WO2020090914A1 - 面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲット - Google Patents

面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲット Download PDF

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film
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了輔 櫛引
雅広 青野
恭伸 渡邉
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田中貴金属工業株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to an in-plane magnetized film, an in-plane magnetized film multilayer structure, a hard bias layer, a magnetoresistive effect element, and a sputtering target, and more specifically, a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a unit area.
  • CoPt that can realize the magnetic performance that the residual magnetization Mrt is 2.00 memu / cm 2 or more without forming a film by heating the substrate (hereinafter, also referred to as a heating film formation).
  • the present invention relates to a magnetoresistive element and a sputtering target associated with a magnetic film multilayer structure or the hard bias layer.
  • the CoPt-oxide based in-plane magnetized film and the CoPt-oxide based in-plane magnetized film multilayer structure can be used as a hard bias layer of a magnetoresistive effect element.
  • the hard bias layer has a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more, the hard bias layer is less than the hard bias layer of the current magnetoresistive element. It is considered that they have coercive force and remanent magnetization of the same level or higher.
  • the hard bias layer is a thin film magnet that applies a bias magnetic field to a magnetic layer that exhibits a magnetoresistive effect (hereinafter, also referred to as a free magnetic layer).
  • the magnetoresistive effect element includes a magnetic layer (free magnetic layer) that exhibits a magnetoresistive effect and a hard bias layer that applies a bias magnetic field to the magnetic layer (free magnetic layer). It is required that a magnetic field of a predetermined magnitude or more can be stably applied to the free magnetic layer.
  • the hard bias layer is required to have high coercive force and residual magnetization.
  • the coercive force of the hard bias layer of the current magnetoresistive effect element is about 2 kOe (for example, FIG. 7 of Patent Document 1), and it is desired to realize a coercive force higher than this.
  • the residual magnetization per unit area is about 2 memu / cm 2 or more (for example, paragraph 0007 of Patent Document 2).
  • Patent Document 3 As a technology that may be able to deal with these, there is a technology described in Patent Document 3, for example.
  • the technique described in Patent Document 3 is a seed layer (Ta layer provided between a sensor laminate (a laminate having a free magnetic layer) and a hard bias layer, and a seed layer formed on the Ta layer.
  • a composite seed layer including a metal layer having a cubic (111) crystal structure or a hexagonal close-packed (001) crystal structure the magnetic material is oriented so that the easy axis is oriented in the longitudinal direction, and the coercive force of the hard bias layer is oriented. It is a method that tried to improve the. However, it does not satisfy the magnetic properties desired for the hard bias layer. Further, in this method, in order to improve the coercive force, it is necessary to thicken the seed layer provided between the sensor laminate and the hard bias layer. Therefore, this structure has a problem that the magnetic field applied to the free magnetic layer in the sensor laminate becomes weak.
  • Patent Document 4 describes that FePt is used as a magnetic material used for the hard bias layer, an FePt hard bias layer having a Pt or Fe seed layer, and a Pt or Fe capping layer. 4 proposes a structure in which Pt or Fe in the seed layer and the capping layer and FePt in the hard bias layer are mixed with each other during the annealing at an annealing temperature of about 250 to 350 ° C. ..
  • annealing temperature of about 250 to 350 ° C. .
  • Patent Document 5 shows that the annealing temperature can be optimized to lower the annealing temperature to about 200 ° C., and the hard bias layer has a coercive force of 3.5 kOe or more.
  • the remanent magnetization per unit area is about 1.2 memu / cm 2 , which does not satisfy the magnetic characteristics desired for the hard bias layer.
  • Patent Document 6 describes a magnetic recording medium for longitudinal recording, and its magnetic layer has a ferromagnetic crystal grain having a hexagonal close-packed structure and non-magnetic grains mainly surrounding the ferromagnetic crystal grain. Although it is a granular structure including a field, there is no case where such a granular structure is used for the hard bias layer of the magnetoresistive effect element. Further, the technique described in Patent Document 6 aims to reduce the signal-to-noise ratio, which is a problem of the magnetic recording medium, and uses a nonmagnetic layer between the magnetic layers to make the magnetic layer multilayer. Since the upper and lower magnetic layers have antiferromagnetic coupling, the structure is not suitable for improving the coercive force of the magnetic layer.
  • JP, 2008-283016 A Japanese Patent Publication No. 2008-547150 Japanese Patent Laid-Open No. 2011-008907 US Patent Application Publication No. 2009 / 027493A1 JP 2012-216275 A JP-A-2003-178423
  • the sensor laminated body laminated body including a free magnetic layer
  • the hard bias layer are made as thin as possible, and heating film formation is not performed.
  • heating film formation is not performed.
  • the present inventors In order to obtain a hard bias layer that exceeds the coercive force (about 2 kOe) and the remanent magnetization per unit area (about 2 memu / cm 2 ) of the hard bias layer of the current magnetoresistive element after satisfying this condition, The present inventors consider that it is necessary to search for an element or compound different from the element or compound currently used in the current hard bias layer, and apply the oxide to the CoPt in-plane magnetized film. The present inventor thought that might be promising. The present inventor has also considered that it may be promising to make a CoPt-based in-plane magnetized film using an oxide into a multi-layer by using a non-magnetic intermediate layer.
  • the present invention has been made in view of the above point, and has a magnetic performance of a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more.
  • An object is to provide an in-plane magnetized film, an in-plane magnetized film multilayer structure, and a hard bias layer that can be achieved without heating film formation, and also to provide the in-plane magnetized film and the in-plane magnetized film multilayer. It is also a supplemental issue to provide a magnetoresistive element and a sputtering target associated with the structure or said hard bias layer.
  • the present invention has solved the above problems by the following in-plane magnetized film, in-plane magnetized film multilayer structure, hard bias layer, magnetoresistive effect element, and sputtering target.
  • the in-plane magnetized film according to the present invention is an in-plane magnetized film used as a hard bias layer of a magnetoresistive effect element, and contains metal Co, metal Pt and an oxide.
  • the metal Co is contained in an amount of 55 at% or more and less than 95 at%
  • the metal Pt is contained in an amount of more than 5 at% and 45 at% or less
  • the oxide is contained in an amount of 10 vol% with respect to the entire in-plane magnetized film.
  • the in-plane magnetized film is characterized by containing 42 vol% or less and having a thickness of 20 nm or more and 80 nm or less.
  • the hard bias layer is a thin film magnet that applies a bias magnetic field to the free magnetic layer that exhibits a magnetoresistive effect.
  • the “remanent magnetization per unit area” of the in-plane magnetized film is a value obtained by multiplying the remanent magnetization per unit volume of the in-plane magnetized film by the thickness of the in-plane magnetized film. is there.
  • the in-plane magnetized film may have a granular structure composed of CoPt alloy crystal grains and crystal grain boundaries of the oxide.
  • the crystal grain boundary is the boundary of the crystal grains.
  • the oxide may include at least one of Ti, Si, W, B, Mo, Ta and Nb oxides.
  • a first aspect of the in-plane magnetized film multilayer structure according to the present invention is an in-plane magnetized film multilayer structure used as a hard bias layer of a magnetoresistive effect element, comprising a plurality of in-plane magnetized films and a non-magnetic intermediate layer. And the non-magnetic intermediate layer is arranged between the in-plane magnetized films, and the in-plane magnetized films adjacent to each other with the non-magnetic intermediate layer interposed therebetween are ferromagnetic.
  • the in-plane magnetized film is bonded and contains metal Co, metal Pt and an oxide, and the metal Co is contained at 55 at% or more and less than 95 at% with respect to the total metal components of the in-plane magnetized film.
  • metal Pt is contained in an amount of more than 5 at% and 45 at% or less, and the oxide is contained in an amount of 10 vol% or more and 42 vol% or less with respect to the entire in-plane magnetized film.
  • Coercive force is 2.00 kOe or more, and An in-plane magnetization film multilayer structure, wherein the residual magnetization per unit area is 2.00memu / cm 2 or more.
  • the non-magnetic intermediate layer is a non-magnetic layer disposed between the in-plane magnetized films.
  • the ferromagnetic coupling means an exchange interaction that works when spins of adjacent magnetic layers (here, the in-plane magnetized film) sandwiching a non-magnetic intermediate layer are parallel (in the same direction). It is a combination based on.
  • the “remanent magnetization per unit area” of the in-plane magnetized film multilayer structure refers to the remanent magnetization per unit volume of the in-plane magnetized film included in the in-plane magnetized film multilayer structure. It is a value obtained by multiplying the total thickness of the in-plane magnetized films included in the film multilayer structure.
  • a second aspect of the in-plane magnetized film multilayer structure according to the present invention is an in-plane magnetized film multilayer structure used as a hard bias layer of a magnetoresistive effect element, wherein a plurality of in-plane magnetized films and a crystal structure are hexagonal. And a non-magnetic intermediate layer having a closest packing structure, the non-magnetic intermediate layer being disposed between the in-plane magnetized films, and being adjacent to each other with the non-magnetic intermediate layer interposed therebetween.
  • the matching in-plane magnetized films are ferromagnetically coupled to each other, and the in-plane magnetized film contains a metal Co, a metal Pt and an oxide, and with respect to the total of the metal components of the in-plane magnetized film.
  • a metal Co of 55 at% or more and less than 95 at%, a metal Pt of more than 5 at% and 45 at% or less, and the oxide of 10 vol% or more and 42 vol% or less with respect to the entire in-plane magnetized film.
  • the total thickness of the plurality of in-plane magnetized films is An in-plane magnetization film multilayer structure, characterized in that at 0nm or more.
  • the non-magnetic intermediate layer is preferably made of Ru or a Ru alloy.
  • the in-plane magnetized film may have a granular structure composed of CoPt alloy crystal grains and crystal grain boundaries of the oxide.
  • the oxide may include at least one of oxides of Ti, Si, W, B, Mo, Ta and Nb.
  • the hard bias layer according to the present invention is a hard bias layer comprising the in-plane magnetized film or the in-plane magnetized film multilayer structure.
  • the magnetoresistive effect element according to the present invention is a magnetoresistive effect element including the hard bias layer.
  • a sputtering target according to the present invention is a sputtering target used when forming an in-plane magnetization film used as at least a part of a hard bias layer of a magnetoresistive effect element at room temperature, and includes metal Co, metal Pt, and an oxide.
  • the sputtering target containing 60 at% or more and less than 95 at% of metal Co, and containing more than 5 at% and 40 at% or less of metal Pt, the entire sputtering target.
  • the in-plane magnetized film containing 10% by volume or more and 40% by volume or less of the oxide has a coercive force of 2.00 kOe or more and a residual magnetization per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more.
  • the sputtering target is characterized in that
  • room temperature film formation means film formation without heating the substrate.
  • the magnetic performance that the coercive force Hc is 2.00 kOe or more and the remanent magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more is realized without heating film formation. It is possible to provide an in-plane magnetized film, an in-plane magnetized film multi-layer structure and a hard bias layer which can be used.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view schematically showing a state in which the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment of the present invention is applied to the hard bias layer 14 of the magnetoresistive effect element 12.
  • Sectional drawing which shows typically the state which has applied the in-plane magnetization film multilayer structure 20 which concerns on 2nd Embodiment of this invention to the hard bias layer 26 of the magnetoresistive effect element 24.
  • FIG. The perspective view which shows typically the shape of the thinning sample 80 after performing a thinning process.
  • the result of the line analysis (elemental analysis) performed in the thickness direction of the in-plane magnetized film of Example 45 taken along the black line in FIG. 4).
  • FIG. 1 is a sectional view schematically showing a state in which an in-plane magnetized film 10 according to a first embodiment of the present invention is applied to a hard bias layer 14 of a magnetoresistive effect element 12. Is.
  • the underlayer the in-plane magnetized film 10 is formed on the underlayer
  • the configuration shown in FIG. 1 will be described with a tunnel type magnetoresistive effect element in mind as the magnetoresistive effect element 12.
  • the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment has a tunnel type magnetoresistive effect.
  • the application to the hard bias layer of the element is not limited, and for example, application to a hard bias layer of a giant magnetoresistive effect element or an anisotropic magnetoresistive effect element is also possible.
  • the magnetoresistive effect element 12 (here, a tunnel type magnetoresistive effect element) is composed of two ferromagnetic layers (free magnetic layer 16 and pinned layer) separated by a very thin non-magnetic tunnel barrier layer (hereinafter, barrier layer 54). 52).
  • the pinned layer 52 has its magnetization direction fixed by being fixed by exchange coupling with an adjacent antiferromagnetic layer (not shown).
  • the magnetization direction of the free magnetic layer 16 can be freely rotated with respect to the magnetization direction of the pinned layer 52 in the presence of an external magnetic field.
  • the free magnetic layer 16 rotates with respect to the magnetization direction of the pinned layer 52 by the external magnetic field, the electric resistance changes. Therefore, the external magnetic field can be detected by detecting the change in the electric resistance.
  • the hard bias layer 14 has a role of applying a bias magnetic field to the free magnetic layer 16 to stabilize the magnetization direction axis of the free magnetic layer 16.
  • the insulating layer 50 is made of an electrically insulating material, and a sensor current flowing in the sensor laminate (the free magnetic layer 16, the barrier layer 54, and the pinned layer 52) in the vertical direction is a sensor laminate (the free magnetic layer 16, It has a role of suppressing shunting to the hard bias layer 14 on both sides of the barrier layer 54 and the pinned layer 52).
  • the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment can be used as the hard bias layer 14 of the magnetoresistive effect element 12, and a bias magnetic field is applied to the free magnetic layer 16 that exhibits the magnetoresistive effect. Can be added.
  • the hard bias layer 14 is composed only of the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment, and is composed of a single layer of the in-plane magnetized film 10.
  • the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment contains an oxide, and has a coercive force equal to or more than the coercive force of the hard bias layer of the current magnetoresistive effect element (coercive force of 2.00 kOe or more). ) And a remanent magnetization per unit area (2.00 memu / cm 2 or more).
  • the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment is a CoPt-oxide based in-plane magnetized film, which contains metal Co, metal Pt, and an oxide, and has the in-plane magnetized film.
  • the metal Co is contained in an amount of 55 at% or more and less than 95 at%
  • the metal Pt is contained in an amount of more than 5 at% and 45 at% or less with respect to the total metal components of the film
  • 10 vol of the oxide is contained in the entire in-plane magnetized film. % Or more and 42 vol% or less
  • the thickness is 20 nm or more and 80 nm or less.
  • the metal Co may be simply referred to as Co
  • the metal Pt may be simply referred to as Pt
  • the metal Ru may be simply referred to as Ru.
  • other metal elements may be similarly described.
  • the in-plane magnetization film 10 contains Co and Pt as metal components, and also contains an oxide.
  • Metal Co and Pt are constituent components of magnetic crystal grains (micro magnets) in the in-plane magnetized film formed by sputtering.
  • Co is a ferromagnetic metal element and plays a central role in the formation of magnetic crystal grains (micro magnets) in the in-plane magnetized film.
  • the content ratio of Co in the in-plane magnetized film according to the present embodiment is set to 55 at% or more and less than 95 at% with respect to the total of metal components in the in-plane magnetized film.
  • the content ratio of Co in the in-plane magnetized film according to the present embodiment is 55 at% or more and 80 at% or less with respect to the total of metal components in the in-plane magnetized film. It is more preferably 65 at% or more and 75 at% or less.
  • Pt has a function of reducing the magnetic moment of the alloy by alloying with Co in a predetermined composition range, and also has a role of adjusting the magnetic strength of the magnetic crystal grains. On the other hand, it has a function of increasing the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) in the in-plane magnetized film obtained by sputtering to increase the coercive force of the in-plane magnetized film.
