JPH09148132A - 交換結合膜および磁気抵抗効果素子 - Google Patents
交換結合膜および磁気抵抗効果素子Info
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- JPH09148132A JPH09148132A JP7324174A JP32417495A JPH09148132A JP H09148132 A JPH09148132 A JP H09148132A JP 7324174 A JP7324174 A JP 7324174A JP 32417495 A JP32417495 A JP 32417495A JP H09148132 A JPH09148132 A JP H09148132A
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- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
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- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
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- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 良好な交換結合力を有し、且つ耐食性、熱安
定性に優れた交換結合膜ならびにこの交換結合膜を具備
した磁気抵抗効果素子を提供する。 【解決手段】 強磁性体膜と反強磁性体膜を積層してな
る交換結合膜であって、前記反強磁性体膜が、少なくと
も１部が面心立方晶系の結晶構造を有し、且つ組成がＩ
ｒｘＭｎ１００−ｘで表されるＩｒＭｎ合金からなり、
ｘはａｔ％で、２≦ｘ≦８０を満足する値である。
定性に優れた交換結合膜ならびにこの交換結合膜を具備
した磁気抵抗効果素子を提供する。 【解決手段】 強磁性体膜と反強磁性体膜を積層してな
る交換結合膜であって、前記反強磁性体膜が、少なくと
も１部が面心立方晶系の結晶構造を有し、且つ組成がＩ
ｒｘＭｎ１００−ｘで表されるＩｒＭｎ合金からなり、
ｘはａｔ％で、２≦ｘ≦８０を満足する値である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、反強磁性体膜と強
磁性体膜との交換結合を利用する交換結合膜およびこの
交換結合膜を具備した磁界検出用センサや再生用磁気ヘ
ッド等の磁気抵抗効果素子に関する。
磁性体膜との交換結合を利用する交換結合膜およびこの
交換結合膜を具備した磁界検出用センサや再生用磁気ヘ
ッド等の磁気抵抗効果素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】以前より高密度磁気記録における再生用
ヘッドとして、磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッドの
研究が進められている。現在、磁気抵抗効果素子材料と
しては８０ａｔ％Ｎｉ−２０ａｔ％Ｆｅ（通称；パーマ
ロイ）合金薄膜がー般に用いられている。さらに、近年
これにかわる材料として、巨大磁気抵抗効果を示す（Ｃ
ｏ／Ｃｕ）ｎ等の人工格子膜やスピンバルブ膜が注目さ
れている。
ヘッドとして、磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッドの
研究が進められている。現在、磁気抵抗効果素子材料と
しては８０ａｔ％Ｎｉ−２０ａｔ％Ｆｅ（通称；パーマ
ロイ）合金薄膜がー般に用いられている。さらに、近年
これにかわる材料として、巨大磁気抵抗効果を示す（Ｃ
ｏ／Ｃｕ）ｎ等の人工格子膜やスピンバルブ膜が注目さ
れている。
【０００３】ところで、これらの材料を用いた磁気抵抗
効果膜は磁区を持つため、これに起因するバルクハウゼ
ンノイズが実用化のうえで大きな問題となっており、磁
気抵抗効果膜を単磁区化する方法が種々検討されてい
る。そのーつに強磁性体膜である磁気抵抗効果膜と反強
磁性体膜との交換結合を利用して磁気抵抗効果膜の磁区
を特定方向に制御する方法があり、ここでの反強磁性体
材料としてはγ−ＦｅＭｎ合金が従来より広く知られて
いる（たとえば、米国特許第４１０３３１５号及び米国
特許第５３１５４６８号）。
効果膜は磁区を持つため、これに起因するバルクハウゼ
ンノイズが実用化のうえで大きな問題となっており、磁
気抵抗効果膜を単磁区化する方法が種々検討されてい
る。そのーつに強磁性体膜である磁気抵抗効果膜と反強
磁性体膜との交換結合を利用して磁気抵抗効果膜の磁区
を特定方向に制御する方法があり、ここでの反強磁性体
材料としてはγ−ＦｅＭｎ合金が従来より広く知られて
いる（たとえば、米国特許第４１０３３１５号及び米国
特許第５３１５４６８号）。
【０００４】さらに、近年ではスピンバルブ膜の磁性膜
の磁化をピン留めするために、反強磁性体膜と強磁性体
膜との交換結合を利用する技術も普及している。この目
的でも、反強磁性体材料としてγ−ＦｅＭｎ合金が多く
使用されている。
の磁化をピン留めするために、反強磁性体膜と強磁性体
膜との交換結合を利用する技術も普及している。この目
的でも、反強磁性体材料としてγ−ＦｅＭｎ合金が多く
使用されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、γ−Ｆ
ｅＭｎ合金は耐食性、特に水に対する腐食が問題であ
り、磁気抵抗効果素子の加工工程における腐食、また大
気中の水分による腐食により素子として歩留まりが非常
に悪い、さらに経時的に磁気抵抗効果膜との交換結合力
が劣化するという問題がある。
ｅＭｎ合金は耐食性、特に水に対する腐食が問題であ
り、磁気抵抗効果素子の加工工程における腐食、また大
気中の水分による腐食により素子として歩留まりが非常
に悪い、さらに経時的に磁気抵抗効果膜との交換結合力
が劣化するという問題がある。
【０００６】またγ−ＦｅＭｎ合金からなる反強磁性体
膜においては、温度環境による強磁性体膜との交換結合
力の変化が大きいという問題点もある。すなわち、磁気
ヘッドの動作時には８０℃前後にまでその素子部の温度
が上昇してしまうため、強磁性体膜と反強磁性体膜との
交換結合力が失われる温度であるブロッキング温度はで
きるだけ高いことが望ましいが、γ−ＦｅＭｎ合金系の
ブロッキング温度は２００℃以下であるため、長期的な
信頼性に欠けるという問題がある。
膜においては、温度環境による強磁性体膜との交換結合
力の変化が大きいという問題点もある。すなわち、磁気
ヘッドの動作時には８０℃前後にまでその素子部の温度
が上昇してしまうため、強磁性体膜と反強磁性体膜との
交換結合力が失われる温度であるブロッキング温度はで
きるだけ高いことが望ましいが、γ−ＦｅＭｎ合金系の
ブロッキング温度は２００℃以下であるため、長期的な
信頼性に欠けるという問題がある。
【０００７】また、例えば米国特許第４１０３３１５号
には、反強磁性体膜としてＰｔＭｎ、ＲｈＭｎ合金など
γ−ＦｅＭｎ合金以外の他のγ−Ｍｎ合金を用いた例
や、酸化物系のＮｉＯなどを用いた例などもに開示され
ている。しかるに、これらＰｔＭｎ、ＲｈＭｎ合金など
のγ−Ｍｎ合金からなる反強磁性体膜では強磁性体膜と
の交換結合力が十分でなく、一方ＮｉＯなどの酸化物か
らなる反強磁性体膜は熱安定性に劣り、１００℃以上程
度の高温下での強磁性体膜との交換結合力が不安定であ
る。しかも、ＮｉＯ等の酸化物系は電気抵抗が高く、こ
の部分から直接電極を取り出すことができないため素子
構造が複雑になるという不具合もある。
には、反強磁性体膜としてＰｔＭｎ、ＲｈＭｎ合金など
γ−ＦｅＭｎ合金以外の他のγ−Ｍｎ合金を用いた例
や、酸化物系のＮｉＯなどを用いた例などもに開示され
ている。しかるに、これらＰｔＭｎ、ＲｈＭｎ合金など
のγ−Ｍｎ合金からなる反強磁性体膜では強磁性体膜と
の交換結合力が十分でなく、一方ＮｉＯなどの酸化物か
らなる反強磁性体膜は熱安定性に劣り、１００℃以上程
度の高温下での強磁性体膜との交換結合力が不安定であ
る。しかも、ＮｉＯ等の酸化物系は電気抵抗が高く、こ
の部分から直接電極を取り出すことができないため素子
構造が複雑になるという不具合もある。
【０００８】さらに米国特許第５３１５４６８号には、
面心正方晶系の結晶構造を有するＮｉＭｎ合金などのθ
−Ｍｎ合金で反強磁性体膜を形成すると、高温域でも反
強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力は低下しないこ
とが示されている。
面心正方晶系の結晶構造を有するＮｉＭｎ合金などのθ
−Ｍｎ合金で反強磁性体膜を形成すると、高温域でも反
強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力は低下しないこ
とが示されている。
【０００９】しかしながら，このような反強磁性体膜に
ついては、成膜したまま（ａｓ−ｄｅｐｏ．）の状態で
はその強磁性体膜との交換結合力が非常に小さく、交換
結合力を十分満足できるものとするには２５０℃程度の
高温での熱処埋が不可欠となる。そのため、これらの反
強磁性体膜を用いた場合には、製造プロセスが繁雑化
し、ひいては製造歩留りや信頼性の低下などを招いてし
まう。
ついては、成膜したまま（ａｓ−ｄｅｐｏ．）の状態で
はその強磁性体膜との交換結合力が非常に小さく、交換
結合力を十分満足できるものとするには２５０℃程度の
高温での熱処埋が不可欠となる。そのため、これらの反
強磁性体膜を用いた場合には、製造プロセスが繁雑化
し、ひいては製造歩留りや信頼性の低下などを招いてし
まう。
【００１０】上述したように、反強磁性体膜は、たとえ
ば磁気抵抗効果素子のバルクハウゼンノイズの低減など
強磁性体膜との交換結合を得るために用いられてきた
が、従来の反強磁性体膜は、特に高温での強磁性体膜と
の交換結合力やその耐食性などに問題があり、信頼性の
良好な交換結合膜を歩留りよく製造することは困難であ
った。
ば磁気抵抗効果素子のバルクハウゼンノイズの低減など
強磁性体膜との交換結合を得るために用いられてきた
が、従来の反強磁性体膜は、特に高温での強磁性体膜と
の交換結合力やその耐食性などに問題があり、信頼性の
良好な交換結合膜を歩留りよく製造することは困難であ
った。
【００１１】本発明は、このような問題に対処するため
になされたもので、高温域でも十分な強磁性体膜との交
換結合力を有し、かつ耐食性に優れた反強磁性体膜を備
え、製造プロセスが簡略であるとともに信頼性の良好な
交換結合膜、及びこの交換結合膜を具備してなり、安定
した出力を長期間にわたって得ることのできる磁気抵抗
効果素子を提供することを目的とする。
になされたもので、高温域でも十分な強磁性体膜との交
換結合力を有し、かつ耐食性に優れた反強磁性体膜を備
え、製造プロセスが簡略であるとともに信頼性の良好な
交換結合膜、及びこの交換結合膜を具備してなり、安定
した出力を長期間にわたって得ることのできる磁気抵抗
効果素子を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明に係る第１の交換
結合膜は、反強磁性体膜と強磁性体膜を積層してなる交
換結合膜であって、前記の反強磁性体膜が、少なくとも
１部が面心立方晶系の結晶構造を有し、かつ組成が一般
式、ΙｒｘＭｎ１００−ｘで表されるΙｒＭｎ合金から
なることを特徴とするものである、ここでｘはａｔ％
で、２≦ｘ≦８０を満足する値である。
結合膜は、反強磁性体膜と強磁性体膜を積層してなる交
換結合膜であって、前記の反強磁性体膜が、少なくとも
１部が面心立方晶系の結晶構造を有し、かつ組成が一般
式、ΙｒｘＭｎ１００−ｘで表されるΙｒＭｎ合金から
なることを特徴とするものである、ここでｘはａｔ％
で、２≦ｘ≦８０を満足する値である。
【００１３】本発明に係る第２の交換結合膜は、反強磁
性体膜と強磁性体膜を積層してなる交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜が、組成が一般式、ΙｒｘＭｎ
１００− ｘで表されるＩｒＭｎ合金からなり、式中ｘは
ａｔｏｍｉｃ％であって、２≦ｘ≦３５および６０≦ｘ
≦８０のうちいずれか一方を満足する値であることを特
徴とするものである。
性体膜と強磁性体膜を積層してなる交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜が、組成が一般式、ΙｒｘＭｎ
１００− ｘで表されるＩｒＭｎ合金からなり、式中ｘは
ａｔｏｍｉｃ％であって、２≦ｘ≦３５および６０≦ｘ
≦８０のうちいずれか一方を満足する値であることを特
徴とするものである。
【００１４】本発明に係る第３の交換結合膜は、反強磁
性体膜と強磁性体膜を積層してなる交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜が、一般式（Ιｒｘ´Ｍｎ
１−ｘ´）１ ００−ｙＦｅｙで表されるＩｒＭｎ合金か
らなり、式中、ｘ´は原子比であって０．０２≦ｘ´≦
０．８０を満足する数値、ｙはａｔ％、０＜ｙ＜３０を
満足する値であることを特徴とするものである。
性体膜と強磁性体膜を積層してなる交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜が、一般式（Ιｒｘ´Ｍｎ
１−ｘ´）１ ００−ｙＦｅｙで表されるＩｒＭｎ合金か
らなり、式中、ｘ´は原子比であって０．０２≦ｘ´≦
０．８０を満足する数値、ｙはａｔ％、０＜ｙ＜３０を
満足する値であることを特徴とするものである。
【００１５】さらに本発明の磁気抵抗効果素子は、これ
ら交換結合膜と、前記交換結合膜のうち少なくとも強磁
性体膜に電流を通電するための電極とを具備することを
特徴とするものである。
ら交換結合膜と、前記交換結合膜のうち少なくとも強磁
性体膜に電流を通電するための電極とを具備することを
特徴とするものである。
【００１６】すなわち本発明は、交換結合膜における反
強磁性体膜に特定の結晶構造や組成を有するＩｒＭｎ合
金を用いたことを特徴としている。
強磁性体膜に特定の結晶構造や組成を有するＩｒＭｎ合
金を用いたことを特徴としている。
【００１７】以下、本発明を詳細に説明する。
【００１８】本発明に係る第一の交換結合膜は、ＩｒＭ
ｎ合金からなる反強磁性体膜と強磁性体膜とが積層形成
された基木構造を備えるものである。
ｎ合金からなる反強磁性体膜と強磁性体膜とが積層形成
された基木構造を備えるものである。
【００１９】このとき、特に少なくとも１部が面心立方
晶系の結晶構造を有し、かつ組成がＩｒｘＭｎ
１００−ｘ（２≦ｘ≦８０）で表されるＩｒＭｎ合金か
らなる反強磁性体膜を強磁性体膜と積層形成すること
で、高温域でも十分に大きな交換結合力を得ることがで
きる。
晶系の結晶構造を有し、かつ組成がＩｒｘＭｎ
１００−ｘ（２≦ｘ≦８０）で表されるＩｒＭｎ合金か
らなる反強磁性体膜を強磁性体膜と積層形成すること
で、高温域でも十分に大きな交換結合力を得ることがで
きる。
【００２０】すなわちＩｒＭｎ合金は、面心立方晶系の
結晶構造を有する場合には、高いネール温度を有するた
め、上述したような基本構造を備える交換結合膜に適用
した際のブロッキング温度も高く、結果的に得られる交
換結合膜の信頼性が向上し、かつ強磁性体膜との十分な
交換結合力を有する。
結晶構造を有する場合には、高いネール温度を有するた
め、上述したような基本構造を備える交換結合膜に適用
した際のブロッキング温度も高く、結果的に得られる交
換結合膜の信頼性が向上し、かつ強磁性体膜との十分な
交換結合力を有する。
【００２１】しかも、特に磁気抵抗効果膜としての強磁
性体膜の磁区制御およびスピンバルブ膜のピン止め層の
磁化固着などのために、強磁性体膜と反強磁性体膜との
交換結合を利用する場合、面心立方晶系の結晶構造を有
するＩｒＭｎ合金は、通常同様に面心立方晶系または６
方晶稠密系の結晶構造を形成する強磁性体膜との格子整
合性の点でも好ましい。
性体膜の磁区制御およびスピンバルブ膜のピン止め層の
磁化固着などのために、強磁性体膜と反強磁性体膜との
交換結合を利用する場合、面心立方晶系の結晶構造を有
するＩｒＭｎ合金は、通常同様に面心立方晶系または６
