JP3321615B2 - 磁気抵抗効果素子および磁気変換素子 - Google Patents
磁気抵抗効果素子および磁気変換素子Info
- Publication number
- JP3321615B2 JP3321615B2 JP26773896A JP26773896A JP3321615B2 JP 3321615 B2 JP3321615 B2 JP 3321615B2 JP 26773896 A JP26773896 A JP 26773896A JP 26773896 A JP26773896 A JP 26773896A JP 3321615 B2 JP3321615 B2 JP 3321615B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- magnetic
- magnetoresistive element
- pinning
- metal layer
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Hall/Mr Elements (AREA)
- Measuring Magnetic Variables (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気記録媒体等の
磁界強度を信号として読み取るための磁気抵抗効果素子
のうち、特に小さな磁場変化を大きな電気抵抗変化信号
として読み取ることのできる磁気抵抗効果素子および、
それを用いた磁気抵抗効果型ヘッド等の磁気変換素子に
関するものである。
磁界強度を信号として読み取るための磁気抵抗効果素子
のうち、特に小さな磁場変化を大きな電気抵抗変化信号
として読み取ることのできる磁気抵抗効果素子および、
それを用いた磁気抵抗効果型ヘッド等の磁気変換素子に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、磁気センサの高感度化や磁気記録
における高密度化が進められており、これに伴い磁気抵
抗変化を用いた磁気抵抗効果型磁気センサ（以下、ＭＲ
センサという。）や、磁気抵抗効果型磁気ヘッド（以
下、ＭＲヘッドという。）の開発が盛んに進められてい
る。ＭＲセンサもＭＲヘッドも、磁性材料を用いた読み
取りセンサ部の抵抗変化により、外部磁界信号を読み出
すものであるが、ＭＲセンサやＭＲヘッドでは、記録媒
体との相対速度が再生出力に依存しないことから、ＭＲ
センサでは高感度が、ＭＲヘッドでは高密度磁気記録の
信号読み出し時においても高い出力が得られるという特
徴がある。
における高密度化が進められており、これに伴い磁気抵
抗変化を用いた磁気抵抗効果型磁気センサ（以下、ＭＲ
センサという。）や、磁気抵抗効果型磁気ヘッド（以
下、ＭＲヘッドという。）の開発が盛んに進められてい
る。ＭＲセンサもＭＲヘッドも、磁性材料を用いた読み
取りセンサ部の抵抗変化により、外部磁界信号を読み出
すものであるが、ＭＲセンサやＭＲヘッドでは、記録媒
体との相対速度が再生出力に依存しないことから、ＭＲ
センサでは高感度が、ＭＲヘッドでは高密度磁気記録の
信号読み出し時においても高い出力が得られるという特
徴がある。
【０００３】しかし、従来用いられているＮｉ0.8 Ｆｅ
0.2 （パーマロイ）やＮｉＣｏ等の磁性体を利用したＭ
Ｒセンサでは、抵抗変化率ΔＲ／Ｒがせいぜい１〜３％
位と小さく、数ＧＢＰＩ（Giga Bit Per Inch)以上の超
高密度記録の読み出し用ＭＲヘッド材料としては感度が
不足する。
0.2 （パーマロイ）やＮｉＣｏ等の磁性体を利用したＭ
Ｒセンサでは、抵抗変化率ΔＲ／Ｒがせいぜい１〜３％
位と小さく、数ＧＢＰＩ（Giga Bit Per Inch)以上の超
高密度記録の読み出し用ＭＲヘッド材料としては感度が
不足する。
【０００４】ところで、金属の原子径オーダーの厚さの
薄膜が周期的に積層された構造をもつ人工格子は、バル
ク状の金属とは異なった特性を示すために、近年注目さ
れてきている。このような人工格子の１種として、基板
上に強磁性金属薄膜と非磁性金属薄膜とを交互に積層し
た磁性多層膜があり、これまで、鉄−クロム型、コバル
ト−銅型等の磁性多層膜が知られている。このうち、鉄
−クロム型（Ｆｅ／Ｃｒ）については、超低温（４．２
Ｋ）において４０％を超える磁気抵抗変化を示すという
報告がある。しかし、この人工格子磁性多層膜では最大
抵抗変化の起きる外部磁場（動作磁界強度）が十数kOe
〜数十kOe と大きく、このままでは実用性がない。この
他、Ｃｏ／Ａｇ等の人工格子磁性多層膜も提案されてい
るが、これらでも動作磁場強度が大きすぎる。
薄膜が周期的に積層された構造をもつ人工格子は、バル
ク状の金属とは異なった特性を示すために、近年注目さ
れてきている。このような人工格子の１種として、基板
上に強磁性金属薄膜と非磁性金属薄膜とを交互に積層し
た磁性多層膜があり、これまで、鉄−クロム型、コバル
ト−銅型等の磁性多層膜が知られている。このうち、鉄
−クロム型（Ｆｅ／Ｃｒ）については、超低温（４．２
Ｋ）において４０％を超える磁気抵抗変化を示すという
報告がある。しかし、この人工格子磁性多層膜では最大
抵抗変化の起きる外部磁場（動作磁界強度）が十数kOe
〜数十kOe と大きく、このままでは実用性がない。この
他、Ｃｏ／Ａｇ等の人工格子磁性多層膜も提案されてい
るが、これらでも動作磁場強度が大きすぎる。
【０００５】そこで、このような事情から、スピンバル
ブという新しい構造が提案されている。これは非磁性層
を介してＮｉＦｅ層が２層形成されており、一方のＮｉ
Ｆｅ層に隣接してＦｅＭｎ層が配置されている構成を持
つ。ここではＦｅＭｎ層と隣接するＮｉＦｅ層とが直接
交換結合力で結合しているため、このＮｉＦｅ層の磁気
スピンは数１０〜数１００Oeの磁場強度まで、その向き
を固着される。一方のＮｉＦｅ層のスピンは外部磁場に
よって自由にその向きを変えうる。その結果、ＮｉＦｅ
層の保磁力程度という、小さな磁場範囲で２〜５％の磁
気抵抗変化率（ＭＲ変化率）が実現される。その他、下
記の文献が発表されている。
ブという新しい構造が提案されている。これは非磁性層
を介してＮｉＦｅ層が２層形成されており、一方のＮｉ
Ｆｅ層に隣接してＦｅＭｎ層が配置されている構成を持
つ。ここではＦｅＭｎ層と隣接するＮｉＦｅ層とが直接
交換結合力で結合しているため、このＮｉＦｅ層の磁気
スピンは数１０〜数１００Oeの磁場強度まで、その向き
を固着される。一方のＮｉＦｅ層のスピンは外部磁場に
よって自由にその向きを変えうる。その結果、ＮｉＦｅ
層の保磁力程度という、小さな磁場範囲で２〜５％の磁
気抵抗変化率（ＭＲ変化率）が実現される。その他、下
記の文献が発表されている。
【０００６】ａ．フィジカル レビュー Ｂ（Physical
Review B)，43(1991)1297 Ｓｉ／Ｔａ（５０）／ＮｉＦｅ（６０）／Ｃｕ（２０）
／ＮｉＦｅ（４５）／ＦｅＭｎ（７０）／Ｔａ（５０）
［（ ）内は各層の膜厚（単位Å）、以下同］において
印加磁場１０OeでＭＲ変化率が５．０％まで急激に立ち
上がると述べている。
Review B)，43(1991)1297 Ｓｉ／Ｔａ（５０）／ＮｉＦｅ（６０）／Ｃｕ（２０）
／ＮｉＦｅ（４５）／ＦｅＭｎ（７０）／Ｔａ（５０）
［（ ）内は各層の膜厚（単位Å）、以下同］において
印加磁場１０OeでＭＲ変化率が５．０％まで急激に立ち
上がると述べている。
【０００７】ｂ．ジャーナル オブ マグネティズム
アンド マグネティック マテリアルズ（Journal of M
agnetism and Magnetic Materials) , 93(1991)101 Ｓｉ／Ｔａ（５０）／ＮｉＦｅ（６０）／Ｃｕ（２５）
／ＮｉＦｅ（４０）／ＦｅＭｎ（５０）／Ｃｕ（５０）
において印加磁場１５OeでＭＲ変化率が４．１％である
と述べている。
アンド マグネティック マテリアルズ（Journal of M
agnetism and Magnetic Materials) , 93(1991)101 Ｓｉ／Ｔａ（５０）／ＮｉＦｅ（６０）／Ｃｕ（２５）
／ＮｉＦｅ（４０）／ＦｅＭｎ（５０）／Ｃｕ（５０）
において印加磁場１５OeでＭＲ変化率が４．１％である
と述べている。
【０００８】ｃ．ジャパニーズ ジャーナル オブ ア
プライド フィジックス（JapaneseJournal of Applied
Physics) , 32(1993)L1441 上記ａの構造を多層構造としたときのＭＲ変化率につい
て述べられている。ここでの多層構造はＮｉＦｅ（６
０）／Ｃｕ（２５）／ＮｉＦｅ（４０）／ＦｅＭｎ（５
０）という構成を間にＣｕをはさんで積層したものであ
る。
プライド フィジックス（JapaneseJournal of Applied
Physics) , 32(1993)L1441 上記ａの構造を多層構造としたときのＭＲ変化率につい
て述べられている。ここでの多層構造はＮｉＦｅ（６
０）／Ｃｕ（２５）／ＮｉＦｅ（４０）／ＦｅＭｎ（５
０）という構成を間にＣｕをはさんで積層したものであ
る。
【０００９】ｄ．ジャーナル オブ アプライド フィ
ジックス（Journal of Applied Physics) , 61(1987)41
70 スピンバルブではなく、交換結合の膜としてＦｅＭｎ，
αＦｅ2 Ｏ3 、ＴｂＣｏ等をＮｉＦｅと積層構造にした
ときの一方向性異方性の大きさやその安定性について述
べられている。
ジックス（Journal of Applied Physics) , 61(1987)41
70 スピンバルブではなく、交換結合の膜としてＦｅＭｎ，
αＦｅ2 Ｏ3 、ＴｂＣｏ等をＮｉＦｅと積層構造にした
ときの一方向性異方性の大きさやその安定性について述
べられている。
【００１０】また、さらに下記の公報が公開されてい
る。
る。
【００１１】ｅ．特開平２−６１５７２号公報（米国特
許４９４９０３９号公報） 非磁性中間層を介して積層された強磁性薄膜が各々の層
間で反平行配列をとることにより大きなＭＲ効果を示す
ことが述べられている。また、強磁性層の一方に反強磁
性材料を隣接させる構造についても述べられている。
許４９４９０３９号公報） 非磁性中間層を介して積層された強磁性薄膜が各々の層
間で反平行配列をとることにより大きなＭＲ効果を示す
ことが述べられている。また、強磁性層の一方に反強磁
性材料を隣接させる構造についても述べられている。
【００１２】ｆ．特開平５−３４７０１３号公報 スピンバルブ膜を用いた磁気記録再生装置について述べ
られている。特に、反強磁性膜として、酸化ニッケルを
用いた場合について開示されている。
られている。特に、反強磁性膜として、酸化ニッケルを
用いた場合について開示されている。
【００１３】このようなスピンバルブ磁性多層膜では、
Ｆｅ／Ｃｒ，Ｃｏ／Ｃｕ，Ｃｏ／Ａｇ等に比較してＭＲ
変化率の大きさは劣るものの、数１０Oe以下の印加磁場
で急激にＭＲ曲線が変化しており、１〜１０Gbit/inch2
より大きな記録密度におけるＭＲヘッド材料として適し
ている。しかし、これらの文献や公報等で開示されてい
る内容はスピンバルブ膜の基本的な作用を示しているに
過ぎない。
Ｆｅ／Ｃｒ，Ｃｏ／Ｃｕ，Ｃｏ／Ａｇ等に比較してＭＲ
変化率の大きさは劣るものの、数１０Oe以下の印加磁場
で急激にＭＲ曲線が変化しており、１〜１０Gbit/inch2
より大きな記録密度におけるＭＲヘッド材料として適し
ている。しかし、これらの文献や公報等で開示されてい
る内容はスピンバルブ膜の基本的な作用を示しているに
過ぎない。
【００１４】ところで、現在、実際の超高密度磁気記録
におけるＭＲヘッド材料としてはＮｉ0.8 Ｆｅ0.2 （パ
ーマロイ）が主に用いられている。これは異方性磁気抵
抗効果により磁気記録媒体からの信号磁場の変化を電気
抵抗の変化として変換しているものである。そのＭＲ変
化率は１〜３％にすぎない。また、この場合、磁気抵抗
変化はゼロ磁場を中心に磁場の増減に対して対称な特性
を持つ。
におけるＭＲヘッド材料としてはＮｉ0.8 Ｆｅ0.2 （パ
ーマロイ）が主に用いられている。これは異方性磁気抵
抗効果により磁気記録媒体からの信号磁場の変化を電気
抵抗の変化として変換しているものである。そのＭＲ変
化率は１〜３％にすぎない。また、この場合、磁気抵抗
変化はゼロ磁場を中心に磁場の増減に対して対称な特性
を持つ。
【００１５】このような特性を解決する手段として、Ｎ
ｉＦｅ等では、Ｔｉ等の比抵抗の小さなシャント層を設
けて動作点をシフトさせて用いている。また、このシャ
ント層に加えてＣｏＺｒＭｏ，ＮｉＦｅＲｈ等の比抵抗
の大きな軟磁性材料のソフトフィルムバイアス層を設け
てバイアス磁界を印加して用いている。しかし、このよ
うなバイアス層をもつ構造は、工程が複雑となり、特性
を安定させることが困難であり、コストアップを招く。
またＭＲ曲線をシフトさせた結果生じたＭＲ変化曲線の
なだらかなところを使うことになるので、単位磁場にお
けるＭＲ傾きは０．０５％／Oe程度と小さく、Ｓ／Ｎの
低下等を招き、１〜１０Gbit/inch2より大きな記録密度
におけるＭＲヘッド材料としては不十分である。
ｉＦｅ等では、Ｔｉ等の比抵抗の小さなシャント層を設
けて動作点をシフトさせて用いている。また、このシャ
ント層に加えてＣｏＺｒＭｏ，ＮｉＦｅＲｈ等の比抵抗
の大きな軟磁性材料のソフトフィルムバイアス層を設け
てバイアス磁界を印加して用いている。しかし、このよ
うなバイアス層をもつ構造は、工程が複雑となり、特性
を安定させることが困難であり、コストアップを招く。
またＭＲ曲線をシフトさせた結果生じたＭＲ変化曲線の
なだらかなところを使うことになるので、単位磁場にお
けるＭＲ傾きは０．０５％／Oe程度と小さく、Ｓ／Ｎの
低下等を招き、１〜１０Gbit/inch2より大きな記録密度
におけるＭＲヘッド材料としては不十分である。
【００１６】さらに、ＭＲヘッド等では複雑な積層構造
をとり、パターニング、平坦化等の工程でレジスト材料
のベーキングやキュア等の熱処理を必要とし、２５０〜
３００℃程度の耐熱性が必要となることがある。しか
し、従来の人工格子磁性多層膜では、このような熱処理
で特性が劣化してしまう。
をとり、パターニング、平坦化等の工程でレジスト材料
のベーキングやキュア等の熱処理を必要とし、２５０〜
３００℃程度の耐熱性が必要となることがある。しか
し、従来の人工格子磁性多層膜では、このような熱処理
で特性が劣化してしまう。
【００１７】また、文献等で開示されている従来のスピ
ンバルブ膜はその薄膜としての基本構造と基本特性のみ
が議論されており、超高密度磁気記録を実現するための
ＭＲヘッド構造やそれに適した磁性多層膜構造などにつ
いては述べられていなかった。
ンバルブ膜はその薄膜としての基本構造と基本特性のみ
が議論されており、超高密度磁気記録を実現するための
ＭＲヘッド構造やそれに適した磁性多層膜構造などにつ
いては述べられていなかった。
【００１８】さらに、スピンバルブ膜では２つの磁性層
を一方を隣接した反強磁性層によってピンニングするこ
とで大きなＭＲ効果を実現している。したがって反強磁
性層の役割は重要であり、その信頼性はきわめて重要で
ある。しかしながら、現在おもに用いられているＦｅＭ
ｎではネール温度が１２０〜１４０℃と低く、実用上十
分であるとは言えない。また、ＦｅＭｎは腐食しやす
く、もしも大気中の水分によってさびてしまうと、その
結果、反強磁性としての特性が失われやすく、スピンバ
ルブ動作を示さなくなるというおそれがある。
を一方を隣接した反強磁性層によってピンニングするこ
とで大きなＭＲ効果を実現している。したがって反強磁
性層の役割は重要であり、その信頼性はきわめて重要で
ある。しかしながら、現在おもに用いられているＦｅＭ
ｎではネール温度が１２０〜１４０℃と低く、実用上十
分であるとは言えない。また、ＦｅＭｎは腐食しやす
く、もしも大気中の水分によってさびてしまうと、その
結果、反強磁性としての特性が失われやすく、スピンバ
ルブ動作を示さなくなるというおそれがある。
【００１９】さらに上記の文献に示される例では、実際
にそれらの薄膜をＭＲヘッドとして応用した場合には、
実際の磁界検出範囲でのＭＲ傾きが小さく、ＭＲヘッド
として良好かつ安定な再生を行なうことができない。ま
た、さらにすぐれた超高密度磁気記録におけるＭＲヘッ
ド材料として、印加磁場−１０〜１０OeまでのＭＲ変化
曲線も重要である。しかし、これらの文献の開示例で
は、この範囲でのＭＲ傾きを詳細に議論したものはな
い。
にそれらの薄膜をＭＲヘッドとして応用した場合には、
実際の磁界検出範囲でのＭＲ傾きが小さく、ＭＲヘッド
として良好かつ安定な再生を行なうことができない。ま
た、さらにすぐれた超高密度磁気記録におけるＭＲヘッ
ド材料として、印加磁場−１０〜１０OeまでのＭＲ変化
曲線も重要である。しかし、これらの文献の開示例で
は、この範囲でのＭＲ傾きを詳細に議論したものはな
い。
【００２０】さらにまた、ＭＲヘッドは、高密度記録再
生用として１MHz 以上の高周波磁界下で用いられること
が要求される。しかし、従来の各種３元系磁性多層膜の
膜厚構造では、１MHz 以上の高周波磁界における１０Oe
幅での磁気抵抗変化曲線の傾き（高周波でのＭＲ傾き）
を０．７％／Oe以上にして、高い高周波感度を得ること
が難しい。
生用として１MHz 以上の高周波磁界下で用いられること
が要求される。しかし、従来の各種３元系磁性多層膜の
膜厚構造では、１MHz 以上の高周波磁界における１０Oe
幅での磁気抵抗変化曲線の傾き（高周波でのＭＲ傾き）
を０．７％／Oe以上にして、高い高周波感度を得ること
が難しい。
【００２１】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような実
状のものに創案されたものであって、その目的は、実用
上十分な信頼性を示す反強磁性層の提供と、大きなＭＲ
変化率を示し、印加磁場が例えば−１０〜１０Oe程度の
きわめて小さい範囲で直線的なＭＲ変化の立ち上がり特
性を示し、磁場感度が高く、高周波磁界でのＭＲ傾きが
大きく、耐熱温度の高い磁性多層膜を備えてなる磁気抵
抗効果素子、およびそれを用いた磁気抵抗効果型ヘッド
等の磁気変換素子を提供することにある。
状のものに創案されたものであって、その目的は、実用
上十分な信頼性を示す反強磁性層の提供と、大きなＭＲ
変化率を示し、印加磁場が例えば−１０〜１０Oe程度の
きわめて小さい範囲で直線的なＭＲ変化の立ち上がり特
性を示し、磁場感度が高く、高周波磁界でのＭＲ傾きが
大きく、耐熱温度の高い磁性多層膜を備えてなる磁気抵
抗効果素子、およびそれを用いた磁気抵抗効果型ヘッド
等の磁気変換素子を提供することにある。
【００２２】
【課題を解決するための手段】このような課題を解決す
るために、本発明は、磁気抵抗効果素子と、導体膜と、
電極部とを含む磁気変換素子であって、前記導体膜は、
前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素子と導通してお
り、前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性
金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属
層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の
磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性
金属層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め
層とを有する磁性多層膜を備えており、前記ピン止め層
はＦｅＯX （１．３５≦ｘ≦１．５５、単位は原子比）
からなるように構成される。
るために、本発明は、磁気抵抗効果素子と、導体膜と、
電極部とを含む磁気変換素子であって、前記導体膜は、
前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素子と導通してお
り、前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性
金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属
層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の
磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性
金属層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め
層とを有する磁性多層膜を備えており、前記ピン止め層
はＦｅＯX （１．３５≦ｘ≦１．５５、単位は原子比）
からなるように構成される。
【００２３】本発明の好適な態様として、前記磁気抵抗
効果素子は、基板を有し、この基板側から前記ピン止め
層、前記強磁性層、前記非磁性金属層、前記軟磁性層が
順次積層されているように構成される。
効果素子は、基板を有し、この基板側から前記ピン止め
層、前記強磁性層、前記非磁性金属層、前記軟磁性層が
順次積層されているように構成される。
【００２４】本発明の好適な態様として、前記ピン止め
層の厚さは、１００Å〜３０００Åであるように構成さ
れる。
層の厚さは、１００Å〜３０００Åであるように構成さ
れる。
【００２５】本発明の好適な態様として、前記ピン止め
層は、反強磁性を示すαＦｅ2 Ｏ3（ヘマタイト）であ
るように構成される。
層は、反強磁性を示すαＦｅ2 Ｏ3（ヘマタイト）であ
るように構成される。
【００２６】本発明の好適な態様として、前記ピン止め
層は、反強磁性を示すαＦｅ2 Ｏ3（ヘマタイト）を、
少なくとも３０体積％以上６０体積％以下含むように構
成される。
層は、反強磁性を示すαＦｅ2 Ｏ3（ヘマタイト）を、
少なくとも３０体積％以上６０体積％以下含むように構
成される。
【００２７】本発明の好適な態様として、前記ピン止め
層は、反強磁性を示すαＦｅ2 Ｏ3（ヘマタイト）の１
００Å以下の微結晶の集まりであるように構成される。
層は、反強磁性を示すαＦｅ2 Ｏ3（ヘマタイト）の１
００Å以下の微結晶の集まりであるように構成される。
【００２８】本発明の好適な態様として、前記ピン止め
層は、反強磁性を示し、そのネール温度は１２０℃〜４
００℃であるように構成される。
層は、反強磁性を示し、そのネール温度は１２０℃〜４
００℃であるように構成される。
【００２９】本発明の好適な態様として、前記ピン止め
層は、酸化鉄のターゲットをイオンビームスパッタ法で
スパッタし、基板に対し、ＡｒとＯ2 の混合ガスのアシ
ストビームを照射しながら成膜された膜であるように構
成される。
層は、酸化鉄のターゲットをイオンビームスパッタ法で
スパッタし、基板に対し、ＡｒとＯ2 の混合ガスのアシ
ストビームを照射しながら成膜された膜であるように構
成される。
【００３０】本発明の好適な態様として、前記アシスト
ビームは、加速電圧６０〜１５０ｅＶ、イオン電流４〜
１５ｍＡ、Ａｒ：Ｏ２流量比が１：１〜９：１、Ａｒ＋
Ｏ2流量が６〜２０ｓｃｃｍの範囲で行われるように構
成される。
ビームは、加速電圧６０〜１５０ｅＶ、イオン電流４〜
１５ｍＡ、Ａｒ：Ｏ２流量比が１：１〜９：１、Ａｒ＋
Ｏ2流量が６〜２０ｓｃｃｍの範囲で行われるように構
成される。
【００３１】本発明の好適な態様として、前記ピン止め
層は、酸化鉄のターゲットをＡｒと酸素の混合ガス雰囲
気中で高周波スパッタ法でスパッタして成膜した膜であ
り、成膜時における酸素ガス流量を全ガス流量の２０〜
４０％の範囲に調整して成膜した膜であるように構成さ
れる。
層は、酸化鉄のターゲットをＡｒと酸素の混合ガス雰囲
気中で高周波スパッタ法でスパッタして成膜した膜であ
り、成膜時における酸素ガス流量を全ガス流量の２０〜
４０％の範囲に調整して成膜した膜であるように構成さ
れる。
【００３２】本発明の好適な態様として、前記強磁性層
は、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w（ただし、重量で
０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）で表
される組成であり、前記軟磁性層は、（Ｎｉx Ｆｅ
1-x ）y Ｃｏ1-y （ただし、重量で０．７≦ｘ≦０．
９、０．１≦ｙ≦０．５である）で表される組成である
ように構成される。
は、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w（ただし、重量で
０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）で表
される組成であり、前記軟磁性層は、（Ｎｉx Ｆｅ
1-x ）y Ｃｏ1-y （ただし、重量で０．７≦ｘ≦０．
９、０．１≦ｙ≦０．５である）で表される組成である
ように構成される。
【００３３】本発明の好適な態様として、前記強磁性層
は、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w（ただし、重量で
０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）で表
される組成であり、前記軟磁性層は、Ｃｏt Ｍu Ｍ’q
Ｂr （ただし、原子で０．６≦ｔ≦０．９５、０．０１
≦ｕ≦０．２、０．０１≦ｑ≦０．１、０．０５≦ｒ≦
０．３；Ｍは、Ｆｅ，Ｎｉから選ばれた少なくとも１種
以上であり、Ｍ’は、Ｚｒ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｎｂから選ば
れた少なくとも１種以上を表す）で表される組成である
ように構成される。
は、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w（ただし、重量で
０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）で表
される組成であり、前記軟磁性層は、Ｃｏt Ｍu Ｍ’q
Ｂr （ただし、原子で０．６≦ｔ≦０．９５、０．０１
≦ｕ≦０．２、０．０１≦ｑ≦０．１、０．０５≦ｒ≦
０．３；Ｍは、Ｆｅ，Ｎｉから選ばれた少なくとも１種
以上であり、Ｍ’は、Ｚｒ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｎｂから選ば
れた少なくとも１種以上を表す）で表される組成である
ように構成される。
【００３４】本発明の好適な態様として、前記非磁性金
属層は、Ａｕ、Ａｇ、およびＣｕの中から選ばれた少な
くとも１種を含む材料から構成される。
属層は、Ａｕ、Ａｇ、およびＣｕの中から選ばれた少な
くとも１種を含む材料から構成される。
【００３５】本発明の好適な態様として、前記磁気抵抗
効果素子は、強磁性層の磁化がピン止め層によりピン止
めされることによるスピンバルブ型の磁気抵抗変化を示
すように構成される。
効果素子は、強磁性層の磁化がピン止め層によりピン止
めされることによるスピンバルブ型の磁気抵抗変化を示
すように構成される。
【００３６】本発明の好適な態様として、前記磁気抵抗
効果素子は、１ＭＨｚでの高周波磁界における６Ｏｅ幅
での磁気抵抗変化の傾きが、０．７％／Ｏｅ以上である
ように構成される。
効果素子は、１ＭＨｚでの高周波磁界における６Ｏｅ幅
での磁気抵抗変化の傾きが、０．７％／Ｏｅ以上である
ように構成される。
【００３７】本発明の好適な態様として、磁気変換素子
が磁気抵抗効果型ヘッドであるように構成される。
が磁気抵抗効果型ヘッドであるように構成される。
【００３８】本発明の好適な態様として、前記磁気抵抗
効果素子の両端部は、その端部全体が電極部と接触する
状態で接合されるように構成される。
効果素子の両端部は、その端部全体が電極部と接触する
状態で接合されるように構成される。
【００３９】本発明の好適な態様として、磁気抵抗効果