  • the in-plane magnetized film according to the present embodiment is The content ratio of Pt is more than 5 at% and 45 at% or less with respect to the total of metal components in the in-plane magnetized film. From the same point, it is preferable that the Pt content in the in-plane magnetized film according to the present embodiment is 20 at% or more and 40 at% or less with respect to the total of metal components in the in-plane magnetized film. It is more preferably 25 at% or more and 35 at% or less.
  • the oxide contained in the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment contains at least one of oxides of Ti, Si, W, B, Mo, Ta, and Nb. Then, in the in-plane magnetized film 10, the CoPt alloy magnetic crystal grains are partitioned by the non-magnetic material made of the oxide as described above, and a granular structure is formed. That is, this granular structure is composed of CoPt alloy crystal grains and the crystal grain boundaries of the oxide surrounding the crystal grains.
  • the content of the oxide contained in the in-plane magnetized film 10 is set to 10 vol% or more, and from the same viewpoint, the in-plane according to the first embodiment.
  • the content of the oxide contained in the magnetic film 10 is preferably 12.5 vol% or more, and more preferably 15 vol% or more.
  • the content of the oxide contained in the in-plane magnetized film 10 becomes too large, the oxide is mixed into the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) to cause the crystallinity of the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains). This may adversely affect the proportion of structures other than hcp in the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains).
  • the content of the oxide contained in the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment is 42 vol% or less, and from the same viewpoint, the in-plane according to the first embodiment.
  • the content of the oxide contained in the magnetic film 10 is preferably 37.5 vol% or less, and more preferably 35 vol% or less.
  • the content of the oxide contained in the in-plane magnetized film 10 is set to 10 vol% or more and 42 vol% or less, and the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment.
  • the content of the oxide contained therein is preferably 12.5 vol% or more and 37.5 vol% or less, and more preferably 15 vol% or more and 35 vol% or less.
  • WO 3 or MoO 3 when WO 3 or MoO 3 is included as an oxide, the coercive force Hc of the in-plane magnetized film 10 is increased, so that WO 3 or MoO 3 may be included as an oxide. preferable.
  • a simple element such as Cr, W, Ta or B is used as a grain boundary material for partitioning CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains).
  • CoPt alloy crystal grains magnetic crystal grains
  • the grain boundary material is an oxide
  • the grain boundary material is a simple element such as Cr, W, Ta, B, etc.
  • the material is hard to form a solid solution in the CoPt alloy.
  • the saturation magnetization and the residual magnetization of the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) in the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment become large, and the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment.
  • the coercive force Hc and the residual magnetization of are increased. This is demonstrated in the examples described below.
  • the thickness of the CoPt-WO 3 in- plane magnetization film is When it is less than 20 nm, the residual magnetization Mrt per unit area becomes less than 2.00 memu / cm 2 (Comparative Example 7), and the thickness of the CoPt-WO 3 in- plane magnetized film (in the case of a single layer without a non-magnetic intermediate layer) ) Is more than 80 nm, the coercive force Hc is less than 2.00 kOe (Comparative Examples 8 and 9). Therefore, the CoPt-WO 3 in- plane magnetized film according to the first embodiment is a single layer. Has a thickness of 20 nm or more and 80 nm or less.
  • the coercive force Hc increases when the thickness of the single-layer CoPt-WO 3 in- plane magnetized film is 20 to 40 nm (Examples 9, 12, 13), Since the coercive force Hc becomes particularly large at 20 to 30 nm (Examples 9 and 12), the thickness of the in-plane magnetized film according to the first embodiment is preferably 20 to 40 nm, and 20 to 30 nm. More preferably.
  • the in-plane magnetized film 10 has a coercive force equal to or more than the coercive force of the hard bias layer of the current magnetoresistive effect element. It is a single-layer in-plane magnetized film having a coercive force (coercive force of 2.00 kOe or more) and a remanent magnetization per unit area (2.00 memu / cm 2 or more) of the same level or more.
  • the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment is multilayered with the non-magnetic intermediate layer 22 (see FIG. 2) interposed, whereby the residual magnetization The coercive force can be further improved while maintaining the value. This is demonstrated in the examples described below.
  • the underlayer film used when forming the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment has the same crystal structure (hexagonal maximum) as the magnetic particles (CoPt alloy particles) of the in-plane magnetized film 10.
  • a base film made of metal Ru or Ru alloy having a close packing structure hcp) is suitable.
  • the Ru underlayer film or Ru alloy underlayer film used has a (10.0) plane. Alternatively, it is preferable to arrange many (11.0) planes.
  • the underlayer film used when forming the in-plane magnetized film according to the present invention is not limited to the Ru underlayer film or the Ru alloy underlayer film, and the CoPt magnetic crystal grains of the obtained in-plane magnetized film are in-plane. Any underlayer film that can be oriented and can promote magnetic separation between CoPt magnetic crystal grains can be used.
  • the sputtering target used when forming the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment is an in-plane magnetized film used as at least a part of the hard bias layer 14 of the magnetoresistive effect element 12.
  • 10 is a sputtering target used when forming 10 by room temperature film formation, comprising metal Co, metal Pt, and an oxide, and the metal Co is 60 at% or more and 95 at% with respect to the total metal components of the sputtering target. %, 40 at% or less of metal Pt, and 10 vol% or more and 40 vol% or less of the oxide with respect to the entire sputtering target.
  • composition analysis of manufactured CoPt-oxide type in-plane magnetized film described later, the actual composition of the manufactured CoPt-oxide type in-plane magnetized film (by composition analysis Since the composition obtained is different from the composition of the sputtering target used for forming the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film, the composition range of each element contained in the above-mentioned sputtering target is different from that composition.
  • the composition range is set in consideration, and does not match the composition range of each element contained in the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment.
  • the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment is sputtered using the sputtering target described in the above “(1-5) Sputtering target”, It is formed by forming a film on a predetermined base film (the base film described in "(1-4) Base film” above). It should be noted that heating in this film formation process is not necessary, and the in-plane magnetized film 10 according to the first embodiment can be formed by room temperature film formation.
  • FIG. 2 schematically shows a state in which the in-plane magnetized film multilayer structure 20 according to the second embodiment of the present invention is applied to the hard bias layer 26 of the magnetoresistive effect element 24.
  • the in-plane magnetized film multilayer structure 20 according to the second embodiment will be described.
  • the constituent components of the in-plane magnetized film 10, coercive force and remanent magnetization of the in-plane magnetized film 10, and the in-plane magnetized film 10 are formed. Since the underlying film used in this case, the sputtering target used in forming the in-plane magnetized film 10, and the method for forming the in-plane magnetized film 10 have already been described in “(1) First Embodiment”, The description is omitted.
  • the in-plane magnetized film multilayer structure 20 according to the second embodiment of the present invention includes a plurality of in-plane magnetized films 10 according to the first embodiment, and further, in the plurality of first embodiments.
  • a non-magnetic intermediate layer 22 is provided between the in-plane magnetized films 10, and a plurality of in-plane magnetized films 10 are stacked via the non-magnetic intermediate layer 22.
  • the thickness of each in-plane magnetized film 10 is typically 5 nm or more and 30 nm or less.
  • the total thickness of the in-plane magnetized film 10 (total thickness) is set to 20 nm or more from the viewpoint of setting the residual magnetization Mrt to 2 mem / cm 2 or more.
  • the adjacent in-plane magnetized films 10 separated by the interposition of the non-magnetic intermediate layer 22 are ferromagnetic, as described later.
  • each in-plane magnetized film 10 in the in-plane magnetized film multilayer structure 20 is preferably 5 nm or more and 15 nm or less, and more preferably 10 nm or more and 15 nm or less, from the viewpoint of increasing the coercive force Hc. More preferably.
  • the in-plane magnetized film multilayer structure 20 according to the second embodiment can be used as the hard bias layer 26 of the magnetoresistive effect element 24, and a bias magnetic field can be applied to the free magnetic layer 28 exhibiting the magnetoresistive effect. ..
  • the non-magnetic intermediate layer 22 is interposed between the in-plane magnetized films 10 according to the first embodiment to separate the in-plane magnetized films 10 and to make the in-plane magnetized films 10 multi-layered.
  • the coercive force Hc can be further improved while maintaining the value of the residual magnetization Mrt.
  • Adjacent in-plane magnetized films 10 separated by the interposition of the non-magnetic intermediate layer 22 are arranged so that spins are parallel (same direction). By arranging in this way, since the adjacent in-plane magnetization films 10 separated by the interposition of the non-magnetic intermediate layer 22 are ferromagnetically coupled, the in-plane magnetization film 10 has the value of the residual magnetization Mrt. The coercive force Hc can be further improved while maintaining it.
  • the in-plane magnetized film multilayer structure 20 according to the second embodiment can exhibit a good coercive force Hc.
  • the metal used for the non-magnetic intermediate layer 22 has the same crystal structure (hexagonal close-packed structure hcp) as the CoPt alloy magnetic crystal grains from the viewpoint of not impairing the crystal structure of the CoPt alloy magnetic crystal grains.
  • metal Ru or Ru alloy having the same crystal structure (hexagonal close-packed structure hcp) as the crystal structure of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetized film 10 is preferably used. Can be used.
  • the metal used for the non-magnetic intermediate layer 22 is a Ru alloy
  • Cr, Pt, and Co can be used, for example, and the range of addition amount of these metals is hexagonal for Ru alloy. It is preferable that the range is the closest packed structure hcp.
  • the added amount of Pt should be less than 15 at%.
  • a hexagonal close-packed structure hcp is formed irrespective of the amount of Co added, but Co is less than 12.5 at%, and more preferably less than 10 at%. Since it becomes a magnetic substance when added at 40 at% or more, it is appropriate that the addition amount of Co is less than 40 at%, preferably less than 30 at%, and more preferably less than 20 at%.
  • the thickness of the non-magnetic intermediate layer 22 is preferably 0.3 nm or more and 3 nm or less. As demonstrated in Examples described later, by using a nonmagnetic intermediate layer made of metal Ru or Ru alloy and having a thickness of 0.3 nm or more and 3 nm or less, the coercive force Hc of the in-plane magnetized film 10 is about 15%. Can be improved. However, a nonmagnetic intermediate layer having a thickness of 0.3 nm or more and 3 nm or less has almost the same effect of improving the coercive force Hc of the in-plane magnetized film 10. From the viewpoint of ease of application (the smaller the thickness, the easier it is to apply to the magnetoresistive element). The thickness of the nonmagnetic intermediate layer 22 is more preferably 0.3 nm or more and 1.5 nm or less. , 0.3 nm or more and 0.6 nm or less are particularly preferable.
  • the actual composition of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film composition obtained by composition analysis
  • the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film were prepared.
  • the CoPt—WO 3 based in-plane magnetized films of Examples 45, 47, 50 and 52 were picked up and subjected to composition analysis. As a result, it was found that there was a discrepancy between the composition of the in-plane magnetized film and the composition of the sputtering target used for producing the in-plane magnetized film.
  • composition of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized films other than those of Examples 45, 47, 50, 52 that were actually subjected to composition analysis were found from the composition analysis results of Examples 45, 47, 50, 52.
  • the composition of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film in each example was calculated from the composition of the sputtering target used for the production in consideration of the composition deviation.
  • composition ratio of Co and Pt which are the metal components of the CoPt-oxide type in-plane magnetized film (Examples 1 to 7, Comparative Examples 1 and 2)> Experimental data were obtained by changing the composition of Co and Pt, which are the metal components of the CoPt-oxide based in-plane magnetized film formed on the Ru underlayer.
  • the CoPt-oxide based in-plane magnetized film to be formed is a single layer, and no non-magnetic intermediate layer is provided. Specifically, it is as follows.
  • a Ru underlayer film was formed on a Si substrate using ES-3100W manufactured by Eiko Engineering Co., Ltd. by a sputtering method so as to have a thickness of 30 nm, and a CoPt-oxide in-plane magnetized film was formed thereon.
  • the substrate was not heated, but the film was formed at room temperature.
  • the sputtering apparatus used for sputtering in the examples and comparative examples of the present application is ES-3100W manufactured by Eiko Engineering Co., Ltd. However, the description of the apparatus name is omitted below.
  • Samples were prepared by changing the Pt content ratio from the total of Co and Pt, which are the metal components of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film to be formed, from 5.7 at% to 50.5 at% in increments of 5.6 at%. It was prepared and data was acquired.
  • the hysteresis loop of the produced CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was measured by a vibration type magnetometer (VSM: TM-VSM211483-HGC type manufactured by Tamagawa Seisakusho Co., Ltd.) (hereinafter referred to as a vibration type magnetometer). ..
  • the coercive force Hc (kOe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop.
  • the read remanent magnetization Mr (memu / cm 3 ) is multiplied by the film thickness 50 nm of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film thus prepared to obtain a unit area of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film.
  • the residual magnetization per unit Mrt (memu / cm 2 ) was calculated. The results are shown in Table 1 below.
  • the Pt content is 10 to 45 at% with respect to the total metal components (Co, Pt) of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film, and the entire CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is The volume ratio of the oxide (WO 3 ) to 3 is 31.0 vol%, and the thickness is 50 nm.
  • the coercive force Hc is 2.00 kOe or more, Further, the magnetic performance that the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more is realized by the room temperature film formation without heating the substrate.
  • the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film has a Pt content of 5.7 at% with respect to the total of metal components (Co, Pt), and Comparative Example 1 which does not fall within the scope of the present invention has a coercive force.
  • Hc is 1.47 kOe and coercive force Hc is less than 2.00 kOe.
  • the Pt content is 50.5 at% with respect to the total of the metal components (Co, Pt) of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film
  • Comparative Example 2 not included in the scope of the present invention has a unit area of The remanent magnetization Mrt per unit area is 1.62 memu / cm 2 , and the remanent magnetization Mrt per unit area is less than 2.00 memu / cm 2 .
  • a Ru underlayer film was formed on a Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a CoPt-oxide in-plane magnetized film was formed thereon to a thickness of 30 nm by a sputtering method.
  • the substrate was not heated, but the film was formed at room temperature.
  • the volume ratio of the oxide (WO 3 ) of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film to be formed is from 0 vol% to 51.8 vol% of 5.2 vol% or 10.4 vol% (or 10.5 vol%). Samples were prepared by changing the step size and data was acquired.
  • the hysteresis loop of the produced CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was measured by a vibrating magnetometer.
  • the coercive force Hc (kOe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop.
  • the read remanent magnetization Mr (memu / cm 3 ) is multiplied by the film thickness 30 nm of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film thus prepared to obtain a unit area of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film.
  • the residual magnetization per unit Mrt (memu / cm 2 ) was calculated. The results are shown in Table 2 below.
  • the volume ratio of the oxide (WO 3 ) to the entire CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is 10 to 42 vol%, and the metal component of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film (Co , Pt) is 22.5 at% with respect to the total of Pt), and the thickness is 30 nm.
  • the coercive force Hc is 2.00 kOe or more, Further, the magnetic performance that the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more is realized by the room temperature film formation without heating the substrate.
  • the volume ratio of the oxide (WO 3 ) to the entire CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is 0 vol%
  • Comparative Example 3 not included in the scope of the present invention has a coercive force Hc of 1.34 kOe.
  • the coercive force Hc is less than 2.00 kOe.
  • the volume ratio of the oxide (WO 3 ) to the entire CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was 4.9 vol%, and Comparative Example 4 not included in the scope of the present invention had a coercive force Hc of 1 It is 0.59 kOe and the coercive force Hc is less than 2.00 kOe.
  • the volume ratio of the oxide (WO 3 ) to the entire CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was 46.6 vol%, and Comparative Example 5, which is not included in the scope of the present invention, had a residual per unit area.
  • the magnetization Mrt is 1.77 memu / cm 2 , and the residual magnetization Mrt per unit area is less than 2.00 memu / cm 2 .
