of these three stress drives is dynamic stress-driven MnIr-based film low-temperature ordering with AuCu or PtMn-based films.
  • FIG. 12 is a diagram showing an embodiment of a magnetic disk device (hard disk drive: HDD) using a CPP-GMR element or a TMR element according to the present invention.
  • 1 is a diagram showing an outline in which a CPP-GMR element or TMR element according to the present invention is applied to an HDD.
  • the CPP-GMR element or TMR element according to the present invention can be applied to, for example, a magnetic recording apparatus such as a magnetic tape apparatus, a magneto-optical disk apparatus, and a heat-assisted magnetic disk apparatus.
  • the illustrated HDD includes a magnetic disk 10 as a magnetic recording medium formed in a disk shape for recording data in a recording area called a concentric track, and a CPP-GMR element or a TMR element according to the present invention.
  • a magnetic head 18 for writing / reading the data an actuator 24 for supporting the magnetic head 18 and moving it to a predetermined position on the magnetic disk 10, and data to be written / read by the magnetic head 18 And a control means for controlling the movement of the actuator 24 and the like.
  • At least one rotatable magnetic disk 10 is supported by a rotating shaft 12 and is rotated by a drive motor 14.
  • At least one slider 16 is installed on the magnetic disk 10, and one or more sliders 16 are provided and support a magnetic head 18 for writing and reading information.
  • the slider 16 moves on the surface of the magnetic disk 10 to access a predetermined position where data is recorded or a predetermined position where target data is recorded.
  • the slider 16 is attached to the arm 22 by a gimbal 20.
  • the gimbal 20 is given a slight elasticity, and the slider 16 is brought into close contact with the magnetic disk 10.
  • the arm 22 is attached to the actuator 24.
  • the actuator 24 there is a voice coil motor (hereinafter referred to as VCM).
  • VCM voice coil motor
  • the VCM is composed of a movable coil disposed in a fixed magnetic field, and the moving direction, moving speed, and the like of the coil are controlled by an electrical signal supplied from the control means 26 via the line 30. Therefore, the actuator 24 according to this embodiment includes the slider 16, the gimbal 20, the arm 22, the actuator 24, and the line 30.
  • the rotation of the magnetic disk 10 causes an air bearing due to an air flow between the slider 16 and the surface of the magnetic disk 10, which causes the slider 16 to float from the surface of the magnetic disk 10. Therefore, during the operation of the magnetic disk device, this air bearing balances with the slight elasticity given to the gimbal 20, and the slider 16 does not touch the surface of the magnetic disk 10 and is constant with the magnetic disk 10. It is maintained to float at intervals.
  • control means 26 includes a logic circuit, a memory, a microprocessor, and the like.
  • the control means 26 transmits and receives control signals via each line and controls various constituent means of the magnetic disk device.
  • the motor 14 is controlled by a motor drive signal transmitted via the line 28.
  • the actuator 24 is controlled so as to move and position the slider 16 to the target data track on the magnetic disk 10 in accordance with a magnetic head position control signal and a seek control signal via the line 30.
  • control means 26 transmits an electric signal for the magnetic head 18 to write as data on the magnetic disk 10 to the magnetic head 18 via the line 32. Further, the magnetic head 18 reads the data recorded on the magnetic disk 10 and receives the converted electric signal via the line 32 to decode it. That is, the control means 26 controls transmission / reception of electrical signals that the magnetic head 18 writes / reads.
  • write / read signals may be transmitted directly from the magnetic head 18.
  • control signal include an access control signal and a clock signal.
  • the magnetic disk device may have a plurality of magnetic disks and actuators, and the actuator may have a plurality of magnetic heads.
  • FIG. 13 is a diagram showing an embodiment of a spin random access memory (SPRAM) using a TMR element according to the present invention. It is a figure which shows the outline which applied the TMR element concerning this invention to SPRAM. The schematic configuration of the SPRAM will be described below.
  • SPRAM spin random access memory
  • the illustrated SPRAM includes at least a plurality of lower fine lines 50, an upper fine line 54, and TMR elements 52 arranged at lattice points of the lower fine lines 50 and the upper fine lines 54.
  • the lower fine line 50 is used as a gate electrode, and the upper fine line 54 is used as a bit line.
  • the number of the lower fine lines 50 and the upper fine lines 54 arranged in the two-dimensional plane is the same.
  • the lower fine line 50 is arranged on the substrate, and the upper fine line 54 is arranged above the lower fine line 50 so as to intersect the lower fine line 50.
  • the TMR element 52 of any one of the first to third embodiments is arranged at a position between the lower fine line 50 and the upper fine line 54 at each intersecting position.
  • the upper thin line 54 is made of, for example, a Cu film, and has a film thickness and a line width of 50 nm and 0.1 ⁇ m, respectively.
  • the lower fine line 50 is also made of, for example, a Cu film, and has a film thickness and a line width of 50 nm and 0.1 ⁇ m, respectively.
  • FIG. 14 shows the directions of the magnetization vectors of the fixed layer and the free layer when “0” and “1” are recorded in the SPRAM. (A) is when the recording state is “0”, and (b) is when the recording state is “1”.
  • the magnetization vectors of the fixed layer and the free layer are made antiparallel by so-called magnetization.
  • the externally applied magnetic field becomes zero, but the pinned layer maintains the direction of the illustrated magnetization vector by exchange coupling with the adjacent antiferromagnetic film, and one free layer is owned by the free layer itself
  • the direction of the illustrated magnetization vector is maintained by the induced magnetic anisotropy energy or the magnetocrystalline anisotropy energy.
  • the recording state is “0”.
  • the recording state is “1”.
  • One reproduction is performed on the same principle as the TMR element. However, do not pass too much current. This is because, for example, the magnetization vector of the free layer in the recording state “0” causes the spin injection spin torque magnetization reversal, and the recording state “1” is changed. Therefore, regeneration must be performed while energizing a current equal to or lower than the threshold current described above.
  • the recording state is “1”
  • the magnetization vectors of the fixed layer and the free layer are in a parallel state, so that the TMR element has a low resistance.
  • the recording state is “0”, since the magnetization vectors of the fixed layer and the free layer are in the antiparallel state, the TMR element has a high resistance. In the SPRAM, as described above, the recording state “1” is detected as low resistance, the recording state “0” is detected as high resistance, and reproduction is performed.
  • the SPRAM shown in FIG. 13 is merely the application of the TMR element according to Embodiment 1-3 above to the current SPRAM, the effect of this is extremely great. As described above, even if the element size is extremely small, the anti-ferromagnetic film can be kept extremely resistant to thermal fluctuation. Therefore, it should be emphasized that it is easy to provide a super-integrated SPRAM by simply applying the TMR element according to Embodiment 1-3 to the SPRAM.

Landscapes

  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Hall/Mr Elements (AREA)
  • Mram Or Spin Memory Techniques (AREA)
  • Magnetic Heads (AREA)

Abstract

　現在、反強磁性膜として、不規則相Ｍｎ８０Ｉｒ２０膜、規則相Ｍｎ７５Ｉｒ２５膜が業界標準である。しかしながら、両者とも結晶構造が立方晶であるが故に結晶磁気異方性エネルギー定数が１０５ｅｒｇ／ｃｍ３程度と小であり、熱揺らぎ耐性が不足している状態にある。いわゆる、ピンデグレが顕在化している問題がある。 　上記課題を克服するため、結晶磁気異方性エネルギー定数約２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を保有しているＬ１０Ｍｎ５０Ｉｒ５０膜を固定層用、反強磁性膜３００として適用する。これにより、例えば、素子サイズ５ｎｍ□、反強磁性膜厚５ｎｍになっても、緩和時間１．２×１０４９年と、天文学的数値の熱揺らぎ耐性を確保できる。Ｌ１０Ｍｎ５０Ｉｒ５０系反強磁性膜の低温規則化手段については、Ｍｎ５０Ｉｒ５０膜下方に動的応力駆動・静的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化層を設けることにより、解決する。

