WO2019035294A1 - 交換結合膜ならびにこれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気検出装置 - Google Patents

交換結合膜ならびにこれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気検出装置 Download PDF

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WO2019035294A1
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exchange coupling
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正路 齋藤
広明 遠藤
文人 小池
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アルプスアルパイン株式会社
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    • H10N50/85—Magnetic active materials

Definitions

  • the present invention relates to a exchange coupling film and a magnetoresistive effect element and a magnetic detection device using the same.
  • the exchange coupling film provided with the antiferromagnetic layer and the fixed magnetic layer is used as a magnetoresistive effect element or a magnetic detection device.
  • Patent Document 1 describes that in a magnetic recording medium, an exchange coupling film can be formed by combining a Co alloy as a ferromagnetic film and various alloys as an antiferromagnetic film.
  • the antiferromagnetic film alloys of CoMn, NiMn, PtMn, PtCr and the like are exemplified.
  • the magnetic detection device needs to reflow (melt) the solder when mounting the magnetic effect element on the substrate, and may be used in a high temperature environment such as the periphery of the engine. Therefore, the exchange coupling film used in the magnetic detection device has a large magnetic field (Hex) in which the direction of magnetization of the pinned magnetic layer is reversed to enable detection of the magnetic field in a wide dynamic range, and stability under high temperature conditions It is preferable that the property is high. Since Patent Document 1 relates to an exchange coupling film used as a magnetic recording medium, the stability under high temperature conditions of a magnetic detection device using the exchange coupling film is not described.
  • the present invention has a large magnetic field (Hex) in which the direction of magnetization of the ferromagnetic layer exchange-coupled to the antiferromagnetic layer such as the pinned magnetic layer is reversed, and hence the stability under high temperature conditions is high.
  • An object of the present invention is to provide a coupling film, and a magnetoresistive element and a magnetic detection device using the same.
  • the present invention which is provided to solve the above problems, according to one aspect, includes an antiferromagnetic layer and a ferromagnetic layer, and the antiferromagnetic layer is a PtCr layer, a PtMn layer, and an IrMn layer in this order.
  • It is an exchange coupling film characterized in that it has a structure in which an IrMn layer is laminated in proximity to the ferromagnetic layer.
  • the IrMn layer may be stacked to be in contact with the ferromagnetic layer, or may have a structure in which a PtMn layer is further stacked between the IrMn layer and the ferromagnetic layer.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the hysteresis loop of the magnetization curve of the exchange coupling film according to the present invention.
  • the hysteresis loop of the exchange coupling film according to the present invention causes the exchange coupling magnetic field Hex to act on the pinned magnetic layer provided with the ferromagnetic layer in exchange coupling with the antiferromagnetic layer.
  • the shape is shifted along the H axis according to the magnitude of the exchange coupling magnetic field Hex.
  • the pinned magnetic layer of the exchange coupling film becomes a favorable pinned magnetic layer because the magnetization direction is less likely to reverse even if an external magnetic field is applied as the exchange coupling magnetic field Hex is larger.
  • the coercive force Hc defined by the difference between the center of the hysteresis loop shifted along the H axis (the magnetic field strength of the center corresponds to the exchange coupling magnetic field Hex) and the H axis intercept of the hysteresis loop is smaller than Hex
  • the coercivity Hc is relatively stronger if the application of the external magnetic field is completed.
  • Hex makes it possible to align the direction of magnetization of the pinned magnetic layer. That is, when the relationship between Hex and the coercive force Hc is Hex> Hc, the exchange coupling film has good resistance to a strong magnetic field.
  • the ratio (M0 / Ms) of the residual magnetization M0 to the saturation magnetization Ms becomes a negative value. That is, if M0 / Ms is a negative value, the exchange coupling film has better resistance to a strong magnetic field, and the larger the absolute value of M0 / Ms at a negative value, the stronger the exchange coupling film. It has magnetic field resistance.
  • M0 / Ms has a negative value and the absolute value is increased by forming the antiferromagnetic layer from the PtCr layer, the PtMn layer, and the IrMn layer. Is realized and therefore has excellent high magnetic field resistance.
  • the IrMn layer may be stacked in contact with the ferromagnetic layer, or may have a structure in which a PtMn layer is further stacked between the IrMn layer and the ferromagnetic layer.
  • the film thickness of the PtMn layer is 12 ⁇ or more, and it may be preferable that the film thickness of the IrMn layer is 6 ⁇ or more. In some cases, it is preferable that the total with the film thickness of the IrMn layer be 20 ⁇ or more.
  • the film thickness of the PtCr layer may be larger than the total of the film thickness of the PtMn layer and the film thickness of the IrMn layer.
  • the ratio of the total thickness of the PtCr layer to the total thickness of the PtMn layer and the IrMn layer may be preferably 5: 1 to 100: 1.
  • the thickness of the pinned magnetic layer may preferably be 12 ⁇ or more and 30 ⁇ or less.
  • an antiferromagnetic layer and a ferromagnetic layer are stacked, and the antiferromagnetic layer is formed of one or more elements X selected from the group consisting of platinum group elements and Ni, and X And an X (Cr-Mn) layer containing Mn and Cr, wherein the X (Cr-Mn) layer comprises a first region relatively proximal to the ferromagnetic layer and a relative area from the ferromagnetic layer And a distal second region, wherein the content of Mn in the first region is higher than the content of Mn in the second region.
  • Mn in the first region may enhance exchange coupling
  • Cr in the second region may increase the blocking temperature of the exchange coupled film.
  • Both platinum group elements and Ni are elements that can form an ordered phase with Cr and Mn.
  • the first region may be in contact with the ferromagnetic layer.
  • the first region has a portion in which the ratio of the content of Mn to the content of Cr is 0.3 or more in Mn / Cr ratio, the resistance to the strong magnetic field of the exchange coupling film It may be preferable from the viewpoint of enhancing. It may be more preferable that the first region has a portion in which the Mn / Cr ratio is 1 or more.
  • the exchange coupling film and the free magnetic layer described above are stacked, and the ferromagnetic layer of the exchange coupling film constitutes at least a part of the pinned magnetic layer.
  • a resistance effect element Provided is a resistance effect element.
  • a magnetic detection device comprising the magnetoresistive element described above.
  • the above-described magnetic detection device includes a plurality of the above-described magnetoresistance effect elements on the same substrate, and the plurality of the magnetoresistance effect elements include ones having different pinned magnetization directions of the pinned magnetic layer. Good.
  • the present invention it is possible to provide an exchange coupled film which has improved stability under high temperature conditions and which is excellent in high magnetic field resistance. Therefore, by using the exchange coupling film of the present invention, it is possible to obtain a stable magnetic detection device even under high temperature environment or high magnetic field environment.
  • FIG. 1 The figure explaining the hysteresis loop of the magnetization curve of the exchange coupling film concerning the present invention, An explanatory view showing a film configuration of the exchange coupling film 10 of the first embodiment of the present invention, An explanatory view showing a film configuration of an exchange coupling film 20 of a second embodiment of the present invention, A circuit block diagram of a magnetic sensor 30 according to an embodiment of the present invention, A plan view showing a magnetic detection element 11 used for the magnetic sensor 30; An explanatory view showing film composition of layered product 22 concerning Example 1.
  • Depth profile of laminated body 22 according to Example 1-16 The profile which expanded a part of depth profile of FIG. 13, A graph in which the ratio of the content of Cr to the content of Mn (Mn / Cr ratio) is shown by making the range of the horizontal axis equal to FIG. Depth profile of the unannealed laminate obtained in the process of producing the laminate 22 according to Example 1-16, The profile which expanded a part of depth profile of FIG. A graph in which the ratio of the content of Cr to the content of Mn (Mn / Cr ratio) is shown by making the range of the horizontal axis equal to FIG. Depth profile of laminate 22 according to Example 3-9, The profile which expanded a part of depth profile of FIG. 19, The graph which showed ratio (Mn / Cr ratio) of content of Cr with respect to content of Mn equal to the range of FIG. 20 and a horizontal axis.
  • FIG. 2 shows a film configuration of a magnetic detection element 11 using the exchange coupling film 10 according to the first embodiment of the present invention.
  • the magnetic detection element 11 is laminated in the order of the underlayer 1, the antiferromagnetic layer 2, the pinned magnetic layer 3 consisting of a ferromagnetic layer, the nonmagnetic material layer 4, the free magnetic layer 5 and the protective layer 6 from the surface of the substrate. It is deposited.
  • the antiferromagnetic layer 2 has a laminated structure in which the PtCr layer 2A, the PtMn layer 2B and the IrMn layer 2C are laminated in this order so that the IrMn layer 2C is in proximity to the ferromagnetic layer (fixed magnetic layer 3). .
  • the IrMn layer 2C may be stacked in contact with the pinned magnetic layer 3. These layers are formed, for example, by a sputtering process or a CVD process, and an annealing process is performed after the film formation to cause exchange coupling between the antiferromagnetic layer 2 and the pinned magnetic layer 3.
  • the antiferromagnetic layer 2 and the pinned magnetic layer 3 are the exchange coupling film 10 of the first embodiment of the present invention.
  • the magnetic detection element 11 is a stacked element using a so-called single spin valve type giant magnetoresistance effect (GMR effect), and a magnetization which changes according to the vector of the fixed magnetization of the fixed magnetic layer 3 and the external magnetic field of the free magnetic layer 5 The electrical resistance changes in relation to the vector of.
  • GMR effect giant magnetoresistance effect
  • the underlayer 1 is formed of a NiFeCr alloy (nickel, iron, chromium alloy), Cr, Ta or the like.
  • a NiFeCr alloy is preferable.
  • the antiferromagnetic layer 2 has a structure in which a PtCr layer 2A, a PtMn layer 2B and an IrMn layer 2C are stacked.
  • the ratio (M0 / Ms) of the residual magnetization M0 to the saturation magnetization Ms becomes a negative value, and the absolute value tends to be large.
  • the entire hysteresis loop of the exchange coupling film 10 is shifted in the direction of the magnetization of the exchange coupling magnetic field, and the coercive force Hc becomes smaller.
  • Hex is large, but also the exchange coupling film 10 excellent in high magnetic field resistance can be obtained.
  • M0 / Ms is preferably -0.05 or less, more preferably -0.10 or less, and -0.15 or less Is more preferable, and particularly preferably -0.20 or less.
  • the film thickness of the PtMn layer 2B may be preferably 12 ⁇ or more from the viewpoint of enhancing the resistance to the high magnetic field of the exchange coupling film 10, and the film thickness of the IrMn layer 2C may be preferably 6 ⁇ or more. In some cases, it is preferable that the sum of the film thickness D2 of the layer 2B and the film thickness D3 of the IrMn layer 2C be 20 ⁇ or more.
  • the film thickness D1 of the PtCr layer 2A of the antiferromagnetic layer 2 is preferably larger than the sum of the film thickness D2 of the PtMn layer 2B and the film thickness D3 of the IrMn layer 2C.
  • the ratio [D1: (D2 + D3)] of the film thickness D1 to the total film thickness D2 + D3 is more preferably 5: 1 to 100: 1, and still more preferably 10: 1 to 50: 1.