  • the volume ratio of the oxide (WO 3 ) to the entire CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was 51.8 vol%, and Comparative Example 6, which is not included in the scope of the present invention, has a residual amount per unit area.
  • the magnetization Mrt is 1.53 memu / cm 2 , and the residual magnetization Mrt per unit area is less than 2.00 memu / cm 2 .
  • a Ru underlayer film is formed on a Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 is sputtered thereon. Formed by the method. In this film forming process, the substrate was not heated, but the film was formed at room temperature.
  • the thickness of the obtained CoPt-oxide-based in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 is changed from 10 nm to 100 nm in steps of 10 nm by changing the sputtering time. Then, a sample was prepared and data was acquired.
  • the thickness of the in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 of each sample can be calculated from the sputtering rate and the sputtering time.
  • the sputter rate was calculated by previously measuring the relationship between the thickness of the in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 and the sputtering time.
  • the thickness of the in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 was measured by using a stylus profilometer (DektakXT manufactured by BRUKER) and applying a load of 100 ⁇ N to the stylus to form a film adhesion part.
  • the non-adhered portion was passed, and the difference in height in the film thickness direction when passing was calculated. Furthermore, the in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 of each sample was observed with a TEM (transmission electron microscope) (H-9500 manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation) to confirm the film thickness. It was
  • the hysteresis loop of the produced CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was measured by a vibrating magnetometer.
  • the coercive force Hc (kOe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop.
  • the read residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) is multiplied by the film thickness of the produced CoPt-oxide-based in-plane magnetized film to obtain a unit area of the produced CoPt-oxide-based in-plane magnetized film.
  • the remanent magnetization Mrt (memu / cm 2 ) of was calculated. The results are shown in Table 3 below.
  • the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 has a thickness of 20 to 80 nm and is included in the scope of the present invention.
  • Nos. 12 to 17 have magnetic properties of a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a remanent magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more, which are realized at room temperature without heating the substrate. ing.
  • Comparative Example 7 in which the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 has a thickness of 10 nm and is not included in the scope of the present invention is
  • the magnetization Mrt is 1.26 memu / cm 2
  • the residual magnetization Mrt per unit area is less than 2.00 memu / cm 2 .
  • the thickness of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 is 90 nm, and Comparative Example 8 not included in the scope of the present invention has a coercive force Hc of 1 It is 0.78 kOe and the coercive force Hc is less than 2.00 kOe. Further, the thickness of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film (Co-22.5Pt) -20.5vol% WO 3 is 100 nm, and the coercive force Hc of Comparative Example 9 is not within the scope of the present invention. It is 0.49 kOe and the coercive force Hc is less than 2.00 kOe.
  • a Ru underlayer film was formed on a Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a CoPt-oxide in-plane magnetized film was formed thereon to a thickness of 30 nm by a sputtering method.
  • the substrate was not heated, but the film was formed at room temperature.
  • Data were acquired by variously changing the type of oxide of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film to be formed.
  • the oxides used are WO 3 , B 2 O 3 , MoO 3 , Nb 2 O 5 , SiO 2 , Ta 2 O 5 , and TiO 2 .
  • the hysteresis loop of the produced CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was measured by a vibrating magnetometer.
  • the coercive force Hc (kOe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop.
  • the read remanent magnetization Mr (memu / cm 3 ) is multiplied by the film thickness 30 nm of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film thus prepared to obtain a unit area of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film.
  • the residual magnetization per unit Mrt (memu / cm 2 ) was calculated. The results are shown in Table 4 below.
  • WO 3 , B 2 O 3 , MoO 3 , Nb 2 O 5 , SiO 2 , Ta 2 O 5 , and TiO 2 are used as the oxide of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film.
  • the composition is (Co-22.5Pt) -30 to 31 vol% oxide and the thickness is 30 nm, which is included in the scope of the present invention.
  • the magnetic performance that Hc is 2.00 kOe or more and the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more is realized by the room temperature film formation without heating the substrate.
  • Example 10 using WO 3 as the oxide and Example 19 using MoO 3 as the oxide the coercive force of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film produced exceeds 3 kOe, and CoPt- It is preferable as an oxide used in an oxide-based in-plane magnetized film.
  • Example 24 to 30 A non-magnetic intermediate layer (hereinafter referred to as metal Ru non-magnetic) formed at the intermediate position in the thickness direction of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film formed on the Ru underlayer by using a sputtering target made of metal Ru alone. Intermediate layer) is provided, and the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is multilayered (double-layered) to obtain experimental data.
  • the thickness of the metallic Ru nonmagnetic intermediate layer to be provided was changed in the range of 0 nm to 3.0 nm to obtain data. Specifically, it is as follows.
  • a Ru underlayer film was formed on the Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was formed on the Si substrate to a thickness of 30 nm by sputtering.
  • a metallic Ru nonmagnetic intermediate layer was formed thereon by a sputtering method, and a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was further formed thereon by a sputtering method so as to have a thickness of 30 nm.
  • the substrate was not heated, and both were formed at room temperature.
  • Samples were prepared by changing the thickness of the metallic Ru non-magnetic intermediate layer to 0 nm, 0.3 nm, 0.6 nm, 1.2 nm, 1.8 nm, 2.4 nm, and 3.0 nm, and the data was acquired.
  • the hysteresis loop of the produced multilayer sample was measured by a vibrating magnetometer. From the measured hysteresis loop, the coercive force Hc (kOe) and the remanent magnetization Mr (memu / cm 3 ) of the in-plane magnetized film contained in the multilayer sample were read.
  • Example 24 is an example in which a non-magnetic intermediate layer is not provided, and is positioned as a reference example for comparison with Examples 25 to 30 in which a non-magnetic intermediate layer is provided and the in-plane magnetized film is multilayered. It is an example of.
  • Example 25 to 30 in which the metal Ru non-magnetic intermediate layer was provided to make the in-plane magnetized film multilayer, the non-magnetic intermediate layer was not provided and the in-plane magnetized film was a single layer. Compared to Example 24, the coercive force Hc was improved by about 15% or more. On the other hand, the residual magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area is almost the same as that of Example 24 (the in-plane magnetized film is a single layer).
  • the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is multilayered by the metallic Ru non-magnetic intermediate layer, so that the coercive force Hc is 15 while maintaining the residual magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area. It is thought that it can be improved by about 10% or more.
  • the thickness of the metal Ru non-magnetic intermediate layer varied within the range of 0.3 to 3.0 nm.
  • the coercive force Hc (kOe) and the residual magnetization per unit area Mrt (memu / cm 2 ) are almost the same.
  • the thickness of the metal Ru non-magnetic intermediate layer is in the range of 0.3 to 3.0 nm, the effect on the multilayered CoPt-oxide based in-plane magnetized film (coercive force Hc and remanent magnetization Mrt) is obtained.
  • the effect is considered to be the same.
  • a non-magnetic intermediate layer formed by using a sputtering target made of a Ru alloy (Ru-25Cr-25Co) at an intermediate position in the thickness direction of a CoPt-oxide based in-plane magnetized film formed on a Ru underlayer (
  • a Ru alloy non-magnetic intermediate layer may be provided), and a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was formed into multiple layers (two layers) to obtain experimental data.
  • the thickness of the Ru alloy nonmagnetic intermediate layer to be provided was changed in the range of 0 nm to 3.0 nm to obtain data. Specifically, it is as follows.
  • a Ru underlayer film was formed on the Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was formed on the Si substrate to a thickness of 30 nm by sputtering.
  • a Ru alloy non-magnetic intermediate layer was formed thereon by a sputtering method, and a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was further formed thereon by a sputtering method so as to have a thickness of 30 nm.
  • the substrate was not heated, and both were formed at room temperature.
  • Samples were prepared by changing the thickness of the Ru alloy non-magnetic intermediate layer to 0 nm, 0.3 nm, 0.6 nm, 1.2 nm, 1.8 nm, 2.4 nm, and 3.0 nm, and data was acquired.
  • the hysteresis loop of the produced multilayer sample was measured by a vibrating magnetometer. From the measured hysteresis loop, the coercive force Hc (kOe) and the remanent magnetization Mr (memu / cm 3 ) of the in-plane magnetized film contained in the multilayer sample were read.
  • Example 24 is an example in which a non-magnetic intermediate layer is not provided, and is positioned as a reference example for comparison with Examples 31 to 36 in which a non-magnetic intermediate layer is provided and the in-plane magnetized film is multilayered. It is an example of.
  • the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is multi-layered by the Ru alloy non-magnetic intermediate layer so that the coercive force Hc is 11 while maintaining the residual magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area. It is thought that it can be improved by about 10% or more.
  • the thickness of the Ru alloy non-magnetic intermediate layer varied within the range of 0.3 to 3.0 nm.
  • the coercive force Hc (kOe) and the residual magnetization per unit area Mrt (memu / cm 2 ) are almost the same.
  • the thickness of the Ru alloy non-magnetic intermediate layer is in the range of 0.3 to 3.0 nm, the effect on the in-plane magnetized film of the multilayered CoPt-oxide system (coercive force Hc and remanent magnetization Mrt) is obtained.
  • the effect is considered to be the same.
  • the coercive force Hc of Examples 25 to 30 in which the nonmagnetic intermediate layer is a metal Ru nonmagnetic intermediate layer and the coercive force Hc of Examples 31 to 36 in which the nonmagnetic intermediate layer is a Ru alloy nonmagnetic intermediate layer are shown. Compared with each other, it can be seen from Tables 5 and 6 that the coercive force Hc of Examples 25 to 30 in which the non-magnetic intermediate layer is the metal Ru non-magnetic intermediate layer is larger than that of the non-magnetic intermediate layer. As the intermediate layer, the metal Ru nonmagnetic intermediate layer is considered to be more suitable than the Ru alloy nonmagnetic intermediate layer.
  • a non-magnetic intermediate layer (hereinafter referred to as “metal Cr non-magnetic”) formed at the intermediate position in the thickness direction of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film formed on the Ru underlayer by using a sputtering target made of a single metal Cr. Intermediate layer) is provided, and the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is multilayered (double-layered) to obtain experimental data. At that time, the thickness of the non-magnetic intermediate layer provided was changed in the range of 0 nm to 3.0 nm to obtain data. Specifically, it is as follows.
  • Samples were prepared by changing the thickness of the metallic Cr non-magnetic intermediate layer to 0 nm, 0.3 nm, 0.6 nm, 1.2 nm, 1.8 nm, 2.4 nm, and 3.0 nm, and data was acquired.
  • the hysteresis loop of the produced multilayer sample was measured by a vibrating magnetometer. From the measured hysteresis loop, the coercive force Hc (kOe) and the remanent magnetization Mr (memu / cm 3 ) of the in-plane magnetized film contained in the multilayer sample were read.
  • Example 24 is an example in which a non-magnetic intermediate layer is not provided, and is positioned as a reference example for comparison with Comparative Examples 10 to 15 in which a non-magnetic intermediate layer is provided and the in-plane magnetized film is multilayered. It is an example of.
  • the residual magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area can be increased by about 49% or more by forming the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film into a multilayer structure with the metal Cr non-magnetic intermediate layer.
  • the coercive force Hc is considered to decrease by 50% or more.
  • the thickness of the metallic Cr non-magnetic intermediate layer is in the range of 0.3 to 3.0 nm, the effect on the multilayered CoPt-oxide based in-plane magnetized film (coercive force Hc and remanent magnetization Mrt) is obtained.
  • the effect is considered to be the same.
  • Example 24 the in-plane magnetized film is a single layer.
  • the coercive force Hc is improved by about 15% or more, and when a Ru alloy non-magnetic intermediate layer is formed into a multilayer, as shown in Examples 31 to 36, Example 24 (the in-plane magnetized film is a single layer) is used.
  • the coercive force Hc is improved by about 11% or more as compared with (4), when multi-layered with a metal Cr non-magnetic intermediate layer, as shown in Comparative Examples 10 to 15, as shown in Comparative Examples 10 to 15, The coercive force Hc is reduced by 50% or more compared to the single layer).
  • the reason is that the metal Ru and the Ru-25Cr-25Co alloy have a hexagonal close-packed structure hcp, which is the same crystal structure as the magnetic particles (CoPt alloy particles) of the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film.
  • the crystal structure of metal Cr is the body-centered cubic structure bcc.
  • the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film formed on the Ru base film is divided into two equal parts, such as four, six, and twelve parts in the thickness direction, and a metal having a thickness of 2.0 nm.
  • the Ru non-magnetic intermediate layer is provided, and the CoPt-oxide type in-plane magnetized film is multilayered so that the total thickness of the CoPt-oxide type in-plane magnetized film is 60 nm. did. Specifically, it is as follows.
  • An Ru underlayer film was formed on a Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a RuPt-oxide-based in-plane magnetized film was formed thereon to a thickness of 30 nm by a sputtering method.
  • a metallic Ru nonmagnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm is formed thereon by a sputtering method, and further, a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is formed by a sputtering method so that the thickness thereof becomes 30 nm.
  • the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film was formed so that the total thickness was 60 nm (Example 37).
  • a Ru underlayer film was formed on the Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a CoPt-oxide based in-plane magnetized film was formed to a thickness of 15 nm by a sputtering method.
  • a 2.0-nm-thick metal Ru nonmagnetic intermediate layer is formed thereon by a sputtering method, and further, a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is sputtered to a thickness of 15 nm.
  • a metal Ru nonmagnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm is formed thereon by a sputtering method, and the same process is performed until the total thickness of the CoPt-oxide based in-plane magnetized film reaches 60 nm.
  • the film formation was repeated to prepare a multilayered sample in which four 15-nm-thick CoPt-oxide-based in-plane magnetized films were stacked (Example 38).
  • a Ru underlayer film was formed on the Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a CoPt-oxide based in-plane magnetized film was formed to a thickness of 10 nm by a sputtering method.
  • a 2.0-nm-thick metallic Ru nonmagnetic intermediate layer is formed thereon by a sputtering method, and further, a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is sputtered to a thickness of 10 nm.
  • a metal Ru nonmagnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm is formed thereon by a sputtering method, and the same process is performed until the total thickness of the CoPt-oxide based in-plane magnetized film reaches 60 nm.
  • the film formation was repeated to prepare a multi-layered sample in which six CoPt-oxide based in-plane magnetized films having a thickness of 10 nm were stacked (Example 39).
  • a Ru underlayer film was formed on the Si substrate to a thickness of 30 nm by a sputtering method, and a CoPt-oxide based in-plane magnetized film was formed to a thickness of 5 nm by a sputtering method.
  • a 2.0-nm-thick metal Ru nonmagnetic intermediate layer is formed thereon by a sputtering method, and further, a CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is sputtered to a thickness of 5 nm.
  • a metal Ru nonmagnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm is formed thereon by a sputtering method, and the same process is performed until the total thickness of the CoPt-oxide based in-plane magnetized film reaches 60 nm.
  • the film formation was repeated to prepare a multilayered sample in which 12 CoPt-oxide-based in-plane magnetized films having a thickness of 5 nm were stacked (Example 40).
  • the substrate was not heated during these film formation processes, and all were performed at room temperature.
  • the hysteresis loop of the produced multilayer sample was measured by a vibrating magnetometer. From the measured hysteresis loop, the coercive force Hc (kOe) and the remanent magnetization Mr (memu / cm 3 ) of the in-plane magnetized film contained in the multilayer sample were read.
  • Example 24 is an example in which a non-magnetic intermediate layer is not provided, and is positioned as a reference example for comparison with Examples 37 to 40 in which a non-magnetic intermediate layer is provided and the in-plane magnetized film is multilayered. It is an example of.
  • Example 8 in Examples 37 to 40 in which the metal Ru non-magnetic intermediate layer is provided to make the in-plane magnetized film multi-layered, the non-magnetic intermediate layer is not provided and the in-plane magnetized film is a single layer. Compared with Example 24, the coercive force Hc is improved by about 13% or more. On the other hand, the residual magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area is almost the same as that of Example 24 (the in-plane magnetized film is a single layer).