Description

ＣＰＰ－ＧＭＲ素子、ＴＭＲ素子および磁気記録再生装置
　本発明は、Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性層を適用したＣＰＰ－ＧＭＲ素子、ＴＭＲ素子等の磁気抵抗効果素子、およびそれを用いた磁気記録再生装置〔ハードディスクドライブ（ＨＤＤ）やスピンランダムアクセスメモリ（ＳＰＲＡＭ）〕に関する。
　高密度磁気記録再生対応の磁気センサとしてＣＰＰ－ＧＭＲ（current perpendicular to the plane-Giant magnetoresistive）素子、ＴＭＲ（Tunneling magnetoresistive）素子等の磁気抵抗効果素子が知られている。以下に、いわゆるスピンバルブタイプのＣＰＰ－ＧＭＲ素子の概略、および、動作原理を説明する。
　ＣＰＰ－ＧＭＲ素子は、導電性非磁性中間層によって分離された強磁性膜（１）と強磁性膜（２）を含む適切なる物質上に形成された積層構造を含有する。代表的なＣＰＰ－ＧＭＲ素子構造は、下部電極／反強磁性層／強磁性膜（１）／導電性非磁性中間層／強磁性膜（２）／上部電極である。ここで、最上層が上部電極、最下層が下部電極であり、以下の積層膜もこのように表記する。強磁性膜のひとつ、強磁性膜（１）の磁化方向は、外部印加磁場ゼロのとき、強磁性膜（２）の磁化方向と垂直方向に固定されている。この強磁性膜（１）の磁化方向の固定は、反強磁性膜を隣接させ、反強磁性膜と強磁性膜（１）との交換結合により、強磁性膜（１）に一方向異方性エネルギー、或いは交換磁気異方性エネルギーを付与することによりなされる。そのため、強磁性膜（１）は、固定層、或いは固定側強磁性膜と呼ばれており、本明細書でも、このように表記する。固定層の代表的な磁化の固定方向は、媒体対抗面・浮上面（ＡＢＳ面）と垂直な方向である。一方、強磁性膜（２）の磁化方向は、外部印加磁場によって自由に回転することができる。そのため、強磁性膜（２）は、自由層、或いは自由側強磁性膜と呼ばれており、本明細書でも、このように表記する。ＣＰＰ－ＧＭＲ素子では、磁性媒体から発生する磁場を印加磁場として、この磁場に応じて自由層の磁化方向が自由に回転し、結果、固定層の磁化方向と自由層の磁化方向とのなす角度に変化が生じる。ＣＰＰ－ＧＭＲ素子は、これら固定層と自由層の磁化方向のなす角度の変化に応じて電気抵抗が変化することを利用し、磁性媒体からの磁気的信号を電気的信号に変換する磁気抵抗トランスデューサーである。現在では、自由層や固定層に、いわゆるハーフメタル膜を使ったり、導電性非磁性中間層に電流狭窄と呼ばれている技術を導入したりして、ＭＲ比２０％超が得られている。
　一方の、ＴＭＲ素子は、絶縁障壁層によって分離された強磁性膜（１）と強磁性膜（２）を含む適切なる物質上に形成された積層構造を含有する。代表的なＴＭＲ素子構造は、下部電極／反強磁性膜／強磁性膜（１）／絶縁障壁層／強磁性膜（２）／上部電極である。各々の膜の役割、および、ＴＭＲ素子の動作原理は、絶縁障壁層を用いトンネル効果を利用して上下の通電をはかっている以外は、上で述べたＣＰＰ－ＧＭＲ素子と同じである。現在、固定層、絶縁障壁層、自由層を、ＣｏＦｅＢ／ＭｇＯ／ＣｏＦｅＢ構成とすることで、ＭＲ比３５０％超が得られている。
　ＣＰＰ－ＧＭＲ素子、ＴＭＲ素子ともに、高密度化・特性向上にあたっての要の技術は、固定層／導電性非磁性中間層、導電性非磁性中間層／自由層、および、固定層／絶縁障壁層、絶縁障壁層／自由層、の界面ＤＯＳの保有するスピン分極率を上げてのＭＲ比を向上させる技術、そして、反強磁性層による固定層の強固なピンニング技術、いいかえると、固定層への大きな一方向異方性エネルギー、或いは交換磁気異方性エネルギー付与技術、と言っても過言ではない。
　固定層用の反強磁性膜としては、不規則相ＦｅＭｎ膜、ＮｉＯ膜、ＣｒＭｎＰｔ膜、Ｌ１０ＰｔＭｎ膜、Ｌ１０ＰｔＰｄＭｎ膜、不規則相ＭｎＩｒ膜、規則相Ｍｎ７５Ｉｒ２５膜、などが知られている。そして現在では、不規則相ＭｎＩｒ膜、規則相Ｍｎ７５Ｉｒ２５膜が業界標準として使用されている。ちなみに、規則相Ｍｎ７５Ｉｒ２５膜は、上記反強磁性膜の中では最も大きい交換磁気異方性エネルギー定数約１．３ｅｒｇ／ｃｍ２を付与できることで知られている。（特許文献１、非特許文献１、非特許文献２参照）
特開２００２－２８９９４７号公報
Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．　Ｌｅｔｔ．，　８９，　０５２５０４　（２００６） Ａｐｐｌ．　Ｐｈｙｓ．　Ｌｅｔｔ．，　８５，　３８１２　（２００４）
　不規則相ＭｎＩｒ膜は、結晶構造が立方晶（ｆｃｃ）であるが故に反強磁性膜の結晶磁気異方性エネルギー定数（ＫＡＦ）が１０５ｅｒｇ／ｃｍ３のオーダにあり、小さい。同様に、規則相Ｍｎ７５Ｉｒ２５膜も、確かに巨大交換磁気異方性エネルギー定数（Ｋｅ）約１．３ｅｒｇ／ｃｍ２が得られるものの、やはり結晶構造がｆｃｃであるが故にＫＡＦは１０５ｅｒｇ／ｃｍ３のオーダであり、小さい。
　それゆえ、面記録密度Ｔｂ／ｉｎ２超を達成するためには、ＣＰＰ－ＧＭＲ・ＴＭＲ素子サイズを、例えば３５□ｎｍ：トラック幅３５ｎｍ、素子高さ３５ｎｍにまで低減することが必要とされているが、この素子サイズ、そして不規則相ＭｎＩｒ膜、或いは、規則相Ｍｎ７５Ｉｒ２５膜厚が５ｎｍの場合について、（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値を計算してみると、もはや２５を大きく下回っている。（ＶＡＦ：反強磁性膜の体積、ｋＢ：ボルツマン定数、Ｔ：温度）。
　（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）＜＜２５の場合について、反強磁性膜の結晶磁気異方性が維持される時間、いわゆる緩和時間τを、Ｎｅｅｌの関係式τ＝τ０ｅｘｐ［（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）］（τ０：Ｎｅｅｌの定数）を用いて計算してみると、τ＜＜７２ｓとなり、もはや、結晶磁気異方性は７２ｓももたない、という数値がはじき出される。すなわち、熱揺らぎ耐性がまったくなく、固定層用の反強磁性膜として、まったく機能しないという問題に直面する。さらには、言うまでもなく、今後の記録密度向上に伴う素子サイズ低減の要求に耐えられない。
　上記の問題を解決するため、本発明では、第一原理計算により予見されているＫＡＦ≒２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を保有する規則相Ｌ１０ＭｎＩｒ膜（組成は、ａｔ．％比でおおよそ５０：５０。但し、組成マージンは広い。）を固定層用の反強磁性膜に適用する。具体的には以下のとおりである。
  本発明の代表的なＣＰＰ－ＧＭＲ素子は、少なくとも、下部電極上に、シード層と、反強磁性膜と、強磁性膜と、固定側強磁性層と、非磁性導電性中間層と、外部磁界に応じて磁化方向が自由に変化する自由側強磁性層と、上部電極とを有するＣＰＰ－ＧＭＲ素子であって、
  前記反強磁性膜が、結晶磁気異方性エネルギー定数を１０８ｅｒｇ／ｃｍ３以上保有するか、もしくは規則度を０．８以上保有するＬ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜で構成されることを特徴とする。
  また、本発明の代表的なTMR素子は、下部電極上に、シード層と、反強磁性膜と、強磁性膜と、固定側強磁性層と、絶縁性障壁層と、外部磁界に応じて磁化方向が自由に変化する自由側強磁性層と、上部電極とを有するＴＭＲ素子であって、
  前記反強磁性膜が、結晶磁気異方性エネルギー定数を１０８ｅｒｇ／ｃｍ３以上保有するか、もしくは規則度を０．８以上保有するＬ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜で構成されることを特徴とする。
  但し、ＭｎＩｒ膜のＬ１０規則相を得るためには、いいかえるとＭｎＩｒ膜に不規則／規則相変態（規則化）を生じさせるためには、平衡状態図上、融点の約１／２である６００゜Ｃ程度の高温熱処理、或いは、加熱しながらの形成が必要とされる。しかしながら、薄膜は非平衡状態にあり、種々の低温規則化技術を駆使して上で述べた温度を低減することが可能である。そこで本発明では、下記３つのＭｎＩｒ膜の低温規則化の解決手段を提供する。  
（１）ＡｕＣｕ系、ＰｔＭｎ系動的応力駆動ＭｎＩｒ膜低温規則化、  
（２）貴金属シード配置による静的応力駆動ＭｎＩｒ膜低温規則化、  
（３）そのほか、高Ａｒ圧製膜駆動ＭｎＩｒ膜低温規則化。
　本発明によれば、超高密度に対応するため、素子サイズが極めて小さくなっても、極論するとＣＰＰ－ＧＭＲ・ＴＭＲ素子などの磁気抵抗効果素子終焉まで使える固定層用の反強磁性膜を提供できる。
  例えば、素子サイズ１０ｎｍ□、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜厚５ｎｍのとき、（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値約２４１６、同様に、素子サイズ５ｎｍ□、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜厚５ｎｍのとき、（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値約６０４、同様に、素子サイズ２．５ｎｍ□、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜厚５ｎｍのとき、（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値約１５１と、熱揺らぎ耐性が極めて大きい固定層用の反強磁性膜を提供できる。
  ちなみに、上で述べた（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）＝１５１から、τを計算してみると、τ＝１．２×１０４９年と天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が得られる。
実施例１による、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用したＣＰＰ－ＧＭＲ素子の拡大断面図である。 実施例１による、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用したＴＭＲ素子の拡大断面図である。 実施例２による、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用し、その上で動的応力駆動層を新たに設けたＣＰＰ－ＧＭＲ素子の拡大断面図である。 実施例２による、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用し、その上で動的応力駆動層を新たに設けたＴＭＲ素子の拡大断面図である。 本発明に係わる、ＡｕＣｕ動的応力駆動層、および、ＭｎＩｒ膜の（１１１）面内、および、（１１１）面間の格子パラメータを示す図である。 本発明に係わる、ＰｔＭｎ動的応力駆動層、および、ＭｎＩｒ膜の（１１１）面内、および、（１１１）面間の格子パラメータを示す図である。 本発明に係わる、３方向動的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化を説明するための図である。 実施例３による、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用し、動的応力駆動層を設け、その上で貴金属シード静的応力駆動層を新たに設けた、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子の拡大断面図である。 実施例３による、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用し、動的応力駆動層を設け、その上で貴金属シード静的応力駆動層を新たに設けた、ＴＭＲ素子の拡大断面図である。 実施例３による、貴金属シードによる静的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化を説明するための図である。 実施例３による、高Ａｒ圧製膜駆動ＭｎＩｒ低温規則化を説明するための図である。 本発明に係わる、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子、或いはＴＭＲ素子を適用したハードディスクドライブ（ＨＤＤ）の構成図である。 本発明に係わる、ＴＭＲ素子を適用したスピンランダムアクセスメモリ（ＳＰＲＡＭ）の構成図である。 スピンランダムアクセスメモリの「０」「１」記録状態時の固定層と自由層の磁化ベクトルの方向を示す概略図である。
　以下、図面を参照して本発明の代表的な実施例について説明する。  
＜実施例１＞
  図１は、結晶磁気異方性エネルギー定数ＫＡＦ＝２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を保有するＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用した、少なくとも、下部電極１００上に、シード層２００と、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ａ）４０１と、固定層の一部をなす強磁性膜（固定側強磁性層）（１－ｂ）４０２と、導電性非磁性中間層５０１と、自由層の役割を担う強磁性膜（自由側強磁性層）（２）６００と、上部電極７００と、を順次積層してなる磁性積層膜を含むＣＰＰ－ＧＭＲ素子の媒体対抗面、いわゆるＡＢＳ面から見た拡大断面図を示す。重複するが、固定層用の反強磁性膜３００が、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜で構成されることを特徴とする。
　実施例１のＣＰＰ－ＧＭＲ素子の代表的な材料・膜厚は、以下のとおりである。下部電極１００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。シード層２００はＴａ／Ｃｕ積層膜で構成され、膜厚はともに５ｎｍである。Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の膜厚は、５ｎｍである。強磁性膜（１－ａ）４０１はＣｏ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（１－ｂ）４０２はハーフメタルＣｏＭｎＳｉ膜で構成され、膜厚は３ｎｍである。導電性非磁性中間層５０１はＣｕ－Ａｌ－Ｏ膜で構成され、膜厚は２ｎｍである。強磁性膜（２）６００はハーフメタルＣｏＭｎＳｉ膜で構成され、膜厚は３ｎｍである。上部電極７００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。なお、強磁性膜（１－ａ）４０１と強磁性膜（１－ｂ）４０２とは、強磁性／強磁性の交換結合により強固に固定されている。
　Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜にとって妥当な交換結合モデルであるＭａｌｏｚｅｍｏｆｆモデル、Ｋｅ＝４×ｚ×π－３／２×√（ＡＡＦ×ＫＡＦ）（ｚ：再隣接原子数、ＡＡＦ：交換ステフィネス定数）、なる関係式を使ってＫｅの理論値をはじき出してみたところ、約８０ｅｒｇ／ｃｍ２という値が得られた。この結果は、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜を固定層用の反強磁性膜として用いることにより、上で述べた固定層：強磁性膜（１－ａ）４０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２積層膜に、理想的には約８０ｅｒｇ／ｃｍ２もの交換磁気異方性エネルギー定数を付与できることを示している。
　しかしながら、実際には、格子不整合、界面汚染物質のコンタミ、膜中不純物、３６０゜面内異方性軸ローテーションがあり、上の理論値には届かない。
　そこで、実際に、どの程度の交換磁気異方性エネルギー定数の実験値が得られるか、実験と計算により、以下に見積もってみた。