素子の両端部に形成された電極部との間に、さらに、連
結用軟磁性層を有し、この連結用軟磁性層と磁気抵抗効
果素子の端部の全体が接触する状態で接続されるように
構成される。
素子の両端部に形成された電極部との間に、さらに、連
結用軟磁性層を有し、この連結用軟磁性層と磁気抵抗効
果素子の端部の全体が接触する状態で接続されるように
構成される。
【００４０】本発明の好適な態様として、前記連結用軟
磁性層は、磁気抵抗効果素子と、この磁気抵抗効果素子
の両端部に形成された電極部との間、および前記電極部
の下面にも接触するように連続して形成されるように構
成される。
磁性層は、磁気抵抗効果素子と、この磁気抵抗効果素子
の両端部に形成された電極部との間、および前記電極部
の下面にも接触するように連続して形成されるように構
成される。
【００４１】本発明の好適な態様として、磁気変換素子
は、バイアス磁界印加機構をもたないように構成され
る。
は、バイアス磁界印加機構をもたないように構成され
る。
【００４２】本発明の好適な態様として、前記強磁性層
は、その成膜時に信号磁場方向と同一、かつ膜面内方向
に１０〜３００Ｏｅの外部磁場を印加して形成されたも
のであり、前記軟磁性層は、その成膜時に信号磁場方向
と垂直、かつ膜面内方向に１０〜３００Ｏｅの外部磁場
を印加して形成されたものであるように構成される。
は、その成膜時に信号磁場方向と同一、かつ膜面内方向
に１０〜３００Ｏｅの外部磁場を印加して形成されたも
のであり、前記軟磁性層は、その成膜時に信号磁場方向
と垂直、かつ膜面内方向に１０〜３００Ｏｅの外部磁場
を印加して形成されたものであるように構成される。
【００４３】本発明の好適な態様として、前記積層成膜
された磁気変換素子は、１００℃〜３００℃の温度で熱
処理されているように構成される。
された磁気変換素子は、１００℃〜３００℃の温度で熱
処理されているように構成される。
【００４４】本発明の好適な態様として、前記磁気変換
素子は、ピン止め層を成膜したのち１００℃〜３００℃
の温度で熱処理されているように構成される。
素子は、ピン止め層を成膜したのち１００℃〜３００℃
の温度で熱処理されているように構成される。
【００４５】また、本発明は、非磁性金属層と、非磁性
金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属
層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の
磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性
金属層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め
層とを有する磁性多層膜を備えてなる磁気抵抗効果素子
であって、前記ピン止め層はＦｅＯX （１．３５≦ｘ≦
１．５５、単位は原子比）からなるように構成される。
金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属
層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の
磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性
金属層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め
層とを有する磁性多層膜を備えてなる磁気抵抗効果素子
であって、前記ピン止め層はＦｅＯX （１．３５≦ｘ≦
１．５５、単位は原子比）からなるように構成される。
【００４６】また、本発明は、磁気抵抗効果素子と、導
体膜と、電極部とを含む磁気変換素子であって、前記導
体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素子と導
通しており、前記磁気抵抗効果素子は、基板を有し、こ
の基板の上に強磁性層の磁化の向きをピン止めするため
のピン止め層、強磁性層、非磁性金属層、および軟磁性
層が順次積層されており、前記ピン止め層はＦｅＯX
（１．３５≦ｘ≦１．５５、単位は原子比）からなり、
このピン止め層と前記強磁性層との間に、ＣｏまたはＣ
ｏを８０重量％以上含む合金よりなる、厚さ４〜３０Å
の酸素ブロッキング層が介在されているように構成され
る。
体膜と、電極部とを含む磁気変換素子であって、前記導
体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素子と導
通しており、前記磁気抵抗効果素子は、基板を有し、こ
の基板の上に強磁性層の磁化の向きをピン止めするため
のピン止め層、強磁性層、非磁性金属層、および軟磁性
層が順次積層されており、前記ピン止め層はＦｅＯX
（１．３５≦ｘ≦１．５５、単位は原子比）からなり、
このピン止め層と前記強磁性層との間に、ＣｏまたはＣ
ｏを８０重量％以上含む合金よりなる、厚さ４〜３０Å
の酸素ブロッキング層が介在されているように構成され
る。
【００４７】また、本発明は、基板の上に、強磁性層の
磁化の向きをピン止めするためのピン止め層、強磁性
層、非磁性金属層、および軟磁性層を順次積層してなる
磁気抵抗効果素子であって、前記ピン止め層はＦｅＯX
（１．３５≦ｘ≦１．５５、単位は原子比）からなり、
このピン止め層と前記強磁性層との間に、ＣｏまたはＣ
ｏを８０重量％以上含む合金よりなる、厚さ４〜３０Å
の酸素ブロッキング層が介在されているように構成され
る。
磁化の向きをピン止めするためのピン止め層、強磁性
層、非磁性金属層、および軟磁性層を順次積層してなる
磁気抵抗効果素子であって、前記ピン止め層はＦｅＯX
（１．３５≦ｘ≦１．５５、単位は原子比）からなり、
このピン止め層と前記強磁性層との間に、ＣｏまたはＣ
ｏを８０重量％以上含む合金よりなる、厚さ４〜３０Å
の酸素ブロッキング層が介在されているように構成され
る。
【００４８】上記の磁気抵抗効果素子に関する発明によ
れば、耐食性が特に優れた反強磁性層とそれを用いた、
ＭＲ傾きが０．８％／Oe以上の抵抗変化率をもつ磁性多
層膜が得られる。しかも、0 磁場でのＭＲ曲線の立ち上
がり特性はきわめて良好である。また、１MHz の高周波
におけるＭＲ傾きが０．７％／Oe以上の高い値を示し、
さらに２５０℃前後の熱処理をしても特性の劣化が生じ
ることのない耐熱性の高い磁性多層膜が得られる。この
ような磁気抵抗効果素子を有する磁気変換素子に関する
発明（例えば、ＭＲヘッド等）によれば、従来の材料に
比較して５倍近い大きい出力電圧を得ることができる。
従って、信頼性の極めて高い、１Gbit/inch2 を越える
ような超高密度磁気記録の読み出しが可能になるという
極めて優れた効果が発現する。
れば、耐食性が特に優れた反強磁性層とそれを用いた、
ＭＲ傾きが０．８％／Oe以上の抵抗変化率をもつ磁性多
層膜が得られる。しかも、0 磁場でのＭＲ曲線の立ち上
がり特性はきわめて良好である。また、１MHz の高周波
におけるＭＲ傾きが０．７％／Oe以上の高い値を示し、
さらに２５０℃前後の熱処理をしても特性の劣化が生じ
ることのない耐熱性の高い磁性多層膜が得られる。この
ような磁気抵抗効果素子を有する磁気変換素子に関する
発明（例えば、ＭＲヘッド等）によれば、従来の材料に
比較して５倍近い大きい出力電圧を得ることができる。
従って、信頼性の極めて高い、１Gbit/inch2 を越える
ような超高密度磁気記録の読み出しが可能になるという
極めて優れた効果が発現する。
【００４９】
【発明の実施の態様】以下、本発明の具体的構成につい
て詳細に説明する。
て詳細に説明する。
【００５０】図１は、本発明の実施例である磁気抵抗効
果素子３の断面図である。この磁気抵抗効果素子３は、
人工格子磁性多層膜１（以下単に、磁性多層膜１と称
す）を備えてなる。図１において、磁性多層膜１は、非
磁性金属層３０と、この非磁性金属層３０の一方の面に
形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の
面に形成された軟磁性層２０と、強磁性層４０の磁化の
向きをピン止めするために強磁性層４０の上（図面で
は、下方に位置するが、ここで言う『上』とは、非磁性
金属層と接する面と反対側の面を意味する）に形成され
たピン止め層５０を有する積層体構造をなしている。
果素子３の断面図である。この磁気抵抗効果素子３は、
人工格子磁性多層膜１（以下単に、磁性多層膜１と称
す）を備えてなる。図１において、磁性多層膜１は、非
磁性金属層３０と、この非磁性金属層３０の一方の面に
形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の
面に形成された軟磁性層２０と、強磁性層４０の磁化の
向きをピン止めするために強磁性層４０の上（図面で
は、下方に位置するが、ここで言う『上』とは、非磁性
金属層と接する面と反対側の面を意味する）に形成され
たピン止め層５０を有する積層体構造をなしている。
【００５１】これらの積層体は、図１に示されるよう
に、通常、基板５の上に形成され、これらが基板側から
ピン止め層５０、強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟
磁性層２０の順に積層されている。この軟磁性層２０の
上には、図示のごとく保護層８０が形成される。
に、通常、基板５の上に形成され、これらが基板側から
ピン止め層５０、強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟
磁性層２０の順に積層されている。この軟磁性層２０の
上には、図示のごとく保護層８０が形成される。
【００５２】本発明では、外部から加わる信号磁界の向
きに応じて非磁性金属層３０を介して、その両側に隣接
して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０との互いの
磁化の向きが実質的に異なることが必要である。その理
由は、本発明の原理が、非磁性金属層３０を介して形成
された軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の向きがズレ
ているとき、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、
抵抗が増え、磁化の向きが互いに逆向きに向いたとき、
最大の抵抗を示すことにあるからである。すなわち、本
発明では、図２に示されるように外部からの信号磁場が
プラス（記録媒体９０の記録面９３から向かって上向き
（符号９２で表される）であるとき、隣合った磁性層の
磁化の方向が互いに逆向きの成分が生じ、抵抗が増大す
るのである。
きに応じて非磁性金属層３０を介して、その両側に隣接
して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０との互いの
磁化の向きが実質的に異なることが必要である。その理
由は、本発明の原理が、非磁性金属層３０を介して形成
された軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の向きがズレ
ているとき、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、
抵抗が増え、磁化の向きが互いに逆向きに向いたとき、
最大の抵抗を示すことにあるからである。すなわち、本
発明では、図２に示されるように外部からの信号磁場が
プラス（記録媒体９０の記録面９３から向かって上向き
（符号９２で表される）であるとき、隣合った磁性層の
磁化の方向が互いに逆向きの成分が生じ、抵抗が増大す
るのである。
【００５３】ここで、本発明の磁気抵抗効果素子に用い
られる（スピンバルブ）磁性多層膜における、磁気記録
媒体からの外部信号磁場と、軟磁性層２０と強磁性層４
０の互いの磁化の方向、及び電気抵抗の変化の関係を説
明する。
られる（スピンバルブ）磁性多層膜における、磁気記録
媒体からの外部信号磁場と、軟磁性層２０と強磁性層４
０の互いの磁化の方向、及び電気抵抗の変化の関係を説
明する。
【００５４】今、本発明の理解を容易にするために、図
１に示されるごとく、１つの非磁性金属層３０を介して
１組の軟磁性層２０と強磁性層４０とが存在する最もシ
ンプルな磁性多層膜の場合について、図２を参照しつつ
説明する。
１に示されるごとく、１つの非磁性金属層３０を介して
１組の軟磁性層２０と強磁性層４０とが存在する最もシ
ンプルな磁性多層膜の場合について、図２を参照しつつ
説明する。
【００５５】図２に示されるように、強磁性層４０は後
に述べる方法によって媒体面に向かって下向き方向にそ
の磁化をピン止めされている（符号４１）。もう一方の
軟磁性層２０は、非磁性金属層３０を介して形成されて
いるので、その磁化方向は外部からの信号磁界によって
向きを変える（符号２１）。このとき、軟磁性層２０と
強磁性層４０の磁化の相対角度は、磁気記録媒体９０か
らの信号磁界の向きによって大きく変化する。その結
果、磁性層内に流れる伝導電子が散乱される度合いが変
化し、電気抵抗が大きく変化する。
に述べる方法によって媒体面に向かって下向き方向にそ
の磁化をピン止めされている（符号４１）。もう一方の
軟磁性層２０は、非磁性金属層３０を介して形成されて
いるので、その磁化方向は外部からの信号磁界によって
向きを変える（符号２１）。このとき、軟磁性層２０と
強磁性層４０の磁化の相対角度は、磁気記録媒体９０か
らの信号磁界の向きによって大きく変化する。その結
果、磁性層内に流れる伝導電子が散乱される度合いが変
化し、電気抵抗が大きく変化する。
【００５６】これによって通常のパーマロイの異方性磁
気抵抗効果とはメカニズムが本質的に異なる大きなＭＲ
（Magneto-Resistance) 効果が得られる。
気抵抗効果とはメカニズムが本質的に異なる大きなＭＲ
（Magneto-Resistance) 効果が得られる。
【００５７】軟磁性層２０，強磁性層４０と、ピン止め
効果を示すピン止め層５０の磁化の向きが外部磁場に対
して相対的に変化する。それらの磁化の向きの変化が磁
化曲線とＭＲ曲線とに対応させて図３に示される。ここ
では、ピン止め層５０により、強磁性層４０の磁化は全
てマイナス方向（記録媒体９０の記録面から向かって下
向き）に固定されている。外部信号磁場がマイナスの時
は軟磁性層２０の磁化もマイナス方向を向く。いま、説
明を簡単にするために軟磁性層２０，強磁性層４０の保
磁力を０に近い値とする。信号磁場ＨがＨ＜０の領域
（Ｉ）では、まだ軟磁性層２０および強磁性層４０両磁
性層の磁化方向は一方向を向いている。
効果を示すピン止め層５０の磁化の向きが外部磁場に対
して相対的に変化する。それらの磁化の向きの変化が磁
化曲線とＭＲ曲線とに対応させて図３に示される。ここ
では、ピン止め層５０により、強磁性層４０の磁化は全
てマイナス方向（記録媒体９０の記録面から向かって下
向き）に固定されている。外部信号磁場がマイナスの時
は軟磁性層２０の磁化もマイナス方向を向く。いま、説
明を簡単にするために軟磁性層２０，強磁性層４０の保
磁力を０に近い値とする。信号磁場ＨがＨ＜０の領域
（Ｉ）では、まだ軟磁性層２０および強磁性層４０両磁
性層の磁化方向は一方向を向いている。
【００５８】外部磁場を上げてＨが軟磁性層２０の保磁
力を越えると軟磁性層の磁化方向は信号磁場の方向に回
転し、軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁
化の向きが反平行となるのにつれて磁化と電気抵抗が増
加をする。そして一定値となる（領域（II）の状態）。
このときピン止め層５０により、あるピン止め磁場Ｈex
が働いている。信号磁場がこのＨexを越えると強磁性層
４０の磁化も信号磁場の方向に回転し、領域（III)で軟
磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化方向
は、一方向に揃って向く。このとき、磁化はある一定値
に、ＭＲ曲線は０となる。
力を越えると軟磁性層の磁化方向は信号磁場の方向に回
転し、軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁
化の向きが反平行となるのにつれて磁化と電気抵抗が増
加をする。そして一定値となる（領域（II）の状態）。
このときピン止め層５０により、あるピン止め磁場Ｈex
が働いている。信号磁場がこのＨexを越えると強磁性層
４０の磁化も信号磁場の方向に回転し、領域（III)で軟
磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化方向
は、一方向に揃って向く。このとき、磁化はある一定値
に、ＭＲ曲線は０となる。
【００５９】逆に信号磁場Ｈが減少するときは、今まで
と同様に、軟磁性層２０および強磁性層４０の磁化反転
に伴い、領域（III)から（II）、（I)と順次変化する。
ここで領域（II）のはじめの部分で、伝導電子がスピン
に依存した散乱を受け、抵抗は大きくなる。領域（II）
のうち、強磁性層４０はピン止めされているためほとん
ど磁化反転はしないが、軟磁性層２０は直線的にその磁
化を増加させるため、軟磁性層２０の磁化変化に対応
し、スピンに依存した散乱を受ける伝導電子の割合が徐
々に大きくなる。すなわち、軟磁性層２０に例えばＨｃ
の小さなＮｉ0.8Ｆｅ0.2 を選び、適当な異方性磁場Ｈ
ｋを付与することにより、Ｈｋ付近以下の数Oe〜数１０
Oeの範囲の小外部磁場で抵抗変化が直線的、かつ大きな
抵抗変化率を示す磁性多層膜が得られる。
と同様に、軟磁性層２０および強磁性層４０の磁化反転
に伴い、領域（III)から（II）、（I)と順次変化する。
ここで領域（II）のはじめの部分で、伝導電子がスピン
に依存した散乱を受け、抵抗は大きくなる。領域（II）
のうち、強磁性層４０はピン止めされているためほとん
ど磁化反転はしないが、軟磁性層２０は直線的にその磁
化を増加させるため、軟磁性層２０の磁化変化に対応
し、スピンに依存した散乱を受ける伝導電子の割合が徐
々に大きくなる。すなわち、軟磁性層２０に例えばＨｃ
の小さなＮｉ0.8Ｆｅ0.2 を選び、適当な異方性磁場Ｈ
ｋを付与することにより、Ｈｋ付近以下の数Oe〜数１０
Oeの範囲の小外部磁場で抵抗変化が直線的、かつ大きな
抵抗変化率を示す磁性多層膜が得られる。
【００６０】本発明において、各薄膜層の膜厚にはそれ
ぞれ個別の制約値がある。非磁性金属層の層厚は１５〜
４０Åの範囲がよい。非磁性金属層の層厚が４０Åより
厚くなると、この層内にのみ流れる伝導電子の割合が増
えてしまい、全体のＭＲ変化が小さくなってしまうので
都合が悪い。また、この層厚が１５Åより薄くなってし
まうと、軟磁性層２０と強磁性層４０間の強磁性的な磁
気結合が強くなってしまい、大きなＭＲ効果を実現する
ためのスピンの反平行状態が得られなくなってしまう。
一方、伝導電子は非磁性金属層と軟磁性層２０および強
磁性層４０との界面部分で散乱を受けるので、これら２
つの磁性層２０，４０の厚さが２００Åより厚くなって
も実質的な効果の向上はない。むしろ全体の膜厚が厚く
なるので都合が悪い。これら２層の磁性層２０，４０の
厚さの下限は１６Å以上が好ましい。これより薄くなる
と、耐熱性と加工耐性が劣化してしまう。
ぞれ個別の制約値がある。非磁性金属層の層厚は１５〜
４０Åの範囲がよい。非磁性金属層の層厚が４０Åより
厚くなると、この層内にのみ流れる伝導電子の割合が増
えてしまい、全体のＭＲ変化が小さくなってしまうので
都合が悪い。また、この層厚が１５Åより薄くなってし
まうと、軟磁性層２０と強磁性層４０間の強磁性的な磁
気結合が強くなってしまい、大きなＭＲ効果を実現する
ためのスピンの反平行状態が得られなくなってしまう。
一方、伝導電子は非磁性金属層と軟磁性層２０および強
磁性層４０との界面部分で散乱を受けるので、これら２
つの磁性層２０，４０の厚さが２００Åより厚くなって
も実質的な効果の向上はない。むしろ全体の膜厚が厚く
なるので都合が悪い。これら２層の磁性層２０，４０の
厚さの下限は１６Å以上が好ましい。これより薄くなる
と、耐熱性と加工耐性が劣化してしまう。
【００６１】以下、上述してきた磁気抵抗効果素子３の
各構成について詳細に説明する。この磁気抵抗効果素子
における第一の特徴点は、ピン止め層の組成にある。
各構成について詳細に説明する。この磁気抵抗効果素子
における第一の特徴点は、ピン止め層の組成にある。
【００６２】本発明における磁気抵抗効果素子のピン止
め層５０は、実質的に隣接する強磁性層４０の磁化をピ
ン止めさせるために用いられており、ピン止め層５０が
好適には、特に、ＦｅＯx （１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）により形成されていることを特徴とす
る。
め層５０は、実質的に隣接する強磁性層４０の磁化をピ
ン止めさせるために用いられており、ピン止め層５０が
好適には、特に、ＦｅＯx （１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）により形成されていることを特徴とす
る。
【００６３】一般に化学組成式、Ｆｅ2 Ｏ3 のα相はヘ
マタイトとして知られている。この物質は反強磁性を示
し、そのネール温度は６７７℃と室温より極めて高い。
ネール温度が高いということは、ピン止め効果の熱安定
性が高いということであり、磁気抵抗効果素子をＭＲヘ
ッド等へ応用する場合は有利である。しかしながら、ヘ
マタイトの構造はコランダム構造といわれ、Ｆｅイオン
とＯイオンの配置が複雑に配置された構造を持つ。単結
晶等のバルクでは生成は容易であるが、反強磁性をしめ
すヘマタイトを磁性薄膜として生成するのは、その構造
の複雑さゆえ難しい。磁性薄膜の厚さが５０００Å以上
では生成された例もあるが、本発明の技術範囲である１
００〜３０００Åの薄い薄膜では極めて困難である。と
いうのは、Ｆｅの酸化膜を真空での薄膜形成方法で生成
しようとすると、真空中でＯが解離してしまい、Ｆｅ3
Ｏ4 （マグネタイト）となってしまうからである。
マタイトとして知られている。この物質は反強磁性を示
し、そのネール温度は６７７℃と室温より極めて高い。
ネール温度が高いということは、ピン止め効果の熱安定
性が高いということであり、磁気抵抗効果素子をＭＲヘ
ッド等へ応用する場合は有利である。しかしながら、ヘ
マタイトの構造はコランダム構造といわれ、Ｆｅイオン
とＯイオンの配置が複雑に配置された構造を持つ。単結
晶等のバルクでは生成は容易であるが、反強磁性をしめ
すヘマタイトを磁性薄膜として生成するのは、その構造
の複雑さゆえ難しい。磁性薄膜の厚さが５０００Å以上
では生成された例もあるが、本発明の技術範囲である１
００〜３０００Åの薄い薄膜では極めて困難である。と
いうのは、Ｆｅの酸化膜を真空での薄膜形成方法で生成
しようとすると、真空中でＯが解離してしまい、Ｆｅ3
Ｏ4 （マグネタイト）となってしまうからである。
【００６４】発明者等はこの点に鑑み、鋭意研究を進め
た結果、ヘマタイト相そのものを実現するとネール温度
が高すぎて、通常のＭＲヘッドの製造工程上で不都合が
生じることがあることがわかった。そこで酸化鉄薄膜と
その酸化度を十分に検討した結果、ＦｅＯx において、
１．３５≦ｘ≦１．５５、（単位は原子比）、好ましく
は１．４０≦ｘ≦１．５５の範囲に酸化度を調整するこ
とによりＭＲヘッドとして必要十分な特性が得られるこ
とがわかった。上記ｘの値が、１．５５より大きくなっ
てしまうと酸素が過剰すぎ、薄膜内部の酸化鉄格子間に
原子状の酸素がそのまま取り込まれ、特性が劣化してし
まう。一方、ｘの値が、１．３５より小さくなるとマグ
ネタイトの特性に近づき、反強磁性が失われ、スピンバ
ルブ型の特性を示さなくなってしまう。
た結果、ヘマタイト相そのものを実現するとネール温度
が高すぎて、通常のＭＲヘッドの製造工程上で不都合が
生じることがあることがわかった。そこで酸化鉄薄膜と
その酸化度を十分に検討した結果、ＦｅＯx において、
１．３５≦ｘ≦１．５５、（単位は原子比）、好ましく
は１．４０≦ｘ≦１．５５の範囲に酸化度を調整するこ
とによりＭＲヘッドとして必要十分な特性が得られるこ
とがわかった。上記ｘの値が、１．５５より大きくなっ
てしまうと酸素が過剰すぎ、薄膜内部の酸化鉄格子間に
原子状の酸素がそのまま取り込まれ、特性が劣化してし
まう。一方、ｘの値が、１．３５より小さくなるとマグ
ネタイトの特性に近づき、反強磁性が失われ、スピンバ
ルブ型の特性を示さなくなってしまう。
【００６５】このピン止め層５０の厚さは８０Å〜３０
００Å、好ましくは８０Å〜１０００Å、より好ましく
は８０Å〜８００Å、更に好ましくは８０Å〜４００Å
の範囲とするのがよい。ピン止め層である酸化鉄が８０
Åより薄くなると反強磁性を示さなくなってしまう。逆
に厚い分は余り問題がないが、あまり厚すぎるとＭＲヘ
ッドとしてのギャップ長（シールド−シールド間の長
さ）が大きくなってしまい、超高密度磁気記録に適さな
くなってしまう。従って、３０００Åより小さいほうが
よい。
００Å、好ましくは８０Å〜１０００Å、より好ましく
は８０Å〜８００Å、更に好ましくは８０Å〜４００Å
の範囲とするのがよい。ピン止め層である酸化鉄が８０
Åより薄くなると反強磁性を示さなくなってしまう。逆
に厚い分は余り問題がないが、あまり厚すぎるとＭＲヘ
ッドとしてのギャップ長（シールド−シールド間の長
さ）が大きくなってしまい、超高密度磁気記録に適さな
くなってしまう。従って、３０００Åより小さいほうが
よい。
【００６６】また、ピン止め層５０としてのＦｅＯx 組
成は、特にｘ＝１．５（単位は原子比）の反強磁性を示
すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）としてもよい。このと
き、ピン止めの対象となる強磁性層４０、非磁性金属層
３０、軟磁性層２０の材料の選択やそれらの層厚の設計
によって、前述したネール温度は低く設定することがで
き、ＭＲヘッドとしての製造を可能にすることができ
る。
成は、特にｘ＝１．５（単位は原子比）の反強磁性を示
すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）としてもよい。このと
き、ピン止めの対象となる強磁性層４０、非磁性金属層
３０、軟磁性層２０の材料の選択やそれらの層厚の設計
によって、前述したネール温度は低く設定することがで
き、ＭＲヘッドとしての製造を可能にすることができ
る。
【００６７】さらに、この酸化鉄によるピン止め層５０
は、反強磁性を示すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）を、少
なくとも３０体積％以上６０体積％以下含むものであっ
てもよい。ヘマタイト自身は極めて高いネール温度を持
つので、この相がピン止め層の中で３０体積％以上６０
体積％以下含まれれば、そのピンニング効果はＭＲヘッ
ド実用上十分である。しかし、３０体積％未満となる
と、ピン止め層としての反強磁性が十分ではなく、スピ
ンバルブ型のＧＭＲ（giant magnetoresistance）を示
さなくなる。一方、ヘマタイト相が６０体積％を超える
と、ネール温度が高くなりすぎることがあり、後に述べ
るようなスピンバルブ動作をさせるための強磁性層のス
ピンのピン止め方向のスイッチングが実用上困難とな
り、都合が悪い。残りの割合はマグネタイト相であって
もよいし、ウスタイト相であってもよい。また、他の材
料との合金や化合物等であってもよい。
は、反強磁性を示すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）を、少
なくとも３０体積％以上６０体積％以下含むものであっ
てもよい。ヘマタイト自身は極めて高いネール温度を持
つので、この相がピン止め層の中で３０体積％以上６０
体積％以下含まれれば、そのピンニング効果はＭＲヘッ
ド実用上十分である。しかし、３０体積％未満となる