  • the CoPt-oxide-based in-plane magnetized film is multilayered by the metal Ru non-magnetic intermediate layer, so that the coercive force Hc is 13 while maintaining the residual magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area. It is thought that it can be improved by about 10% or more.
  • the coercive force Hc is improved by about 55% as compared with the twenty-fourth embodiment.
  • the coercive force Hc is improved by about 29% as compared with the twenty-fourth embodiment.
  • the coercive force Hc is improved by about 17% compared to the twenty-fourth embodiment.
  • the coercive force Hc is improved by about 14% as compared with the twenty-fourth embodiment.
  • the thickness per layer is preferably 5 to 30 nm, more preferably 7.5 to 25 nm, and particularly preferably 10 to 20 nm.
  • the value of the residual magnetization Mrt per unit area is 2. Since it is less than 0.000 memu / cm 2 , it is premised that the total thickness of the in-plane magnetized film is 20 nm or more.
  • the thickness per layer is preferably 5 to 30 nm, more preferably 7.5 to 25 nm, and more preferably 10 to 10 from the viewpoint of coercive force Hc. 20 nm is particularly preferred.
  • the oxide (WO 3 ) content in the in-plane magnetized film is 31.0 vol% and 10.1 vol%. I examined the case.
  • a metal Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm was provided in the same manner as in (H) above, and each in-plane magnetized film multilayer structure was produced. Further, as in the case of (H) above, the substrate was not heated during the film formation process, and both were formed at room temperature.
  • Table 9 shows the measurement results in the case where the total thickness of the in-plane magnetized film is 30 nm
  • Table 10 shows the total thickness of the in-plane magnetized film of 100 nm and the oxide (WO 3 ) content of the in-plane magnetized film of 31.
  • Table 11 shows the measurement results for the case of 0 vol%
  • Table 11 shows the measurement results for the case where the total thickness of the in-plane magnetized film is 100 nm and the oxide (WO 3 ) content of the in-plane magnetized film is 10.1 vol%. ..
  • Example 41 to 43 total thickness of the in-plane magnetized film is 30 nm
  • the metallic Ru non-magnetic intermediate layer is provided to form the multilayered in-plane magnetized film
  • the non-magnetic intermediate layer is formed.
  • the coercive force Hc is improved by about 3 to 11% as compared with Example 10 in which the in-plane magnetization film is not provided and is a single layer.
  • the residual magnetization Mrt per unit area is almost the same as in Example 10 (the in-plane magnetized film is a single layer).
  • the coercive force Hc is set to 3 while maintaining the remanent magnetization Mrt per unit area by forming a multi-layered metal Ru non-magnetic intermediate layer. It is thought that it can be improved by about 11%.
  • Examples 44 to 48 in which a metal Ru non-magnetic intermediate layer is provided to make the in-plane magnetized film multi-layered (the total thickness of the in-plane magnetized film is 100 nm and the in-plane magnetized film is 100 nm).
  • Oxide (WO 3 ) content of 31.0 vol%) the coercive force Hc is more than doubled as compared with Comparative Example 16 in which the non-magnetic intermediate layer is not provided and the in-plane magnetized film is a single layer. is doing.
  • the residual magnetization Mrt per unit area is almost the same as that of Comparative Example 16 (the in-plane magnetized film is a single layer), or is about 12% at maximum.
  • the multi-layered structure is formed by the metal Ru non-magnetic intermediate layer. It is considered that the coercive force Hc can be doubled or more while the remanent magnetization Mrt per unit area is almost maintained.
  • Examples 49 to 53 in which the metal Ru non-magnetic intermediate layer is provided to make the in-plane magnetized film multi-layered (the total thickness of the in-plane magnetized film is 100 nm, and the in-plane magnetized film is 100 nm).
  • Oxide (WO 3 ) content of 10.1 vol%) the coercive force Hc is more than doubled as compared with Comparative Example 17 in which the non-magnetic intermediate layer is not provided and the in-plane magnetized film is a single layer. is doing.
  • the residual magnetization Mrt per unit area is almost the same as that of Comparative Example 17 (the in-plane magnetized film is a single layer), or is about 12% at maximum.
  • the unit is obtained by forming a multi-layer by the metal Ru non-magnetic intermediate layer. It is considered that the coercive force Hc can be more than doubled while the residual magnetization Mrt per area is almost maintained.
  • Examples 41 to 43 in which the total thickness of the in-plane magnetized film is 30 nm are all good in terms of improving the coercive force while maintaining the residual magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area.
  • Example 41 the thickness of one layer of the in-plane magnetized film is 15 nm
  • Example 42 the thickness of one layer of the in-plane magnetized film is 10 nm
  • Examples 44 to 48 in which the total thickness of the in-plane magnetized film is 100 nm and the oxide (WO 3 ) content thereof is 31.0 vol% maintain the remanent magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area. From the viewpoint of improving the coercive force, both of them are good, but among them, Example 45 (the thickness of one layer of the in-plane magnetized film is 25 nm) and Example 46 (one layer of the in-plane magnetized film) The thickness is 12.5 nm) and Example 47 (the thickness of one layer of the in-plane magnetized film is 10 nm) is better, and Example 46 and Example 47 are particularly good.
  • Examples 49 to 53 in which the total thickness of the in-plane magnetized film is 100 nm and the oxide (WO 3 ) content thereof is 10.1 vol% maintain the remanent magnetization Mrt (memu / cm 2 ) per unit area. From the viewpoint of improving the coercive force while all of them are good, among them, Example 50 (the thickness of one layer of the in-plane magnetized film is 25 nm) and Example 51 (one layer of the in-plane magnetized film) The thickness is 12.5 nm) and Example 52 (the thickness of one layer of the in-plane magnetized film is 10 nm) is better, and Example 51 and Example 52 are particularly good.
  • the thickness per layer is preferably 5 to 30 nm, more preferably 7.5 to 25 nm, from the viewpoint of the coercive force Hc, when the in-plane magnetized film is composed of a plurality of layers as described in (H) above.
  • a line analysis for composition analysis is performed in the thickness direction of the in-plane magnetized film, and a portion where the composition does not fluctuate is selected from the line analysis execution points of the cross section in the thickness direction of the in-plane magnetized film (procedure). 1-4). Then, a line analysis for composition analysis is performed for a range of 100 nm in the in-plane direction of the in-plane magnetized film (167 measurement points) centering on an arbitrary measurement point included in a portion where the composition does not fluctuate ( Step 5). Then, for each detected element, the average value of the detected intensities at 167 measurement points is calculated to determine the composition of the in-plane magnetized film (procedure 6). The contents of steps 1 to 6 will be specifically described below.
  • the in-plane magnetized film to be subjected to composition analysis is cut along two planes parallel to each other in the direction orthogonal to the in-plane direction (thickness direction of the in-plane magnetized film), and the obtained two parallel
  • the thinning process is performed by the FIB method ( ⁇ -sampling method) until the distance between the cut surfaces reaches about 100 nm.
  • the shape of the thinned sample 80 after this thinning treatment is schematically shown in FIG. As shown in FIG. 3, the thin sample 80 has a substantially rectangular parallelepiped shape.
  • the distance between the two parallel cut surfaces is about 100 nm, and the length of one side in the in-plane direction of the rectangular parallelepiped sample 80 is about 100 nm, while the lengths of the other two sides are: If it can be observed by a scanning transmission electron microscope, it may be appropriately determined.
  • the cut surface (cut surface in the thickness direction of the in-plane magnetized film) of the thinned sample 80 obtained in the procedure 1 can be observed by magnifying the length of 100 nm up to 2 cm (magnification observation up to 200,000 times).
  • (Available) Scanning Transmission Electron Microscope is used to acquire an observation image.
  • the obtained observation image is rectangular, but the line of the part where the uppermost surface of the in-plane magnetized film to be observed and the cut surface (cut surface in the thickness direction of the in-plane magnetized film) intersect is the length of the rectangular observed image.
  • the image is picked up so that it is oriented.
  • An example of the obtained observation image (observation image of Example 45) is shown in FIG. HD-2700 manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation was used to obtain an observation image of the in-plane magnetized film.
  • a line analysis for analysis was performed, and three straight lines (one straight line in the thickness direction passing through the points of the black circles and two straight lines in the thickness direction passing through the points of the white circles) were measured in the thickness direction of the in-plane magnetized film.
  • Perform line analysis for elemental analysis When performing the line analysis for this elemental analysis, the scanning range of the line analysis of the three straight lines is set to the entire range in the thickness direction of the in-plane magnetized film (when the target of the composition analysis is the in-plane magnetized film multilayer structure, It is necessary to select one point of a black circle 82 and two points of two white circles 84 so that the entire range from the in-plane magnetized film of the uppermost layer to the in-plane magnetized film of the lowermost layer can be obtained.
  • EDX energy dispersive X-ray analysis
  • EMAX Evolution manufactured by Horiba Ltd. was used as the elemental analysis device.
  • the specific analysis conditions are as follows. That is, the X-ray detector was a Si drift detector, the X-ray extraction angle was 24.8 °, and the solid angle was about 2.2 sr. Second / point, the scanning point interval was set to 0.6 nm, and the irradiation beam diameter was set to about 0.2 nm ⁇ .
  • the conditions described in this paragraph may be referred to as “analytical conditions for procedure 3”.
  • FIG. 5 shows the result of the line analysis (elemental analysis) performed along the black line (the line in the thickness direction of the in-plane magnetized film that passes through the black dots) in FIG. 4 (observed image of Example 45).
  • the vertical axis represents the detected intensity for each element
  • the horizontal axis represents the scanning position.
  • Each element shown in the legend in FIG. 5 is an element for which sufficient detection intensity was confirmed, and in the case of this Example 45, the elements for which sufficient detection intensity was confirmed were Co, Pt, W, O, Ru. Met.
  • the K ⁇ 1 ray was selected for detecting Co and O
  • the L ⁇ 1 ray was selected for detecting Pt, Ru, and W.
  • each detection intensity was corrected by subtracting the detection intensity in the blank measurement measured in advance.
  • the final end (bottom end) of the line analysis in FIG. 4 is the Si substrate. This part is theoretically not detected except for Si and O due to surface oxidation. Therefore, since the detected values other than Si and O detected at this location are considered to be unavoidable detection error values in the device, the presence of the element is indicated only when the detected intensity is larger than this value. I decided.
  • Example 45 has an in-plane magnetized film multilayer structure, and an in-plane magnetized film having a thickness of 25 nm per layer was formed by using a sputtering target having a composition of (Co-20Pt) -30 vol% WO 3. At the same time, the metal Ru non-magnetic intermediate layer was formed so as to be located between the in-plane magnetized films by 2 nm each between the layers of the in-plane magnetized film. When forming the metallic Ru non-magnetic intermediate layer, a sputtering target having a composition of 100 at% Ru was used.
  • Co, Pt, W, and O were mainly confirmed in the in-plane magnetized film, and Ru was mainly confirmed in the nonmagnetic intermediate layer.
  • the detection intensity based on the constituent elements of the in-plane magnetized film is partially confirmed. This is because the elements in the vertically adjacent layers are slightly diffused by the sputtering heat during film formation. This is because However, as far as the distribution of each main element in the in-plane magnetized film and the non-magnetic intermediate layer is seen, it was confirmed that the film was formed as designed.
  • Example 18 boron (B) oxide (B 2 O 3 ) is used for the in-plane magnetized film, but since boron (B) is a light element having a smaller atomic number than oxygen (O), It cannot be detected by analysis on EDX. Therefore, in the composition of the in-plane magnetized film in Example 18, the composition ratio of Co and Pt can be determined, but the B 2 O 3 content cannot be determined.
  • the in-plane magnetized film, the in-plane magnetized film multilayer structure, the hard bias layer, the magnetoresistive element, and the sputtering target according to the present invention have a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area.
  • the magnetic performance of 2.00 memu / cm 2 or more can be realized without heating film formation, and has industrial applicability.