　Ｌ１０ＰｔＭｎ反強磁性膜は、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜と結晶構造・磁気構造が類似していて、妥当交換結合モデルも同じＭａｌｏｚｅｍｏｆｆモデルである、として知られる。そして、このＬ１０ＰｔＭｎ反強磁性膜のＫｅの実験値は約０．４ｅｒｇ／ｃｍ２である。加えて、第一原理計算から予見されているＬ１０ＰｔＭｎのＫＡＦは、Ｌ１０ＭｎＩｒの約１／２０である。いいかえると、Ｌ１０ＭｎＩｒのＫＡＦは、Ｌ１０ＰｔＭｎの約２０倍である。以上の事実を、上のＭａｌｏｚｅｍｏｆｆモデルからのＫｅ〔＝４×ｚ×π－３／２×√（ＡＡＦ×ＫＡＦ）〕理論式にはめこんで比例計算を行うと、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫｅの実験値は、Ｋｅ≒０．４（ｅｒｇ／ｃｍ２）×√２０（倍）≒１．８ｅｒｇ／ｃｍ２、という値が得られる。なお、Ｌ１０ＭｎＩｒ、Ｌ１０ＰｔＭｎのｚはともに１２と同じであり、ＡＡＦについてもネール温度（ＴＮ）や再隣接Ｍｎ原子間距離等がほとんど同じであることから、ｚやＡＡＦについては、各々、１倍、約１倍として見積もった。
　以上、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜を固定層用の反強磁性膜として用いることにより、実験的にも、固定層：強磁性膜（１－ａ）４０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２積層膜に、Ｋｅ約１．８ｅｒｇ／ｃｍ２もの極めて大きな交換磁気異方性エネルギー定数を付与できることが分かった。なお、このＫｅ約１．８ｅｒｇ／ｃｍ２は、これまでに知られている規則相Ｍｎ７５Ｉｒ２５反強磁性膜の約１．３ｅｒｇ／ｃｍ２を凌ぐ値である。
　Ｌ１０ＭｎＩｒ反磁性膜のブロッキング温度ＴＢについては、Ｌ１０ＭｎＩｒのＴＮが約８６７゜Ｃもあることから、極めて高く、膜が壊れてしまって測定困難である。しかしながら、結晶構造・磁気構造が類似していて、妥当交換結合モデルも同じであるＬ１０ＰｔＭｎ、Ｌ１０ＮｉＭｎ反強磁性膜のＴＢがＴＮよりもおおよそ２００゜Ｃ低い温度にある、ことの類推から、ＴＢ約６００゜Ｃ超と見積もられる。
　次に、本発明のキーである熱揺らぎ耐性について、以下に述べたい。熱揺らぎ耐性を示す物理パラメータは、（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値、および、τ＝τ０ｅｘｐ［（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）］である。Ｌ１０ＭｎＩｒ反磁性膜のＫＡＦ＝２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を用いて、代表的な素子サイズについて計算すると、以下のとおり見積もられる。
　例えば、素子サイズ１０ｎｍ□、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜厚５ｎｍのとき、（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値約２４１６、同様に、素子サイズ５ｎｍ□、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜厚５ｎｍのとき、（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値約６０４、同様に、素子サイズ２．５ｎｍ□、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜厚５ｎｍのとき、（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値約１５１と、熱揺らぎ耐性が極めて高いことが分かる。ちなみに、上で述べた（ＫＡＦＶＡＦ）／（ｋＢＴ）値約１５１から、τを計算してみると、τ＝１．２×１０４９ｙｅａｒｓと天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が得られる。噛み砕いて言うならば、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の異方性軸が倒れるまでには、１．２×１０４９ｙｅａｒｓもの年数がかかる。以上から、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜を固定層用の反強磁性膜として用いることにより、素子サイズが極めて小さくなっても、極論すると、ＣＰＰ－ＧＭＲ・ＴＭＲ素子などの磁気抵抗効果素子終焉まで使える固定層用の反強磁性膜を提供できる。
　以上の熱揺らぎ耐性は、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫＡＦが約２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３であって規則度Ｓが約１の場合であるが、実際には規則度Ｓ＝１を得ることは難しい。規則度Ｓは、０．８程度まで落ちてしまう場合が多い。しかしながら、規則度Ｓは０．８以上もあれば十分である。なぜなら、規則度Ｓが０．８に下がった場合には、ＫＡＦは１／２くらいまで減少するとされているが、ＫＡＦ＝１×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３まで減少したとしても、素子サイズ小としても上記天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が維持されるからである。すなわち、素子サイズ２．５ｎｍ□、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜厚５ｎｍとしてもτ＝２．１×１０１４ｙｅａｒｓと天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が維持される。したがって、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫＡＦは１０８ｅｒｇ／ｃｍ３のオーダを保有していれば十分であり、規則度Ｓも０．８以上もあれば十分である。
　なお、ＫＡＦ＝１×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３の場合、理屈上、Ｋｅ＝１．２ｅｒｇ／ｃｍ２まで減少するが、Ｋｅ値としては０．４ｅｒｇ／ｃｍ２以上あれば実用上問題ないが故にこの低下は問題なく、一方のＴＢ値は、一番良好な交換結合手で決まるが故に６００°Ｃ超は維持されることを付記しておきたい。
　なお、本発明に係わる、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の組成は、上でも述べたとおり、ａｔ．％比でおおよそ５０：５０であるが、組成マージンが広いため多少ずれていても構わない。加えて、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕなど数ａｔ．％～数１０ａｔ．％添加しても良く、これら２元素以上の貴金属を組み合わせて添加しても良い。
　さらに、図１では、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜下置きタイプの基本的なＣＰＰ－ＧＭＲ構造を示したが、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜上置きタイプとしても良く、さらにはサンドイッチしてデュアル構造タイプとしても良い。
　さらに、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の下方に、例えば、不規則相ＭｎＩｒ／ＮｉＦｅ／Ｒｕ／ＮｉＦｅで構成される積層フェリ構造膜を設けても構わない。同様に、上置き積層フェリ構造膜、デユアル積層フェリ構造膜を設けても、良い。
　さらに、図１では、良質なハーフメタルＣｏＭｎＳｉ膜〔強磁性膜（１－ｂ）〕を得るため、Ｃｏ膜〔強磁性膜（１－ａ）〕を介在させたが、必要に応じ、強磁性膜（１－ａ）はなくても構わない。
　図２に、結晶磁気異方性エネルギー定数ＫＡＦ＝２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を保有するＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用した、少なくとも、下部電極１００上に、シード層２００と、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ａ）４０１と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ｂ）４０２と、絶縁障壁層５０２と、自由層の役割を担う強磁性膜（２）６００と、上部電極７００と、を順次積層してなる磁性積層膜を含むＴＭＲ素子の媒体対抗面、いわゆるＡＢＳ面から見た拡大断面図を示す。重複するが、固定層用の反強磁性膜３００が、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜で構成されることを特徴とする。
　実施例１のＴＭＲ素子の代表的な材料・膜厚は、以下のとおりである。下部電極１００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。シード層２００はＴａ／Ｃｕ積層膜で構成され、膜厚はともに５ｎｍである。Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の膜厚は、５ｎｍである。強磁性膜（１－ａ）４０１はＣｏ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（１－ｂ）４０２はＣｏＦｅＢ膜で構成され、膜厚は４ｎｍである。絶縁障壁層５０２はＭｇＯ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（２）６００はＣｏＦｅＢ膜で構成され、膜厚は４ｎｍである。上部電極７００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。なお、強磁性膜（１－ａ）４０１と強磁性膜（１－ｂ）４０２とは、強磁性／強磁性の交換結合により強固に固定されている。
　本ＴＭＲ素子構造でも、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を固定層用の反強磁性膜に用いることにより、上で述べた、Ｋｅ実験値約１．８ｅｒｇ／ｃｍ２、ＴＢ値６００°Ｃ超、そして、素子サイズを極めて小としても、天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が得られる。
　なお、上でも述べたとおり、実際にはＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫＡＦ＝２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３、規則度Ｓ≒１を得ることは難しい。規則度Ｓは、０．８程度まで落ちてしまう場合が多い。しかしながら、規則度Ｓは０．８以上もあれば十分である。なぜなら、規則度Ｓが０．８に下がった場合には、ＫＡＦは１／２くらいまで減少するとされているが、ＫＡＦ＝１×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３まで減少したとしても、素子サイズ小としても天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が維持されるからである。すなわち、素子サイズ２．５ｎｍ□、Ｌ１０ＭｎＩｒ膜厚５ｎｍとしてもτ＝２．１×１０１４ｙｅａｒｓと天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が維持される。したがって、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫＡＦは１０８ｅｒｇ／ｃｍ３のオーダを保有していれば十分であり、規則度Ｓも０．８以上もあれば十分である。
　なお、ＫＡＦ＝１×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３の場合、理屈上、Ｋｅ＝１．２ｅｒｇ／ｃｍ２まで減少するが、Ｋｅ値としては０．４ｅｒｇ／ｃｍ２以上あれば実用上問題ないが故にこの低下は問題なく、一方のＴＢ値は、一番良好な交換結合手で決まるが故に６００°Ｃ超は維持されることを付記しておきたい。
　なお、本発明に係わる、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の組成は、上でも述べたとおり、ａｔ．％比でおおよそ５０：５０であるが、組成マージンが広いため多少ずれていても構わない。加えて、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕなど数ａｔ．％～数１０ａｔ．％添加しても良く、これら２元素以上の貴金属を組み合わせて添加しても良い。
　さらに、図２では、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜下置きタイプの基本的なＴＭＲ構造を示したが、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜上置きタイプとしても良く、さらにはサンドイッチしてデュアル構造タイプとしても良い。
　さらに、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の上方に、例えば、ＮｉＦｅ／Ｒｕ／ＮｉＦｅで構成される積層フェリ構造膜を設けても構わない。同様に、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜上置きタイプの場合には上置き積層フェリ構造膜、デュアル構造タイプの場合にはデュアル積層フェリ構造膜を設けても、良い。
　さらに、図２では、良質なＣｏＦｅＢ膜〔強磁性膜（１－ｂ）４０２〕を得るため、Ｃｏ膜〔強磁性膜（１－ａ）４０１〕を介在させたが、必要に応じ、強磁性膜（１－ａ）はなくても構わない。
　＜実施例２＞
  図３は、結晶磁気異方性エネルギー定数ＫＡＦ＝２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を保有するＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用した、そして動的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化を図るためにＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層を新たに設けた、少なくとも、下部電極１００上に、シード層２００と、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０と、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ａ）４０１と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ｂ）４０２と、導電性非磁性中間層５０１と、自由層の役割を担う強磁性膜（２）６００と、上部電極７００と、を順次積層してなる磁性積層膜を含むＣＰＰ－ＧＭＲ素子の媒体対抗面、いわゆるＡＢＳ面から見た拡大断面図を示す。重複するが、固定層用の反強磁性膜３００が、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜で構成され、その上で、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の低温規則化を促進するためにＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０が設けられていることを特徴とする。