方晶稠密系の結晶構造を形成する強磁性体膜との格子整
合性の点でも好ましい。
【００２２】逆に、面心正方晶系の結晶構造を有するＩ
ｒＭｎ合金は、ｃ軸とａ軸との格子定数の比ｃ／ａが
１．３５５と非常に大きいうえａ軸方向の格子定数が約
０．３ｎｍ末満で、−般に格子定数が０．３５ｎｍ程度
である面心立方晶系の結晶構造を形成する強磁性体膜と
は格子整合性が低く、十分な交換結合力は得られ難い。
本発明に係る第１の交換結合膜では、その結晶構造が上
述した通り面心立方晶系であるとともに、ＩｒｘＭｎ
１００−ｘ（２≦ｘ≦８０）で表される組成を有するＩ
ｒＭｎ合金が反強磁性体膜に用いられる。何となれば、
ＩｒＭｎ合金中のＩｒ量が少ない組成ではその耐食性が
低下する傾向があるー方、Ｉｒ量が多いと反強磁性が弱
まるからである。なお本発明において、さらに好ましい
ＩｒＭｎ合金の組成範囲は５≦ｘ≦４０である。
ｒＭｎ合金は、ｃ軸とａ軸との格子定数の比ｃ／ａが
１．３５５と非常に大きいうえａ軸方向の格子定数が約
０．３ｎｍ末満で、−般に格子定数が０．３５ｎｍ程度
である面心立方晶系の結晶構造を形成する強磁性体膜と
は格子整合性が低く、十分な交換結合力は得られ難い。
本発明に係る第１の交換結合膜では、その結晶構造が上
述した通り面心立方晶系であるとともに、ＩｒｘＭｎ
１００−ｘ（２≦ｘ≦８０）で表される組成を有するＩ
ｒＭｎ合金が反強磁性体膜に用いられる。何となれば、
ＩｒＭｎ合金中のＩｒ量が少ない組成ではその耐食性が
低下する傾向があるー方、Ｉｒ量が多いと反強磁性が弱
まるからである。なお本発明において、さらに好ましい
ＩｒＭｎ合金の組成範囲は５≦ｘ≦４０である。
【００２３】本発明に係る第２の交換結合膜は、反強磁
性体膜と強磁性体膜を積層してなる交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜が、組成が一般式、ΙｒｘＭｎ
１００− ｘで表されるＩｒＭｎ合金からなり、Ｉｒ量
が、２から３５ａｔ％の範囲内か、６０から８０ａｔ％
の範囲内かいずれかの範囲内にあることを特徴としてい
る。ｌｒＭｎ合金は、一般に、３５＜ｘ＜６０の組成範
囲では、面心正方晶系の結晶横造が安定となる。
性体膜と強磁性体膜を積層してなる交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜が、組成が一般式、ΙｒｘＭｎ
１００− ｘで表されるＩｒＭｎ合金からなり、Ｉｒ量
が、２から３５ａｔ％の範囲内か、６０から８０ａｔ％
の範囲内かいずれかの範囲内にあることを特徴としてい
る。ｌｒＭｎ合金は、一般に、３５＜ｘ＜６０の組成範
囲では、面心正方晶系の結晶横造が安定となる。
【００２４】したがって、本発明に係る第２のの交換結
合膜においては、ΙｒｘＭｎ１００ −ｘ（２≦ｘ≦３
５、６０≦ｘ≦８０）、さらにはΙｒｘＭｎ１００−ｘ
（１５≦ｘ≦３５）で表される組成のＩｒＭｎ合金を用
いることがより好ましい。
合膜においては、ΙｒｘＭｎ１００ −ｘ（２≦ｘ≦３
５、６０≦ｘ≦８０）、さらにはΙｒｘＭｎ１００−ｘ
（１５≦ｘ≦３５）で表される組成のＩｒＭｎ合金を用
いることがより好ましい。
【００２５】ただし、結晶構造が面心立方晶系であるＣ
ｕなどの膜やＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉやこれらの合金などを主
体とする磁気抵抗効果膜の上に、ＩｒＭｎ合金をエビタ
キシャル的に成長させる場合などは、３５＜Ｘ＜６０の
組成範囲でも面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒＭｎ
合金からなる反強磁性体膜を形成することができる。
ｕなどの膜やＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉやこれらの合金などを主
体とする磁気抵抗効果膜の上に、ＩｒＭｎ合金をエビタ
キシャル的に成長させる場合などは、３５＜Ｘ＜６０の
組成範囲でも面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒＭｎ
合金からなる反強磁性体膜を形成することができる。
【００２６】すなわち本発明では、面心立方晶系の結晶
構造を有するＩｒＭｎ合金で反強磁性体膜が形成される
のであれば、本発明に係る第１の交換結合膜におけるよ
うにＩｒＭｎ合金が上述したような３５＜Ｘ＜６０の組
成範囲であっても、特別差支えない。
構造を有するＩｒＭｎ合金で反強磁性体膜が形成される
のであれば、本発明に係る第１の交換結合膜におけるよ
うにＩｒＭｎ合金が上述したような３５＜Ｘ＜６０の組
成範囲であっても、特別差支えない。
【００２７】本発明に係る第３の交換結合膜における反
強磁性体膜は、一般式（Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´）
１００−ｙＦｅｙ、ここでｘ´は原子比であって０．０
２≦ｘ´≦０．８０を満足する数値、ｙはａｔ％、０＜
ｙ＜３０を満足する値である。
強磁性体膜は、一般式（Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´）
１００−ｙＦｅｙ、ここでｘ´は原子比であって０．０
２≦ｘ´≦０．８０を満足する数値、ｙはａｔ％、０＜
ｙ＜３０を満足する値である。
【００２８】即ち、本発明に係る第３の交換結合膜にお
ける反強磁性体膜は、本発明に係る第１の交換交換結合
膜における反強磁性体膜を構成しているＩｒＭｎ合金に
対してＦｅを添加した合金組成からなる。
ける反強磁性体膜は、本発明に係る第１の交換交換結合
膜における反強磁性体膜を構成しているＩｒＭｎ合金に
対してＦｅを添加した合金組成からなる。
【００２９】ここでｘ´の値を０．０２以上とする理由
は、０．０２未満とＩｒを少なくすると反強磁性膜の耐
食性が低下し、０．０８を越えてＩｒが多くなると反強
磁性体膜のブロッキング温度が低下するためである。よ
り好ましい範囲は、０．０５≦ｘ´≦０．４０である。
は、０．０２未満とＩｒを少なくすると反強磁性膜の耐
食性が低下し、０．０８を越えてＩｒが多くなると反強
磁性体膜のブロッキング温度が低下するためである。よ
り好ましい範囲は、０．０５≦ｘ´≦０．４０である。
【００３０】Ｆｅは反強磁性体膜の強磁性体膜との格子
整合性を良好にして交換結合力を大きくする作用を有す
る。但し、ｙが３０を以上になると耐食性は大きく低下
するためｙは３０未満とする。より好ましいｙの範囲
は、０．０１≦ｙ≦２５である。
整合性を良好にして交換結合力を大きくする作用を有す
る。但し、ｙが３０を以上になると耐食性は大きく低下
するためｙは３０未満とする。より好ましいｙの範囲
は、０．０１≦ｙ≦２５である。
【００３１】本発明に係る第３の交換結合膜において
も、交換結合膜を構成する反強磁性体膜および強磁性体
膜いずれも面心立方晶（ｆｃｃ）構造を有することが好
ましい。 さらに本発明の１実施態様では、強磁性体
膜、反強磁性体膜とも（１１１）面配向をしているため
強磁性体膜は６方晶構造でも差支えない。なお、本発明
に係る第１および第２の交換結合膜について前述したよ
うに、Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´系合金は、バルクでは、
０．３５＜ｘ´＜０．６０の範囲で面心正方晶（ｆｃ
ｔ）構造を有する、この面心正方晶のＩｒＭｎ系合金の
格子定数ａは０．２７３ｎｍと小さく、ｃ／ａの比が
１．３５５とかなり大きい。一方面心立方晶（ｆｃｃ）
構造を有する強磁性膜は格子定数ａが０．３５ｎｍ前後
である。このため、（Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´）
１００−ｙＦｅｙ（０．３５＜ｘ´＜０．６０）合金を
反強磁性体膜として用いると強磁性膜との格子整合性が
悪く、十分な交換結合力を得ることが困難になると予想
される。
も、交換結合膜を構成する反強磁性体膜および強磁性体
膜いずれも面心立方晶（ｆｃｃ）構造を有することが好
ましい。 さらに本発明の１実施態様では、強磁性体
膜、反強磁性体膜とも（１１１）面配向をしているため
強磁性体膜は６方晶構造でも差支えない。なお、本発明
に係る第１および第２の交換結合膜について前述したよ
うに、Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´系合金は、バルクでは、
０．３５＜ｘ´＜０．６０の範囲で面心正方晶（ｆｃ
ｔ）構造を有する、この面心正方晶のＩｒＭｎ系合金の
格子定数ａは０．２７３ｎｍと小さく、ｃ／ａの比が
１．３５５とかなり大きい。一方面心立方晶（ｆｃｃ）
構造を有する強磁性膜は格子定数ａが０．３５ｎｍ前後
である。このため、（Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´）
１００−ｙＦｅｙ（０．３５＜ｘ´＜０．６０）合金を
反強磁性体膜として用いると強磁性膜との格子整合性が
悪く、十分な交換結合力を得ることが困難になると予想
される。
【００３２】但し、このような０．３５＜ｘ´＜０．６
０の範囲の（Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´）１００−ｙＦｅｙ
合金でも、面心立方晶構造を有するＣｕなどの膜やＦ
ｅ，Ｃｏ，Ｎｉやこれらの合金を主体とする磁気抵抗効
果膜の上にエピタルキシャル成長させれば、面心立方晶
構造を有する反強磁性体膜を形成することができる。
０の範囲の（Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´）１００−ｙＦｅｙ
合金でも、面心立方晶構造を有するＣｕなどの膜やＦ
ｅ，Ｃｏ，Ｎｉやこれらの合金を主体とする磁気抵抗効
果膜の上にエピタルキシャル成長させれば、面心立方晶
構造を有する反強磁性体膜を形成することができる。
【００３３】また第３の交換結合膜において、（Ιｒ
ｘ´Ｍｎ１−ｘ´）１００−ｙＦｅｙからなる反強磁性
体膜の膜厚方向に沿うＦｅの濃度分布は、均一でも、不
均一（組成変調膜）でもよい。例えば、反強磁性体膜の
強磁性体膜との界面側またはこれと反対側の表面におい
てＦｅの濃度が高くなっていてもよいし、反強磁性体膜
の中央部において濃度が高くなっていてもよい。
ｘ´Ｍｎ１−ｘ´）１００−ｙＦｅｙからなる反強磁性
体膜の膜厚方向に沿うＦｅの濃度分布は、均一でも、不
均一（組成変調膜）でもよい。例えば、反強磁性体膜の
強磁性体膜との界面側またはこれと反対側の表面におい
てＦｅの濃度が高くなっていてもよいし、反強磁性体膜
の中央部において濃度が高くなっていてもよい。
【００３４】ただし、交換結合力および耐食性の観点か
らは、反強磁性体膜と強磁性体膜との界面付近でＦｅ濃
度が高いことが望ましい。また反強磁性体膜中における
Ｆｅ濃度の変化のしかたも、連続的な変化でもよいし段
階的な変化でもよい。
らは、反強磁性体膜と強磁性体膜との界面付近でＦｅ濃
度が高いことが望ましい。また反強磁性体膜中における
Ｆｅ濃度の変化のしかたも、連続的な変化でもよいし段
階的な変化でもよい。
【００３５】さらに本発明に係る第１、第２および第３
の交換結合膜においては、反強磁性体膜に用いられるΙ
ｒＭｎ合金に対し、Ｎｉ、Ｃｕ、Τａ、Ηｆ、Ρｄ、Τ
ｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａ１、Ｗ、Ζｒ、Ｇａ、Βｅ、
Ｉｎ、Ｓｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ρ
ｔ、Ｇｅ、Ｏｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ａｕ、Ｎなどの添
加成分を添加含有させてもよい。
の交換結合膜においては、反強磁性体膜に用いられるΙ
ｒＭｎ合金に対し、Ｎｉ、Ｃｕ、Τａ、Ηｆ、Ρｄ、Τ
ｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａ１、Ｗ、Ζｒ、Ｇａ、Βｅ、
Ｉｎ、Ｓｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ρ
ｔ、Ｇｅ、Ｏｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ａｕ、Ｎなどの添
加成分を添加含有させてもよい。
【００３６】すなわち本発明における反強磁性体膜は、
上述した通りの結晶構造、組成を有するＩｒＭｎ合金を
用いることですでに良好な耐食性が得られているが、こ
のような添加成分を添加含有させることでー段とその耐
食性は向上する。
上述した通りの結晶構造、組成を有するＩｒＭｎ合金を
用いることですでに良好な耐食性が得られているが、こ
のような添加成分を添加含有させることでー段とその耐
食性は向上する。
【００３７】ただし、添加成分が余りに多量に添加含有
されると交換結合膜の交換結合力が低下するおそれがあ
るので、これらの配合量はΙｒｘＭｎ１００−ｘ（２≦
ｘ≦８０）で表される組成に対し５０ａｔ％以下、さら
に好ましくはＣｕ、Τａ、Ηｆ、Τｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓ
ｉ、Αｌ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏの場合３０ａｔ％以下、Ｎで
は２０ａｔ％以下に設定される。
されると交換結合膜の交換結合力が低下するおそれがあ
るので、これらの配合量はΙｒｘＭｎ１００−ｘ（２≦
ｘ≦８０）で表される組成に対し５０ａｔ％以下、さら
に好ましくはＣｕ、Τａ、Ηｆ、Τｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓ
ｉ、Αｌ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏの場合３０ａｔ％以下、Ｎで
は２０ａｔ％以下に設定される。
【００３８】また第３の交換結合膜におけるＩｒＭｎＦ
ｅ合金に対しても同じで、これらの元素の添加量は５０
ａｔ％を越えると交換結合膜の交換結合力が低下する。
ｅ合金に対しても同じで、これらの元素の添加量は５０
ａｔ％を越えると交換結合膜の交換結合力が低下する。
【００３９】また本発明の交換結合膜では、ΙｒＭｎ合
金（ＩｒＭｎＦｅ合金もふくめて）からなる反強磁性体
膜の少なくとも１部が規則相を有することが好ましい。
これは、ＩｒＭｎ合金からなる反強磁性体膜の原子配列
を規則化することでネール点が上昇し、ひいては交換結
合膜のブロッキング温度が高められてその信頼性が向上
するとともに、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合
力を増大させることが可能となるからである。
金（ＩｒＭｎＦｅ合金もふくめて）からなる反強磁性体
膜の少なくとも１部が規則相を有することが好ましい。
これは、ＩｒＭｎ合金からなる反強磁性体膜の原子配列
を規則化することでネール点が上昇し、ひいては交換結
合膜のブロッキング温度が高められてその信頼性が向上
するとともに、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合
力を増大させることが可能となるからである。
【００４０】なお本発明のように、面心立方晶系の結晶
横造を有するＩｒＭｎ合金で反強磁性体膜を形成する場
合は、反強磁性体膜を形成した直後のａｓ−ｄｅｐｏ．
状態は通常不規則相が支配的であるものの、１０Ο〜３
００℃程度の熱処理を施すことで規則相、具体的にはＣ
ｕ３Ａｕ型の規則相を生成し得る。またここで、このよ
うな規則相の生成はＸ線回折で分析することにより容易
に確認できる。
横造を有するＩｒＭｎ合金で反強磁性体膜を形成する場
合は、反強磁性体膜を形成した直後のａｓ−ｄｅｐｏ．
状態は通常不規則相が支配的であるものの、１０Ο〜３
００℃程度の熱処理を施すことで規則相、具体的にはＣ
ｕ３Ａｕ型の規則相を生成し得る。またここで、このよ
うな規則相の生成はＸ線回折で分析することにより容易
に確認できる。
【００４１】一方、本発明における強磁性体膜は特に限
定されないが、異方性磁気抵抗効果膜や人工格子膜、ス
ピンバルブ膜、グラニュラー膜といった巨大磁気抵抗効