Abstract

２．００ｋＯｅ以上の保磁力Ｈcを有し、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を提供する。　磁気抵抗効果素子（１２）のハードバイアス層（１４）として用いられる面内磁化膜（１０）であって、金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、面内磁化膜（１０）の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下含有し、面内磁化膜（１０）の全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下含有し、厚さが２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下である。

Description

面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲット
　本発明は、面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲットに関し、詳細には、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板を加熱して行う成膜（以下、加熱成膜と記すことがある。）を行わずに実現することができるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜多層構造およびハードバイアス層に関するとともに、前記ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜、前記ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜多層構造または前記ハードバイアス層に関連する、磁気抵抗効果素子およびスパッタリングターゲットに関する。前記ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜および前記ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜多層構造は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層に用いることができる。
　保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるハードバイアス層であれば、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層と比べて同等程度以上の保磁力および残留磁化を有していると考えられる。なお、本願において、ハードバイアス層とは、磁気抵抗効果を発揮する磁性層（以下、フリー磁性層と記すことがある。）にバイアス磁界を加える薄膜磁石のことである。
　現在多くの分野で磁気センサが用いられているが、汎用的に用いられている磁気センサの１つに磁気抵抗効果素子がある。
　磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果を発揮する磁性層（フリー磁性層）と、該磁性層（フリー磁性層）にバイアス磁界を加えるハードバイアス層と、を有してなり、ハードバイアス層には、所定以上の大きさの磁界を安定的にフリー磁性層に印加できることが求められている。
　したがって、ハードバイアス層には、高い保磁力および残留磁化が求められる。
　しかしながら、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力は、２ｋＯｅ程度であり（例えば、特許文献１の図７）、これ以上の保磁力の実現が望まれている。
　また、単位面積当たりの残留磁化は、２ｍｅｍｕ／ｃｍ2程度以上であることが望まれている（例えば、特許文献２の段落０００７）。
　これらに対応できる可能性のある技術として、例えば特許文献３に記載の技術がある。特許文献３に記載の技術は、センサ積層体（フリー磁性層を備えた積層体）とハードバイアス層との間に設けたシード層（Ｔａ層と、そのＴａ層の上に形成され、面心立方（１１１）結晶構造または六方最密（００１）結晶構造を有する金属層とを含む複合シード層）により、長手方向に容易軸を向かせるように磁性材料を配向させ、ハードバイアス層の保磁力の向上を試みた手法である。しかしながら、ハードバイアス層に望まれる前記磁気特性を満たしていない。また、この手法では、保磁力向上のため、センサ積層体とハードバイアス層との間に設けたシード層を厚くする必要がある。このため、センサ積層体中のフリー磁性層への印加磁場が弱くなるという問題も抱える構造である。
　また、特許文献４には、ハードバイアス層に用いる磁性材にＦｅＰｔを用いることや、Ｐｔ又はＦｅシード層を有するＦｅＰｔハードバイアス層、及びＰｔ又はＦｅのキャッピング層が記載されており、この特許文献４では、焼なまし温度が約２５０～３５０℃である焼なましの間に、シード層及びキャッピング層内のＰｔ又はＦｅ、ならびにハードバイアス層内のＦｅＰｔが互いに混ざり合う構造が提案されている。しかしながら、このハードバイアス層の形成に必要な加熱工程においては、既に積層されている他の膜への影響を考慮する必要があり、この加熱工程は可能な限り避けるべき工程である。
　特許文献５では、焼なまし温度の最適化が行われて、焼なまし温度を２００℃程度まで下げることが可能であることが示され、ハードバイアス層の保磁力が３．５ｋＯｅ以上であることが示されているが、単位面積当たりの残留磁化は１．２ｍｅｍｕ／ｃｍ2程度であり、ハードバイアス層に望まれている前記磁気特性を満たしていない。
　なお、特許文献６には、長手記録用磁気記録媒体が記載されており、その磁性層は、六方最密充填構造を有する強磁性結晶粒と、それを取り巻く主に酸化物からなる非磁性粒界とからなるグラニュラ構造であるが、このようなグラニュラ構造が磁気抵抗効果素子のハードバイアス層へ用いられた事例は無い。また、特許文献６に記載の技術は、磁気記録媒体の課題である信号対雑音比の低減を目的としており、磁性層の層間に非磁性層を用いて磁性層を多層化させているが、その上下の磁性層同士は反強磁性結合を有しており、磁性層の保持力の向上には適さない構造となっている。
特開２００８－２８３０１６号公報 特表２００８－５４７１５０号公報 特開２０１１－００８９０７号公報 米国特許出願公開第２００９／０２７４９３Ａ１号公報 特開２０１２－２１６２７５号公報 特開２００３－１７８４２３号公報
　実際の磁気抵抗効果素子への適用を視野に入れた場合、センサ積層体（フリー磁性層を備えた積層体）およびハードバイアス層は、できるだけ薄くすることが好ましく、また、加熱成膜は行わないことが好ましい。
　この条件を満たした上で、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力（２ｋＯｅ程度）および単位面積当たりの残留磁化（２ｍｅｍｕ／ｃｍ2程度）を上回るハードバイアス層を得るためには、現状のハードバイアス層に用いられている元素や化合物とは異なる元素や化合物を探索していく必要があると本発明者は考え、また、酸化物をＣｏＰｔ系の面内磁化膜に適用することが有望であるのではないかと本発明者は考えた。また、酸化物を適用したＣｏＰｔ系の面内磁化膜を非磁性中間層を用いて多層化することも有望であるのではないかと本発明者は考えた。
　本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに達成することができる面内磁化膜、面内磁化膜多層構造およびハードバイアス層を提供することを課題とし、併せて、前記面内磁化膜、前記面内磁化膜多層構造または前記ハードバイアス層に関連する、磁気抵抗効果素子およびスパッタリングターゲットを提供することも補足的な課題とする。
　本発明は、以下の面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲットにより、前記課題を解決したものである。
　即ち、本発明に係る面内磁化膜は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜であって、金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下含有し、厚さが２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であることを特徴とする面内磁化膜である。
　本願において、ハードバイアス層とは、磁気抵抗効果を発揮するフリー磁性層にバイアス磁界を加える薄膜磁石のことである。
　また、本願において、面内磁化膜の「単位面積あたりの残留磁化」とは、当該面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化に、当該面内磁化膜の厚さを乗じた値のことである。
　前記面内磁化膜は、ＣｏＰｔ合金結晶粒と前記酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造を有してなるように構成してもよい。
　ここで、結晶粒界とは、結晶粒の境界のことである。
　前記酸化物は、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｗ、Ｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂの酸化物のうちの少なくとも１種を含むものを用いてもよい。
　本発明に係る面内磁化膜多層構造の第１の態様は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、複数の面内磁化膜と、非磁性中間層と、を有してなり、前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、前記面内磁化膜は、金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下含有しており、前記面内磁化膜多層構造は、保磁力が２．００ｋＯｅ以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造である。
　ここで、本願において、非磁性中間層とは、面内磁化膜同士の間に配置される非磁性層のことである。
　また、本願において、強磁性結合とは、非磁性中間層を挟んで隣り合う磁性層（ここでは、前記面内磁化膜）のスピンが平行（同じ向き）になっているときに働く交換相互作用に基づく結合のことである。
　また、本願において、面内磁化膜多層構造の「単位面積あたりの残留磁化」とは、当該面内磁化膜多層構造に含まれる面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化に、当該面内磁化膜多層構造に含まれる面内磁化膜の厚さの合計の値を乗じた値のことである。
　本発明に係る面内磁化膜多層構造の第２の態様は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、複数の面内磁化膜と、結晶構造が六方最密充填構造である非磁性中間層と、を有してなり、前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、前記面内磁化膜は、金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下含有してなり、前記複数の面内磁化膜の合計の厚さは２０ｎｍ以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造である。
　前記非磁性中間層は、ＲｕまたはＲｕ合金からなることが好ましい。
　前記面内磁化膜多層構造において、前記面内磁化膜は、ＣｏＰｔ合金結晶粒と前記酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造を有してなるように構成してもよい。
　前記面内磁化膜多層構造において、前記酸化物は、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｗ、Ｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂの酸化物のうちの少なくとも１種を含むものを用いてもよい。
　本発明に係るハードバイアス層は、前記面内磁化膜または前記面内磁化膜多層構造を有してなることを特徴とするハードバイアス層である。
　本発明に係る磁気抵抗効果素子は、前記ハードバイアス層を有してなることを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　本発明に係るスパッタリングターゲットは、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の少なくとも一部として用いられる面内磁化膜を室温成膜で形成する際に用いるスパッタリングターゲットであって、金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、当該スパッタリングターゲットの金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを６０ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４０ａｔ％以下含有し、当該スパッタリングターゲットの全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４０ｖｏｌ％以下含有し、形成する前記面内磁化膜は、保磁力が２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であることを特徴とするスパッタリングターゲットである。
　ここで、室温成膜とは、基板加熱をせずに成膜することを意味する。
　本発明によれば、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに実現することができる面内磁化膜、面内磁化膜多層構造およびハードバイアス層を提供することができる。
本発明の第１実施形態に係るＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜１０を、磁気抵抗効果素子１２のハードバイアス層１４に適用している状態を模式的に示す断面図。 本発明の第２実施形態に係る面内磁化膜多層構造２０を、磁気抵抗効果素子２４のハードバイアス層２６に適用している状態を模式的に示す断面図。 薄片化処理を行った後の薄片化サンプル８０の形状を模式的に示す斜視図。 走査透過電子顕微鏡を用いて撮像して取得した観察像の一例（実施例４５の観察像）。 実施例４５の面内磁化膜の厚さ方向に行った（図４中の黒線に沿って行った）線分析（元素分析）の結果。
（１）第１実施形態
　図１は、本発明の第１実施形態に係る面内磁化膜１０を、磁気抵抗効果素子１２のハードバイアス層１４に適用している状態を模式的に示す断面図である。なお、図１においては、下地層（面内磁化膜１０は下地層の上に形成される）の記載は省略している。
　ここでは、磁気抵抗効果素子１２としてトンネル型磁気抵抗効果素子を念頭に置いて図１に示す構成の説明を行うが、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０は、トンネル型磁気抵抗効果素子のハードバイアス層への適用に限定されるわけではなく、例えば巨大磁気抵抗効果素子、異方性磁気抵抗効果素子のハードバイアス層への適用も可能である。
　磁気抵抗効果素子１２（ここでは、トンネル型磁気抵抗効果素子）は、非常に薄い非磁性トンネル障壁層（以下、バリア層５４）によって分離された２つの強磁性層（フリー磁性層１６、ピン層５２）を有する。ピン層５２は、隣接する反強磁性層（図示せず）との交換結合により固定されることなどによって、その磁化方向が固定されている。フリー磁性層１６は、外部磁界が存在する状態で、その磁化方向を、ピン層５２の磁化方向に対して自由に回転させることができる。フリー磁性層１６が外部磁界によってピン層５２の磁化方向に対して回転すると、電気抵抗が変化するため、この電気抵抗の変化を検出することで、外部磁界を検出することができる。
　ハードバイアス層１４は、フリー磁性層１６にバイアス磁界を加えて、フリー磁性層１６の磁化方向軸を安定させる役割を有する。絶縁層５０は電気的な絶縁材料で形成されており、センサ積層体（フリー磁性層１６、バリア層５４、ピン層５２）を垂直方向に流れるセンサ電流が、センサ積層体（フリー磁性層１６、バリア層５４、ピン層５２）の両側のハードバイアス層１４に分流するのを抑制する役割を有する。
　図１に示すように、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０は、磁気抵抗効果素子１２のハードバイアス層１４として用いることができ、磁気抵抗効果を発揮するフリー磁性層１６にバイアス磁界を加えることができる。ハードバイアス層１４は、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０のみで構成されており、面内磁化膜１０の単層で構成されている。
　本第１実施形態に係る面内磁化膜１０は、酸化物を含有し、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力と比べて同等程度以上の保磁力（２．００ｋＯｅ以上の保磁力）および単位面積当たりの残留磁化（２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上）を有する単層の面内磁化膜である。具体的には、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０は、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜であり、金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下含有し、当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下含有し、厚さが２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下である。
　なお、本願では、金属Ｃｏを単にＣｏと記載し、金属Ｐｔを単にＰｔと記載し、金属Ｒｕを単にＲｕと記載することがある。また、他の金属元素についても同様に記載することがある。
（１－１）面内磁化膜１０の構成成分
　本第１実施形態に係る面内磁化膜１０は、前述したように、金属成分としてＣｏおよびＰｔを含有し、また、酸化物を含有する。
　金属Ｃｏおよび金属Ｐｔは、スパッタリングによって形成される面内磁化膜において、磁性結晶粒（微小な磁石）の構成成分となる。
　Ｃｏは強磁性金属元素であり、面内磁化膜中の磁性結晶粒（微小な磁石）の形成において中心的な役割を果たす。スパッタリングによって得られる面内磁化膜中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の結晶磁気異方性定数Ｋuを大きくするという観点および得られる面内磁化膜中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の磁性を維持するという観点から、本実施形態に係る面内磁化膜中のＣｏの含有割合は、当該面内磁化膜中の金属成分の合計に対して５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満としている。また、同様の点から、本実施形態に係る面内磁化膜中のＣｏの含有割合は、当該面内磁化膜中の金属成分の合計に対して５５ａｔ％以上８０ａｔ％以下であることが好ましく、６５ａｔ％以上７５ａｔ％以下であることがより好ましい。
　Ｐｔは、所定の組成範囲でＣｏと合金化することにより合金の磁気モーメントを低減させる機能を有し、磁性結晶粒の磁性の強さを調整する役割を有する。一方、スパッタリングによって得られる面内磁化膜中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の結晶磁気異方性定数Ｋuを大きくして、面内磁化膜の保磁力を大きくするという機能を有する。面内磁化膜の保磁力を大きくするという観点および得られる面内磁化膜中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の磁性を調整するという観点から、本実施形態に係る面内磁化膜中のＰｔの含有割合は、当該面内磁化膜中の金属成分の合計に対して５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下としている。また、同様の点から、本実施形態に係る面内磁化膜中のＰｔの含有割合は、当該面内磁化膜中の金属成分の合計に対して２０ａｔ％以上４０ａｔ％以下であることが好ましく、２５ａｔ％以上３５ａｔ％以下であることがより好ましい。
　本第１実施形態に係る面内磁化膜１０が含有する酸化物は、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｗ、Ｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂの酸化物のうちの少なくとも１種を含む。そして、面内磁化膜１０中において、前記のような酸化物からなる非磁性体によって、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒同士が仕切られており、グラニュラ構造が形成されている。即ち、このグラニュラ構造は、ＣｏＰｔ合金結晶粒とその周囲を取り囲む前記酸化物の結晶粒界とからなる。
　したがって、面内磁化膜１０中の酸化物の含有量を多くした方が磁性結晶粒同士の間を確実に仕切りやすくなり、磁性結晶粒同士を独立させやすくなるので好ましい。この観点から、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０中に含まれる酸化物の含有量を、１０ｖｏｌ％以上にしており、また、同様の観点から、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０中に含まれる酸化物の含有量は、１２．５ｖｏｌ％以上であることが好ましく、１５ｖｏｌ％以上であることがより好ましい。
　ただし、面内磁化膜１０中の酸化物の含有量が多くなりすぎると、酸化物がＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）中に混入してＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の結晶性に悪影響を与えて、ＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）においてｈｃｐ以外の構造の割合が増えるおそれがある。この観点から、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０中に含まれる酸化物の含有量を、４２ｖｏｌ％以下にしており、また、同様の観点から、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０中に含まれる酸化物の含有量は、３７．５ｖｏｌ％以下であることが好ましく、３５ｖｏｌ％以下であることがより好ましい。
　したがって、本第１実施形態においては、面内磁化膜１０中に含まれる酸化物の含有量を、１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下にしており、また、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０中に含まれる酸化物の含有量は、１２．５ｖｏｌ％以上３７．５ｖｏｌ％以下であることが好ましく、１５ｖｏｌ％以上３５ｖｏｌ％以下であることがより好ましい。
　後述する実施例で実証しているように、酸化物としてＷＯ3またはＭｏＯ3を含むと、面内磁化膜１０の保磁力Ｈcが大きくなるので、酸化物としてＷＯ3またはＭｏＯ3を含むことが好ましい。
　なお、現状の面内磁化膜では、ＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）同士を仕切る粒界材料として、Ｃｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｂ等の単体元素が用いられているため、粒界材料が、ある程度、ＣｏＰｔ合金に固溶すると考えられる。このため、現状の面内磁化膜のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）は、結晶性に悪影響を受けて飽和磁化および残留磁化が低減していると考えられ、現状の面内磁化膜は、その保磁力Ｈcおよび残留磁化の値が悪影響を受けていると考えられる。
　一方、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０においては、粒界材料が酸化物であるので、粒界材料がＣｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｂ等の単体元素の場合と比べて、粒界材料がＣｏＰｔ合金に固溶しにくい。このため、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の飽和磁化および残留磁化は大きくなり、また、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０の保磁力Ｈcおよび残留磁化は大きくなる。このことは、後述する実施例で実証している。