　実施例２のＣＰＰ－ＧＭＲ素子の代表的な材料・膜厚は、以下のとおりである。下部電極１００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。シード層２００はＴａ／Ｃｕ積層膜で構成され、膜厚はともに５ｎｍである。動的応力駆動層２５０は組成比がａｔ．％比でおおよそ５０：５０にあるＡｕＣｕ膜で構成され、膜厚は１０ｎｍである。Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の膜厚は、５ｎｍである。強磁性膜（１－ａ）４０１はＣｏ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（１－ｂ）４０２はハーフメタルＣｏＭｎＳｉ膜で構成され、膜厚は３ｎｍである。導電性非磁性中間層５０１はＣｕ－Ａｌ－Ｏ膜で構成され、膜厚は２ｎｍである。強磁性膜（２）６００はハーフメタルＣｏＭｎＳｉ膜で構成され、膜厚は３ｎｍである。上部電極７００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。なお、強磁性膜（１－ａ）４０１と強磁性膜（１－ｂ）４０２とは、強磁性／強磁性の交換結合により強固に固定されている。
　上記ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層を設けることにより、低温熱処理（３５０°Ｃ以下）で、実施例１で述べた、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫｅ実験値約１．８ｅｒｇ／ｃｍ２、ＴＢ値６００°Ｃ超、そして、素子サイズを極めて小としても、天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が得られやすくなる。
　なお、本実施例に係わる、ＡｕＣｕ動的応力駆動層の組成は、上でも述べたとおり、ａｔ．％比でおおよそ５０：５０であるが、組成マージンが広いため多少ずれていても構わない。加えて、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ａｇ、Ｒｕ、や、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなど数ａｔ．％添加されていても構わない。さらには、これら２元素以上の金属を組み合わせて添加していても良い。
　本実施例に係わる、ＰｔＭｎ動的応力駆動層の組成については、ａｔ．％比でおおよそ５０：５０であるが、組成マージンが広いため多少ずれていても構わない。加えて、Ａｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ａｇ、Ｒｕ、や、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなど数ａｔ．％添加されていても構わない。さらには、これら２元素以上の金属を組み合わせて添加しても良い。
　さらに、ＡｕＣｕ系動的応力駆動層を用いた場合には、シード層２００はなくても構わない。なぜなら、ＡｕＣｕ系膜は、シード層がなくても良好な稠密面（１１１）配向を示すからである。
　さらに、図３では、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の下置きタイプの基本的なＣＰＰ－ＧＭＲ構造を示したが、例えば、下部電極１００／シード層２００／強磁性膜（２）６００／導電性非磁性中間層５０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２／強磁性膜（１－ａ）４０１／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／上部電極７００、のようにＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層の上置きタイプとしても良く、さらには、サンドイッチして、例えば、下部電極１００／シード層２００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／強磁性膜（１－ａ）４０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２／導電性非磁性中間層５０１／強磁性膜（２）６００／導電性非磁性中間層５０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２／強磁性膜（１－ａ）４０１／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／上部電極７００、のようにデュアル構造タイプとしても良い。
　さらに、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の上方に、例えば、ＮｉＦｅ／Ｒｕ／ＮｉＦｅで構成される積層フェリ構造膜を設けても構わない。同様に、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層の上置きタイプの場合には上置き積層フェリ構造膜、デュアル構造タイプの場合にはデュアル積層フェリ構造膜を設けても、良い。
　Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の添加元素、強磁性膜（１－ａ）４０１の要否論については、実施例１と同じのため、説明を省略する。
　図４は、結晶磁気異方性エネルギー定数ＫＡＦ＝２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を保有するＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用した、そして動的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化を図るためにＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層を新たに設けた、少なくとも、下部電極１００上に、シード層２００と、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０と、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ａ）４０１と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ｂ）４０２と、絶縁障壁層５０２と、自由層の役割を担う強磁性膜（２）６００と、上部電極７００と、を順次積層してなる磁性積層膜を含むＴＭＲ素子の媒体対抗面、いわゆるＡＢＳ面から見た拡大断面図を示す。重複するが、固定層用の反強磁性膜３００が、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜で構成され、その上で、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の低温規則化を促進するためにＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０が設けられていることを特徴とする。
　実施例２のＴＭＲ素子の代表的な材料・膜厚は、以下のとおりである。下部電極１００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。シード層２００はＴａ／Ｃｕ積層膜で構成され、膜厚はともに５ｎｍである。動的応力駆動層２５０は組成比がａｔ．％比でおおよそ５０：５０にあるＡｕＣｕ膜で構成され、膜厚は１０ｎｍである。Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の膜厚は、５ｎｍである。強磁性膜（１－ａ）４０１はＣｏ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（１－ｂ）４０２はＣｏＦｅＢ膜で構成され、膜厚は４ｎｍである。絶縁障壁層５０２はＭｇＯ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（２）６００はＣｏＦｅＢ膜で構成され、膜厚は４ｎｍである。上部電極７００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。なお、強磁性膜（１－ａ）４０１と強磁性膜（１－ｂ）４０２とは、強磁性／強磁性の交換結合により強固に固定されている。
　上記ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層を設けることにより、低温熱処理（３５０°Ｃ以下）で、実施例１で述べた、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫｅ実験値約１．８ｅｒｇ／ｃｍ２、ＴＢ値６００°Ｃ超、そして、素子サイズを極めて小としても、天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が得られやすくなる。
　なお、本実施例に係わる、ＡｕＣｕ動的応力駆動層の組成は、上でも述べたとおり、ａｔ．％比でおおよそ５０：５０であるが、組成マージンが広いため多少ずれていても構わない。加えて、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ａｇ、Ｒｕ、や、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなど数ａｔ．％添加されていても構わない。さらには、これら２元素以上の金属を組み合わせて添加していても良い。
　本実施例に係わる、ＰｔＭｎ動的応力駆動層の組成については、ａｔ．％比でおおよそ５０：５０であるが、組成マージンが広いため多少ずれていても構わない。加えて、Ａｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ａｇ、Ｒｕ、や、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉなど数ａｔ．％添加されていても構わない。さらには、これら２元素以上の金属を組み合わせて添加しても良い。
　さらに、ＡｕＣｕ系動的応力駆動層を用いた場合には、シード層はなくても構わない。なぜなら、ＡｕＣｕ系膜は、シード層がなくても良好な稠密面（１１１）配向を示すからである。
　さらに、図４では、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の下置きタイプの基本的なＴＭＲ構造を示したが、例えば、下部電極１００／シード層２００／強磁性膜（２）６００／絶縁障壁層５０２／強磁性膜（１－ｂ）４０２／強磁性膜（１－ａ）４０１／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／上部電極７００、のようにＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層の上置きタイプとしても良く、さらには、サンドイッチして、例えば、下部電極１００／シード層２００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／強磁性膜（１－ａ）４０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２／絶縁障壁層５０２／強磁性膜（２）６００／絶縁障壁層５０２／強磁性膜（１－ｂ）４０２／強磁性膜（１－ａ）４０１／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／上部電極７００、のようにデュアル構造タイプとしても良い。
　さらに、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の上方に、例えば、ＮｉＦｅ／Ｒｕ／ＮｉＦｅで構成される積層フェリ構造膜を設けても構わない。同様に、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層の上置きタイプの場合には上置き積層フェリ構造膜、デュアル構造タイプの場合にはデュアル積層フェリ構造膜を設けても、良い。
　Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の添加元素、強磁性膜（１－ａ）４０１の要否論については、実施例１と同じのため、説明を省略する。
　上記実施例に係わる、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜、および、ＭｎＩｒ系膜の結晶構造は、ともに、不規則相ではｆｃｃ、規則相では面心正方晶（ｆｃｔ）である。そして、ＡｕＣｕ、ＰｔＭｎ、および、ＭｎＩｒ系膜は、不規則相状態にあっても、規則相状態にあっても、ともに（１１１）配向を示していた。
　そこで、図５に、上記実施例に係わる、ＡｕＣｕ膜、および、ＭｎＩｒ膜の（１１１）面内、および、（１１１）面間の格子パラメータを示す。ＡｕＣｕ膜、ＭｎＩｒ膜とも、規則化に伴い、（１１１）面稠密六方格子の２辺：（－１１０）面間隔（ｄ－１１０）が長くなり、残り４辺、いいかえると、（－１－１２）面間隔（ｄ－１－１２）が短くなっているのが分かる。すなわち、［－１－１２］方向に自発歪み（圧縮）、［－１１０］方向に自発歪み（引張り）、が生じて規則化する。なお、ｄ１１１は、（１１１）面間隔である。
　同様に、図６に、上記実施例に係わる、ＰｔＭｎ膜、および、ＭｎＩｒ膜の（１１１）面内、および、（１１１）面間の格子パラメータを示す。ＰｔＭｎ膜、ＭｎＩｒ膜とも、規則化に伴い、（１１１）面稠密六方格子の２辺：（－１１０）面間隔（ｄ－１１０）が長くなり、残り４辺、いいかえると、（－１－１２）面間隔（ｄ－１－１２）が短くなっているのが分かる。加えて、（１１１）面間隔（ｄ１１１）が短くなっているのが分かる。すなわち、［１１１］、［－１－１２］方向に自発歪み（圧縮）、［－１１０］方向に自発歪み（引張り）、が生じて規則化する。以上のように自発歪みを伴う不規則／規則相変態は、広義の意味でマルテンサイト変態と称されている。
　図５、６を踏まえ、上記実施例に係わる、３方向動的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化について、以下に説明する。図７は、上記実施例に係わる、３方向動的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化のＳｃｈｅｍａｔｉｃである。ＡｕＣｕ膜も同じであるが、ここでは、話を分かりやすくするためＰｔＭｎ動的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化のメカニズムについて以下に記載する。図中、ｄ１１１、ｄ－１－１２、および、ｄ－１１０は、（１１１）面間隔、（－１－１２）面間隔、および、（－１１０）面間隔である。
　ＰｔＭｎ膜の規則化温度は約２５０－２７５°Ｃと低い。そのため、熱処理を行うと、まずはじめにＰｔＭｎ［１１１］、［－１－１２］方向に自発歪み（圧縮）、［－１１０］方向に自発歪み（引張り）が生じる（図６参照）、次いで、これら、自発歪は、上方のＭｎＩｒ膜に、ＭｎＩｒ［１１１］、［－１－１２］方向動的引張り応力、ＭｎＩｒ［－１１０］方向動的圧縮応力を付与する。最後に、これら動的応力が、熱処理中に、ＭｎＩｒ膜のＭｎＩｒ［１１１］、［－１－１２］方向自発歪み（圧縮）、ＭｎＩｒ［－１１０］方向自発歪み（引張り）（図６参照）をアシストする。それゆえ、ＭｎＩｒ膜規則化のための相互拡散活性化エネルギーの山を越えやすくなって、ＭｎＩｒ膜の低温規則化が促進される、という訳である。
　ＡｕＣｕ動的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化も、ＡｕＣｕ膜の規則化温度が２７５－３２５°Ｃ程度と低いが故に上記とほぼ同じメカニズムである。ただ、ＡｕＣｕ膜の場合には、熱処理に伴うＡｕＣｕ［１１１］方向の自発歪みはほとんどない（図５参照）。しかしながら、ＡｕＣｕ膜規則化の際のＡｕＣｕ［－１１０］方向自発歪み（引張り）は、極めて大きい。それゆえ熱処理を行うと、まずはじめに上側のＭｎＩｒ膜に、実効的にＭｎＩｒ［１１１］方向動的引張り応力が付与され、次いで、この動的応力がＭｎＩｒ［１１１］方向自発歪み（圧縮）をアシストしている、ということは、おおいに考えられうることである。噛み砕いて述べるならば、ＡｕＣｕ動的応力駆動層を用いても、ＰｔＭｎ動的応力駆動層と同様、ＭｎＩｒ［１１１］方向にも動的応力駆動が働く。