  • the PtCr layer 2A is preferably Pt ⁇ Cr 100 at% - ⁇ ( ⁇ is 45 at% or more and 62 at% or less), and Pt ⁇ Cr 100 at% - ⁇ ( ⁇ is 47 at% or more at 60 at% Or less), more preferably Pt ⁇ Cr 100 at% - ⁇ ( ⁇ is 50 at% or more and 57 at% or less).
  • the antiferromagnetic layer 2 is annealed to be ordered, and exchange coupling is generated between (at the interface with) the pinned magnetic layer 3 made of the ferromagnetic layer.
  • exchange coupling magnetic field exchange coupling magnetic field
  • the Hex of the exchange coupling film 10 is increased and the resistance to a strong magnetic field is improved.
  • the atoms (Pt, Cr, and so on) contained in the PtCr layer 2A, PtMn layer 2B and IrMn layer 2C of the antiferromagnetic layer 2 Mn and Ir) interdiffuse the atoms (Pt, Cr, and so on) contained in the PtCr layer 2A, PtMn layer 2B and IrMn layer 2C of the antiferromagnetic layer 2 Mn and Ir) interdiffuse.
  • the pinned magnetic layer 3 is formed of a ferromagnetic CoFe alloy (cobalt-iron alloy).
  • the CoFe alloy has a high coercivity by increasing the content of Fe.
  • the pinned magnetic layer 3 is a layer that contributes to the spin valve type giant magnetoresistance effect, and the direction in which the pinned magnetization direction P of the pinned magnetic layer 3 extends is the sensitivity axis direction of the magnetic detection element 11. From the viewpoint of enhancing the high magnetic field resistance of the exchange coupling film 10, the thickness of the pinned magnetic layer 3 may preferably be 12 ⁇ or more and 30 ⁇ or less.
  • the nonmagnetic material layer 4 can be formed using Cu (copper) or the like.
  • the material and structure of the free magnetic layer 5 are not limited, for example, CoFe alloy (cobalt-iron alloy), NiFe alloy (nickel-iron alloy), etc. can be used as the material, and a single layer structure is used. , A laminated structure, a laminated ferri structure or the like.
  • the protective layer 6 can be formed using Ta (tantalum) or the like.
  • FIG. 3 is an explanatory view showing a film configuration of a magnetic detection element 21 using the exchange coupling film 20 of the second embodiment of the present invention.
  • the same reference numerals are given to the layers having the same functions as those of the magnetic detection element 11 shown in FIG.
  • the exchange coupling film 20 is configured by joining the pinned magnetic layer 3 having a self-pinned structure and the antiferromagnetic layer 2. Further, it differs from the magnetic detection element 11 of FIG. 2 in that the nonmagnetic material layer 4 and the free magnetic layer 5 are formed below the pinned magnetic layer 3.
  • the magnetic detection element 21 is also a laminated element using a so-called single spin valve type giant magnetoresistance effect.
  • the electrical resistance changes due to the relative relationship between the vector of the fixed magnetization of the first magnetic layer 3A of the fixed magnetic layer 3 and the vector of the magnetization changed by the external magnetic field of the free magnetic layer 5.
  • the pinned magnetic layer 3 has a self-pinned structure including a first magnetic layer 3A and a second magnetic layer 3C, and a nonmagnetic intermediate layer 3B located between these two layers.
  • the fixed magnetization direction P1 of the first magnetic layer 3A and the fixed magnetization direction P2 of the second magnetic layer 3C are antiparallel due to the interaction.
  • the fixed magnetization direction P ⁇ b> 1 of the first magnetic layer 3 ⁇ / b> A adjacent to the nonmagnetic material layer 4 is the fixed magnetization direction of the fixed magnetic layer 3.
  • the direction in which the fixed magnetization direction P1 extends is the sensitivity axis direction of the magnetic detection element 11.
  • the first magnetic layer 3A and the second magnetic layer 3C are formed of an FeCo alloy (iron-cobalt alloy). In the FeCo alloy, the coercivity is increased by increasing the content of Fe.
  • the first magnetic layer 3A adjacent to the nonmagnetic material layer 4 is a layer that contributes to the spin valve type giant magnetoresistance effect.
  • the nonmagnetic intermediate layer 3B is formed of Ru (ruthenium) or the like. The film thickness of the nonmagnetic intermediate layer 3B made of Ru is preferably 3 to 5 ⁇ or 8 to 10 ⁇ .
  • the alloy layer such as the PtCr layer 2A when manufacturing the exchange coupling film 10
  • a plurality of kinds of metals (Pt and Cr in the case of the PtCr layer 2A) forming the alloy are simultaneously supplied
  • plural kinds of metals forming the alloy may be alternately supplied.
  • a specific example of the former includes simultaneous sputtering of a plurality of types of metals forming an alloy, and a specific example of the latter includes alternating lamination of different types of metal films. Simultaneous delivery of multiple metals forming an alloy may be preferable to enhancing Hex over alternating delivery.
  • FIG. 4 shows a magnetic sensor (magnetic detection device) 30 in which the magnetic detection elements 11 shown in FIG. 2 are combined.
  • the magnetic detection elements 11 having different fixed magnetization directions P are distinguished by adding different reference numerals 11Xa, 11Xb, 11Ya and 11Yb.
  • the magnetic detection elements 11Xa, 11Xb, 11Ya and 11Yb are provided on the same substrate.
  • the magnetic sensor 30 shown in FIG. 4 has a full bridge circuit 32X and a full bridge circuit 32Y.
  • the full bridge circuit 32X includes two magnetic detection elements 11Xa and two magnetic detection elements 11Xb
  • the full bridge circuit 32Y includes two magnetic detection elements 11Ya and two magnetic detection elements 11Yb.
  • Each of the magnetic detection elements 11Xa, 11Xb, 11Ya, and 11Yb has the film structure of the exchange coupling film 10 of the magnetic detection element 11 shown in FIG. In the case where these are not particularly distinguished, they are hereinafter referred to as the magnetic detection element 11 as appropriate.
  • the full bridge circuit 32X and the full bridge circuit 32Y use the magnetic detection elements 11 having different fixed magnetization directions indicated by arrows in FIG. 4 in order to make the detection magnetic field directions different, and detect the magnetic field.
  • the mechanism is the same. Therefore, hereinafter, a mechanism for detecting a magnetic field using the full bridge circuit 32X will be described.
  • the full bridge circuit 32X is configured by connecting a first series unit 32Xa and a second series unit 32Xb in parallel.
  • the first series portion 32Xa is formed by connecting the magnetic detection element 11Xa and the magnetic detection element 11Xb in series, and the second serial portion 32Xb is connected in series the magnetic detection element 11Xb and the magnetic detection element 11Xa Is configured.
  • the power supply voltage Vdd is applied to the common power supply terminal 33 to the magnetic detection element 11Xa constituting the first serial portion 32Xa and the magnetic detection element 11Xb constituting the second serial portion 32Xb.
  • the ground terminal 34 common to the magnetic detection element 11Xb constituting the first serial portion 32Xa and the magnetic detection element 11Xa constituting the second serial portion 32Xb is set to the ground potential GND.
  • the differential output (OutX1) of the output potential (OutX1) of the midpoint 35Xa of the first series section 32Xa constituting the full bridge circuit 32X and the output potential (OutX2) of the midpoint 35Xb of the second series section 32Xb (OutX2) is obtained as a detection output (detection output voltage) VXs in the X direction.
  • the full bridge circuit 32Y also operates in the same manner as the full bridge circuit 32X, and thereby the output potential (OutY1) of the middle point 35Ya of the first series portion 32Ya and the output potential of the middle point 35Yb of the second series portion 32Yb ( A differential output (OutY1)-(OutY2) with OutY2) is obtained as a detection output (detection output voltage) VYs in the Y direction.
  • the axial directions are orthogonal to each other.
  • the direction of the free magnetic layer 5 of each of the magnetic detection elements 11 changes so as to follow the direction of the external magnetic field H.
  • the resistance value changes due to the relationship between the fixed magnetization direction P of the fixed magnetic layer 3 and the magnetization direction of the free magnetic layer 5.
  • the external magnetic field H acts in the direction shown in FIG. 4, in the magnetic detection element 11Xa constituting the full bridge circuit 32X, the direction of the sensitivity axis and the direction of the external magnetic field H coincide with each other.
  • the detection output voltage VXs decreases. Then, when the external magnetic field H is upward or downward with respect to the sheet of FIG. 3, the detection output voltage VXs becomes zero.
  • the full bridge circuit 32Y when the external magnetic field H is directed left with respect to the sheet as shown in FIG. 4, the magnetization direction of the free magnetic layer 5 is the sensitivity axis direction (fixed Because they are orthogonal to the magnetization direction P), the electric resistance values of the magnetic detection element 11 Ya and the magnetic detection element 11 Xb are the same. Thus, the sensed output voltage VYs is zero.
  • the detection output voltage VYs of the full bridge circuit 32Y (OutY1) ⁇ (OutY2) becomes maximal, and the external magnetic field H changes upward relative to the paper surface. Therefore, the detected output voltage VYs becomes lower.
  • the detection output voltages VXs and VYs of the full bridge circuit 32X and the full bridge circuit 32Y also fluctuate accordingly. Therefore, based on the detected output voltages VXs and VYs obtained from the full bridge circuit 32X and the full bridge circuit 32Y, it is possible to detect the moving direction and the moving amount (relative position) of the detection target.
  • FIG. 4 shows the magnetic sensor 30 configured to be capable of detecting magnetic fields in the X direction and in the Y direction orthogonal to the X direction.
  • the configuration may be such that only the full bridge circuit 32X or the full bridge circuit 32Y that detects only the magnetic field in the X direction or the Y direction is provided.
  • FIG. 5 shows a planar structure of the magnetic detection element 11Xa and the magnetic detection element 11Xb.
  • the BXa-BXb direction is the X direction.
  • the fixed magnetization directions P of the magnetic detection elements 11Xa and 11Xb are shown by arrows in FIGS.
  • the fixed magnetization direction P is the X direction, which is opposite to each other.
  • the magnetic detection element 11 ⁇ / b> Xa and the magnetic detection element 11 ⁇ / b> Xb each have a stripe-shaped element section 12.
  • the longitudinal direction of the element portion 12 is directed in the BYa-BYb direction.
  • a plurality of element parts 12 are arranged in parallel, the illustrated right ends of adjacent element parts 12 are connected via conductive part 13a, and the left ends of illustrated element parts 12 are connected via conductive part 13b. It is done.
  • the conductive portions 13a and 13b are alternately connected between the illustrated right end portion and the illustrated left end portion of the element unit 12, and the element unit 12 is connected in a so-called meander shape.
  • the conductive portion 13a in the lower right portion of the magnetic detection elements 11Xa and 11Xb is integrated with the connection terminal 14a, and the conductive portion 13b in the upper left portion is integrated with the connection terminal 14b.
  • Each element unit 12 is configured by laminating a plurality of metal layers (alloy layers). The laminated structure of the element unit 12 is shown in FIG. Each element unit 12 may have a laminated structure shown in FIG.