と、ピン止め層としての反強磁性が十分ではなく、スピ
ンバルブ型のＧＭＲ（giant magnetoresistance）を示
さなくなる。一方、ヘマタイト相が６０体積％を超える
と、ネール温度が高くなりすぎることがあり、後に述べ
るようなスピンバルブ動作をさせるための強磁性層のス
ピンのピン止め方向のスイッチングが実用上困難とな
り、都合が悪い。残りの割合はマグネタイト相であって
もよいし、ウスタイト相であってもよい。また、他の材
料との合金や化合物等であってもよい。
【００６８】また、ヘマタイト自身は極めて高いネール
温度を持つので、ピン止め層５０は反強磁性を示すαＦ
ｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）の１００Å以下、特に、６０〜
１００Åの微結晶の集まりであっても、そのピンニング
効果はＭＲヘッド実用上十分である。なお、微結晶の大
きさは、ＴＥＭによるイメージ像の観察により測定すれ
ばよい。
温度を持つので、ピン止め層５０は反強磁性を示すαＦ
ｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）の１００Å以下、特に、６０〜
１００Åの微結晶の集まりであっても、そのピンニング
効果はＭＲヘッド実用上十分である。なお、微結晶の大
きさは、ＴＥＭによるイメージ像の観察により測定すれ
ばよい。
【００６９】また、ピン止め層５０は、ヘマタイトと明
確に同定されるものである必要はなく、ヘマタイトに近
い結晶格子を持ち、かつネール温度が１２０℃〜４００
℃、好ましくは、１５０℃〜３００℃、より好ましく
は、１５０℃〜２５０℃の範囲にある反強磁性を示すも
のであればよい。
確に同定されるものである必要はなく、ヘマタイトに近
い結晶格子を持ち、かつネール温度が１２０℃〜４００
℃、好ましくは、１５０℃〜３００℃、より好ましく
は、１５０℃〜２５０℃の範囲にある反強磁性を示すも
のであればよい。
【００７０】このようなピン止め層５０は、イオンビー
ムスパッタ法、スパッタリング法、反応性蒸着法、分子
線エピタキシー法（ＭＢＥ）等の方法を用いて形成され
る。これら、製膜方法に特に限定はないが、デュアルイ
オンビームスパッタ法による製膜方法のときに、酸化鉄
薄膜中の酸素量を正確に制御することができる。すなわ
ち、酸化鉄のターゲットをイオンビームスパッタ法でス
パッタし、被着対象である基板に対し、Ａｒ（アルゴ
ン）とＯ2 （酸素）の混合ガスのアシストビームを照射
しながらピン止め層を成膜させることで良好な特性を持
つピン止め層が形成できる。通常のイオンビームスパッ
タ法の場合、ターゲットに入射するスパッタビームの運
動エネルギーが大きいので、酸素が解離してしまい、マ
グネタイトの薄膜しかできない。そこでアシストビーム
としてＡｒとＯ2 の混合ガスを照射しながら成膜させる
とよい。
ムスパッタ法、スパッタリング法、反応性蒸着法、分子
線エピタキシー法（ＭＢＥ）等の方法を用いて形成され
る。これら、製膜方法に特に限定はないが、デュアルイ
オンビームスパッタ法による製膜方法のときに、酸化鉄
薄膜中の酸素量を正確に制御することができる。すなわ
ち、酸化鉄のターゲットをイオンビームスパッタ法でス
パッタし、被着対象である基板に対し、Ａｒ（アルゴ
ン）とＯ2 （酸素）の混合ガスのアシストビームを照射
しながらピン止め層を成膜させることで良好な特性を持
つピン止め層が形成できる。通常のイオンビームスパッ
タ法の場合、ターゲットに入射するスパッタビームの運
動エネルギーが大きいので、酸素が解離してしまい、マ
グネタイトの薄膜しかできない。そこでアシストビーム
としてＡｒとＯ2 の混合ガスを照射しながら成膜させる
とよい。
【００７１】このとき、被着対象である基板に照射する
アシストビームは加速電圧６０〜１５０ｅＶ、イオン電
流５〜１５ｍＡ、Ａｒ：Ｏ2 流量比が１：１〜９：１、
Ａｒ＋Ｏ2 流量が６〜２０ｓｃｃｍの範囲にあればよ
い。アシストビームの加速電圧が１５０ｅＶを超える
と、エネルギーが大きすぎ、酸素が打ち込まれるととも
に、逆に結晶格子を乱してしまい、十分な反強磁性の特
性が得られない。一方、加速電圧が６０ｅＶ未満となる
と、今度は酸素が結晶格子の中でうまく配列しなくな
り、ネール温度が下がってしまって都合が悪い。好まし
くは８０〜１２０ｅＶの範囲がよい。イオン電流が１５
ｍＡより大きくなると、基板に入射する酸素イオンの数
が多すぎ、酸素が打ち込まれるとともに、逆に結晶格子
を乱してしまい、十分な反強磁性の特性が得られない。
一方、イオン電流が５ｍＡ未満となると、今度は酸素が
結晶格子の中でうまく配列しなくなり、ネール温度が下
がってしまって都合が悪い。好ましくは６〜１２ｍＡの
範囲である。アシストビームでのＡｒとＯ2 の流量の割
合は、好ましくは、Ａｒ：Ｏ2 ＝１：１〜４：１の範囲
がよい。Ａｒ：Ｏ2 の割合が９：１を超えてＡｒ過剰に
なると、酸化鉄薄膜へのＯイオンの添加効果が十分とは
言えなくなる。逆にこの割合が１：１未満となりＯ2 過
剰になると、アシストビームを発生させるためのフィラ
メントが切れやすくなってしまい、製造が不可能となっ
てしまう。アシストビームでのＡｒ＋Ｏ2 の全体の流量
は６〜２０ｓｃｃｍの範囲にあればよい。この全体の流
量が２０ｓｃｃｍを超えてしまうと、酸素イオンの数が
多すぎ、酸素が打ち込まれるとともに、逆に結晶格子を
乱してしまい、十分な反強磁性の特性が得られない。逆
に６ｓｃｃｍ未満ではアシストビームでの今度は酸素が
結晶格子の中でうまく配列しなくなり、ネール温度が下
がってしまって都合が悪い。
アシストビームは加速電圧６０〜１５０ｅＶ、イオン電
流５〜１５ｍＡ、Ａｒ：Ｏ2 流量比が１：１〜９：１、
Ａｒ＋Ｏ2 流量が６〜２０ｓｃｃｍの範囲にあればよ
い。アシストビームの加速電圧が１５０ｅＶを超える
と、エネルギーが大きすぎ、酸素が打ち込まれるととも
に、逆に結晶格子を乱してしまい、十分な反強磁性の特
性が得られない。一方、加速電圧が６０ｅＶ未満となる
と、今度は酸素が結晶格子の中でうまく配列しなくな
り、ネール温度が下がってしまって都合が悪い。好まし
くは８０〜１２０ｅＶの範囲がよい。イオン電流が１５
ｍＡより大きくなると、基板に入射する酸素イオンの数
が多すぎ、酸素が打ち込まれるとともに、逆に結晶格子
を乱してしまい、十分な反強磁性の特性が得られない。
一方、イオン電流が５ｍＡ未満となると、今度は酸素が
結晶格子の中でうまく配列しなくなり、ネール温度が下
がってしまって都合が悪い。好ましくは６〜１２ｍＡの
範囲である。アシストビームでのＡｒとＯ2 の流量の割
合は、好ましくは、Ａｒ：Ｏ2 ＝１：１〜４：１の範囲
がよい。Ａｒ：Ｏ2 の割合が９：１を超えてＡｒ過剰に
なると、酸化鉄薄膜へのＯイオンの添加効果が十分とは
言えなくなる。逆にこの割合が１：１未満となりＯ2 過
剰になると、アシストビームを発生させるためのフィラ
メントが切れやすくなってしまい、製造が不可能となっ
てしまう。アシストビームでのＡｒ＋Ｏ2 の全体の流量
は６〜２０ｓｃｃｍの範囲にあればよい。この全体の流
量が２０ｓｃｃｍを超えてしまうと、酸素イオンの数が
多すぎ、酸素が打ち込まれるとともに、逆に結晶格子を
乱してしまい、十分な反強磁性の特性が得られない。逆
に６ｓｃｃｍ未満ではアシストビームでの今度は酸素が
結晶格子の中でうまく配列しなくなり、ネール温度が下
がってしまって都合が悪い。
【００７２】また、ピン止め層５０の形成は、上記のア
シストビームを伴うイオンビームスパッタ法と同様に、
高周波スパッタ法（ＲＦスパッタ法）を用いて行なうの
もの好ましい態様である。高周波スパッタ法を用いる場
合、酸化鉄をターゲットとしＡｒ（アルゴン）とＯ2
（酸素）の混合ガス雰囲気中でスパッタを行う。その
際、酸素ガス流量が、全ガス流量の２０〜４０％の範囲
の流量割合となるように調整する必要がある。この割合
が、２０％未満となると、成膜されたピン止め層５０の
酸素の結合力が小さく、酸素の状態が不安定で耐熱温度
が下がってしまうという不都合が生じてしまう。また、
この割合が４０％を超えると、スパッタをするときのプ
ラズマが安定に点灯しなくなる。また、プラズマが点灯
したとしても、スパッタ雰囲気中の酸素の含有量が多い
ために、実質的なスパッタレートが極端に低下する。そ
のため、成膜される膜中に取り込まれる不純物が増えて
しまい、良好な膜は得られない。なお、従来より一般的
に行なわているＡｒ（アルゴン）ガス雰囲気中での高周
波スパッタ法で、ヘマタイト酸化物膜を成膜した場合に
は、ヘマタイト酸化物膜がプラズマにさらされ、膜中の
酸素が乖離してしまい、本発明で目的とする良好なヘマ
タイト酸化物が得られない。また、得られた膜自体の熱
安定性にも問題がある。
シストビームを伴うイオンビームスパッタ法と同様に、
高周波スパッタ法（ＲＦスパッタ法）を用いて行なうの
もの好ましい態様である。高周波スパッタ法を用いる場
合、酸化鉄をターゲットとしＡｒ（アルゴン）とＯ2
（酸素）の混合ガス雰囲気中でスパッタを行う。その
際、酸素ガス流量が、全ガス流量の２０〜４０％の範囲
の流量割合となるように調整する必要がある。この割合
が、２０％未満となると、成膜されたピン止め層５０の
酸素の結合力が小さく、酸素の状態が不安定で耐熱温度
が下がってしまうという不都合が生じてしまう。また、
この割合が４０％を超えると、スパッタをするときのプ
ラズマが安定に点灯しなくなる。また、プラズマが点灯
したとしても、スパッタ雰囲気中の酸素の含有量が多い
ために、実質的なスパッタレートが極端に低下する。そ
のため、成膜される膜中に取り込まれる不純物が増えて
しまい、良好な膜は得られない。なお、従来より一般的
に行なわているＡｒ（アルゴン）ガス雰囲気中での高周
波スパッタ法で、ヘマタイト酸化物膜を成膜した場合に
は、ヘマタイト酸化物膜がプラズマにさらされ、膜中の
酸素が乖離してしまい、本発明で目的とする良好なヘマ
タイト酸化物が得られない。また、得られた膜自体の熱
安定性にも問題がある。
【００７３】前記強磁性層４０は、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｄｙ，Ｅｒ，Ｎｄ，Ｔｂ，Ｔｍ，Ｃｅ，Ｇ
ｄ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成される
が、特に、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w （ただし、重
量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）
で表される組成で構成することが好ましい。これらの組
成範囲を外れると、大きな電気抵抗の変化が得られなく
なるという不都合が生じる。
Ｍｎ，Ｃｒ，Ｄｙ，Ｅｒ，Ｎｄ，Ｔｂ，Ｔｍ，Ｃｅ，Ｇ
ｄ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成される
が、特に、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w （ただし、重
量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）
で表される組成で構成することが好ましい。これらの組
成範囲を外れると、大きな電気抵抗の変化が得られなく
なるという不都合が生じる。
【００７４】このような強磁性層４０の厚さは、１６〜
１００Å、より好ましくは、２０〜６０Åとされる。こ
の値が、１６Å未満となると、磁性層としての特性が失
われる。この一方で、この値が１００Åを超えると、前
記ピン止め層５０からのピン止め力が小さくなり、この
強磁性層のスピンのピン止め効果が十分に得られなくな
る。
１００Å、より好ましくは、２０〜６０Åとされる。こ
の値が、１６Å未満となると、磁性層としての特性が失
われる。この一方で、この値が１００Åを超えると、前
記ピン止め層５０からのピン止め力が小さくなり、この
強磁性層のスピンのピン止め効果が十分に得られなくな
る。
【００７５】このような強磁性層４０は上述のごとくピ
ン止め層５０と直接接しているため、両者に直接層間相
互作用が働き、強磁性層４０の磁化回転が阻止される。
一方、後に詳述する軟磁性層２０は、外部からの信号磁
場により、自由にその磁化を回転させることができる。
その結果、軟磁性層２０と強磁性層４０との両者の磁化
に相対的な角度が生み出され、この磁化の向きの違いに
起因した大きなＭＲ効果が得られる。
ン止め層５０と直接接しているため、両者に直接層間相
互作用が働き、強磁性層４０の磁化回転が阻止される。
一方、後に詳述する軟磁性層２０は、外部からの信号磁
場により、自由にその磁化を回転させることができる。
その結果、軟磁性層２０と強磁性層４０との両者の磁化
に相対的な角度が生み出され、この磁化の向きの違いに
起因した大きなＭＲ効果が得られる。
【００７６】ところで、本発明においては、図１８に示
されるように、前記ピン止め層５０と前記強磁性層４０
との間に、さらに酸素ブロッキング層４５を介在させる
ことが好ましい。酸素ブロッキング層４５は、Ｃｏ（コ
バルト）単体あるいはＣｏを８０重量％以上含む合金よ
り構成され、その厚さは、４〜３５Å、より好ましく
は、６〜３０Åとされる。Ｃｏ成分が８０重量％未満と
なると、積層体形成後の熱処理プロセス工程中におい
て、前記ピン止め層５０側から拡散する酸素に対するブ
ロッキング効果が十分でなくなり、熱処理によりピンニ
ング効果が失われ、スピンバルブ特性を示さなくなると
いう不都合が生じる。この酸素ブロッキング層４５によ
る酸素のブロッキング効果は、酸素ブロッキング層４５
の組成がＣｏ（コバルト）単体のとき、最も効果が大き
く、また、Ｃｏ成分が８０重量％以上の合金であれば、
その効果は実用上十分なレベルまで維持できるのであ
る。
されるように、前記ピン止め層５０と前記強磁性層４０
との間に、さらに酸素ブロッキング層４５を介在させる
ことが好ましい。酸素ブロッキング層４５は、Ｃｏ（コ
バルト）単体あるいはＣｏを８０重量％以上含む合金よ
り構成され、その厚さは、４〜３５Å、より好ましく
は、６〜３０Åとされる。Ｃｏ成分が８０重量％未満と
なると、積層体形成後の熱処理プロセス工程中におい
て、前記ピン止め層５０側から拡散する酸素に対するブ
ロッキング効果が十分でなくなり、熱処理によりピンニ
ング効果が失われ、スピンバルブ特性を示さなくなると
いう不都合が生じる。この酸素ブロッキング層４５によ
る酸素のブロッキング効果は、酸素ブロッキング層４５
の組成がＣｏ（コバルト）単体のとき、最も効果が大き
く、また、Ｃｏ成分が８０重量％以上の合金であれば、
その効果は実用上十分なレベルまで維持できるのであ
る。
【００７７】このような酸素ブロッキング層４５の必要
性は、本発明のピン止め層５０としてＦｅＯX （１．３
５≦ｘ≦１．５５、単位は原子比）のごとく酸化物の反
強磁性体を用いていることに起因する。すなわち、本発
明においては、ピン止め層５０を酸化物の反強磁性体で
構成しているので、例えば、ピン止め層５０と接する強
磁性体の材料として汎用のＮｉＦｅ（パーマロイ）など
を用いた場合には、熱安定性や耐熱性に問題が生じるこ
とが判明したのである。つまり、熱処理プロセス工程中
において反強磁性体の酸素が強磁性体に拡散して行き、
スピンのピンニング効果が失われるという現象が起きて
しまうのである。
性は、本発明のピン止め層５０としてＦｅＯX （１．３
５≦ｘ≦１．５５、単位は原子比）のごとく酸化物の反
強磁性体を用いていることに起因する。すなわち、本発
明においては、ピン止め層５０を酸化物の反強磁性体で
構成しているので、例えば、ピン止め層５０と接する強
磁性体の材料として汎用のＮｉＦｅ（パーマロイ）など
を用いた場合には、熱安定性や耐熱性に問題が生じるこ
とが判明したのである。つまり、熱処理プロセス工程中
において反強磁性体の酸素が強磁性体に拡散して行き、
スピンのピンニング効果が失われるという現象が起きて
しまうのである。
【００７８】酸素ブロッキング層４５の厚さが４Å未満
となると、Ｃｏが連続膜とならず酸素のブロッキング効
果が発現しない。また、この厚さが３５Åを超えると保
磁力Ｈc が大きくなる傾向にあり、あまり好ましくな
い。
となると、Ｃｏが連続膜とならず酸素のブロッキング効
果が発現しない。また、この厚さが３５Åを超えると保
磁力Ｈc が大きくなる傾向にあり、あまり好ましくな
い。
【００７９】このような酸素ブロッキング層４５は、強
磁性を示し、前記強磁性層４０の好ましい組成範囲と一
部重複する。従って、酸素ブロッキング層４５も前記強
磁性層４０と同様な機能をも持ち合わせていることにな
る。そのため、酸素ブロッキング層４５を設ける場合、
膜厚に関して言えば、酸素ブロッキング層４５の厚さｔ
b と強磁性層４０の厚さｔf との総和（ｔb ＋ｔf ）が
前述した強磁性層４０の範囲、すなわち、１６〜１００
Å、より好ましくは、２０〜６０Åの範囲内となるよう
にすればよい。また、酸素ブロッキング層４５と強磁性
層４０とをＣｏ（コバルト）単体あるいはＣｏを８０重
量％以上含む合金からなる同一の組成として、これらを
一層で形成してもよい。また、ピン止め層５０に接する
側をＣｏリッチにして、ピン止め層５０側から遠ざかる
につれてＣｏ含有率を漸減させた一層とし、酸素ブロッ
キング層４５と強磁性層４０の機能を両方持ち合わせた
層としてもよい。
磁性を示し、前記強磁性層４０の好ましい組成範囲と一
部重複する。従って、酸素ブロッキング層４５も前記強
磁性層４０と同様な機能をも持ち合わせていることにな
る。そのため、酸素ブロッキング層４５を設ける場合、
膜厚に関して言えば、酸素ブロッキング層４５の厚さｔ
b と強磁性層４０の厚さｔf との総和（ｔb ＋ｔf ）が
前述した強磁性層４０の範囲、すなわち、１６〜１００
Å、より好ましくは、２０〜６０Åの範囲内となるよう
にすればよい。また、酸素ブロッキング層４５と強磁性
層４０とをＣｏ（コバルト）単体あるいはＣｏを８０重
量％以上含む合金からなる同一の組成として、これらを
一層で形成してもよい。また、ピン止め層５０に接する
側をＣｏリッチにして、ピン止め層５０側から遠ざかる
につれてＣｏ含有率を漸減させた一層とし、酸素ブロッ
キング層４５と強磁性層４０の機能を両方持ち合わせた
層としてもよい。
【００８０】前記軟磁性層２０は、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ等
やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、
保磁力Hcの小さな磁性層を用いた方がＭＲ曲線の立ち上
がりが急峻となり、好ましい結果が得られる。特に好ま
しくは（Ｎｉx Ｆｅ1-x ）yＣｏ1-y （ただし、重量で
０．７≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．５）で表わされ
る組成である。ここでｘ，ｙがこの範囲にあるとHcが小
さくなり良好な軟磁気特性となり、その結果、磁場感度
の高い良好なＭＲ特性が得られる。一方、ｘ，ｙがこの
範囲を外れると、Hcが大きくなってしまい磁場感度の高
いＭＲ特性が得られなくなという不都合が生じる。この
ような組成系はＣｏの濃度が大きい組成系である。スピ
ンバルブ膜において、軟磁性層は外部の微小な磁界に対
し、敏感にその向きを変えることで大きなＭＲ変化率を
もたらしている。したがって、その軟磁気特性は重要で
ある。代表的な軟磁性材料としてはパーマロイが知られ
ているが、パーマロイを構成するＮｉは非磁性金属層３
０と容易に固溶しやすいため、耐熱性に問題がある。し
たがって、これを解決するためには上記のごとく（Ｎｉ
x Ｆｅ1-x ）y Ｃｏ1-y （ただし、重量で０．７≦ｘ≦
０．９、０．１≦ｙ≦０．５）で表わされるＣｏ濃度の
大きい組成を選択するのがよい。
やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、
保磁力Hcの小さな磁性層を用いた方がＭＲ曲線の立ち上
がりが急峻となり、好ましい結果が得られる。特に好ま
しくは（Ｎｉx Ｆｅ1-x ）yＣｏ1-y （ただし、重量で
０．７≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．５）で表わされ
る組成である。ここでｘ，ｙがこの範囲にあるとHcが小
さくなり良好な軟磁気特性となり、その結果、磁場感度
の高い良好なＭＲ特性が得られる。一方、ｘ，ｙがこの
範囲を外れると、Hcが大きくなってしまい磁場感度の高
いＭＲ特性が得られなくなという不都合が生じる。この
ような組成系はＣｏの濃度が大きい組成系である。スピ
ンバルブ膜において、軟磁性層は外部の微小な磁界に対
し、敏感にその向きを変えることで大きなＭＲ変化率を
もたらしている。したがって、その軟磁気特性は重要で
ある。代表的な軟磁性材料としてはパーマロイが知られ
ているが、パーマロイを構成するＮｉは非磁性金属層３
０と容易に固溶しやすいため、耐熱性に問題がある。し
たがって、これを解決するためには上記のごとく（Ｎｉ
x Ｆｅ1-x ）y Ｃｏ1-y （ただし、重量で０．７≦ｘ≦
０．９、０．１≦ｙ≦０．５）で表わされるＣｏ濃度の
大きい組成を選択するのがよい。
【００８１】さらに、前記軟磁性層２０の組成として、
Ｃｏt Ｍu Ｍ’q Ｂr （ただし、原子で０．６≦ｔ≦
０．９５、０．０１≦ｕ≦０．２、０．０１≦ｑ≦０．
１、０．０５≦ｒ≦０．３）で表わされる組成も優れた
特性を示すものである。ここで、Ｍは、Ｆｅ，Ｎｉから
選ばれた少なくとも１種以上であり、Ｍ’は、Ｚｒ，Ｓ
ｉ，Ｍｏ，Ｎｂから選ばれた少なくとも１種以上を表
す。ＭやＭ’が２種以上の場合は、２種以上の総和量が
上記の組成範囲内に入るようにする。このような組成
は、Ｃｏの含有量が多いため、先の組成に比べてＭＲ変
化率がより大きくなるという極めて優れた特徴を有す
る。また、耐熱性も高くなる。また、その結晶構造とし
ては、超微細結晶粒の集まり、もしくはアモルファス構
造のため、より良好な軟磁性特性を示し、その結果大き
なＭＲ傾きが得られる。これらの組成の具体例として
は、Ｃｏを主成分として、Ｎｉおよび／またはＦｅを磁
歪が０となるような含有量として選択する。これにＺ
ｒ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｎｂ等を添加し、アモルファス組成を
安定化させればよい。Ｃｏが０．６未満になると、アモ
ルファスが得られにくくなる。Ｃｏが０．９５を超えて
もよいが、ＦｅやＮｉを少量添加した方が軟磁性材料と
しての特性がよくなり都合がよい。Ｍ’の含有割合は、
０．０１≦ｑ≦０．１とされ、ｑが０．０１未満である
とその添加による効果が得られない。ｑが０．１を超え
ると、軟磁性材料としての特性が劣化してしまう。Ｂ
（ボロン）は、アモルファス化するための主元素であ
り、その含有割合は０．０５≦ｒ≦０．３である。ｒが
０．０５未満であるとその添加による効果が得られな
い。ｒが０．３を超えると、軟磁性材料としての特性が
劣化してしまう。
Ｃｏt Ｍu Ｍ’q Ｂr （ただし、原子で０．６≦ｔ≦
０．９５、０．０１≦ｕ≦０．２、０．０１≦ｑ≦０．
１、０．０５≦ｒ≦０．３）で表わされる組成も優れた
特性を示すものである。ここで、Ｍは、Ｆｅ，Ｎｉから
選ばれた少なくとも１種以上であり、Ｍ’は、Ｚｒ，Ｓ
ｉ，Ｍｏ，Ｎｂから選ばれた少なくとも１種以上を表
す。ＭやＭ’が２種以上の場合は、２種以上の総和量が
上記の組成範囲内に入るようにする。このような組成
は、Ｃｏの含有量が多いため、先の組成に比べてＭＲ変
化率がより大きくなるという極めて優れた特徴を有す
る。また、耐熱性も高くなる。また、その結晶構造とし
ては、超微細結晶粒の集まり、もしくはアモルファス構
造のため、より良好な軟磁性特性を示し、その結果大き
なＭＲ傾きが得られる。これらの組成の具体例として
は、Ｃｏを主成分として、Ｎｉおよび／またはＦｅを磁
歪が０となるような含有量として選択する。これにＺ
ｒ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｎｂ等を添加し、アモルファス組成を
安定化させればよい。Ｃｏが０．６未満になると、アモ
ルファスが得られにくくなる。Ｃｏが０．９５を超えて
もよいが、ＦｅやＮｉを少量添加した方が軟磁性材料と
しての特性がよくなり都合がよい。Ｍ’の含有割合は、
０．０１≦ｑ≦０．１とされ、ｑが０．０１未満である
とその添加による効果が得られない。ｑが０．１を超え
ると、軟磁性材料としての特性が劣化してしまう。Ｂ
（ボロン）は、アモルファス化するための主元素であ
り、その含有割合は０．０５≦ｒ≦０．３である。ｒが
０．０５未満であるとその添加による効果が得られな
い。ｒが０．３を超えると、軟磁性材料としての特性が
劣化してしまう。
【００８２】また、軟磁性層２０は積層構造としてもよ
い。この場合、軟磁性層２０は、非磁性層側からＣｏま
たはＣｏを８０重量％以上含む合金により形成された第
１の軟磁性層と、（Ｎｉx Ｆｅ1-x ）y Ｃｏ1-y （ただ
し、重量で０．７≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．５で
ある）で表される組成により形成された第２の軟磁性層
を含む積層体とすることが好ましい。
い。この場合、軟磁性層２０は、非磁性層側からＣｏま
たはＣｏを８０重量％以上含む合金により形成された第
１の軟磁性層と、（Ｎｉx Ｆｅ1-x ）y Ｃｏ1-y （ただ
し、重量で０．７≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．５で
ある）で表される組成により形成された第２の軟磁性層
を含む積層体とすることが好ましい。
【００８３】このような軟磁性層２０の厚さは、２０〜
１５０Å、好ましくは、３０〜１２０Å、さらに好まし
くは、５０〜１００Åとされる。この値が、２０Å未満
となると、良好な軟磁性層としての特性が得られない。
この一方で、この値が１５０Åを超えると、多層膜全体
の厚さが厚くなり、磁性多層膜全体の抵抗が大きくな
り、ＭＲ効果が減少してしまう。
１５０Å、好ましくは、３０〜１２０Å、さらに好まし
くは、５０〜１００Åとされる。この値が、２０Å未満
となると、良好な軟磁性層としての特性が得られない。
この一方で、この値が１５０Åを超えると、多層膜全体
の厚さが厚くなり、磁性多層膜全体の抵抗が大きくな
り、ＭＲ効果が減少してしまう。
【００８４】このような軟磁性層２０と前記強磁性層４
０との間に介在される非磁性金属層３０は、効率的に電
子を導くために、伝導性のある金属が望ましい。より具
体的には、Ａｕ、Ａｇ、およびＣｕの中から選ばれた少
なくとも１種、またはこれらの少なくとも１種以上を６
０ｗｔ％以上含む合金等が挙げられる。
０との間に介在される非磁性金属層３０は、効率的に電
子を導くために、伝導性のある金属が望ましい。より具
体的には、Ａｕ、Ａｇ、およびＣｕの中から選ばれた少
なくとも１種、またはこれらの少なくとも１種以上を６
０ｗｔ％以上含む合金等が挙げられる。
【００８５】このような非磁性金属層３０の厚さは、１
５〜４０Åであることが好ましい。この値が１５Å以下
になると、このものを介して配置されている軟磁性層２
０と強磁性層４０とが交換結合してしまい、軟磁性層２
０と強磁性層４０とのスピンがそれぞれ独立に機能しな
くなってしまうという不都合が生じる。この値が４０Å
を超えると、上下に位置する軟磁性層２０と強磁性層４
０の界面で散乱される電子の割合が減少してしまい、Ｍ
Ｒ変化率の減少が起こってしまうという不都合が生じ
る。
５〜４０Åであることが好ましい。この値が１５Å以下
になると、このものを介して配置されている軟磁性層２
０と強磁性層４０とが交換結合してしまい、軟磁性層２
０と強磁性層４０とのスピンがそれぞれ独立に機能しな
くなってしまうという不都合が生じる。この値が４０Å
を超えると、上下に位置する軟磁性層２０と強磁性層４