　以上のように、ＰｔＭｎ動的応力駆動層、ＡｕＣｕ動的応力駆動層を用いることにより、３方向動的応力駆動：ＭｎＩｒ［１１１］、［－１－１２］方向動的引張り応力駆動、ＭｎＩｒ［－１１０］方向動的圧縮応力駆動、が働いて、ＭｎＩｒ低温規則化が促進される。
　上記、３方向動的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化をスムーズに働かせるためには、図５、６から分かるように、ＡｕＣｕ、或いは、ＰｔＭｎ系動的応力駆動層と、Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜との格子パラメータ長さ関係を、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜、および、ＭｎＩｒ系膜の不規則／規則相変態前後で、下記（１）－（７）を満足させる必要がある：  
（１）不規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（－１１０）面間隔＞不規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１１０）面間隔、  
（２）不規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（－１１０）面間隔＜規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（－１１０）面間隔、  
（３）不規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（－１－１２）面間隔＞規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（－１－１２）面間隔、  
（４）不規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１１０）面間隔＜規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１１０）面間隔、  
（５）不規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１－１２）面間隔＞規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１－１２）面間隔、  
（６）不規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（１１１）面間隔≒規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（１１１）面間隔、もしくは、不規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（１１１）面間隔＞規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜の（１１１）面間隔、  
（７）不規則相ＭｎＩｒ系膜の（１１１）面間隔＞規則相ＭｎＩｒ系膜の（１１１）面間隔、  
を満足させる必要がある。
　これら大小関係がひとつでも逆転した場合には、例えば、上記（２）の大小関係が逆転した場合には、ＭｎＩｒ膜にはＭｎＩｒ［－１１０］方向動的引張り応力が付与されてしまい、結果、３方向動的応力駆動：ＭｎＩｒ［１１１］、［－１－１２］方向動的引張り応力駆動、ＭｎＩｒ［－１１０］方向動的圧縮応力駆動、のうちのＭｎＩｒ［－１１０］方向動的圧縮応力駆動が失われて、ＭｎＩｒ膜低温規則化が困難な事態に陥る。
　＜実施例３＞
  図８は、結晶磁気異方性エネルギー定数ＫＡＦ＝２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を保有するＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用し、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層を設けた上で、さらに、静的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化を図るために新たに貴金属シード静的応力駆動層を設けた、少なくとも、下部電極１００上に、シード層２００と、貴金属シード静的応力駆動層２２５と、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０と、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ａ）４０１と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ｂ）４０２と、導電性非磁性中間層５０１と、自由層の役割を担う強磁性膜（２）６００と、上部電極７００と、を順次積層してなる磁性積層膜を含むＣＰＰ－ＧＭＲ素子の媒体対抗面、いわゆるＡＢＳ面から見た拡大断面図を示す。重複するが、固定層用の反強磁性膜３００がＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜で構成され、そのＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の低温規則化を促進するため、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０に加えて、新たに貴金属シード静的応力駆動層２２５を設けたことを特徴とする。
　実施例３のＣＰＰ－ＧＭＲ素子の代表的な材料・膜厚は、以下のとおりである。下部電極１００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。シード層２００はＴａ／Ｃｕ積層膜で構成され、膜厚はともに５ｎｍである。貴金属シード静的応力駆動層２２５はＡｇ膜で構成され、膜厚は５ｎｍである。動的応力駆動層２５０は組成比がａｔ．％比でおおよそ５０：５０にあるＡｕＣｕ膜で構成され、膜厚は１０ｎｍである。Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の膜厚は、５ｎｍである。強磁性膜（１－ａ）４０１はＣｏ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（１－ｂ）４０２はハーフメタルＣｏＭｎＳｉ膜で構成され、膜厚は３ｎｍである。導電性非磁性中間層５０１はＣｕ－Ａｌ－Ｏ膜で構成され、膜厚は２ｎｍである。強磁性膜（２）６００はハーフメタルＣｏＭｎＳｉ膜で構成され、膜厚は３ｎｍである。上部電極７００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。なお、強磁性膜（１－ａ）４０１と強磁性膜（１－ｂ）４０２とは、強磁性／強磁性の交換結合により強固に固定されている。
　上記のように、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層に加え、新たに貴金属シード静的応力駆動層を設置・加算することにより、低温熱処理（３５０°Ｃ以下）であっても、実施例１で述べた、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫｅ実験値約１．８ｅｒｇ／ｃｍ２、ＴＢ値６００°Ｃ超、そして、素子サイズを極めて小としても、天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が、より一層得られやすくなる。
　なお、本実施例に係わる、貴金属シード静的応力駆動層は、Ａｇ膜のほか、Ａｕ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｒｈ、および、Ｒｕ膜で構成されていても良い。さらには、これら２元素以上の金属を組み合わせて構成されていても構わない。
　さらに、図８では、貴金属シード静的応力駆動層／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の下置きタイプの基本的なＣＰＰ－ＧＭＲ構造を示したが、例えば、下部電極１００／シード層２００／強磁性膜（２）６００／導電性非磁性中間層５０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２／強磁性膜（１－ａ）４０１／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／貴金属シード静的応力駆動層２２５／上部電極７００、のようにＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層／貴金属シード静的応力駆動層の上置きタイプとしても良く、さらには、サンドイッチして、例えば、下部電極１００／シード層２００／貴金属シード静的応力駆動層２２５／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／強磁性膜（１－ａ）４０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２／導電性非磁性中間層５０１／強磁性膜（２）６００／導電性非磁性中間層５０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２／強磁性膜（１－ａ）４０１／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／貴金属シード静的応力駆動層２２５／上部電極７００、のようにデュアル構造タイプとしても良い。
　さらに、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の上方に、例えば、ＮｉＦｅ／Ｒｕ／ＮｉＦｅで構成される積層フェリ構造膜を設けても構わない。同様に、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層／貴金属シード静的応力駆動層の上置きタイプの場合には上置き積層フェリ構造膜、デュアル構造タイプの場合にはデュアル積層フェリ構造膜を設けても、良い。
　Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の添加元素、強磁性膜（１－ａ）の要否論については、実施例１と同じのため、ＡｕＣｕ動的応力駆動層、ＰｔＭｎ動的応力駆動層の組成比と添加元素、ＡｕＣｕ系動的応力駆動層を用いた場合のシード層の要否論については、実施例２と同じため、説明を省略する。
　図９は、結晶磁気異方性エネルギー定数ＫＡＦ＝２×１０８ｅｒｇ／ｃｍ３を保有するＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜を適用し、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層を設けた上で、さらに、静的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化を図るために新たに貴金属シード静的応力駆動層を設けた、少なくとも、下部電極１００上に、シード層２００と、貴金属シード静的応力駆動層２２５と、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０と、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ａ）４０１と、固定層の一部をなす強磁性膜（１－ｂ）４０２と、絶縁障壁層５０２と、自由層の役割を担う強磁性膜（２）６００と、上部電極７００と、を順次積層してなる磁性積層膜を含むＴＭＲ素子の媒体対抗面、いわゆるＡＢＳ面から見た拡大断面図を示す。重複するが、固定層用の反強磁性膜３００がＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜で構成され、そのＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の低温規則化を促進するため、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０に加えて、新たに貴金属シード静的応力駆動層２２５を設けたことを特徴とする。
　実施例３のＴＭＲ素子の代表的な材料・膜厚は、以下のとおりである。下部電極１００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。シード層２００はＴａ／Ｃｕ積層膜で構成され、膜厚はともに５ｎｍである。貴金属シード静的応力駆動層２２５はＡｇ膜で構成され、膜厚は５ｎｍである。動的応力駆動層２５０は組成比がａｔ．％比でおおよそ５０：５０にあるＡｕＣｕ膜で構成され、膜厚は１０ｎｍである。Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の膜厚は、５ｎｍである。強磁性膜（１－ａ）４０１はＣｏ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（１－ｂ）４０２はＣｏＦｅＢ膜で構成され、膜厚は４ｎｍである。絶縁障壁層５０２はＭｇＯ膜で構成され、膜厚は１．５ｎｍである。強磁性膜（２）６００はＣｏＦｅＢ膜で構成され、膜厚は４ｎｍである。上部電極７００はＲｕ膜で構成され、膜厚は５０ｎｍである。なお、強磁性膜（１－ａ）４０１と強磁性膜（１－ｂ）４０２とは、強磁性／強磁性の交換結合により強固に固定されている。
　上記のように、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層に加え、新たに貴金属シード静的応力駆動層を設置・加算することにより、低温熱処理（３５０°Ｃ以下）であっても、実施例１で述べた、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜のＫｅ実験値約１．８ｅｒｇ／ｃｍ２、ＴＢ値６００°Ｃ超、そして、素子サイズを極めて小としても、天文学的数値の熱揺らぎ耐性値が、より一層得られやすくなる。
　なお、本実施例に係わる、貴金属シード静的応力駆動層は、Ａｇ膜のほか、Ａｕ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｒｈ、又はＲｕ膜で構成されていても良い。さらには、これら２元素以上の金属を組み合わせて構成されていても構わない。
　さらに、図９では、貴金属シード静的応力駆動層／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の下置きタイプの基本的なＴＭＲ構造を示したが、例えば、下部電極１００／シード層２００／強磁性膜（２）６００／絶縁障壁層５０２／強磁性膜（１－ｂ）４０２／強磁性膜（１－ａ）４０１／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／貴金属シード静的応力駆動層２２５／上部電極７００、のようにＬ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層／貴金属シード静的応力駆動層の上置きタイプとしても良く、さらには、サンドイッチして、例えば、下部電極１００／シード層２００／貴金属シード静的応力駆動層２２５／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／強磁性膜（１－ａ）４０１／強磁性膜（１－ｂ）４０２／絶縁障壁層５０２／強磁性膜（２）６００／絶縁障壁層５０２／強磁性膜（１－ｂ）４０２／強磁性膜（１－ａ）４０１／Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層２５０／貴金属シード静的応力駆動層２２５／上部電極７００、のようにデュアル構造タイプとしても良い。
　さらに、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜３００の上方に、例えば、ＮｉＦｅ／Ｒｕ／ＮｉＦｅで構成される積層フェリ構造膜を設けても構わない。同様に、Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜／ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層／貴金属シード静的応力駆動層の上置きタイプの場合には上置き積層フェリ構造膜、デュアル構造タイプの場合にはデュアル積層フェリ構造膜を設けても、良い。