（１－２）面内磁化膜１０の厚さ
　後述する実施例で実証しているように、ＣｏＰｔ－ＷＯ3面内磁化膜の厚さ（非磁性中間層を設けない単層の場合）が２０ｎｍを下回ると、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満となり（比較例７）、ＣｏＰｔ－ＷＯ3面内磁化膜の厚さ（非磁性中間層を設けない単層の場合）が８０ｎｍを上回ると、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅを下回る（比較例８、９）ので、ＣｏＰｔ－ＷＯ3面内磁化膜が単層である本第１実施形態に係る面内磁化膜１０の厚さは、２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下に設定している。
　ただし、後述する実施例で実証しているように、単層のＣｏＰｔ－ＷＯ3面内磁化膜の厚さが２０～４０ｎｍのとき保磁力Ｈcが大きくなり（実施例９、１２、１３）、２０～３０ｎｍのとき保磁力Ｈcが特に大きくなる（実施例９、１２）ので、本第１実施形態に係る面内磁化膜の厚さは、２０～４０ｎｍであることが好ましく、２０～３０ｎｍであることがより好ましい。
（１－３）面内磁化膜１０の保磁力および残留磁化
　本第１実施形態に係る面内磁化膜１０は、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力と比べて同等程度以上の保磁力（２．００ｋＯｅ以上の保磁力）および同等程度以上の単位面積当たりの残留磁化（２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上）を有する単層の面内磁化膜である。
　後述する第２実施形態で詳述するように、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０を、非磁性中間層２２（図２参照）を介在させて多層化することにより、残留磁化の値を維持したまま、保磁力をさらに向上させることができる。このことは、後述する実施例で実証している。
（１－４）下地膜
　本第１実施形態に係る面内磁化膜１０を形成する際に用いる下地膜としては、面内磁化膜１０の磁性粒子（ＣｏＰｔ合金粒子）と同じ結晶構造（六方最密充填構造ｈｃｐ）である金属ＲｕまたはＲｕ合金からなる下地膜が適している。
　積層する面内磁化膜（ＣｏＰｔ－酸化物）１０の磁性結晶粒（ＣｏＰｔ合金粒子）を整然と面内配向させるため、用いるＲｕ下地膜またはＲｕ合金下地膜の表面には、（１０．０）面または（１１．０）面が多く配置されるようにすることが好ましい。
　なお、本発明に係る面内磁化膜を形成する際に用いる下地膜は、Ｒｕ下地膜またはＲｕ合金下地膜に限定されるわけではなく、得られる面内磁化膜のＣｏＰｔ磁性結晶粒を面内配向させ、かつ、ＣｏＰｔ磁性結晶粒同士の磁気的な分離を促進させることができる下地膜であれば使用可能である。
（１－５）スパッタリングターゲット
　本第１実施形態に係る面内磁化膜１０を作製する際に用いるスパッタリングターゲットは、磁気抵抗効果素子１２のハードバイアス層１４の少なくとも一部として用いられる面内磁化膜１０を室温成膜で形成する際に用いるスパッタリングターゲットであって、金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、当該スパッタリングターゲットの金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを６０ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４０ａｔ％以下含有し、当該スパッタリングターゲットの全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４０ｖｏｌ％以下含有し、形成する面内磁化膜は、保磁力が２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上である。後述する「（Ｊ）作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の組成分析」に記載しているように、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の実際の組成（組成分析によって得られた組成）と、当該ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成とはずれが生じるので、前記したスパッタリングターゲットに含まれる各元素の組成範囲は、そのずれを考慮して設定した組成範囲であり、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０に含まれる各元素の組成範囲とは一致していない。
　このスパッタリングターゲットの構成成分（金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物）についての説明は、前記「（１－１）面内磁化膜１０の構成成分」に記載した面内磁化膜の構成成分についての説明と同様であるので、説明は省略する。
（１－６）面内磁化膜１０の形成方法
　本第１実施形態に係る面内磁化膜１０は、前記「（１－５）スパッタリングターゲット」に記載したスパッタリングターゲットを用いてスパッタリングを行って、所定の下地膜（前記「（１－４）下地膜」に記載した下地膜）の上に成膜して形成する。なお、この成膜過程で加熱することは不要であり、本第１実施形態に係る面内磁化膜１０は、室温成膜で形成することが可能である。
（２）第２実施形態
　図２は、本発明の第２実施形態に係る面内磁化膜多層構造２０を、磁気抵抗効果素子２４のハードバイアス層２６に適用している状態を模式的に示す断面図である。
　以下、本第２実施形態に係る面内磁化膜多層構造２０について説明するが、面内磁化膜１０の構成成分、面内磁化膜１０の保持力および残留磁化、面内磁化膜１０を形成する際に用いる下地膜、面内磁化膜１０を作製する際に用いるスパッタリングターゲット、および面内磁化膜１０の形成方法については、すでに「（１）第１実施形態」において説明を行っているので、説明は省略する。
　図２に示すように、本発明の第２実施形態に係る面内磁化膜多層構造２０は、第１実施形態に係る面内磁化膜１０を複数備え、さらに、その複数の第１実施形態に係る面内磁化膜１０同士の間に、非磁性中間層２２を備えており、面内磁化膜１０が非磁性中間層２２を介して複数積み重ねられた構造になっている。
　面内磁化膜多層構造２０において、面内磁化膜１０の１層当たりの厚さは、標準的には５ｎｍ以上３０ｎｍ以下である。また、面内磁化膜１０の総厚（合計の厚さ）は、残留磁化Ｍｒｔを２ｍｅｕｍ／ｃｍ2以上にする観点から、２０ｎｍ以上にしている。また、面内磁化膜１０の総厚（合計の厚さ）の上限に関しては、後述するように、非磁性中間層２２が介在することによって分離された隣り合う面内磁化膜１０同士は強磁性結合を行うため、面内磁化膜１０の総厚（合計の厚さ）が大きくなっても、理論上は保磁力Ｈcは小さくならず、上限はない。実際に、後述する実施例によって、少なくとも総厚（合計の厚さ）が１００ｎｍまでは、保磁力Ｈcが２ｋＯｅ以上となることを確認している。また、面内磁化膜多層構造２０における面内磁化膜１０の１層当たりの厚さに関しては、保磁力Ｈcをより大きくする観点から、５ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることがより好ましい。
　本第２実施形態に係る面内磁化膜多層構造２０は、磁気抵抗効果素子２４のハードバイアス層２６として用いることができ、磁気抵抗効果を発揮するフリー磁性層２８にバイアス磁界を加えることができる。
　非磁性中間層２２は、第１実施形態に係る面内磁化膜１０同士の間に介在して、面内磁化膜１０を分離し、面内磁化膜１０を多層化する役割を有する。面内磁化膜１０を非磁性中間層２２を介在させて多層化することにより、残留磁化Ｍrtの値を維持したまま、保磁力Ｈcをさらに向上させることができる。
　非磁性中間層２２が介在することによって分離された隣り合う面内磁化膜１０同士は、スピンが平行（同じ向き）になるように配置する。このように配置することにより、非磁性中間層２２が介在することによって分離された隣り合う面内磁化膜１０同士は強磁性結合を行うため、面内磁化膜１０は、残留磁化Ｍrtの値を維持したまま、保磁力Ｈcをさらに向上させることができる。
　したがって、本第２実施形態に係る面内磁化膜多層構造２０は良好な保磁力Ｈcを発現することができる。
　非磁性中間層２２に用いる金属は、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒の結晶構造を損なわないようにする観点から、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒と同じ結晶構造（六方最密充填構造ｈｃｐ）の金属にする。具体的には、非磁性中間層２２としては、面内磁化膜１０中のＣｏＰｔ合金磁性結晶粒の結晶構造と同じ結晶構造（六方最密充填構造ｈｃｐ）である金属ＲｕまたはＲｕ合金を好適に用いることができる。
　非磁性中間層２２に用いる金属がＲｕ合金の場合の添加元素としては、具体的には例えば、Ｃｒ、Ｐｔ、Ｃｏを用いることができ、それらの金属の添加量の範囲は、Ｒｕ合金が六方最密充填構造ｈｃｐとなる範囲とするのがよい。
　アーク溶解を行ってＲｕ合金のバルクサンプルを作製し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ：（（株）リガク製 ＳｍａｒｔＬａｂ）によってＸ線回折のピーク解析を行ったところ、ＲｕＣｒ合金においては、Ｃｒの添加量が５０ａｔ％のときに、六方最密充填構造ｈｃｐとＲｕＣｒ2の混相が確認されたので、非磁性中間層２２にＲｕＣｒ合金を用いる場合、Ｃｒの添加量は５０ａｔ％未満とするのが適当であり、４０ａｔ％未満とすることが好ましく、３０ａｔ％未満とすることがより好ましい。また、ＲｕＰｔ合金においては、Ｐｔの添加量が１５ａｔ％のときに、六方最密充填構造ｈｃｐとＰｔ由来の面心立方構造ｆｃｃの混相が確認されたので、非磁性中間層２２にＲｕＰｔ合金を用いる場合、Ｐｔの添加量は１５ａｔ％未満とするのが適当であり、１２．５ａｔ％未満とすることが好ましく、１０ａｔ％未満とすることがより好ましい。また、ＲｕＣｏ合金においては、Ｃｏの添加量に関わらず六方最密充填構造ｈｃｐを形成するが、Ｃｏを４０ａｔ％以上添加すると磁性体となるため、Ｃｏの添加量は４０ａｔ％未満とするのが適当であり、３０ａｔ％未満とすることが好ましく、２０ａｔ％未満とすることがより好ましい。
　また、非磁性中間層２２の厚さは、０．３ｎｍ以上３ｎｍ以下が好ましい。後述する実施例で実証しているように、金属ＲｕまたはＲｕ合金からなる厚さ０．３ｎｍ以上３ｎｍ以下の非磁性中間層を用いることにより、面内磁化膜１０の保磁力Ｈcを１５％程度向上させることができる。ただし、厚さ０．３ｎｍ以上３ｎｍ以下の非磁性中間層であれば、面内磁化膜１０の保磁力Ｈcを向上させる効果はほぼ同じであるので、材料コスト低減の観点および磁気抵抗効果素子への適用のしやすさの観点（厚さが薄い方が、磁気抵抗効果素子へ適用しやすくなる。）から、非磁性中間層２２の厚さは、０．３ｎｍ以上１．５ｎｍ以下がより好ましく、０．３ｎｍ以上０．６ｎｍ以下が特に好ましい。
　以下、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜について、本発明を裏付けるための実施例および比較例について記載する。以下の（Ａ）では、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の金属成分であるＣｏ、Ｐｔの組成比について検討しており、以下の（Ｂ）では、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物（ＷＯ3）の体積比について検討しており、以下の（Ｃ）では、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さについて検討しており、以下の（Ｄ）では、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物の種類について検討している。また、以下の（Ｅ）～（Ｉ）では、非磁性中間層によるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の多層化について記載している。
　また、以下の（Ｊ）では、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の実際の組成（組成分析によって得られた組成）と、当該ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成とのずれの程度を確認するために、実施例４５、４７、５０、５２のＣｏＰｔ－ＷＯ3系の面内磁化膜を取り上げて、組成分析を行った。その結果、面内磁化膜の組成と当該面内磁化膜を作製するのに用いたスパッタリングターゲットの組成との間にずれが生じることが判明した。そのため、実際に組成分析を行った実施例４５、４７、５０、５２以外のＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の組成については、実施例４５、４７、５０、５２の組成分析結果から判明した組成のずれを考慮して、作製に用いたスパッタリングターゲットの組成から算出し、各実施例におけるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の組成とした。
＜（Ａ）ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の金属成分であるＣｏ、Ｐｔの組成比についての検討（実施例１～７、比較例１、２）＞
　Ｒｕ下地膜の上に形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の金属成分であるＣｏ、Ｐｔの組成を変化させて実験データを取得した。形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜は単層であり、非磁性中間層は設けていない。具体的には以下の通りである。
　Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、株式会社エイコーエンジニアリング製ＥＳ－３１００Ｗを用いてスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を同装置を用いてスパッタリング法により厚さ５０ｎｍとなるように形成した。この成膜過程では基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。なお、本願の実施例および比較例においてスパッタリングの際に用いたスパッタリング装置は株式会社エイコーエンジニアリング製ＥＳ－３１００Ｗであるが、以下では装置名の記載は省略する。
　形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の金属成分であるＣｏとＰｔの合計に対するＰｔの含有割合を、５．７ａｔ％から５０．５ａｔ％まで５．６ａｔ％刻みで変化させてサンプルを作製し、データを取得した。
　作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜のヒステリシスループを振動型磁力計（ＶＳＭ：（株）玉川製作所製　ＴＭ－ＶＳＭ２１１４８３－ＨＧＣ型）（以下、振動型磁力計と記す。）により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の膜厚５０ｎｍを乗じて、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。それらの結果を、次の表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１からわかるように、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が１０～４５ａｔ％、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の全体に対する酸化物（ＷＯ3）の体積比が３１．０ｖｏｌ％で、かつ、厚さが５０ｎｍであり、本発明の範囲に含まれる実施例１～７は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
　一方、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が５．７ａｔ％であり、本発明の範囲に含まれない比較例１は、保磁力Ｈcが１．４７ｋＯｅであり、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ未満である。また、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が５０．５ａｔ％であり、本発明の範囲に含まれない比較例２は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが１．６２ｍｅｍｕ／ｃｍ2であり、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満である。
＜（Ｂ）ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物（ＷＯ3）の体積比についての検討（実施例８～１１、比較例３～６）＞
　Ｒｕ下地膜の上に形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物（ＷＯ3）の体積比を変化させて実験データを取得した。形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜は単層であり、非磁性中間層は設けていない。具体的には以下の通りである。
　Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜をスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成した。この成膜過程では基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物（ＷＯ3）の体積比を、０ｖｏｌ％から５１．８ｖｏｌ％まで、５．２ｖｏｌ％または１０．４ｖｏｌ％（または１０．５ｖｏｌ％）の刻み幅で変化させてサンプルを作製し、データを取得した。
　作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の膜厚３０ｎｍを乗じて、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。それらの結果を、次の表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２からわかるように、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の全体に対する酸化物（ＷＯ3）の体積比が１０～４２ｖｏｌ％、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が２２．５ａｔ％で、かつ、厚さが３０ｎｍであり、本発明の範囲に含まれる実施例８～１１は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
　一方、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の全体に対する酸化物（ＷＯ3）の体積比が０ｖｏｌ％であり、本発明の範囲に含まれない比較例３は、保磁力Ｈcが１．３４ｋＯｅであり、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ未満である。また、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の全体に対する酸化物（ＷＯ3）の体積比が４．９ｖｏｌ％であり、本発明の範囲に含まれない比較例４は、保磁力Ｈcが１．５９ｋＯｅであり、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ未満である。また、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の全体に対する酸化物（ＷＯ3）の体積比が４６．６ｖｏｌ％であり、本発明の範囲に含まれない比較例５は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが１．７７ｍｅｍｕ／ｃｍ2であり、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満である。また、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の全体に対する酸化物（ＷＯ3）の体積比が５１．８ｖｏｌ％であり、本発明の範囲に含まれない比較例６は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが１．５３ｍｅｍｕ／ｃｍ2であり、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満である。
＜（Ｃ）ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さについての検討（実施例９、１２～１７および比較例７～９）＞
　Ｒｕ下地膜の上に形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さを変化させて実験データを取得した。形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3は単層であり、非磁性中間層を設けていない。具体的には以下の通りである。
　Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3をスパッタリング法により形成した。この成膜過程では基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　スパッタリングの際には、スパッタ時間を変化させて、得られるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さを、１０ｎｍから１００ｎｍまで１０ｎｍ刻みで変化させてサンプルを作製し、データを取得した。
　ここで、各サンプルの面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さは、スパッタレートとスパッタ時間から算出することができる。スパッタレートについては、成膜した面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さとスパッタ時間との関係を事前に測定して算出した。この際、面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さは、触針式段差計（ＢＲＵＫＥＲ製　ＤｅｋｔａｋＸＴ）を用い、触針に１００μＮの負荷を加えて膜付着部と未付着部を通過させ、通過させた際の膜厚方向の高さの差を求めて算出した。さらに、各サンプルの面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の垂直断面をＴＥＭ（透過電子顕微鏡）（日立ハイテクノロジーズ製 Ｈ－９５００）で観察して膜厚の確認を行った。
　作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の膜厚を乗じて、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。それらの結果を、次の表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３からわかるように、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さが２０～８０ｎｍであり、本発明の範囲に含まれる実施例９、１２～１７は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
　実施例９、１２～１７のうち、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さが２０～４０ｎｍである実施例９、１２、１３は、保磁力Ｈcが３．５ｋＯｅ以上と大きい。また、厚さが薄い方が、磁気抵抗効果素子への適用もしやすくなり、また、材料費も低減される。したがって、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さは２０～４０ｎｍであることが好ましいと考えられる。
　一方、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さが１０ｎｍであり、本発明の範囲に含まれない比較例７は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが１．２６ｍｅｍｕ／ｃｍ2であり、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満である。また、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さが９０ｎｍであり、本発明の範囲に含まれない比較例８は、保磁力Ｈcが１．７８ｋＯｅであり、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ未満である。また、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-20.5vol%ＷＯ3の厚さが１００ｎｍであり、本発明の範囲に含まれない比較例９は、保磁力Ｈcが１．４９ｋＯｅであり、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ未満である。