  • the magnetic detection element 11 can be replaced with the magnetic detection element 21 of the second embodiment shown in FIG.
  • the IrMn layer 2C is in contact with the pinned magnetic layer 3, that is, the IrMn layer 2C is directly stacked on the stacked pinned magnetic layer 3, but the IrMn layer 2C is Another layer containing Mn (an Mn layer and an IrMn layer are exemplified) may be stacked between the above and the pinned magnetic layer 3.
  • the ferromagnetic layer in contact with the antiferromagnetic layer in the exchange coupling film according to the present invention is not limited to the pinned magnetic layer.
  • the exchange coupling film according to the present invention may be composed of the ferromagnetic layer and at least a part of the free magnetic layer and the antiferromagnetic layer.
  • Example 1 A laminate 22 (see FIG. 6) having an exchange coupling film 40 having the following film configuration was manufactured for the purpose of evaluating the characteristics of the exchange coupling film 40.
  • comparative examples and reference examples numerical values in parentheses indicate film thickness ( ⁇ ).
  • the exchange coupling film 40 was annealed at 350 ° C. for 20 hours in a magnetic field of 15 kOe to fix the magnetizations of the pinned magnetic layer 3 and the antiferromagnetic layer 2 made of ferromagnetic layers.
  • Substrate / underlayer 1 NiFeCr (40) / nonmagnetic material layer 4: [Cu (40) / Ru (20)] / fixed magnetic layer 3: Co 40 at% Fe 60 at% (20) / antiferromagnetic layer 2 [ IrMn layer 2C: Ir 22 at% Mn 78 at% (D 3) / PtMn layer 2 B: Pt 50 at% Mn 50 at% (D 2) / PtCr layer 2 A: Pt 51 at% Cr 49 at% (300)] / Protective layer 6: Ta (100) The thickness D2 of the PtMn layer 2B was changed in the range of 6 ⁇ to 28 ⁇ . The thickness D3 of the IrMn layer 2C was changed in the range of 4 ⁇ to 10 ⁇ .
  • the lamination order of the antiferromagnetic layer 2 is the PtMn layer 2B, the IrMn layer 2C, and the PtCr layer 2A from the side close to the pinned magnetic layer 3.
  • the magnetization curve of the exchange coupling film 40 according to each example and comparative example is measured using a VSM (vibrating sample magnetometer), and from the obtained hysteresis loop, the exchange coupling magnetic field Hex (unit: Oe), coercivity
  • the ratio Hc unit: Oe
  • the ratio of residual magnetization M0 to saturation magnetization Ms M0 / Ms
  • the ratio of exchange coupling magnetic field Hex to coercive force Hc Hex / Hc
  • the exchange coupling magnetic field Hex is as large as 800 Oe or more. Furthermore, M0 / Ms became negative and Hex / Hc became larger than one. Therefore, the magnetic detection element (for example, the magnetoresistive effect element) including the exchange coupling film 10 according to the first embodiment can exhibit excellent magnetic characteristics even in a high temperature environment or a high magnetic field environment.
  • the exchange having the same structure as the exchange coupling film 40 according to Example 1-6, Comparative example 3 and Comparative example 4 but having the composition of the pinned magnetic layer 3 of Co 90 at% Fe 10 at% thickness 100 ⁇
  • the stack 22 including the bonding film 40 was produced, and the stack 22 was placed in a high temperature environment up to 500 ° C. to measure the exchange coupling magnetic field Hex of the exchange coupling film 40.
  • the result of normalizing the measured value at each temperature by the measured value at room temperature is shown in FIG.
  • Example 2 The configuration of the laminate 22 was as follows. Substrate / underlayer 1: NiFeCr (40) / nonmagnetic material layer 4: [Cu (40) / Ru (10)] / fixed magnetic layer 3: Co 40 at% Fe 60 at% / antiferromagnetic layer 2 [IrMn layer 2 C : Ir 20 at% Mn 80 at% (8) / PtMn layer 2 B: Pt 48 at% Mn 52 at% (14) / PtCr layer 2 A: Pt 51 at% Cr 49 at% (300)] / Protective layer 6: Ta (100) A stacked body 22 in which the thickness of the pinned magnetic layer 3 is changed in the range of 8 ⁇ to 50 ⁇ is prepared and annealed at 350 ° C. for 20 hours in a magnetic field of 15 kOe to magnetize the pinned magnetic layer 3 and the antiferromagnetic layer 2 Fixed.
  • the thickness of the pinned magnetic layer 3 is 12 ⁇ or more and 30 ⁇ from the viewpoint of stably achieving both increasing the exchange coupling magnetic field Hex and setting M0 / Ms to a negative value. It is preferable that it is the following.
  • Example 3 A laminate 23 (see FIG. 12) having an exchange coupling film 40 provided with the following film configuration was manufactured for the purpose of evaluating the characteristics of the exchange coupling film 40.
  • the exchange coupling film 40 was annealed at 350 ° C. for 20 hours in a magnetic field of 15 kOe to fix the magnetizations of the pinned magnetic layer 3 and the antiferromagnetic layer 2.
  • Substrate / underlayer 1 NiFeCr (40) / nonmagnetic material layer 4: [Cu (40) / Ru (10)] / fixed magnetic layer 3: Co 40 at% Fe 60 at% (20) / antiferromagnetic layer 2 [ PtMn layer 2D: Pt 50at% Mn 50at% (D4) / IrMn layer 2C: Ir 22at% Mn 78at% (D3) / PtMn layer 2B: Pt 50at% Mn 50at% (12) / PtCr layer 2A: Pt 51at% Cr 49 at% (300)] / Protective layer 6: Ta (100) The thickness D4 of the PtMn layer 2D was changed in the range of 2 ⁇ to 8 ⁇ . The thickness D3 of the IrMn layer 2C was changed in the range of 6 ⁇ to 10 ⁇ .
  • the magnetization curve of the exchange coupling film 40 according to each example and comparative example is measured using a VSM (vibrating sample magnetometer), and from the obtained hysteresis loop, the exchange coupling magnetic field Hex (unit: Oe), coercivity
  • the ratio Hc unit: Oe
  • the ratio of residual magnetization M0 to saturation magnetization Ms M0 / Ms
  • the ratio of exchange coupling magnetic field Hex to coercive force Hc Hex / Hc
  • FIG. 13 is a depth profile of a laminate 22 according to Example 1-16.
  • FIG. 14 is an enlarged view of a part of FIG.
  • Co one of the constituent elements of the pinned magnetic layer 3
  • Ru antiferromagnetic layer of the nonmagnetic material layer 4
  • the elements constituting the two sides were also included in the depth profile.
  • the antiferromagnetic layer 2 was positioned in the range of about 20 nm in depth to about 50 nm in depth. Since the antiferromagnetic layer 2 of the laminate 22 according to Example 1-16 has a thickness of 32.6 nm at the time of film formation, it is confirmed that the accuracy of the depth shown on the horizontal axis of the depth profile is appropriate. It was done.
  • the antiferromagnetic layer 2 includes an X (Cr-Mn) layer containing Pt and Ir as one or more elements X selected from the group consisting of platinum group elements and Ni and Mn and Cr. Specifically, it was composed of a (Pt-Ir) (Cr-Mn) layer.
  • the X (Cr-Mn) layer ((Pt-Ir) (Cr-Mn) layer) is relatively distant from the first region R1 relatively close to the pinned magnetic layer 3 and relatively far from the pinned magnetic layer 3. It was confirmed that having the second region R2 of the second region R2 and that the content of Mn in the first region R1 is higher than the content of Mn in the second region R2.
  • first region R1 By having such a region (first region R1) having a relatively high content of Mn in a region relatively proximal to the pinned magnetic layer 3, specifically, in contact with the pinned magnetic layer 3 It is considered that a high exchange coupling magnetic field Hex is generated in the exchange coupling film 40 of the stacked body 22 according to the example 1-16.
  • a region having a relatively low content of Mn and a high content of Cr specifically, a region containing substantially no Mn but containing Cr as the second region R2
  • the blocking temperature of the ferromagnetic layer 2 may be high.
  • FIG. 15 shows the ratio of the Mn content to the Cr content (Mn / Cr ratio) calculated based on the Mn content and Cr content of each depth determined by the depth profile. And the range of the horizontal axis are shown as equal.
  • the depth at which the Mn / Cr ratio is 0.1 is defined as the boundary between the first region R1 and the second region R2. That is, in the antiferromagnetic layer 2, a region having a Mn / Cr ratio of 0.1 or more in a region proximal to the pinned magnetic layer 3 is defined as a first region R 1, and the region other than the first region in the antiferromagnetic layer 2 is defined. An area is defined as a second area. Based on this definition, the boundary between the first region R1 and the second region R2 is located at a depth of about 44.5 nm in the multilayer body 22 according to Example 1-16.
  • the large Mn / Cr ratio not only affects the magnitude of the exchange coupling magnetic field Hex, but may also contribute to the improvement of the hysteresis characteristics of the exchange coupling film 40 of the stacked body 22. That is, as the Mn / Cr ratio is larger, the absolute value tends to be larger when the residual magnetization M0 / saturation magnetization Ms is a negative value, and the absolute value tends to be larger when the Hex / Hc value is a positive value.
  • the first region R1 preferably has a portion where M ⁇ BR> Cr / Cr ratio is 0.3 or more, and more preferably has a portion where the Mn / Cr ratio is 0.7 or more, It is particularly preferable to have a portion where the Mn / Cr ratio is 1 or more.
  • the thickness of the pinned magnetic layer 3 is 20 ⁇ (2 nm) at the boundary between the antiferromagnetic layer 2 and the pinned magnetic layer 3, the peak of the content of Co which is an element contained in the pinned magnetic layer 3 It was set as the position (depth 50 nm) moved 1 nm to the antiferromagnetic layer 2 side from the maximum value of. Since there is a possibility that Mn in the first region R1 is preferentially diffused toward the second region R2 when ordered by annealing, the first region R1 and the first region R1 may be diffused based on the peak of the content of Mn. The boundary with the second region R2 was not defined. The thickness of the first region R1 thus defined was about 5.5 nm (50 nm-44.5 nm).
  • a depth profile was similarly obtained for the film obtained in the process of producing the laminate 22 according to Example 1-16. Specifically, a depth profile is obtained for the laminate (unannealed laminate), which is a step before forming the layers and performing annealing treatment to produce the exchange coupling film 40 according to Example 1-16. The results are shown in FIGS.
  • the boundary between the first region R1 and the second region R2 in the antiferromagnetic layer 2 is located at a depth of 43 nm, and the boundary between the antiferromagnetic layer 2 and the pinned magnetic layer 3 Is located at a depth of 47 nm.
  • the peak indicating the content of Mn is obtained by overlapping the peak having a maximum value at a depth of about 44 nm and the peak having a maximum value at a depth of about 46 nm in the first region R1. It had a shape. These peaks are considered to correspond to the PtMn layer 2B and the IrMn layer 2C.