　Ｌ１０ＭｎＩｒ反強磁性膜の添加元素、強磁性膜（１－ａ）の要否論については、実施例１と同じのため、ＡｕＣｕ動的応力駆動層、ＰｔＭｎ動的応力駆動層の組成比と添加元素、ＡｕＣｕ系動的応力駆動層を用いた場合のシード層の要否論については、実施例２と同じため、説明を省略する。
　本実施例に係わる、貴金属シード静的応力駆動層２２５は、Ｒｕ系膜を除き、ｆｃｃの結晶構造を保有していた。Ｒｕ系膜については、ｈｃｐの結晶構造であった。そして、貴金属シード静的応力駆動層２２５は、Ｒｕ系膜を除き、（１１１）稠密面配向を示していた。Ｒｕ系膜については、（００１）面稠密面配向を示していた。
　そこで、図１０に、本実施例に係わる、貴金属シードによる静的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化のＳｃｈｅｍａｔｉｃを示す。図中、ｄ１１１、ｄ－１－１２、および、ｄ－１１０は、（１１１）面間隔、（－１－１２）面間隔、および、（－１１０）面間隔である。例として、貴金属シード静的応力駆動層としてＡｇ膜、動的応力駆動層としてＰｔＭｎ膜を用いた場合についての、静的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化のメカニズムを以下に記載する。
　まずはじめに、この静的応力駆動を働かせるためには、下記の前提条件が必要とされる。すなわち、ＰｔＭｎ膜、ＭｎＩｒ膜が不規則相状態にあるとき、Ａｇ膜と、ＰｔＭｎ膜と、ＭｎＩｒ膜の（１１１）面稠密六方格子の一辺の長さ関係が、或いは、格子定数の長さ関係が、Ａｇ膜＞ＰｔＭｎ膜＞ＭｎＩｒ膜、にあることが必要とされる。なぜならこの静的応力は、Ａｇ（１１１）／不規則相ＰｔＭｎ（１１１）の大きな格子ミスマッチに起因し、不規則相ＰｔＭｎ膜を介して、不規則相ＭｎＩｒ膜に付与されるＭｎＩｒ［１１１］方向静的引張り応力だからである。貴金属シード静的応力駆動層としてＡｇ膜、動的応力駆動層としてＰｔＭｎ膜、反強磁性膜としてＭｎＩｒ膜を選択した場合には、稠密六方格子の一辺の長さ関係は、Ａｇ（２．８９２オングストローム）＞不規則相ＰｔＭｎ（２．７６１オングストローム）＞不規則相ＭｎＩｒ（２．６９６オングストローム）であり、上記の長さ関係を満たす。
　図１０に示すように、この長さ関係があるがために、Ａｓ－ｄｅｐ．状態、そしてＰｔＭｎ膜、ＭｎＩｒ膜が不規則相状態にあるとき、不規則相ＭｎＩｒ膜にＭｎＩｒ［１１１］方向の静的引張り応力が、不規則相ＰｔＭｎ膜を介して付与される。次いで、この静的応力が、熱処理中、ＭｎＩｒ膜のＭｎＩｒ［１１１］方向の自発歪み（圧縮）（図６参照）をアシストする。それゆえ、ＭｎＩｒ膜規則化のための相互拡散活性化エネルギーの山を越えやすくなって、ＭｎＩｒ膜の低温規則化が促進される、という訳である。
　動的応力駆動層としてＰｔＭｎ膜の代わりにＡｕＣｕ膜を用いた場合にも、稠密六方格子の一辺の長さ関係は、Ａｇ（２．８９２オングストローム）＞不規則相ＡｕＣｕ（２．７４４オングストローム）＞不規則相ＭｎＩｒ（２．６９６オングストローム）にあり、上で述べた長さ関係を満たす。それゆえ、ＡｕＣｕ膜を用いた場合にも、図１０と同じメカニズムでもって静的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化が促進される。
　貴金属シードとしてすでに述べた代替材料を適用する場合には、そしてＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ膜、および、ＭｎＩｒ膜にすでに述べた添加元素をドープする場合には、これら貴金属シード、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜、ＭｎＩｒ系膜の稠密面六方格子の一辺の長さ関係が、貴金属シード＞不規則相ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜＞不規則相ＭｎＩｒ系膜、を満たすよう代替材料、添加元素、添加量を選択する必要がある、ということは言うまでもない。本関係を満たせない場合には、貴金属シード静的応力駆動ＭｎＩｒ低温規則化は働かない。
　そのほか、静的応力駆動として、高Ａｒ圧製膜駆動ＭｎＩｒ低温規則化がある。図１１に、本実施例に係わる、高Ａｒ圧製膜駆動ＭｎＩｒ低温規則化のＳｃｈｅｍａｔｉｃを示す。図中、ｄ１１１は、（１１１）面間隔である。例として、貴金属シード静的応力駆動層としてＡｇ膜、動的応力駆動層としてＰｔＭｎ膜を用いた場合についての、高Ａｒ圧製膜駆動ＭｎＩｒ低温規則化のメカニズムを以下に記載する。
　まず、Ａｓ－ｄｅｐ．段階で、Ａｇ膜、ＰｔＭｎ膜、ＭｎＩｒ膜のすべての膜に静的引張り応力を付与できるよう、適当な高Ａｒ圧値、例えば１０ｍＴｏｒｒでスパッタ形成する。言うまでもなく、これにより、不規則相ＭｎＩｒ膜にはＭｎＩｒ［１１１］方向の静的引張り応力が付与される。次いで、この静的応力が、熱処理中、ＭｎＩｒ膜のＭｎＩｒ［１１１］方向の自発歪み（圧縮）（図６参照）をアシストする。それゆえ、ＭｎＩｒ膜規則化のための相互拡散活性化エネルギーの山を越えやすくなって、ＭｎＩｒ膜の低温規則化が促進される、という訳である。
　重複するかもしれないが、この高Ａｒ圧製膜駆動ＭｎＩｒ系膜低温規則化を働かせるためには、貴金属シード静的応力駆動層、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜動的応力駆動層、そしてＭｎＩｒ系膜に、Ａｓ－ｄｅｐ．段階で静的引張り応力を付与できるよう、各々の膜・層にとって十分に高いＡｒ圧値を見出して、スパッタ形成する必要がある。
　以上、実施例２、および、実施例３にて、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜による動的応力駆動ＭｎＩｒ系膜低温規則化、貴金属シードによる静的応力駆動ＭｎＩｒ系膜低温規則化、高Ａｒ圧製膜駆動ＭｎＩｒ系膜低温規則化を述べてきたが、これら３つの応力駆動を組み合わせた場合が、最もＭｎＩｒ系膜を低温規則化させやすい、ということは言うまでもない。加えて、これら３つの応力駆動の中で最もｄｏｍｉｎａｎｔなのは、ＡｕＣｕ、或いはＰｔＭｎ系膜による動的応力駆動ＭｎＩｒ系膜低温規則化であることを付記しておきたい。
　最後に、サイクル熱処理、すなわち２回目以降の熱処理を行った場合には、新たに２種類の静的応力駆動ＭｎＩｒ系膜低温規則化：（１）Ｌ１０ＡｕＣｕ、或いはＬ１０ＰｔＭｎ系膜（１１１）／ＭｎＩｒ系膜（１１１）格子ミスマッチ起因のＭｎＩｒ系膜［１１１］方向静的応力駆動ＭｎＩｒ系膜低温規則化、（２）貴金属シード（１１１）／Ｌ１０ＡｕＣｕ、或いはＬ１０ＰｔＭｎ系膜（１１１）格子ミスマッチ起因のＭｎＩｒ系膜［１１１］方向静的応力駆動ＭｎＩｒ系膜低温規則化、が加算され、サイクル熱処理、２回目以降の熱処理を行うことにより、ＭｎＩｒ系膜の規則度Ｓを向上させやすくなる、ことを付記しておきたい。
　＜実施例４＞
  図１２は、本発明に係わる、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子、或いはＴＭＲ素子を用いた磁気ディスク装置（ハードディスクドライブ：ＨＤＤ）についての一実施例を示す図である。ＨＤＤに本発明に係わるＣＰＰ－ＧＭＲ素子、或いはＴＭＲ素子を適用した概略を示す図である。しかしながら、本発明に係わるＣＰＰ－ＧＭＲ素子、或いはＴＭＲ素子は、たとえば、磁気テープ装置などのような磁気記録装置、光磁気ディスク装置、熱アシスト磁気ディスク装置にも適用することが可能である。
　図示したＨＤＤは、同心円状のトラックと呼ばれる記録領域にデータを記録するためのディスク状に形成された磁気記録媒体としての磁気ディスク１０と、本発明に係わるＣＰＰ－ＧＭＲ素子、或いはＴＭＲ素子を含む、上記データの書き込み・読み取りを行うための磁気ヘッド１８と、この磁気ヘッド１８を支え、そして磁気ディスク１０上の所定の位置へ移動させるためのアクチュエータ２４と、磁気ヘッド１８が書き込み・読み取りするデータの送受信、および、アクチュエータ２４の移動などを制御する制御手段と、を含み構成される。
　構成と動作について、以下に説明する。少なくとも一枚の回転可能な磁気ディスク１０が回転軸１２により支持されており、駆動用モータ１４により回転させられる。少なくとも一個のスライダ１６が、磁気ディスク１０上に設置され、このスライダ１６は、一個以上設けられており、情報を書き込み・読み込むための磁気ヘッド１８を支持している。
　磁気ディスク１０が回転すると同時に、スライダ１６が磁気ディスク１０表面を移動することにより、データを記録する所定位置にアクセス、或いは、目的とするデータが記録されている所定位置にアクセスされる。スライダ１６は、ジンバル２０によってアーム２２に取り付けられる。ジンバル２０にはわずかな弾力性を付与し、スライダ１６を磁気ディスク１０に密着させる。アーム２２は、アクチュエータ２４に取り付けられる。
　アクチュエータ２４としては、ボイスコイルモータ（以下、ＶＣＭと呼ぶ）がある。ＶＣＭは固定された磁界中に配置された移動可能なコイルから構成され、コイルの移動方向、および、移動速度等は、制御手段２６からライン３０を介して与えられる電気信号により制御される。したがって、本実施例によるアクチュエータ２４は、スライダ１６とジンバル２０とアーム２２とアクチュエータ２４とライン３０を含み構成される。
　磁気ディスクの動作中、磁気ディスク１０の回転によりスライダ１６と磁気ディスク１０表面との間に空気流によるエアベアリングが生じ、それがスライダ１６を磁気ディスク１０の表面から浮上させる。よって、磁気ディスク装置動作中には、このエアベアリングはジンバル２０に付与されているわずかな弾力性とバランスを取り、スライダ１６は磁気ディスク１０表面に触れずに、かつ、磁気ディスク１０と一定の間隔を保って浮上するよう維持される。
　通常、制御手段２６は、ロジック回路、メモリ、および、マイクロプロセッサなどから構成される。そして制御手段２６は、各ラインを介して制御信号を送受信し、かつ、磁気ディスク装置の種々の構成手段を制御する。
　例えば、モータ１４は、ライン２８を介し伝達されるモータ駆動信号により制御される。アクチュエータ２４は、ライン３０を介した磁気ヘッド位置の制御信号、および、シーク制御信号等により、磁気ディスク１０上の目的とするデータトラックにスライダ１６を最適位置に移動、位置決めするよう制御される。
　そして、制御手段２６は、磁気ヘッド１８が磁気ディスク１０にデータとして書き込むための電気信号を、ライン３２を介して、磁気ヘッド１８に送信する。また、磁気ヘッド１８が磁気ディスク１０に記録されたデータを読み取り、変換した電気信号を、ライン３２を介して受信し、解読する。すなわち、制御手段２６は、磁気ヘッド１８が、書き込み・読み取りする電気信号の送受信を制御している。
　なお、上記の書き込み・読み取り信号は、磁気ヘッド１８から直接伝達される手段も可能である。また、制御信号として、例えばアクセス制御信号、および、クロック信号などがある。さらに、磁気ディスク装置には、複数の磁気ディスクやアクチュエータ等を保有し、そのアクチュエータが複数の磁気ヘッドを保有していてもよい。
　図１２に示すＨＤＤは、本発明に係わる、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子、或いは、ＴＭＲ素子を現状ＨＤＤに適用しただけではあるが、これによる効果は極めて大きい。すでに述べたとおり、素子サイズを極めて小としても、反強磁性膜の熱揺らぎ耐性極めて大を維持できる。したがって、本発明に係わる、ＣＰＰ－ＧＭＲ素子、もしくはＴＭＲ素子をＨＤＤに適用するだけで、超高密度対応ＨＤＤを提供しやすくなる、ということを強調しておきたい。
　図１３は、本発明に係わる、ＴＭＲ素子を用いたスピンランダムアクセスメモリ（ＳＰＲＡＭ）についての一実施例を示す図である。ＳＰＲＡＭに本発明に係わるＴＭＲ素子を適用した概略を示す図である。以下に、そのＳＰＲＡＭの概略構成を述べる。
　図示したＳＰＲＡＭは、少なくとも、複数の下部細線５０と、上部細線５４と、下部細線５０と上部細線５４との格子点に配置されたＴＭＲ素子５２とを含み構成される。下部細線５０はゲート電極として、上部細線５４はビット線として使用される。２次元面内に配列された下部細線５０と上部細線５４の本数は同じである。
　例えば、基板上に、下部細線５０が配置され、その上方に、上部細線５４が、下部細線５０と交差するよう配置される。そして各々の交差する位置にあって、下部細線５０と上部細線５４とに挟まれる位置に、上記実施例１～３のいずれかのＴＭＲ素子５２を配置して構成される。上部細線５４は、例えばＣｕ膜で構成され、膜厚、線幅はそれぞれ５０ｎｍ、０．１μｍである。下部細線５０も、例えばＣｕ膜で構成され、膜厚、線幅はそれぞれ５０ｎｍ、０．１μｍである。
　次に、ＳＰＲＡＭの動作原理について、簡単に触れておく。ＳＰＲＡＭでは、例えば、下記のようにして記録が行われる。図１４に、そのＳＰＲＡＭへの「０」「１」記録状態時の固定層と自由層の磁化ベクトルの方向を示す。（ａ）は記録状態「０」にあるとき、（ｂ）は記録状態「１」にあるときである。
　図１４（ａ）に示すように、初期状態では、いわゆる着磁により固定層と自由層の磁化ベクトルを反平行状態にさせておく。着磁後、外部印加磁場はゼロとなってしまうが、固定層は隣接する反強磁性膜との交換結合により図示した磁化ベクトルの方向が維持され、一方の自由層は自由層自身の保有する誘導磁気異方性エネルギー、もしくは結晶磁気異方性エネルギーにより図示した磁化ベクトルの方向が維持される。ＳＰＲＡＭでは、このように固定層と自由層の磁化ベクトルが反平行状態にあるとき、例えば、記録状態「０」にあるとする。
　この状態から、例えば、図１４（ｂ）に示すパルス電流ｉを流す。これにより、自由層の異方性エネルギーが弱いがためにある一定の電流値、これを閾値電流と呼ぶが、この閾値以上の電流を流すことにより自由層の磁化ベクトルは、いわゆるスピン注入スピントルク磁化反転を起こし、まずはじめにパルス電流ｉと平行方向に向けられ、次いで、自由層のもうひとつの異方性軸（磁化安定軸）、すなわち初期状態とは反対方向に向けられ、落ち着く。ＳＰＲＡＭでは、以上のように記録を行って、固定層と自由層の磁化ベクトルの方向が平行状態にあるとき、例えば、記録状態「１」にあるとする。
　一方の再生は、ＴＭＲ素子と同じ原理にて行う。但し、あまり大きな電流を流してはいけない。なぜなら、例えば記録状態「０」にある自由層の磁化ベクトルがスピン注入スピントルク磁化反転を起こしてしまい、記録状態「１」に転じてしまうからである。よって、再生は、上で述べた閾値電流以下の電流を通電しながら行わなければならない。記録状態「１」にあるとき、固定層と自由層の磁化ベクトルは平行状態にあるが故にＴＭＲ素子は低抵抗になる。一方、記録状態「０」にあるときは、固定層と自由層の磁化ベクトルは反平行状態にあるが故にＴＭＲ素子は高抵抗になる。ＳＰＲＡＭでは、以上のように、記録状態「１」を低抵抗であるとして検知、記録状態「０」を高抵抗であるとして検知し、再生を行う。
　最後に、図１３に示すＳＰＲＡＭは、上記実施例１－３に係わる、ＴＭＲ素子を現状ＳＰＲＡＭに適用しただけではあるが、これによる効果は極めて大きい。すでに述べたとおり、素子サイズを極めて小としても、反強磁性膜の熱揺らぎ耐性極めて大を維持できる。したがって、上記実施例１－３に係わる、ＴＭＲ素子をＳＰＲＡＭに適用するだけで、超集積度対応ＳＰＲＡＭを提供しやすくなる、ということを強調しておきたい。
１０…磁気ディスク、１２…回転軸、１４…モータ、１６…スライダ、１８…磁気ヘッド、２０…ジンバル、２２…アーム、２４…アクチュエータ、２６…制御手段、５０…下部細線、５２…スピン注入スピントルク磁化反転型ＴＭＲ素子、５４…上部細線、１００…下部電極、２００…シード層、２２５…貴金属シード静的応力駆動層、２５０…動的応力駆動層、３００…Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜、４０１…強磁性膜（１－ａ）、４０２…強磁性膜（１－ｂ）、５０１…導電性非磁性中間層、５０２…絶縁障壁層、６００…強磁性膜（２）、７００…上部電極。