＜（Ｄ）ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物の種類についての検討（実施例１０、１８～２３）＞
　Ｒｕ下地膜の上に形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物の種類を種々変更して実験データを取得した。形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜は単層であり、非磁性中間層は設けていない。具体的には以下の通りである。
　Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜をスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成した。この成膜過程では基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物の種類を種々変更してデータを取得した。用いた酸化物は、ＷＯ3、Ｂ2Ｏ3、ＭｏＯ3、Ｎｂ2Ｏ5、ＳｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5、ＴｉＯ2である。
　作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の膜厚３０ｎｍを乗じて、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。それらの結果を、次の表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４からわかるように、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の酸化物として、ＷＯ3、Ｂ2Ｏ3、ＭｏＯ3、Ｎｂ2Ｏ5、ＳｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5、ＴｉＯ2を用いた実施例１０、１８～２３は、組成が（Ｃｏ-22.5Ｐｔ）-30～31vol%酸化物で、かつ、厚さが３０ｎｍであり、本発明の範囲に含まれるが、いずれも、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
　酸化物としてＷＯ3を用いた実施例１０および酸化物としてＭｏＯ3を用いた実施例１９においては、作製したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の保磁力が３ｋＯｅを超えており、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜において用いる酸化物として好ましい。
＜（Ｅ）非磁性中間層（金属Ｒｕ単体からなるスパッタリングターゲットを用いて作製した非磁性中間層）によるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の多層化についての検討（実施例２４～３０）＞
　Ｒｕ下地膜の上に形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さ方向の中間位置に、金属Ｒｕ単体からなるスパッタリングターゲットを用いて作製した非磁性中間層（以下、金属Ｒｕ非磁性中間層と記すことがある。）を設けて、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を多層化（２層化）させて実験データを取得した。その際、設ける金属Ｒｕ非磁性中間層の厚さを０ｎｍから３．０ｎｍの範囲で変化させてデータの取得を行った。具体的には以下の通りである。
　Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜をスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成した後、その上に金属Ｒｕ非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、さらにその上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜をスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成した。この成膜過程では基板加熱を行っておらず、いずれも室温成膜で行った。
　金属Ｒｕ非磁性中間層の厚さを、０ｎｍ、０．３ｎｍ、０．６ｎｍ、１．２ｎｍ、１．８ｎｍ、２．４ｎｍ、３．０ｎｍと変化させてサンプルを作製し、データを取得した。
　作製した多層化サンプルのヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および単位体積当たりの残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、作製した多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の合計の膜厚６０ｎｍを、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に乗じて、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。それらの結果を、次の表５に示す。なお、実施例２４は、非磁性中間層を設けていない実施例であり、非磁性中間層を設けて面内磁化膜を多層化した実施例２５～３０と対比するための参考実施例という位置づけの実施例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５からわかるように、金属Ｒｕ非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った実施例２５～３０は、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例２４と比べて、保磁力Ｈcがいずれも１５％程度以上向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、実施例２４（面内磁化膜が単層）とほぼ同等である。
　したがって、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を、金属Ｒｕ非磁性中間層によって多層化することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を維持したまま、保磁力Ｈcを１５％程度以上向上させることができると考えられる。
　また、金属Ｒｕ非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った実施例２５～３０においては、金属Ｒｕ非磁性中間層の厚さが０．３～３．０ｎｍの範囲で変化しているが、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、ほぼ同等である。
　したがって、金属Ｒｕ非磁性中間層の厚さは、０．３～３．０ｎｍの範囲であれば、多層化したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜への効果（保磁力Ｈcおよび残留磁化Ｍrtの点での効果）は同等であると考えられる。
＜（Ｆ）非磁性中間層（Ｒｕ合金層）によるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の多層化についての検討（実施例２４、３１～３６）＞
　Ｒｕ下地膜の上に形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さ方向の中間位置に、Ｒｕ合金（Ｒｕ－25Ｃｒ－25Ｃｏ）からなるスパッタリングターゲットを用いて作製した非磁性中間層（以下、Ｒｕ合金非磁性中間層と記すことがある。）を設けて、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を多層化（２層化）させて実験データを取得した。その際、設けるＲｕ合金非磁性中間層の厚さを０ｎｍから３．０ｎｍの範囲で変化させてデータの取得を行った。具体的には以下の通りである。
　Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜をスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成した後、その上にＲｕ合金非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、さらにその上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜をスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成した。この成膜過程では基板加熱を行っておらず、いずれも室温成膜で行った。
　Ｒｕ合金非磁性中間層の厚さを、０ｎｍ、０．３ｎｍ、０．６ｎｍ、１．２ｎｍ、１．８ｎｍ、２．４ｎｍ、３．０ｎｍと変化させてサンプルを作製し、データを取得した。
　作製した多層化サンプルのヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および単位体積当たりの残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、作製した多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の合計の膜厚６０ｎｍを、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に乗じて、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。それらの結果を、次の表６に示す。なお、実施例２４は、非磁性中間層を設けていない実施例であり、非磁性中間層を設けて面内磁化膜を多層化した実施例３１～３６と対比するための参考実施例という位置づけの実施例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６からわかるように、Ｒｕ合金非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った実施例３１～３６は、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例２４と比べて、保磁力Ｈcがいずれも１１％程度以上向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、実施例２４（面内磁化膜が単層）とほぼ同等である。
　したがって、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を、Ｒｕ合金非磁性中間層によって多層化することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を維持したまま、保磁力Ｈcを１１％程度以上向上させることができると考えられる。
　また、Ｒｕ合金非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った実施例３１～３６においては、Ｒｕ合金非磁性中間層の厚さが０．３～３．０ｎｍの範囲で変化しているが、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、ほぼ同等である。
　したがって、Ｒｕ合金非磁性中間層の厚さは、０．３～３．０ｎｍの範囲であれば、多層化したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜への効果（保磁力Ｈcおよび残留磁化Ｍrtの点での効果）は同等であると考えられる。
　なお、非磁性中間層が金属Ｒｕ非磁性中間層である実施例２５～３０の保磁力Ｈcと、非磁性中間層がＲｕ合金非磁性中間層である実施例３１～３６の保磁力Ｈcとを比べると、差はわずかであるが、非磁性中間層が金属Ｒｕ非磁性中間層である実施例２５～３０の保磁力Ｈcの方が大きいことが、表５および表６から読み取れるので、非磁性中間層としては、金属Ｒｕ非磁性中間層の方がＲｕ合金非磁性中間層よりも適していると考えられる。
＜（Ｇ）非磁性中間層（金属Ｃｒ単体からなるスパッタリングターゲットを用いて作製した非磁性中間層）によるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の多層化についての検討（実施例２４、比較例１０～１５）＞
　Ｒｕ下地膜の上に形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さ方向の中間位置に、金属Ｃｒ単体からなるスパッタリングターゲットを用いて作製した非磁性中間層（以下、金属Ｃｒ非磁性中間層と記すことがある。）を設けて、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を多層化（２層化）させて実験データを取得した。その際、設ける非磁性中間層の厚さを０ｎｍから３．０ｎｍの範囲で変化させてデータの取得を行った。具体的には以下の通りである。
　Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜をスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成した後、その上に金属Ｃｒ非磁性中間層を形成し、さらにその上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜をスパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成した。この成膜過程では基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　金属Ｃｒ非磁性中間層の厚さを、０ｎｍ、０．３ｎｍ、０．６ｎｍ、１．２ｎｍ、１．８ｎｍ、２．４ｎｍ、３．０ｎｍと変化させてサンプルを作製し、データを取得した。
　作製した多層化サンプルのヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および単位体積当たりの残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、作製した多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の合計の膜厚６０ｎｍを、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に乗じて、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。それらの結果を、次の表７に示す。なお、実施例２４は、非磁性中間層を設けていない実施例であり、非磁性中間層を設けて面内磁化膜を多層化した比較例１０～１５と対比するための参考実施例という位置づけの実施例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７からわかるように、金属Ｃｒ非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った比較例１０～１５は、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例２４と比べて、保磁力Ｈcがいずれも５０％以上減少している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、実施例２４（面内磁化膜が単層）と比べて、４９％程度以上増加している。
　したがって、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を、金属Ｃｒ非磁性中間層によって多層化することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を４９％程度以上増大させることができる一方、保磁力Ｈcは５０％以上減少してしまうと考えられる。
　また、金属Ｃｒ非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った比較例１０～１５においては、金属Ｃｒ非磁性中間層の厚さが０．３～３．０ｎｍの範囲で変化しているが、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、ほぼ同等である。
　したがって、金属Ｃｒ非磁性中間層の厚さは、０．３～３．０ｎｍの範囲であれば、多層化したＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜への効果（保磁力Ｈcおよび残留磁化Ｍrtの点での効果）は同等であると考えられる。
　以上説明したように、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を金属Ｒｕ非磁性中間層で多層化した場合は、実施例２５～３０に示すように、実施例２４（面内磁化膜が単層）と比べて保磁力Ｈcが１５％程度以上向上し、Ｒｕ合金非磁性中間層で多層化した場合は、実施例３１～３６に示すように、実施例２４（面内磁化膜が単層）と比べて保磁力Ｈcが１１％程度以上向上しているが、金属Ｃｒ非磁性中間層で多層化した場合は、比較例１０～１５に示すように、実施例２４（面内磁化膜が単層）と比べて保磁力Ｈcが５０％以上減少している。この理由は、金属ＲｕおよびＲｕ－25Ｃｒ-25Ｃｏ合金の結晶構造は、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の磁性粒子（ＣｏＰｔ合金粒子）と同じ結晶構造である六方最密充填構造ｈｃｐであるのに対し、金属Ｃｒの結晶構造は、体心立方構造ｂｃｃであるためと考えられる。
＜（Ｈ）非磁性中間層（金属Ｒｕ単体層）によるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の多層化における面内磁化膜１層の厚さの検討（実施例２４、３７～４０）＞
　Ｒｕ下地膜の上に形成するＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を、厚さ方向に２等分、４等分、６等分、１２等分する位置に、厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層を設けて、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の合計の厚さが６０ｎｍとなるように、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を多層化させて実験データを取得した。具体的には以下の通りである。
　Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが３０ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成した後、その上に厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、さらにその上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが３０ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成して、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の合計の厚さが６０ｎｍとなるように形成した（実施例３７）。
　また、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが１５ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成した後、その上に厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、さらにその上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが１５ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成した後、その上に厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の合計の厚さが６０ｎｍとなるまで同様に成膜を繰り返して、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜が４層積み重ねられた多層化サンプルを作製した（実施例３８）。
　また、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが１０ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成した後、その上に厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、さらにその上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが１０ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成した後、その上に厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の合計の厚さが６０ｎｍとなるまで同様に成膜を繰り返して、厚さ１０ｎｍのＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜が６層積み重ねられた多層化サンプルを作製した（実施例３９）。
　また、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ３０ｎｍとなるように形成し、その上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが５ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成した後、その上に厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、さらにその上にＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが５ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成した後、その上に厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層をスパッタリング法により形成し、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の合計の厚さが６０ｎｍとなるまで同様に成膜を繰り返して、厚さ５ｎｍのＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜が１２層積み重ねられた多層化サンプルを作製した（実施例４０）。
　これらの成膜過程では基板加熱を行っておらず、いずれも室温成膜で行った。
　作製した多層化サンプルのヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および単位体積当たりの残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、作製した多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の合計の膜厚６０ｎｍを、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に乗じて、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。それらの結果を、次の表８に示す。なお、実施例２４は、非磁性中間層を設けていない実施例であり、非磁性中間層を設けて面内磁化膜を多層化した実施例３７～４０と対比するための参考実施例という位置づけの実施例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８からわかるように、金属Ｒｕ非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った実施例３７～４０は、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例２４と比べて、保磁力Ｈcがいずれも１３％程度以上向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、実施例２４（面内磁化膜が単層）とほぼ同等である。
　したがって、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜を、金属Ｒｕ非磁性中間層によって多層化することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を維持したまま、保磁力Ｈcを１３％程度以上向上させることができると考えられる。