  • the thickness of the first region R1 in the antiferromagnetic layer 2 of the unannealed laminate is about 3 nm (47 nm to 44 nm), and the thickness of the first region R1 in the antiferromagnetic layer 2 of the laminate 22 This difference is considered to be due to the diffusion of Mn to the second region side by the annealing treatment. Furthermore, in FIG. 16, the region in which the Mn / Cr ratio is 1 or more is positioned wider on the fixed magnetic layer 3 side than the antiferromagnetic layer 2. This result is considered to mean that Cr from the PtCr layer 2A is diffused to the side of the pinned magnetic layer 3 by the annealing process.
  • a depth profile was also obtained for the laminate 23 according to Example 3-9.
  • the results are shown in FIGS.
  • the boundary between the first region R1 and the second region R2 of the antiferromagnetic layer 2 is located at a depth of about 41 nm, and the antiferromagnetic layer 2 and the pinned magnetic layer 3 The boundary of is located at a depth of about 47.5 nm. Therefore, the thickness of the first region R1 in the antiferromagnetic layer 2 was about 6.5 nm (47.5 nm-41 nm).
  • the layered product 23 according to Example 3-9 has a structure in which the PtMn layer 2D is stacked 8 ⁇ on the side closer to the pinned magnetic layer 3 as compared with the layered product 22 according to Example 1-16. If considered, the calculation results of these thicknesses were reasonable. Further, in the laminate 23 according to Example 3-9, the part where the Mn / Cr ratio is 1 or more in the first region R1 was more clearly confirmed.

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Abstract

固定磁性層の磁化の向きが反転する磁界（Ｈｅｘ）が大きく高温条件下における安定性が高く、しかも強磁場耐性に優れる交換結合膜として、反強磁性層２と強磁性層を備える固定磁性層３とが積層され、反強磁性層２はＰｔＣｒ層２Ａ、ＰｔＭｎ層２ＢおよびＩｒＭｎ層２Ｃがこの順番で積層された構造を有し、ＩｒＭｎ層２Ｃが固定磁性層３に接していることを特徴とする交換結合膜１０が提供される。ＰｔＭｎ層２Ｂの膜厚は１２Å以上であることが好ましい場合があり、ＩｒＭｎ層２Ｃの膜厚は６Å以上であることが好ましい場合があり、ＰｔＭｎ層２Ｂの膜厚とＩｒＭｎ層２Ｃの膜厚との総和が２０Å以上であることが好ましい場合がある。

Description

交換結合膜ならびにこれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気検出装置
　本発明は交換結合膜ならびにこれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気検出装置に関する。
　反強磁性層と固定磁性層とを備えた交換結合膜は、磁気抵抗効果素子や磁気検出装置として用いられる。特許文献１には、磁気記録用媒体において、強磁性膜としてのＣｏ合金と、反強磁性膜としての種々の合金とを組み合わせることにより交換結合膜を構成できることが記載されている。反強磁性膜としては、ＣｏＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｔＣｒなどの合金が例示されている。
特開２０００－２１５４３１号公報
　磁気検出装置は、磁気効果素子を基板に実装する際、はんだをリフロー処理（溶融処理）する必要があり、また、エンジンの周辺のような高温環境下において、用いられることがある。このため、磁気検出装置に用いられる交換結合膜には、広いダイナミックレンジで磁界を検出可能とするために、固定磁性層の磁化の方向が反転する磁界（Ｈｅｘ）が大きく、高温条件下における安定性が高いことが好ましい。
　特許文献１は、磁気記録媒体として用いられる交換結合膜に関するものであることから、交換結合膜を用いた磁気検出装置の高温条件下における安定性については記載されていない。
　また、近時、大出力モータなど強磁場発生源の近傍に配置されて強磁場が印加される環境であっても、固定磁性層の磁化の向きが影響を受けにくいこと、すなわち、強磁場耐性が求められている。
　本発明は、固定磁性層など反強磁性層と交換結合する強磁性層の磁化の向きが反転する磁界（Ｈｅｘ）が大きく、ゆえに高温条件下における安定性が高く、しかも強磁場耐性に優れる交換結合膜、ならびにこれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気検出装置を提供することを目的としている。
　上記課題を解決するために提供される本発明は、一態様において、反強磁性層と強磁性層とが積層され、前記反強磁性層はＰｔＣｒ層、ＰｔＭｎ層およびＩｒＭｎ層がこの順番で前記ＩｒＭｎ層が前記強磁性層に近位になるように積層された構造を有することを特徴とする交換結合膜である。前記ＩｒＭｎ層は前記強磁性層に接するように積層されていてもよいし、前記ＩｒＭｎ層と前記強磁性層との間にさらにＰｔＭｎ層が積層された構造を有していてもよい。
　図１は、本発明に係る交換結合膜の磁化曲線のヒステリシスループを説明する図である。通常、軟磁性体のＭ－Ｈ曲線（磁化曲線）が作るヒステリシスループは、Ｈ軸とＭ軸との交点（磁界Ｈ＝０Ａ／ｍ、磁化Ｍ＝０Ａ／ｍ）を中心として対称な形状となるが、図１に示されるように、本発明に係る交換結合膜のヒステリシスループは、反強磁性層と交換結合する強磁性層を備える固定磁性層に対して交換結合磁界Ｈｅｘが作用するため、交換結合磁界Ｈｅｘの大きさに応じてＨ軸に沿ってシフトした形状となる。交換結合膜の固定磁性層は、この交換結合磁界Ｈｅｘが大きいほど外部磁界が印加されても磁化の向きが反転しにくいため、良好な固定磁性層となる。
　このＨ軸に沿ってシフトしたヒステリシスループの中心（この中心の磁界強度が交換結合磁界Ｈｅｘに相当する。）とヒステリシスループのＨ軸切片との差によって定義される保磁力ＨｃがＨｅｘよりも小さい場合には、外部磁場が印加されて交換結合膜の固定磁性層がその外部磁場に沿った方向に磁化されたとしても、外部磁場の印加が終了すれば、保磁力Ｈｃよりも相対的に強いＨｅｘによって、固定磁性層の磁化の方向を揃えることが可能となる。すなわち、Ｈｅｘと保磁力Ｈｃとの関係がＨｅｘ＞Ｈｃである場合には、交換結合膜は良好な強磁場耐性を有する。
　そして、上記のＨｅｘと保磁力Ｈｃとの関係が顕著である場合には、図１に示されるように、残留磁化Ｍ０の飽和磁化Ｍｓに対する比（Ｍ０／Ｍｓ）が負の値となる。すなわち、Ｍ０／Ｍｓが負の値であれば交換結合膜はより良好な強磁場耐性を有し、Ｍ０／Ｍｓが負の値でその絶対値が大きければ大きいほど、交換結合膜は優れた強磁場耐性を有する。
　本発明に係る交換結合膜は、反強磁性層がＰｔＣｒ層とＰｔＭｎ層とＩｒＭｎ層とからなる構成とすることにより、Ｍ０／Ｍｓが負の値となって、しかもその絶対値を大きくすることが実現され、それゆえ、優れた強磁場耐性を有する。ＩｒＭｎ層は強磁性層に接するように積層されていてもよいし、ＩｒＭｎ層と強磁性層との間にＰｔＭｎ層がさらに積層された構造を有していてもよい。
　上記の交換結合膜において、前記ＰｔＭｎ層の膜厚が１２Å以上であることが好ましい場合があり、前記ＩｒＭｎ層の膜厚が６Å以上であることが好ましい場合があり、前記ＰｔＭｎ層の膜厚と前記ＩｒＭｎ層の膜厚との総和が２０Å以上であることが好ましい場合がある。
　上記の交換結合膜において、前記ＰｔＣｒ層の膜厚は、前記ＰｔＭｎ層の膜厚と前記ＩｒＭｎ層の膜厚との総和よりも大きくてもよい。この場合において、前記ＰｔＣｒ層の膜厚と、前記ＰｔＭｎ層の膜厚と前記ＩｒＭｎ層の膜厚との総和との比は、５：１～１００：１であることが好ましい場合がある。
　上記の交換結合膜において、前記固定磁性層の膜厚は、１２Å以上３０Å以下であることが好ましい場合がある。
　本発明は、別の一態様として、反強磁性層と強磁性層とが積層され、前記反強磁性層は、白金族元素およびＮｉからなる群から選ばれる一種または二種以上の元素ＸならびにＭｎおよびＣｒを含有するＸ（Ｃｒ－Ｍｎ）層を備え、前記Ｘ（Ｃｒ－Ｍｎ）層は、前記強磁性層に相対的に近位な第１領域と、前記強磁性層から相対的に遠位な第２領域とを有し、前記第１領域におけるＭｎの含有量は、前記第２領域におけるＭｎの含有量よりも高いことを特徴とする交換結合膜を提供する。かかる交換結合膜では、第１領域のＭｎが交換結合を強め、第２領域のＣｒが交換結合膜のブロッキング温度を高めている可能性がある。なお、白金族元素およびＮｉは、いずれもＣｒおよびＭｎと規則相を形成しうる元素である。