Claims (12)

  1. 　少なくとも、下部電極上に、シード層と、反強磁性膜と、強磁性膜と、固定側強磁性層と、非磁性導電性中間層と、外部磁界に応じて磁化方向が自由に変化する自由側強磁性層と、上部電極とを有するＣＰＰ－ＧＭＲ素子であって、
      前記反強磁性膜が、結晶磁気異方性エネルギー定数を１０８ｅｒｇ／ｃｍ３以上保有するか、もしくは規則度を０．８以上保有するＬ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜で構成されることを特徴とするＣＰＰ－ＧＭＲ素子。
  2. 　請求項１記載のＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜の下方に該Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜の低温規則化を図るためのＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層を設けたことを特徴とするＣＰＰ－ＧＭＲ素子。
  3. 　請求項２記載のＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、前記ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層の下方に、前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜の低温規則化を図るための貴金属シード静的応力駆動層を設けたことを特徴とするＣＰＰ－ＧＭＲ素子。
  4. 　請求項３記載のＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、前記貴金属シード静的応力駆動層と、前記ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層と、前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜との稠密六方格子の一辺の長さ関係、或いは格子定数の長さ関係が、前記ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層、および前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜が不規則相状態にあるとき、貴金属シード静的応力駆動層＞不規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜＞不規則相ＭｎＩｒ系膜の関係にあることを特徴とするＣＰＰ－ＧＭＲ素子。
  5. 　請求項２記載のＣＰＰ－ＧＭＲ素子において、前記ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層と、前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜との格子パラメータの長さ関係が、ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜およびＭｎＩｒ系膜の不規則／規則相変態前後で、  
    不規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜の（－１１０）面間隔＜規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜の（－１１０）面間隔、  
    不規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜の（－１－１２）面間隔＞規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜の（－１－１２）面間隔、  
    不規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１１０）面間隔＜規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１１０）面間隔、および、  
    不規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１－１２）面間隔＞規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１－１２）面間隔、  
    の関係にあることを特徴とするＣＰＰ－ＧＭＲ素子。
  6. 　少なくとも、下部電極上に、シード層と、反強磁性膜と、強磁性膜と、固定側強磁性層と、絶縁性障壁層と、外部磁界に応じて磁化方向が自由に変化する自由側強磁性層と、上部電極とを有するＴＭＲ素子であって、
      前記反強磁性膜が、結晶磁気異方性エネルギー定数を１０８ｅｒｇ／ｃｍ３以上保有するか、もしくは規則度を０．８以上保有するＬ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜で構成されることを特徴とするＴＭＲ素子。
  7. 　請求項６記載のＴＭＲ素子において、前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜の下方に該Ｌ１０ＭｎＩｒ系強磁性膜の低温規則化を図るためのＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層を設けたことを特徴とするＴＭＲ素子。
  8. 　請求項７記載のＴＭＲ素子において、前記ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層の下方に、前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性層の低温規則化を図るための貴金属シード静的応力駆動層を設けたことを特徴とするＴＭＲ素子。
  9. 　請求項８記載のＴＭＲ素子において、前記貴金属シード静的応力駆動層と、前記ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層と、前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜との稠密六方格子の一辺の長さ関係、或いは格子定数の長さ関係が、前記ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層、および前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜が不規則相状態にあるとき、貴金属シード静的応力駆動層＞不規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜＞不規則相ＭｎＩｒ系膜の関係にあることを特徴とするＴＭＲ素子。
  10. 　請求項７記載のＴＭＲ素子において、前記ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系動的応力駆動層と、前記Ｌ１０ＭｎＩｒ系反強磁性膜との格子パラメータの長さ関係が、ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜およびＭｎＩｒ系膜の不規則／規則相変態前後で、  
    不規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜の（－１１０）面間隔＜規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜の（－１１０）面間隔、  
    不規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜の（－１－１２）面間隔＞規則相ＡｕＣｕ或いはＰｔＭｎ系膜の（－１－１２）面間隔、  
    不規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１１０）面間隔＜規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１１０）面間隔、および、  
    不規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１－１２）面間隔＞規則相ＭｎＩｒ系膜の（－１－１２）面間隔、  
    の関係にあることを特徴とするＴＭＲ素子。
  11. 　情報を記録する磁気記録媒体と、
      前記情報を書き込みする記録ヘッドと、前記情報を読み取る、請求項１乃至５のいずれかに記載のＣＰＰ－ＧＭＲ素子、或いは請求項６乃至１０のいずれに記載のＴＭＲ素子を有する再生ヘッドを含む磁気ヘッドと、
      前記磁気ヘッドを前記磁気記録媒体上の所定の位置へ移動させるアクチュエータと、
      前記磁気ヘッドが読み取りまたは書き込みする前記情報の送受信と前記アクチュエータの移動を制御する制御手段と、
      を有することを特徴とする磁気記録再生装置。
  12. 　少なくとも、基板上に、複数の下部細線が配置され、その上方に、該下部細線と同数の上部細線が、該下部細線と交差するよう配置され、該下部細線と該上部細線の交差する位置にあって、該下部細線と該上部細線とに挟まれる位置に、請求項６乃至１０のいずれかに記載のＴＭＲ素子が配置されることを特徴とするスピンランダムアクセスメモリ。
PCT/JP2009/005183 2008-10-31 2009-10-06 Ｃｐｐ－ｇｍｒ素子、ｔｍｒ素子および磁気記録再生装置 Ceased WO2010050125A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008-281596 2008-10-31
JP2008281596A JP2012033515A (ja) 2008-10-31 2008-10-31 Ｃｐｐ−ｇｍｒ素子、ｔｍｒ素子および磁気記録再生装置。