０の界面で散乱される電子の割合が減少してしまい、Ｍ
Ｒ変化率の減少が起こってしまうという不都合が生じ
る。
【００８６】上述してきた、これらの各層は少なくとも
基板５側からピン止め層５０、強磁性層４０、非磁性金
属層３０、軟磁性層２０の順に積層されていることが必
要である。この積層の順序はピン止め層５０の制約から
きている。すなわち、基板５の上に、ピン止め層５０か
ら積層をはじめることで、ピン止め層５０である酸化鉄
薄膜の反強磁性を十分に実現することができるからであ
る。さらに、より大きなＭＲ変化率を実現するという観
点からは基板５の上に、ピン止め層、強磁性層、非磁性
金属層、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層、ピン止め
層というさらなる積層構造ももちろん可能である。
基板５側からピン止め層５０、強磁性層４０、非磁性金
属層３０、軟磁性層２０の順に積層されていることが必
要である。この積層の順序はピン止め層５０の制約から
きている。すなわち、基板５の上に、ピン止め層５０か
ら積層をはじめることで、ピン止め層５０である酸化鉄
薄膜の反強磁性を十分に実現することができるからであ
る。さらに、より大きなＭＲ変化率を実現するという観
点からは基板５の上に、ピン止め層、強磁性層、非磁性
金属層、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層、ピン止め
層というさらなる積層構造ももちろん可能である。
【００８７】保護層８０は、成膜プロセスの過程での磁
性多層膜表面の酸化を防止し、その上部に形成される電
極材料とのぬれ性や、密着強度の向上という目的のため
に形成され、このものは、Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈ
ｆ，Ｚｒ、Ｚｎ等の材料より形成される。厚さは、通
常、３０〜３００Å程度とされる。
性多層膜表面の酸化を防止し、その上部に形成される電
極材料とのぬれ性や、密着強度の向上という目的のため
に形成され、このものは、Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈ
ｆ，Ｚｒ、Ｚｎ等の材料より形成される。厚さは、通
常、３０〜３００Å程度とされる。
【００８８】基板５は、ガラス、ケイ素、ＭｇＯ、Ｇａ
Ａｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等の材
料により形成される。厚さは、通常、０．５〜１０ｍｍ
程度とされる。
Ａｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等の材
料により形成される。厚さは、通常、０．５〜１０ｍｍ
程度とされる。
【００８９】各層の材質及び層厚を上記のように規定
し、さらに、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に、後述
する膜面内の一方向に外部磁場を印加して、異方性磁界
Ｈｋを２〜２０Oe、より好ましくは２〜１６Oe、特に２
〜１０Oe付与することが好ましい。これによって、形成
された磁性多層膜は、ＭＲ変化曲線の立ち上がり部分に
おけるＭＲ傾きが０．５％／Oe以上、特に０．８％／Oe
以上、通常０．５〜１．５％／Oeが得られる。また、Ｍ
Ｒ変化曲線の最大ヒステリシス幅が８Oe以下、通常０〜
６Oeとなる。その上さらに、１MHz の高周波磁界でのＭ
Ｒ傾きが０．７％／Oe以上、より好ましくは０．８％／
Oe以上、通常０．７〜１．５％／Oeとすることができ、
高密度記録の読み出し用のＭＲヘッド等に用いる場合、
十分な性能を得ることができる。軟磁性層の異方性磁界
Ｈｋが２Oe未満となると、保磁力と同程度となってしま
い、０磁場を中心とした直線的なＭＲ変化曲線が実質的
に得られなくなるため、ＭＲ素子としての特性が劣化す
る。また２０Oeより大きいとＭＲ傾きが小さくなり、こ
の膜をＭＲヘッド等に適用した場合、出力が低下しやす
く、かつ分解能が低下する。ここでこれらのＨｋは、外
部磁場として成膜時に１０〜３００Oeの磁場を印加する
ことで得られる。外部磁場が１０Oe以下ではＨｋを誘起
するのに十分ではないし、また、３００Oeを越えても効
果は変わらないが、磁場発生のためのコイルが大きくな
ってしまい、費用もかさんで非効率的である。
し、さらに、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に、後述
する膜面内の一方向に外部磁場を印加して、異方性磁界
Ｈｋを２〜２０Oe、より好ましくは２〜１６Oe、特に２
〜１０Oe付与することが好ましい。これによって、形成
された磁性多層膜は、ＭＲ変化曲線の立ち上がり部分に
おけるＭＲ傾きが０．５％／Oe以上、特に０．８％／Oe
以上、通常０．５〜１．５％／Oeが得られる。また、Ｍ
Ｒ変化曲線の最大ヒステリシス幅が８Oe以下、通常０〜
６Oeとなる。その上さらに、１MHz の高周波磁界でのＭ
Ｒ傾きが０．７％／Oe以上、より好ましくは０．８％／
Oe以上、通常０．７〜１．５％／Oeとすることができ、
高密度記録の読み出し用のＭＲヘッド等に用いる場合、
十分な性能を得ることができる。軟磁性層の異方性磁界
Ｈｋが２Oe未満となると、保磁力と同程度となってしま
い、０磁場を中心とした直線的なＭＲ変化曲線が実質的
に得られなくなるため、ＭＲ素子としての特性が劣化す
る。また２０Oeより大きいとＭＲ傾きが小さくなり、こ
の膜をＭＲヘッド等に適用した場合、出力が低下しやす
く、かつ分解能が低下する。ここでこれらのＨｋは、外
部磁場として成膜時に１０〜３００Oeの磁場を印加する
ことで得られる。外部磁場が１０Oe以下ではＨｋを誘起
するのに十分ではないし、また、３００Oeを越えても効
果は変わらないが、磁場発生のためのコイルが大きくな
ってしまい、費用もかさんで非効率的である。
【００９０】なお、ＭＲ変化率は、最大比抵抗をρmax
、最小比抵抗をρsat としたとき、（ρmax −ρsat
）×１００／ρsat （％）として表される。また、最
大ヒステリシス幅は、磁気抵抗変化曲線（ＭＲカーブ）
を測定して算出したヒステリシス幅の最大値である。さ
らに、ＭＲ傾きは、ＭＲカーブを測定し、その微分曲線
を求めて得られた−２０〜＋２０Oeでの微分値の最大値
である。そして、高周波ＭＲ傾きは、１MHz ６Oeの磁場
幅の交流磁場でＭＲ変化率を測定したときのＭＲ傾きで
ある。
、最小比抵抗をρsat としたとき、（ρmax −ρsat
）×１００／ρsat （％）として表される。また、最
大ヒステリシス幅は、磁気抵抗変化曲線（ＭＲカーブ）
を測定して算出したヒステリシス幅の最大値である。さ
らに、ＭＲ傾きは、ＭＲカーブを測定し、その微分曲線
を求めて得られた−２０〜＋２０Oeでの微分値の最大値
である。そして、高周波ＭＲ傾きは、１MHz ６Oeの磁場
幅の交流磁場でＭＲ変化率を測定したときのＭＲ傾きで
ある。
【００９１】上述してきた磁性多層膜１をそれぞれ繰り
返し積層したものを、磁気抵抗効果素子とすることもで
きる。磁性多層膜の繰り返し積層回数ｎに特に制限はな
く、目的とする磁気抵抗変化率等に応じて適宜選択すれ
ばよい。昨今の磁気記録の超高密度化に対応するために
は、磁性多層膜の全層厚が薄いほど良い。しかし薄くな
ると通常、ＭＲ効果は同時に小さくなってしまうが、本
発明に用いられる磁性多層膜は、繰り返し積層回数ｎが
１の場合でも十分実用に耐えうる多層膜を得ることがで
きる。また、積層数を増加するに従って、抵抗変化率も
増加するが、生産性が悪くなり、さらにｎが大きすぎる
と素子全体の抵抗が低くなりすぎて実用上の不便が生じ
ることから、通常、ｎを１０以下とするのが好ましい。
なお、人工格子の長周期構造は、小角Ｘ線回折パターン
にて、くり返し周期に応じた１次２次ピーク等の出現に
より確認することができる。超高密度磁気記録用ＭＲヘ
ッド等の磁気変換素子に応用するための、ｎの好ましい
範囲は１〜５である。
返し積層したものを、磁気抵抗効果素子とすることもで
きる。磁性多層膜の繰り返し積層回数ｎに特に制限はな
く、目的とする磁気抵抗変化率等に応じて適宜選択すれ
ばよい。昨今の磁気記録の超高密度化に対応するために
は、磁性多層膜の全層厚が薄いほど良い。しかし薄くな
ると通常、ＭＲ効果は同時に小さくなってしまうが、本
発明に用いられる磁性多層膜は、繰り返し積層回数ｎが
１の場合でも十分実用に耐えうる多層膜を得ることがで
きる。また、積層数を増加するに従って、抵抗変化率も
増加するが、生産性が悪くなり、さらにｎが大きすぎる
と素子全体の抵抗が低くなりすぎて実用上の不便が生じ
ることから、通常、ｎを１０以下とするのが好ましい。
なお、人工格子の長周期構造は、小角Ｘ線回折パターン
にて、くり返し周期に応じた１次２次ピーク等の出現に
より確認することができる。超高密度磁気記録用ＭＲヘ
ッド等の磁気変換素子に応用するための、ｎの好ましい
範囲は１〜５である。
【００９２】また、繰り返し積層回数ｎをできる限り小
さくするには、軟磁性層を１層、ピン止め層を２層とし
た、基板側より、ピン止め層、強磁性層、非磁性金属
層、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層、ピン止め層と
いう構造が好ましい。
さくするには、軟磁性層を１層、ピン止め層を２層とし
た、基板側より、ピン止め層、強磁性層、非磁性金属
層、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層、ピン止め層と
いう構造が好ましい。
【００９３】前記磁性多層膜１の各層の成膜は、イオン
ビームスパッタ法、スパッタリング法、蒸着法、分子線
エピタキシー法（ＭＢＥ）等の方法で行なわれる。基板
５としては、前述したようにガラス、ケイ素、ＭｇＯ、
ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等
を用いることができる。成膜に際しては、前述したよう
に軟磁性層２０成膜時に、膜面内の一方向に１０〜３０
０Oeの外部磁場を印加することが好ましい。これによ
り、軟磁性層２０にＨｋを付与することができる。な
お、外部磁場の印加方法は、軟磁性層２０成膜時のみ、
磁場の印加時期を容易に制御できる例えば電磁石等を備
えた装置を用いて印加し、ピン止め層５０成膜時は印加
しない方法であってもよい。あるいは、成膜時を通して
常に一定の磁場を印加する方法であってもよい。
ビームスパッタ法、スパッタリング法、蒸着法、分子線
エピタキシー法（ＭＢＥ）等の方法で行なわれる。基板
５としては、前述したようにガラス、ケイ素、ＭｇＯ、
ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等
を用いることができる。成膜に際しては、前述したよう
に軟磁性層２０成膜時に、膜面内の一方向に１０〜３０
０Oeの外部磁場を印加することが好ましい。これによ
り、軟磁性層２０にＨｋを付与することができる。な
お、外部磁場の印加方法は、軟磁性層２０成膜時のみ、
磁場の印加時期を容易に制御できる例えば電磁石等を備
えた装置を用いて印加し、ピン止め層５０成膜時は印加
しない方法であってもよい。あるいは、成膜時を通して
常に一定の磁場を印加する方法であってもよい。
【００９４】次に、前記実施例で説明した、磁性多層膜
１を備える磁気抵抗効果素子３の発明を発展させ、電子
の流れる経路を詳細に検討し、磁気変換素子の発明に至
った。ここでいう磁気変換素子とは、磁気抵抗効果素
子、導電膜および電極部を含んでなるものであって、よ
り具体的には、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）、
ＭＲセンサ、強磁性メモリ素子、角度センサ等を含む広
い概念のものである。
１を備える磁気抵抗効果素子３の発明を発展させ、電子
の流れる経路を詳細に検討し、磁気変換素子の発明に至
った。ここでいう磁気変換素子とは、磁気抵抗効果素
子、導電膜および電極部を含んでなるものであって、よ
り具体的には、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）、
ＭＲセンサ、強磁性メモリ素子、角度センサ等を含む広
い概念のものである。
【００９５】ここでは、磁気変換素子の一例として磁気
抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）を取り挙げて、以下、
説明する。
抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）を取り挙げて、以下、
説明する。
【００９６】図４に示されるように磁気抵抗効果型ヘッ
ド（ＭＲヘッド）１５０は、信号磁場を感磁するための
感磁部分としての磁気抵抗効果素子２００と、この磁気
抵抗効果素子２００の両端部２００ａ，２００ａに形成
された電極部１００，１００とを有している。そして、
感磁部分としての磁気抵抗効果素子２００の端部２００
ａ，２００ａは、その両端部全体が電極部１００，１０
０に接する状態で接続されていることが好ましい。な
お、導体膜１２０，１２０は、前記電極部１００，１０
０を介して磁気抵抗効果素子２００と導通している。本
発明では、後の説明をわかりやすくするために、便宜
上、導体膜１２０と電極部１００とに分けているが、導
体膜１２０と電極部１００は、本来一体的に薄膜形成法
により形成されている場合が多く、これらは一つ部材と
考えてもよいものである。
ド（ＭＲヘッド）１５０は、信号磁場を感磁するための
感磁部分としての磁気抵抗効果素子２００と、この磁気
抵抗効果素子２００の両端部２００ａ，２００ａに形成
された電極部１００，１００とを有している。そして、
感磁部分としての磁気抵抗効果素子２００の端部２００
ａ，２００ａは、その両端部全体が電極部１００，１０
０に接する状態で接続されていることが好ましい。な
お、導体膜１２０，１２０は、前記電極部１００，１０
０を介して磁気抵抗効果素子２００と導通している。本
発明では、後の説明をわかりやすくするために、便宜
上、導体膜１２０と電極部１００とに分けているが、導
体膜１２０と電極部１００は、本来一体的に薄膜形成法
により形成されている場合が多く、これらは一つ部材と
考えてもよいものである。
【００９７】ＭＲヘッドにおける感磁部分としての磁気
抵抗効果素子２００は、前記図１に示される磁性多層膜
１を有する磁気抵抗効果素子３と実質的に同様な積層構
造のものが用いられる。すなわち、磁気抵抗効果素子２
００は、図１に示される磁性多層膜を有する磁気抵抗効
果素子３に置換され、その結果、磁気抵抗効果素子２０
０は、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の
面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他
方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０
の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の上
（非磁性金属層３０と接する面と反対側の面）に形成さ
れたピン止め層５０とを有している。
抵抗効果素子２００は、前記図１に示される磁性多層膜
１を有する磁気抵抗効果素子３と実質的に同様な積層構
造のものが用いられる。すなわち、磁気抵抗効果素子２
００は、図１に示される磁性多層膜を有する磁気抵抗効
果素子３に置換され、その結果、磁気抵抗効果素子２０
０は、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の
面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他
方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０
の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の上
（非磁性金属層３０と接する面と反対側の面）に形成さ
れたピン止め層５０とを有している。
【００９８】ここで重要な点は、以上のようにして形成
した磁気抵抗効果素子２００は、いわゆるスピンバルブ
型の磁気抵抗変化を示すという点である。スピンバルブ
型の磁気抵抗変化とは、非磁性金属層３０と、非磁性金
属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁
性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、
前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強
磁性層の上に形成されたピン止め層５０とを有する磁性
多層膜において、外部の信号磁界が０の時に軟磁性層２
０とピン止めされた強磁性層４０のスピンの成す角度
が、鋭角方向から見てほぼ、９０度に近く設定されてい
るものをいう。実際は４５〜９０度の角度であることが
多いが、好ましくは６０度から９０度の範囲である。ま
た、ピン止めは強磁性層４０とピン止め層５０との直接
交換相互作用、特に本発明の場合は反強磁性層−強磁性
層間の直接交換相互作用、でもたらされるので、磁気抵
抗効果曲線（ＭＲ曲線）は外部磁場が０のときを中心に
してプラス、マイナスの外部磁場に対し、左右非対称と
なるのが特徴である。
した磁気抵抗効果素子２００は、いわゆるスピンバルブ
型の磁気抵抗変化を示すという点である。スピンバルブ
型の磁気抵抗変化とは、非磁性金属層３０と、非磁性金
属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁
性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、
前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強
磁性層の上に形成されたピン止め層５０とを有する磁性
多層膜において、外部の信号磁界が０の時に軟磁性層２
０とピン止めされた強磁性層４０のスピンの成す角度
が、鋭角方向から見てほぼ、９０度に近く設定されてい
るものをいう。実際は４５〜９０度の角度であることが
多いが、好ましくは６０度から９０度の範囲である。ま
た、ピン止めは強磁性層４０とピン止め層５０との直接
交換相互作用、特に本発明の場合は反強磁性層−強磁性
層間の直接交換相互作用、でもたらされるので、磁気抵
抗効果曲線（ＭＲ曲線）は外部磁場が０のときを中心に
してプラス、マイナスの外部磁場に対し、左右非対称と
なるのが特徴である。
【００９９】そして図４に示されるように磁気抵抗効果
型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０には、磁気抵抗効果素子
２００および電極部１００，１００を上下にはさむよう
にシールド層３００，３００が形成されるとともに、磁
気抵抗効果素子２００とシールド層３００，３００との
間の部分には非磁性絶縁層４００が形成される。
型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０には、磁気抵抗効果素子
２００および電極部１００，１００を上下にはさむよう
にシールド層３００，３００が形成されるとともに、磁
気抵抗効果素子２００とシールド層３００，３００との
間の部分には非磁性絶縁層４００が形成される。
【０１００】ここで感磁部分としての磁気抵抗効果素子
２００に用いられる強磁性層４０、非磁性金属層３０、
軟磁性層２０およびピン止め層５０は、それぞれ、前記
磁性多層膜の実施例で述べたものと同様の材質、厚さの
ものを用いることが望ましい。
２００に用いられる強磁性層４０、非磁性金属層３０、
軟磁性層２０およびピン止め層５０は、それぞれ、前記
磁性多層膜の実施例で述べたものと同様の材質、厚さの
ものを用いることが望ましい。
【０１０１】ここで磁気抵抗効果素子２００の磁性多層
膜に流れる電流の経路を詳細に検討した結果、電流とし
ての電子は磁性多層膜内のある部分に片寄って流れてい
ることが判明した。すなわち、磁性多層膜を構成する各
層のうち、ピン止め層５０を形成する酸化鉄は、ほぼ絶
縁層に近いものである。したがって、電子は比抵抗の小
さい軟磁性層２０や非磁性金属層３０に片寄って流れ
る。従来のスピンバルブ膜を用いたＭＲヘッドでは感磁
部分としての軟磁性層を形成した後に、非磁性金属層、
強磁性層、ピン止め層と積層し、その層の上面に電極を
形成していた。これでは比抵抗の極めて大きなピン止め
層に電極が接するため、測定のためのセンス電流（ＭＲ
ヘッドとして動作させるために必要な定電流）が流れる
ことが困難となる。また、接触抵抗が大きく、製造工程
上歩留まりも低下してしまう。
膜に流れる電流の経路を詳細に検討した結果、電流とし
ての電子は磁性多層膜内のある部分に片寄って流れてい
ることが判明した。すなわち、磁性多層膜を構成する各
層のうち、ピン止め層５０を形成する酸化鉄は、ほぼ絶
縁層に近いものである。したがって、電子は比抵抗の小
さい軟磁性層２０や非磁性金属層３０に片寄って流れ
る。従来のスピンバルブ膜を用いたＭＲヘッドでは感磁
部分としての軟磁性層を形成した後に、非磁性金属層、
強磁性層、ピン止め層と積層し、その層の上面に電極を
形成していた。これでは比抵抗の極めて大きなピン止め
層に電極が接するため、測定のためのセンス電流（ＭＲ
ヘッドとして動作させるために必要な定電流）が流れる
ことが困難となる。また、接触抵抗が大きく、製造工程
上歩留まりも低下してしまう。
【０１０２】そこで、積層順序を逆とし、絶縁層に近い
酸化鉄のピン止め層５０を基板５に近い方としたうえ
に、図４に示すように、電流を流す電極部１００を磁気
抵抗効果素子２００の積層方向にその端部２００ａ，２
００ａ全体が接する構造とすることで、これらの問題点
を解決することができる。つまり、電子は軟磁性層２０
と強磁性層４０に挟まれた部分を中心に流れる。する
と、この軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンの方向
によって磁気散乱され、抵抗が大きく変化する。したが
って微小な外部磁場の変化を大きな電気抵抗の変化とし
て検出することができるのである。
酸化鉄のピン止め層５０を基板５に近い方としたうえ
に、図４に示すように、電流を流す電極部１００を磁気
抵抗効果素子２００の積層方向にその端部２００ａ，２
００ａ全体が接する構造とすることで、これらの問題点
を解決することができる。つまり、電子は軟磁性層２０
と強磁性層４０に挟まれた部分を中心に流れる。する
と、この軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンの方向
によって磁気散乱され、抵抗が大きく変化する。したが
って微小な外部磁場の変化を大きな電気抵抗の変化とし
て検出することができるのである。
【０１０３】また、前述したように、少なくとも軟磁性
層２０の成膜時に膜面内の一方向に外部磁場を印加して
異方性磁場Ｈｋ誘起することで、さらに高周波特性を優
れたものとすることができる。ここで、磁性多層膜にＭ
Ｒ効果を起こさせるための電流を流す方向に外部磁場を
印加し、これにより異方性磁場を誘起させる。通常、磁
性多層膜を短冊状に加工し、その長手方向に電流を流す
ので、磁場をその長手方向に印加して成膜すると良い。
言い換えれば、ＭＲヘッドとしての電流が流れる方向と
同じ方向、すなわち、信号磁場方向と垂直かつ面内方向
に磁場を印加して成膜するとよい。すると、磁性多層膜
を構成する軟磁性層は短冊長手方向が磁化容易方向に、
短冊短辺方向が磁化困難方向となり、異方性磁場Ｈｋが
発生する。ここで信号磁場は短冊状磁性多層膜の短辺方
向に印加されるので、軟磁性層の高周波磁気特性が向上
し、大きな高周波領域でのＭＲ特性が得られる。ここで
印加する磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあれば
よい。そして、軟磁性層２０に誘起する異方性磁場Ｈｋ
は３〜２０Oe、より好ましくは３〜１６Oe、特に３〜１
２Oeとするとよい。異方性磁界Ｈｋが３Oe未満では軟磁
性層２０の保磁力と同程度となってしまい、０磁場を中
心とした直線的なＭＲ変化曲線が実質的に得られなくな
り、ＭＲヘッドとしての特性が劣化する。また２０Oeよ
り大きいとＭＲ傾き（単位磁場当たりのＭＲ変化率）が
小さくなり、ＭＲヘッド等として用いる際、出力が低下
しやすく、かつ分解能が低下する。本発明の膜は、高い
耐熱性を示し、ＭＲ変化曲線の立ち上がり部分における
ＭＲ傾きが０．５％／Oe以上、特に０．８％／Oe以上、
通常０．５〜１．５％／Oeが得られる。また、ＭＲ変化
曲線の最大ヒステリシス幅が８Oe以下、通常０〜６Oeと
なる。その上さらに、１MHz の高周波磁界でのＭＲ傾き
が０．７％／Oe以上、より好ましくは０．８％／Oe以
上、通常０．７〜１．５％／Oeとすることができ、高密
度記録の読み出し用のＭＲヘッド等として、十分な性能
を得ることができる。
層２０の成膜時に膜面内の一方向に外部磁場を印加して
異方性磁場Ｈｋ誘起することで、さらに高周波特性を優
れたものとすることができる。ここで、磁性多層膜にＭ
Ｒ効果を起こさせるための電流を流す方向に外部磁場を
印加し、これにより異方性磁場を誘起させる。通常、磁
性多層膜を短冊状に加工し、その長手方向に電流を流す
ので、磁場をその長手方向に印加して成膜すると良い。
言い換えれば、ＭＲヘッドとしての電流が流れる方向と
同じ方向、すなわち、信号磁場方向と垂直かつ面内方向
に磁場を印加して成膜するとよい。すると、磁性多層膜
を構成する軟磁性層は短冊長手方向が磁化容易方向に、
短冊短辺方向が磁化困難方向となり、異方性磁場Ｈｋが
発生する。ここで信号磁場は短冊状磁性多層膜の短辺方
向に印加されるので、軟磁性層の高周波磁気特性が向上
し、大きな高周波領域でのＭＲ特性が得られる。ここで
印加する磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあれば
よい。そして、軟磁性層２０に誘起する異方性磁場Ｈｋ
は３〜２０Oe、より好ましくは３〜１６Oe、特に３〜１
２Oeとするとよい。異方性磁界Ｈｋが３Oe未満では軟磁
性層２０の保磁力と同程度となってしまい、０磁場を中
心とした直線的なＭＲ変化曲線が実質的に得られなくな
り、ＭＲヘッドとしての特性が劣化する。また２０Oeよ
り大きいとＭＲ傾き（単位磁場当たりのＭＲ変化率）が
小さくなり、ＭＲヘッド等として用いる際、出力が低下
しやすく、かつ分解能が低下する。本発明の膜は、高い
耐熱性を示し、ＭＲ変化曲線の立ち上がり部分における
ＭＲ傾きが０．５％／Oe以上、特に０．８％／Oe以上、
通常０．５〜１．５％／Oeが得られる。また、ＭＲ変化
曲線の最大ヒステリシス幅が８Oe以下、通常０〜６Oeと
なる。その上さらに、１MHz の高周波磁界でのＭＲ傾き
が０．７％／Oe以上、より好ましくは０．８％／Oe以
上、通常０．７〜１．５％／Oeとすることができ、高密
度記録の読み出し用のＭＲヘッド等として、十分な性能
を得ることができる。
【０１０４】さらに、ピン止め層５０を成膜する際に
は、軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直
方向に磁場を印加すると良い。つまり磁性多層膜の膜面
内でかつ、測定電流と直角方向となる。ここで印加する
磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあればよい。こ
れにより、ピン止め層５０により強磁性層４０の磁化の
方向が確実に印加磁場方向（測定電流と直角方向）に固
着され、信号磁場によってその向きを容易に変えうる軟
磁性層２０の磁化と最も合理的に反平行状態を作り出す
ことができる。もっともこれは必要条件ではなく、反強