　また、１層当たりの面内磁化膜の厚さが１５ｎｍで４層構造の実施例３８の保磁力Ｈcは３．６６ｋＯｅであり、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例２４と比べて、保磁力Ｈcが５５％程度向上している。
　また、１層当たりの面内磁化膜の厚さが１０ｎｍで６層構造の実施例３９の保磁力Ｈcは３．０４ｋＯｅであり、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例２４と比べて、保磁力Ｈcが２９％程度向上している。
　また、１層当たりの面内磁化膜の厚さが３０ｎｍで２層構造の実施例３７の保磁力Ｈcは２．７６ｋＯｅであり、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例２４と比べて、保磁力Ｈcが１７％程度向上している。
　また、１層当たりの面内磁化膜の厚さが５ｎｍで１２層構造の実施例４０の保磁力Ｈcは２．６８ｋＯｅであり、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例２４と比べて、保磁力Ｈcが１４％程度向上している。
　したがって、面内磁化膜を複数層にした場合、１層当たりの厚さは５～３０ｎｍが好ましく、７．５～２５ｎｍがより好ましく、１０～２０ｎｍが特に好ましい。ただし、実施例９、１２～１７、比較例７の結果からわかるように、面内磁化膜の総厚（合計の厚さ）が２０ｎｍを下回ると、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtの値が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2を下回るので、面内磁化膜の合計の厚さが２０ｎｍ以上であることが前提である。
＜（Ｉ）非磁性中間層（金属Ｒｕ単体層）によるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の多層化における面内磁化膜１層の厚さの追加検討および面内磁化膜多層構造における面内磁化膜の総厚についての検討（実施例４１～５３、比較例１６、１７）＞
　前段落に記載したように、面内磁化膜を複数層にした場合、保磁力Ｈcの観点から、１層当たりの厚さは５～３０ｎｍが好ましく、７．５～２５ｎｍがより好ましく、１０～２０ｎｍが特に好ましい。この点をさらに検討するため、金属Ｒｕ非磁性中間層によるＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の多層化における面内磁化膜１層の厚さの追加検討を行った。また、前記（Ｈ）における面内磁化膜多層構造についての検討では、面内磁化膜の総厚が６０ｎｍの実施例のみであったので、面内磁化膜の総厚を３０ｎｍ、１００ｎｍにした面内磁化膜多層構造についても検討した。また、面内磁化膜の総厚を１００ｎｍにした面内磁化膜多層構造においては、面内磁化膜における酸化物（ＷＯ3）の含有量を３１．０ｖｏｌ％にした場合と１０．１ｖｏｌ％にした場合について検討した。
　非磁性中間層としては、前記（Ｈ）と同様に、厚さ２．０ｎｍの金属Ｒｕ非磁性中間層を設けて、各面内磁化膜多層構造を作製した。また、前記（Ｈ）と同様に、成膜過程では基板加熱を行っておらず、いずれも室温成膜で行った。
　各面内磁化膜多層構造の作製における具体的な手順は、前記（Ｈ）と同様に行った。また、多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の保磁力Ｈc（ｋＯｅ）の測定および多層化サンプルに含まれる面内磁化膜の単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）の測定も、前記（Ｈ）と同様に行った。
　それらの測定結果を、次の表９～１１に示す。表９は面内磁化膜の総厚が３０ｎｍの場合についての測定結果であり、表１０は面内磁化膜の総厚が１００ｎｍ、面内磁化膜の酸化物（ＷＯ3）含有量が３１．０ｖｏｌ％の場合についての測定結果であり、表１１は面内磁化膜の総厚が１００ｎｍ、面内磁化膜の酸化物（ＷＯ3）含有量が１０．１ｖｏｌ％の場合についての測定結果である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　表９からわかるように、金属Ｒｕ非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った実施例４１～４３（面内磁化膜の合計厚さは３０ｎｍ）は、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の実施例１０と比べて、保磁力Ｈcが３～１１％程度向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtは、実施例１０（面内磁化膜が単層）とほぼ同等である。
　したがって、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが３０ｎｍの場合、金属Ｒｕ非磁性中間層によって多層化することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtを維持したまま、保磁力Ｈcを３～１１％程度向上させることができると考えられる。
　また、表１０からわかるように、金属Ｒｕ非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った実施例４４～４８（面内磁化膜の合計厚さが１００ｎｍで、面内磁化膜の酸化物（ＷＯ3）含有量が３１．０ｖｏｌ％）は、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の比較例１６と比べて、保磁力Ｈcが２倍以上に向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtは、比較例１６（面内磁化膜が単層）とほぼ同等か、最大でも１２％小さくなる程度である。
　したがって、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが１００ｎｍで、その酸化物（ＷＯ3）含有量が３１．０ｖｏｌ％である場合、金属Ｒｕ非磁性中間層によって多層化することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtをほぼ維持したまま、保磁力Ｈcを２倍以上に向上させることができると考えられる。
　また、表１１からわかるように、金属Ｒｕ非磁性中間層を設けて面内磁化膜の多層化を行った実施例４９～５３（面内磁化膜の合計厚さが１００ｎｍで、面内磁化膜の酸化物（ＷＯ3）含有量が１０．１ｖｏｌ％）は、非磁性中間層を設けておらず面内磁化膜が単層の比較例１７と比べて、保磁力Ｈcが２倍以上に向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtは、比較例１７（面内磁化膜が単層）とほぼ同等か、最大でも１２％小さくなる程度である。
　したがって、ＣｏＰｔ－酸化物系の面内磁化膜の厚さが１００ｎｍで、その酸化物（ＷＯ3）含有量が１０．１ｖｏｌ％の場合、金属Ｒｕ非磁性中間層によって多層化することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtをほぼ維持したまま、保磁力Ｈcを２倍以上に向上させることができると考えられる。
　また、面内磁化膜の合計厚さが３０ｎｍである実施例４１～４３は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を維持しつつ保持力を向上させる観点において、いずれも良好であるが、その中でも、実施例４１（面内磁化膜の１層の厚さが１５ｎｍ）および実施例４２（面内磁化膜の１層の厚さが１０ｎｍ）が特に良好である。
　面内磁化膜の合計厚さが１００ｎｍで、その酸化物（ＷＯ3）含有量が３１．０ｖｏｌ％である実施例４４～４８は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を維持しつつ保持力を向上させる観点において、いずれも良好であるが、その中でも、実施例４５（面内磁化膜の１層の厚さが２５ｎｍ）、実施例４６（面内磁化膜の１層の厚さが１２．５ｎｍ）および実施例４７（面内磁化膜の１層の厚さが１０ｎｍ）がより良好であり、実施例４６および実施例４７が特に良好である。
　面内磁化膜の合計厚さが１００ｎｍで、その酸化物（ＷＯ3）含有量が１０．１ｖｏｌ％である実施例４９～５３は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を維持しつつ保持力を向上させる観点において、いずれも良好であるが、その中でも、実施例５０（面内磁化膜の１層の厚さが２５ｎｍ）、実施例５１（面内磁化膜の１層の厚さが１２．５ｎｍ）および実施例５２（面内磁化膜の１層の厚さが１０ｎｍ）がより良好であり、実施例５１および実施例５２が特に良好である。
　したがって、前記（Ｈ）で記載した「面内磁化膜を複数層にした場合、保磁力Ｈcの観点から、１層当たりの厚さは５～３０ｎｍが好ましく、７．５～２５ｎｍがより好ましく、１０～２０ｎｍが特に好ましい」点は、実施例４１～５３の結果からも裏付けられた。
　また、実施例４１～４３の結果から、面内磁化膜の合計厚さが３０ｎｍである場合について、面内磁化膜の多層化の効果を確認することができた。実施例４４～５３の結果から、面内磁化膜の合計厚さが１００ｎｍである場合について、面内磁化膜の多層化の効果を確認することができた。
＜（Ｊ）面内磁化膜の組成分析（実施例４５、４７、５０、５２）＞
　実施例４５、４７、５０、５２の面内磁化膜の組成分析を行った。以下、行った組成分析の手法の手順について概要を説明した後、各手順の内容を具体的に説明する。
［手順の概要］面内磁化膜の厚さ方向に組成分析のための線分析を行い、面内磁化膜の厚さ方向断面の線分析実施箇所から、組成の変動の少ない箇所を選び出す（手順１～４）。そして、その組成の変動の少ない箇所に含まれる任意の測定点を中心として、面内磁化膜の面内方向の１００ｎｍの範囲（測定点は１６７点）について組成分析のための線分析を行う（手順５）。そして、検出された元素ごとに、１６７点の測定点についての検出強度の平均値を算出して、面内磁化膜の組成を決定する（手順６）。以下、手順１～６の内容を具体的に説明する。
［手順１］組成分析の対象となる面内磁化膜を面内方向と直交する方向（面内磁化膜の厚さ方向）に、平行な２面で切断するとともに、得られた２つの平行な切断面の間の距離が１００ｎｍ程度となるまで、ＦＩＢ法（μ－サンプリング法）により薄片化処理を行う。この薄片化処理を行った後の薄片化サンプル８０の形状を、図３に模式的に示す。図３に示すように、薄片化サンプル８０の形状は概ね直方体形状である。前記２つの平行な切断面の間の距離が１００ｎｍ程度であり、直方体形状の薄片化サンプル８０の面内方向の１辺の長さは１００ｎｍ程度であるが、他の２辺の長さは、走査透過電子顕微鏡による観察が可能であれば、適宜に定めてよい。
［手順２］手順１で得られた薄片化サンプル８０の切断面（面内磁化膜の厚さ方向の切断面）を、１００ｎｍの長さを２ｃｍまで拡大観察可能な（２０万倍まで拡大観察可能な）走査透過電子顕微鏡を用いて撮像し、観察像を取得する。得られる観察像は長方形であるが、観察対象の面内磁化膜の最上面と切断面（面内磁化膜の厚さ方向の切断面）とが交わる部位の線が、長方形の観察像の長手方向になるように撮像する。得られた観察像の一例（実施例４５の観察像）を図４に示す。面内磁化膜の観察像の取得においては、株式会社日立ハイテクノロジーズ製ＨＤ－２７００を用いた。
［手順３］手順２で得られた観察像から、面内磁化膜に含まれる任意の点を選び（図４において黒丸８２で示す）、その点から、観察像の長手方向に左右１０ｎｍの位置に点をそれぞれ付す（図４において白丸８４で示す）。そして、黒丸８２の点を通るように面内磁化膜の厚さ方向に、元素分析のための線分析を行うとともに、白丸８４の点を通るように面内磁化膜の厚さ方向に、元素分析のための線分析を行って、３つの直線（黒丸の点を通る厚さ方向の１つの直線および白丸の点を通る厚さ方向の２つの直線）について、面内磁化膜の厚さ方向に元素分析のための線分析を行う。この元素分析のための線分析を行うに際し、前記３直線の線分析の走査範囲を、面内磁化膜の厚さ方向の全範囲（組成分析の対象が面内磁化膜多層構造の場合は、最上層の面内磁化膜から最下層の面内磁化膜までの全範囲）とすることができるように、１つの黒丸８２の点および２つの白丸８４の点を選び出すことが必要である。
　面内磁化膜の組成分析においては、元素分析手法としてエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＸ）を採用し、元素分析装置として株式会社堀場製作所製ＥＭＡＸ Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎを用いた。そして、具体的な分析条件を次のようにした。即ち、Ｘ線検出器をＳｉドリフト検出器とし、Ｘ線取出角を２４．８°とし、立体角を約２．２ｓｒとし、各元素に応じ一般的に適切な分光結晶を用い、測定時間２秒/点とし、走査点間隔を０．６ｎｍとし、照射ビーム径を約０．２ｎｍφとした。以下、本段落に記載の条件を、「手順３の分析条件」と記すことがある。
　図４（実施例４５の観察像）中の黒線（黒丸の点を通る面内磁化膜の厚さ方向の線）に沿って行った線分析（元素分析）の結果を図５に示す。図５において、縦軸は各元素についての検出強度、横軸は走査位置である。図５内の凡例に示す各元素は、十分な検出強度を確認できた元素であり、この実施例４５の場合、十分な検出強度を確認できた元素は、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｗ、Ｏ、Ｒｕであった。また、この実施例４５の組成分析においては、Ｃｏ、Ｏの検出にはＫα１線を選択し、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｗの検出にはＬα１線を選択した。また、各検出強度においては、事前に測定したブランク測定における検出強度を差し引く補正を施した。図４の線分析の最終端（最下端）は、Ｓｉ基板である。この箇所は理論上Ｓｉおよび表面酸化によるＯ以外は検出されない。そのため、この箇所で検出されたＳｉ、Ｏ以外の検出値は当該装置における不可避な検出誤差値と考えられるので、この値より検出強度が大きな値を示した場合にのみ、当該元素の存在を示すものとした。
　実施例４５は面内磁化膜多層構造であり、組成が（Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＷＯ3であるスパッタリングターゲットを用いて、１層あたりの厚さが２５ｎｍである面内磁化膜を成膜するととともに、その面内磁化膜の間に位置するように、金属Ｒｕ非磁性中間層を、面内磁化膜の層間に２ｎｍずつ設ける成膜を行った。金属Ｒｕ非磁性中間層の成膜に際しては、組成が１００ａｔ％Ｒｕであるスパッタリングターゲットを用いた。
　図５に示す線分析の結果からわかるように、面内磁化膜においては主にＣｏ、Ｐｔ、Ｗ、Ｏが確認され、非磁性中間層においては主にＲｕが確認された。金属Ｒｕ非磁性中間層においては面内磁化膜の構成元素に基づく検出強度が一部確認されるが、これは、成膜中におけるスパッタ熱によって、上下に隣り合う各層の元素が僅かに拡散しているためである。しかしながら、面内磁化膜および非磁性中間層の各主要元素の分布をみる限り、おおよそ設計した通りの成膜が行われていることが確認できた。
［手順４］手順３で行った線分析（面内磁化膜の厚さ方向に元素分析のために行った線分析）の結果から、組成の変動の少ない測定点の集合箇所を選び出す。組成の変動の少ない測定点の集合箇所は、次の条件ａ～ｃを満たす測定点の集合箇所のことである。
　　条件ａ) 手順３で行った３つの直線の線分析のうちのいずれかについての測定点であって、ＣｏおよびＰｔの検出強度の合計が１０００カウントを超える測定点であること。
　　条件ｂ）当該測定点でのＣｏおよびＰｔの検出強度の合計をＸカウント、当該測定点での測定を行った後の次の測定点（当該測定点から０．６ｎｍ下方に離れて隣り合う測定点）でのＣｏおよびＰｔの検出強度の合計をＹカウントとしたとき、
　　　　　　　Ｙ／Ｘ－１＜０．０５
を満たすこと。
　　条件ｃ）条件ａおよびｂを満たす５点以上の連続する測定点であること。
　条件ａ～ｃを満たす測定点の集合箇所は、５点以上の連続する測定点であるので、０．６ｎｍ×４＝２．４ｎｍ以上の直線領域となる。したがって、条件ａ～ｃを満たす測定点の集合箇所は、２．４ｎｍ以上の範囲で、安定してＣｏおよびＰｔのうちの少なくともいずれか一方が検出される直線領域である。
［手順５］手順４で選び出した測定点の集合から任意の１つの測定点を選択して、面内磁化膜の組成分析のための基準点とする（図４において二重白丸８６で示す）。そして、その基準点を中心として、組成分析を行う面内磁化膜の面内方向（図４の観察像の長手方向）に左右５０ｎｍの直線領域（合計で１００ｎｍの直線領域であり、図４において白破線８８で示す。）について、手順３の分析条件と同様の分析条件で、組成分析を行う。この組成分析では、１００ｎｍの直線領域について、線分析を、走査点間隔０．６ｎｍで行うので、合計で１６７点の測定点における分析結果が得られる。
［手順６］検出された元素ごとに、１６７点の測定点についての検出強度（カウント数）の平均値を算出する。検出された各元素の検出強度（カウント数）の平均値の比が、当該面内磁化膜の各元素の組成比となる。
　なお、ＥＤＸにおける分析においては、酸素（Ｏ）等の軽元素の蛍光Ｘ線が、白金（Ｐｔ）等の重元素の蛍光Ｘ線に吸収されることは避けられないが、本発明に係る面内磁化膜においては、酸素（Ｏ）等の軽元素と白金（Ｐｔ）等の重元素とが混在する。このため、酸素（Ｏ）に関しては、酸化物として存在する金属（実施例４５ではＷ）が全て適切に酸化した状態（実施例４５ではＷＯ3）になっているものとして、当該面内磁化膜の組成を決定した。
　また、実施例１８では面内磁化膜にホウ素（Ｂ）酸化物（Ｂ2Ｏ3）を用いているが、ホウ素（Ｂ）は酸素（Ｏ）よりも原子番号の小さい軽元素であるため、ＥＤＸにおける分析では検出することができない。このため、実施例１８における面内磁化膜の組成は、ＣｏおよびＰｔの組成比は確定できるが、Ｂ2Ｏ3の含有量は確定できない。
　本発明に係る面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲットは、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに実現することができ、産業上の利用可能性を有する。
　１０…面内磁化膜
　１２、２４…磁気抵抗効果素子
　１４、２６…ハードバイアス層
　１６、２８…フリー磁性層
　２０…面内磁化膜多層構造
　２２…非磁性中間層
　５０…絶縁層
　５２…ピン層
　５４…バリア層
　８０…薄片化サンプル
　８２…黒丸（面内磁化膜に含まれる任意の点）
　８４…白丸（黒丸８２から観察像の長手方向に左右１０ｎｍの位置の点）
　８６…二重白丸（面内磁化膜の組成分析のための基準点）
　８８…白破線（二重白丸８６（基準点）から観察像の長手方向に左右５０ｎｍの直線領域

Claims (12)

  1. 　磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜であって、
    　金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、
    　当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下含有し、
    　当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下含有し、
    　厚さが２０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であることを特徴とする面内磁化膜。
  2. 　ＣｏＰｔ合金結晶粒と前記酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造を有してなることを特徴とする請求項１に記載の面内磁化膜。
  3. 　前記酸化物は、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｗ、Ｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂの酸化物のうちの少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の面内磁化膜。
  4. 　磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、
    　複数の面内磁化膜と、
    　非磁性中間層と、
    を有してなり、
    　前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、
    　前記面内磁化膜は、
    　金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、
    　当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下含有し、
    　当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下含有しており、
    　前記面内磁化膜多層構造は、保磁力が２．００ｋＯｅ以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造。
  5. 　磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、
    　複数の面内磁化膜と、
    　結晶構造が六方最密充填構造である非磁性中間層と、
    を有してなり、
    　前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、
    　前記面内磁化膜は、
    　金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、
    　当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４５ａｔ％以下含有し、
    　当該面内磁化膜の全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４２ｖｏｌ％以下含有してなり、
    　前記複数の面内磁化膜の合計の厚さは２０ｎｍ以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造。
  6. 　前記非磁性中間層は、ＲｕまたはＲｕ合金からなることを特徴とする請求項４または５に記載の面内磁化膜多層構造。
  7. 　前記面内磁化膜は、ＣｏＰｔ合金結晶粒と前記酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造を有してなることを特徴とする請求項４～６のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
  8. 　前記酸化物は、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｗ、Ｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｎｂの酸化物のうちの少なくとも１種を含むことを特徴とする請求項４～７のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
  9. 　前記面内磁化膜の１層あたりの厚さは、５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項４～８のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
  10. 　請求項１～３のいずれかに記載の面内磁化膜または請求項４～９のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造を有してなることを特徴とするハードバイアス層。
  11. 　請求項１０に記載のハードバイアス層を有してなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
  12. 　磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の少なくとも一部として用いられる面内磁化膜を室温成膜で形成する際に用いるスパッタリングターゲットであって、
    　金属Ｃｏ、金属Ｐｔおよび酸化物を含有してなり、
    　当該スパッタリングターゲットの金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを６０ａｔ％以上９５ａｔ％未満含有し、金属Ｐｔを５ａｔ％より多く４０ａｔ％以下含有し、
    　当該スパッタリングターゲットの全体に対して前記酸化物を１０ｖｏｌ％以上４０ｖｏｌ％以下含有し、
    　形成する前記面内磁化膜は、保磁力が２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
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