果膜などの面心立方晶系または６方晶稠密系の結晶構造
を形成する磁気抵抗効果膜が、上述した通り反強磁性体
膜との格子整合性の点で好ましい。具体的には、Ｆｅ、
Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種を含有する合金を主体と
した磁気抵抗効果膜が例示される。また、強磁性体膜に
はＦｅが含まれていることが望ましい。強磁性体膜には
Ｆｅが含まれていると強磁性体膜と反強磁性体膜との交
換結合力を大きくする上で有利である。
定されないが、異方性磁気抵抗効果膜や人工格子膜、ス
ピンバルブ膜、グラニュラー膜といった巨大磁気抵抗効
果膜などの面心立方晶系または６方晶稠密系の結晶構造
を形成する磁気抵抗効果膜が、上述した通り反強磁性体
膜との格子整合性の点で好ましい。具体的には、Ｆｅ、
Ｃｏ及びＮｉの少なくとも１種を含有する合金を主体と
した磁気抵抗効果膜が例示される。また、強磁性体膜に
はＦｅが含まれていることが望ましい。強磁性体膜には
Ｆｅが含まれていると強磁性体膜と反強磁性体膜との交
換結合力を大きくする上で有利である。
【００４２】しかしながら、特にＣｏあるいはＣｏ系合
金を主体とした磁気抵抗効果膜については、面心立方晶
系の結晶構造を有するＩｒＭｎ合金からなる反強磁性体
膜と積層形成することで、磁気ヘッド等に使用するため
のブロッキング温度の非常に高い交換結合膜を得ること
ができる。
金を主体とした磁気抵抗効果膜については、面心立方晶
系の結晶構造を有するＩｒＭｎ合金からなる反強磁性体
膜と積層形成することで、磁気ヘッド等に使用するため
のブロッキング温度の非常に高い交換結合膜を得ること
ができる。
【００４３】また、磁気抵抗効果膜としてＣｏ系合金磁
性膜とＣｕ非磁性膜などの多層構造を有する人工格子膜
やスピンバルブ膜を用いる場合には、大きな抵抗変化率
が得られ、しかも熱安定性も良好であるため、磁気ヘッ
ドなどへ応用するうえでも非常に好適である。
性膜とＣｕ非磁性膜などの多層構造を有する人工格子膜
やスピンバルブ膜を用いる場合には、大きな抵抗変化率
が得られ、しかも熱安定性も良好であるため、磁気ヘッ
ドなどへ応用するうえでも非常に好適である。
【００４４】上記のような多層構造を有する磁気抵抗効
果膜の熱安定性についてさらに説明する。
果膜の熱安定性についてさらに説明する。
【００４５】例えばＮｉＦｅ磁性膜とＣｕ非磁性膜との
多層構造においては、ＮｉとＣｕとが全率固溶系である
ことに起因し、磁気抵抗効果素子の加工工程などで２０
０℃程度の温度に晒されるとＮｉＦｅ磁性膜とＣｕ非磁
性膜との問で拡散が生じて、磁気抵抗効果膜の抵抗変化
率が低下してしまう。これに対し、Ｃｏ系合金磁性膜と
Ｃｕ非磁性膜との多層構造においては、ＣｏとＣｕとが
非固溶系であるため、磁気抵抗効果素子の加工工程にお
いて磁気抵抗効果膜が３５０℃程度まで加熱されても、
その抵抗変化率はほとんど低下しない。
多層構造においては、ＮｉとＣｕとが全率固溶系である
ことに起因し、磁気抵抗効果素子の加工工程などで２０
０℃程度の温度に晒されるとＮｉＦｅ磁性膜とＣｕ非磁
性膜との問で拡散が生じて、磁気抵抗効果膜の抵抗変化
率が低下してしまう。これに対し、Ｃｏ系合金磁性膜と
Ｃｕ非磁性膜との多層構造においては、ＣｏとＣｕとが
非固溶系であるため、磁気抵抗効果素子の加工工程にお
いて磁気抵抗効果膜が３５０℃程度まで加熱されても、
その抵抗変化率はほとんど低下しない。
【００４６】なお本発明では、Ｃｏを含有しない強磁性
体膜と反強磁性体膜との界面にＣｏあるいはＣｏ系合金
からなる強磁性体膜を介在させ、得られる交換結合膜の
ブロッキング温度および交換結合力を高めることも可能
である。
体膜と反強磁性体膜との界面にＣｏあるいはＣｏ系合金
からなる強磁性体膜を介在させ、得られる交換結合膜の
ブロッキング温度および交換結合力を高めることも可能
である。
【００４７】またこのとき反強磁性体膜を間に挟むよう
に、Ｃｏを含有しない強磁性体膜と、ＣｏあるいはＣｏ
系合金からなる強磁性体膜とを積層形成してもよい。
に、Ｃｏを含有しない強磁性体膜と、ＣｏあるいはＣｏ
系合金からなる強磁性体膜とを積層形成してもよい。
【００４８】さらに本発明においては、強磁性体膜の磁
気特性やＩｒＭｎ合金からなる反強磁性体膜との格子整
合性を向上させる観点から、強磁性体膜に添加成分を添
加含有させることもできる。またＮｉＦｅ系合金からな
る強磁性体膜についても、同様の観点からの添加成分の
配合が可能である。この場合反強磁性体膜との格子整合
性を向上させるうえでは、添加成分は強磁性体膜全体に
亘って配合される必要はなく、少なくとも反強磁性体膜
との界面近傍に配合されればよい。
気特性やＩｒＭｎ合金からなる反強磁性体膜との格子整
合性を向上させる観点から、強磁性体膜に添加成分を添
加含有させることもできる。またＮｉＦｅ系合金からな
る強磁性体膜についても、同様の観点からの添加成分の
配合が可能である。この場合反強磁性体膜との格子整合
性を向上させるうえでは、添加成分は強磁性体膜全体に
亘って配合される必要はなく、少なくとも反強磁性体膜
との界面近傍に配合されればよい。
【００４９】なお本発明における反強磁性体膜の膜厚
は、反強磁性を発現する範囲であれば特に限定されな
い。しかしながら、大きな交換結合力を得るためには、
反強磁性体膜の膜厚が強磁性体膜の膜厚よりも厚いこと
が望ましい。さらに熱処理後の交換結合力の安定性の観
点からは約１５ｎｍ以下、好ましくは約１０ｎｍ以下で
あることが好ましい。さらに強磁性体膜厚も同様の観点
から約３ｎｍ以下であることが好ましい。また、このよ
うな反強磁性体膜と強磁性体膜は少なくとも−部が積層
形成されて交換結合していればよい。
は、反強磁性を発現する範囲であれば特に限定されな
い。しかしながら、大きな交換結合力を得るためには、
反強磁性体膜の膜厚が強磁性体膜の膜厚よりも厚いこと
が望ましい。さらに熱処理後の交換結合力の安定性の観
点からは約１５ｎｍ以下、好ましくは約１０ｎｍ以下で
あることが好ましい。さらに強磁性体膜厚も同様の観点
から約３ｎｍ以下であることが好ましい。また、このよ
うな反強磁性体膜と強磁性体膜は少なくとも−部が積層
形成されて交換結合していればよい。
【００５０】さらに本発明における交換結合膜の反強磁
性体膜は、約３ｎｍ以上あることが好ましく、ピン止め
される強磁性体膜は約１ｎｍ以上であることが好まし
い。
性体膜は、約３ｎｍ以上あることが好ましく、ピン止め
される強磁性体膜は約１ｎｍ以上であることが好まし
い。
【００５１】本発明の交換結合膜は、蒸着法、スパッタ
法、ＭＢＥ法など公知の成膜方法により例えば基板上に
形成される。この際、反強磁性体膜と強磁性体膜との交
換結合にー方向異方性を付与するために、磁界中で成膜
するか、または磁界中熱処埋を行なってもよい。このよ
うな熱処埋は上述したような規則相を生成させるために
も有効である。更にスピンバルブ膜を用いた磁気抵抗効
果素子、および磁気ヘッドでは、強磁性体膜のフリー層
とピン層の磁化を直交方向にする直交化熱処理を行って
も良い。
法、ＭＢＥ法など公知の成膜方法により例えば基板上に
形成される。この際、反強磁性体膜と強磁性体膜との交
換結合にー方向異方性を付与するために、磁界中で成膜
するか、または磁界中熱処埋を行なってもよい。このよ
うな熱処埋は上述したような規則相を生成させるために
も有効である。更にスピンバルブ膜を用いた磁気抵抗効
果素子、および磁気ヘッドでは、強磁性体膜のフリー層
とピン層の磁化を直交方向にする直交化熱処理を行って
も良い。
【００５２】なお、この際、強磁性体膜にＦｅが含まれ
ていると、熱処理の際に強磁性体膜から反強磁性体膜へ
向かってＦｅが拡散して両者の界面に拡散層が生じ、界
面でのＦｅ濃度が高まり、さらに交換結合力を高めるこ
とができる。
ていると、熱処理の際に強磁性体膜から反強磁性体膜へ
向かってＦｅが拡散して両者の界面に拡散層が生じ、界
面でのＦｅ濃度が高まり、さらに交換結合力を高めるこ
とができる。
【００５３】なお、上記のような強磁性体膜から反強磁
性体膜へ向かってＦｅの拡散を利用して、強磁性体膜と
Ｆｅを含まないＩｒＭｎ膜とを積層した後にアニールす
ることにより本発明に係る第３の交換結合膜のＩｒＭｎ
Ｆｅ反強磁性体膜を形成することもできる。またＦｅを
含まない強磁性体膜を用いる場合、Ｆｅを含まない強磁
性体膜とＦｅを含まないＩｒＭｎ反強磁性体膜の間にＦ
ｅを主成分とする層を介在させ、成膜後にアニールする
ことによりＩｒＭｎＦｅ反強磁性体膜を形成してもよ
い。このように界面に介在させるＦｅを主成分とする層
の厚さは５ｎｍ以下、さらには２ｎｍ以下とすることが
望ましい。さらにＦｅを含まないＩｒＭｎと強磁性体膜
との界面に１原子層以上のＦｅが存在すれば交換結合力
が高まる。また同様に、ＩｒＭｎＦｅに対しても、強磁
性体膜がＦｅを含まないかまたはＦｅの含有量が少ない
場合においても、界面にＦｅを介在させることにより、
交換結合力を高めることができる。この場合のＦｅ層は
１原子層以上あれば効果を発揮するが、約５ｎｍを越え
ると交換結合力が弱くなってしまう。本発明の交換結合
膜を形成させる基板としては、ガラス、樹脂などの非晶
質基板やＳｉ，ＭｇＯ、Α１２Ｏ３、各種フェライトな
どの単結晶基板、配向基板、焼結基板などを用いること
ができ、特に限定されることはない。また反強磁性体膜
や強磁性体膜の結晶性を向上させるために、基板上に１
〜１００ｎｍの厚さの下地層を設けてもよい。下地層は
反強磁性体膜や強磁性体膜の結晶性を向上させるもので
あれば特に限定されないが、例えばΡｄやΡｔなどの貴
金属やＣｏＺｒＮｂなどの非晶質金属、また面心立方晶
系の結晶構造を有する金属、合金を用いることができ
る。
性体膜へ向かってＦｅの拡散を利用して、強磁性体膜と
Ｆｅを含まないＩｒＭｎ膜とを積層した後にアニールす
ることにより本発明に係る第３の交換結合膜のＩｒＭｎ
Ｆｅ反強磁性体膜を形成することもできる。またＦｅを
含まない強磁性体膜を用いる場合、Ｆｅを含まない強磁
性体膜とＦｅを含まないＩｒＭｎ反強磁性体膜の間にＦ
ｅを主成分とする層を介在させ、成膜後にアニールする
ことによりＩｒＭｎＦｅ反強磁性体膜を形成してもよ
い。このように界面に介在させるＦｅを主成分とする層
の厚さは５ｎｍ以下、さらには２ｎｍ以下とすることが
望ましい。さらにＦｅを含まないＩｒＭｎと強磁性体膜
との界面に１原子層以上のＦｅが存在すれば交換結合力
が高まる。また同様に、ＩｒＭｎＦｅに対しても、強磁
性体膜がＦｅを含まないかまたはＦｅの含有量が少ない
場合においても、界面にＦｅを介在させることにより、
交換結合力を高めることができる。この場合のＦｅ層は
１原子層以上あれば効果を発揮するが、約５ｎｍを越え
ると交換結合力が弱くなってしまう。本発明の交換結合
膜を形成させる基板としては、ガラス、樹脂などの非晶
質基板やＳｉ，ＭｇＯ、Α１２Ｏ３、各種フェライトな
どの単結晶基板、配向基板、焼結基板などを用いること
ができ、特に限定されることはない。また反強磁性体膜
や強磁性体膜の結晶性を向上させるために、基板上に１
〜１００ｎｍの厚さの下地層を設けてもよい。下地層は
反強磁性体膜や強磁性体膜の結晶性を向上させるもので
あれば特に限定されないが、例えばΡｄやΡｔなどの貴
金属やＣｏＺｒＮｂなどの非晶質金属、また面心立方晶
系の結晶構造を有する金属、合金を用いることができ
る。
【００５４】さらに本発明の磁気抵抗効果素子は、上述
したような交換結合膜に対し少なくとも強磁性体膜に電
流を通電するための電極を設けたものである。電極とし
ては、例えばＣｕ、Αｇ、Ａｕ、Αｌやこれらの合金が
用いられる。ここで電極は、強磁性体膜に直接接触する
形態でも反強磁性体膜などを介する形態で形成しても構
わない。
したような交換結合膜に対し少なくとも強磁性体膜に電
流を通電するための電極を設けたものである。電極とし
ては、例えばＣｕ、Αｇ、Ａｕ、Αｌやこれらの合金が
用いられる。ここで電極は、強磁性体膜に直接接触する
形態でも反強磁性体膜などを介する形態で形成しても構
わない。
【００５５】このように本発明の交換結合膜は、上述し
たように大きな交換結合力が得られる交換結合膜を具備
しているので、磁界検出用センサ、再生用磁気ヘッドな
どの磁気抵抗効果素子を用いた種々のデバイスに応用で
きる。
たように大きな交換結合力が得られる交換結合膜を具備
しているので、磁界検出用センサ、再生用磁気ヘッドな
どの磁気抵抗効果素子を用いた種々のデバイスに応用で
きる。
【００５６】なお本発明の磁気抵抗効果素子において、
反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力は強磁性体膜
である磁気抵抗効果膜の磁区制御、すなわち磁気抵抗効
果素子におけるバルクハウゼンノイズ除去に限らず、磁
気抵抗効果膜としての人工格子膜やスピンバルブ膜に対
する磁化固着などに利用することもできる。
反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力は強磁性体膜
である磁気抵抗効果膜の磁区制御、すなわち磁気抵抗効
果素子におけるバルクハウゼンノイズ除去に限らず、磁
気抵抗効果膜としての人工格子膜やスピンバルブ膜に対
する磁化固着などに利用することもできる。
【００５７】
【発明の実施の形態】次に本発明を実施例を用いて説明
する。
する。
【００５８】実施例１ ＲＦマグネトロンスパッタ装置を用いて反強磁性体膜と
強磁性体膜とからなる本発明の交換結合膜を製造した。
ここで、このような本発明の交換結合膜の縦断面図を図
１に示す。具体的にはサファイアＣ面基板１上に、まず
Ｃｏ８１Ｆｅ９Ｐｄ１０なる組成の強磁性体膜２を５ｎ
ｍの厚さに、次いで組成がＩｒｘＭｎ１ ００−ｘ（ｘ＝
１，１５，２５，３５，４５，５５，６５，７５，８
５）で表されるＩｒＭｎ合金からなる反強磁性体膜３を
それぞれ１５ｎｍの厚さに磁界中で成膜し、９種類の試
料を得た。このとき基板の加熱は特に行なわなかった。
これらの交換結合膜について、Ｘ線回折で結晶構造とそ
の配向方位を調べたところ、強磁性体膜２、反強磁性体
膜３とも面心立方晶系の結晶構造を形成し、かつ（１１
１）配向していることが観測された。
強磁性体膜とからなる本発明の交換結合膜を製造した。
ここで、このような本発明の交換結合膜の縦断面図を図
１に示す。具体的にはサファイアＣ面基板１上に、まず
Ｃｏ８１Ｆｅ９Ｐｄ１０なる組成の強磁性体膜２を５ｎ
ｍの厚さに、次いで組成がＩｒｘＭｎ１ ００−ｘ（ｘ＝
１，１５，２５，３５，４５，５５，６５，７５，８
５）で表されるＩｒＭｎ合金からなる反強磁性体膜３を
それぞれ１５ｎｍの厚さに磁界中で成膜し、９種類の試
料を得た。このとき基板の加熱は特に行なわなかった。
これらの交換結合膜について、Ｘ線回折で結晶構造とそ
の配向方位を調べたところ、強磁性体膜２、反強磁性体
膜３とも面心立方晶系の結晶構造を形成し、かつ（１１
１）配向していることが観測された。
【００５９】得られた交換結合膜の磁化容易軸方向ａ
（成膜時の磁界方向）と磁化困難軸方向ｂの磁化曲線を
図２に示す。図中ｃの値が交換バイアス磁界（Ｈｕａ）
に相当し、このようにして求めたＨｕａのＩｒＭｎ合金
組成依存性をさらに図３に示す。図３から明らかな通
り、ここで得た試料のうち、本発明で規定された２≦ｘ
≦８０の組成範囲内のＩｒＭｎ合金が反強磁性体膜とし
て用いられた交換結合膜は、いずれも十分な交換バイア
ス磁界を有している。
（成膜時の磁界方向）と磁化困難軸方向ｂの磁化曲線を
図２に示す。図中ｃの値が交換バイアス磁界（Ｈｕａ）
に相当し、このようにして求めたＨｕａのＩｒＭｎ合金
組成依存性をさらに図３に示す。図３から明らかな通
り、ここで得た試料のうち、本発明で規定された２≦ｘ
≦８０の組成範囲内のＩｒＭｎ合金が反強磁性体膜とし
て用いられた交換結合膜は、いずれも十分な交換バイア
ス磁界を有している。
【００６０】一方、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ合金を
用いた、同じ構造の交換結合膜のＨｕａは、最も高い値
を示したＦｅ５０Ｍｎ５０なる組成で１４ｋＡ／ｍ程度
であり、本発明の交換結合膜においては、γ−ＦｅＭｎ
合金を用いて反強磁性体膜を成膜した場合以上の交換結
合力が得られることが判明した。
用いた、同じ構造の交換結合膜のＨｕａは、最も高い値