磁性層を成膜する際に、軟磁性層を成膜する際に印加す
る磁場の方向と同じ向きであっても良い。この時は磁性
多層膜の成膜後、工程中で２００℃程度の熱処理を行う
際に、短冊短辺方向（軟磁性層２０を成膜する際の印加
磁場の方向と垂直方向）に磁場を印加しながら、温度を
下げていくと良い。
は、軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直
方向に磁場を印加すると良い。つまり磁性多層膜の膜面
内でかつ、測定電流と直角方向となる。ここで印加する
磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあればよい。こ
れにより、ピン止め層５０により強磁性層４０の磁化の
方向が確実に印加磁場方向（測定電流と直角方向）に固
着され、信号磁場によってその向きを容易に変えうる軟
磁性層２０の磁化と最も合理的に反平行状態を作り出す
ことができる。もっともこれは必要条件ではなく、反強
磁性層を成膜する際に、軟磁性層を成膜する際に印加す
る磁場の方向と同じ向きであっても良い。この時は磁性
多層膜の成膜後、工程中で２００℃程度の熱処理を行う
際に、短冊短辺方向（軟磁性層２０を成膜する際の印加
磁場の方向と垂直方向）に磁場を印加しながら、温度を
下げていくと良い。
【０１０５】ＭＲ曲線の立ち上がり部分を規定するのは
軟磁性層２０の磁化回転である。より急峻なＭＲ曲線の
立ち上がりを得るためには、軟磁性層２０が信号磁場に
対し、完全に磁化回転によりその磁化の向きを変えてい
くことが望ましい。しかし、実際は軟磁性層２０に磁区
が発生してしまい、信号磁場に対し磁壁移動と磁化回転
が同時に起こってしまう。その結果、バルクハウゼンノ
イズが発生し、ＭＲヘッド特性が安定しなくなってい
た。
軟磁性層２０の磁化回転である。より急峻なＭＲ曲線の
立ち上がりを得るためには、軟磁性層２０が信号磁場に
対し、完全に磁化回転によりその磁化の向きを変えてい
くことが望ましい。しかし、実際は軟磁性層２０に磁区
が発生してしまい、信号磁場に対し磁壁移動と磁化回転
が同時に起こってしまう。その結果、バルクハウゼンノ
イズが発生し、ＭＲヘッド特性が安定しなくなってい
た。
【０１０６】そこで発明者等は鋭意、研究を進めた結
果、図５に示されるように、感磁部分である磁気抵抗効
果素子２００と測定電流を流すための電極部１００との
間に、それぞれ、連結用軟磁性層５００を介在させるこ
とにより、上記ノイズの改善が図られることを確認し
た。もちろん、この場合、連結用軟磁性層５００と磁気
抵抗効果素子２００の端部２００ａ，２００ａの全体が
連結用軟磁性層５００と接触する状態で接続されてい
る。磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）に隣接して形成さ
れた連結用軟磁性層５００，５００は、磁性多層膜を構
成している軟磁性層と磁気的に直接接触する。この付加
された連結用軟磁性層５００は、磁性多層膜中の軟磁性
層の磁区を単磁区構造に近づけ、磁区構造を安定化する
効果がある。その結果、磁性多層膜中の軟磁性層は信号
磁場に対し、磁化回転モードで動作し、ノイズのない、
良好な特性を得ることができる。
果、図５に示されるように、感磁部分である磁気抵抗効
果素子２００と測定電流を流すための電極部１００との
間に、それぞれ、連結用軟磁性層５００を介在させるこ
とにより、上記ノイズの改善が図られることを確認し
た。もちろん、この場合、連結用軟磁性層５００と磁気
抵抗効果素子２００の端部２００ａ，２００ａの全体が
連結用軟磁性層５００と接触する状態で接続されてい
る。磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）に隣接して形成さ
れた連結用軟磁性層５００，５００は、磁性多層膜を構
成している軟磁性層と磁気的に直接接触する。この付加
された連結用軟磁性層５００は、磁性多層膜中の軟磁性
層の磁区を単磁区構造に近づけ、磁区構造を安定化する
効果がある。その結果、磁性多層膜中の軟磁性層は信号
磁場に対し、磁化回転モードで動作し、ノイズのない、
良好な特性を得ることができる。
【０１０７】磁性多層膜中の軟磁性層の磁区を単磁区に
近づけ、磁区構造を安定化させるためには、さらに図６
に示されるような形状の連結用軟磁性層５１０，５１０
を設けることが好ましい。この連結用軟磁性層５１０
は、感磁部分である磁気抵抗効果素子２００と電極部１
００との間のみならず、電極部１００の下面１０１にも
連続して形成されている。これは磁区構造安定化のため
の連結用軟磁性層５１０の体積が大きい方がその安定化
の度合いが大きいからである。しかも電極部１００に直
接接していれば電圧効果は生じないので、この磁区構造
安定化のための連結用軟磁性層自身のＭＲ効果は磁性多
層膜のＭＲ効果に影響を与えず、都合がよい。また、よ
り積極的に磁性多層膜中の軟磁性層の磁区を安定化する
ためには、上記磁区構造安定化のための連結用軟磁性層
と電極部１００との間に反強磁性層をはさんでも良い。
近づけ、磁区構造を安定化させるためには、さらに図６
に示されるような形状の連結用軟磁性層５１０，５１０
を設けることが好ましい。この連結用軟磁性層５１０
は、感磁部分である磁気抵抗効果素子２００と電極部１
００との間のみならず、電極部１００の下面１０１にも
連続して形成されている。これは磁区構造安定化のため
の連結用軟磁性層５１０の体積が大きい方がその安定化
の度合いが大きいからである。しかも電極部１００に直
接接していれば電圧効果は生じないので、この磁区構造
安定化のための連結用軟磁性層自身のＭＲ効果は磁性多
層膜のＭＲ効果に影響を与えず、都合がよい。また、よ
り積極的に磁性多層膜中の軟磁性層の磁区を安定化する
ためには、上記磁区構造安定化のための連結用軟磁性層
と電極部１００との間に反強磁性層をはさんでも良い。
【０１０８】また、本願発明のごとくピン止め層として
ヘマタイトを用いるヘマタイト使用型のスピンバルブＭ
Ｒヘッドは、図２１に示されるようなヘッド構造とする
ことが特に好ましい。すなわち、感磁部分である磁気抵
抗効果素子２００と測定電流を流すための電極部１００
との間に、図示のごとく磁気抵抗効果素子２００側から
連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないし
は硬磁性層８００）を順次介在させる。しかも、連結用
軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁
性層８００）の一方端側は、磁気抵抗効果素子２００の
上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆うよ
うに、かつ他方端側は図示のごとく電極部１００下面１
０１まで潜り込んで形成される。さらに、電極部１００
のヘッド中央側に位置する端部１０２は、磁気抵抗効果
素子２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一
部分を覆い、かつ、連結用軟磁性層５２０および反強磁
性層８００の上部端部５２０ａ，８００ａをもそれぞれ
覆うように形成される。
ヘマタイトを用いるヘマタイト使用型のスピンバルブＭ
Ｒヘッドは、図２１に示されるようなヘッド構造とする
ことが特に好ましい。すなわち、感磁部分である磁気抵
抗効果素子２００と測定電流を流すための電極部１００
との間に、図示のごとく磁気抵抗効果素子２００側から
連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないし
は硬磁性層８００）を順次介在させる。しかも、連結用
軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁
性層８００）の一方端側は、磁気抵抗効果素子２００の
上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆うよ
うに、かつ他方端側は図示のごとく電極部１００下面１
０１まで潜り込んで形成される。さらに、電極部１００
のヘッド中央側に位置する端部１０２は、磁気抵抗効果
素子２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一
部分を覆い、かつ、連結用軟磁性層５２０および反強磁
性層８００の上部端部５２０ａ，８００ａをもそれぞれ
覆うように形成される。
【０１０９】このような構成とすることにより、磁気抵
抗効果素子２００に形成される連結用軟磁性層５２０お
よび反強磁性層８００の両方の効果によって極めて効率
的に縦バイアスを付与することにができ、バルクハウゼ
ンノイズを抑制したＭＲヘッド特性が得られる。また、
電極部１００の端部１０２が、前述のように磁気抵抗効
果素子２００を覆うように形成されていることにより、
素子端部での信号磁場の低下がなく、しかも１μｍ以下
のような狭トラック幅の形成が容易なＭＲヘッドが提供
できる。
抗効果素子２００に形成される連結用軟磁性層５２０お
よび反強磁性層８００の両方の効果によって極めて効率
的に縦バイアスを付与することにができ、バルクハウゼ
ンノイズを抑制したＭＲヘッド特性が得られる。また、
電極部１００の端部１０２が、前述のように磁気抵抗効
果素子２００を覆うように形成されていることにより、
素子端部での信号磁場の低下がなく、しかも１μｍ以下
のような狭トラック幅の形成が容易なＭＲヘッドが提供
できる。
【０１１０】一般にパーマロイを用いたＭＲヘッドにお
いては、通常Ｔｉ等のシャント層やＣｏＺｒＭｏ，Ｎｉ
ＦｅＲｈ等の比抵抗の大きな軟磁性材料のバイアス磁界
印加層が感磁部分に隣接して設けられている。これらは
ソフトフィルムバイアスや、シャントバイアスと呼ば
れ、パーマロイの曲線をシフトし、ゼロ磁場を中心に直
線領域を生み出す働きをしている。しかし、これらの機
構は複雑であり、製造工程上、製造歩留まりを大きく下
げる要因となっているのが実情である。これに対して上
述してきた本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）で
は、０磁場の極近傍からＭＲ曲線が立ち上がっているの
で、磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）に流す電流によっ
て生じる自己バイアスにより、ゼロ磁場を中心に直線領
域を生じさせることができる。この結果、複雑な機構の
バイアス法を設けなくて良いので、製造歩留まりの向
上、製造時間の短縮とコスト削減等の効果がある。ま
た、バイアス機構のない分、感磁部分の厚さがうすくな
るので、ＭＲヘッドにしたときのシールド厚さが小さく
なり、超高密度記録による信号の短波長化に対し大きな
効果がある。
いては、通常Ｔｉ等のシャント層やＣｏＺｒＭｏ，Ｎｉ
ＦｅＲｈ等の比抵抗の大きな軟磁性材料のバイアス磁界
印加層が感磁部分に隣接して設けられている。これらは
ソフトフィルムバイアスや、シャントバイアスと呼ば
れ、パーマロイの曲線をシフトし、ゼロ磁場を中心に直
線領域を生み出す働きをしている。しかし、これらの機
構は複雑であり、製造工程上、製造歩留まりを大きく下
げる要因となっているのが実情である。これに対して上
述してきた本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）で
は、０磁場の極近傍からＭＲ曲線が立ち上がっているの
で、磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）に流す電流によっ
て生じる自己バイアスにより、ゼロ磁場を中心に直線領
域を生じさせることができる。この結果、複雑な機構の
バイアス法を設けなくて良いので、製造歩留まりの向
上、製造時間の短縮とコスト削減等の効果がある。ま
た、バイアス機構のない分、感磁部分の厚さがうすくな
るので、ＭＲヘッドにしたときのシールド厚さが小さく
なり、超高密度記録による信号の短波長化に対し大きな
効果がある。
【０１１１】これらＭＲヘッドを製造する場合、その製
造工程の中でパターニング、平坦化等でベーキング、ア
ニーリング、レジストキュア等の熱処理が不可避であ
る。
造工程の中でパターニング、平坦化等でベーキング、ア
ニーリング、レジストキュア等の熱処理が不可避であ
る。
【０１１２】一般的にこれら人工格子と呼ばれるような
磁性多層膜を有する磁気抵抗効果素子では、構成する各
層の厚さ故、耐熱性が問題となる場合が多かった。本発
明による磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）では磁場を印
加し、磁性層に異方性磁場を付与することにより、製膜
後、３００℃以下、一般に１００〜３００℃、１時間程
度の熱処理に十分対応できる。熱処理は通常、真空中、
不活性ガス雰囲気中、大気中等で行えばよいが、特に１
０-7Torr以下の真空（減圧下）中で行なうことで特性劣
化の極めて少ない磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）が得
られる。また、加工工程でのラッピングやポリッシング
においてもＭＲ特性が劣化することはほとんどない。
磁性多層膜を有する磁気抵抗効果素子では、構成する各
層の厚さ故、耐熱性が問題となる場合が多かった。本発
明による磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）では磁場を印
加し、磁性層に異方性磁場を付与することにより、製膜
後、３００℃以下、一般に１００〜３００℃、１時間程
度の熱処理に十分対応できる。熱処理は通常、真空中、
不活性ガス雰囲気中、大気中等で行えばよいが、特に１
０-7Torr以下の真空（減圧下）中で行なうことで特性劣
化の極めて少ない磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）が得
られる。また、加工工程でのラッピングやポリッシング
においてもＭＲ特性が劣化することはほとんどない。
【０１１３】また、ピン止め層５０である酸化鉄層を成
膜後、真空成膜装置から基板を取り出し、その後、大気
中や酸素雰囲気中、もしくは真空中１００℃〜３００℃
の温度で熱処理を行い、ヘマタイト相に近づくような熱
処理を施した後、引き続き真空製膜装置に基板を戻し、
続きのスピンバルブ構造（残りの積層膜構造）を形成し
てもよい。ＦｅとＯイオンの大きさはかなり異なり、真
空成膜によって応力等による歪みが入りやすい。この熱
処理により、これら、応力の緩和と、結晶格子の規則度
向上による、反強磁性の特性の改善が可能となる。な
お、熱処理はピン止め層形成後に大気中で行うのが望ま
しいが、真空中でもその効果は大きく、少なくともピン
止め層形成後は任意の工程で１００℃〜３００℃の温度
での熱処理を行えばよい。
膜後、真空成膜装置から基板を取り出し、その後、大気
中や酸素雰囲気中、もしくは真空中１００℃〜３００℃
の温度で熱処理を行い、ヘマタイト相に近づくような熱
処理を施した後、引き続き真空製膜装置に基板を戻し、
続きのスピンバルブ構造（残りの積層膜構造）を形成し
てもよい。ＦｅとＯイオンの大きさはかなり異なり、真
空成膜によって応力等による歪みが入りやすい。この熱
処理により、これら、応力の緩和と、結晶格子の規則度
向上による、反強磁性の特性の改善が可能となる。な
お、熱処理はピン止め層形成後に大気中で行うのが望ま
しいが、真空中でもその効果は大きく、少なくともピン
止め層形成後は任意の工程で１００℃〜３００℃の温度
での熱処理を行えばよい。
【０１１４】なお、本発明におけるＦｅＯx の酸化鉄薄
膜（ピン止め層を構成する材料）は、高耐電圧の絶縁層
であるため、ＭＲヘッドのいわゆるギャップ膜を構成す
る材料として用いることもできる。
膜（ピン止め層を構成する材料）は、高耐電圧の絶縁層
であるため、ＭＲヘッドのいわゆるギャップ膜を構成す
る材料として用いることもできる。
【０１１５】
【実施例】前記の磁気抵抗効果素子の発明、並びにこれ
らを用いた磁気変換素子（例えばＭＲヘッド）の発明
を、以下に示す具体的実施例によりさらに詳細に説明す
る。まず最初に、磁性多層膜１を有する磁気抵抗効果素
子３（図１対応）の発明の具体的実施例を実施例１とし
て示す。
らを用いた磁気変換素子（例えばＭＲヘッド）の発明
を、以下に示す具体的実施例によりさらに詳細に説明す
る。まず最初に、磁性多層膜１を有する磁気抵抗効果素
子３（図１対応）の発明の具体的実施例を実施例１とし
て示す。
【０１１６】実施例１ 基板としてガラス基板を用い、このものをイオンビーム
スパッタ装置の中に入れ、２．３×１０-7Torrまで真空
引きを行った。基板の温度は１４℃に冷却したまま、基
板を２０rpm で回転させながら、以下の組成をもつ人工
格子磁性多層膜を作成した。この際、磁界を基板の面内
でかつ、測定電流と平行方向に印加しながら、約０．３
Å／秒以下の成膜速度で成膜を行った。
スパッタ装置の中に入れ、２．３×１０-7Torrまで真空
引きを行った。基板の温度は１４℃に冷却したまま、基
板を２０rpm で回転させながら、以下の組成をもつ人工
格子磁性多層膜を作成した。この際、磁界を基板の面内
でかつ、測定電流と平行方向に印加しながら、約０．３
Å／秒以下の成膜速度で成膜を行った。
【０１１７】成膜後、１０-5Torrの真空中で、測定電流
と直角かつ面内方向に２００Oeの磁界を印加しながら２
００℃から冷却し、強磁性層のピン止め効果を誘起し
た。このようにして表１に示されるような磁気抵抗効果
素子の各サンプル１−１〜１−１３を作成した。
と直角かつ面内方向に２００Oeの磁界を印加しながら２
００℃から冷却し、強磁性層のピン止め効果を誘起し
た。このようにして表１に示されるような磁気抵抗効果
素子の各サンプル１−１〜１−１３を作成した。
【０１１８】
【表１】 表１において、例えばサンプル１−１は、基板上に、メ
インガンの加速電圧１２００ｅＶ、イオン電流１２０ｍ
Ａ、アシストビームの加速電圧１００ｅＶ、イオン電流
１０ｍＡ、Ａｒ流量４ｓｃｃｍ、Ｏ2 流量１ｓｃｃｍの
条件で、１０００Å厚のピン止め層ＦｅＯx を成膜し、
この上に、３８Å厚のＮｉ８１％−Ｆｅ１９％のパーマ
ロイ組成（ＮｉＦｅ）合金の強磁性層、８８Å厚のＣｕ
の非磁性金属層を順次スパッタして形成した磁性多層膜
である。他の各サンプル１−２〜１−１３は、ピン止め
層ＦｅＯx の成膜条件のみが異なり（従って、各々Ｆｅ
Ｏx の組成が異なる）、それ以外はすべて上記サンプル
１−１と同様な積層構造とした。
インガンの加速電圧１２００ｅＶ、イオン電流１２０ｍ
Ａ、アシストビームの加速電圧１００ｅＶ、イオン電流
１０ｍＡ、Ａｒ流量４ｓｃｃｍ、Ｏ2 流量１ｓｃｃｍの
条件で、１０００Å厚のピン止め層ＦｅＯx を成膜し、
この上に、３８Å厚のＮｉ８１％−Ｆｅ１９％のパーマ
ロイ組成（ＮｉＦｅ）合金の強磁性層、８８Å厚のＣｕ
の非磁性金属層を順次スパッタして形成した磁性多層膜
である。他の各サンプル１−２〜１−１３は、ピン止め
層ＦｅＯx の成膜条件のみが異なり（従って、各々Ｆｅ
Ｏx の組成が異なる）、それ以外はすべて上記サンプル
１−１と同様な積層構造とした。
【０１１９】各サンプルについて、用いたメインガンの
加速電圧とイオン電流、用いたアシストガンの加速電圧
とイオン電流、およびアシストガンに流したＡｒとＯ2
ガスの流量、ピン止め層ＦｅＯx を構成するＯ／Ｆｅの
比であるｘ（酸化度と称す）、およびピン止め層が反強
磁性を示すことによってもたらされる一方向性異方性Ｈ
ua（磁化曲線でのヒステリシス中心の０磁場からのシフ
ト量：uniaxial anisotropy ）の値を、それぞれ表１に
示した。なお、ここで酸化度ｘは蛍光Ｘ線分析法によっ
て容易に決定することができる。また、反強磁性の強さ
のパラメータであるＨuaに関しては、ＭＲヘッドを製造
するときと同じ成膜条件と同じ各層の層厚で、酸化鉄の
薄膜部分（ピン止め層ＦｅＯx ）と強磁性層を作成し、
このものの磁化曲線を測定して、そのヒステリシスの中
心磁場のシフト量で評価した。その結果、１．３５≦ｘ
≦１．５５、（単位は原子比）の範囲に酸化度ｘを調整
することによりＭＲヘッド動作をさせるときの必要十分
なＨuaが得られることがわかった。
加速電圧とイオン電流、用いたアシストガンの加速電圧
とイオン電流、およびアシストガンに流したＡｒとＯ2
ガスの流量、ピン止め層ＦｅＯx を構成するＯ／Ｆｅの
比であるｘ（酸化度と称す）、およびピン止め層が反強
磁性を示すことによってもたらされる一方向性異方性Ｈ
ua（磁化曲線でのヒステリシス中心の０磁場からのシフ
ト量：uniaxial anisotropy ）の値を、それぞれ表１に
示した。なお、ここで酸化度ｘは蛍光Ｘ線分析法によっ
て容易に決定することができる。また、反強磁性の強さ
のパラメータであるＨuaに関しては、ＭＲヘッドを製造
するときと同じ成膜条件と同じ各層の層厚で、酸化鉄の
薄膜部分（ピン止め層ＦｅＯx ）と強磁性層を作成し、
このものの磁化曲線を測定して、そのヒステリシスの中
心磁場のシフト量で評価した。その結果、１．３５≦ｘ
≦１．５５、（単位は原子比）の範囲に酸化度ｘを調整
することによりＭＲヘッド動作をさせるときの必要十分
なＨuaが得られることがわかった。
【０１２０】表１中のサンプル１−１〜１−４で示され
るアシストガス流量を変化させた実験結果より、アシス
トガンのＡｒ＋Ｏ2 ガスの流量が６〜２０ｓｃｃｍの範
囲内で形成させたピン止め層（サンプル１−２および１
−３）のみが、酸化度ｘ＝Ｏ／Ｆｅの値が１．３５〜
１．５５の範囲に入っていることがわかる。このときに
一方向性異方性Ｈuaの値は、最低必要と思われる４０Ｏ
ｅ以上の大きい値となっている。
るアシストガス流量を変化させた実験結果より、アシス
トガンのＡｒ＋Ｏ2 ガスの流量が６〜２０ｓｃｃｍの範
囲内で形成させたピン止め層（サンプル１−２および１
−３）のみが、酸化度ｘ＝Ｏ／Ｆｅの値が１．３５〜
１．５５の範囲に入っていることがわかる。このときに
一方向性異方性Ｈuaの値は、最低必要と思われる４０Ｏ
ｅ以上の大きい値となっている。
【０１２１】サンプル１−５、１−６、１−７、１−１
０、１−１１はアシストビームのイオン電流を様々に変
化させた本実施例と比較例である。これらの実験結果よ
り、アシストビームのイオン電流は５〜１５ｍＡの範囲
になくてはならない（サンプル１−５および１−１０）
ことがわかる。
０、１−１１はアシストビームのイオン電流を様々に変
化させた本実施例と比較例である。これらの実験結果よ
り、アシストビームのイオン電流は５〜１５ｍＡの範囲
になくてはならない（サンプル１−５および１−１０）
ことがわかる。
【０１２２】また、サンプル１−５、サンプル１−７〜
１−９、およびサンプル１−１２の実験結果より、アシ
ストビームの加速電圧は１８０ｅＶと高すぎても、ま
た、５０ｅＶと低くても十分なＨuaが得られないことが
わかる。従って、この加速電圧は６０〜１５０ｅＶの範
囲になくてはならないことがわかる。
１−９、およびサンプル１−１２の実験結果より、アシ
ストビームの加速電圧は１８０ｅＶと高すぎても、ま
た、５０ｅＶと低くても十分なＨuaが得られないことが
わかる。従って、この加速電圧は６０〜１５０ｅＶの範
囲になくてはならないことがわかる。
【０１２３】図７にはアシストガンのＡｒ＋Ｏ2 ガスの
流量を１０ｓｃｃｍに固定したときの、Ｏ2 流量の変化
と酸化度ｘ＝Ｏ／Ｆｅとの関係が示される。この図にお
いて、例えば、Ｏ2 流量が４ｓｃｃｍのときにはＡｒ流
量は６ｓｃｃｍとなっている。ここではＦｅＯX の反強
磁性の効果を調べるために、基板側からＦｅＯx （１０
００Å）−ＮｉＦｅ（３８Å）−Ｃｕ（８８Å）という
順で積層された膜を用いて評価した。図７の結果から明
らかなように、Ｏ2 流量が１〜５ｓｃｃｍのときにｘは
１．３５〜１．５５の範囲になっている。すなわち、Ａ
ｒ：Ｏ2 流量比が１：１〜９：１の範囲のときにｘは
１．３５〜１．５５の範囲内となり、またＨuaの値も４
０Ｏｅ以上の大きい値となることが確認された。
流量を１０ｓｃｃｍに固定したときの、Ｏ2 流量の変化
と酸化度ｘ＝Ｏ／Ｆｅとの関係が示される。この図にお
いて、例えば、Ｏ2 流量が４ｓｃｃｍのときにはＡｒ流
量は６ｓｃｃｍとなっている。ここではＦｅＯX の反強
磁性の効果を調べるために、基板側からＦｅＯx （１０
００Å）−ＮｉＦｅ（３８Å）−Ｃｕ（８８Å）という
順で積層された膜を用いて評価した。図７の結果から明
らかなように、Ｏ2 流量が１〜５ｓｃｃｍのときにｘは
１．３５〜１．５５の範囲になっている。すなわち、Ａ
ｒ：Ｏ2 流量比が１：１〜９：１の範囲のときにｘは
１．３５〜１．５５の範囲内となり、またＨuaの値も４
０Ｏｅ以上の大きい値となることが確認された。
【０１２４】図８にはアシストビームでのＡｒとＯ2 ガ
スの流量を、それぞれ（７、３）、（６、４）、（５、
５）（単位はそれぞれｓｃｃｍ）の３種類のパラメータ
とし、これらの各パラメータについて、アシストビーム
のイオン電流変化と一方向性異方性Ｈuaとの関係をしら
べた実験結果が示される。積層膜構成は、基板側からら
ＦｅＯx （１０００Å）−ＮｉＦｅ（３８Å）−Ｃｕ
（８８Å）という順で積層された膜を用いて評価した。
このときのアシストビームの加速電圧は１００ｅＶに固
定されている。図からＡｒ：Ｏ2 流量比によって多少の
差はあるが、イオン電流が５〜１５ｍＡの範囲で大きな
一方向性異方性を示していることがわかる。
スの流量を、それぞれ（７、３）、（６、４）、（５、
５）（単位はそれぞれｓｃｃｍ）の３種類のパラメータ
とし、これらの各パラメータについて、アシストビーム
のイオン電流変化と一方向性異方性Ｈuaとの関係をしら
べた実験結果が示される。積層膜構成は、基板側からら
ＦｅＯx （１０００Å）−ＮｉＦｅ（３８Å）−Ｃｕ
（８８Å）という順で積層された膜を用いて評価した。
このときのアシストビームの加速電圧は１００ｅＶに固
定されている。図からＡｒ：Ｏ2 流量比によって多少の
差はあるが、イオン電流が５〜１５ｍＡの範囲で大きな
一方向性異方性を示していることがわかる。
【０１２５】本発明のポイントは反強磁性を示す酸化鉄
ＦｅＯX の生成にあるので、ここでその材料物性の同定
について以下に説明する。
ＦｅＯX の生成にあるので、ここでその材料物性の同定
について以下に説明する。
【０１２６】表１のなかでＨuaの値が１１０Ｏｅを示し
たサンプル１−５の薄膜Ｘ線回折の結果が図９に示され
る。この結果より、ブロードではあるが、ヘマタイトの
α相（１０４）配向面からの回折ピークが確認される。
マグネタイトやウスタイト等の酸化鉄のその他の回折ピ
ークは確認されないことから、ピン止め層としてαＦｅ
2 Ｏ3 （ヘマタイト）が生成されていることがわかる。
その結果、１１０Ｏｅという大きなＨuaの値が得られて
いる。
たサンプル１−５の薄膜Ｘ線回折の結果が図９に示され
る。この結果より、ブロードではあるが、ヘマタイトの
α相（１０４）配向面からの回折ピークが確認される。
マグネタイトやウスタイト等の酸化鉄のその他の回折ピ
ークは確認されないことから、ピン止め層としてαＦｅ
2 Ｏ3 （ヘマタイト）が生成されていることがわかる。
その結果、１１０Ｏｅという大きなＨuaの値が得られて
いる。
【０１２７】また、サンプル１−２（表１）を積層方向
に切断し、その積層断面を高分解能電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）で観察した。そして、上記ピン止め層５０の内部を
電子線回折で調べた結果、ヘマタイト相の存在が確認さ
れた。また、この場合は、ヘマタイト相のほかに４０体
積％のマグネタイト相も混在していることがわかった。
しかしながら、６０体積％の割合で存在するヘマタイト
相によって、Ｈuaの値は実用上十分なものを示した。そ
の外のサンプルにおいてはヘマタイト相が３０体積％
と、そのほかに７０体積％のマグネタイト相と少量のウ
スタイト相も確認されたが、Ｈuaの値はあまり余裕のあ