　上記の交換結合膜において、前記第１領域が前記強磁性層に接していてもよい。
　上記の交換結合膜において、前記第１領域は、Ｍｎの含有量のＣｒの含有量に対する比であるＭｎ／Ｃｒ比が０．３以上の部分を有することが、交換結合膜の強磁場耐性を高める観点から好ましい場合がある。前記第１領域は、前記Ｍｎ／Ｃｒ比が１以上である部分を有することがより好ましい場合がある。
　本発明は、他の一態様として、上記の交換結合膜とフリー磁性層とが積層され、前記交換結合膜の強磁性層は、固定磁性層の少なくとも一部を構成することを特徴とする磁気抵抗効果素子を提供する。
　本発明は、別の一態様として、上記の磁気抵抗効果素子を備えていることを特徴とする磁気検出装置を提供する。
　上記の磁気検出装置は、同一基板上に上記の磁気抵抗効果素子を複数備えており、複数の前記磁気抵抗効果素子には、前記固定磁性層の固定磁化方向が異なるものが含まれていてもよい。
　本発明によれば、高温条件下における安定性が向上し、しかも強磁場耐性に優れる交換結合膜が提供される。したがって、本発明の交換結合膜を用いれば、高温環境下や強磁場環境下に置かれても安定な磁気検出装置とすることが可能である。
本発明に係る交換結合膜の磁化曲線のヒステリシスループを説明する図、 本発明の第１の実施形態の交換結合膜１０の膜構成を示す説明図、 本発明の第２の実施形態の交換結合膜２０の膜構成を示す説明図、 本発明の実施形態の磁気センサ３０の回路ブロック図、 磁気センサ３０に使用される磁気検出素子１１を示す平面図、 実施例１に係る積層体２２の膜構成を示す説明図、 Ｍ０／ＭｓとＨｅｘとの関係を示すグラフ、 Ｈｃ／ＨｅｘとＨｅｘとの関係を示すグラフ、 規格化された交換結合磁界と測定温度との関係を示すグラフ、 （ａ）飽和磁化と固定磁性層の膜厚との関係を示すグラフ、（ｂ）交換結合エネルギーと固定磁性層の膜厚との関係を示すグラフ、および（ｃ）残留磁化／飽和磁化と固定磁性層の膜厚との関係を示すグラフ、 （ａ）交換結合磁界と固定磁性層の膜厚との関係を示すグラフ、（ｂ）保持力と固定磁性層の膜厚との関係を示すグラフ、および（ｃ）交換結合磁界／保持力と固定磁性層の膜厚との関係を示すグラフ、 実施例３に係る積層体２３の膜構成を示す説明図、 実施例１－１６に係る積層体２２のデプスプロファイル、 図１３のデプスプロファイルの一部を拡大したプロファイル、 Ｍｎの含有量に対するＣｒの含有量の比（Ｍｎ／Ｃｒ比）を、図１４と横軸の範囲を等しくして示したグラフ、 実施例１－１６に係る積層体２２の製造過程で得られた未アニール積層体のデプスプロファイル、 図１６のデプスプロファイルの一部を拡大したプロファイル、 Ｍｎの含有量に対するＣｒの含有量の比（Ｍｎ／Ｃｒ比）を、図１７と横軸の範囲を等しくして示したグラフ、 実施例３－９に係る積層体２２のデプスプロファイル、 図１９のデプスプロファイルの一部を拡大したプロファイル、 Ｍｎの含有量に対するＣｒの含有量の比（Ｍｎ／Ｃｒ比）を、図２０と横軸の範囲を等しくして示したグラフ。
＜第１の実施形態＞
　図２に本発明の第１の実施形態に係る交換結合膜１０を使用した磁気検出素子１１の膜構成が示されている。
　磁気検出素子１１は、基板の表面から、下地層１、反強磁性層２、強磁性層からなる固定磁性層３、非磁性材料層４、フリー磁性層５および保護層６の順に積層されて成膜されている。反強磁性層２は、ＰｔＣｒ層２ＡとＰｔＭｎ層２ＢとＩｒＭｎ層２Ｃとがこの順番でＩｒＭｎ層２Ｃが強磁性層（固定磁性層３）に近位になるように積層された積層構造を有する。ＩｒＭｎ層２Ｃが固定磁性層３に接するように積層されていてもよい。これら各層は、例えばスパッタ工程やＣＶＤ工程で成膜され、成膜後にアニール処理が行われることにより反強磁性層２と固定磁性層３との間に交換結合が生じる。反強磁性層２と固定磁性層３とが本発明の第１の実施の形態の交換結合膜１０である。
　磁気検出素子１１は、いわゆるシングルスピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ効果）を利用した積層素子であり、固定磁性層３の固定磁化のベクトルと、フリー磁性層５の外部磁界によって変化する磁化のベクトルとの相対関係で電気抵抗が変化する。
　下地層１は、ＮｉＦｅＣｒ合金（ニッケル・鉄・クロム合金）、ＣｒあるいはＴａなどで形成される。本実施形態の交換結合膜１０において固定磁性層３の磁化の向きが反転する磁界（以下、適宜「Ｈｅｘ」ともいう）を高くするために、ＮｉＦｅＣｒ合金が好ましい。
　反強磁性層２は、ＰｔＣｒ層２ＡとＰｔＭｎ層２ＢとＩｒＭｎ層２Ｃとが積層された構造を有する。このような構造を有することにより残留磁化Ｍ０の飽和磁化Ｍｓに対する比（Ｍ０／Ｍｓ）が負の値となって、その絶対値が大きくなりやすい。このとき、交換結合膜１０のヒステリシスループの全体が交換結合磁界の磁化の向きにシフトするとともに保磁力Ｈｃが小さくなる。その結果、Ｈｅｘが大きいだけでなく、強磁場耐性に優れる交換結合膜１０が得られる。
　交換結合膜１０が優れた強磁場耐性を有する観点から、Ｍ０／Ｍｓは、－０．０５以下であることが好ましく、－０．１０以下であることがより好ましく、－０．１５以下であることがさらに好ましく、－０．２０以下であることが特に好ましい。
　交換結合膜１０の強磁場耐性を高める観点から、ＰｔＭｎ層２Ｂの膜厚が１２Å以上であることが好ましい場合があり、ＩｒＭｎ層２Ｃの膜厚が６Å以上であることが好ましい場合があり、ＰｔＭｎ層２Ｂの膜厚Ｄ２とＩｒＭｎ層２Ｃの膜厚Ｄ３との総和が２０Å以上であることが好ましい場合がある。これらの条件の少なくとも一つを満たすことにより、上記のＭ０／Ｍｓが負の値となってその絶対値が大きくなる傾向が顕著となる。
　Ｈｅｘを高くするためには、反強磁性層２のＰｔＣｒ層２Ａの膜厚Ｄ１は、ＰｔＭｎ層２Ｂの膜厚Ｄ２とＩｒＭｎ層２Ｃの膜厚Ｄ３との総和よりも大きいことが好ましい。膜厚Ｄ１と総和の膜厚Ｄ２＋Ｄ３の比［Ｄ１：（Ｄ２＋Ｄ３）］は、５：１～１００：１がより好ましく、１０：１～５０：１がさらに好ましい。
　Ｈｅｘを高くする観点から、ＰｔＣｒ層２Ａは、ＰｔαＣｒ１００ａｔ％－α（αは４５ａｔ％以上６２ａｔ％以下）であることが好ましく、ＰｔαＣｒ１００ａｔ％－α（αは４７ａｔ％以上６０ａｔ％以下）であることがより好ましく、ＰｔαＣｒ１００ａｔ％－α（αは５０ａｔ％以上５７ａｔ％以下）であることが特に好ましい。
　本実施形態では、反強磁性層２をアニール処理して規則化し、強磁性層からなる固定磁性層３との間（界面）で交換結合を生じさせる。この交換結合に基づく磁界（交換結合磁界）によって交換結合膜１０のＨｅｘを高くするとともに強磁場耐性を向上させる。なお、交換結合膜１０に交換結合磁界Ｈｅｘを生じさせるために行うアニール処理の際に、反強磁性層２のＰｔＣｒ層２Ａ、ＰｔＭｎ層２ＢおよびＩｒＭｎ層２Ｃに含まれる各原子（Ｐｔ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｉｒ）は相互拡散する。
　固定磁性層３は、強磁性のＣｏＦｅ合金（コバルト・鉄合金）で形成される。ＣｏＦｅ合金は、Ｆｅの含有割合を高くすることにより、保磁力が高くなる。固定磁性層３はスピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果に寄与する層であり、固定磁性層３の固定磁化方向Ｐが延びる方向が磁気検出素子１１の感度軸方向である。交換結合膜１０の強磁場耐性を高める観点から、固定磁性層３の膜厚は、１２Å以上３０Å以下であることが好ましい場合がある。
　非磁性材料層４は、Ｃｕ（銅）などを用いて形成することができる。
　フリー磁性層５は、その材料および構造が限定されるものではないが、例えば、材料としてＣｏＦｅ合金（コバルト・鉄合金）、ＮｉＦｅ合金（ニッケル・鉄合金）などを用いることができ、単層構造、積層構造、積層フェリ構造などとして形成することができる。
　保護層６は、Ｔａ（タンタル）などを用いて形成することができる。
＜第２の実施形態＞
　図３に本発明の第２の実施形態の交換結合膜２０を使用した磁気検出素子２１の膜構成を示す説明図が示されている。本実施形態では、図２に示す磁気検出素子１１と機能が同じ層に同じ符号を付して、説明を省略する。
　第２の実施形態の磁気検出素子２１では、交換結合膜２０が、セルフピン止め構造の固定磁性層３と反強磁性層２とが接合されて構成されている。また、非磁性材料層４とフリー磁性層５が固定磁性層３よりも下側に形成されている点において、図２の磁気検出素子１１と相違している。
　磁気検出素子２１も、いわゆるシングルスピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果を利用した積層素子である。固定磁性層３の第１磁性層３Ａの固定磁化のベクトルと、フリー磁性層５の外部磁界によって変化する磁化のベクトルとの相対関係で電気抵抗が変化する。
　固定磁性層３は、第１磁性層３Ａおよび第２磁性層３Ｃと、これらの二層の間に位置する非磁性中間層３Ｂと、で構成されたセルフピン止め構造となっている。第１磁性層３Ａの固定磁化方向Ｐ１と、第２磁性層３Ｃの固定磁化方向Ｐ２とは、相互作用により反平行となっている。非磁性材料層４に隣接する第１磁性層３Ａの固定磁化方向Ｐ１が固定磁性層３の固定磁化方向である。この固定磁化方向Ｐ１が延びる方向が磁気検出素子１１の感度軸方向である。
　第１磁性層３Ａおよび第２磁性層３Ｃは、ＦｅＣｏ合金（鉄・コバルト合金）で形成される。ＦｅＣｏ合金は、Ｆｅの含有割合を高くすることにより、保磁力が高くなる。非磁性材料層４に隣接する第１磁性層３Ａはスピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果に寄与する層である。
　非磁性中間層３ＢはＲｕ（ルテニウム）などで形成されている。Ｒｕからなる非磁性中間層３Ｂの膜厚は、３～５Åまたは８～１０Åであることが好ましい。
　なお、交換結合膜１０を製造する際、ＰｔＣｒ層２Ａなど合金層を成膜する際には、合金を形成する複数種類の金属（ＰｔＣｒ層２Ａの場合にはＰｔおよびＣｒ）を同時に供給してもよいし、合金を形成する複数種類の金属を交互に供給してもよい。前者の具体例として合金を形成する複数種類の金属の同時スパッタが挙げられ、後者の具体例として異なる種類の金属膜の交互積層が挙げられる。合金を形成する複数種類の金属の同時供給が交互供給よりもＨｅｘを高めることにとって好ましい場合がある。
＜磁気センサの構成＞