を示したＦｅ５０Ｍｎ５０なる組成で１４ｋＡ／ｍ程度
であり、本発明の交換結合膜においては、γ−ＦｅＭｎ
合金を用いて反強磁性体膜を成膜した場合以上の交換結
合力が得られることが判明した。
【００６１】またこれらの交換結合膜のブロッキング温
度を測定した結果を、図３と同様にＩｒＭｎ合金組成依
存性として図４に示す。図に示されるように、図３の中
で十分な交換バイアス磁界を有している本発明の交換結
合膜は、ブロッキング温度が２００℃を越え信頼性も良
好である。これに対して、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ
合金を用いた交換結合膜の場合には、ブロッキング温度
が１９０℃と長期的な信頼性を得る上では不十分な値で
あった。 実施例２ 熱酸化ＳｉＯ２膜で表面が被覆されたＳｉ（１００）基
板上に、組成がＩｒｘＭｎ１００−ｘ（ｘ＝１，１５，
２５，３５，４５，５０，５５，６５，７５，８５）で
表されるＩｒＭｎ合金からなる１５ｎｍ厚さの反強磁性
体膜と、Ｃｏ８ １Ｆｅ９Ｐｄ１０なる組成で５ｎｍ厚さ
の強磁性体膜をこの順で成膜した以外は、実施例１と同
様に１０種類の交換結合膜試料を製造した。
度を測定した結果を、図３と同様にＩｒＭｎ合金組成依
存性として図４に示す。図に示されるように、図３の中
で十分な交換バイアス磁界を有している本発明の交換結
合膜は、ブロッキング温度が２００℃を越え信頼性も良
好である。これに対して、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ
合金を用いた交換結合膜の場合には、ブロッキング温度
が１９０℃と長期的な信頼性を得る上では不十分な値で
あった。 実施例２ 熱酸化ＳｉＯ２膜で表面が被覆されたＳｉ（１００）基
板上に、組成がＩｒｘＭｎ１００−ｘ（ｘ＝１，１５，
２５，３５，４５，５０，５５，６５，７５，８５）で
表されるＩｒＭｎ合金からなる１５ｎｍ厚さの反強磁性
体膜と、Ｃｏ８ １Ｆｅ９Ｐｄ１０なる組成で５ｎｍ厚さ
の強磁性体膜をこの順で成膜した以外は、実施例１と同
様に１０種類の交換結合膜試料を製造した。
【００６２】これらの交換結合膜の結晶構造をＸ線回折
で調べたところ、Ｉｒ比率ｘ＝４５，５０，５５のＩｒ
Ｍｎ合金からなる反強磁性体膜は面心正方晶系、その他
の反強磁性体膜は面心立方晶系の結晶構造を形成してい
ることが観測された。
で調べたところ、Ｉｒ比率ｘ＝４５，５０，５５のＩｒ
Ｍｎ合金からなる反強磁性体膜は面心正方晶系、その他
の反強磁性体膜は面心立方晶系の結晶構造を形成してい
ることが観測された。
【００６３】得られた交換結合膜について、実施例１と
同様に交換バイアス磁界（Ｈｕａ）とブロッキング温度
のＩｒＭｎ合金組成依存性を測定した。結果を図５およ
び図６に示す。図に示されるとおり、ここでは、反強磁
性体膜に用いられたＩｒＭｎ合金中のＩｒの原子％ｘが
２≦ｘ≦８０の組成範囲内でも、面心正方晶系の結晶構
造が形成されたＩｒＭｎ合金中のＩｒの原子％ｘ＝４
５，５０，５５の各試料については、交換バイアス磁
界、ブロッキング温度共に著しく低下していた。
同様に交換バイアス磁界（Ｈｕａ）とブロッキング温度
のＩｒＭｎ合金組成依存性を測定した。結果を図５およ
び図６に示す。図に示されるとおり、ここでは、反強磁
性体膜に用いられたＩｒＭｎ合金中のＩｒの原子％ｘが
２≦ｘ≦８０の組成範囲内でも、面心正方晶系の結晶構
造が形成されたＩｒＭｎ合金中のＩｒの原子％ｘ＝４
５，５０，５５の各試料については、交換バイアス磁
界、ブロッキング温度共に著しく低下していた。
【００６４】従って、特にＩｒｘＭｎ１００−ｘ（２≦
ｘ≦３５，６０≦ｘ≦８０）の組成を有するＩｒＭｎ合
金は、Ｉｒの原子％ｘが３５＜ｘ＜６０にある場合より
も面心立方晶系の結晶構造が形成されやすく、本発明の
交換結合膜において反強磁性体膜として好適に用いられ
ることが確認された。
ｘ≦３５，６０≦ｘ≦８０）の組成を有するＩｒＭｎ合
金は、Ｉｒの原子％ｘが３５＜ｘ＜６０にある場合より
も面心立方晶系の結晶構造が形成されやすく、本発明の
交換結合膜において反強磁性体膜として好適に用いられ
ることが確認された。
【００６５】実施例３ 面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒＭｎ合金からなる
反強磁性体膜において、Ｉｒ２５Ｍｎ７５の組成を有す
るＩｒＭｎ合金に対してＮｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐ
ｄ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒを添加成分として、それぞれ１０
ａｔ％添加含有させた以外は、実施例１と同様にして８
種類の交換結合膜の試料を製造した。
反強磁性体膜において、Ｉｒ２５Ｍｎ７５の組成を有す
るＩｒＭｎ合金に対してＮｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐ
ｄ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒを添加成分として、それぞれ１０
ａｔ％添加含有させた以外は、実施例１と同様にして８
種類の交換結合膜の試料を製造した。
【００６６】続いて、これらの交換結合膜に対し耐食性
試験を行った。試験はとしては前記の試料を水中に一昼
夜放置した後の腐食ピットの発生率を調べた。
試験を行った。試験はとしては前記の試料を水中に一昼
夜放置した後の腐食ピットの発生率を調べた。
【００６７】これらの試験結果を図７に示す。なお図７
には、実施例１で製造した交換結合膜中、Ｉｒ２５Ｍｎ
７５、Ｉｒ７０Ｍｎ３０、Ｉｒ５０Ｍｎ５０の組成を有
するＩｒＭｎ合金を反強磁性体膜として使用した試料、
ならびに比較例としてＩｒＭｎ合金に代えてＦｅ５０Ｍ
ｎ５０および（Ｆｅ０．５Ｍｎ０．５）８９．５Ｉｒ
１０．５なる組成を有する合金を反強磁性体膜として使
用した試料についても、上述の耐食性試験を行った結果
を併記した。
には、実施例１で製造した交換結合膜中、Ｉｒ２５Ｍｎ
７５、Ｉｒ７０Ｍｎ３０、Ｉｒ５０Ｍｎ５０の組成を有
するＩｒＭｎ合金を反強磁性体膜として使用した試料、
ならびに比較例としてＩｒＭｎ合金に代えてＦｅ５０Ｍ
ｎ５０および（Ｆｅ０．５Ｍｎ０．５）８９．５Ｉｒ
１０．５なる組成を有する合金を反強磁性体膜として使
用した試料についても、上述の耐食性試験を行った結果
を併記した。
【００６８】図７から、ＩｒＭｎ合金を主体とした反強
磁性体膜を備える試料は、ＦｅＭｎ系合金を反強磁性体
膜に用いた場合に比べて、腐食ピットの発生率が極めて
低く、特にＩｒＭｎ合金に対して前記の添加成分が添加
含有されると、腐食ピットの発生率が一段と低減される
ことが明らかになった。
磁性体膜を備える試料は、ＦｅＭｎ系合金を反強磁性体
膜に用いた場合に比べて、腐食ピットの発生率が極めて
低く、特にＩｒＭｎ合金に対して前記の添加成分が添加
含有されると、腐食ピットの発生率が一段と低減される
ことが明らかになった。
【００６９】また前記のＩｒ２５Ｍｎ７５の組成を有す
るＩｒＭｎ合金を反強磁性体膜として使用した交換結合
膜ならびにＩｒ２５Ｍｎ７５の組成を有するＩｒＭｎ合
金に対してＮｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｄ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｃｒを添加成分として、それぞれ１０ａｔ％添加含
有させた反強磁性体膜を使用した交換結合膜について、
as-depo 状態の交換バイアス磁界Ｈｕａとブロッキング
温度を実施例１と同様に測定した。
るＩｒＭｎ合金を反強磁性体膜として使用した交換結合
膜ならびにＩｒ２５Ｍｎ７５の組成を有するＩｒＭｎ合
金に対してＮｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｄ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｃｒを添加成分として、それぞれ１０ａｔ％添加含
有させた反強磁性体膜を使用した交換結合膜について、
as-depo 状態の交換バイアス磁界Ｈｕａとブロッキング
温度を実施例１と同様に測定した。
【００７０】測定結果は図８および図９に示す。図に示
されるとおり、これらの試料はいずれも十分な交換バイ
アス磁界を有すると共に、ブロッキング温度が高く信頼
性も良好であった。すなわち実施例の交換結合膜では、
反強磁性体膜に用いられるＩｒＭｎ合金に対して添加成
分を添加含有させることにより耐食性は向上し、交換結
合力や信頼性の低下はほとんど認められなかった。
されるとおり、これらの試料はいずれも十分な交換バイ
アス磁界を有すると共に、ブロッキング温度が高く信頼
性も良好であった。すなわち実施例の交換結合膜では、
反強磁性体膜に用いられるＩｒＭｎ合金に対して添加成
分を添加含有させることにより耐食性は向上し、交換結
合力や信頼性の低下はほとんど認められなかった。
【００７１】さらに、これらの交換結合膜において、真
空で２００℃、３時間の磁場中熱処理を施した後の交換
バイアス磁界Ｈｕａを図８に併せて示した。図８より明
らかなように、熱処理を施すことにより全ての試料の交
換バイアス磁界がas-depo 状態の交換バイアス磁界より
大きく上昇した。
空で２００℃、３時間の磁場中熱処理を施した後の交換
バイアス磁界Ｈｕａを図８に併せて示した。図８より明
らかなように、熱処理を施すことにより全ての試料の交
換バイアス磁界がas-depo 状態の交換バイアス磁界より
大きく上昇した。
【００７２】Ｘ線回折による分析の結果、熱処理後の交
換結合膜においては面心立方晶系の結晶構造を示す反強
磁性体膜のＸ線回折ピーク中に規則相によるピークが現
れており、熱処理によりＩｒＭｎ合金からなる反強磁性
体膜において規則相が生成し、交換結合力が増大するこ
とが確認された。
換結合膜においては面心立方晶系の結晶構造を示す反強
磁性体膜のＸ線回折ピーク中に規則相によるピークが現
れており、熱処理によりＩｒＭｎ合金からなる反強磁性
体膜において規則相が生成し、交換結合力が増大するこ
とが確認された。
【００７３】実施例４ （Ｃｏ０．９Ｆｅ０．１）１００−ｘＰｄｘなる組成の
強磁性体膜とＩｒ２５Ｍｎ７５なる組成の反強磁性体膜
より、実施例１と全く同様に積層し交換結合膜を形成し
た。
強磁性体膜とＩｒ２５Ｍｎ７５なる組成の反強磁性体膜
より、実施例１と全く同様に積層し交換結合膜を形成し
た。
【００７４】さらに、強磁性体膜中のＰｄの配合量ｘを
０から２０ａｔ％の間変化させて、それらの交換結合膜
の交換結合力を評価した結果、Ｐｄの配合量に比例して
交換バイアス磁界の増加が認められた。
０から２０ａｔ％の間変化させて、それらの交換結合膜
の交換結合力を評価した結果、Ｐｄの配合量に比例して
交換バイアス磁界の増加が認められた。
【００７５】実施例５ この実施例では、面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒ
２５Ｍｎ７５なる組成のＩｒＭｎ合金からなる反強磁性
体膜と強磁性体膜との交換結合膜を用いて、本発明の磁
気抵抗効果素子を作成した。図１０は、この磁気抵抗効
果素子の縦断面図である。
２５Ｍｎ７５なる組成のＩｒＭｎ合金からなる反強磁性
体膜と強磁性体膜との交換結合膜を用いて、本発明の磁
気抵抗効果素子を作成した。図１０は、この磁気抵抗効
果素子の縦断面図である。
【００７６】基板４としては表面が熱酸化されたＳｉウ
ェハを用い、強磁性体膜５，７としてそれぞれ厚さが３
ｎｍと２ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０膜、反強磁性体膜８と
して、厚さが８ｎｍのＩｒ２５Ｍｎ７５膜、非磁性体膜
６として厚さが３ｎｍのＣｕ膜をそれぞれ成膜した。さ
らに図中、高抵抗軟磁性膜９，１０はそれぞれ厚さが１
０ｎｍのＣｏ８８Ｚｒ５Ｎｂ７膜と厚さが２ｎｍのＮｉ
８０Ｆｅ２０膜、電極１１は厚さが０．１μｍのＣｕ
膜、ハード膜１２は厚さが４０ｎｍのＣｏ８３Ｐ
ｔ１７、保護膜８´は２０ｎｍのＴｉからなる。
ェハを用い、強磁性体膜５，７としてそれぞれ厚さが３
ｎｍと２ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０膜、反強磁性体膜８と
して、厚さが８ｎｍのＩｒ２５Ｍｎ７５膜、非磁性体膜
６として厚さが３ｎｍのＣｕ膜をそれぞれ成膜した。さ
らに図中、高抵抗軟磁性膜９，１０はそれぞれ厚さが１
０ｎｍのＣｏ８８Ｚｒ５Ｎｂ７膜と厚さが２ｎｍのＮｉ
８０Ｆｅ２０膜、電極１１は厚さが０．１μｍのＣｕ
膜、ハード膜１２は厚さが４０ｎｍのＣｏ８３Ｐ
ｔ１７、保護膜８´は２０ｎｍのＴｉからなる。
【００７７】なお、ここで成膜されたＣｏ９０Ｆｅ１０
膜は、いずれも実施例１の交換結合膜におけるＣｏ８１
Ｆｅ９Ｐｄ１０膜なる組成の強磁性体膜と同様、面心立
方晶系の結晶構造を形成していた。
膜は、いずれも実施例１の交換結合膜におけるＣｏ８１
Ｆｅ９Ｐｄ１０膜なる組成の強磁性体膜と同様、面心立
方晶系の結晶構造を形成していた。
【００７８】また磁気抵抗効果素子の作成に当っては、
強磁性体膜５，７、非磁性体膜６および反強磁性体膜８
の成膜を磁界中で行い、さらに磁界中での熱処理を施し
て反強磁性体膜８と強磁性体膜７との交換結合に一方向
異方性を付与した。
強磁性体膜５，７、非磁性体膜６および反強磁性体膜８
の成膜を磁界中で行い、さらに磁界中での熱処理を施し
て反強磁性体膜８と強磁性体膜７との交換結合に一方向
異方性を付与した。
【００７９】また高抵抗軟磁性膜９についても、磁界中
で成膜した後に熱処理を施して一軸磁気異方性を付与す
ると共に、ハード膜１２を着磁することでその一軸磁気
異方性を一段と強めた。そのアニール条件であるが、下
部磁性層の磁化容易軸に磁界をかけた静磁界中で２５０
℃まで温度を上げて１時間保持した後、炉冷した。その
炉冷中の２１０℃の温度で磁界方向を容易軸と直角方向
に回転した。最後に、通常の半導体プロセスに準じて素
子加工を行い、本発明の磁気抵抗効果素子を得た。
で成膜した後に熱処理を施して一軸磁気異方性を付与す
ると共に、ハード膜１２を着磁することでその一軸磁気
異方性を一段と強めた。そのアニール条件であるが、下
部磁性層の磁化容易軸に磁界をかけた静磁界中で２５０
℃まで温度を上げて１時間保持した後、炉冷した。その
炉冷中の２１０℃の温度で磁界方向を容易軸と直角方向
に回転した。最後に、通常の半導体プロセスに準じて素
子加工を行い、本発明の磁気抵抗効果素子を得た。
【００８０】この磁気抵抗効果素子に外部から磁界を印
加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜
にγ−ＦｅＭｎ合金を用いた磁気抵抗効果素子と同等以
上の安定した出力が得られ、なお磁壁移動に伴うバルク
ハウゼンノイズの発生も見受けられなかった。
加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜
にγ−ＦｅＭｎ合金を用いた磁気抵抗効果素子と同等以
上の安定した出力が得られ、なお磁壁移動に伴うバルク
ハウゼンノイズの発生も見受けられなかった。
【００８１】しかも、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ合金
を用いた場合よりも反強磁性体膜の耐熱性が良好である
こと、交換結合膜におけるブロッキング温度が高く且つ
交換結合力が大きいことに起因して、安定した出力が得
られる高感度の磁気抵抗効果素子を非常に歩留まりよく
作成することができた。
を用いた場合よりも反強磁性体膜の耐熱性が良好である
こと、交換結合膜におけるブロッキング温度が高く且つ
交換結合力が大きいことに起因して、安定した出力が得
られる高感度の磁気抵抗効果素子を非常に歩留まりよく
作成することができた。
【００８２】実施例６ この実施例では、面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒ
２０Ｍｎ８０なる組成のＩｒＭｎ合金からなる反強磁性
体膜と強磁性体膜との交換結合膜を用いて、本発明の磁
気抵抗効果素子を作成した。図１０は、この磁気抵抗効