るものではないが、なんとかヘッドとして実用できる範
囲のものであることが確認できた。これらの結果より、
ピン止め層はヘマタイトの単層でなくても反強磁性を示
すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）を、少なくとも３０体積
％以上６０体積％以下含むものであればよいことがわか
った。
に切断し、その積層断面を高分解能電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）で観察した。そして、上記ピン止め層５０の内部を
電子線回折で調べた結果、ヘマタイト相の存在が確認さ
れた。また、この場合は、ヘマタイト相のほかに４０体
積％のマグネタイト相も混在していることがわかった。
しかしながら、６０体積％の割合で存在するヘマタイト
相によって、Ｈuaの値は実用上十分なものを示した。そ
の外のサンプルにおいてはヘマタイト相が３０体積％
と、そのほかに７０体積％のマグネタイト相と少量のウ
スタイト相も確認されたが、Ｈuaの値はあまり余裕のあ
るものではないが、なんとかヘッドとして実用できる範
囲のものであることが確認できた。これらの結果より、
ピン止め層はヘマタイトの単層でなくても反強磁性を示
すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）を、少なくとも３０体積
％以上６０体積％以下含むものであればよいことがわか
った。
【０１２８】また、成膜条件の異なる他のサンプルの、
特にピン止め層５０の内部を、同様に高分解能電子顕微
鏡（ＴＥＭ）で観察した。すると、そのピン止め層５０
の内部は、ヘマタイト相の単相であったが、その結晶は
ヘマタイト結晶の６０〜１００Åの微結晶粒の集まりで
あった。このとき、Ｈuaの値は７１Ｏｅと、十分すぎる
ものではないが、実用上問題のない程度であることが確
認された。従って、ピン止め層は反強磁性を示すαＦｅ
2 Ｏ3 （ヘマタイト）の１００Å以下、特に、６０〜１
００Åの微結晶の集まりであってもよいことがわかる。
特にピン止め層５０の内部を、同様に高分解能電子顕微
鏡（ＴＥＭ）で観察した。すると、そのピン止め層５０
の内部は、ヘマタイト相の単相であったが、その結晶は
ヘマタイト結晶の６０〜１００Åの微結晶粒の集まりで
あった。このとき、Ｈuaの値は７１Ｏｅと、十分すぎる
ものではないが、実用上問題のない程度であることが確
認された。従って、ピン止め層は反強磁性を示すαＦｅ
2 Ｏ3 （ヘマタイト）の１００Å以下、特に、６０〜１
００Åの微結晶の集まりであってもよいことがわかる。
【０１２９】ここで、実際に反強磁性を示す酸化鉄Ｆｅ
Ｏx が生成されているかどうかについて述べる。まず、
図１０は表１のサンプル１−５の耐熱性を調べたグラフ
である。Ｈuaの値は測定温度をあげるにつれて減少し、
約２００℃でほぼ０となった。これは反強磁性を示すＦ
ｅＯx が、この層のネール温度が近づくにつれてそのピ
ン止め効果が小さくなり、ついにはピンニング効果が失
われたことを示している。この結果より、成膜されてい
た酸化鉄ＦｅＯx が反強磁性であることの証明と、その
ネール温度が２００℃であることが確認された。さら
に、様々な成膜条件でのＦｅＯx サンプルについて、同
様の評価をした結果、このピン止め層のネール温度は１
２０℃〜４００℃の範囲にあることがわかった。
Ｏx が生成されているかどうかについて述べる。まず、
図１０は表１のサンプル１−５の耐熱性を調べたグラフ
である。Ｈuaの値は測定温度をあげるにつれて減少し、
約２００℃でほぼ０となった。これは反強磁性を示すＦ
ｅＯx が、この層のネール温度が近づくにつれてそのピ
ン止め効果が小さくなり、ついにはピンニング効果が失
われたことを示している。この結果より、成膜されてい
た酸化鉄ＦｅＯx が反強磁性であることの証明と、その
ネール温度が２００℃であることが確認された。さら
に、様々な成膜条件でのＦｅＯx サンプルについて、同
様の評価をした結果、このピン止め層のネール温度は１
２０℃〜４００℃の範囲にあることがわかった。
【０１３０】以上の結果と表１に示される結果から、ピ
ン止め層として酸化鉄ＦｅＯx を１．３５≦ｘ≦１．５
５、単位は原子比、厚さ１００Å〜３０００Åに形成す
ることで、隣接する強磁性層の磁化の向きをピン止めで
きることがわかる。また、このピン止め層は反強磁性を
示すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）、もしくは反強磁性を
示すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）を、少なくとも３０体
積％以上６０体積％以下含むもの、反強磁性を示すαＦ
ｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）の１００Å以下の微結晶の集ま
りであるもの、反強磁性を示しそのネール温度は１２０
℃〜４００℃であるもの、いずれでも同様の効果をもた
らすことがわかる。これらの酸化鉄ＦｅＯx は酸化鉄の
ターゲットをイオンビームスパッタ法でスパッタし、基
板に対し、ＡｒとＯ2 の混合ガスのアシストビームを照
射しながら生成することで、反強磁性を示し十分なピン
止め効果を持つピン止め層を形成することができる。
ン止め層として酸化鉄ＦｅＯx を１．３５≦ｘ≦１．５
５、単位は原子比、厚さ１００Å〜３０００Åに形成す
ることで、隣接する強磁性層の磁化の向きをピン止めで
きることがわかる。また、このピン止め層は反強磁性を
示すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）、もしくは反強磁性を
示すαＦｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）を、少なくとも３０体
積％以上６０体積％以下含むもの、反強磁性を示すαＦ
ｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）の１００Å以下の微結晶の集ま
りであるもの、反強磁性を示しそのネール温度は１２０
℃〜４００℃であるもの、いずれでも同様の効果をもた
らすことがわかる。これらの酸化鉄ＦｅＯx は酸化鉄の
ターゲットをイオンビームスパッタ法でスパッタし、基
板に対し、ＡｒとＯ2 の混合ガスのアシストビームを照
射しながら生成することで、反強磁性を示し十分なピン
止め効果を持つピン止め層を形成することができる。
【０１３１】以下、本発明のおのおのに共通な特性評価
について説明する。Ｂ−Ｈループの測定は、振動型磁力
計により行った。抵抗測定は、表１に示される構成の試
料から０．４×６mmの形状のサンプルを作成し、外部磁
界を面内に電流と垂直方向になるようにかけながら、−
３００〜３００Oeまで変化させたときの抵抗を４端子法
により測定した。その抵抗から比抵抗の最小値ρsat お
よびＭＲ変化率ΔＲ／Ｒを求めた。ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒ
は、最大比抵抗をρmax 、最小比抵抗をρsatとし、次
式により計算した：ΔＲ／Ｒ＝（ρmax −ρsat ）×１
００／ρsat （％）。また、測定したＭＲ曲線の微分曲
線を取り、そのゼロ磁場付近の極大値をＭＲ傾き（単位
％／Oe）として、立ち上がり特性を評価した。１ＭＨｚ
の高周波磁界における６Ｏｅ幅でのＭＲ傾きの値は、前
記のとおり０．７％／Oe以上あることが必要である。
について説明する。Ｂ−Ｈループの測定は、振動型磁力
計により行った。抵抗測定は、表１に示される構成の試
料から０．４×６mmの形状のサンプルを作成し、外部磁
界を面内に電流と垂直方向になるようにかけながら、−
３００〜３００Oeまで変化させたときの抵抗を４端子法
により測定した。その抵抗から比抵抗の最小値ρsat お
よびＭＲ変化率ΔＲ／Ｒを求めた。ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒ
は、最大比抵抗をρmax 、最小比抵抗をρsatとし、次
式により計算した：ΔＲ／Ｒ＝（ρmax −ρsat ）×１
００／ρsat （％）。また、測定したＭＲ曲線の微分曲
線を取り、そのゼロ磁場付近の極大値をＭＲ傾き（単位
％／Oe）として、立ち上がり特性を評価した。１ＭＨｚ
の高周波磁界における６Ｏｅ幅でのＭＲ傾きの値は、前
記のとおり０．７％／Oe以上あることが必要である。
【０１３２】以上のピン止め層を用いて形成したスピン
バルブ型のＭＲ変化を示す磁性多層膜の構成と磁気抵抗
変化率を下記表２に示す。
バルブ型のＭＲ変化を示す磁性多層膜の構成と磁気抵抗
変化率を下記表２に示す。
【０１３３】
【表２】 なお、表２において、例えばサンプル２−１は、［αＦ
ｅ2 Ｏ3 （１０００）−ＣｏＮｉＦｅ（３２）−Ｃｕ
（２２）−ＮｉＦｅＣｏ（７７）］であって、基板側か
ら１０００Å厚のαＦｅ2 Ｏ3 の反強磁性層（ピン止め
層）、強磁性層として用いた３２Å厚のＣｏＮｉＦｅ合
金層、２２Å厚のＣｕの非磁性金属層、７７Å厚のＮｉ
ＦｅＣｏによる軟磁性層を順次配置した磁性多層膜であ
る。各サンプルを構成する材質を、反強磁性層（ピン止
め層）、強磁性層、非磁性金属層、軟磁性層の順に（ｍ
１，ｍ２，ｍ３，ｍ４）として示した。また、それらの
層の厚さを同様の順に（ｔ１，ｔ２，ｔ３，ｔ４）と表
２に記載した。また、強磁性層として用いたＣｏＮｉＦ
ｅ合金層の組成はＣｏ8 8 Ｎｉ6 Ｆｅ6 、軟磁性層とし
て用いたＮｉＦｅＣｏ合金層の組成はＮｉ48Ｆｅ17Ｃｏ
35（それぞれ重量％）である。以降の実施例において特
に断らなければ、ＣｏＮｉＦｅ，ＮｉＦｅＣｏ層の組成
は上記本実施例と同様の組成である。また、直流磁場で
のＭＲ傾き、及び１MHz での高周波磁界における６Oe幅
でのＭＲ傾き（単位％／Oe）も併せて示した。この値は
前記のとおり０．７％／Oe以上あることが必要である。
ｅ2 Ｏ3 （１０００）−ＣｏＮｉＦｅ（３２）−Ｃｕ
（２２）−ＮｉＦｅＣｏ（７７）］であって、基板側か
ら１０００Å厚のαＦｅ2 Ｏ3 の反強磁性層（ピン止め
層）、強磁性層として用いた３２Å厚のＣｏＮｉＦｅ合
金層、２２Å厚のＣｕの非磁性金属層、７７Å厚のＮｉ
ＦｅＣｏによる軟磁性層を順次配置した磁性多層膜であ
る。各サンプルを構成する材質を、反強磁性層（ピン止
め層）、強磁性層、非磁性金属層、軟磁性層の順に（ｍ
１，ｍ２，ｍ３，ｍ４）として示した。また、それらの
層の厚さを同様の順に（ｔ１，ｔ２，ｔ３，ｔ４）と表
２に記載した。また、強磁性層として用いたＣｏＮｉＦ
ｅ合金層の組成はＣｏ8 8 Ｎｉ6 Ｆｅ6 、軟磁性層とし
て用いたＮｉＦｅＣｏ合金層の組成はＮｉ48Ｆｅ17Ｃｏ
35（それぞれ重量％）である。以降の実施例において特
に断らなければ、ＣｏＮｉＦｅ，ＮｉＦｅＣｏ層の組成
は上記本実施例と同様の組成である。また、直流磁場で
のＭＲ傾き、及び１MHz での高周波磁界における６Oe幅
でのＭＲ傾き（単位％／Oe）も併せて示した。この値は
前記のとおり０．７％／Oe以上あることが必要である。
【０１３４】表２に示されるサンプル２−３およびサン
プル２−４におけるＣｏＮｉＦｅＳｉＢ合金層はアモル
ファス軟磁性層であり、その組成はＣｏ70Ｎｉ5 Ｆｅ5
Ｓｉ8 Ｂ12（原子％）の場合の例である。
プル２−４におけるＣｏＮｉＦｅＳｉＢ合金層はアモル
ファス軟磁性層であり、その組成はＣｏ70Ｎｉ5 Ｆｅ5
Ｓｉ8 Ｂ12（原子％）の場合の例である。
【０１３５】サンプル２−５は、ヘマタイト層を５０体
積％含むＦｅ2 Ｏ3 層をピン止め層として用いた場合の
例である。
積％含むＦｅ2 Ｏ3 層をピン止め層として用いた場合の
例である。
【０１３６】サンプル２−８，サンプル２−９（共に比
較例）は、サンプル２−１と同じ多層膜構成であるが、
非磁性金属層の層厚（ｔ３）が異なる場合の例である。
すなわち、サンプル２−８は非磁性金属層厚が厚すぎて
ＭＲ変化率が減少している。一方、２−９では逆に非磁
性金属層厚が薄すぎて、２つの磁性層間での強磁性結合
が強くなり、スピンの相対角度が生じなくなり、その結
果、スピンバルブ型のＭＲ変化を示さなくなっている。
較例）は、サンプル２−１と同じ多層膜構成であるが、
非磁性金属層の層厚（ｔ３）が異なる場合の例である。
すなわち、サンプル２−８は非磁性金属層厚が厚すぎて
ＭＲ変化率が減少している。一方、２−９では逆に非磁
性金属層厚が薄すぎて、２つの磁性層間での強磁性結合
が強くなり、スピンの相対角度が生じなくなり、その結
果、スピンバルブ型のＭＲ変化を示さなくなっている。
【０１３７】サンプル２−１０（比較例）は、サンプル
２−１と同じ多層膜構成であるが、ピン止め層の層厚
（ｔ１）が異なる場合の例である。すなわち、サンプル
２−１０はピン止め層の層厚が薄すぎてＭＲ変化率が減
少している。これはピン止め層の層厚が薄いことによっ
て、酸化鉄ＦｅＯx の反強磁性が十分に実現されないこ
とによるものである。
２−１と同じ多層膜構成であるが、ピン止め層の層厚
（ｔ１）が異なる場合の例である。すなわち、サンプル
２−１０はピン止め層の層厚が薄すぎてＭＲ変化率が減
少している。これはピン止め層の層厚が薄いことによっ
て、酸化鉄ＦｅＯx の反強磁性が十分に実現されないこ
とによるものである。
【０１３８】サンプル２−１１，サンプル２−１２（共
に比較例）は、サンプル２−１とほぼ同じ多層膜構成で
あるが、２つの磁性層の層厚が、本発明の範囲から外れ
る場合の例である。すなわち、サンプル２−１１は軟磁
性層の層厚（ｔ４）が厚すぎて、多層膜の比抵抗が大き
くなり、その結果、ＭＲ変化率が小さくなっている。サ
ンプル２−１２は強磁性層の層厚（ｔ２）が厚すぎて、
ピン止め層のエネルギーが不足し、十分に強磁性層のス
ピンがピン止めされていない例である。その結果、両サ
ンプルともにＭＲ変化率が十分ではない。
に比較例）は、サンプル２−１とほぼ同じ多層膜構成で
あるが、２つの磁性層の層厚が、本発明の範囲から外れ
る場合の例である。すなわち、サンプル２−１１は軟磁
性層の層厚（ｔ４）が厚すぎて、多層膜の比抵抗が大き
くなり、その結果、ＭＲ変化率が小さくなっている。サ
ンプル２−１２は強磁性層の層厚（ｔ２）が厚すぎて、
ピン止め層のエネルギーが不足し、十分に強磁性層のス
ピンがピン止めされていない例である。その結果、両サ
ンプルともにＭＲ変化率が十分ではない。
【０１３９】以上、表２に示される結果から、ピン止め
層である酸化鉄ＦｅＯx の反強磁性の特性が十分に実現
され、かつ強磁性層、軟磁性層、非磁性金属層の材料、
およびそれらの層厚を本発明に開示された範囲から選択
することにより、１ＭＨｚでの高周波磁界における６Ｏ
ｅ幅での磁気抵抗変化の傾きが、０．７％／Ｏｅ以上と
なる磁気抵抗効果素子が実現できることがわかる。
層である酸化鉄ＦｅＯx の反強磁性の特性が十分に実現
され、かつ強磁性層、軟磁性層、非磁性金属層の材料、
およびそれらの層厚を本発明に開示された範囲から選択
することにより、１ＭＨｚでの高周波磁界における６Ｏ
ｅ幅での磁気抵抗変化の傾きが、０．７％／Ｏｅ以上と
なる磁気抵抗効果素子が実現できることがわかる。
【０１４０】なお、図１１（Ａ）および（Ｂ）には、そ
れぞれ、表２のサンプル２−１を構成するスピンバルブ
磁性多層膜のＭＲ曲線と、磁化曲線が示される。反強磁
性を示すヘマタイトにより、強磁性層のスピンがピン止
めされ、左右非対称のスピンバルブ型のＭＲ曲線が得ら
れている。同様に、ピン止め効果により磁化曲線も上下
が非対称となっている。図１２には同じサンプルの１０
Ｏｅ以下でのマイナーループが示される。０磁場からＭ
Ｒ曲線が急激に立ち上がっているのがわかる。このマイ
ナーＭＲループでの最大ヒステリシス幅は約３Ｏｅと小
さく、極めて良好な特性を示している。
れぞれ、表２のサンプル２−１を構成するスピンバルブ
磁性多層膜のＭＲ曲線と、磁化曲線が示される。反強磁
性を示すヘマタイトにより、強磁性層のスピンがピン止
めされ、左右非対称のスピンバルブ型のＭＲ曲線が得ら
れている。同様に、ピン止め効果により磁化曲線も上下
が非対称となっている。図１２には同じサンプルの１０
Ｏｅ以下でのマイナーループが示される。０磁場からＭ
Ｒ曲線が急激に立ち上がっているのがわかる。このマイ
ナーＭＲループでの最大ヒステリシス幅は約３Ｏｅと小
さく、極めて良好な特性を示している。
【０１４１】さらに、図１３にはガラス基板上に作成し
た［αＦｅ2 Ｏ3 （１０００Å）−ＣｏＮｉＦｅ（４５
Å）−Ｃｕ（８８Å）］多層膜サンプルの熱処理結果が
示される。これは反強磁性を示すヘマタイト層と強磁性
層が交換結合したサンプルであり、熱処理の結果、Ｈua
の値が増大していることが確認される。その特性改善は
２時間の熱処理において、５０％アップに及んでいる。
すなわち、熱処理により、スピンバルブ特性の大幅な改
善が可能であることがわかる。
た［αＦｅ2 Ｏ3 （１０００Å）−ＣｏＮｉＦｅ（４５
Å）−Ｃｕ（８８Å）］多層膜サンプルの熱処理結果が
示される。これは反強磁性を示すヘマタイト層と強磁性
層が交換結合したサンプルであり、熱処理の結果、Ｈua
の値が増大していることが確認される。その特性改善は
２時間の熱処理において、５０％アップに及んでいる。
すなわち、熱処理により、スピンバルブ特性の大幅な改
善が可能であることがわかる。
【０１４２】また、図１４には基板上にピン止め層とし
ての酸化鉄ＦｅＯX を成膜した後、成膜装置から基板を
取り出し、大気中で熱処理を施した場合のＸ線回折パタ
ーンの変化が示される。２００、３００、４００℃の順
に、それぞれの温度で４時間保持し、熱処理を累積して
いったものである。この結果より、明らかに反強磁性を
示すヘマタイトの（１０４）配向面からの回折ピークが
大きくなっており、ヘマタイトの結晶化が進んでいるこ
とがわかる。このあと、再び真空成膜装置へ基板をセッ
トし、さらにスピンバルブ構造の膜を作ったところ、熱
処理を行わなかったサンプルよりも大きなＭＲ変化率
と、大きなＨuaが得られることが確認された。従って、
磁気抵抗効果素子を成膜したのち、１００℃〜３００℃
の温度で熱処理を行なってもよいし、基板上に少なくと
もピン止め層を成膜したのち１００℃〜３００℃の温度
で熱処理を行い、その後、スピンバルブ膜（磁気抵抗効
果素子）を形成してもよい。
ての酸化鉄ＦｅＯX を成膜した後、成膜装置から基板を
取り出し、大気中で熱処理を施した場合のＸ線回折パタ
ーンの変化が示される。２００、３００、４００℃の順
に、それぞれの温度で４時間保持し、熱処理を累積して
いったものである。この結果より、明らかに反強磁性を
示すヘマタイトの（１０４）配向面からの回折ピークが
大きくなっており、ヘマタイトの結晶化が進んでいるこ
とがわかる。このあと、再び真空成膜装置へ基板をセッ
トし、さらにスピンバルブ構造の膜を作ったところ、熱
処理を行わなかったサンプルよりも大きなＭＲ変化率
と、大きなＨuaが得られることが確認された。従って、
磁気抵抗効果素子を成膜したのち、１００℃〜３００℃
の温度で熱処理を行なってもよいし、基板上に少なくと
もピン止め層を成膜したのち１００℃〜３００℃の温度
で熱処理を行い、その後、スピンバルブ膜（磁気抵抗効
果素子）を形成してもよい。
【０１４３】次いで、図１８に示されるように、ピン止
め層５０と強磁性層４０との間に酸素ブロッキング層４
５を介在させた、磁性多層膜１を有する磁気抵抗効果素
子の発明の具体的実施例を実施例２として示す。
め層５０と強磁性層４０との間に酸素ブロッキング層４
５を介在させた、磁性多層膜１を有する磁気抵抗効果素
子の発明の具体的実施例を実施例２として示す。
【０１４４】実施例２ 基板としてガラス基板を用い、このものを高周波スパッ
タ（ＲＦスパッタ）装置の中に入れ、ターゲットをヘマ
タイトとし、ガラス基板の上に、ピン止め層５０として
のαＦｅＯX 膜を形成した。αＦｅＯX 膜の形成に際し
て、到達圧力６×１０-7Torr〜８×１０-7Torr、成膜時
の圧力７．５×１０-3Torr、基板温度１４℃程度とし、
ＡｒとＯ2 の流量は、０．５〜８ｓｃｃｍの範囲で変化
させ、具体的なＯ2 流量割合は、下記表３に示す通りと
した。投入パワーは１５０〜１７０Ｗ（ワット）とし
た。これらの条件下で、αＦｅＯX 膜を成膜した後、次
いで、酸素ブロッキング層４５としてのＣｏ膜、強磁性
層４０としてのＮｉＦｅ膜、保護層としてのＴａ（タン
タル）膜を形成した。これら各層の膜厚は、下記表３に
示す通りである。
タ（ＲＦスパッタ）装置の中に入れ、ターゲットをヘマ
タイトとし、ガラス基板の上に、ピン止め層５０として
のαＦｅＯX 膜を形成した。αＦｅＯX 膜の形成に際し
て、到達圧力６×１０-7Torr〜８×１０-7Torr、成膜時
の圧力７．５×１０-3Torr、基板温度１４℃程度とし、
ＡｒとＯ2 の流量は、０．５〜８ｓｃｃｍの範囲で変化
させ、具体的なＯ2 流量割合は、下記表３に示す通りと
した。投入パワーは１５０〜１７０Ｗ（ワット）とし
た。これらの条件下で、αＦｅＯX 膜を成膜した後、次
いで、酸素ブロッキング層４５としてのＣｏ膜、強磁性
層４０としてのＮｉＦｅ膜、保護層としてのＴａ（タン
タル）膜を形成した。これら各層の膜厚は、下記表３に
示す通りである。
【０１４５】なお、各材料の成膜速度は、０．２〜１０
Å／sec 程度とし、成膜中に磁場を基板の面内かつ測定
電流と平行方向に印加しながらスパッタを行った。そし
て、各層を成膜した後、１０-5Torrの真空中で、測定電
流と直角かつ面内方向に２００Oeの磁界を印加しながら
２００℃から冷却し、強磁性層のピン止め効果を誘起し
た。このようにして表３に示されるような磁気抵抗効果
素子の各サンプル３−１〜３−５を作成した。これらの
各サンプルについて、αＦｅＯX 膜の酸化度Ｘ（＝Ｏ／
Ｆｅ）、Ｈua、および耐熱温度を測定した。なお、耐熱
温度は、１０-6〜１０-5Torrの真空中で８０℃、１１０
℃、１４０℃、１７０℃、２００℃、２５０℃、３００
℃というふうに、それぞれの温度で成膜時と同じ方向に
磁場を印加しながら１時間ずつ保管し、その後、室温ま
で冷却した。そして、これらのサンプルの磁化曲線を測
定し、その曲線の０磁場からのシフト量、すなわちＨua
を評価した。そして、Ｈuaの減少曲線を描きこの曲線か
らＨuaが０になるところを求め、耐熱温度とした。
Å／sec 程度とし、成膜中に磁場を基板の面内かつ測定
電流と平行方向に印加しながらスパッタを行った。そし
て、各層を成膜した後、１０-5Torrの真空中で、測定電
流と直角かつ面内方向に２００Oeの磁界を印加しながら
２００℃から冷却し、強磁性層のピン止め効果を誘起し
た。このようにして表３に示されるような磁気抵抗効果
素子の各サンプル３−１〜３−５を作成した。これらの
各サンプルについて、αＦｅＯX 膜の酸化度Ｘ（＝Ｏ／
Ｆｅ）、Ｈua、および耐熱温度を測定した。なお、耐熱
温度は、１０-6〜１０-5Torrの真空中で８０℃、１１０
℃、１４０℃、１７０℃、２００℃、２５０℃、３００
℃というふうに、それぞれの温度で成膜時と同じ方向に
磁場を印加しながら１時間ずつ保管し、その後、室温ま
で冷却した。そして、これらのサンプルの磁化曲線を測
定し、その曲線の０磁場からのシフト量、すなわちＨua
を評価した。そして、Ｈuaの減少曲線を描きこの曲線か
らＨuaが０になるところを求め、耐熱温度とした。
【０１４６】結果を下記表３に示した。
【０１４７】
【表３】 表３に示される結果より、αＦｅＯX 膜の成膜時に、Ａ
ｒとＯ2 の混合ガス中の酸素流量を２０〜４０％とする
ことにより、所定範囲の酸化度Ｘの膜が得られ、このも
のを備える磁性多層膜は大きなＨuaを有し、しかも極め
て優れた耐熱性を有することがわかる。また、本発明の
高周波スパッタ条件で作製したαＦｅＯX 膜のＸ線回折
パターンを調べたところ、ヘマタイトの形成を示す（１
０４）ピークと（００６）ピークのみが確認された。
ｒとＯ2 の混合ガス中の酸素流量を２０〜４０％とする
ことにより、所定範囲の酸化度Ｘの膜が得られ、このも
のを備える磁性多層膜は大きなＨuaを有し、しかも極め
て優れた耐熱性を有することがわかる。また、本発明の
高周波スパッタ条件で作製したαＦｅＯX 膜のＸ線回折
パターンを調べたところ、ヘマタイトの形成を示す（１
０４）ピークと（００６）ピークのみが確認された。
【０１４８】さらに、本発明において、酸素ブロッキン
グ層４５を、ピン止め層（αＦｅＯX ）と強磁性層との
間に介在させた効果を示す実験を行った。すなわち、サ
ンプルとして、 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
５ÅのＣｏ膜（酸素ブロッキング層）、厚さ９５ÅのＮ
ｉＦｅ膜、厚さ１００ÅのＴａ膜を順次成膜したサンプ
ル、 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
１０ÅのＣｏ膜（酸素ブロッキング層）、厚さ９０Åの
ＮｉＦｅ膜、厚さ１００ÅのＴａ膜を順次成膜したサン
プル、および 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
１００ÅのＮｉＦｅ膜、厚さ１００ÅのＴａ膜を順次成
膜したサンプル、をそれぞれ作製した。
グ層４５を、ピン止め層（αＦｅＯX ）と強磁性層との
間に介在させた効果を示す実験を行った。すなわち、サ
ンプルとして、 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
５ÅのＣｏ膜（酸素ブロッキング層）、厚さ９５ÅのＮ
ｉＦｅ膜、厚さ１００ÅのＴａ膜を順次成膜したサンプ
ル、 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
１０ÅのＣｏ膜（酸素ブロッキング層）、厚さ９０Åの
ＮｉＦｅ膜、厚さ１００ÅのＴａ膜を順次成膜したサン
プル、および 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
１００ÅのＮｉＦｅ膜、厚さ１００ÅのＴａ膜を順次成
膜したサンプル、をそれぞれ作製した。
【０１４９】これらのサンプルを種々の温度条件で熱処
理を行い、ピン止め層（αＦｅＯX）の界面における一
方向交換異方性エネルギーＪの相対変化を、成膜時の状
態を基準にして求めた。すなわち、各サンプルを、１５
０℃、２００℃、２５０℃、３００℃の温度でそれぞれ
１時間ずつ、５×１０-6〜２０×１０-6Torrの真空中で
熱処理を行い、各温度処理後の一方向交換異方性エネル
ギーＪの相対変化を調べた。なお、一方向交換異方性エ
ネルギーＪは、Ｊ＝Ｈua・ Ｍｓ・ｄで表され、反強磁性
層での交換結合の大きさを示す。Ｈuaは、一方向性異方
性を示し、Ｍｓは強磁性層の飽和磁化量を示し、ｄは強
磁性層の膜厚を示す。
理を行い、ピン止め層（αＦｅＯX）の界面における一
方向交換異方性エネルギーＪの相対変化を、成膜時の状
態を基準にして求めた。すなわち、各サンプルを、１５
０℃、２００℃、２５０℃、３００℃の温度でそれぞれ
１時間ずつ、５×１０-6〜２０×１０-6Torrの真空中で
熱処理を行い、各温度処理後の一方向交換異方性エネル
ギーＪの相対変化を調べた。なお、一方向交換異方性エ
ネルギーＪは、Ｊ＝Ｈua・ Ｍｓ・ｄで表され、反強磁性
層での交換結合の大きさを示す。Ｈuaは、一方向性異方
性を示し、Ｍｓは強磁性層の飽和磁化量を示し、ｄは強
磁性層の膜厚を示す。
【０１５０】結果を図１９のグラフに示した。図１９に
示されるグラフより、Ｃｏ膜（酸素ブロッキング層）を
介在させたサンプルは、２５０℃の熱処理においても十
分な特性を保っている。これに対して、Ｃｏ膜（酸素ブ
ロッキング層）を介在させずにαＦｅ2 Ｏ3 膜に直接Ｎ
ｉＦｅ膜を形成したサンプルは１５０℃の熱処理ですで
に特性の劣化が認められる。
示されるグラフより、Ｃｏ膜（酸素ブロッキング層）を
介在させたサンプルは、２５０℃の熱処理においても十
分な特性を保っている。これに対して、Ｃｏ膜（酸素ブ