　図４に、図２に示す磁気検出素子１１を組み合わせた磁気センサ（磁気検出装置）３０が示されている。図４では、固定磁化方向Ｐ（図２参照）が異なる磁気検出素子１１を、それぞれ１１Ｘａ，１１Ｘｂ，１１Ｙａ，１１Ｙｂの異なる符号を付して区別している。磁気センサ３０では、磁気検出素子１１Ｘａ，１１Ｘｂ，１１Ｙａ，１１Ｙｂが同一基板上に設けられている。
　図４に示す磁気センサ３０は、フルブリッジ回路３２Ｘおよびフルブリッジ回路３２Ｙを有している。フルブリッジ回路３２Ｘは、２つの磁気検出素子１１Ｘａと２つの磁気検出素子１１Ｘｂとを備えており、フルブリッジ回路３２Ｙは、２つの磁気検出素子１１Ｙａと２つの磁気検出素子１１Ｙｂとを備えている。磁気検出素子１１Ｘａ，１１Ｘｂ，１１Ｙａ，１１Ｙｂはいずれも、図４に示した磁気検出素子１１の交換結合膜１０の膜構造を備えている。これらを特に区別しない場合、以下適宜、磁気検出素子１１と記す。
　フルブリッジ回路３２Ｘとフルブリッジ回路３２Ｙとは、検出磁場方向を異ならせるために、図４中に矢印で示した固定磁化方向が異なる磁気検出素子１１を用いたものであって、磁場を検出する機構は同じである。そこで、以下では、フルブリッジ回路３２Ｘを用いて磁場を検出する機構を説明する。
　フルブリッジ回路３２Ｘは、第１の直列部３２Ｘａと第２の直列部３２Ｘｂが並列に接続されて構成されている。第１の直列部３２Ｘａは、磁気検出素子１１Ｘａと磁気検出素子１１Ｘｂとが直列に接続されて構成され、第２の直列部３２Ｘｂは、磁気検出素子１１Ｘｂと磁気検出素子１１Ｘａとが直列に接続されて構成されている。
　第１の直列部３２Ｘａを構成する磁気検出素子１１Ｘａと、第２の直列部３２Ｘｂを構成する磁気検出素子１１Ｘｂに共通の電源端子３３に、電源電圧Ｖｄｄが与えられる。第１の直列部３２Ｘａを構成する磁気検出素子１１Ｘｂと、第２の直列部３２Ｘｂを構成する磁気検出素子１１Ｘａに共通の接地端子３４が接地電位ＧＮＤに設定されている。
　フルブリッジ回路３２Ｘを構成する第１の直列部３２Ｘａの中点３５Ｘａの出力電位（ＯｕｔＸ１）と、第２の直列部３２Ｘｂの中点３５Ｘｂの出力電位（ＯｕｔＸ２）との差動出力（ＯｕｔＸ１）－（ＯｕｔＸ２）がＸ方向の検知出力（検知出力電圧）ＶＸｓとして得られる。
　フルブリッジ回路３２Ｙも、フルブリッジ回路３２Ｘと同様に作用することで、第１の直列部３２Ｙａの中点３５Ｙａの出力電位（ＯｕｔＹ１）と、第２の直列部３２Ｙｂの中点３５Ｙｂの出力電位（ＯｕｔＹ２）との差動出力（ＯｕｔＹ１）―（ＯｕｔＹ２）がＹ方向の検知出力（検知出力電圧）ＶＹｓとして得られる。
　図４に矢印で示すように、フルブリッジ回路３２Ｘを構成する磁気検出素子１１Ｘａおよび磁気検出素子１１Ｘｂの感度軸方向と、フルブリッジ回路３２Ｙを構成する磁気検出素子１１Ｙａおよび各磁気検出素子１１Ｙｂの感度軸方向とは互いに直交している。
　図４に示す磁気センサ３０では、それぞれの磁気検出素子１１のフリー磁性層５の向きが外部磁場Ｈの方向に倣うように変化する。このとき、固定磁性層３の固定磁化方向Ｐと、フリー磁性層５の磁化方向との、ベクトルの関係で抵抗値が変化する。
　例えば、外部磁場Ｈが図４に示す方向に作用したとすると、フルブリッジ回路３２Ｘを構成する磁気検出素子１１Ｘａでは感度軸方向と外部磁場Ｈの方向が一致するため電気抵抗値は小さくなり、一方、磁気検出素子１１Ｘｂでは感度軸方向と外部磁場Ｈの方向が反対であるため電気抵抗値は大きくなる。この電気抵抗値の変化により、検知出力電圧ＶＸｓ＝（ＯｕｔＸ１）－（ＯｕｔＸ２）が極大となる。外部磁場Ｈが紙面に対して右向きに変化するにしたがって、検知出力電圧ＶＸｓが低くなっていく。そして、外部磁場Ｈが図３の紙面に対して上向きまたは下向きになると、検知出力電圧ＶＸｓがゼロになる。
　一方、フルブリッジ回路３２Ｙでは、外部磁場Ｈが図４に示すように紙面に対して左向きのときは、全ての磁気検出素子１１で、フリー磁性層５の磁化の向きが、感度軸方向（固定磁化方向Ｐ）に対して直交するため、磁気検出素子１１Ｙａおよび磁気検出素子１１Ｘｂの電気抵抗値は同じである。したがって、検知出力電圧ＶＹｓはゼロである。図４において外部磁場Ｈが紙面に対して下向きに作用すると、フルブリッジ回路３２Ｙの検知出力電圧ＶＹｓ＝（ＯｕｔＹ１）―（ＯｕｔＹ２）が極大となり、外部磁場Ｈが紙面に対して上向きに変化するにしたがって、検知出力電圧ＶＹｓが低くなっていく。
　このように、外部磁場Ｈの方向が変化すると、それに伴いフルブリッジ回路３２Ｘおよびフルブリッジ回路３２Ｙの検知出力電圧ＶＸｓおよびＶＹｓも変動する。したがって、フルブリッジ回路３２Ｘおよびフルブリッジ回路３２Ｙから得られる検知出力電圧ＶＸｓおよびＶＹｓに基づいて、検知対象の移動方向や移動量（相対位置）を検知することができる。
　図４には、Ｘ方向と、Ｘ方向に直交するＹ方向の磁場を検出可能に構成された磁気センサ３０を示した。しかし、Ｘ方向またはＹ方向の磁場のみを検出するフルブリッジ回路３２Ｘまたはフルブリッジ回路３２Ｙのみを備えた構成としてもよい。
　図５に、磁気検出素子１１Ｘａと磁気検出素子１１Ｘｂの平面構造が示されている。図４と図５は、ＢＸａ－ＢＸｂ方向がＸ方向である。図５（Ａ）（Ｂ）に、磁気検出素子１１Ｘａ，１１Ｘｂの固定磁化方向Ｐが矢印で示されている。磁気検出素子１１Ｘａと磁気検出素子１１Ｘｂでは、固定磁化方向ＰがＸ方向であり、互いに逆向きである。
　図５に示すように、磁気検出素子１１Ｘａと磁気検出素子１１Ｘｂは、ストライプ形状の素子部１２を有している。素子部１２の長手方向がＢＹａ－ＢＹｂ方向に向けられている。素子部１２は複数本が平行に配置されており、隣り合う素子部１２の図示右端部が導電部１３ａを介して接続され、隣り合う素子部１２の図示左端部が導電部１３ｂを介して接続されている。素子部１２の図示右端部と図示左端部では、導電部１３ａ，１３ｂが互い違いに接続されており、素子部１２はいわゆるミアンダ形状に連結されている。磁気検出素子１１Ｘａ，１１Ｘｂの、図示右下部の導電部１３ａは接続端子１４ａと一体化され、図示左上部の導電部１３ｂは接続端子１４ｂと一体化されている。
　各素子部１２は複数の金属層（合金層）が積層されて構成されている。図２に素子部１２の積層構造が示されている。なお、各素子部１２は図３に示す積層構造であってもよい。
　なお、図４と図５に示す磁気センサ３０では、磁気検出素子１１を図３に示す第２の実施形態の磁気検出素子２１に置き換えることが可能である。
　以上説明した実施形態は、本発明の理解を容易にするために記載されたものであって、本発明を限定するために記載されたものではない。したがって、上記実施形態に開示された各要素は、本発明の技術的範囲に属する全ての設計変更や均等物をも含む趣旨である。例えば、上記の交換結合膜では、ＩｒＭｎ層２Ｃが固定磁性層３に接している、すなわち、積層された固定磁性層３の上に直接的にＩｒＭｎ層２Ｃが積層されているが、ＩｒＭｎ層２Ｃと固定磁性層３との間にＭｎを含有する他の層（Ｍｎ層およびＩｒＭｎ層が例示される。）が積層されてもよい。また、本発明に係る交換結合膜において反強磁性層に接する強磁性層は固定磁性層に限定されない。例えば、フリー磁性層の少なくとも一部を構成する強磁性層と反強磁性層とから本発明に係る交換結合膜が構成されていてもよい。
　以下、実施例等により本発明をさらに具体的に説明するが、本発明の範囲はこれらの実施例等に限定されるものではない。
（実施例１）
　以下の膜構成を備えた交換結合膜４０を有する積層体２２（図６参照）を交換結合膜４０の特性評価の目的で製造した。以下の実施例、比較例および参考例では（）内の数値は膜厚（Å）を示す。交換結合膜４０を１５ｋＯｅの磁場中において３５０℃で２０時間アニール処理し、強磁性層からなる固定磁性層３と反強磁性層２の磁化を固定した。
　基板／下地層１：ＮｉＦｅＣｒ（４０）／非磁性材料層４：［Ｃｕ（４０）／Ｒｕ（２０）］／固定磁性層３：Ｃｏ４０ａｔ％Ｆｅ６０ａｔ％（２０）／反強磁性層２［ＩｒＭｎ層２Ｃ：Ｉｒ２２ａｔ％Ｍｎ７８ａｔ％（Ｄ３）／ＰｔＭｎ層２Ｂ：Ｐｔ５０ａｔ％Ｍｎ５０ａｔ％（Ｄ２）／ＰｔＣｒ層２Ａ：Ｐｔ５１ａｔ％Ｃｒ４９ａｔ％（３００）］／
保護層６：Ｔａ（１００）
　ＰｔＭｎ層２Ｂの厚さＤ２は６Åから２８Åの範囲で変更した。ＩｒＭｎ層２Ｃの厚さＤ３は４Åから１０Åの範囲で変更した。
（比較例１－１、比較例１－２）
　図６に示される積層体２２において、反強磁性層２の積層順番を、固定磁性層３に近位な側からＰｔＭｎ層２Ｂ、ＩｒＭｎ層２Ｃ、ＰｔＣｒ層２Ａとした。
（比較例２）
　図６に示される積層体２２において、反強磁性層２の構成をＩｒ２２ａｔ％Ｍｎ７８ａｔ％（８０）としたこと以外は、実施例１と同様にして、交換結合膜１０を備える積層体２２を得た。
（比較例３）
　図６に示される積層体２２において、反強磁性層２の構成をＰｔ５０ａｔ％Ｍｎ５０ａｔ％（３００）としたこと以外は、実施例１と同様にして、交換結合膜１０を備える積層体２２を得た。
（比較例４）
　図６に示される積層体２２において、反強磁性層２の構成をＰｔ５１ａｔ％Ｃｒ４９ａｔ％（３００）としたこと以外は、実施例１と同様にして、交換結合膜１０を備える積層体２２を得た。
　ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用いて、各実施例・比較例に係る交換結合膜４０の磁化曲線を測定し、得られたヒステリシスループから、交換結合磁界Ｈｅｘ（単位：Ｏｅ）、保磁力Ｈｃ（単位：Ｏｅ）、残留磁化Ｍ０の飽和磁化Ｍｓに対する比（Ｍ０／Ｍｓ）および交換結合磁界Ｈｅｘの保磁力Ｈｃに対する比（Ｈｅｘ／Ｈｃ）を求めた。結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記の表１の結果をグラフ化した図７および図８から明らかなように、実施例１に係る構成の反強磁性層２を備える交換結合膜４０では、交換結合磁界Ｈｅｘが８００Ｏｅ以上と大きくなり、しかも、Ｍ０／Ｍｓが負の値となり、Ｈｅｘ／Ｈｃが１よりも大きくなった。したがって、実施例１に係る交換結合膜１０を備える磁気検出素子（例えば磁気抵抗効果素子）は、高温環境下や強磁場環境下であっても優れた磁気特性を示すことができる。
　この点に関し、実施例１－６、比較例３および比較例４に係る交換結合膜４０と同様の構造を有するが固定磁性層３の組成がＣｏ９０ａｔ％Ｆｅ１０ａｔ％厚さが１００Åである交換結合膜４０を備える積層体２２を作製し、これらの積層体２２を５００℃までの高温環境に置いて、交換結合膜４０の交換結合磁界Ｈｅｘを測定した。各温度での測定値を室温の測定値により規格化した結果を図９に示す。