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2010050125A1 true WO2010050125A1 (ja) 2010-05-06

Family

ID=42128498

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2009/005183 Ceased WO2010050125A1 (ja) 2008-10-31 2009-10-06 Ｃｐｐ－ｇｍｒ素子、ｔｍｒ素子および磁気記録再生装置

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP2012033515A (ja)
WO (1) WO2010050125A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014063412A1 (zh) * 2012-10-26 2014-05-01 苏州大学 基于磁温差电效应的传感器元件及其实现方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111033778B (zh) * 2017-09-27 2023-12-19 阿尔卑斯阿尔派株式会社 交换耦合膜以及使用该交换耦合膜的磁阻效应元件及磁检测装置

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000332318A (ja) * 1998-06-30 2000-11-30 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置
JP2002026421A (ja) * 2000-06-30 2002-01-25 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子の製造方法と強磁性トンネル接合素子
JP2004186659A (ja) * 2002-10-07 2004-07-02 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子
WO2005008799A1 (ja) * 2003-07-18 2005-01-27 Fujitsu Limited Ｃｐｐ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド、磁気記憶装置
JP2005333106A (ja) * 2004-04-20 2005-12-02 Ken Takahashi 交換結合素子とその製造方法並びに交換結合素子を具備したデバイス
JP2007251013A (ja) * 2006-03-17 2007-09-27 Tdk Corp 磁気抵抗効果素子、薄膜磁気ヘッド、磁気ヘッド装置及び磁気記録再生装置

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000332318A (ja) * 1998-06-30 2000-11-30 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置
JP2002026421A (ja) * 2000-06-30 2002-01-25 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子の製造方法と強磁性トンネル接合素子
JP2004186659A (ja) * 2002-10-07 2004-07-02 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子
WO2005008799A1 (ja) * 2003-07-18 2005-01-27 Fujitsu Limited Ｃｐｐ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド、磁気記憶装置
JP2005333106A (ja) * 2004-04-20 2005-12-02 Ken Takahashi 交換結合素子とその製造方法並びに交換結合素子を具備したデバイス
JP2007251013A (ja) * 2006-03-17 2007-09-27 Tdk Corp 磁気抵抗効果素子、薄膜磁気ヘッド、磁気ヘッド装置及び磁気記録再生装置

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014063412A1 (zh) * 2012-10-26 2014-05-01 苏州大学 基于磁温差电效应的传感器元件及其实现方法
US9797962B2 (en) 2012-10-26 2017-10-24 Soochow University Sensor element based on magneto-thermoelectric effect, and realizing method thereof

Also Published As

Publication number Publication date
JP2012033515A (ja) 2012-02-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US8213129B2 (en) Current-perpendicular-to-plane magnetoresistive element in which the magnetization direction of an intermediate metallic magnetic layer is twisted
JP5018982B2 (ja) スペーサ層を含むｃｐｐ型磁気抵抗効果素子
CN100435372C (zh) 沉积有氧化物磁性层和金属磁性膜的磁致电阻元件
US7505235B2 (en) Method and apparatus for providing magnetostriction control in a freelayer of a magnetic memory device
CN101640098B (zh) 磁性薄膜及其成膜方法以及磁性薄膜的应用装置
Tannous et al. Magnetic information-storage materials
JPWO2009054062A1 (ja) サンドイッチ構造の磁化自由層を有する磁気トンネル接合素子
US7672089B2 (en) Current-perpendicular-to-plane sensor with dual keeper layers
JP4923896B2 (ja) 交換結合膜及び磁気デバイス
JP2007048972A (ja) 磁気抵抗効果素子、基体、ウエハ、ヘッドジンバルアセンブリ、ハードディスク装置、磁気メモリ素子、磁気センサアセンブリ、および磁気抵抗効果素子の製造方法
US11283006B1 (en) Methods and apparatus of high moment free layers for magnetic tunnel junctions
JP2004039869A (ja) 磁気抵抗センサ、磁気ヘッド、ならびに磁気記録装置
CN113889153B (zh) 具有后硬偏置且不具有afm层的磁读传感器和相关方法
JP2004146480A (ja) ホイスラー磁性層と体心立方構造の非磁性中間層を積層した磁気抵抗効果素子および磁気ヘッド
JP5010702B2 (ja) 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッドアセンブリ、及び磁気記録再生装置
JP4296180B2 (ja) 磁気抵抗効果素子，磁気ヘッド，磁気再生装置，および磁気抵抗素子の製造方法
US8879215B2 (en) Magnetoresistance effect element, magnetic head, magnetic head assembly, and magnetic recording and reproducing device
JP2009301598A (ja) 磁気記録再生ヘッド
US20090168271A1 (en) Dual-layer free layer in a tunneling magnetoresistance (tmr) element having different magnetic thicknesses
US9343090B1 (en) Magnetoresistive sensor having an Ir seed layer for improved pinned layer robustness
CN101546563A (zh) 磁记录介质和磁记录装置
WO2010050125A1 (ja) Ｃｐｐ－ｇｍｒ素子、ｔｍｒ素子および磁気記録再生装置
US8351163B2 (en) Tunneling magnetoresistance read head having a cofe interface layer and methods for producing the same
CN100390863C (zh) 具有Ru合金反平行间隔层的薄膜介质和磁致电阻传感器
US9349391B2 (en) Controlling magnetic layer anisotropy field by oblique angle static deposition

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 09823240

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 09823240

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: JP