ロッキング層）を介在させずにαＦｅ2 Ｏ3 膜に直接Ｎ
ｉＦｅ膜を形成したサンプルは１５０℃の熱処理ですで
に特性の劣化が認められる。
【０１５１】さらに、スピンバルブ特性を示す磁性多層
膜サンプルを２種類形成し、これらのサンプルについ
て、熱処理温度とＭＲ変化率の関係を調べ、その結果を
図２０のグラフに示した。サンプルとして、 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
２０ÅのＣｏ膜（酸素ブロッキング層と強磁性層の両方
の機能を備える）、厚さ２５ÅのＣｕ膜（非磁性金属
層）、厚さ１０ÅのＣｏ膜と厚さ５０ÅのＮｉＦｅ膜の
積層体（軟磁性層）、厚さ２０ÅのＣｏ膜、厚さ１００
ÅのＴａ膜を順次成膜したサンプル、および 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
３８ÅのＮｉＦｅ膜（強磁性層）、厚さ２７ÅのＣｕ膜
（非磁性金属層）、厚さ７７ÅのＮｉＦｅ膜（軟磁性
層）、厚さ３０ÅのＣｕ膜を順次成膜したサンプルを用
いた。
膜サンプルを２種類形成し、これらのサンプルについ
て、熱処理温度とＭＲ変化率の関係を調べ、その結果を
図２０のグラフに示した。サンプルとして、 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
２０ÅのＣｏ膜（酸素ブロッキング層と強磁性層の両方
の機能を備える）、厚さ２５ÅのＣｕ膜（非磁性金属
層）、厚さ１０ÅのＣｏ膜と厚さ５０ÅのＮｉＦｅ膜の
積層体（軟磁性層）、厚さ２０ÅのＣｏ膜、厚さ１００
ÅのＴａ膜を順次成膜したサンプル、および 基板の上に、厚さ１０００ÅのαＦｅ2 Ｏ3 膜、厚さ
３８ÅのＮｉＦｅ膜（強磁性層）、厚さ２７ÅのＣｕ膜
（非磁性金属層）、厚さ７７ÅのＮｉＦｅ膜（軟磁性
層）、厚さ３０ÅのＣｕ膜を順次成膜したサンプルを用
いた。
【０１５２】この場合、５×１０-6〜２０×１０-6Torr
の真空中で、サンプルを所定の各温度で順にそれぞれ１
５分ずつの熱処理（アニール処理）を行った。図２０に
示されるグラフからわかるように、酸素ブロッキング層
と強磁性層の両方の機能を備えるＣｏ膜を用いたサンプ
ルは、２５０℃の熱処理においてもほとんどＭＲ特性の
劣化は認められない。この一方で、Ｃｏ膜を用いず、こ
の代わりにＮｉＦｅ強磁性膜を備えるサンプルは、１５
０℃以上の熱処理でＭＲ変化率は大きく減少している。
さらに、図２０より、酸素ブロッキング層と強磁性層の
両方の機能を備えるＣｏ膜を、ＮｉＦｅ強磁性層に代え
て用いることにより、ＭＲ変化率が約３倍に大きなって
いることがわかる。従って、この材料を超高密度磁気記
録の読み出し用ＭＲヘッドの材料として用いれば、大き
なメリットとなる。
の真空中で、サンプルを所定の各温度で順にそれぞれ１
５分ずつの熱処理（アニール処理）を行った。図２０に
示されるグラフからわかるように、酸素ブロッキング層
と強磁性層の両方の機能を備えるＣｏ膜を用いたサンプ
ルは、２５０℃の熱処理においてもほとんどＭＲ特性の
劣化は認められない。この一方で、Ｃｏ膜を用いず、こ
の代わりにＮｉＦｅ強磁性膜を備えるサンプルは、１５
０℃以上の熱処理でＭＲ変化率は大きく減少している。
さらに、図２０より、酸素ブロッキング層と強磁性層の
両方の機能を備えるＣｏ膜を、ＮｉＦｅ強磁性層に代え
て用いることにより、ＭＲ変化率が約３倍に大きなって
いることがわかる。従って、この材料を超高密度磁気記
録の読み出し用ＭＲヘッドの材料として用いれば、大き
なメリットとなる。
【０１５３】次いで、上記のごとくαＦｅＯX 膜のピン
止め層５０を用いて形成したスピンバルブ型のＭＲ変化
を示す磁性多層膜を種々作製し、下記表４に示されるよ
うな所定の特性を調べた。
止め層５０を用いて形成したスピンバルブ型のＭＲ変化
を示す磁性多層膜を種々作製し、下記表４に示されるよ
うな所定の特性を調べた。
【０１５４】
【表４】 なお、表４において、例えば、サンプル４−２は、［α
Ｆｅ2 Ｏ3 （１０００）−Ｃｏ（６）−ＮｉＦｅ（２
０）−Ｃｕ（２５）−Ｃｏ（８）−ＮｉＦｅ（６０）］
であって、基板側から１０００Å厚のαＦｅ2 Ｏ3 の反
強磁性層（ピン止め層）、酸素ブロッキング層として用
いた６Å厚のＣｏ層、強磁性層として用いた２０Å厚の
ＮｉＦｅ（Ｎｉ81Ｆｅ19：重量％）層、２５Å厚のＣｕ
の非磁性金属層、軟磁性層として用いた８Å厚のＣｏと
６０Å厚のＮｉＦｅ（Ｎｉ81Ｆｅ19：重量％）との積層
体、を順次配置した磁性多層膜である。以降の実施例に
おいて特に断りがなければ、ＮｉＦｅはＮｉ81Ｆｅ
19（重量％）を示す。
Ｆｅ2 Ｏ3 （１０００）−Ｃｏ（６）−ＮｉＦｅ（２
０）−Ｃｕ（２５）−Ｃｏ（８）−ＮｉＦｅ（６０）］
であって、基板側から１０００Å厚のαＦｅ2 Ｏ3 の反
強磁性層（ピン止め層）、酸素ブロッキング層として用
いた６Å厚のＣｏ層、強磁性層として用いた２０Å厚の
ＮｉＦｅ（Ｎｉ81Ｆｅ19：重量％）層、２５Å厚のＣｕ
の非磁性金属層、軟磁性層として用いた８Å厚のＣｏと
６０Å厚のＮｉＦｅ（Ｎｉ81Ｆｅ19：重量％）との積層
体、を順次配置した磁性多層膜である。以降の実施例に
おいて特に断りがなければ、ＮｉＦｅはＮｉ81Ｆｅ
19（重量％）を示す。
【０１５５】また、表４において、Ｏ2 ガス流量比
（％）の項目は、αＦｅ2 Ｏ3 層形成時における高周波
スパッタのガス雰囲気の条件を示すものであり、酸化度
Ｘ（＝Ｏ／Ｆｅ）は、実際に測定されたαＦｅ2 Ｏ3 層
の酸化度を示す。なお、表４に示される評価項目は、実
質的に前記表２のものと同じであるが、表４においては
さらに２５０℃の熱処理後のデータを併記した。
（％）の項目は、αＦｅ2 Ｏ3 層形成時における高周波
スパッタのガス雰囲気の条件を示すものであり、酸化度
Ｘ（＝Ｏ／Ｆｅ）は、実際に測定されたαＦｅ2 Ｏ3 層
の酸化度を示す。なお、表４に示される評価項目は、実
質的に前記表２のものと同じであるが、表４においては
さらに２５０℃の熱処理後のデータを併記した。
【０１５６】以上、表４に示される結果から、ピン止め
層である酸化鉄ＦｅＯx の反強磁性の特性が十分に実現
され、かつ強磁性層（ブロッキング層を含む）、軟磁性
層、非磁性金属層の材料、およびそれらの層厚を本発明
に開示された範囲から選択することにより、１ＭＨｚで
の高周波磁界における６Ｏｅ幅での磁気抵抗変化の傾き
が、０．７％／Ｏｅ以上となる磁気抵抗効果素子が実現
できることがわかる。加えて、本発明範囲内のものは、
２５０℃の熱処理後の特性変化も少なく極めて耐熱性に
優れていることがわかる。
層である酸化鉄ＦｅＯx の反強磁性の特性が十分に実現
され、かつ強磁性層（ブロッキング層を含む）、軟磁性
層、非磁性金属層の材料、およびそれらの層厚を本発明
に開示された範囲から選択することにより、１ＭＨｚで
の高周波磁界における６Ｏｅ幅での磁気抵抗変化の傾き
が、０．７％／Ｏｅ以上となる磁気抵抗効果素子が実現
できることがわかる。加えて、本発明範囲内のものは、
２５０℃の熱処理後の特性変化も少なく極めて耐熱性に
優れていることがわかる。
【０１５７】さらに、磁気変換素子としてのＭＲヘッド
の発明の実施例および比較例として、以下の実施例３〜
５および比較例１を示す。
の発明の実施例および比較例として、以下の実施例３〜
５および比較例１を示す。
【０１５８】実施例３ アルティック（ＡｌＴｉＣ）基板上に、下部シールドに
相当する層として、ＦｅＡｌＳｉ（センダスト）を２μ
ｍの厚さに成膜し（図４の下部の符号３００に相当）、
この上に絶縁層（ギャップ膜）としてＡｌ2 Ｏ3 を１５
００Åの厚さに成膜し、この上にαＦｅ2 Ｏ3 （１００
０Å）−ＣｏＮｉＦｅ（２６Å）−Ｃｕ（２４Å）−Ｎ
ｉＦｅＣｏ（８６）の順に各層を積層し、スピンバルブ
磁性多層膜を成膜した。成膜条件は、到達圧力２．３×
１０-7Torr、成膜時圧力１．４×１０-4Torr、基板温度
１４℃程度とし、各材料を０．２〜０．３Å／sec の成
膜速度で、成膜中に磁場を基板の面内かつ測定電流と平
行方向に印加しながらイオンビームスパッタ法による成
膜を行った。
相当する層として、ＦｅＡｌＳｉ（センダスト）を２μ
ｍの厚さに成膜し（図４の下部の符号３００に相当）、
この上に絶縁層（ギャップ膜）としてＡｌ2 Ｏ3 を１５
００Åの厚さに成膜し、この上にαＦｅ2 Ｏ3 （１００
０Å）−ＣｏＮｉＦｅ（２６Å）−Ｃｕ（２４Å）−Ｎ
ｉＦｅＣｏ（８６）の順に各層を積層し、スピンバルブ
磁性多層膜を成膜した。成膜条件は、到達圧力２．３×
１０-7Torr、成膜時圧力１．４×１０-4Torr、基板温度
１４℃程度とし、各材料を０．２〜０．３Å／sec の成
膜速度で、成膜中に磁場を基板の面内かつ測定電流と平
行方向に印加しながらイオンビームスパッタ法による成
膜を行った。
【０１５９】その後、フォトリソグラフィー技術を用い
て感磁部分として、２０μｍ×６μｍのパターンを形
成、その上にトラック幅３μｍの電極を形成した。その
上に、絶縁層（ギャップ膜）として、Ａｌ2 Ｏ3 を１５
００Å厚さに形成し、さらにこの上に上部シールド層Ｎ
ｉＦｅ（パーマロイ）を２μｍ厚さに形成し（図４の上
部の符号３００に相当）ＭＲヘッドとした。作製したＭ
Ｒヘッドの構造は図４に示すとおりである。その後、１
０-5Torrの真空中で、測定電流方向と直角かつ面内方向
に２００Oeの磁界を印加しながら１８０℃から冷却し、
強磁性層のピン止め効果を誘起した。測定電流を５mA、
外部磁場を±２０Oe、５０Hzの範囲で変化させたときの
出力電圧の変化を図１５に示す。本発明による人工格子
磁性多層膜を用いたＭＲヘッドにおいては、単位トラッ
ク幅当たりの規格化出力電圧で示すと約８３０μV/μm
の出力電圧が得られた。
て感磁部分として、２０μｍ×６μｍのパターンを形
成、その上にトラック幅３μｍの電極を形成した。その
上に、絶縁層（ギャップ膜）として、Ａｌ2 Ｏ3 を１５
００Å厚さに形成し、さらにこの上に上部シールド層Ｎ
ｉＦｅ（パーマロイ）を２μｍ厚さに形成し（図４の上
部の符号３００に相当）ＭＲヘッドとした。作製したＭ
Ｒヘッドの構造は図４に示すとおりである。その後、１
０-5Torrの真空中で、測定電流方向と直角かつ面内方向
に２００Oeの磁界を印加しながら１８０℃から冷却し、
強磁性層のピン止め効果を誘起した。測定電流を５mA、
外部磁場を±２０Oe、５０Hzの範囲で変化させたときの
出力電圧の変化を図１５に示す。本発明による人工格子
磁性多層膜を用いたＭＲヘッドにおいては、単位トラッ
ク幅当たりの規格化出力電圧で示すと約８３０μV/μm
の出力電圧が得られた。
【０１６０】比較例１ 比較例１として上記実施例３と同条件でパーマロイを用
い、従来から用いられている異方性磁気抵抗効果を利用
したＭＲヘッドを作製した。測定電流を５mA、外部磁場
を±２０Oe、５０Hzの範囲で変化させた。このときの出
力電圧は約１７０μV/μm であった。
い、従来から用いられている異方性磁気抵抗効果を利用
したＭＲヘッドを作製した。測定電流を５mA、外部磁場
を±２０Oe、５０Hzの範囲で変化させた。このときの出
力電圧は約１７０μV/μm であった。
【０１６１】実施例３と比較例１を比較するに、本発明
のＭＲヘッドにおいては、従来例と比較して５倍近い出
力が得られた。従って、本発明の効果は明らかである。
のＭＲヘッドにおいては、従来例と比較して５倍近い出
力が得られた。従って、本発明の効果は明らかである。
【０１６２】実施例４ さらに、図１６では、本発明の磁気抵抗効果素子をヨー
ク型ＭＲヘッドに応用した例が示される。ここでは、磁
束を導くヨーク６００、６００の一部に切り欠きを設
け、その間に磁気抵抗効果素子２００が薄い絶縁膜４０
０を介して形成されている。この磁気抵抗効果素子２０
０には、ヨーク６００、６００で形成される磁路の方向
と平行または直角方向に電流を流すための電極（図示せ
ず）が形成されている。その結果、パーマロイを用いた
場合のＭＲヘッドより２倍の出力が確認された。本発明
の磁性多層膜では、０磁場での立ち上がり特性が良好で
あるので、通常、用いられるシャント層やバイアス磁界
印加手段は設けなくてもよい。
ク型ＭＲヘッドに応用した例が示される。ここでは、磁
束を導くヨーク６００、６００の一部に切り欠きを設
け、その間に磁気抵抗効果素子２００が薄い絶縁膜４０
０を介して形成されている。この磁気抵抗効果素子２０
０には、ヨーク６００、６００で形成される磁路の方向
と平行または直角方向に電流を流すための電極（図示せ
ず）が形成されている。その結果、パーマロイを用いた
場合のＭＲヘッドより２倍の出力が確認された。本発明
の磁性多層膜では、０磁場での立ち上がり特性が良好で
あるので、通常、用いられるシャント層やバイアス磁界
印加手段は設けなくてもよい。
【０１６３】実施例５ 図１７には、本発明の磁気抵抗効果素子を用いて磁気変
換素子、例えばＭＲヘッドを構成するときの他の実施例
が示される。磁気抵抗効果素子２００は高比抵抗フラッ
クスガイド層７００，７１０と磁気的に接触して形成さ
れている。このフラッスガイド層は、磁性多層膜２００
より３倍以上大きい比抵抗を持つ材料で構成されている
ので、磁性多層膜２００に流れる測定電流は実質的にフ
ラックスガイド層７００，７１０には流れることはな
い。一方、フラックスガイド層７００と磁性多層膜２０
０とは磁気的に接触しているので、信号磁界はフラック
スガイド層７００に導かれ、その強度を失うことなく、
磁性多層膜２００に到達する。符号６００はもう一方の
異なるフラックスガイド層で、磁性多層膜２００を通過
した磁束のリターンガイドの働きをする。このフラック
スガイド層６００は磁気抵抗効果素子２００、及び高比
抵抗フラックスガイド層７００，７１０対し、両側に設
けられても良い。また、符号７１０と符号６００のガイ
ド層が媒体に対して遠い端部で接触されていても良い。
このとき、パーマロイを用いた場合のＭＲヘッドより３
倍の出力が確認された。なお、図中、符号４００は、非
磁性絶縁層である。
換素子、例えばＭＲヘッドを構成するときの他の実施例
が示される。磁気抵抗効果素子２００は高比抵抗フラッ
クスガイド層７００，７１０と磁気的に接触して形成さ
れている。このフラッスガイド層は、磁性多層膜２００
より３倍以上大きい比抵抗を持つ材料で構成されている
ので、磁性多層膜２００に流れる測定電流は実質的にフ
ラックスガイド層７００，７１０には流れることはな
い。一方、フラックスガイド層７００と磁性多層膜２０
０とは磁気的に接触しているので、信号磁界はフラック
スガイド層７００に導かれ、その強度を失うことなく、
磁性多層膜２００に到達する。符号６００はもう一方の
異なるフラックスガイド層で、磁性多層膜２００を通過
した磁束のリターンガイドの働きをする。このフラック
スガイド層６００は磁気抵抗効果素子２００、及び高比
抵抗フラックスガイド層７００，７１０対し、両側に設
けられても良い。また、符号７１０と符号６００のガイ
ド層が媒体に対して遠い端部で接触されていても良い。
このとき、パーマロイを用いた場合のＭＲヘッドより３
倍の出力が確認された。なお、図中、符号４００は、非
磁性絶縁層である。
【０１６４】
【発明の効果】以上説明してきたように、磁気抵抗効果
素子に関する本発明によれば、ピン止め層として反強磁
性を示す酸化鉄ＦｅＯX を用いることで、耐食性が特に
優れ、しかも１MHz の高周波磁場領域でのＭＲ傾きが
０．７％／Oe以上の抵抗変化率をもつスピンバルブ型磁
気抵抗効果素子が得られる。しかも、0 磁場でのＭＲ曲
線の立ち上がり特性はきわめて良好であり、ヒステリシ
スは小さく、加えて高い耐熱性をも示す。この耐熱性に
ついては、ピン止め層と強磁性層との間にさらに酸素ブ
ロッキング層を介在させることにより、その効果はさら
に向上する。磁性多層膜を有する磁気抵抗効果素子を用
いた磁気変換素子、例えばＭＲヘッドでは従来材料に比
較して５倍近い大きい出力電圧を得ることができる。し
たがって信頼性の極めて高い、１Gbit/ inch2 を越える
ような超高密度磁気記録の読み出しを可能にする優れた
ＭＲヘッドを提供することができる。
素子に関する本発明によれば、ピン止め層として反強磁
性を示す酸化鉄ＦｅＯX を用いることで、耐食性が特に
優れ、しかも１MHz の高周波磁場領域でのＭＲ傾きが
０．７％／Oe以上の抵抗変化率をもつスピンバルブ型磁
気抵抗効果素子が得られる。しかも、0 磁場でのＭＲ曲
線の立ち上がり特性はきわめて良好であり、ヒステリシ
スは小さく、加えて高い耐熱性をも示す。この耐熱性に
ついては、ピン止め層と強磁性層との間にさらに酸素ブ
ロッキング層を介在させることにより、その効果はさら
に向上する。磁性多層膜を有する磁気抵抗効果素子を用
いた磁気変換素子、例えばＭＲヘッドでは従来材料に比
較して５倍近い大きい出力電圧を得ることができる。し
たがって信頼性の極めて高い、１Gbit/ inch2 を越える
ような超高密度磁気記録の読み出しを可能にする優れた
ＭＲヘッドを提供することができる。
【図１】図１は、本発明の磁気抵抗効果素子の断面図で
ある。
ある。
【図２】図２は、本発明の作用を説明するための磁気抵
抗効果素子、特に磁性多層膜の構造の模式図である。
抗効果素子、特に磁性多層膜の構造の模式図である。
【図３】図３は、本発明の作用を説明するための磁化曲
線とＭＲ曲線の模式図である。
線とＭＲ曲線の模式図である。
【図４】図４は、本発明の磁気変換素子の１例を示す一
部省略断面図である。
部省略断面図である。
【図５】図５は、本発明の磁気変換素子の磁気抵抗効果
素子（磁性多層膜）と電極部の構造を示す断面図であ
る。
素子（磁性多層膜）と電極部の構造を示す断面図であ
る。
【図６】図６は、本発明の磁気変換素子の磁気抵抗効果
素子（磁性多層膜）と電極部の構造の他の例を示す断面
図である。
素子（磁性多層膜）と電極部の構造の他の例を示す断面
図である。
【図７】図７は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層
膜）における、アシストビームのＯ2 流量とピン止め層
の酸化度との関係を示すグラフである。
膜）における、アシストビームのＯ2 流量とピン止め層
の酸化度との関係を示すグラフである。
【図８】図８は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層
膜）における、アシストビームのイオン電流と一方向性
異方性磁界との関係を示すグラフである。
膜）における、アシストビームのイオン電流と一方向性
異方性磁界との関係を示すグラフである。
【図９】図９は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層
膜）における、ピン止め層のＸ線回折パターンを示すグ
ラフである。
膜）における、ピン止め層のＸ線回折パターンを示すグ
ラフである。
【図１０】図１０は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性
多層膜）における、一方向性異方性磁界の温度に対する
変化を示すグラフである。
多層膜）における、一方向性異方性磁界の温度に対する
変化を示すグラフである。
【図１１】図１１（Ａ），（Ｂ）は、それぞれ本発明の
磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）のＭＲ曲線と直流磁場
での磁化曲線を示すグラフである。
磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）のＭＲ曲線と直流磁場
での磁化曲線を示すグラフである。
【図１２】図１２は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性
多層膜）のマイナーＭＲ曲線を示すグラフである。
多層膜）のマイナーＭＲ曲線を示すグラフである。
【図１３】図１３は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性
多層膜）において、熱処理時間が一方向性異方性磁界の
変化に及ぼす影響を示すグラフである。
多層膜）において、熱処理時間が一方向性異方性磁界の
変化に及ぼす影響を示すグラフである。
【図１４】図１４は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性
多層膜）において、熱処理時間と、Ｘ線回折パターンの
変化との関係を示すグラフである。
多層膜）において、熱処理時間と、Ｘ線回折パターンの
変化との関係を示すグラフである。
【図１５】図１５は、本発明の磁気変換素子（ＭＲヘッ
ド）の印加磁場と出力電圧を示すチャートである。
ド）の印加磁場と出力電圧を示すチャートである。
【図１６】図１６は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性
多層膜）をヨーク型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一
部省略断面図である。
多層膜）をヨーク型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一
部省略断面図である。
【図１７】図１７は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性
多層膜）をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１
例を示す一部省略断面図である。
多層膜）をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１
例を示す一部省略断面図である。
【図１８】図１８は、本発明の磁気抵抗効果素子の他の
実施形態を示す断面図である。
実施形態を示す断面図である。
【図１９】図１９は、磁性多層膜サンプルにおける、ア
ニール温度（熱処理温度）とＪ値の相対変化との関係を
示すグラフである。
ニール温度（熱処理温度）とＪ値の相対変化との関係を
示すグラフである。
【図２０】図２０は、磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）
サンプルにおける、アニール温度（熱処理温度）とＭＲ
変化率との関係を示すグラフである。
サンプルにおける、アニール温度（熱処理温度）とＭＲ
変化率との関係を示すグラフである。
【図２１】図２１は、本発明の磁気変換素子の磁気抵抗
効果素子（磁性多層膜）と電極部との好適な接続状態を
示す概略斜視図である。
効果素子（磁性多層膜）と電極部との好適な接続状態を
示す概略斜視図である。
１…磁性多層膜 ３…磁気抵抗効果素子 ５…基板 ２０…軟磁性層 ３０…非磁性金属層 ４０…強磁性層 ５０…ピン止め層 ８０…保護層 ９０…記録媒体 ９３…記録面 １５０…磁気抵抗効果型ヘッド ２００…磁気抵抗効果素子
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−202292（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−150259（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−236527（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−38173（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−297465（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−279117（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−84682（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−87722（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−4226（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 43/08 G01R 33/09 G11B 5/39 H01F 10/32 H01F 41/18
Claims (46)
- 【請求項１】 磁気抵抗効果素子と、導体膜と、電極部
とを含む磁気変換素子であって、 前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素
子と導通しており、 前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性金属
層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の
他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化
の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属
層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め層と
を有する磁性多層膜を備えており、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、反強磁性
を示すαＦｅ2Ｏ3（ヘマタイト）を、少なくとも３０体
積％以上６０体積％以下含んでなることを特徴とする磁
気変換素子。 - 【請求項２】 磁気抵抗効果素子と、導体膜と、電極部
とを含む磁気変換素子であって、 前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素
子と導通しており、 前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性金属
層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の
他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化
の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属
層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め層と
を有する磁性多層膜を備えており、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、反強磁性
を示すαＦｅ2Ｏ3（ヘマタイト）であってその微結晶の
大きさが１００Å以下の微結晶の集まりであることを特
徴とする磁気変換素子。 - 【請求項３】 磁気抵抗効果素子と、導体膜と、電極部
とを含む磁気変換素子であって、 前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素
子と導通しており、 前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性金属
層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の
他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化
の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属
層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め層と
を有する磁性多層膜を備えており、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、反強磁性
を示し、そのネール温度は１２０℃〜４００℃であるこ
とを特徴とする磁気変換素子。 - 【請求項４】 磁気抵抗効果素子と、導体膜と、電極部