（実施例２）
　積層体２２の構成を次のようにした。
　基板／下地層１：ＮｉＦｅＣｒ（４０）／非磁性材料層４：［Ｃｕ（４０）／Ｒｕ（１０）］／固定磁性層３：Ｃｏ４０ａｔ％Ｆｅ６０ａｔ％／反強磁性層２［ＩｒＭｎ層２Ｃ：Ｉｒ２０ａｔ％Ｍｎ８０ａｔ％（８）／ＰｔＭｎ層２Ｂ：Ｐｔ４８ａｔ％Ｍｎ５２ａｔ％（１４）／ＰｔＣｒ層２Ａ：Ｐｔ５１ａｔ％Ｃｒ４９ａｔ％（３００）］／保護層６：Ｔａ（１００）
　固定磁性層３の厚さを、８Åから５０Åの範囲で変更した積層体２２を用意し、１５ｋＯｅの磁場中において３５０℃で２０時間アニール処理し、固定磁性層３と反強磁性層２の磁化を固定した。
　ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用いて、交換結合膜１０の飽和磁化Ｍｓ（単位：ｅｍｕ／ｃｃ）交換結合磁界Ｈｅｘ（単位：Ｏｅ）、交換結合エネルギーＪ（単位：ｅｒｇ／ｃｍ２）、保磁力Ｈｃ（単位：Ｏｅ）、残留磁化Ｍ０の飽和磁化Ｍｓに対する比（Ｍ０／Ｍｓ）および交換結合磁界Ｈｅｘの保磁力Ｈｃに対する比（Ｈｅｘ／Ｈｃ）を測定・算出した。結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２、および表２に基づき作成された図１０および図１１から明らかなように、固定磁性層３の厚さによって交換結合膜１０の特性が変化する。実施例２の結果によれば、交換結合磁界Ｈｅｘを高くすることとＭ０／Ｍｓを負の値にすることとを安定的に両立する観点から、固定磁性層３の厚さは、１２Å以上３０Å以下であることが好ましい。
（実施例３）
　以下の膜構成を備えた交換結合膜４０を有する積層体２３（図１２参照）を交換結合膜４０の特性評価の目的で製造した。交換結合膜４０を１５ｋＯｅの磁場中において３５０℃で２０時間アニール処理し、固定磁性層３と反強磁性層２の磁化を固定した。
　基板／下地層１：ＮｉＦｅＣｒ（４０）／非磁性材料層４：［Ｃｕ（４０）／Ｒｕ（１０）］／固定磁性層３：Ｃｏ４０ａｔ％Ｆｅ６０ａｔ％（２０）／反強磁性層２［ＰｔＭｎ層２Ｄ：Ｐｔ５０ａｔ％Ｍｎ５０ａｔ％（Ｄ４）／ＩｒＭｎ層２Ｃ：Ｉｒ２２ａｔ％Ｍｎ７８ａｔ％（Ｄ３）／ＰｔＭｎ層２Ｂ：Ｐｔ５０ａｔ％Ｍｎ５０ａｔ％（１２）／ＰｔＣｒ層２Ａ：Ｐｔ５１ａｔ％Ｃｒ４９ａｔ％（３００）］／保護層６：Ｔａ（１００）
　ＰｔＭｎ層２Ｄの厚さＤ４は２Åから８Åの範囲で変更した。ＩｒＭｎ層２Ｃの厚さＤ３は６Åから１０Åの範囲で変更した。
　ＶＳＭ（振動試料型磁力計）を用いて、各実施例・比較例に係る交換結合膜４０の磁化曲線を測定し、得られたヒステリシスループから、交換結合磁界Ｈｅｘ（単位：Ｏｅ）、保磁力Ｈｃ（単位：Ｏｅ）、残留磁化Ｍ０の飽和磁化Ｍｓに対する比（Ｍ０／Ｍｓ）および交換結合磁界Ｈｅｘの保磁力Ｈｃに対する比（Ｈｅｘ／Ｈｃ）を求めた。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　ＩｒＭｎ層２Ｃよりも固定磁性層３に近位にさらにＰｔＭｎ層２Ｄが積層されることにより、残留磁化Ｍ０／飽和磁化Ｍｓが負の値で絶対値が大きくなりやすく、Ｈｅｘ／Ｈｃの値が正の値で絶対値が大きくなりやすいことが確認された。
（測定例１）
　実施例１－１６に係る積層体２２について、保護層６側からアルゴンスパッタリングしながらオージェ電子分光装置により表面分析を行うことによって、深さ方向におけるＰｔ，Ｉｒ，ＣｒおよびＭｎの含有量分布（デプスプロファイル）を得た。アルゴンによるスパッタ速度はＳｉＯ２換算で求め、１．１ｎｍ／分であった。
　図１３は、実施例１－１６に係る積層体２２のデプスプロファイルである。図１４は、図１３の一部を拡大したものである。いずれについても、固定磁性層３および非磁性材料層４の深さ位置を確認するために、Ｃｏ（固定磁性層３の構成元素の１つ）およびＲｕ（非磁性材料層４の反強磁性層２側を構成する元素）についてもデプスプロファイルに含めた。図１３に示されるように、実施例１－１６に係る積層体２２には、深さ２０ｎｍ程度から深さ５０ｎｍ程度の範囲に反強磁性層２が位置していることが確認された。実施例１－１６に係る積層体２２の反強磁性層２は成膜時の厚さが３２．６ｎｍであるから、デプスプロファイルの横軸に示される深さの精度が妥当であることが確認された。
　この反強磁性層２は、白金族元素およびＮｉからなる群から選ばれる一種または二種以上の元素ＸとしてのＰｔおよびＩｒならびにＭｎおよびＣｒを含有するＸ（Ｃｒ－Ｍｎ）層を備え、具体的には（Ｐｔ－Ｉｒ）（Ｃｒ－Ｍｎ）層からなるものであった。そして、Ｘ（Ｃｒ－Ｍｎ）層（（Ｐｔ－Ｉｒ）（Ｃｒ－Ｍｎ）層）は、固定磁性層３に相対的に近位な第１領域Ｒ１と、固定磁性層３から相対的に遠位な第２領域Ｒ２とを有すること、および第１領域Ｒ１におけるＭｎの含有量は、第２領域Ｒ２におけるＭｎの含有量よりも高いことが確認された。
　このようなＭｎの含有量が相対的に高い領域（第１領域Ｒ１）を、固定磁性層３に相対的に近位な領域に、具体的には固定磁性層３に接するように有することにより、実施例１－１６に係る積層体２２の交換結合膜４０では高い交換結合磁界Ｈｅｘが生じていると考えられる。その一方で、相対的にＭｎの含有量が低くＣｒの含有量が高い領域、具体的には、実質的にＭｎを含有せずＣｒを含有する領域を第２領域Ｒ２として有することにより、反強磁性層２のブロッキング温度が高くなっている可能性がある。
　図１５は、デプスプロファイルにより求められた各深さのＭｎの含有量およびＣｒの含有量に基づき算出された、Ｍｎの含有量のＣｒの含有量に対する比（Ｍｎ／Ｃｒ比）を、図１４と横軸の範囲を等しくして示したグラフである。図１５に示される結果に基づき、本明細書において、Ｍｎ／Ｃｒ比が０．１となる深さを第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２との境界とする。すなわち、反強磁性層２において、固定磁性層３に近位な領域でＭｎ／Ｃｒ比が０．１以上の領域を第１領域Ｒ１と定義し、反強磁性層２における第１領域以外の領域を第２領域と定義する。この定義に基づくと、実施例１－１６に係る積層体２２において第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２との境界は深さ４４．５ｎｍ程度に位置した。
　Ｍｎ／Ｃｒ比が大きいことは交換結合磁界Ｈｅｘの大きさに影響を与えるのみならず、積層体２２の交換結合膜４０のヒステリシス特性の改善にも寄与している可能性がある。すなわち、Ｍｎ／Ｃｒ比が大きいほど、残留磁化Ｍ０／飽和磁化Ｍｓが負の値で絶対値が大きくなりやすく、Ｈｅｘ／Ｈｃの値が正の値で絶対値が大きくなりやすい。具体的には、第１領域Ｒ１は、Ｍ・BR>氏^Ｃｒ比が０．３以上の部分を有することが好ましく、Ｍｎ／Ｃｒ比が０．７以上の部分を有することがより好ましく、Ｍｎ／Ｃｒ比が１以上の部分を有することが特に好ましい。
　なお、反強磁性層２と固定磁性層３との境界は、固定磁性層３の厚さが２０Å（２ｎｍ）であることから、固定磁性層３に含まれる元素であるＣｏの含有量のピークの最大値から反強磁性層２側に１ｎｍ移動した位置（深さ５０ｎｍ）とした。第１領域Ｒ１のＭｎは、アニール処理により規則化する際に第２領域Ｒ２側に優先的に拡散している可能性があるため、Ｍｎの含有量のピークに基づいては第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２との境界を規定しなかった。こうして定義される第１領域Ｒ１の厚さは、約５．５ｎｍ（５０ｎｍ－４４．５ｎｍ）であった。
　確認のため、実施例１－１６に係る積層体２２を製造する過程で得られた膜についても、同様にデプスプロファイルを得た。具体的には、実施例１－１６に係る交換結合膜４０を製造するために各層を成膜してアニール処理を行う前の段階である積層体（未アニール積層体）について、デプスプロファイルを得た。その結果を、図１６から図１８に示す。
　図１６から図１８に示されるように、反強磁性層２における第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２との境界は深さ４３ｎｍに位置し、反強磁性層２と固定磁性層３との境界は深さ４７ｎｍに位置した。図１５に示されるように、Ｍｎの含有量を示すピークは、第１領域Ｒ１内において深さ４４ｎｍ程度に極大値を有するピークと深さ４６ｎｍ程度に極大値を有するピークとが重なって得られる形状を有していた。これらのピークは、ＰｔＭｎ層２ＢおよびＩｒＭｎ層２Ｃに対応しているものと考えられる。また、未アニール積層体の反強磁性層２における第１領域Ｒ１の厚さは約３ｎｍ（４７ｎｍ－４４ｎｍ）であって、積層体２２の反強磁性層２における第１領域Ｒ１の厚さ（約５．５ｎｍ）よりも狭く、この差はアニール処理によってＭｎが第２領域側に拡散したことに基づくと考えられる。さらに、図１６においてＭｎ／Ｃｒ比が１以上となる領域が反強磁性層２よりも固定磁性層３側に広く位置していた。この結果は、アニール処理によりＰｔＣｒ層２ＡからのＣｒが固定磁性層３側へと拡散していることを意味していると考えられる。
　実施例３－９に係る積層体２３についてもデプスプロファイルを得た。その結果を、図１９から図２１に示す。実施例３－９に係る積層体２３では、反強磁性層２の第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２との境界は深さ４１ｎｍ程度に位置し、反強磁性層２と固定磁性層３との境界は深さ４７．５ｎｍ程度に位置した。したがって、反強磁性層２における第１領域Ｒ１の厚さは約６．５ｎｍ（４７．５ｎｍ－４１ｎｍ）であった。実施例３－９に係る積層体２３は、実施例１－１６に係る積層体２２に比べて、固定磁性層３に近位な側にＰｔＭｎ層２Ｄが８Å積層されてなるものであることを考慮すれば、これらの厚さの算出結果は妥当であった。また、実施例３－９に係る積層体２３では、第１領域Ｒ１においてＭｎ／Ｃｒ比が１以上となる部分がより明確に確認された。
Ｈｅｘ　交換結合磁界
Ｈｃ　保持力
Ｍ０　残留磁化
Ｍｓ　飽和磁化
１０，２０，４０　交換結合膜
１　下地層
２　反強磁性層
２Ａ　ＰｔＣｒ層
２Ｂ　ＰｔＭｎ層
２Ｃ　ＩｒＭｎ層
２Ｄ　ＰｔＭｎ層
３　固定磁性層（強磁性層）
３Ａ　第１磁性層
３Ｂ　非磁性中間層
３Ｃ　第２磁性層
４　非磁性材料層
５　フリー磁性層
６　保護層
Ｄ１　ＰｔＣｒ層２Ａの膜厚
Ｄ２　ＰｔＭｎ層２Ｂの膜厚
Ｄ３　ＩｒＭｎ層２Ｃの膜厚
１１，１１Ｘａ，１１Ｘｂ，１１Ｙａ，１１Ｙｂ，２１　磁気検出素子
２２，２３　積層体
３０　磁気センサ（磁気検出装置）
Ｐ　固定磁性層３の固定磁化方向
Ｐ１　第１磁性層３Ａの固定磁化方向
Ｐ２　第２磁性層３Ｃの固定磁化方向
３２Ｘ，３２Ｙ　フルブリッジ回路
３３　電源端子
Ｖｄｄ　電源電圧
３４　接地端子
ＧＮＤ　接地電位
３２Ｘａ　フルブリッジ回路３２Ｘの第１の直列部
３５Ｘａ　第１の直列部３２Ｘａの中点
ＯｕｔＸ１　第１の直列部３２Ｘａの中点３５Ｘａの出力電位
３２Ｘｂ　フルブリッジ回路３２Ｘの第２の直列部
３５Ｘｂ　第２の直列部３２Ｘｂの中点
ＯｕｔＸ２　第２の直列部３２Ｘｂの中点３５Ｘｂの出力電位
ＶＸｓ　Ｘ方向の検知出力（検知出力電圧）
３２Ｙａ　フルブリッジ回路３２Ｙの第１の直列部
３５Ｙａ　第１の直列部３２Ｙａの中点
ＯｕｔＹ１　第１の直列部３２Ｙａの中点３５Ｙａの出力電位
３２Ｙｂ　フルブリッジ回路３２Ｙ第２の直列部
３５Ｙｂ　第２の直列部３２Ｙｂの中点
ＯｕｔＹ２　第２の直列部３２Ｙｂの中点３５Ｙｂの出力電位
ＶＹｓ　Ｙ方向の検知出力（検知出力電圧）
Ｈ　外部磁場
１２　素子部
１３ａ，１３ｂ　導電部
１４ａ，１４ｂ　接続端子
Ｒ１　第１領域
Ｒ２　第２領域

Claims (16)

  1. 　反強磁性層と強磁性層とが積層され、
    　前記反強磁性層はＰｔＣｒ層、ＰｔＭｎ層およびＩｒＭｎ層がこの順番で前記ＩｒＭｎ層が前記強磁性層に近位になるように積層された構造を有することを特徴とする交換結合膜。
  2. 　前記ＩｒＭｎ層は前記強磁性層に接するように積層される、請求項１に記載の交換結合膜。
  3. 　前記ＰｔＭｎ層の膜厚が１２Å以上である、請求項１または２に記載の交換結合膜。
  4. 　前記ＩｒＭｎ層の膜厚が６Å以上である、請求項１から３のいずれか１項に記載の交換結合膜。
  5. 　前記ＰｔＭｎ層の膜厚と前記ＩｒＭｎ層の膜厚との総和が２０Å以上である、請求項１から４のいずれか１項に記載の交換結合膜。
  6. 　前記ＰｔＣｒ層の膜厚は、前記ＰｔＭｎ層の膜厚と前記ＩｒＭｎ層の膜厚との総和よりも大きい、請求項１から５のいずれか１項に記載の交換結合膜。
  7. 　前記ＰｔＣｒ層の膜厚と、前記ＰｔＭｎ層の膜厚と前記ＩｒＭｎ層の膜厚との総和との比は、５：１～１００：１である、請求項６に記載の交換結合膜。
  8. 　前記強磁性層の膜厚は、１２Å以上３０Å以下である、請求項１から７のいずれか１項に記載の交換結合膜。
  9. 　前記ＩｒＭｎ層と前記強磁性層との間にさらにＰｔＭｎ層が積層された構造を有する、請求項１に記載の交換結合膜。
  10. 　反強磁性層と強磁性層とが積層され、
    　前記反強磁性層は、白金族元素およびＮｉからなる群から選ばれる一種または二種以上の元素ＸならびにＭｎおよびＣｒを含有するＸ（Ｃｒ－Ｍｎ）層を備え、
    　前記Ｘ（Ｃｒ－Ｍｎ）層は、前記強磁性層に相対的に近位な第１領域と、前記強磁性層から相対的に遠位な第２領域とを有し、
    　前記第１領域におけるＭｎの含有量は、前記第２領域におけるＭｎの含有量よりも高いこと
    を特徴とする交換結合膜。
  11. 　前記第１領域が前記強磁性層に接している、請求項１０に記載の交換結合膜。
  12. 　前記第１領域は、Ｍｎの含有量のＣｒの含有量に対する比であるＭｎ／Ｃｒ比が０．３以上の部分を有する、請求項１０または１１に記載の交換結合膜。
  13. 　前記第１領域は、前記Ｍｎ／Ｃｒ比が１以上である部分を有する、請求項１２に記載の交換結合膜。
  14. 　請求項１から１３のいずれか１項に記載の交換結合膜とフリー磁性層とが積層され、前記交換結合膜の強磁性層は、固定磁性層の少なくとも一部を構成することを特徴とする磁
    気抵抗効果素子。
  15. 　請求項１４に記載の磁気抵抗効果素子を備えていることを特徴とする磁気検出装置。
  16. 　同一基板上に請求項１４に記載の磁気抵抗効果素子を複数備えており、
    　複数の前記磁気抵抗効果素子には、前記固定磁性層の固定磁化方向が異なるものが含まれる請求項１５に記載の磁気検出装置。
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019131392A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 アルプスアルパイン株式会社 磁界印加バイアス膜ならびにこれを用いた磁気検出素子および磁気検出装置
CN111512455B (zh) * 2017-12-26 2024-04-02 阿尔卑斯阿尔派株式会社 隧道磁阻效应膜以及使用其的磁装置
JP7104068B2 (ja) * 2017-12-26 2022-07-20 アルプスアルパイン株式会社 位置検出素子およびにこれを用いた位置検出装置
CN111512172B (zh) * 2017-12-26 2022-07-26 阿尔卑斯阿尔派株式会社 磁场施加偏置膜及使用其的磁检测元件及磁检测装置

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001134910A (ja) * 1999-08-26 2001-05-18 Tdk Corp 磁気抵抗センサ及び薄膜磁気ヘッド
JP2002270921A (ja) * 2001-03-12 2002-09-20 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子
JP2002314169A (ja) * 2001-04-18 2002-10-25 Tdk Corp 電子デバイス
JP2006041511A (ja) * 1996-11-20 2006-02-09 Toshiba Corp 反強磁性体膜とそれを用いた交換結合膜、磁気抵抗効果素子および磁気装置
JP2016206075A (ja) * 2015-04-24 2016-12-08 アルプス電気株式会社 磁気センサ、磁気センサの製造方法および磁気センサの設計方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11306521A (ja) * 1998-04-23 1999-11-05 Hitachi Ltd 磁気抵抗効果型磁気ヘッド
JP2000215431A (ja) 1999-01-28 2000-08-04 Hitachi Ltd 磁気記録用媒体
JP3670929B2 (ja) * 2000-04-12 2005-07-13 アルプス電気株式会社 交換結合膜と、この交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子、ならびに前記磁気抵抗効果素子を用いた薄膜磁気ヘッド
JP2003332649A (ja) * 2002-05-14 2003-11-21 Alps Electric Co Ltd 磁気検出素子
JP2008243920A (ja) * 2007-03-26 2008-10-09 Toshiba Corp 磁気抵抗効果再生素子、磁気ヘッド、および磁気再生装置
US8891208B2 (en) * 2013-03-29 2014-11-18 Tdk Corporation CPP-type magnetoresistive element including a rear bias structure and lower shields with inclined magnetizations
JP6490130B2 (ja) * 2017-03-24 2019-03-27 Tdk株式会社 磁気センサ
JP6820432B2 (ja) * 2017-09-27 2021-01-27 アルプスアルパイン株式会社 交換結合膜ならびにこれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気検出装置
JP6951454B2 (ja) * 2017-09-27 2021-10-20 アルプスアルパイン株式会社 交換結合膜ならびにこれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気検出装置
JP7104068B2 (ja) * 2017-12-26 2022-07-20 アルプスアルパイン株式会社 位置検出素子およびにこれを用いた位置検出装置
CN111512172B (zh) * 2017-12-26 2022-07-26 阿尔卑斯阿尔派株式会社 磁场施加偏置膜及使用其的磁检测元件及磁检测装置
WO2019131392A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 アルプスアルパイン株式会社 磁界印加バイアス膜ならびにこれを用いた磁気検出素子および磁気検出装置
CN111512455B (zh) * 2017-12-26 2024-04-02 阿尔卑斯阿尔派株式会社 隧道磁阻效应膜以及使用其的磁装置
JP6978518B2 (ja) * 2018-01-17 2021-12-08 アルプスアルパイン株式会社 磁気検出装置およびその製造方法
CN111615636B (zh) * 2018-01-17 2022-07-08 阿尔卑斯阿尔派株式会社 磁检测装置及其制造方法
WO2020137558A1 (ja) * 2018-12-27 2020-07-02 アルプスアルパイン株式会社 交換結合膜ならびにこれを用いた磁気抵抗効果素子および磁気検出装置

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006041511A (ja) * 1996-11-20 2006-02-09 Toshiba Corp 反強磁性体膜とそれを用いた交換結合膜、磁気抵抗効果素子および磁気装置
JP2001134910A (ja) * 1999-08-26 2001-05-18 Tdk Corp 磁気抵抗センサ及び薄膜磁気ヘッド
JP2002270921A (ja) * 2001-03-12 2002-09-20 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子
JP2002314169A (ja) * 2001-04-18 2002-10-25 Tdk Corp 電子デバイス
JP2016206075A (ja) * 2015-04-24 2016-12-08 アルプス電気株式会社 磁気センサ、磁気センサの製造方法および磁気センサの設計方法

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