果素子の縦断面図である。
２０Ｍｎ８０なる組成のＩｒＭｎ合金からなる反強磁性
体膜と強磁性体膜との交換結合膜を用いて、本発明の磁
気抵抗効果素子を作成した。図１０は、この磁気抵抗効
果素子の縦断面図である。
【００８３】基板４としては表面が熱酸化されたＳｉウ
ェハを用い、強磁性体膜５，７としてそれぞれ厚さが３
ｎｍと２ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０膜、反強磁性体膜８と
して、厚さが８ｎｍのＩｒ２０Ｍｎ８０膜、非磁性体膜
６として厚さが３ｎｍのＣｕ膜をそれぞれ成膜した。さ
らに図中、高抵抗軟磁性膜９，１０はそれぞれ厚さが１
０ｎｍのＣｏ８８Ｚｒ５Ｎｂ７膜と厚さが２ｎｍのＮｉ
８０Ｆｅ２０膜、電極１１は厚さが０．１μｍのＣｕ
膜、ハード膜１２は厚さが４０ｎｍのＣｏ８３Ｐ
ｔ１７、保護膜８´は２０ｎｍのＴａからなる。
ェハを用い、強磁性体膜５，７としてそれぞれ厚さが３
ｎｍと２ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０膜、反強磁性体膜８と
して、厚さが８ｎｍのＩｒ２０Ｍｎ８０膜、非磁性体膜
６として厚さが３ｎｍのＣｕ膜をそれぞれ成膜した。さ
らに図中、高抵抗軟磁性膜９，１０はそれぞれ厚さが１
０ｎｍのＣｏ８８Ｚｒ５Ｎｂ７膜と厚さが２ｎｍのＮｉ
８０Ｆｅ２０膜、電極１１は厚さが０．１μｍのＣｕ
膜、ハード膜１２は厚さが４０ｎｍのＣｏ８３Ｐ
ｔ１７、保護膜８´は２０ｎｍのＴａからなる。
【００８４】なお、ここで成膜されたＣｏ９０Ｆｅ１０
膜は、いずれも実施例１の交換結合膜におけるＣｏ８１
Ｆｅ９Ｐｄ１０膜なる組成の強磁性体膜と同様、面心立
方晶系の結晶構造を形成していた。
膜は、いずれも実施例１の交換結合膜におけるＣｏ８１
Ｆｅ９Ｐｄ１０膜なる組成の強磁性体膜と同様、面心立
方晶系の結晶構造を形成していた。
【００８５】また磁気抵抗効果素子の作成に当っては、
強磁性体膜５，７、非磁性体膜６および反強磁性体膜８
の成膜を磁界中で行い、さらに磁界中での熱処理を施し
て反強磁性体膜８と強磁性体膜７との交換結合に一方向
異方性を付与した。
強磁性体膜５，７、非磁性体膜６および反強磁性体膜８
の成膜を磁界中で行い、さらに磁界中での熱処理を施し
て反強磁性体膜８と強磁性体膜７との交換結合に一方向
異方性を付与した。
【００８６】また高抵抗軟磁性膜９についても、磁界中
で成膜した後に熱処理を施して一軸磁気異方性を付与す
ると共に、ハード膜１２を着磁することでその一軸磁気
異方性を一段と強めた。そのアニール条件は実施例５の
場合と同じであった。最後に、通常の半導体プロセスに
準じて素子加工を行い、本発明の磁気抵抗効果素子を得
た。
で成膜した後に熱処理を施して一軸磁気異方性を付与す
ると共に、ハード膜１２を着磁することでその一軸磁気
異方性を一段と強めた。そのアニール条件は実施例５の
場合と同じであった。最後に、通常の半導体プロセスに
準じて素子加工を行い、本発明の磁気抵抗効果素子を得
た。
【００８７】この磁気抵抗効果素子に外部から磁界を印
加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜
にγ−ＦｅＭｎ合金を用いた磁気抵抗効果素子以上の安
定した出力が得られ、なお磁壁移動に伴うバルクハウゼ
ンノイズの発生も見受けられなかった。
加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜
にγ−ＦｅＭｎ合金を用いた磁気抵抗効果素子以上の安
定した出力が得られ、なお磁壁移動に伴うバルクハウゼ
ンノイズの発生も見受けられなかった。
【００８８】しかも、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ合金
を用いた場合よりも反強磁性体膜の耐熱性が良好である
こと、交換結合膜におけるブロッキング温度が高く且つ
交換結合力が大きいことに起因して、安定した出力が得
られる高感度の磁気抵抗効果素子を非常に歩留まりよく
作成することができた。
を用いた場合よりも反強磁性体膜の耐熱性が良好である
こと、交換結合膜におけるブロッキング温度が高く且つ
交換結合力が大きいことに起因して、安定した出力が得
られる高感度の磁気抵抗効果素子を非常に歩留まりよく
作成することができた。
【００８９】さらに、全く同様の磁気抵抗効果素子を作
製して、それぞれの感度と信頼性を評価した。具体的に
は、強磁性体膜５、７が共にＣｏ９０Ｆｅ１０膜からな
る磁気抵抗効果素子、強磁性体膜５、７が共にＮｉ８０
Ｆｅ２０膜からなる磁気抵抗効果素子、および強磁性体
膜５、７がそれぞれＮｉ８０Ｆｅ２０膜とＣｏ９０Ｆｅ
１０膜からなる磁気抵抗効果素子の３種類を用意して、
単位磁界あたりの抵抗変化率すなわち感度と、加熱下強
磁性体膜５、７と非磁性体膜６の間で拡散が生じ始める
拡散開始温度を測定した。
製して、それぞれの感度と信頼性を評価した。具体的に
は、強磁性体膜５、７が共にＣｏ９０Ｆｅ１０膜からな
る磁気抵抗効果素子、強磁性体膜５、７が共にＮｉ８０
Ｆｅ２０膜からなる磁気抵抗効果素子、および強磁性体
膜５、７がそれぞれＮｉ８０Ｆｅ２０膜とＣｏ９０Ｆｅ
１０膜からなる磁気抵抗効果素子の３種類を用意して、
単位磁界あたりの抵抗変化率すなわち感度と、加熱下強
磁性体膜５、７と非磁性体膜６の間で拡散が生じ始める
拡散開始温度を測定した。
【００９０】結果を図１１に示す。
【００９１】図１１から、強磁性体膜にＣｏＦｅ合金を
用いることで抵抗変化率、耐熱温度とも向上することが
明らかである。また、ＣｏＦｅ合金からなる強磁性体膜
が反強磁性体膜と積層形成された交換結合膜では、ブロ
ッキング温度も強磁性体膜にＮｉＦｅ合金を用いた場合
より４０〜５０℃程度高く、本発明においては強磁性体
膜に面心立方晶系の結晶構造を有するＣｏ系合金を用い
ると、感度、長期信頼性、製造歩留まりなどの特に優れ
た磁気抵抗効果素子を得られることが明らかになった。
用いることで抵抗変化率、耐熱温度とも向上することが
明らかである。また、ＣｏＦｅ合金からなる強磁性体膜
が反強磁性体膜と積層形成された交換結合膜では、ブロ
ッキング温度も強磁性体膜にＮｉＦｅ合金を用いた場合
より４０〜５０℃程度高く、本発明においては強磁性体
膜に面心立方晶系の結晶構造を有するＣｏ系合金を用い
ると、感度、長期信頼性、製造歩留まりなどの特に優れ
た磁気抵抗効果素子を得られることが明らかになった。
【００９２】また強磁性体膜５にＮｉＦｅ用いた場合
は、素子として必要な直交化アニールの際の直交化アニ
ール温度を高く設定することができブロッキング温度の
高いＩｒＭｎ系膜の特性を十分に引き出すことができ
る。
は、素子として必要な直交化アニールの際の直交化アニ
ール温度を高く設定することができブロッキング温度の
高いＩｒＭｎ系膜の特性を十分に引き出すことができ
る。
【００９３】実施例７ ＲＦマグネトロンスパッタ装置を用いて、基板を加熱し
ていない状態で磁界中で成膜することにより、図１に構
成を示す反強磁性体膜と強磁性体膜からなる交換結合膜
を作製した。具体的には、表面がＣ面であるサファイア
Ｃ基板１上に、厚さ５ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０からなる
強磁性体膜２、厚さ１５ｎｍの（Ｉｒ０ ．２５Ｍｎ
０．７５）１００−ｙＦｅｙからなる反強磁性体膜３を
順次形成した。本実施例においては、反強磁性体膜３中
のＦｅの含有量ｙ原子比％を０，５，１０，１５，２
０，２５，３０，３５，４０，５０，６０，および７０
と設定した。
ていない状態で磁界中で成膜することにより、図１に構
成を示す反強磁性体膜と強磁性体膜からなる交換結合膜
を作製した。具体的には、表面がＣ面であるサファイア
Ｃ基板１上に、厚さ５ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０からなる
強磁性体膜２、厚さ１５ｎｍの（Ｉｒ０ ．２５Ｍｎ
０．７５）１００−ｙＦｅｙからなる反強磁性体膜３を
順次形成した。本実施例においては、反強磁性体膜３中
のＦｅの含有量ｙ原子比％を０，５，１０，１５，２
０，２５，３０，３５，４０，５０，６０，および７０
と設定した。
【００９４】得られたそれぞれの交換結合膜について、
結晶構造とその配向方位をＸ線回折により調べた。その
結果、反強磁性体膜および強磁性体膜は共に面心立方晶
系結晶構造であり、（１１１）配向していることが確認
された。
結晶構造とその配向方位をＸ線回折により調べた。その
結果、反強磁性体膜および強磁性体膜は共に面心立方晶
系結晶構造であり、（１１１）配向していることが確認
された。
【００９５】次に、それぞれの交換結合膜について、交
換結合力を示す交換バイアス磁界、ブロッキング温度、
および耐食性として交換結合膜を水中に一昼夜放置した
時の腐食ピットの発生率を調べた。
換結合力を示す交換バイアス磁界、ブロッキング温度、
および耐食性として交換結合膜を水中に一昼夜放置した
時の腐食ピットの発生率を調べた。
【００９６】図１２に反強磁性体膜３を形成している
（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７５）１００ −ｙＦｅｙ中のＦ
ｅ含有量ｙと交換バイアス磁界の関係、図１３にＦｅ含
有量ｙとブロッキング温度の関係、図１４にＦｅ含有量
ｙと腐食ピットの発生率についての関係をそれぞれ示
す。なお、比較として、それぞれの図にγーＦｅＭｎを
反強磁性体膜として用いた交換結合膜で得られた値を示
す。
（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７５）１００ −ｙＦｅｙ中のＦ
ｅ含有量ｙと交換バイアス磁界の関係、図１３にＦｅ含
有量ｙとブロッキング温度の関係、図１４にＦｅ含有量
ｙと腐食ピットの発生率についての関係をそれぞれ示
す。なお、比較として、それぞれの図にγーＦｅＭｎを
反強磁性体膜として用いた交換結合膜で得られた値を示
す。
【００９７】図１２に示すように、交換バイアス磁界は
ｙ＝２０のときにピーク値を示し、また０＜ｙ＜４０の
範囲においてγーＦｅＭｎを反強磁性体膜として用いた
場合よりも大きくなっている。
ｙ＝２０のときにピーク値を示し、また０＜ｙ＜４０の
範囲においてγーＦｅＭｎを反強磁性体膜として用いた
場合よりも大きくなっている。
【００９８】ブロッキング温度については、図１３に示
すように、ｙが小さくなるにつれて上昇し、ｙ＜３０の
範囲においては、γーＦｅＭｎを反強磁性体膜として用
いた場合よりも高くなっている。
すように、ｙが小さくなるにつれて上昇し、ｙ＜３０の
範囲においては、γーＦｅＭｎを反強磁性体膜として用
いた場合よりも高くなっている。
【００９９】耐食性については、図１４に示すように、
ｙが小さいほど良好であり、ｙの量如何にかかわらずγ
ーＦｅＭｎを反強磁性体膜として用いた場合よりも良好
である。
ｙが小さいほど良好であり、ｙの量如何にかかわらずγ
ーＦｅＭｎを反強磁性体膜として用いた場合よりも良好
である。
【０１００】以上の結果から、反強磁性体膜中のＦｅ含
有量ｙが０＜ｙ＜３０の範囲においては、交換結合力、
ブロッキング温度および耐食性のすべての特性に優れた
交換結合膜が得られることが判った。
有量ｙが０＜ｙ＜３０の範囲においては、交換結合力、
ブロッキング温度および耐食性のすべての特性に優れた
交換結合膜が得られることが判った。
【０１０１】なお（Ｉｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´）１００−ｙ
Ｆｅｙ のｘの値が０．２５以外の反強磁性体膜をもち
いた交換結合膜の場合においても同様な結果が得られ
た。
Ｆｅｙ のｘの値が０．２５以外の反強磁性体膜をもち
いた交換結合膜の場合においても同様な結果が得られ
た。
【０１０２】実施例８ ＲＦマグネトロンスパッタ装置を用い、基板を加熱して
いない状態で磁界中成膜することにより、図１５に示す
構造を有する交換結合膜を作製した。具体的には、表面
がＣ面であるサファイア基板１１上に、厚さ５ｎｍのＣ
ｏ強磁性体膜１２、厚さが１ｎｍのＦｅ層１３、厚さ１
５ｎｍのＩｒ２５Ｍｎ７５からなる反強磁性体層１４を
順次形成した。この段階で交換バイアス磁界およびブロ
ッキング温度を測定した。
いない状態で磁界中成膜することにより、図１５に示す
構造を有する交換結合膜を作製した。具体的には、表面
がＣ面であるサファイア基板１１上に、厚さ５ｎｍのＣ
ｏ強磁性体膜１２、厚さが１ｎｍのＦｅ層１３、厚さ１
５ｎｍのＩｒ２５Ｍｎ７５からなる反強磁性体層１４を
順次形成した。この段階で交換バイアス磁界およびブロ
ッキング温度を測定した。
【０１０３】次に、真空中において２９０℃で５時間磁
界中で熱処理した。この段階で再度交換バイアス磁界お
よびブロッキング温度を測定した。得られた交換結合膜
について、オージェ分光法により膜厚方向の組成分布を
調べたところ、反強磁性体膜１４のＦｅ層１３との界面
側でＦｅ濃度が高くなっておりＦｅ層１３から反強磁性
体膜１４へのＦｅが拡散していることが確認された。こ
の結果、得られた反強磁性体膜１４の組成は（Ｉｒ
０．２５Ｍｎ０．７５）９２Ｆｅ８となった。
界中で熱処理した。この段階で再度交換バイアス磁界お
よびブロッキング温度を測定した。得られた交換結合膜
について、オージェ分光法により膜厚方向の組成分布を
調べたところ、反強磁性体膜１４のＦｅ層１３との界面
側でＦｅ濃度が高くなっておりＦｅ層１３から反強磁性
体膜１４へのＦｅが拡散していることが確認された。こ
の結果、得られた反強磁性体膜１４の組成は（Ｉｒ
０．２５Ｍｎ０．７５）９２Ｆｅ８となった。
【０１０４】表１に熱処理前後で測定した交換バイアス
磁界およびブロッキング温度を示す。表１にはＣｏ強磁
性体膜とγーＦｅＭｎ反強磁性体膜を積層した交換結合
膜についての結果も併記する。
磁界およびブロッキング温度を示す。表１にはＣｏ強磁
性体膜とγーＦｅＭｎ反強磁性体膜を積層した交換結合
膜についての結果も併記する。
【０１０５】表１から判るように、熱処理後の交換結合
膜では、γーＦｅＭｎ反強磁性体膜を用いた交換結合膜
と比較して、交換バイアス磁界が大きくブロッキング温
度がはるかに高い。なおＩｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´のｘ´の
値が０．２５以外の反強磁性体膜をもちいた交換結合膜
の場合においても同様な結果が得られた。
膜では、γーＦｅＭｎ反強磁性体膜を用いた交換結合膜
と比較して、交換バイアス磁界が大きくブロッキング温
度がはるかに高い。なおＩｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´のｘ´の
値が０．２５以外の反強磁性体膜をもちいた交換結合膜
の場合においても同様な結果が得られた。
【０１０６】
【表１】 実施例９ ＲＦマグネトロンスパッタ装置を用い、基板を加熱して
いない状態で磁界中成膜することにより、図１５に示す
構造を有する交換結合膜を作製した。具体的には、表面
がＣ面であるサファイア基板１１´上に、厚さ５ｎｍの
Ｃｏ強磁性体膜１２´、厚さが１ｎｍのＦｅ層１３、厚
さ１５ｎｍの（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７ ５）８０Ｆｅ
２０なる反強磁性体層１４を順次形成した。得られた交
換結合膜の交換バイアス磁界およびブロッキング温度を
測定した。
いない状態で磁界中成膜することにより、図１５に示す
構造を有する交換結合膜を作製した。具体的には、表面
がＣ面であるサファイア基板１１´上に、厚さ５ｎｍの
Ｃｏ強磁性体膜１２´、厚さが１ｎｍのＦｅ層１３、厚
さ１５ｎｍの（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７ ５）８０Ｆｅ
２０なる反強磁性体層１４を順次形成した。得られた交
換結合膜の交換バイアス磁界およびブロッキング温度を
測定した。
【０１０７】表２にＦｅ層１３を介在させた場合と介在
させていない場合との交換バイアス磁界およびブロッキ
ング温度を示す。この場合にも比較としてＣｏ強磁性体
膜とγーＦｅＭｎ反強磁性体膜を積層した交換結合膜に
ついての結果も併記する。表２からわかるように、Ｆｅ
層１３を介在させることにより，熱処理前でも交換結合
力が大きくなっている。また熱処理後さらに大きくなっ
ている。さらに、γーＦｅＭｎ反強磁性体膜を用いた交
換結合膜と比較して、交換バイアス磁界が大きくブロッ
キング温度がはるかに高い。なおＩｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´
のｘ´の値が０．２５以外の反強磁性体膜をもちいた交
換結合膜の場合においても同様な結果が得られた。
させていない場合との交換バイアス磁界およびブロッキ
ング温度を示す。この場合にも比較としてＣｏ強磁性体
膜とγーＦｅＭｎ反強磁性体膜を積層した交換結合膜に
ついての結果も併記する。表２からわかるように、Ｆｅ
層１３を介在させることにより，熱処理前でも交換結合
力が大きくなっている。また熱処理後さらに大きくなっ
ている。さらに、γーＦｅＭｎ反強磁性体膜を用いた交
換結合膜と比較して、交換バイアス磁界が大きくブロッ
キング温度がはるかに高い。なおＩｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´
のｘ´の値が０．２５以外の反強磁性体膜をもちいた交
換結合膜の場合においても同様な結果が得られた。
【０１０８】
【表２】 実施例１０ ＲＦマグネトロンスパッタ装置を用い、基板を加熱して
いない状態で磁界中成膜することにより、図１６に示す
構造を有する交換結合膜を作製した。具体的には、表面
がＣ面であるサファイア基板２１上に、厚さ５ｎｍのＣ
ｏ９０Ｆｅ１０強磁性体膜２２、厚さ１５ｎｍのＩｒ
２５Ｍｎ７５からなる反強磁性体層２３を順次形成し
た。この段階で交換バイアス磁界およびブロッキング温
度を測定した。
いない状態で磁界中成膜することにより、図１６に示す
構造を有する交換結合膜を作製した。具体的には、表面
がＣ面であるサファイア基板２１上に、厚さ５ｎｍのＣ
ｏ９０Ｆｅ１０強磁性体膜２２、厚さ１５ｎｍのＩｒ
２５Ｍｎ７５からなる反強磁性体層２３を順次形成し
た。この段階で交換バイアス磁界およびブロッキング温
度を測定した。
【０１０９】次に、真空中において２９０℃で５時間熱
処理した。この段階で再度交換バイアス磁界およびブロ
ッキング温度を測定した。得られた交換結合膜につい
て、オージェ分光法により膜厚方向の組成分布を調べた
ところ、反強磁性体膜２３の強磁性体膜２２との界面側
でＦｅ濃度が高くなっており強磁性体膜２２からＩｒ
２５Ｍｎ７５反強磁性体膜２３へＦｅが拡散しているこ
とが確認された。この結果、得られた反強磁性体膜２３
の組成は（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７５）９９．５Ｆｅ
０．５となった。
処理した。この段階で再度交換バイアス磁界およびブロ
ッキング温度を測定した。得られた交換結合膜につい
て、オージェ分光法により膜厚方向の組成分布を調べた
ところ、反強磁性体膜２３の強磁性体膜２２との界面側
でＦｅ濃度が高くなっており強磁性体膜２２からＩｒ
２５Ｍｎ７５反強磁性体膜２３へＦｅが拡散しているこ
とが確認された。この結果、得られた反強磁性体膜２３
の組成は（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７５）９９．５Ｆｅ
０．５となった。
【０１１０】表３に熱処理前後で測定した交換バイアス
磁界およびブロッキング温度を示す。表１３にはＣｏ
８１Ｆｅ９Ｐｄ１０強磁性体膜とγーＦｅＭｎ反強磁性
体膜を積層した交換結合膜についての結果も併記する。
磁界およびブロッキング温度を示す。表１３にはＣｏ
８１Ｆｅ９Ｐｄ１０強磁性体膜とγーＦｅＭｎ反強磁性
体膜を積層した交換結合膜についての結果も併記する。
【０１１１】表３から判るように、熱処理後の交換結合
膜では、γーＦｅＭｎ反強磁性体膜を用いた交換結合膜
と比較して、交換バイアス磁界が大きくブロッキング温
度がはるかに高い。なおＩｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´のｘ´の
値が０．２５以外の反強磁性体膜をもちいた交換結合膜
の場合においても同様な結果が得られた。
膜では、γーＦｅＭｎ反強磁性体膜を用いた交換結合膜
と比較して、交換バイアス磁界が大きくブロッキング温
度がはるかに高い。なおＩｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´のｘ´の
値が０．２５以外の反強磁性体膜をもちいた交換結合膜
の場合においても同様な結果が得られた。
【０１１２】
【表３】 実施例１１ 実施例６と同様な方法により、（Ｉｒ０．２５Ｍｎ
０．７５）８０Ｆｅ２０にそれぞれＮｉ，Ｃｕ，Ｔａ，
Ｈｆ，Ｐｄ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃｒを１０ａｔ％の割合で添
加した反強磁性体膜を用いて交換結合膜を作製した。得
られた各交換結合膜を水中に一昼夜放置して腐食ピット
の発生率を調べた。この結果を表４に示す。
０．７５）８０Ｆｅ２０にそれぞれＮｉ，Ｃｕ，Ｔａ，
Ｈｆ，Ｐｄ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｃｒを１０ａｔ％の割合で添
加した反強磁性体膜を用いて交換結合膜を作製した。得
られた各交換結合膜を水中に一昼夜放置して腐食ピット
の発生率を調べた。この結果を表４に示す。
【表４】 表４からわかるように、上記の各元素を添加した反強磁
性体膜を用いた交換結合膜は、無添加の反強磁性体膜を
用いた交換結合膜よりもさらに耐食性が向上しているこ
とがわかる。
性体膜を用いた交換結合膜は、無添加の反強磁性体膜を
用いた交換結合膜よりもさらに耐食性が向上しているこ
とがわかる。
【０１１３】実施例１３ 本実施例では、図１７に示す磁気抵抗効果素子を作製し
た。具体的には、シリコン基板３１の表面に形成された
熱酸化層３２の上に、厚さ４０ｎｍのＣｏ８３Ｐｔ１７
ハード膜３３を成膜した後、その一部を選択的に除去し
て下地の熱酸化層３２を部分的に露出させた。その上に
厚さが１０ｎｍのＣｏ８８Ｚｒ５Ｎｂ７膜３４、厚さが
２ｎｍのＮｉ８０Ｆｅ２０膜３５、厚さが４ｎｍのＣｏ
９０Ｆｅ１０強磁性体膜３６、厚さが３ｎｍのＣｕ膜３
７、厚さが３ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０強磁性体膜３８、
厚さ１５ｎｍの（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７５）８０Ｆｅ
２ ０反強磁性体膜３９、厚さ２０ｎｍのＴｉ保護膜４０
を順次成膜した。さらに厚さ０．１μｍのＣｕ電極４０
´を成膜して加工した。
た。具体的には、シリコン基板３１の表面に形成された
熱酸化層３２の上に、厚さ４０ｎｍのＣｏ８３Ｐｔ１７
ハード膜３３を成膜した後、その一部を選択的に除去し
て下地の熱酸化層３２を部分的に露出させた。その上に
厚さが１０ｎｍのＣｏ８８Ｚｒ５Ｎｂ７膜３４、厚さが
２ｎｍのＮｉ８０Ｆｅ２０膜３５、厚さが４ｎｍのＣｏ
９０Ｆｅ１０強磁性体膜３６、厚さが３ｎｍのＣｕ膜３
７、厚さが３ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０強磁性体膜３８、
厚さ１５ｎｍの（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７５）８０Ｆｅ
２ ０反強磁性体膜３９、厚さ２０ｎｍのＴｉ保護膜４０
を順次成膜した。さらに厚さ０．１μｍのＣｕ電極４０
´を成膜して加工した。
【０１１４】なお、磁界中で熱処理を行った後、ハード
膜３３を着磁した。磁界中熱処理により反強磁性体膜３
９と強磁性体膜３８との結合に一方向異方性を付与しＣ
ｏ８ ８Ｚｒ５Ｎｂ７膜３４、Ｎｉ８０Ｆｅ２０膜３５お
よびＣｏ９０Ｆｅ１０強磁性体膜３６に一軸異方性を付
与した。アニール条件は実施例５と同じであった。
膜３３を着磁した。磁界中熱処理により反強磁性体膜３
９と強磁性体膜３８との結合に一方向異方性を付与しＣ
ｏ８ ８Ｚｒ５Ｎｂ７膜３４、Ｎｉ８０Ｆｅ２０膜３５お
よびＣｏ９０Ｆｅ１０強磁性体膜３６に一軸異方性を付
与した。アニール条件は実施例５と同じであった。
【０１１５】この磁気抵抗効果素子に外部から磁界を印
加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜
にγ−ＦｅＭｎ合金を用いた磁気抵抗効果素子と同等以
上の安定した出力が得られ、なお磁壁移動に伴うバルク
ハウゼンノイズの発生も認められなかった。
加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜
にγ−ＦｅＭｎ合金を用いた磁気抵抗効果素子と同等以
上の安定した出力が得られ、なお磁壁移動に伴うバルク
ハウゼンノイズの発生も認められなかった。
【０１１６】しかも、（Ｉｒ０．２５Ｍｎ０．７５）
８０Ｆｅ２０反強磁性体膜３９はγ−ＦｅＭｎ合金を用
いた場合よりも耐食性が高く、ブロッキング温度が高い
ことから歩留まりも大幅に向上した。
８０Ｆｅ２０反強磁性体膜３９はγ−ＦｅＭｎ合金を用
いた場合よりも耐食性が高く、ブロッキング温度が高い
ことから歩留まりも大幅に向上した。
【０１１７】実施例１４ 実施例４、５、１１、１２で作製した同様の磁気抵抗素
子と同様の構造の素子をＡｌ２Ｏ３−ＴｉＣ基板４１
´、下シールド膜４１、下ギャップ膜４２の上に作製
し、さらにその上に上ギャップ膜４３、上シールド膜４
４を、図１８に示すように形成した。これにより再生ヘ
ッドを作製した。ＩｒＭｎ系を用いたヘッドは耐食性が
高いため、腐食のためＦｅＭｎでは加工不可能であった
０．１μｍデプス（depth ）を可能とし、大きな再生出
力を得ることができた。
子と同様の構造の素子をＡｌ２Ｏ３−ＴｉＣ基板４１
´、下シールド膜４１、下ギャップ膜４２の上に作製
し、さらにその上に上ギャップ膜４３、上シールド膜４
４を、図１８に示すように形成した。これにより再生ヘ
ッドを作製した。ＩｒＭｎ系を用いたヘッドは耐食性が
高いため、腐食のためＦｅＭｎでは加工不可能であった
０．１μｍデプス（depth ）を可能とし、大きな再生出
力を得ることができた。
【０１１８】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明の交換結合
膜は、良好な交換結合力を有し、且つ耐食性、熱安定性
にも優れている。
膜は、良好な交換結合力を有し、且つ耐食性、熱安定性
にも優れている。
【０１１９】さらに、この交換結合膜を具備した磁気抵
抗効果素子は、安定した出力を長期間に亘って得ること
ができ、その工業的な価値は極めて大きい。
抗効果素子は、安定した出力を長期間に亘って得ること
ができ、その工業的な価値は極めて大きい。
【図１】 本発明の実施例１における交換結合膜の縦断
面図である。
面図である。
【図２】 交換結合膜の磁化曲線を示す特性図である。
【図３】 実施例１における交換結合膜の交換バイアス
磁界ＨｕａのＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
磁界ＨｕａのＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
【図４】 実施例１における交換結合膜のブロッキング
温度のＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
温度のＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
【図５】 実施例２における交換結合膜の交換バイアス
磁界ＨｕａのＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
磁界ＨｕａのＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
【図６】 実施例２における交換結合膜のブロッキング
温度のＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
温度のＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
【図７】 実施例３における交換結合膜の腐食ピット発
生率を示す図である。
生率を示す図である。
【図８】 実施例３における交換結合膜の交換バイアス
磁界ＨｕａのＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
磁界ＨｕａのＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
【図９】 実施例３における交換結合膜のブロッキング
温度のＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
温度のＩｒＭｎ合金組成依存性を示す図である。
【図１０】 実施例５における磁気抵抗効果素子の縦断
面図である。
面図である。
【図１１】 実施例５における磁気抵抗効果素子の抵抗
変化率および耐熱温度を示す図である。
変化率および耐熱温度を示す図である。
【図１２】 実施例６における交換結合膜の交換バイア
ス磁界ＨｕａとＩｒＭｎＦｅ合金中のＦｅ含有量との関
係を示す図である。
ス磁界ＨｕａとＩｒＭｎＦｅ合金中のＦｅ含有量との関
係を示す図である。
【図１３】 実施例６における交換結合膜のブロッキン
グ温度とＩｒＭｎＦｅ合金中のＦｅ含有量との関係を示
す図である。
グ温度とＩｒＭｎＦｅ合金中のＦｅ含有量との関係を示
す図である。
【図１４】 実施例６における交換結合膜の腐食ピット
発生率とＩｒＭｎＦｅ合金中のＦｅ含有量との関係を示
す図である。
発生率とＩｒＭｎＦｅ合金中のＦｅ含有量との関係を示
す図である。
【図１５】 実施例７および８の交換結合膜の縦断面図
である。
である。
【図１６】 実施例９の交換結合膜の縦断面図である。
【図１７】 実施例１３における磁気抵抗効果素子の縦
断面図である。
断面図である。
【図１８】 実施例１４における磁気抵抗効果素子の縦
断面図である。
断面図である。
１、４、２１、３１、４１´……基板、 ２、５、７、
２２、３６、３８……強磁性体膜、 ３、８、１４、２
３、３９……反強磁性体膜、 ６、３７……非磁性体
膜、 ９、１０……高抵抗軟磁性膜、 １１、４０´…
…電極、 １２、３３……ハード膜、 ８´、４０……
保護膜、 １３……Ｆｅ層、 ３２……熱酸化層、 ３
４……ＣｏＺｒＮｂ膜、 ３５……ＮｉＦｅ膜、 ４１
……下シールド膜、 ４２……下ギャップ膜、 ４３…
…上ギャップ膜、 ４４……上シールド膜
２２、３６、３８……強磁性体膜、 ３、８、１４、２
３、３９……反強磁性体膜、 ６、３７……非磁性体
膜、 ９、１０……高抵抗軟磁性膜、 １１、４０´…
…電極、 １２、３３……ハード膜、 ８´、４０……
保護膜、 １３……Ｆｅ層、 ３２……熱酸化層、 ３
４……ＣｏＺｒＮｂ膜、 ３５……ＮｉＦｅ膜、 ４１
……下シールド膜、 ４２……下ギャップ膜、 ４３…
…上ギャップ膜、 ４４……上シールド膜
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年７月２６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】特許請求の範囲
【補正方法】変更
【補正内容】
【特許請求の範囲】
【請求項７】 請求項５記載の交換結合膜であって、前
記Ｃｏ系合金はさらにＰｄを含むことを特徴とする交換
結合膜。
記Ｃｏ系合金はさらにＰｄを含むことを特徴とする交換
結合膜。
【請求項８】 請求項１記載の交換結合膜であって、前
記強磁性体膜と前記反強磁性体膜の界面にＦｅまたはＦ
ｅ合金を介在させることを特徴とする交換結合膜。
記強磁性体膜と前記反強磁性体膜の界面にＦｅまたはＦ
ｅ合金を介在させることを特徴とする交換結合膜。
【請求項１０】 強磁性体膜と反強磁性体膜を積層して
なる交換結合膜であって、前記反強磁性体膜が、少なく
とも１部が面心立方晶系の結晶構造を有し、かつ組成が
一般式（Ｉｒｘ′Ｍｎ１−ｘ′）１００−ｙＦｅ ｙ（式
中、ｘ′は原子比であって０．０２≦ｘ′≦０．８０を
満足する数値、ｙはａｔ％で０＜ｙ＜３０を満足する値
である）で表されるＩｒＭｎＦｅ合金からなることを特
徴とする交換結合膜。
なる交換結合膜であって、前記反強磁性体膜が、少なく
とも１部が面心立方晶系の結晶構造を有し、かつ組成が
一般式（Ｉｒｘ′Ｍｎ１−ｘ′）１００−ｙＦｅ ｙ（式
中、ｘ′は原子比であって０．０２≦ｘ′≦０．８０を
満足する数値、ｙはａｔ％で０＜ｙ＜３０を満足する値
である）で表されるＩｒＭｎＦｅ合金からなることを特
徴とする交換結合膜。
【請求項１６】 請求項１４記載の交換結合膜であっ
て、前記Ｃｏ系合金はさらにＰｄを含むことを特徴とす
る交換結合膜。
て、前記Ｃｏ系合金はさらにＰｄを含むことを特徴とす
る交換結合膜。
【請求項１７】 請求項１０記載の交換結合膜であっ
て、前記強磁性体膜と前記反強磁性体膜の界面にＦｅま
たはＦｅ合金を介在させることを特徴とする交換結合
膜。
て、前記強磁性体膜と前記反強磁性体膜の界面にＦｅま
たはＦｅ合金を介在させることを特徴とする交換結合
膜。
【請求項１８】 請求項１０記載の交換結合膜であっ
て、前記ＩｒＭｎＦｅ合金からなる反強磁性体膜の少な
くとも１部が規則相を有することを特徴とする交換結合
膜。
て、前記ＩｒＭｎＦｅ合金からなる反強磁性体膜の少な
くとも１部が規則相を有することを特徴とする交換結合
膜。
【請求項１９】 請求項１記載の交換結合膜であって、
前記反強磁性体膜と積層する強磁性体膜が、強磁性体、
非磁性体、および強磁性体からなるサンドイッチ膜であ
ることを特徴とする交換結合膜。
前記反強磁性体膜と積層する強磁性体膜が、強磁性体、
非磁性体、および強磁性体からなるサンドイッチ膜であ
ることを特徴とする交換結合膜。
【請求項２０】 請求項１０記載の交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜と積層する強磁性体膜が、強磁性
体、非磁性体、および強磁性体からなるサンドイッチ膜
であることを特徴とする交換結合膜。
て、前記反強磁性体膜と積層する強磁性体膜が、強磁性
体、非磁性体、および強磁性体からなるサンドイッチ膜
であることを特徴とする交換結合膜。
【請求項２１】 請求項１記載の交換結合膜と、前記交
換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電する
ための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効果
素子。
換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電する
ための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効果
素子。
【請求項２２】 請求項１０記載の交換結合膜と、前記
交換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電す
るための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効
果素子。
交換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電す
るための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効
果素子。
【請求項２３】 請求項１９記載の交換結合膜と、前記
交換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電す
るための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効
果素子。
交換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電す
るための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効
果素子。
【請求項２４】 請求項２３記載の磁気抵抗効果素子で
あって、前記交換結合膜における前記サンドイッチ膜構
造の強磁性体膜は、一方の前記強磁性体が前記ＩｒＭｎ
合金からなる反強磁性体膜により磁化固着されているこ
とを特徴とする磁気抵抗効果素子。
あって、前記交換結合膜における前記サンドイッチ膜構
造の強磁性体膜は、一方の前記強磁性体が前記ＩｒＭｎ
合金からなる反強磁性体膜により磁化固着されているこ
とを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２５】 請求項２０記載の交換結合膜と、前記
交換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電す
るための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効
果素子。
交換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電す
るための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効
果素子。
【請求項２６】 請求項２５記載の磁気抵抗効果素子で
あって、前記交換結合膜における前記サンドイッチ膜構
造の強磁性体膜は、一方の前記強磁性体が前記ＩｒＭｎ
Ｆｅ合金からなる反強磁性体膜により磁化固着されてい
ることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
あって、前記交換結合膜における前記サンドイッチ膜構
造の強磁性体膜は、一方の前記強磁性体が前記ＩｒＭｎ
Ｆｅ合金からなる反強磁性体膜により磁化固着されてい
ることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２７】 請求項２４または請求項２６記載の磁
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜構造の強
磁性体膜における前記強磁性体は、面心立方晶系の結晶
構造または六方晶最密結晶構造を有するＣｏまたはＣｏ
系合金からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜構造の強
磁性体膜における前記強磁性体は、面心立方晶系の結晶
構造または六方晶最密結晶構造を有するＣｏまたはＣｏ
系合金からなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２８】 請求項２４または請求項２６記載の磁
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜構造の強
磁性体膜における前記強磁性体は、ＣｏＦｅ合金からな
ることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜構造の強
磁性体膜における前記強磁性体は、ＣｏＦｅ合金からな
ることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２９】 請求項２７記載の磁気抵抗効果素子で
あって、前記Ｃｏ系合金はさらにＰｄを含むことを特徴
とする磁気抵抗効果素子。
あって、前記Ｃｏ系合金はさらにＰｄを含むことを特徴
とする磁気抵抗効果素子。
【請求項３０】 請求項２４または請求項２６記載の磁
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜の下地層
として非晶質金属膜とＮｉＦｅ合金膜とが設けられてい
ることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜の下地層
として非晶質金属膜とＮｉＦｅ合金膜とが設けられてい
ることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項３１】 請求項２４または請求項２６記載の磁
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜の前記反
強磁性体膜と積層していない側の前記強磁性体は、少な
くともＮｉＦｅ合金膜とＣｏＦｅ合金膜とからなること
を特徴とする磁気抵抗効果素子。
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜の前記反
強磁性体膜と積層していない側の前記強磁性体は、少な
くともＮｉＦｅ合金膜とＣｏＦｅ合金膜とからなること
を特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項３２】 請求項２４または請求項２６記載の磁
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜の前記反
強磁性体膜と積層していない側の前記強磁性体がＮｉＦ
ｅ合金からなり、かつ前記反強磁性体膜と積層した前記
強磁性体がＣｏまたはＣｏ系合金からなることを特徴と
する磁気抵抗効果素子。
気抵抗効果素子であって、前記サンドイッチ膜の前記反
強磁性体膜と積層していない側の前記強磁性体がＮｉＦ
ｅ合金からなり、かつ前記反強磁性体膜と積層した前記
強磁性体がＣｏまたはＣｏ系合金からなることを特徴と
する磁気抵抗効果素子。
【請求項３３】 請求項２４または請求項２６記載の磁
気抵抗効果素子であって、前記反強磁性体膜の膜厚は、
前記サンドイッチ膜の前記反強磁性体膜と積層した前記
強磁性体の膜厚より厚く、かつ１５ｎｍ以下であること
を特徴とする磁気抵抗効果素子。
気抵抗効果素子であって、前記反強磁性体膜の膜厚は、
前記サンドイッチ膜の前記反強磁性体膜と積層した前記
強磁性体の膜厚より厚く、かつ１５ｎｍ以下であること
を特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項３４】 請求項２４または請求項２６記載の磁
気抵抗効果素子であって、前記強磁性体膜と前記反強磁
性体膜の界面にＦｅまたはＦｅ合金を介在させることを
特徴とする磁気抵抗効果素子。
気抵抗効果素子であって、前記強磁性体膜と前記反強磁
性体膜の界面にＦｅまたはＦｅ合金を介在させることを
特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項３５】 下シールド膜と、前記下シールド膜上
に下ギャップ膜を介して形成された、請求項２４または
請求項２６記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効
果素子上に下ギャップ膜を介して形成された上シールド
膜とを具備することを特徴とする磁気ヘッド。
に下ギャップ膜を介して形成された、請求項２４または
請求項２６記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効
果素子上に下ギャップ膜を介して形成された上シールド
膜とを具備することを特徴とする磁気ヘッド。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１３
【補正方法】削除
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１４】本発明に係る第２の交換結合膜は、反強磁
性体膜と強磁性体膜を積層してなる交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜が、少なくとも１部が面心立方晶
系の結晶構造を有し、かつ組成が一般式（Ｉｒｘ′Ｍｎ
１−ｘ′）１００−ｙＦｅ（式中、ｘ′は原子比であっ
て０．０２≦ｘ′≦０．８０を満足する数値、ｙはａｔ
％で０＜ｙ＜３０を満足する値である）で表されるＩｒ
ＭｎＦｅ合金からなることを特徴とするものである。
性体膜と強磁性体膜を積層してなる交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜が、少なくとも１部が面心立方晶
系の結晶構造を有し、かつ組成が一般式（Ｉｒｘ′Ｍｎ
１−ｘ′）１００−ｙＦｅ（式中、ｘ′は原子比であっ
て０．０２≦ｘ′≦０．８０を満足する数値、ｙはａｔ
％で０＜ｙ＜３０を満足する値である）で表されるＩｒ
ＭｎＦｅ合金からなることを特徴とするものである。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１８】本発明に係る第一の交換結合膜は、ＩｒＭ
ｎ合金からなる反強磁性体膜と強磁性体膜とが積層形成
された基本構造を備えるものである。
ｎ合金からなる反強磁性体膜と強磁性体膜とが積層形成
された基本構造を備えるものである。
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２３】さらに、ＩｒＭｎ合金は、一般に、３５＜
ｘ＜６０の組成範囲では、面心正方晶系の結晶横造が安
定となる。
ｘ＜６０の組成範囲では、面心正方晶系の結晶横造が安
定となる。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２４】したがって、本発明に係る交換結合膜にお
いては、ＩｒｘＭｎ１００−ｘ（２≦Ｘ≦３５、６０≦
Ｘ≦８０）、さらにはＩｒｘＭｎ１００−ｘ（１５≦ｘ
≦３５）で表される組成のＩｒＭｎ合金を用いることが
より好ましい。
いては、ＩｒｘＭｎ１００−ｘ（２≦Ｘ≦３５、６０≦
Ｘ≦８０）、さらにはＩｒｘＭｎ１００−ｘ（１５≦ｘ
≦３５）で表される組成のＩｒＭｎ合金を用いることが
より好ましい。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２５】ただし、結晶構造が面心立方晶系であるＣ
ｕなどの膜やＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉやこれらの合金などを主
体とする磁気抵抗効果膜の上に、ＩｒＭｎ合金をエピタ
キシャル的に成長させる場合などは、３５＜ｘ＜６０の
組成範囲でも面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒＭｎ
合金からなる反強磁性体膜を形成することができる。
ｕなどの膜やＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉやこれらの合金などを主
体とする磁気抵抗効果膜の上に、ＩｒＭｎ合金をエピタ
キシャル的に成長させる場合などは、３５＜ｘ＜６０の
組成範囲でも面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒＭｎ
合金からなる反強磁性体膜を形成することができる。
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２６】すなわち本発明では、面心立方晶系の結晶
構造を有するＩｒＭｎ合金で反強磁性体膜が形成される
のであれば、ＩｒＭｎ合金が上述したような３５＜ｘ＜
６０の組成範囲であっても、特別差支えない。
構造を有するＩｒＭｎ合金で反強磁性体膜が形成される
のであれば、ＩｒＭｎ合金が上述したような３５＜ｘ＜
６０の組成範囲であっても、特別差支えない。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２７
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２７】本発明に係る第２の交換結合膜における反
強磁性体膜は、一般式（Ｉｒｘ′Ｍｎ１−ｘ′）
１００−ｙＦｅｙ、ここでｘ′は原子比であって０．０
２≦ｘ′≦０．８０を満足する数値、ｙはａｔ％、０＜
ｙ＜３０を満足する値である。
強磁性体膜は、一般式（Ｉｒｘ′Ｍｎ１−ｘ′）
１００−ｙＦｅｙ、ここでｘ′は原子比であって０．０
２≦ｘ′≦０．８０を満足する数値、ｙはａｔ％、０＜
ｙ＜３０を満足する値である。
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２８】即ち、本発明に係る第２の交換結合膜にお
ける反強磁性体膜は、本発明に係る第１の交換結合膜に
おける反強磁性体膜を構成しているＩｒＭｎ合金に対し
てＦｅを添加した合金組成からなる。
ける反強磁性体膜は、本発明に係る第１の交換結合膜に
おける反強磁性体膜を構成しているＩｒＭｎ合金に対し
てＦｅを添加した合金組成からなる。
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３０】Ｆｅは反強磁性体膜の強磁性体膜との格子
整合性を良好にして交換結合力を大きくする作用を有す
る。但し、ｙが３０以上になると耐食性は大きく低下す
るためｙは３０未満とする。より好ましいｙの範囲は、
０．０１≦ｙ≦２５である。
整合性を良好にして交換結合力を大きくする作用を有す
る。但し、ｙが３０以上になると耐食性は大きく低下す
るためｙは３０未満とする。より好ましいｙの範囲は、
０．０１≦ｙ≦２５である。
【手続補正１２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３１】本発明に係る第２の交換結合膜において
も、交換結合膜を構成する反強磁性体膜および強磁性体
膜はいずれも面心立方晶（ｆｃｃ）構造を有することが
好ましい。さらに本発明の１実施態様では、強磁性体
膜、反強磁性体膜とも（１１１）面配向をしているため
強磁性体膜は６方晶構造でも差支えない。なお、本発明
に係る第１の交換結合膜について前述したように、Ｉｒ
ｘＭｎ１−ｘ系合金は、バルクでは、０．３５＜ｘ＜
０．６０の範囲で面心正方晶（ｆｃｔ）構造を有する。
この面心正方晶のＩｒＭｎ系合金の格子定数ａは０．２
７３ｎｍと小さく、ｃ／ａの比が１．３５５とかなり大
きい。一方面心立方晶（ｆｃｃ）構造を有する強磁性膜
は格子定数ａが０．３５ｎｍ前後である。このため、
（Ｉｒｘ′Ｍｎ１−ｘ′）１００−ｙＦｅｙ（０．３５
＜ｘ′＜０．６０）合金を反強磁性体膜として用いると
強磁性膜との格子整合性が悪く、十分な交換結合力を得
ることが困難になると予想される。
も、交換結合膜を構成する反強磁性体膜および強磁性体
膜はいずれも面心立方晶（ｆｃｃ）構造を有することが
好ましい。さらに本発明の１実施態様では、強磁性体
膜、反強磁性体膜とも（１１１）面配向をしているため
強磁性体膜は６方晶構造でも差支えない。なお、本発明
に係る第１の交換結合膜について前述したように、Ｉｒ
ｘＭｎ１−ｘ系合金は、バルクでは、０．３５＜ｘ＜
０．６０の範囲で面心正方晶（ｆｃｔ）構造を有する。
この面心正方晶のＩｒＭｎ系合金の格子定数ａは０．２
７３ｎｍと小さく、ｃ／ａの比が１．３５５とかなり大
きい。一方面心立方晶（ｆｃｃ）構造を有する強磁性膜
は格子定数ａが０．３５ｎｍ前後である。このため、
（Ｉｒｘ′Ｍｎ１−ｘ′）１００−ｙＦｅｙ（０．３５
＜ｘ′＜０．６０）合金を反強磁性体膜として用いると
強磁性膜との格子整合性が悪く、十分な交換結合力を得
ることが困難になると予想される。
【手続補正１３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３３】また第２の交換結合膜において、（Ｉｒ
ｘ′Ｍｎ１−ｘ′）１００−ｙＦｅからなる反強磁性体
膜の膜厚方向に沿うＦｅの濃度分布は、均一でも、不均
一（組成変調膜）でもよい。例えば、反強磁性体膜の強
磁性体膜との界面側またはこれと反対側の表面において
Ｆｅの濃度が高くなっていてもよいし、反強磁性体膜の
中央部において濃度が高くなっていてもよい。
ｘ′Ｍｎ１−ｘ′）１００−ｙＦｅからなる反強磁性体
膜の膜厚方向に沿うＦｅの濃度分布は、均一でも、不均
一（組成変調膜）でもよい。例えば、反強磁性体膜の強
磁性体膜との界面側またはこれと反対側の表面において
Ｆｅの濃度が高くなっていてもよいし、反強磁性体膜の
中央部において濃度が高くなっていてもよい。
【手続補正１４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３５】さらに本発明に係る第１および第２の交換
結合膜においては、反強磁性体膜に用いられるＩｒＭｎ
合金に対し、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｄ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｗ、Ｚｒ、Ｇａ、Ｂｅ、Ｉｎ、
Ｓｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｔ、Ｇ
ｅ、Ｏｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ａｕ、Ｎなどの添加成分
を添加含有させてもよい。
結合膜においては、反強磁性体膜に用いられるＩｒＭｎ
合金に対し、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｄ、Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｗ、Ｚｒ、Ｇａ、Ｂｅ、Ｉｎ、
Ｓｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｔ、Ｇ
ｅ、Ｏｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ａｕ、Ｎなどの添加成分
を添加含有させてもよい。
【手続補正１５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３８
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３８】また第２の交換結合膜におけるＩｒＭｎＦ
ｅ合金に対しても同じで、これらの元素の添加量は５０
ａｔ％を越えると交換結合膜の交換結合力が低下する。
ｅ合金に対しても同じで、これらの元素の添加量は５０
ａｔ％を越えると交換結合膜の交換結合力が低下する。
【手続補正１６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００５３】なお、上記のような強磁性体膜から反強磁
性体膜へ向かってＦｅの拡散を利用して、強磁性体膜と
Ｆｅを含まないＩｒＭｎ膜とを積層した後にアニールす
ることにより本発明に係る第２の交換結合膜のＩｒＭｎ
Ｆｅ反強磁性体膜を形成することもできる。またＦｅを
含まない強磁性体膜を用いる場合、Ｆｅを含まない強磁
性体膜とＦｅを含まないＩｒＭｎ反強磁性体膜の間にＦ
ｅを主成分とする層を介在させ、成膜後にアニールする
ことによりＩｒＭｎＦｅ反強磁性体膜を形成してもよ
い。このように界面に介在させるＦｅを主成分とする層
の厚さは５ｎｍ以下、さらには２ｎｍ以下とすることが
望ましい。さらにＦｅを含まないＩｒＭｎと強磁性体膜
との界面に１原子層以上のＦｅが存在すれば交換結合力
が高まる。また同様に、ＩｒＭｎＦｅに対しても、強磁
性体膜がＦｅを含まないかまたはＦｅの含有量が少ない
場合においても、界面にＦｅを介在させることにより、
交換結合力を高めることができる。この場合のＦｅ層は
１原子層以上あれば効果を発揮するが、約５ｎｍを越え
ると交換結合力が弱くなってしまう。本発明の交換結合
膜を形成させる基板としては、ガラス、樹脂などの非晶
質基板やＳｉ，ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、各種フェライトな
どの単結晶基板、配向基板、焼結基板などを用いること
ができ、特に限定されることはない。また反強磁性体膜
や強磁性体膜の結晶性を向上させるために、基板上に１
〜１００ｎｍの厚さの下地層を設けてもよい。下地層は
反強磁性体膜や強磁性体膜の結晶性を向上させるもので
あれば特に限定されないが、例えばＰｄやｐｔなどの貴
金属やＣｏＺｒＮｂなどの非晶質金属、また面心立方晶
系の結晶構造を有する金属、合金を用いることができ
る。
性体膜へ向かってＦｅの拡散を利用して、強磁性体膜と
Ｆｅを含まないＩｒＭｎ膜とを積層した後にアニールす
ることにより本発明に係る第２の交換結合膜のＩｒＭｎ
Ｆｅ反強磁性体膜を形成することもできる。またＦｅを
含まない強磁性体膜を用いる場合、Ｆｅを含まない強磁
性体膜とＦｅを含まないＩｒＭｎ反強磁性体膜の間にＦ
ｅを主成分とする層を介在させ、成膜後にアニールする
ことによりＩｒＭｎＦｅ反強磁性体膜を形成してもよ
い。このように界面に介在させるＦｅを主成分とする層
の厚さは５ｎｍ以下、さらには２ｎｍ以下とすることが
望ましい。さらにＦｅを含まないＩｒＭｎと強磁性体膜
との界面に１原子層以上のＦｅが存在すれば交換結合力
が高まる。また同様に、ＩｒＭｎＦｅに対しても、強磁
性体膜がＦｅを含まないかまたはＦｅの含有量が少ない
場合においても、界面にＦｅを介在させることにより、
交換結合力を高めることができる。この場合のＦｅ層は
１原子層以上あれば効果を発揮するが、約５ｎｍを越え
ると交換結合力が弱くなってしまう。本発明の交換結合
膜を形成させる基板としては、ガラス、樹脂などの非晶
質基板やＳｉ，ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、各種フェライトな
どの単結晶基板、配向基板、焼結基板などを用いること
ができ、特に限定されることはない。また反強磁性体膜
や強磁性体膜の結晶性を向上させるために、基板上に１
〜１００ｎｍの厚さの下地層を設けてもよい。下地層は
反強磁性体膜や強磁性体膜の結晶性を向上させるもので
あれば特に限定されないが、例えばＰｄやｐｔなどの貴
金属やＣｏＺｒＮｂなどの非晶質金属、また面心立方晶
系の結晶構造を有する金属、合金を用いることができ
る。
【手続補正１７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００５５】このように本発明の磁気抵抗効果素子は、
上述したように大きな交換結合力が得られる交換結合膜
を具備しているので、磁界検出用センサ、再生用磁気ヘ
ッドなどの磁気抵抗効果素子を用いた種々のデバイスに
応用できる。
上述したように大きな交換結合力が得られる交換結合膜
を具備しているので、磁界検出用センサ、再生用磁気ヘ
ッドなどの磁気抵抗効果素子を用いた種々のデバイスに
応用できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｌ 43/10 Ｇ０１Ｒ 33/06 Ｒ (72)発明者 船山 知己 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 斉藤 和浩 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 岩崎 仁志 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 佐橋 政司 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内
Claims (15)
- 【請求項１】 強磁性体膜と反強磁性体膜を積層してな
る交換結合膜であって、前記の反強磁性体膜が、少なく
とも１部が面心立方晶系の結晶構造を有し、かつ組成が
一般式、ΙｒｘＭｎ１００−ｘ（式中、ｘはａｔ％で、
２≦ｘ≦８０を満足する値である）で表されるΙｒＭｎ
合金からなることを特徴とする交換結合膜。 - 【請求項２】 請求項１記載の交換結合膜であって、前
記ｘは５≦ｘ≦４０を満足する値であることを特徴とす
る交換結合膜。 - 【請求項３】 請求項１記載の交換結合膜であって、前
記ΙｒＭｎ合金はさらにＮｉ、Ｃｕ、Τａ、Ηｆ、Ρ
ｄ、Τｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ａ１、Ｗ、Ζｒ、Ｇａ、
Βｅ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｖ、Ｍｏ、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｒｕ、Ｒ
ｈ、Ρｔ、Ｇｅ、Ｏｓ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｚｎ、Ａｕ、Ｎの
群から選ばれた少なくとも１種を、ＩｒＭｎ合金１００
ａｔ％に対して５０ａｔ％以下を含むことを特徴とする
交換結合膜。 - 【請求項４】 請求項１記載の交換結合膜であって、前
記強磁性体膜と反強磁性体膜はＦｅを含んでいることを
特徴とする交換結合膜。 - 【請求項５】 請求項１記載の交換結合膜であって、前
記強磁性体は面心立方晶系の結晶構造または六方晶最密
結晶構造を有するＣｏまたはＣｏ系合金からなることを
特徴とする交換結合膜。 - 【請求項６】 請求項５記載の交換結合膜であって、前
記Ｃｏ系合金はさらにＰｄを含むことを特徴とする交換
結合膜。 - 【請求項７】 請求項１記載の交換結合膜であって、前
記強磁性体膜と前記反強磁性体膜の界面にＦｅまたはＦ
ｅ合金を介在させることを特徴とする交換結合膜。 - 【請求項８】 強磁性体膜と反強磁性体膜を積層してな
る交換結合膜であって、前記反強磁性体膜が、組成が一
般式、ΙｒｘＭｎ１００−ｘで表されるＩｒＭｎ合金か
らなり、式中ｘはａｔｏｍｉｃ％であって、２≦ｘ≦３
５および６０≦ｘ≦８０のうちいずれか一方を満足する
値であることを特徴とする交換結合膜。 - 【請求項９】 請求項８記載の交換結合膜であって、前
記反強磁性体が、少なくとも１部が面心立方晶系の結晶
構造を有することを特徴とする交換結合膜。 - 【請求項１０】 請求項８記載の交換結合膜であって、
前記ｘは５≦ｘ≦３５を満足する値であることを特徴と
する交換結合膜。 - 【請求項１１】 強磁性体膜と反強磁性体膜を積層して
なる交換結合膜であって、前記反強磁性体膜が、一般式
（Ιｒｘ´Ｍｎ１−ｘ´）１００−ｙＦｅｙで表される
ＩｒＭｎＦｅ合金からなり、式中、ｘ´は原子比であっ
て０．０２≦ｘ´≦０．８０を満足する数値、ｙはａｔ
％、０＜ｙ＜３０を満足する値であることを特徴とする
交換結合膜。 - 【請求項１２】 請求項１記載の交換結合膜であって、
前記反強磁性体膜と積層する強磁性体膜が、強磁性体、
非磁性体、および強磁性体からなるサンドイッチ膜であ
ることを特徴とする交換結合膜。 - 【請求項１３】 請求項８記載の交換結合膜であって、
前記反強磁性体膜と積層する強磁性体膜が、強磁性体、
非磁性体、および強磁性体からなるサンドイッチ膜であ
ることを特徴とする交換結合膜。 - 【請求項１４】 請求項１１記載の交換結合膜であっ
て、前記反強磁性体膜と積層する強磁性体膜が、強磁性
体、非磁性体、および強磁性体からなるサンドイッチ膜
であることを特徴とする交換結合膜。 - 【請求項１５】 請求項１記載の交換結合膜と、前記交
換結合膜のうち少なくとも強磁性体膜に電流を通電する
ための電極とを具備することを特徴とする磁気抵抗効果
素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7324174A JP2672802B2 (ja) | 1994-12-13 | 1995-12-13 | 交換結合膜および磁気抵抗効果素子 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30863094 | 1994-12-13 | ||
| JP6-308630 | 1995-09-22 | ||
| JP24455495 | 1995-09-22 | ||
| JP7-244554 | 1995-09-22 | ||
| JP7324174A JP2672802B2 (ja) | 1994-12-13 | 1995-12-13 | 交換結合膜および磁気抵抗効果素子 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9073314A Division JPH09237716A (ja) | 1994-12-13 | 1997-03-26 | 交換結合膜、磁気抵抗効果素子および磁気抵抗効果素子の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09148132A true JPH09148132A (ja) | 1997-06-06 |
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- 1995-12-13 JP JP7324174A patent/JP2672802B2/ja not_active Expired - Lifetime
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