とを含む磁気変換素子であって、 前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素
子と導通しており、 前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性金属
層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の
他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化
の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属
層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め層と
を有する磁性多層膜を備えており、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、酸化鉄の
ターゲットをイオンビームスパッタ法でスパッタし、基
板に対し、ＡｒとＯ2 の混合ガスのアシストビームを照
射しながら成膜した膜であることを特徴とする磁気変換
素子。 - 【請求項５】 前記アシストビームは、加速電圧が６０
〜１５０ｅＶ、イオン電流が４〜１５ｍＡ、Ａｒ：Ｏ2
の流量比が１：１〜９：１、Ａｒ＋Ｏ2の流量が６〜２
０ｓｃｃｍの範囲で行なわれている請求項４に記載の磁
気変換素子。 - 【請求項６】 磁気抵抗効果素子と、導体膜と、電極部
とを含む磁気変換素子であって、 前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素
子と導通しており、 前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性金属
層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の
他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化
の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属
層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め層と
を有する磁性多層膜を備えており、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、酸化鉄の
ターゲットをＡｒと酸素の混合ガス雰囲気中で高周波ス
パッタ法でスパッタして成膜した膜であり、成膜時にお
ける酸素ガス流量を全ガス流量の２０〜４０％の範囲に
調整して成膜した膜であることを特徴とする磁気変換素
子。 - 【請求項７】 磁気抵抗効果素子と、導体膜と、電極部
とを含む磁気変換素子であって、 前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素
子と導通しており、 前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性金属
層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の
他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化
の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属
層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め層と
を有する磁性多層膜を備えており、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、 前記強磁性層は、（Ｃｏz Ｎｉ1-z）wＦｅ1-w（ただ
し、重量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０で
ある）で表される組成であり、前記軟磁性層は、Ｃｏt
Ｍu Ｍ’qＢr（ただし、原子比で０．６≦ｔ≦０．９
５、０．０１≦ｕ≦０．２、０．０１≦ｑ≦０．１、
０．０５≦ｒ≦０．３；Ｍは、Ｆｅ，Ｎｉから選ばれた
少なくとも１種以上であり、Ｍ’は、Ｚｒ，Ｓｉ，Ｍ
ｏ，Ｎｂから選ばれた少なくとも１種以上を表す）で表
される組成であることを特徴とする磁気変換素子。 - 【請求項８】 磁気抵抗効果素子と、導体膜と、電極部
とを含む磁気変換素子であって、 前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素
子と導通しており、 前記磁気抵抗効果素子は、非磁性金属層と、非磁性金属
層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の
他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化
の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属
層と接する面と反対側の面）に形成されたピン止め層と
を有する磁性多層膜を備えており、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、 前記磁気抵抗効果素子は、１ＭＨｚでの高周波磁界にお
ける６Ｏｅ幅での磁気抵抗変化の傾きが、０．７％／Ｏ
ｅ以上であることを特徴とする磁気変換素子。 - 【請求項９】 磁気変換素子が磁気抵抗効果型ヘッドで
ある請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の磁気変
換素子。 - 【請求項１０】 前記磁気抵抗効果素子の両端部は、そ
の端部全体が電極部と接触する状態で接合されているこ
とを特徴とする請求項９記載の磁気変換素子。 - 【請求項１１】 磁気抵抗効果素子の両端部に形成され
た電極部との間に、さらに、連結用軟磁性層を有し、こ
の連結用軟磁性層と磁気抵抗効果素子の端部の全体が接
触する状態で接続されている請求項９記載の磁気変換素
子。 - 【請求項１２】 前記連結用軟磁性層は、磁気抵抗効果
素子と、この磁気抵抗効果素子の両端部に形成された電
極部との間、および前記電極部の下面にも接触するよう
に連続して形成されている請求項１１記載の磁気変換素
子。 - 【請求項１３】 非磁性金属層と、非磁性金属層の一方
の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面
に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きを
ピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接す
る面と反対側の面）に形成されたピン止め層とを有する
磁性多層膜を備えてなる磁気抵抗効果素子であって、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、反強磁性
を示すαＦｅ2Ｏ3（ヘマタイト）を、少なくとも３０体
積％以上６０体積％以下含んでなることを特徴とする磁
気抵抗効果素子。 - 【請求項１４】 非磁性金属層と、非磁性金属層の一方
の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面
に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きを
ピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接す
る面と反対側の面）に形成されたピン止め層とを有する
磁性多層膜を備えてなる磁気抵抗効果素子であって、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、反強磁性
を示すαＦｅ2Ｏ3（ヘマタイト）であってその微結晶の
大きさが１００Å以下の微結晶の集まりであることを特
徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１５】 非磁性金属層と、非磁性金属層の一方
の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面
に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きを
ピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接す
る面と反対側の面）に形成されたピン止め層とを有する
磁性多層膜を備えてなる磁気抵抗効果素子であって、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、反強磁性
を示し、そのネール温度は１２０℃〜４００℃であるこ
とを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１６】 非磁性金属層と、非磁性金属層の一方
の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面
に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きを
ピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接す
る面と反対側の面）に形成されたピン止め層とを有する
磁性多層膜を備えてなる磁気抵抗効果素子であって、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、酸化鉄の
ターゲットをイオンビームスパッタ法でスパッタし、基
板に対し、ＡｒとＯ2 の混合ガスのアシストビームを照
射しながら成膜した膜であることを特徴とする磁気抵抗
効果素子。 - 【請求項１７】 前記アシストビームは、加速電圧が６
０〜１５０ｅＶ、イオン電流が４〜１５ｍＡ、Ａｒ：Ｏ
2 の流量比が１：１〜９：１、Ａｒ＋Ｏ2 の流量が６〜
２０ｓｃｃｍの範囲で行なわれている請求項１６に記載
の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１８】 非磁性金属層と、非磁性金属層の一方
の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面
に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きを
ピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接す
る面と反対側の面）に形成されたピン止め層とを有する
磁性多層膜を備えてなる磁気抵抗効果素子であって、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、当該ピン止め層は、酸化鉄の
ターゲットをＡｒと酸素の混合ガス雰囲気中で高周波ス
パッタ法でスパッタして成膜した膜であり、成膜時にお
ける酸素ガス流量を全ガス流量の２０〜４０％の範囲に
調整して成膜した膜であることを特徴とする磁気抵抗効
果素子。 - 【請求項１９】 磁気抵抗効果素子と、導体膜と、電極
部とを含む磁気変換素子であって、 前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果素
子と導通しており、 前記磁気抵抗効果素子は、基板を有し、この基板の上に
強磁性層の磁化の向きをピン止めするためのピン止め
層、強磁性層、非磁性金属層、および軟磁性層が順次積
層されており、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、このピン止め層と前記強磁性
層との間に、ＣｏまたはＣｏを８０重量％以上含む合金
よりなる、厚さ４〜３０Åの酸素ブロッキング層が介在
されていることを特徴とする磁気変換素子。 - 【請求項２０】 前記ピン止め層の厚さは、１００Å〜
３０００Åである請求項１９に記載の磁気変換素子。 - 【請求項２１】 前記ピン止め層は、反強磁性を示すα
Ｆｅ2Ｏ3（ヘマタイト）である請求項１９または請求項
２０に記載の磁気変換素子。 - 【請求項２２】 前記ピン止め層は、反強磁性を示すα
Ｆｅ2Ｏ3（ヘマタイト）を、少なくとも３０体積％以上
６０体積％以下含む請求項１９または請求項２０に記載
の磁気変換素子。 - 【請求項２３】 前記ピン止め層は、反強磁性を示すα
Ｆｅ2Ｏ3（ヘマタイト）であってその微結晶の大きさが
１００Å以下の微結晶の集まりである請求項１９または
請求項２０に記載の磁気変換素子。 - 【請求項２４】 前記ピン止め層は、反強磁性を示し、
そのネール温度は１２０℃〜４００℃である請求項１９
または請求項２０に記載の磁気変換素子。 - 【請求項２５】 前記ピン止め層は、酸化鉄のターゲッ
トをイオンビームスパッタ法でスパッタし、基板に対
し、ＡｒとＯ2の混合ガスのアシストビームを照射しな
がら成膜した膜である請求項１９ないし請求項２４のい
ずれかに記載の磁気変換素子。 - 【請求項２６】 前記アシストビームは、加速電圧が６
０〜１５０ｅＶ、イオン電流が４〜１５ｍＡ、Ａｒ：Ｏ
2の流量比が１：１〜９：１、Ａｒ＋Ｏ2の流量が６〜２
０ｓｃｃｍの範囲で行なわれている請求項２５に記載の
磁気変換素子。 - 【請求項２７】 前記ピン止め層は、酸化鉄のターゲッ
トをＡｒと酸素の混合ガス雰囲気中で高周波スパッタ法
でスパッタして成膜した膜であり、成膜時における酸素
ガス流量を全ガス流量の２０〜４０％の範囲に調整して
成膜した膜である請求項１９ないし請求項２４のいずれ
かに記載の磁気変換素子。 - 【請求項２８】 前記強磁性層は、（ＣｏzＮｉ1-z）w
Ｆｅ1-w（ただし、重量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５
≦ｗ≦１．０である）で表される組成である請求項１９
ないし請求項２７のいずれかに記載の磁気変換素子。 - 【請求項２９】 前記強磁性層は、前記酸素ブロッキン
グ層と同一組成からなる請求項１９ないし請求項２７の
いずれかに記載の磁気変換素子。 - 【請求項３０】 前記軟磁性層は、非磁性層側からＣｏ
またはＣｏを８０重量％以上含む合金により形成された
第１の軟磁性層と、（ＮｉxＦｅ1-x）yＣｏ1-y（ただ
し、重量で０．７≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．５で
ある）で表される組成により形成された第２の軟磁性層
を含む積層体である請求項１９ないし請求項２９のいず
れかに記載の磁気変換素子。 - 【請求項３１】 前記非磁性金属層は、Ａｕ、Ａｇ、お
よびＣｕの中から選ばれた少なくとも１種を含む材料か
らなる請求項１９ないし請求項３０のいずれかに記載の
磁気変換素子。 - 【請求項３２】 前記磁気抵抗効果素子は、強磁性層の
磁化がピン止め層によりピン止めされることによるスピ
ンバルブ型の磁気抵抗変化を示す、請求項１９ないし請
求項３１のいずれかに記載の磁気変換素子。 - 【請求項３３】 積層成膜された磁気抵抗効果素子は、
１００℃〜３００℃の温度で熱処理されている請求項１
９ないし請求項３２のいずれかに記載の磁気変換素子。 - 【請求項３４】 前記磁気抵抗効果素子は、１ＭＨｚで
の高周波磁界における６Ｏｅ幅での磁気抵抗変化の傾き
が、０．７％／Ｏｅ以上である請求項３３に記載の磁気
変換素子。 - 【請求項３５】 基板の上に、強磁性層の磁化の向きを
ピン止めするためのピン止め層、強磁性層、非磁性金属
層、および軟磁性層を順次積層してなる磁気抵抗効果素
子であって、 前記ピン止め層はＦｅＯx（１．３５≦ｘ≦１．５５、
単位は原子比）からなり、このピン止め層と前記強磁性
層との間に、ＣｏまたはＣｏを８０重量％以上含む合金
よりなる、厚さ４〜３０Åの酸素ブロッキング層が介在
されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。 - 【請求項３６】 前記ピン止め層の厚さは、１００Å〜
３０００Åである請求項３５に記載の磁気抵抗効果素
子。 - 【請求項３７】 前記ピン止め層は、反強磁性を示すα
Ｆｅ2Ｏ3（ヘマタイト）である請求項３５または請求項
３６に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項３８】 前記ピン止め層は、反強磁性を示すα
Ｆｅ2Ｏ3（ヘマタイト）を、少なくとも３０体積％以上
６０体積％以下含む請求項３５または請求項３６に記載
の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項３９】 前記ピン止め層は、反強磁性を示すα
Ｆｅ2Ｏ3（ヘマタイト）であってその微結晶の大きさが
１００Å以下の微結晶の集まりである請求項３５または
請求項３６に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項４０】 前記ピン止め層は、反強磁性を示し、
そのネール温度は１２０℃〜４００℃である請求項３５
または請求項３６に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項４１】 前記ピン止め層は、酸化鉄のターゲッ
トをイオンビームスパッタ法でスパッタし、基板に対
し、ＡｒとＯ2の混合ガスのアシストビームを照射しな
がら成膜した膜である請求項３５ないし請求項４０のい
ずれかに記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項４２】 前記アシストビームは、加速電圧が６
０〜１５０ｅＶ、イオン電流が４〜１５ｍＡ、Ａｒ：Ｏ
2の流量比が１：１〜９：１、Ａｒ＋Ｏ2の流量が６〜２
０ｓｃｃｍの範囲で行なわれている請求項４１に記載の
磁気抵抗効果素子。 - 【請求項４３】 前記ピン止め層は、酸化鉄のターゲッ
トをＡｒと酸素の混合ガス雰囲気中で高周波スパッタ法
でスパッタして成膜した膜であり、成膜時における酸素
ガス流量を全ガス流量の２０〜４０％の範囲に調整して
成膜した膜である請求項３５ないし請求項４０のいずれ
かに記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項４４】 前記強磁性層は、（ＣｏzＮｉ1-z）w
Ｆｅ1-w（ただし、重量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５
≦ｗ≦１．０である）で表される組成である請求項３５
ないし請求項４３のいずれかに記載の磁気抵抗効果素
子。 - 【請求項４５】 前記強磁性層は、前記酸素ブロッキン
グ層と同一組成からなる請求項３５ないし請求項４３の
いずれかに記載の磁気変換素子。 - 【請求項４６】 前記軟磁性層は、非磁性層側からＣｏ
またはＣｏを８０重量％以上含む合金により形成された
第１の軟磁性層と、（ＮｉxＦｅ1-x）yＣｏ1-y（ただ
し、重量で０．７≦ｘ≦０．９、０．１≦ｙ≦０．５で
ある）で表される組成により形成された第２の軟磁性層
を含む積層体である請求項３５ないし請求項４５のいず
れかに記載の磁気抵抗効果素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26773896A JP3321615B2 (ja) | 1995-09-21 | 1996-09-19 | 磁気抵抗効果素子および磁気変換素子 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-267768 | 1995-09-21 | ||
| JP26776895 | 1995-09-21 | ||
| JP26773896A JP3321615B2 (ja) | 1995-09-21 | 1996-09-19 | 磁気抵抗効果素子および磁気変換素子 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09148651A JPH09148651A (ja) | 1997-06-06 |
| JP3321615B2 true JP3321615B2 (ja) | 2002-09-03 |
Family
ID=26548017
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26773896A Expired - Fee Related JP3321615B2 (ja) | 1995-09-21 | 1996-09-19 | 磁気抵抗効果素子および磁気変換素子 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3321615B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1098220A (ja) * | 1996-09-20 | 1998-04-14 | Sanyo Electric Co Ltd | 磁気抵抗効果素子 |
| EP0905802B1 (en) | 1997-09-29 | 2004-11-24 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Magnetoresistance effect device, magnetoresistance head and method for producing magnetoresistance effect device |
| US6245450B1 (en) | 1997-11-17 | 2001-06-12 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Exchange coupling film magnetoresistance effect device magnetoresistance effective head and method for producing magnetoresistance effect device |
| JP3831514B2 (ja) * | 1998-03-06 | 2006-10-11 | Ｔｄｋ株式会社 | 磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド |
| DE69932701T2 (de) | 1999-03-19 | 2007-09-13 | Hitachi Global Storage Technologies Netherlands B.V. | Pinning-Lage für magnetische Anordnungen |
| JP2008283173A (ja) * | 2008-04-07 | 2008-11-20 | Sony Corp | 磁気抵抗効果素子及び磁気メモリ装置 |
| US10319901B2 (en) * | 2016-10-27 | 2019-06-11 | Tdk Corporation | Spin-orbit torque type magnetization reversal element, magnetic memory, and high frequency magnetic device |
-
1996
- 1996-09-19 JP JP26773896A patent/JP3321615B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09148651A (ja) | 1997-06-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5923504A (en) | Magnetoresistance device | |
| KR100288466B1 (ko) | 자기저항효과소자와이를이용한자기저항효과형헤드,기억소자및증폭소자 | |
| JP3137580B2 (ja) | 磁性多層膜、磁気抵抗効果素子および磁気変換素子 | |
| US6074743A (en) | Magnetoresistance effect element and magnetoresistance device | |
| JP2778626B2 (ja) | 磁気抵抗効果膜及びその製造方法並びに磁気抵抗効果素子 | |
| US7265948B2 (en) | Magnetoresistive element with oxide magnetic layers and metal magnetic films deposited thereon | |
| JP3660927B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子とこれを用いた磁気抵抗効果型磁気ヘッド、磁気記録装置および磁気抵抗効果型メモリー装置 | |
| JP3291208B2 (ja) | 磁気抵抗効果型センサおよびその製造方法とそのセンサを備えた磁気ヘッド | |
| JP2901501B2 (ja) | 磁性多層膜およびその製造方法ならびに磁気抵抗効果素子 | |
| KR100273828B1 (ko) | 자기 저항 효과 박막 | |
| JP2000340858A (ja) | 磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド | |
| JP3225496B2 (ja) | 磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド | |
| JP4303329B2 (ja) | 磁気抵抗効果膜の製造方法および磁気抵抗効果型ヘッドの製造方法 | |
| JP3869557B2 (ja) | 磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド | |
| JP2925542B1 (ja) | 磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド | |
| JP3831514B2 (ja) | 磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド | |
| JP3321615B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子および磁気変換素子 | |
| JP4387955B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子 | |
| JP2924819B2 (ja) | 磁気抵抗効果膜及びその製造方法 | |
| JP3137598B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子、磁気変換素子および反強磁性膜 | |
| JP3153739B2 (ja) | 磁気抵抗効果素子および磁気変換素子 | |
| JP2000150236A (ja) | 交換結合膜、磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果型ヘッドおよび交換結合膜の製造方法 | |
| JPH08138212A (ja) | 磁気抵抗効果型再生ヘッド | |
| JPH11243237A (ja) | 磁気抵抗素子 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20020521 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080628 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090628 Year of fee payment: 7 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |