WO2021221095A1 - 面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、および磁気抵抗効果素子 - Google Patents

面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、および磁気抵抗効果素子 Download PDF

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了輔 櫛引
キム コング タム
知成 鎌田
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Definitions

  • the present invention relates to an in-plane magnetization film multilayer structure, a hard bias layer, and a magnetoresistive sensor.
  • the coercive force Hc is 2.00 kOe or more
  • the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu /.
  • CoPt-based in-plane magnetized film multilayer structure that can realize the magnetic performance of cm 2 or more without performing film formation (hereinafter, may be referred to as heat film formation) performed by heating the substrate.
  • the present invention relates to a hard bias layer having the in-plane magnetization film multilayer structure, and a magnetoresistive element having the hard bias layer.
  • the CoPt-based in-plane magnetization film multilayer structure can be used for the hard bias layer of the magnetoresistive element.
  • the hard bias layer has a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more, it is compared with the hard bias layer of the current magnetoresistive element. It is considered to have a coercive force and remanent magnetization of the same level or higher.
  • the hard bias layer is a thin film magnet that applies a bias magnetic field to a magnetic layer that exerts a magnetoresistive effect (hereinafter, may be referred to as a free magnetic layer).
  • the metal Co may be simply described as Co
  • the metal Pt may be simply described as Pt
  • the metal Ru may be simply described as Ru
  • other metal elements may be described in the same manner.
  • boron (B) is included in the category of metal elements.
  • magnetic sensors are used in many fields, and one of the commonly used magnetic sensors is a magnetoresistive sensor.
  • the magnetoresistive sensor includes a magnetic layer (free magnetic layer) that exerts a magnetic resistance effect and a hard bias layer that applies a bias magnetic field to the magnetic layer (free magnetic layer). It is required that a magnetic field having a magnitude equal to or larger than a predetermined value can be stably applied to the free magnetic layer.
  • the hard bias layer is required to have high coercive force and residual magnetization.
  • the coercive force of the hard bias layer of the current magnetoresistive element is about 2 kOe (for example, FIG. 7 of Patent Document 1), and it is desired to realize a coercive force more than this.
  • the residual magnetization per unit area is about 2 memu / cm 2 or more (for example, paragraph 0007 of Patent Document 2).
  • Patent Document 3 As a technology that may be able to deal with these, for example, there is a technology described in Patent Document 3.
  • the technique described in Patent Document 3 is formed on a seed layer (Ta layer and its Ta layer) provided between a sensor laminate (a laminate having a free magnetic layer) and a hard bias layer, and is face-centered.
  • a composite seed layer containing a cubic (111) crystal structure or a metal layer having a hexagonal close-packed (001) crystal structure) allows the magnetic material to be oriented so that the axis is easily oriented in the longitudinal direction, and the coercive force of the hard bias layer. This is a method that attempts to improve. However, it does not satisfy the magnetic characteristics desired for the hard bias layer.
  • the structure in order to improve the coercive force, it is necessary to thicken the seed layer provided between the sensor laminate and the hard bias layer. Therefore, the structure also has a problem that the applied magnetic field to the free magnetic layer in the sensor laminate is weakened.
  • Patent Document 4 describes the use of FePt as the magnetic material used for the hard bias layer, the FePt hard bias layer having a Pt or Fe seed layer, and the capping layer of Pt or Fe.
  • No. 4 a structure is proposed in which Pt or Fe in the seed layer and the capping layer and FePt in the hard bias layer are mixed with each other during the annealing in which the annealing temperature is about 250 to 350 ° C. ..
  • the heating step required for forming the hard bias layer it is necessary to consider the influence on other films already laminated, and this heating step should be avoided as much as possible.
  • Patent Document 5 shows that the annealing temperature is optimized and the annealing temperature can be lowered to about 200 ° C., and the coercive force of the hard bias layer is 3.5 kOe or more. However, the residual magnetization per unit area is about 1.2 memu / cm 2 , which does not satisfy the magnetic characteristics desired for the hard bias layer.
  • Patent Document 6 describes a magnetic recording medium for longitudinal recording, and the magnetic layer includes ferromagnetic crystal grains having a hexagonal close-packed structure and non-magnetic grain boundaries mainly composed of oxides surrounding the ferromagnetic crystal grains. Although it is a granular structure composed of, there is no case where such a granular structure is used for the hard bias layer of the magnetoresistive sensor. Further, the technique described in Patent Document 6 aims at reducing the signal-to-noise ratio, which is a problem of a magnetic recording medium, and a non-magnetic layer is used between layers of a magnetic layer to form a multi-layered magnetic layer. The upper and lower magnetic layers have an antiferromagnetic bond, and the structure is not suitable for improving the coercive force of the magnetic layer.
  • Non-Patent Documents 1 and 2 efforts are made for the purpose of improving the recording / reproducing characteristics of the magnetic recording medium for longitudinal recording. Specifically, under Ru formed under a high Ar gas pressure (6 Pa). The coercive force Hc when a CoPt alloy film having a thickness of 15 nm is formed on the ground is described. In the CoPt alloy film having a Pt content of 30 to 40 at%, the coercive force in the longitudinal direction, that is, in the in-plane direction is 8 kOe. It is stated that it is shown.
  • the residual magnetization is not described, and it is unclear whether or not the condition of the residual magnetization per unit area (2.00 memu / cm 2 or more) desired as a hard bias layer for a magnetoresistive element is satisfied. .. Therefore, when the present inventor conducted an experiment for confirmation under the same conditions, as shown in Comparative Examples 20 to 29 described later, the CoPt alloy film having a thickness of 15 nm shown in Non-Patent Documents 1 and 2 was used. The residual magnetization per unit area was less than 2.00 memu / cm 2.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2008-283016 Japanese Patent Publication No. 2008-547150 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-008907 U.S. Patent Application Publication No. 2009/0279431A1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-216275 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-178423
  • the sensor laminate laminate with a free magnetic layer
  • the hard bias layer be as thin as possible, and heat film formation is not performed. Is preferable.
  • the present inventor thinks that it is necessary to search for elements and compounds different from the elements and compounds used in the current hard bias layer, and it is also necessary to devise the layer structure of the hard bias layer.
  • the present inventor thought that it might be. Specifically, the present inventor thought that it would be promising to multi-layer the CoPt-based in-plane magnetized film by using a non-magnetic intermediate layer.
  • the present invention has been made in view of this point, and has a magnetic performance of a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more.
  • An object of the present invention is to provide an in-plane magnetization film multilayer structure that can be achieved without performing heat film formation, and at the same time, a hard bias layer having the in-plane magnetization film multilayer structure and the hard bias layer. It is also a supplementary task to provide a magnetoresistive element having the above.
  • the present invention solves the above-mentioned problems by the following in-plane magnetization film multilayer structure, hard bias layer, and magnetoresistive element.
  • the first aspect of the in-plane magnetization film multilayer structure according to the present invention is an in-plane magnetization film multilayer structure used as a hard bias layer of a magnetic resistance effect element, which comprises a plurality of in-plane magnetization films and non-magnetism.
  • the non-magnetic intermediate layer is arranged between the in-plane magnetizing films, and the in-plane magnetizing films adjacent to each other with the non-magnetic intermediate layer interposed therebetween
  • the in-plane magnetizing film has a ferromagnetic bond and contains metal Co and metal Pt, and contains 45 at% or more and 80 at% or less of metal Co with respect to the total metal components of the in-plane magnetized film.
  • the in-plane magnetizing film multilayer structure is characterized in that the metal Pt is contained in an amount of 20 at% or more and 55 at% or less, and the total thickness of the plurality of in-plane magnetized films is 30 nm or more.
  • a second aspect of the in-plane magnetization film multilayer structure according to the present invention is an in-plane magnetization film multilayer structure used as a hard bias layer of a magnetic resistance effect element, wherein the plurality of in-plane magnetization films and a non-magnetic intermediate layer are used.
  • the non-magnetic intermediate layers are arranged between the in-plane magnetizing films, and the in-plane magnetizing films adjacent to each other with the non-magnetic intermediate layers interposed therebetween are ferromagnetic.
  • the in-plane magnetizing film is bonded and contains metal Co and metal Pt, and contains 45 at% or more and 80 at% or less of metal Co with respect to the total metal components of the in-plane magnetized film.
  • the in-plane magnetization film multilayer structure contains 20 at% or more and 55 at% or less of metal Pt, has a coercive force of 2.00 kOe or more, and has a residual magnetization of 2.00 memu / cm 2 or more per unit area. It is an in-plane magnetizing film multilayer structure characterized by.
  • the hard bias layer is a thin film magnet that applies a bias magnetic field to a free magnetic layer that exerts a magnetoresistive effect.
  • the non-magnetic intermediate layer is a non-magnetic layer arranged between the in-plane magnetizing films.
  • the ferromagnetic coupling is based on an exchange interaction that works when the spins of adjacent magnetic layers (here, the in-plane magnetizing film) are parallel (in the same direction) with the non-magnetic intermediate layer in between. It is a bond.
  • the "residual magnetization per unit area" of the in-plane magnetization film is a value obtained by multiplying the residual magnetization per unit volume of the in-plane magnetization film by the thickness of the in-plane magnetization film.
  • the “residual magnetization per unit area” of the in-plane magnetization film multilayer structure is the residual magnetization per unit volume of the in-plane magnetization film included in the in-plane magnetization film multilayer structure. It is a value obtained by multiplying the total value of the thicknesses of the in-plane magnetizing films contained in.
  • the in-plane magnetizing film may contain boron in an amount of 0.5 at% or more and 3.5 at% or less with respect to the total metal components of the in-plane magnetized film.
  • the standard thickness of the non-magnetic intermediate layer is 0.3 nm or more and 3 nm or less.
  • the non-magnetic intermediate layer is preferably made of Ru or Ru alloy.
  • the standard thickness of the in-plane magnetizing film per layer is 5 nm or more and 30 nm or less.
  • the hard bias layer according to the present invention is a hard bias layer having the above-mentioned in-plane magnetization film multilayer structure.
  • the magnetoresistive sensor according to the present invention is a magnetoresistive element having the hard bias layer.
  • the magnetic performance that the coercive force Hc is 2.00 kOe or more and the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more is achieved without heat deposition. It is possible to provide an in-plane magnetization film multilayer structure, a hard bias layer having the in-plane magnetization film multilayer structure, and a magnetoresistive element having the hard bias layer.
  • FIG. 5 is a cross-sectional view schematically showing a state in which the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the embodiment of the present invention is applied to the hard bias layer 22 of the magnetoresistive element 20.
  • the perspective view which shows typically the shape of the thinning sample 80 after the thinning process.
  • An example of an observation image obtained by imaging with a scanning transmission electron microscope (observation image of Example 10).
  • Results of line analysis (elemental analysis) performed in the thickness direction of the in-plane magnetizing film of Example 10 (performed along the black line in FIG. 3).
  • FIG. 1 schematically shows a state in which the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the embodiment of the present invention is applied to the hard bias layer 22 of the magnetoresistive element 20. It is a cross-sectional view shown in. In addition, in FIG. 1, the description of the base layer (the in-plane magnetizing film multilayer structure 10 is formed on the base layer) is omitted.
  • the configuration shown in FIG. 1 will be described with the tunnel-type magnetoresistive element in mind as the magnetoresistive element 20, but the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the present embodiment has a tunnel-type magnetoresistive effect.
  • the application is not limited to the hard bias layer of the element, and for example, the application of the giant magnetoresistive sensor and the anisotropic magnetoresistive element to the hard bias layer is also possible.
  • the magnetoresistive element 20 (here, the magnetoresistive element) has two ferromagnetic layers (free magnetic layer 24, pin layer) separated by a very thin non-magnetic tunnel barrier layer (hereinafter, barrier layer 54). 52).
  • the magnetization direction of the pin layer 52 is fixed by being fixed by exchange coupling with an adjacent antiferromagnetic layer (not shown).
  • the free magnetic layer 24 can freely rotate its magnetization direction with respect to the magnetization direction of the pin layer 52 in the presence of an external magnetic field.
  • the free magnetic layer 24 is rotated with respect to the magnetization direction of the pin layer 52 by an external magnetic field, the electric resistance changes. Therefore, the external magnetic field can be detected by detecting the change in the electric resistance.
  • the hard bias layer 22 has a role of applying a bias magnetic field to the free magnetic layer 24 to stabilize the magnetization direction axis of the free magnetic layer 24.
  • the insulating layer 50 is formed of an electrically insulating material, and the sensor current flowing in the vertical direction through the sensor laminated body (free magnetic layer 24, barrier layer 54, pin layer 52) is generated by the sensor laminated body (free magnetic layer 24, free magnetic layer 24, It has a role of suppressing current from splitting into the hard bias layers 22 on both sides of the barrier layer 54 and the pin layer 52).
  • the in-plane magnetization film multilayer structure 10 includes a plurality of in-plane magnetization films 12, and further, the plurality of in-plane magnetization films.
  • a non-magnetic intermediate layer 14 is provided between the 12 pieces, and a plurality of in-plane magnetizing films 12 are stacked via the non-magnetic intermediate layer 14.
  • the in-plane magnetization film multilayer structure 10 has a coercive force equal to or higher than the coercive force of the hard bias layer of the current magnetoresistive element (coercive force of 2.00 kOe or more) and residual magnetization per unit area (2. It has 00 memu / cm 2 or more).
  • the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the present embodiment can be used as the hard bias layer 22 of the magnetoresistive element 20, and a bias magnetic field can be applied to the free magnetic layer 24 that exerts the magnetoresistive effect.
  • Each in-plane magnetization film 12 of the in-plane magnetization film multilayer structure 10 applies a bias magnetic field to the free magnetic layer 24 that exerts a magnetoresistive effect.
  • the in-plane magnetizing film 12 is a CoPt-based in-plane magnetizing film, which contains metal Co and metal Pt, and contains 45 at% or more and 80 at% of metal Co with respect to the total metal components of the in-plane magnetized film. The following is contained, and the metal Pt is contained in an amount of 20 at% or more and 55 at% or less.
  • the thickness of the in-plane magnetization film 12 per layer is typically 5 nm or more and 30 nm or less. Further, the total thickness (total thickness) of the in-plane magnetization film 12 is preferably 30 nm or more from the viewpoint of making the residual magnetization Mrt 2.00 square meters / cm 2 or more. Regarding the upper limit of the total thickness (total thickness) of the in-plane magnetizing films 12, as will be described later, the adjacent in-plane magnetizing films 12 separated by the intervention of the non-magnetic intermediate layer 14 are ferromagnetic.
  • the coercive force Hc does not decrease even if the total thickness (total thickness) of the in-plane magnetization film 12 increases due to the bonding, and there is no upper limit. Actually, according to the examples described later, it has been confirmed that the coercive force Hc is 2.00 kOe or more at least until the total thickness (total thickness) is 90 nm.
  • the thickness of the in-plane magnetization film 12 in the in-plane magnetization film multilayer structure 10 is preferably 5 nm or more and 15 nm or less, preferably 10 nm or more and 15 nm or less, from the viewpoint of increasing the coercive force Hc. More preferably.
  • the in-plane magnetization film 12 of the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the present embodiment has Co and Pt as metal components as described in "(2) In-plane magnetization film multilayer structure".
  • the thickness of the in-plane magnetization film 12 per layer is typically 5 nm or more and 30 nm or less.
  • Metal Co and metal Pt are constituents of magnetic crystal grains (fine magnets) in the in-plane magnetization film 12 formed by sputtering.
  • Co is a ferromagnetic metal element and plays a central role in the formation of magnetic crystal grains (fine magnets) in the in-plane magnetization film.
  • the content ratio of Co in the in-plane magnetization film 12 of the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the present embodiment is based on the total of the metal components in the in-plane magnetization film 12.
  • the content ratio of Co in the in-plane magnetization film 12 of the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the present embodiment is 45 at% with respect to the total of the metal components in the in-plane magnetization film 12. It is preferably 75 at% or more, and more preferably 45 at% or more and 70 at% or less.
  • Pt has a function of reducing the magnetic moment of the alloy by alloying with Co in a predetermined composition range, and has a role of adjusting the magnetic strength of the magnetic crystal grains.
  • it has a function of increasing the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) in the in-plane magnetizing film obtained by sputtering to increase the coercive force of the in-plane magnetizing film.
  • the in-plane magnetization film multilayer structure according to the present embodiment from the viewpoint of increasing the coercive force of the in-plane magnetization film and adjusting the magnetism of the CoPt alloy crystal grains (magnetic crystal grains) in the obtained in-plane magnetization film.
  • the content ratio of Pt in the in-plane magnetizing film 12 of 10 is 20 at% or more and 55 at% or less with respect to the total of the metal components in the in-plane magnetized film 12. From the same point of view, the content ratio of Pt in the in-plane magnetization film 12 of the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the present embodiment is 25 at% with respect to the total of the metal components in the in-plane magnetization film 12. It is preferably 55 at% or more, and more preferably 30 at% or more and 55 at% or less.
  • boron B may be contained in an amount of 0.5 at% or more and 3.5 at% or less in addition to Co and Pt. As demonstrated in Examples described later, the inclusion of boron B in an amount of 0.5 at% or more and 3.5 at% or less has the effect of further improving the coercive force Hc of the in-plane magnetization film multilayer structure 10.
  • the non-magnetic intermediate layer 14 has a role of interposing between the in-plane magnetizing films 12 to separate the in-plane magnetizing films 12 and to multi-layer the in-plane magnetizing films 12. By interposing the non-magnetic intermediate layer 14 in the in-plane magnetization film 12 to form multiple layers, the coercive force Hc can be further improved while maintaining the value of the residual magnetization Mrt.
  • the adjacent in-plane magnetizing films 12 separated by the intervention of the non-magnetic intermediate layer 14 are arranged so that the spins are parallel (in the same direction). By arranging in this way, the adjacent in-plane magnetization films 12 separated by the intervention of the non-magnetic intermediate layer 14 form a ferromagnetic bond with each other, so that the in-plane magnetization film 12 has residual magnetization per unit area.
  • the coercive force Hc can be further improved while maintaining the value of Mrt.
  • the in-plane magnetizing film multilayer structure 10 according to the present embodiment can exhibit a good coercive force Hc.
  • the metal used for the non-magnetic intermediate layer 14 may be a metal having the same crystal structure (hexagonal close-packed structure hcp) as the CoPt alloy magnetic crystal grains from the viewpoint of not damaging the crystal structure of the CoPt alloy magnetic crystal grains.
  • a metal Ru or Ru alloy having the same crystal structure (hexagonal close-packed structure hcp) as the crystal structure of the CoPt alloy magnetic crystal grains in the in-plane magnetizing film 12 is preferably used. Can be used.
  • Cr, Pt, and Co can be used as the additive element when the metal used for the non-magnetic intermediate layer 14 is a Ru alloy, and the range of the addition amount of these metals is hexagonal for the Ru alloy. It is preferable to set the range to be the closest packed structure hcp.
  • a bulk sample of Ru alloy was prepared by arc melting, and peak analysis of X-ray diffraction was performed by an X-ray diffractometer (XRD: SmartLab manufactured by Rigaku Co., Ltd.).
  • XRD X-ray diffractometer
  • the amount of Cr added in the RuCr alloy was large. Since a mixed phase of the hexagonal close-packed structure hcp and RuCr 2 was confirmed at 50 at%, it is appropriate that the amount of Cr added is less than 50 at% when a RuCr alloy is used for the non-magnetic intermediate layer 14. , 40 at%, more preferably less than 30 at%.
  • the amount of Pt added when the amount of Pt added was 15 at%, a mixed phase of the hexagonal close-packed structure hcp and the face-centered cubic structure fcc derived from Pt was confirmed.
  • the amount of Pt added is preferably less than 15 at%, preferably less than 12.5 at%, and more preferably less than 10 at%.
  • a hexagonal close-packed structure hcp is formed regardless of the amount of Co added, but when 40 at% or more of Co is added, it becomes a magnetic substance, so the amount of Co added should be less than 40 at%. It is suitable, preferably less than 30 at%, and more preferably less than 20 at%.
  • the standard thickness of the non-magnetic intermediate layer 14 is 0.3 nm or more and 3 nm or less from the viewpoint of improving the coercive force Hc of the in-plane magnetization film multilayer structure 10.
  • a CoPt in-plane magnetization film is formed by using a non-magnetic intermediate layer having a thickness of 0.5 nm or more and 2 nm or less and made of a metal Ru or Ru alloy.
  • the coercive force Hc can be improved by about 9 to 22% as compared with the CoPt in-plane magnetization film single layer structure (Comparative Example 14), and a non-magnetic intermediate layer having a thickness of 1 nm or more and 2 nm or less is used.
  • the coercive force Hc can be improved by about 16 to 22% as compared with the CoPt in-plane magnetization film single-layer structure (Comparative Example 14), and the thickness is 1.5 nm or more and 2 nm or less, which is a non-magnetic intermediate.
  • the coercive force Hc can be improved by about 21 to 22% as compared with the CoPt in-plane magnetization film single layer structure (Comparative Example 14), so that the thickness of the non-magnetic intermediate layer 14 can be improved.
  • the undercoat used when forming the in-plane magnetization film 12 of the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the present embodiment is the same crystal as the magnetic particles (CoPt alloy particles) of the in-plane magnetization film 12.
  • a base film made of a metal Ru or Ru alloy having a structure (hexagonal close-packed structure hcp) is suitable.
  • the surface of the Ru base film or Ru alloy base film used for orderly in-plane orientation of the magnetic crystal grains (CoPt alloy particles) of the in-plane magnetization film (CoPt-oxide) 12 to be laminated has a (10.0) surface. Alternatively, it is preferable that many (11.0) planes are arranged.
  • the undercoat used when forming the in-plane magnetizing film having the in-plane magnetization film multilayer structure according to the present invention is not limited to the Ru undercoat or the Ru alloy undercoat, and the obtained in-plane magnetization film of the obtained in-plane magnetization film. Any base film capable of in-plane orientation of CoPt magnetic crystal grains and promoting magnetic separation between CoPt magnetic crystal grains can be used.
  • the sputtering target used when manufacturing the in-plane magnetization film 12 of the in-plane magnetization film multilayer structure 10 according to the present embodiment is used as at least a part of the hard bias layer 22 of the magnetoresistive element 20.
  • the in-plane magnetization film formed by containing 80 at% or less and containing 20 at% or more and 45 at% or less of metal Pt has a coercive force of 2.00 kOe or more and a residual magnetization per unit area of 2.00 memu / cm 2. It can be the above.
  • (G) Composition analysis of in-plane magnetizing film (Examples 10, 11, 12, 13)" described later the actual composition (by composition analysis) of the produced CoPt-based in-plane magnetizing film.
  • the composition range of each element contained in the sputtering target described above takes the deviation into consideration. It is a set composition range, and does not match the composition range of each element contained in the in-plane magnetization film 12 of the in-plane magnetization film multilayer structure 10.
  • room temperature film formation means film formation without heating the substrate.
  • the description of the constituent components (metal Co and metal Pt) of the sputtering target is the same as the description of the constituent components of the in-plane magnetizing film 12 described in the above "(3) In-plane magnetizing film”. Omit.
  • the in-plane magnetization film multilayer structure 10 is a first-layer in-plane magnetization film on the undercoat described in "(5) Undercoat”. 12 is formed by sputtering using the sputtering target described in the above-mentioned "(6) Sputtering target”, and the above-mentioned "(4) Non-magnetic intermediate layer” is formed on the formed first in-plane magnetizing film 12.
  • the non-magnetic intermediate layer 14 described in the above is formed by sputtering.
  • sputtering is performed using the sputtering target described in "(6) Sputtering target” to form the second in-plane magnetizing film 12.
  • a non-magnetic intermediate layer 14 is formed on the second in-plane magnetization film 12 by sputtering.
  • Sputtering is performed on the non-magnetic intermediate layer 14 using the sputtering target described in "(6) Sputtering target” to form a third in-plane magnetizing film 12. After that, this operation is repeated as many times as necessary to form the in-plane magnetized film multilayer structure 10 having a desired number of layers.
  • the in-plane magnetized film multilayer structure 10 is formed at room temperature. It can be formed with a membrane.
  • a single-layer CoPt in-plane magnetized film having the same thickness (15 nm) as the CoPt alloy film described in Non-Patent Documents 1 and 2 is produced by changing the Pt composition and has magnetic properties. Is being measured.
  • the composition deviation found from the composition analysis results of Examples 10, 11, 12, and 13 was observed. In consideration, it was calculated from the composition of the sputtering target used in the production, and used as the composition of the CoPt in-plane magnetizing film in each example.
  • Comparative Examples 2 to 11 are experimental examples in which experimental data were obtained by preparing a single-layer CoPt in-plane magnetizing film having a thickness of 30 nm by changing the Pt composition from 22.0 at% to 74.4 at%. ..
  • a specific description will be given.
  • a Ru base film was formed on a Si substrate by a sputtering method using ES-3100W manufactured by Eiko Engineering Co., Ltd. so as to have a thickness of 60 nm.
  • a CoPt in-plane magnetizing film having a predetermined composition having a thickness of 15 nm was formed on the formed Ru base film by a sputtering method using the device ES-3100W.
  • a CoPt in-plane magnetizing film having a predetermined composition having a thickness of 30 nm was formed on the formed Ru base film by a sputtering method using the apparatus ES-3100W.
  • the substrate was not heated and the film was formed at room temperature.
  • the sputtering apparatus used for sputtering in the examples and comparative examples of the present application is ES-3100W manufactured by Eiko Engineering Co., Ltd. in all film formations, but the description of the apparatus name is omitted below.
  • Vibrating sample magnetometer (VSM: manufactured by Tamagawa Seisakusho Co., Ltd.) is used for the hysteresis loops of the in-plane magnetization film multilayer structure of Examples 1 to 6 and Comparative Example 1 and the CoPt in-plane magnetization film single-layer structure of Comparative Examples 2 to 11. It was measured by TM-VSM211483-HGC type) (hereinafter referred to as a vibration type magnetometer). The coercive force Hc (koe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop.
  • the in-plane magnetization film multilayer structure is formed by sandwiching a 2.0 nm-thick non-magnetic intermediate layer between two layers of a CoPt in-plane magnetization film having a thickness of 15 nm.
  • the residual magnetization Mrt per unit area is 1.89 memu / cm 2 .
  • the residual magnetization Mrt per unit area is less than 2.00 memu / cm 2.
  • Comparative Examples 2 to 11 having a CoPt in-plane magnetization film single-layer structure having a thickness of 30 nm and not included in the scope of the present invention
  • the total metal components (Co, Pt) of the CoPt in-plane magnetization film are relative to the total.
  • the coercive force Hc is 2.00 kOe or more
  • the residual magnetization Mrt per unit area is 2.00 memu / cm 2 or more.
  • the magnetic performance of being present is realized by the room temperature film formation without heating the substrate, but the coercive force Hc is 10 to 10 or more as compared with Examples 1 to 4 in which the Pt content of the CoPt in-plane magnetization film is the same. It is about 27% smaller.
  • Comparative Examples 2 to 11 having a CoPt in-plane magnetization film single-layer structure having a thickness of 30 nm and not included in the scope of the present invention Pt with respect to the total metal components (Co, Pt) of the CoPt in-plane magnetization film.
  • the residual magnetization Mrt per unit area is 1.38 to 1.91 memu / cm 2 , and the residual magnetization Mrt per unit area is 2. It is less than .00 memu / cm 2.
  • Comparative Examples 12 to 15 are experimental examples in which experimental data were obtained by preparing a single-layer CoPt in-plane magnetizing film having a thickness of 60 nm by changing the Pt composition from 33.7 at% to 51.1 at%. ..
  • a specific description will be given.
  • a Ru base film was formed on the Si substrate by a sputtering method so as to have a thickness of 60 nm.
  • a CoPt in-plane magnetizing film having a predetermined composition was formed on the formed Ru base film by a sputtering method so as to have a thickness of 15 nm, and the thickness was 15 nm.
  • a Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm was formed on the CoPt in-plane magnetization film of the above by a sputtering method (using a Ru 100 at% sputtering target), and the formed Ru non-magnetic layer having a thickness of 2.0 nm was formed.
  • a CoPt in-plane magnetization film having a predetermined composition is formed on the intermediate layer by a sputtering method so as to have a thickness of 15 nm, and this is repeated to stack four layers of CoPt in-plane magnetization films having a predetermined composition.
  • a membrane multilayer structure was produced.
  • Comparative Examples 12 to 15 a single-layer CoPt in-plane magnetized film having a predetermined composition having a thickness of 60 nm was formed on the formed Ru base film by a sputtering method.
  • the substrate was not heated and the film was formed at room temperature.
  • the CoPt surface is a multilayer structure in which four layers of a CoPt in-plane magnetizing film having a thickness of 15 nm are stacked with a Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm sandwiched between them.
  • the content of Pt with respect to the total of the metal components (Co, Pt) of the inner magnetization film is 33.7 to 51.1 at%, and Examples 7, 8, 17, and 9 included in the scope of the present invention have coercive force.
  • the magnetic performance of Hc of 2.00 kOe or more and residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more is realized by room temperature film formation without heating the substrate.
  • the in-plane magnetizing film multilayer structure formed in Examples 10 to 13 is a multilayer structure in which 6 layers of CoPt in-plane magnetizing films having a thickness of 15 nm are stacked with a Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm sandwiched between them.
  • Comparative Examples 16 to 19 are experimental examples in which experimental data were obtained by preparing a single-layer CoPt in-plane magnetizing film having a thickness of 90 nm by shaking the Pt composition from 33.7 at% to 51.1 at%.
  • a specific description will be given.
  • a Ru base film was formed on the Si substrate by a sputtering method so as to have a thickness of 60 nm.
  • a CoPt in-plane magnetizing film having a predetermined composition was formed on the formed Ru base film by a sputtering method so as to have a thickness of 15 nm, and the formed CoPt in-plane having a thickness of 15 nm was formed.
  • a Ru non-magnetic intermediate layer was formed on the magnetized film by a sputtering method (using a Ru 100 at% sputtering target) so as to have a thickness of 2.0 nm, and the Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm was formed.
  • a CoPt in-plane magnetizing film having a predetermined composition is formed so as to have a thickness of 15 nm by a sputtering method, and this is repeated to form an in-plane magnetizing film multilayer structure in which 6 layers of CoPt in-plane magnetizing films having a predetermined composition are stacked.
  • a CoPt in-plane magnetizing film having a predetermined composition was formed on the formed Ru base film by a sputtering method so as to have a thickness of 90 nm.
  • the substrate was not heated and the film was formed at room temperature.
  • Table 3 it is an in-plane magnetizing film multilayer structure in which 6 layers of a CoPt in-plane magnetizing film having a thickness of 15 nm are stacked with a Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm sandwiched between them, and the CoPt surface.
  • the content of Pt with respect to the total of the metal components (Co, Pt) of the inner magnetization film is 33.7 to 51.1 at%, and Examples 10 to 13 included in the scope of the present invention have a coercive force Hc of 2.
  • the magnetic performance of 00 kOe or more and the residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more is realized by the room temperature film formation without heating the substrate.
  • Example 14 to 17 the thickness of the Ru non-magnetic intermediate layer is determined in the in-plane magnetizing film multilayer structure in which four CoPt in-plane magnetizing films having a thickness of 15 nm are stacked with the Ru non-magnetic intermediate layer sandwiched between them.
  • This is an experimental example in which experimental data was acquired by changing from 0.5 nm to 2.0 nm in 0.5 nm increments.
  • a specific description will be given.
  • a Ru base film was formed on the Si substrate by a sputtering method so as to have a thickness of 60 nm.
  • a CoPt in-plane magnetization film was formed on the formed Ru base film by a sputtering method so that the Pt content was 45.3 at% and the thickness was 15 nm, and the formed CoPt in-plane with a thickness of 15 nm was formed.
  • a Ru non-magnetic intermediate layer was formed on the magnetized film by a sputtering method (using a sputtering target of Ru100 at%), and a CoPt in-plane magnetized film was formed on the formed Ru non-magnetic intermediate layer with a Pt content of 45. It is formed by a sputtering method so that it has a thickness of 3 at% and a thickness of 15 nm, and this is repeated.
  • In-plane magnetization in which four layers of CoPt in-plane magnetization films having a Pt content of 45.3 at% and a thickness of 15 nm are stacked. A membrane multilayer structure was produced.
  • the thickness of the Ru non-magnetic intermediate layer was 0.5 nm (Example 14), 1.0 nm (Example 15), 1.5 nm (Example 16), and 2.0 nm (Example 17).
  • the substrate was not heated and the film was formed at room temperature.
  • the hysteresis loop of the in-plane magnetized film multilayer structure of Examples 14 to 17 produced was measured by a vibrating magnetic field meter.
  • the coercive force Hc (koe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop. Then, the read residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) was multiplied by the total thickness of the produced CoPt in-plane magnetization film to calculate the residual magnetization Mrt (memu / cm 2) per unit area.
  • the results of Examples 14 to 17 are shown in Table 4 below together with the results of Comparative Example 14 described in (B) above.
  • Comparative Example 14 is an experimental example in which the Ru non-magnetic intermediate layer is not provided, and is an experimental example of a CoPt in-plane magnetized film single layer structure having a Pt content of 45.3% and a thickness of 60 nm.
  • the thickness of the Ru non-magnetic intermediate layer for multi-layering the CoPt in-plane magnetization film is preferably 0.5 to 2.0 nm.
  • the thickness of the Ru non-magnetic intermediate layer was changed in the range of 0.5 to 2.0 nm.
  • Examples 15 to 17 in which the thickness of the Ru non-magnetic intermediate layer is 1.0 to 2.0 nm The coercive force Hc is improved by about 7 to 12%, and in Examples 16 and 17 in which the thickness of the Ru non-magnetic intermediate layer is 1.5 nm and 2.0 nm, the coercive force Hc is improved by about 11 to 12%. ing.
  • the thickness of the Ru non-magnetic intermediate layer for multi-layering the CoPt in-plane magnetization film is more preferably 1.0 to 2.0 nm, and particularly preferably 1.5 to 2.0 nm. Conceivable.
  • Example 18 to 20 Examination of the effect of adding boron (B) to the CoPt in-plane magnetization film multilayer structure (when the total thickness is 60 nm) (Examples 18 to 20)> In Examples 18 to 20, in an in-plane magnetization film multilayer structure in which four CoPtB in-plane magnetization films having a thickness of 15 nm are stacked with a Ru non-magnetic intermediate layer sandwiched between them, the total metal components of the CoPtB in-plane magnetization film are totaled. This is an experimental example in which experimental data was obtained by changing the content of B with respect to (total of Co, Pt, and B) to 1.0 at%, 2.0 at%, and 3.0 at%. Hereinafter, a specific description will be given.
  • a Ru base film was formed on the Si substrate by a sputtering method so as to have a thickness of 60 nm.
  • a CoPtB in-plane magnetization film was formed on the formed Ru base film by a sputtering method so that the Pt content was 45.3 at% and the thickness was 15 nm, and the formed CoPt in-plane with a thickness of 15 nm was formed.
  • a Ru non-magnetic intermediate layer having a thickness of 2.0 nm was formed on the magnetized film by a sputtering method (using a Ru 100 at% sputtering target), and a CoPtB in-plane magnetization film was formed on the formed Ru non-magnetic intermediate layer. It was formed by a sputtering method so that the Pt content was 45.3 at% and the thickness was 15 nm, and this was repeated.
  • the substrate was not heated and the film was formed at room temperature.
  • the hysteresis loop of the in-plane magnetizing film multilayer structure of Examples 18 to 20 produced was measured by a vibrating magnetometer.
  • the coercive force Hc (koe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop. Then, the read residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) was multiplied by the total thickness of the produced CoPt in-plane magnetization film to calculate the residual magnetization Mrt (memu / cm 2) per unit area.
  • the results of Examples 18 to 20 are shown in Table 5 below together with the results of Example 17 described in (D) above.
  • Example 17 is an experimental example in which B is not added to the CoPt in-plane magnetizing film having an in-plane magnetizing film multilayer structure, and a Co-45.3Pt in-plane magnetizing film having a thickness of 15 nm is used as a Ru with a thickness of 2.0 nm.
  • This is an experimental example of a CoPt in-plane magnetizing film multilayer structure in which four layers are stacked with a non-magnetic intermediate layer sandwiched between them.
  • the coercive force Hc is increased by 2.5% while maintaining the residual magnetization Mrt (memu / cm 2) per unit area. It can be improved by about 5.3%.
  • a Ru base film was formed on the Si substrate by a sputtering method so as to have a thickness of 60 nm.
  • a single-layer CoPt in-plane magnetizing film having a predetermined composition having a thickness of 15 nm was formed by a sputtering method.
  • the hysteresis loop of the CoPt in-plane magnetizing film single-layer structure having a thickness of 15 nm in Comparative Examples 20 to 29 produced was measured by a vibrating magnetometer.
  • the coercive force Hc (koe) and the residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) were read from the measured hysteresis loop. Then, the read residual magnetization Mr (memu / cm 3 ) was multiplied by the total thickness of the produced CoPt in-plane magnetization film to calculate the residual magnetization Mrt (memu / cm 2) per unit area.
  • the results of Comparative Examples 20 to 29 are shown in Table 6 below.
  • the CoPt alloy film having a thickness of 15 nm shown in Non-Patent Documents 1 and 2 satisfies the magnetic performance of 2.00 kOe or more depending on the Pt content for the coercive force Hc, but the Pt content for the residual magnetization. Regardless, it is considered to be less than 2.00 memu / cm 2.
  • Examples 10, 11, 12, 13 Composition analysis of in-plane magnetizing film (Examples 10, 11, 12, 13)> The composition of the in-plane magnetized film having the in-plane magnetized film multilayer structure of Examples 10, 11, 12, and 13 was analyzed.
  • the in-plane magnetization film multilayer structure of Examples 10, 11, 12, and 13 is an in-plane magnetization film multilayer structure in which 6 layers of in-plane magnetizing films having a thickness of 15 nm are sandwiched between non-magnetic intermediate layers having a thickness of 2 nm. be.
  • the procedure of the composition analysis method performed will be outlined, and then the content of each procedure will be specifically described.
  • the in-plane magnetizing film to be analyzed for composition is cut in two parallel planes in the direction orthogonal to the in-plane direction (thickness direction of the in-plane magnetizing film), and the two parallel planes obtained are parallel. Slicing is performed by the FIB method ( ⁇ -sampling method) until the distance between the cut surfaces is about 60 nm.
  • the shape of the thinned sample 80 after the thinning process is schematically shown in FIG. As shown in FIG. 2, the shape of the sliced sample 80 is generally a rectangular parallelepiped shape.
  • the distance between the two parallel cut surfaces is about 60 nm, and the length of one side of the rectangular parallelepiped thin section sample 80 in the in-plane direction is about 60 nm, but the length of the other two sides is about 60 nm. If it can be observed with a scanning transmission electron microscope, it may be determined as appropriate.
  • the cut surface (cut surface in the thickness direction of the in-plane magnetizing film) of the sliced sample 80 obtained in step 1 can be magnified and observed up to 2 cm in length of 100 nm (magnified up to 200,000 times).
  • An image is taken using a scanning transmission electron microscope (possible) and an observation image is obtained.
  • the obtained observation image is rectangular, but the line at the intersection of the uppermost surface of the in-plane magnetization film to be observed and the cut surface (cut surface in the thickness direction of the in-plane magnetization film) is the length of the rectangular observation image.
  • Image in the direction An example of the obtained observation image (observation image of Example 10) is shown in FIG. H-9500 manufactured by Hitachi High-Technologies Corporation was used to acquire the observed image of the in-plane magnetizing film.
  • a line analysis was performed for analysis, and the thickness of the in-plane magnetizing film was obtained for three straight lines (one straight line in the thickness direction passing through the points of black circles 82 and two straight lines in the thickness direction passing through the points of white circles 84).
  • Perform line analysis (scanning from top to bottom) for elemental analysis in the longitudinal direction.
  • the scanning range of the line analysis of the three straight lines is, in principle, the entire range in the thickness direction of the in-plane magnetization film (when the target of composition analysis is an in-plane magnetization film multilayer structure). It is necessary to select one black circle 82 point and two white circle 84 points so that the entire range from the in-plane magnetization film of the uppermost layer to the in-plane magnetization film of the lowermost layer can be obtained. ..
  • the energy dispersive X-ray analysis method (EDX) was adopted as the elemental analysis method, and JEM-ARM200F manufactured by JEOL Ltd. was used as the elemental analyzer.
  • the specific analysis conditions were as follows. That is, the X-ray detector is a Si drift detector, the X-ray extraction angle is 21.9 °, the solid angle is about 0.98 sr, and a spectroscopic crystal generally suitable for each element is used, and the measurement time is 1
  • the seconds / point were set, the scanning point interval was set to 0.6 nm, and the irradiation beam diameter was set to about 0.2 nm ⁇ .
  • analysis conditions of procedure 3 the conditions described in this paragraph may be referred to as "analysis conditions of procedure 3".
  • FIG. 4 shows the results of line analysis (elemental analysis) performed along the black line (line in the thickness direction of the in-plane magnetizing film passing through the point of the black circle 82) in FIG. 3 (observation image of Example 10).
  • line analysis element analysis
  • the vertical axis is the count number indicating the detection intensity for each element
  • the horizontal axis is the scanning position.
  • Each element shown in the legend in FIG. 4 was an element for which sufficient detection intensity could be confirmed, and in the case of Example 10, the elements for which sufficient detection intensity could be confirmed were Co, Pt, and Ru.
  • K ⁇ 1 line was selected for the detection of Co
  • L ⁇ 1 line was selected for the detection of Pt and Ru.
  • each detection intensity was corrected by subtracting the detection intensity in the blank measurement measured in advance.
  • the final end (lowermost end) of the line analysis in FIG. 3 is a Si substrate. In theory, this location is not detected except for Si and O due to surface oxidation. Therefore, the detection values other than Si and O detected at this location are considered to be unavoidable detection error values in the device, and therefore, the presence of the element is indicated only when the detection intensity is larger than this value. I made it. Further, in the composition analysis range in the apparatus used in step 3, it is not possible to perform a line analysis covering the entire range from the Si substrate to the oxidation protection layer provided on the in-plane magnetization film by one line analysis.
  • Example 10 has an in-plane magnetizing film multilayer structure, and in Example 10, an in-plane magnetizing film having a thickness of 15 nm per layer (composition is Co-) using a sputtering target having a composition of Co-30Pt. 33.7 Pt) was formed, and a metal Ru non-magnetic intermediate layer was provided between the layers of the in-plane magnetizing film so as to be located between the in-plane magnetizing films.
  • a sputtering target having a composition of 100 at% Ru was used for forming the metal Ru non-magnetic intermediate layer.
  • Condition c) Must be 5 or more continuous measurement points that satisfy conditions a and b.
  • the white dashed line 90 which is the target part of the composition analysis, is 10 nm with respect to the portion of the line analysis in the thickness direction (white line 84A in FIG. 4) from the viewpoint of avoiding contamination caused by the line analysis in the thickness direction performed earlier.
  • the distance was set to be more than a distance (indicated by white lines 92 with arrows at both ends in FIG. 3).
  • the line analysis is performed for a linear region of 100 nm at a scanning point interval of 0.6 nm, analysis results at 167 measurement points in total can be obtained.
  • the average value of the detected intensities (counts) at 167 measurement points is calculated.
  • the ratio of the average value of the detected intensities (counts) of each detected element is the composition ratio of each element of the in-plane magnetization film.
  • boron (B) is added to the in-plane magnetizing film, but since boron (B) is a light element having a small atomic number, it cannot be detected by analysis in EDX. .. Therefore, in the composition of the in-plane magnetizing film in Examples 18, 19 and 20, the composition ratio of Co and Pt can be determined, but the content of B cannot be determined.
  • the in-plane magnetization film multilayer structure, the hard bias layer, and the magnetoresistive sensor according to the present invention have a coercive force Hc of 2.00 kOe or more and a residual magnetization Mrt per unit area of 2.00 memu / cm 2 or more.
  • the magnetic performance of being present can be realized without performing heat deposition, and has industrial applicability.
  • Black dashed line (auxiliary line drawn from double white circle 86 (reference point) in the longitudinal direction of the observation image) 90 ...
  • White dashed line (straight line region of 100 nm on black dashed line 88 (auxiliary line)) 92 ...
  • White line with arrows at both ends (indicating a distance of 10 nm or more from the white line 84A)

Landscapes

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Abstract

保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに達成することができる面内磁化膜多層構造を提供する。　磁気抵抗効果素子（２０）のハードバイアス層（２２）として用いられる面内磁化膜多層構造（１０）であって、複数の面内磁化膜（１２）と、非磁性中間層（１４）と、を有してなり、非磁性中間層（１４）は、面内磁化膜（１２）同士の間に配置されており、かつ、非磁性中間層（１４）を挟んで隣り合う面内磁化膜（１２）同士は強磁性結合をしており、面内磁化膜（１２）は、金属Ｃｏおよび金属Ｐｔを含有してなり、面内磁化膜（１２）の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを４５ａｔ％以上８０ａｔ％以下含有し、金属Ｐｔを２０ａｔ％以上５５ａｔ％以下含有し、複数の面内磁化膜（１２）の合計の厚さは３０ｎｍ以上である。

Description

面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、および磁気抵抗効果素子
　本発明は、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、および磁気抵抗効果素子に関し、詳細には、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板を加熱して行う成膜（以下、加熱成膜と記すことがある。）を行わずに実現することができるＣｏＰｔ系の面内磁化膜多層構造、該面内磁化膜多層構造を有してなるハードバイアス層、および前記ハードバイアス層を有してなる磁気抵抗効果素子に関する。前記ＣｏＰｔ系の面内磁化膜多層構造は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層に用いることができる。
　保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるハードバイアス層であれば、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層と比べて同等程度以上の保磁力および残留磁化を有していると考えられる。
　なお、本願において、ハードバイアス層とは、磁気抵抗効果を発揮する磁性層（以下、フリー磁性層と記すことがある。）にバイアス磁界を加える薄膜磁石のことである。
　また、本願では、金属Ｃｏを単にＣｏと記載し、金属Ｐｔを単にＰｔと記載し、金属Ｒｕを単にＲｕと記載することがある。また、他の金属元素についても同様に記載することがある。
　また、本願において、ホウ素（Ｂ）は金属元素の範疇に含める。
　現在多くの分野で磁気センサが用いられているが、汎用的に用いられている磁気センサの１つに磁気抵抗効果素子がある。
　磁気抵抗効果素子は、磁気抵抗効果を発揮する磁性層（フリー磁性層）と、該磁性層（フリー磁性層）にバイアス磁界を加えるハードバイアス層と、を有してなり、ハードバイアス層には、所定以上の大きさの磁界を安定的にフリー磁性層に印加できることが求められている。
　したがって、ハードバイアス層には、高い保磁力および残留磁化が求められる。
　しかしながら、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力は、２ｋＯｅ程度であり（例えば、特許文献１の図７）、これ以上の保磁力の実現が望まれている。
　また、単位面積当たりの残留磁化は、２ｍｅｍｕ／ｃｍ2程度以上であることが望まれている（例えば、特許文献２の段落０００７）。
　これらに対応できる可能性のある技術として、例えば特許文献３に記載の技術がある。特許文献３に記載の技術は、センサ積層体（フリー磁性層を備えた積層体）とハードバイアス層との間に設けたシード層（Ｔａ層と、そのＴａ層の上に形成され、面心立方（１１１）結晶構造または六方最密（００１）結晶構造を有する金属層とを含む複合シード層）により、長手方向に容易軸を向かせるように磁性材料を配向させ、ハードバイアス層の保磁力の向上を試みた手法である。しかしながら、ハードバイアス層に望まれる前記磁気特性を満たしていない。また、この手法では、保磁力向上のため、センサ積層体とハードバイアス層との間に設けたシード層を厚くする必要がある。このため、センサ積層体中のフリー磁性層への印加磁場が弱くなるという問題も抱える構造である。
　また、特許文献４には、ハードバイアス層に用いる磁性材にＦｅＰｔを用いることや、Ｐｔ又はＦｅシード層を有するＦｅＰｔハードバイアス層、及びＰｔ又はＦｅのキャッピング層が記載されており、この特許文献４では、焼なまし温度が約２５０～３５０℃である焼なましの間に、シード層及びキャッピング層内のＰｔ又はＦｅ、ならびにハードバイアス層内のＦｅＰｔが互いに混ざり合う構造が提案されている。しかしながら、このハードバイアス層の形成に必要な加熱工程においては、既に積層されている他の膜への影響を考慮する必要があり、この加熱工程は可能な限り避けるべき工程である。
　特許文献５では、焼なまし温度の最適化が行われて、焼なまし温度を２００℃程度まで下げることが可能であることが示され、ハードバイアス層の保磁力が３．５ｋＯｅ以上であることが示されているが、単位面積当たりの残留磁化は１．２ｍｅｍｕ／ｃｍ2程度であり、ハードバイアス層に望まれている前記磁気特性を満たしていない。
　特許文献６には、長手記録用磁気記録媒体が記載されており、その磁性層は、六方最密充填構造を有する強磁性結晶粒と、それを取り巻く主に酸化物からなる非磁性粒界とからなるグラニュラ構造であるが、このようなグラニュラ構造が磁気抵抗効果素子のハードバイアス層へ用いられた事例は無い。また、特許文献６に記載の技術は、磁気記録媒体の課題である信号対雑音比の低減を目的としており、磁性層の層間に非磁性層を用いて磁性層を多層化させているが、その上下の磁性層同士は反強磁性結合を有しており、磁性層の保磁力の向上には適さない構造となっている。
　非特許文献１、２においては、長手記録用磁気記録媒体の記録再生特性の向上を目的とした取り組みがなされており、具体的には、高Ａｒガス圧（６Ｐａ）下で成膜したＲｕ下地上に厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ合金膜を形成した場合の保磁力Ｈcについて記載されており、Ｐｔ含有量が３０～４０ａｔ％のＣｏＰｔ合金膜においては、長手方向つまり面内方向の保磁力が８ｋＯｅを示すということが記載されている。しかしながら、残留磁化については記載されておらず、磁気抵抗効果素子向けハードバイアス層として望まれている単位面積当たりの残留磁化（２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上）の条件を満たしているかどうか不明である。そこで、同様の条件で本発明者が確認のための実験を行ったところ、後に説明する比較例２０～２９に示すように、非特許文献１、２に示される厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ合金膜では、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満であった。
特開２００８－２８３０１６号公報 特表２００８－５４７１５０号公報 特開２０１１－００８９０７号公報 米国特許出願公開第２００９／０２７４９３１Ａ１号公報 特開２０１２－２１６２７５号公報 特開２００３－１７８４２３号公報
日本磁気学会誌、Vol.25、No.4-2、607-610頁、2001年 日本磁気学会誌、Vol.26、No.4、269-273頁、2002年
　実際の磁気抵抗効果素子への適用を視野に入れた場合、センサ積層体（フリー磁性層を備えた積層体）およびハードバイアス層は、できるだけ薄くすることが好ましく、また、加熱成膜は行わないことが好ましい。
　この条件を満たした上で、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力（２ｋＯｅ程度）および単位面積当たりの残留磁化（２ｍｅｍｕ／ｃｍ2程度）を上回るハードバイアス層を得るためには、現状のハードバイアス層に用いられている元素や化合物とは異なる元素や化合物を探索していく必要があると本発明者は考え、また、ハードバイアス層の層構成も工夫することが必要であるのではないかと本発明者は考えた。具体的には、ＣｏＰｔ系の面内磁化膜を、非磁性中間層を用いて多層化することが有望であるのではないかと本発明者は考えた。
　本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに達成することができる面内磁化膜多層構造を提供することを課題とし、併せて、前記面内磁化膜多層構造を有してなるハードバイアス層、および前記ハードバイアス層を有してなる磁気抵抗効果素子を提供することも補足的な課題とする。
　本発明は、以下の面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、および磁気抵抗効果素子により、前記課題を解決したものである。
　即ち、本発明に係る面内磁化膜多層構造の第１の態様は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、複数の面内磁化膜と、非磁性中間層と、を有してなり、前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、前記面内磁化膜は、金属Ｃｏおよび金属Ｐｔを含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを４５ａｔ％以上８０ａｔ％以下含有し、金属Ｐｔを２０ａｔ％以上５５ａｔ％以下含有し、前記複数の面内磁化膜の合計の厚さは３０ｎｍ以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造である。
　本発明に係る面内磁化膜多層構造の第２の態様は、磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、複数の面内磁化膜と、非磁性中間層と、を有してなり、前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、前記面内磁化膜は、金属Ｃｏおよび金属Ｐｔを含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを４５ａｔ％以上８０ａｔ％以下含有し、金属Ｐｔを２０ａｔ％以上５５ａｔ％以下含有し、前記面内磁化膜多層構造は、保磁力が２．００ｋＯｅ以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造である。
　本願において、ハードバイアス層とは、磁気抵抗効果を発揮するフリー磁性層にバイアス磁界を加える薄膜磁石のことである。
　本願において、非磁性中間層とは、面内磁化膜同士の間に配置される非磁性層のことである。
　本願において、強磁性結合とは、非磁性中間層を挟んで隣り合う磁性層（ここでは、前記面内磁化膜）のスピンが平行（同じ向き）になっているときに働く交換相互作用に基づく結合のことである。
　また、本願において、面内磁化膜の「単位面積あたりの残留磁化」とは、当該面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化に、当該面内磁化膜の厚さを乗じた値のことであり、面内磁化膜多層構造の「単位面積あたりの残留磁化」とは、当該面内磁化膜多層構造に含まれる面内磁化膜の単位体積当たりの残留磁化に、当該面内磁化膜多層構造に含まれる面内磁化膜の厚さの合計の値を乗じた値のことである。
　前記面内磁化膜は、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、ホウ素を０．５ａｔ％以上３．５ａｔ％以下含有していてもよい。
　前記非磁性中間層の厚さは、０．３ｎｍ以上３ｎｍ以下であることが標準的である。
　前記非磁性中間層は、ＲｕまたはＲｕ合金からなることが好ましい。
　前記面内磁化膜の１層あたりの厚さは、５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることが標準的である。
　本発明に係るハードバイアス層は、前記面内磁化膜多層構造を有してなることを特徴とするハードバイアス層である。
　本発明に係る磁気抵抗効果素子は、前記ハードバイアス層を有してなることを特徴とする磁気抵抗効果素子である。
　本発明によれば、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに達成することができる面内磁化膜多層構造、該面内磁化膜多層構造を有してなるハードバイアス層、および前記ハードバイアス層を有してなる磁気抵抗効果素子を提供することができる。
本発明の実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０を、磁気抵抗効果素子２０のハードバイアス層２２に適用している状態を模式的に示す断面図。 薄片化処理を行った後の薄片化サンプル８０の形状を模式的に示す斜視図。 走査透過電子顕微鏡を用いて撮像して取得した観察像の一例（実施例１０の観察像）。 実施例１０の面内磁化膜の厚さ方向に行った（図３中の黒線に沿って行った）線分析（元素分析）の結果。
（１）本発明に係る実施形態の概要
　図１は、本発明の実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０を、磁気抵抗効果素子２０のハードバイアス層２２に適用している状態を模式的に示す断面図である。なお、図１においては、下地層（面内磁化膜多層構造１０は下地層の上に形成される）の記載は省略している。
　ここでは、磁気抵抗効果素子２０としてトンネル型磁気抵抗効果素子を念頭に置いて図１に示す構成の説明を行うが、本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０は、トンネル型磁気抵抗効果素子のハードバイアス層への適用に限定されるわけではなく、例えば巨大磁気抵抗効果素子、異方性磁気抵抗効果素子のハードバイアス層への適用も可能である。
　磁気抵抗効果素子２０（ここでは、トンネル型磁気抵抗効果素子）は、非常に薄い非磁性トンネル障壁層（以下、バリア層５４）によって分離された２つの強磁性層（フリー磁性層２４、ピン層５２）を有する。ピン層５２は、隣接する反強磁性層（図示せず）との交換結合により固定されることなどによって、その磁化方向が固定されている。フリー磁性層２４は、外部磁界が存在する状態で、その磁化方向を、ピン層５２の磁化方向に対して自由に回転させることができる。フリー磁性層２４が外部磁界によってピン層５２の磁化方向に対して回転すると、電気抵抗が変化するため、この電気抵抗の変化を検出することで、外部磁界を検出することができる。
　ハードバイアス層２２は、フリー磁性層２４にバイアス磁界を加えて、フリー磁性層２４の磁化方向軸を安定させる役割を有する。絶縁層５０は電気的な絶縁材料で形成されており、センサ積層体（フリー磁性層２４、バリア層５４、ピン層５２）を垂直方向に流れるセンサ電流が、センサ積層体（フリー磁性層２４、バリア層５４、ピン層５２）の両側のハードバイアス層２２に分流するのを抑制する役割を有する。
（２）面内磁化膜多層構造
　図１に示すように、本発明の実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０は、面内磁化膜１２を複数備え、さらに、その複数の面内磁化膜１２同士の間に、非磁性中間層１４を備えており、面内磁化膜１２が非磁性中間層１４を介して複数積み重ねられた構造になっている。面内磁化膜多層構造１０は、現状の磁気抵抗効果素子のハードバイアス層の保磁力と比べて同等程度以上の保磁力（２．００ｋＯｅ以上の保磁力）および単位面積当たりの残留磁化（２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上）を有する。本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０は、磁気抵抗効果素子２０のハードバイアス層２２として用いることができ、磁気抵抗効果を発揮するフリー磁性層２４にバイアス磁界を加えることができる。
　本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の各面内磁化膜１２は、磁気抵抗効果を発揮するフリー磁性層２４にバイアス磁界を加える。面内磁化膜１２は、ＣｏＰｔ系の面内磁化膜であり、金属Ｃｏおよび金属Ｐｔを含有してなり、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを４５ａｔ％以上８０ａｔ％以下含有し、金属Ｐｔを２０ａｔ％以上５５ａｔ％以下含有する。
　面内磁化膜多層構造１０において、面内磁化膜１２の１層当たりの厚さは、標準的には５ｎｍ以上３０ｎｍ以下である。また、面内磁化膜１２の総厚（合計の厚さ）は、残留磁化Ｍrtを２．００ｍｅｕｍ／ｃｍ2以上にする観点から、３０ｎｍ以上にすることが好ましい。また、面内磁化膜１２の総厚（合計の厚さ）の上限に関しては、後述するように、非磁性中間層１４が介在することによって分離された隣り合う面内磁化膜１２同士は強磁性結合を行うため、面内磁化膜１２の総厚（合計の厚さ）が大きくなっても、理論上は保磁力Ｈcは小さくならず、上限はない。実際に、後述する実施例によって、少なくとも総厚（合計の厚さ）が９０ｎｍまでは、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上となることを確認している。また、面内磁化膜多層構造１０における面内磁化膜１２の１層当たりの厚さに関しては、保磁力Ｈcをより大きくする観点から、５ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることが好ましく、１０ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることがより好ましい。
（３）面内磁化膜
　本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２は、「（２）面内磁化膜多層構造」で前述したように、金属成分としてＣｏおよびＰｔを含有し、面内磁化膜１２の１層当たりの厚さは、標準的には５ｎｍ以上３０ｎｍ以下である。
　金属Ｃｏおよび金属Ｐｔは、スパッタリングによって形成される面内磁化膜１２において、磁性結晶粒（微小な磁石）の構成成分となる。
　Ｃｏは強磁性金属元素であり、面内磁化膜中の磁性結晶粒（微小な磁石）の形成において中心的な役割を果たす。スパッタリングによって得られる面内磁化膜中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の結晶磁気異方性定数Ｋuを大きくするという観点および得られる面内磁化膜中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の磁性を維持するという観点から、本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２中のＣｏの含有割合は、当該面内磁化膜１２中の金属成分の合計に対して４５ａｔ％以上８０ａｔ％以下としている。また、同様の点から、本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２中のＣｏの含有割合は、当該面内磁化膜１２中の金属成分の合計に対して４５ａｔ％以上７５ａｔ％以下であることが好ましく、４５ａｔ％以上７０ａｔ％以下であることがより好ましい。
　Ｐｔは、所定の組成範囲でＣｏと合金化することにより合金の磁気モーメントを低減させる機能を有し、磁性結晶粒の磁性の強さを調整する役割を有する。一方、スパッタリングによって得られる面内磁化膜中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の結晶磁気異方性定数Ｋuを大きくして、面内磁化膜の保磁力を大きくするという機能を有する。面内磁化膜の保磁力を大きくするという観点および得られる面内磁化膜中のＣｏＰｔ合金結晶粒（磁性結晶粒）の磁性を調整するという観点から、本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２中のＰｔの含有割合は、当該面内磁化膜１２中の金属成分の合計に対して２０ａｔ％以上５５ａｔ％以下としている。また、同様の点から、本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２中のＰｔの含有割合は、当該面内磁化膜１２中の金属成分の合計に対して２５ａｔ％以上５５ａｔ％以下であることが好ましく、３０ａｔ％以上５５ａｔ％以下であることがより好ましい。
　また、本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２の金属成分として、ＣｏおよびＰｔ以外に、ホウ素Ｂを０．５ａｔ％以上３．５ａｔ％以下含有させてもよい。後述する実施例で実証しているように、ホウ素Ｂを０．５ａｔ％以上３．５ａｔ％以下含有させることにより、面内磁化膜多層構造１０の保磁力Ｈcをさらに向上させる効果がある。
（４）非磁性中間層
　非磁性中間層１４は、面内磁化膜１２同士の間に介在して、面内磁化膜１２を分離し、面内磁化膜１２を多層化する役割を有する。面内磁化膜１２に非磁性中間層１４を介在させて多層化することにより、残留磁化Ｍrtの値を維持したまま、保磁力Ｈcをさらに向上させることができる。
　非磁性中間層１４が介在することによって分離された隣り合う面内磁化膜１２同士は、スピンが平行（同じ向き）になるように配置する。このように配置することにより、非磁性中間層１４が介在することによって分離された隣り合う面内磁化膜１２同士は強磁性結合を行うため、面内磁化膜１２は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtの値を維持したまま、保磁力Ｈcをさらに向上させることができる。
　したがって、本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０は良好な保磁力Ｈcを発現することができる。
　非磁性中間層１４に用いる金属は、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒の結晶構造を損なわないようにする観点から、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒と同じ結晶構造（六方最密充填構造ｈｃｐ）の金属にすることが好ましい。具体的には、非磁性中間層１４としては、面内磁化膜１２中のＣｏＰｔ合金磁性結晶粒の結晶構造と同じ結晶構造（六方最密充填構造ｈｃｐ）である金属ＲｕまたはＲｕ合金を好適に用いることができる。
　非磁性中間層１４に用いる金属がＲｕ合金の場合の添加元素としては、具体的には例えば、Ｃｒ、Ｐｔ、Ｃｏを用いることができ、それらの金属の添加量の範囲は、Ｒｕ合金が六方最密充填構造ｈｃｐとなる範囲とするのがよい。
　アーク溶解を行ってＲｕ合金のバルクサンプルを作製し、Ｘ線回折装置（ＸＲＤ：（株）リガク製 ＳｍａｒｔＬａｂ）によってＸ線回折のピーク解析を行ったところ、ＲｕＣｒ合金においては、Ｃｒの添加量が５０ａｔ％のときに、六方最密充填構造ｈｃｐとＲｕＣｒ2の混相が確認されたので、非磁性中間層１４にＲｕＣｒ合金を用いる場合、Ｃｒの添加量は５０ａｔ％未満とするのが適当であり、４０ａｔ％未満とすることが好ましく、３０ａｔ％未満とすることがより好ましい。また、ＲｕＰｔ合金においては、Ｐｔの添加量が１５ａｔ％のときに、六方最密充填構造ｈｃｐとＰｔ由来の面心立方構造ｆｃｃの混相が確認されたので、非磁性中間層１４にＲｕＰｔ合金を用いる場合、Ｐｔの添加量は１５ａｔ％未満とするのが適当であり、１２．５ａｔ％未満とすることが好ましく、１０ａｔ％未満とすることがより好ましい。また、ＲｕＣｏ合金においては、Ｃｏの添加量に関わらず六方最密充填構造ｈｃｐを形成するが、Ｃｏを４０ａｔ％以上添加すると磁性体となるため、Ｃｏの添加量は４０ａｔ％未満とするのが適当であり、３０ａｔ％未満とすることが好ましく、２０ａｔ％未満とすることがより好ましい。
　また、非磁性中間層１４の厚さは、面内磁化膜多層構造１０の保磁力Ｈcを向上させる観点から、０．３ｎｍ以上３ｎｍ以下が標準的である。ただし、後述する実施例１４～１７および比較例１４で実証しているように、金属ＲｕまたはＲｕ合金からなる厚さ０．５ｎｍ以上２ｎｍ以下の非磁性中間層を用いてＣｏＰｔ面内磁化膜を多層化することにより、ＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造（比較例１４）よりも、保磁力Ｈcを９～２２％程度向上させることができ、厚さ１ｎｍ以上２ｎｍ以下の非磁性中間層を用いて多層化することにより、ＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造（比較例１４）よりも、保磁力Ｈcを１６～２２％程度向上させることができ、厚さ１．５ｎｍ以上２ｎｍ以下の非磁性中間層を用いて多層化することにより、ＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造（比較例１４）よりも、保磁力Ｈcを２１～２２％程度向上させることができるので、非磁性中間層１４の厚さは、１ｎｍ以上２ｎｍ以下がより好ましく、１．５ｎｍ以上２ｎｍ以下が特に好ましい。
（５）下地膜
　本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２を形成する際に用いる下地膜としては、面内磁化膜１２の磁性粒子（ＣｏＰｔ合金粒子）と同じ結晶構造（六方最密充填構造ｈｃｐ）である金属ＲｕまたはＲｕ合金からなる下地膜が適している。
　積層する面内磁化膜（ＣｏＰｔ－酸化物）１２の磁性結晶粒（ＣｏＰｔ合金粒子）を整然と面内配向させるため、用いるＲｕ下地膜またはＲｕ合金下地膜の表面には、（１０．０）面または（１１．０）面が多く配置されるようにすることが好ましい。
　なお、本発明に係る面内磁化膜多層構造の面内磁化膜を形成する際に用いる下地膜は、Ｒｕ下地膜またはＲｕ合金下地膜に限定されるわけではなく、得られる面内磁化膜のＣｏＰｔ磁性結晶粒を面内配向させ、かつ、ＣｏＰｔ磁性結晶粒同士の磁気的な分離を促進させることができる下地膜であれば使用可能である。
（６）スパッタリングターゲット
　本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２を作製する際に用いるスパッタリングターゲットは、磁気抵抗効果素子２０のハードバイアス層２２の少なくとも一部として用いられる面内磁化膜１２を室温成膜で形成する際に用いるスパッタリングターゲットであって、金属Ｃｏおよび金属Ｐｔを含有してなり、当該スパッタリングターゲットの金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを５５ａｔ％以上８０ａｔ％以下含有し、金属Ｐｔを２０ａｔ％以上４５ａｔ％以下含有し、形成する面内磁化膜は、保磁力が２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上とすることができる。後述する「（Ｇ）面内磁化膜の組成分析（実施例１０、１１、１２、１３）」に記載しているように、作製したＣｏＰｔ系の面内磁化膜の実際の組成（組成分析によって得られた組成）と、当該ＣｏＰｔ系の面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成とはずれが生じるので、前記したスパッタリングターゲットに含まれる各元素の組成範囲は、そのずれを考慮して設定した組成範囲であり、面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２に含まれる各元素の組成範囲とは一致していない。
　ここで、室温成膜とは、基板加熱をせずに成膜することを意味する。
　このスパッタリングターゲットの構成成分（金属Ｃｏおよび金属Ｐｔ）についての説明は、前記「（３）面内磁化膜」に記載した面内磁化膜１２の構成成分についての説明と同様であるので、説明は省略する。
（７）面内磁化膜多層構造の形成方法
　本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０は、前記「（５）下地膜」に記載した下地膜の上に１層目の面内磁化膜１２を、前記「（６）スパッタリングターゲット」に記載したスパッタリングターゲットを用いてスパッタリングを行って形成させ、形成した１層目の面内磁化膜１２の上に、前記「（４）非磁性中間層」に記載した非磁性中間層１４をスパッタリングによって形成させる。そして、形成した非磁性中間層１４の上に、前記「（６）スパッタリングターゲット」に記載したスパッタリングターゲットを用いてスパッタリングを行って、２層目の面内磁化膜１２を形成させる。面内磁化膜多層構造１０の面内磁化膜１２の層数が３層以上の場合には、２層目の面内磁化膜１２の上に、非磁性中間層１４をスパッタリングにより形成させ、形成した非磁性中間層１４の上に、前記「（６）スパッタリングターゲット」に記載したスパッタリングターゲットを用いてスパッタリングを行って、３層目の面内磁化膜１２を形成させる。以降、この操作を必要な回数繰り返して、所望の層数の面内磁化膜多層構造１０を形成する。
　なお、「（７）面内磁化膜多層構造の形成方法」に記載したいずれの成膜過程においても加熱することは不要であり、本実施形態に係る面内磁化膜多層構造１０は、室温成膜で形成することが可能である。
　以下、ＣｏＰｔ面内磁化膜を用いた面内磁化膜多層構造について、本発明を裏付けるための実施例、比較例および参考例について記載する。以下の（Ａ）では、面内磁化膜多層構造を構成するＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分であるＣｏ、Ｐｔの組成比およびＣｏＰｔ面内磁化膜の多層化の効果（総厚が３０ｎｍの場合）について検討しており、以下の（Ｂ）では、面内磁化膜多層構造を構成するＣｏＰｔ面内磁化膜の総厚が６０ｎｍの場合の多層化の効果について検討しており、以下の（Ｃ）では、面内磁化膜多層構造を構成するＣｏＰｔ面内磁化膜の総厚が９０ｎｍの場合の多層化の効果について検討しており、以下の（Ｄ）では、面内磁化膜多層構造を構成する非磁性中間層の厚さについて検討しており、以下の（Ｅ）では、ＣｏＰｔ面内磁化膜多層構造（総厚が６０ｎｍの場合）へホウ素（Ｂ）を添加する効果について検討している。また、以下の（Ｆ）では、非特許文献１、２に記載のＣｏＰｔ合金膜と同一の厚さ（１５ｎｍ）の単層のＣｏＰｔ面内磁化膜をＰｔ組成を変化させて作製して磁気特性を測定している。
　また、以下の（Ｇ）では、作製したＣｏＰｔ面内磁化膜の実際の組成（組成分析によって得られた組成）と、当該ＣｏＰｔ面内磁化膜の作製に用いたスパッタリングターゲットの組成とのずれの程度を確認するために、実施例１０、１１、１２、１３のＣｏＰｔ面内磁化膜を取り上げて、組成分析を行った。その結果、面内磁化膜の組成と当該面内磁化膜を作製するのに用いたスパッタリングターゲットの組成との間にずれが生じることが判明した。そのため、実際に組成分析を行った実施例１０、１１、１２、１３以外のＣｏＰｔ面内磁化膜の組成については、実施例１０、１１、１２、１３の組成分析結果から判明した組成のずれを考慮して、作製に用いたスパッタリングターゲットの組成から算出し、各実施例におけるＣｏＰｔ面内磁化膜の組成とした。
＜（Ａ）面内磁化膜多層構造を構成するＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分であるＣｏ、Ｐｔの組成比およびＣｏＰｔ面内磁化膜の多層化の効果（総厚が３０ｎｍの場合）についての検討（実施例１～６、比較例１～１１）＞
　実施例１～６および比較例１で形成した面内磁化膜多層構造は、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜を、厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層を間に挟んで２層積み重ねた多層構造である。そして、実施例１～６および比較例１においては、この面内磁化膜多層構造のＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分であるＣｏ、Ｐｔの組成を変化させて（ＣｏＰｔ面内磁化膜のＰｔ組成を２２．０ａｔ％から５６．９ａｔ％まで変化させて）実験データを取得した。
　比較例２～１１は、厚さ３０ｎｍの単層のＣｏＰｔ面内磁化膜を、Ｐｔ組成を２２．０ａｔ％から７４．４ａｔ％まで変化させて作製して、実験データを取得した実験例である。以下、具体的に説明する。
　まず、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、株式会社エイコーエンジニアリング製ＥＳ－３１００Ｗを用いてスパッタリング法により厚さ６０ｎｍとなるように形成した。
　そして、実施例１～６および比較例１では、形成したＲｕ下地膜の上に、厚さ１５ｎｍとなるように所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜を、前記装置ＥＳ－３１００Ｗを用いてスパッタリング法により形成し、形成した厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜の上に、前記装置ＥＳ－３１００Ｗを用いてスパッタリング法（Ｒｕ１００ａｔ％のスパッタリングターゲットを使用）によりＲｕ非磁性中間層を厚さ２．０ｎｍとなるように形成し、形成した厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層の上に、前記装置ＥＳ－３１００Ｗを用いてスパッタリング法により所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜を厚さ１５ｎｍとなるように形成した。比較例２～１１では、形成した前記Ｒｕ下地膜の上に、厚さ３０ｎｍとなるように所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜を、前記装置ＥＳ－３１００Ｗを用いてスパッタリング法により形成した。
　これらの成膜過程（Ｒｕ下地膜、ＣｏＰｔ面内磁化膜およびＲｕ非磁性中間層の成膜過程）では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。なお、本願の実施例および比較例においてスパッタリングの際に用いたスパッタリング装置は、いずれの成膜においても株式会社エイコーエンジニアリング製ＥＳ－３１００Ｗであるが、以下では装置名の記載は省略する。
　作製した実施例１～６および比較例１の面内磁化膜多層構造および比較例２～１１のＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造のヒステリシスループを振動型磁力計（ＶＳＭ：（株）玉川製作所製　ＴＭ－ＶＳＭ２１１４８３－ＨＧＣ型）（以下、振動型磁力計と記す。）により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ面内磁化膜の合計厚さを乗じて、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。実施例１～６および比較例１～１１の結果を、次の表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜２層の間に厚さ２．０ｎｍの非磁性中間層を挟んで構成された面内磁化膜多層構造であって、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が２２．０～５１．１ａｔ％であり、本発明の範囲に含まれる実施例１～６は、表１からわかるように、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
　一方、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜２層の間に厚さ２．０ｎｍの非磁性中間層を挟んで構成された面内磁化膜多層構造であるが、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が５６．９ａｔ％であり、本発明の範囲に含まれない比較例１は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが１．８９ｍｅｍｕ／ｃｍ2であり、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満である。
　また、厚さ３０ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造であって、本発明の範囲に含まれない比較例２～１１のうち、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が２２．０～３９．５ａｔ％である比較例２～５は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現しているが、ＣｏＰｔ面内磁化膜のＰｔ含有量が同一の実施例１～４とそれぞれ比較して、保磁力Ｈcが１０～２７％程度小さくなっている。厚さ３０ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造であって、本発明の範囲に含まれない比較例２～１１のうち、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が４５．３～７４．４ａｔ％である比較例６～１１は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが１．３８～１．９１ｍｅｍｕ／ｃｍ2であり、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満である。
＜（Ｂ）ＣｏＰｔ面内磁化膜の多層化の効果（総厚が６０ｎｍの場合）についての検討（実施例７、８、１７、９、比較例１２～１５）＞
　実施例７、８、１７、９で形成した面内磁化膜多層構造は、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜を、厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層を間に挟んで４層積み重ねた多層構造であり、実施例７、８、１７、９は、前記構成の面内磁化膜多層構造のＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分であるＣｏ、Ｐｔの組成を変化させて（ＣｏＰｔ面内磁化膜のＰｔ組成を３３．７～５１．１ａｔ％と変化させて）実験データを取得した実験例である。
　比較例１２～１５は、厚さ６０ｎｍの単層のＣｏＰｔ面内磁化膜を、Ｐｔ組成を３３．７ａｔ％から５１．１ａｔ％まで変化させて作製して、実験データを取得した実験例である。以下、具体的に説明する。
　まず、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ６０ｎｍとなるように形成した。
　そして、実施例７、８、１７、９では、形成したＲｕ下地膜の上に、厚さ１５ｎｍとなるように所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜をスパッタリング法により形成し、形成した厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜の上にスパッタリング法（Ｒｕ１００ａｔ％のスパッタリングターゲットを使用）によりＲｕ非磁性中間層を厚さ２．０ｎｍとなるように形成し、形成した厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層の上にスパッタリング法により所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜を厚さ１５ｎｍとなるように形成し、これを繰り返して所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜が４層積み重ねられた面内磁化膜多層構造を作製した。比較例１２～１５では、形成した前記Ｒｕ下地膜の上に、厚さ６０ｎｍとなるように所定の組成の単層のＣｏＰｔ面内磁化膜を、スパッタリング法により形成した。
　これらの成膜過程（Ｒｕ下地膜、ＣｏＰｔ面内磁化膜およびＲｕ非磁性中間層の成膜過程）では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　作製した実施例７、８、１７、９の面内磁化膜多層構造および比較例１２～１５のＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ面内磁化膜の合計厚さを乗じて、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。実施例７、８、１７、９および比較例１２～１５の結果を、次の表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２からわかるように、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜を、厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層を間に挟んで４層積み重ねた面内磁化膜多層構造であって、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が３３．７～５１．１ａｔ％であり、本発明の範囲に含まれる実施例７、８、１７、９は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
　一方、本発明の範囲に含まれない厚さ６０ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造であって、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が３３．７～５１．１ａｔ％である比較例１２～１５は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現しているが、ＣｏＰｔ面内磁化膜のＰｔ含有量が同一の実施例７、８、１７、９とそれぞれ比較して、保磁力Ｈcが１８～２７％程度小さくなっている。
＜（Ｃ）ＣｏＰｔ面内磁化膜の多層化の効果（総厚が９０ｎｍの場合）についての検討（実施例１０～１３、比較例１６～１９）＞
　実施例１０～１３で形成した面内磁化膜多層構造は、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜を、厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層を間に挟んで６層積み重ねた多層構造であり、実施例１０～１３は、前記構成の面内磁化膜多層構造のＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分であるＣｏ、Ｐｔの組成を変化させて（ＣｏＰｔ面内磁化膜のＰｔ組成を３３．７ａｔ％から５１．１ａｔ％まで変化させて）実験データを取得した実験例である。
　比較例１６～１９は、厚さ９０ｎｍの単層のＣｏＰｔ面内磁化膜を、Ｐｔ組成を３３．７ａｔ％から５１．１ａｔ％まで振って作製して、実験データを取得した実験例である。以下、具体的に説明する。
　まず、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ６０ｎｍとなるように形成した。
　そして、実施例１０～１３では、形成したＲｕ下地膜の上に、厚さ１５ｎｍとなるように所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜をスパッタリング法により形成し、形成した厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜の上にスパッタリング法（Ｒｕ１００ａｔ％のスパッタリングターゲットを使用）によりＲｕ非磁性中間層を厚さ２．０ｎｍとなるように形成し、形成した厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層の上にスパッタリング法により所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜を厚さ１５ｎｍとなるように形成し、これを繰り返して所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜が６層積み重ねられた面内磁化膜多層構造を作製した。比較例１６～１９では、形成した前記Ｒｕ下地膜の上に、厚さ９０ｎｍとなるように所定の組成のＣｏＰｔ面内磁化膜を、スパッタリング法により形成した。
　これらの成膜過程（Ｒｕ下地膜、ＣｏＰｔ面内磁化膜およびＲｕ非磁性中間層の成膜過程）では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　作製した実施例１０～１３の面内磁化膜多層構造および比較例１６～１９のＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ面内磁化膜の合計厚さを乗じて、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。実施例１０～１３および比較例１６～１９の結果を、次の表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３からわかるように、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜を、厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層を間に挟んで６層積み重ねた面内磁化膜多層構造であって、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が３３．７～５１．１ａｔ％であり、本発明の範囲に含まれる実施例１０～１３は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現している。
　一方、本発明の範囲に含まれない厚さ９０ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造であって、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が３３．７～５１．１ａｔ％である比較例１６～１９は、保磁力Ｈcが１．７１～１．７３ｋＯｅであり、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ未満である。
＜（Ｄ）Ｒｕ非磁性中間層の厚さについての検討（実施例１４～１７）＞
　実施例１４～１７は、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜を、Ｒｕ非磁性中間層を間に挟んで４層積み重ねた面内磁化膜多層構造において、Ｒｕ非磁性中間層の厚さを、０．５ｎｍから２．０ｎｍまで０．５ｎｍ刻みで変化させて実験データを取得した実験例である。以下、具体的に説明する。
　まず、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ６０ｎｍとなるように形成した。
　そして、形成したＲｕ下地膜の上に、ＣｏＰｔ面内磁化膜を、Ｐｔ含有量が４５．３ａｔ％、厚さが１５ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成し、形成した厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜の上にスパッタリング法（Ｒｕ１００ａｔ％のスパッタリングターゲットを使用）によりＲｕ非磁性中間層を形成し、形成したＲｕ非磁性中間層の上に、ＣｏＰｔ面内磁化膜を、Ｐｔ含有量が４５．３ａｔ％、厚さが１５ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成し、これを繰り返して、Ｐｔ含有量が４５．３ａｔ％で厚さが１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜が４層積み重ねられた面内磁化膜多層構造を作製した。Ｒｕ非磁性中間層の厚さは、０．５ｎｍ（実施例１４）、１．０ｎｍ（実施例１５）、１．５ｎｍ（実施例１６）、２．０ｎｍ（実施例１７）とした。
　これらの成膜過程（Ｒｕ下地膜、ＣｏＰｔ面内磁化膜およびＲｕ非磁性中間層の成膜過程）では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　作製した実施例１４～１７の面内磁化膜多層構造のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ面内磁化膜の合計厚さを乗じて、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。実施例１４～１７の結果を、前記（Ｂ）に記載した比較例１４の結果とともに、次の表４に示す。比較例１４は、Ｒｕ非磁性中間層を設けていない実験例であり、Ｐｔ含有量が４５．３％で、厚さが６０ｎｍであるＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造の実験例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４からわかるように、厚さ０．５～２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層を設けてＣｏＰｔ面内磁化膜の多層化を行った実施例１４～１７は、非磁性中間層を設けておらずＣｏＰｔ面内磁化膜が単層の比較例１４と比べて、保磁力Ｈcが９～２２％程度向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、比較例１４とほぼ同等である。
　したがって、ＣｏＰｔ面内磁化膜を、厚さ０．５～２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層によって多層化することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を維持したまま、保磁力Ｈcを９～２２％程度向上させることができる。したがって、ＣｏＰｔ面内磁化膜を多層化するためのＲｕ非磁性中間層の厚さは０．５～２．０ｎｍであることが好ましいと考えられる。
　また、Ｒｕ非磁性中間層を設けてＣｏＰｔ面内磁化膜の多層化を行った実施例１４～１７においては、Ｒｕ非磁性中間層の厚さを０．５～２．０ｎｍの範囲で変化させているが、Ｒｕ非磁性中間層の厚さが０．５ｎｍである実施例１４と比べて、Ｒｕ非磁性中間層の厚さが１．０～２．０ｎｍである実施例１５～１７は、保磁力Ｈcが７～１２％程度向上しており、Ｒｕ非磁性中間層の厚さが１．５ｎｍ、２．０ｎｍである実施例１６、１７は、保磁力Ｈcが１１～１２％程度向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）については、実施例１４～１７における差異は最大でも４％程度である。したがって、ＣｏＰｔ面内磁化膜を多層化するためのＲｕ非磁性中間層の厚さは１．０～２．０ｎｍであることがより好ましく、１．５～２．０ｎｍであることが特に好ましいと考えられる。
＜（Ｅ）ＣｏＰｔ面内磁化膜多層構造（総厚が６０ｎｍの場合）へホウ素（Ｂ）を添加する効果についての検討（実施例１８～２０）＞
　実施例１８～２０は、厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔＢ面内磁化膜を、Ｒｕ非磁性中間層を間に挟んで４層積み重ねた面内磁化膜多層構造において、ＣｏＰｔＢ面内磁化膜の金属成分の合計（Ｃｏ、Ｐｔ、Ｂの合計）に対するＢの含有量を、１．０ａｔ％、２．０ａｔ％、３．０ａｔ％と変化させて実験データを取得した実験例である。以下、具体的に説明する。
　まず、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ６０ｎｍとなるように形成した。
　そして、形成したＲｕ下地膜の上に、ＣｏＰｔＢ面内磁化膜を、Ｐｔ含有量が４５．３ａｔ％、厚さが１５ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成し、形成した厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜の上にスパッタリング法（Ｒｕ１００ａｔ％のスパッタリングターゲットを使用）により厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層を形成し、形成したＲｕ非磁性中間層の上に、ＣｏＰｔＢ面内磁化膜を、Ｐｔ含有量が４５．３ａｔ％、厚さが１５ｎｍとなるようにスパッタリング法により形成し、これを繰り返して、Ｐｔ含有量が４５．３ａｔ％で厚さが１５ｎｍのＣｏＰｔＢ面内磁化膜が４層積み重ねられた面内磁化膜多層構造を作製した。ＣｏＰｔＢ面内磁化膜の金属成分の合計（Ｃｏ、Ｐｔ、Ｂの合計）に対するＢの含有量は、１．０ａｔ％（実施例１８）、２．０ａｔ％（実施例１９）、３．０ａｔ％（実施例２０）とした。
　これらの成膜過程（Ｒｕ下地膜、ＣｏＰｔＢ面内磁化膜およびＲｕ非磁性中間層の成膜過程）では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　作製した実施例１８～２０の面内磁化膜多層構造のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ面内磁化膜の合計厚さを乗じて、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。実施例１８～２０の結果を、前記（Ｄ）に記載した実施例１７の結果とともに、次の表５に示す。実施例１７は、面内磁化膜多層構造のＣｏＰｔ面内磁化膜にＢを添加していない実験例であり、厚さ１５ｎｍのＣｏ－４５．３Ｐｔ面内磁化膜を厚さ２．０ｎｍのＲｕ非磁性中間層を間に挟んで４層積み重ねたＣｏＰｔ面内磁化膜多層構造の実験例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５からわかるように、ＣｏＰｔ面内磁化膜多層構造のＣｏＰｔ面内磁化膜にホウ素Ｂを添加した実施例１８～２０は、ＣｏＰｔ面内磁化膜多層構造のＣｏＰｔ面内磁化膜にホウ素Ｂを添加していない実施例１７と比べて、保磁力Ｈcが２．５％～５．３％程度向上している。一方、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）は、実施例１７とほぼ同等である。
　したがって、ＣｏＰｔ面内磁化膜多層構造のＣｏＰｔ面内磁化膜にホウ素Ｂを添加することにより、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を維持したまま、保磁力Ｈcを２．５％～５．３％程度向上させることができる。
＜（Ｆ）厚さ１５ｎｍの単層のＣｏＰｔ面内磁化膜の検討（比較例２０～２９）＞
　非特許文献１、２に記載のＣｏＰｔ合金膜と同一の厚さ（１５ｎｍ）の単層のＣｏＰｔ面内磁化膜を、Ｐｔ組成を２２．０ａｔ％から７４．４ａｔ％まで変化させて作製して実験データを取得した。以下、具体的に説明する。
　まず、Ｓｉ基板上に、Ｒｕ下地膜を、スパッタリング法により厚さ６０ｎｍとなるように形成した。
　そして、形成した前記Ｒｕ下地膜の上に、厚さ１５ｎｍとなるように所定の組成の単層のＣｏＰｔ面内磁化膜を、スパッタリング法により形成した。
　これらの成膜過程（Ｒｕ下地膜およびＣｏＰｔ面内磁化膜の成膜過程）では、いずれも基板加熱を行っておらず、室温成膜で行った。
　作製した比較例２０～２９の厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造のヒステリシスループを振動型磁力計により測定した。測定したヒステリシスループから、保磁力Ｈc（ｋＯｅ）および残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）を読み取った。そして、読み取った残留磁化Ｍr（ｍｅｍｕ／ｃｍ3）に、作製したＣｏＰｔ面内磁化膜の合計厚さを乗じて、単位面積当たりの残留磁化Ｍrt（ｍｅｍｕ／ｃｍ2）を算出した。比較例２０～２９の結果を、次の表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６からわかるように、本発明の範囲に含まれない厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ面内磁化膜単層構造であって、ＣｏＰｔ面内磁化膜の金属成分（Ｃｏ、Ｐｔ）の合計に対するＰｔの含有量が２２．０～７４．４ａｔ％である比較例２０～２９のうち、Ｐｔの含有量が２２．０～６８．６ａｔ％である比較例２０～２８は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上という磁気的性能を、基板加熱をしない室温成膜で実現しているが、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtは２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満であり、また、Ｐｔの含有量が７４．４ａｔ％である比較例２９は、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtは２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満であるだけでなく、保磁力Ｈcも２．００ｋＯｅ未満である。
　したがって、非特許文献１、２に示される厚さ１５ｎｍのＣｏＰｔ合金膜は、保磁力Ｈcについては、Ｐｔ含有量によっては２．００ｋＯｅ以上という磁気的性能を満たすが、残留磁化についてはＰｔ含有量によらず２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2未満であると考えられる。
＜（Ｇ）面内磁化膜の組成分析（実施例１０、１１、１２、１３）＞
　実施例１０、１１、１２、１３の面内磁化膜多層構造の面内磁化膜の組成分析を行った。実施例１０、１１、１２、１３の面内磁化膜多層構造は厚さ１５ｎｍの面内磁化膜を厚さ２ｎｍの非磁性中間層を間に挟んで６層積み重ねた面内磁化膜多層構造である。以下、行った組成分析の手法の手順について概要を説明した後、各手順の内容を具体的に説明する。
［手順の概要］面内磁化膜の厚さ方向に組成分析のための線分析を行い、面内磁化膜の厚さ方向断面の線分析実施箇所から、組成の変動の少ない箇所を選び出す（手順１～４）。そして、その組成の変動の少ない箇所に含まれる任意の測定点を含むように、組成分析を行う面内磁化膜の面内方向に左右に補助線を引き、その補助線上の１００ｎｍの直線領域（測定点は１６７点）について、組成分析のための線分析を行う（手順５）。そして、検出された元素ごとに、１６７点の測定点についての検出強度の平均値を算出して、面内磁化膜の組成を決定する（手順６）。以下、手順１～６の内容を具体的に説明する。
［手順１］組成分析の対象となる面内磁化膜を面内方向と直交する方向（面内磁化膜の厚さ方向）に、平行な２面で切断するとともに、得られた２つの平行な切断面の間の距離が６０ｎｍ程度となるまで、ＦＩＢ法（μ－サンプリング法）により薄片化処理を行う。この薄片化処理を行った後の薄片化サンプル８０の形状を、図２に模式的に示す。図２に示すように、薄片化サンプル８０の形状は概ね直方体形状である。前記２つの平行な切断面の間の距離が６０ｎｍ程度であり、直方体形状の薄片化サンプル８０の面内方向の１辺の長さは６０ｎｍ程度であるが、他の２辺の長さは、走査透過電子顕微鏡による観察が可能であれば、適宜に定めてよい。
［手順２］手順１で得られた薄片化サンプル８０の切断面（面内磁化膜の厚さ方向の切断面）を、１００ｎｍの長さを２ｃｍまで拡大観察可能な（２０万倍まで拡大観察可能な）走査透過電子顕微鏡を用いて撮像し、観察像を取得する。得られる観察像は長方形であるが、観察対象の面内磁化膜の最上面と切断面（面内磁化膜の厚さ方向の切断面）とが交わる部位の線が、長方形の観察像の長手方向になるように撮像する。得られた観察像の一例（実施例１０の観察像）を図３に示す。面内磁化膜の観察像の取得においては、株式会社日立ハイテクノロジーズ製Ｈ－９５００を用いた。
［手順３］手順２で得られた観察像から、面内磁化膜に含まれる任意の点を選び（図３において黒丸８２で示す）、その点から、観察像の長手方向に左右１０ｎｍの位置に点をそれぞれ付す（図３において白丸８４で示す）。そして、黒丸８２の点を通るように面内磁化膜の厚さ方向に、元素分析のための線分析を行うとともに、白丸８４の点を通るように面内磁化膜の厚さ方向に、元素分析のための線分析を行って、３つの直線（黒丸８２の点を通る厚さ方向の１つの直線および白丸８４の点を通る厚さ方向の２つの直線）について、面内磁化膜の厚さ方向に元素分析のための線分析（上から下に向かって走査）を行う。この元素分析のための線分析を行うに際し、前記３直線の線分析の走査範囲を、原則として面内磁化膜の厚さ方向の全範囲（組成分析の対象が面内磁化膜多層構造の場合は、最上層の面内磁化膜から最下層の面内磁化膜までの全範囲）とすることができるように、１つの黒丸８２の点および２つの白丸８４の点を選び出すことが必要である。
　面内磁化膜の組成分析においては、元素分析手法としてエネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＸ）を採用し、元素分析装置として日本電子株式会社製ＪＥＭ－ＡＲＭ２００Ｆを用いた。そして、具体的な分析条件を次のようにした。即ち、Ｘ線検出器をＳｉドリフト検出器とし、Ｘ線取出角を２１．９°とし、立体角を約０．９８ｓｒとし、各元素に応じ一般的に適切な分光結晶を用い、測定時間１秒/点とし、走査点間隔を０．６ｎｍとし、照射ビーム径を約０．２ｎｍφとした。以下、本段落に記載の条件を、「手順３の分析条件」と記すことがある。
　図３（実施例１０の観察像）中の黒線（黒丸８２の点を通る面内磁化膜の厚さ方向の線）に沿って行った線分析（元素分析）の結果を図４に示す。図４において、縦軸は各元素についての検出強度を示すカウント数であり、横軸は走査位置である。図４内の凡例に示す各元素は、十分な検出強度を確認できた元素であり、この実施例１０の場合、十分な検出強度を確認できた元素は、Ｃｏ、Ｐｔ、Ｒｕであった。また、この実施例１０の組成分析においては、Ｃｏの検出にはＫα１線を選択し、Ｐｔ、Ｒｕの検出にはＬα１線を選択した。また、各検出強度においては、事前に測定したブランク測定における検出強度を差し引く補正を施した。図３の線分析の最終端（最下端）は、Ｓｉ基板である。この箇所は理論上Ｓｉおよび表面酸化によるＯ以外は検出されない。そのため、この箇所で検出されたＳｉ、Ｏ以外の検出値は当該装置における不可避な検出誤差値と考えられるので、この値より検出強度が大きな値を示した場合にのみ、当該元素の存在を示すものとした。また、手順３にて用いた装置における組成分析範囲では、Ｓｉ基板から面内磁化膜の上に設けた酸化保護層までの全範囲を対象とする線分析を一回の線分析で行うことはできないため、６層積層した面内磁化膜の下から４層目付近より測定を開始して下に向かって走査した結果のみを図４に示しているが、６層積層した面内磁化膜の作製過程はいずれも同様であるため、６層積層した面内磁化膜のうちのいずれの面内磁化膜においても同様の組成であると考えられる。そのため、ここで示した測定箇所よりも上方に位置する面内磁化膜の部位についての線分析は省略している。
　実施例１０は面内磁化膜多層構造であり、実施例１０では、組成がＣｏ－３０Ｐｔであるスパッタリングターゲットを用いて、１層あたりの厚さが１５ｎｍである面内磁化膜（組成はＣｏ－３３．７Ｐｔ）を成膜するとともに、その面内磁化膜の間に位置するように、金属Ｒｕ非磁性中間層を、面内磁化膜の層間に２ｎｍずつ設ける成膜を行った。金属Ｒｕ非磁性中間層の成膜に際しては、組成が１００ａｔ％Ｒｕであるスパッタリングターゲットを用いた。
　図４に示す線分析の結果からわかるように、面内磁化膜においては主にＣｏ、Ｐｔが確認され、非磁性中間層においては主にＲｕが確認された。金属Ｒｕ非磁性中間層においては面内磁化膜の構成元素に基づく検出強度が一部確認されるが、これは、成膜中におけるスパッタ熱によって、上下に隣り合う各層の元素が僅かに拡散しているためである。しかしながら、面内磁化膜および非磁性中間層の各主要元素の分布をみる限り、おおよそ設計した通りの成膜が行われていることが確認できた。
［手順４］手順３で行った線分析（面内磁化膜の厚さ方向に元素分析のために行った線分析）の結果から、組成の変動の少ない測定点の集合箇所を選び出す。組成の変動の少ない測定点の集合箇所は、次の条件ａ～ｃを満たす測定点の集合箇所のことである。
　　条件ａ）手順３で行った３つの直線の線分析のうちのいずれかについての測定点であって、ＣｏおよびＰｔの検出強度の合計が６００カウントを超える測定点であること。
　　条件ｂ）当該測定点でのＣｏおよびＰｔの検出強度の合計をＸカウント、当該測定点での測定を行った後の次の測定点（当該測定点から０．６ｎｍ下方に離れて隣り合う測定点）でのＣｏおよびＰｔの検出強度の合計をＹカウントとしたとき、
　　　　　　　Ｙ／Ｘ－１＜０．０５
を満たすこと。
　　条件ｃ）条件ａおよびｂを満たす５点以上の連続する測定点であること。
　条件ａ～ｃを満たす測定点の集合箇所は、５点以上の連続する測定点であるので、０．６ｎｍ×４＝２．４ｎｍ以上の直線領域となる。したがって、条件ａ～ｃを満たす測定点の集合箇所は、２．４ｎｍ以上の範囲で、安定してＣｏおよびＰｔのうちの少なくともいずれか一方が検出される直線領域である。
［手順５］手順４で選び出した測定点の集合から任意の１つの測定点を選択して、面内磁化膜の組成分析のための基準点とする（図３において二重白丸８６で示す。）。そして、その基準点を含むように、組成分析を行う面内磁化膜の面内方向（図３の観察像の長手方向）に左右に補助線（図３において黒破線８８で示す。）を引き、その補助線上の１００ｎｍの直線領域（図３において白破線９０で示す。）について、手順３の分析条件と同様の分析条件で、組成分析を行う。組成分析の対象部位となる白破線９０は、先に行った厚さ方向の線分析によって生じたコンタミネーションを避ける観点から、厚さ方向の線分析の箇所（図４において白線８４Ａ）に対し１０ｎｍ以上離れた距離（図３において両端に矢印を付した白線９２で示す。）となるように設定した。この組成分析では、１００ｎｍの直線領域について、線分析を、走査点間隔０．６ｎｍで行うので、合計で１６７点の測定点における分析結果が得られる。
［手順６］検出された元素ごとに、１６７点の測定点についての検出強度（カウント数）の平均値を算出する。検出された各元素の検出強度（カウント数）の平均値の比が、当該面内磁化膜の各元素の組成比となる。
　また、実施例１８、１９、２０では面内磁化膜にホウ素（Ｂ）を添加しているが、ホウ素（Ｂ）は原子番号の小さい軽元素であるため、ＥＤＸにおける分析では検出することができない。このため、実施例１８、１９、２０における面内磁化膜の組成は、ＣｏおよびＰｔの組成比は確定できるが、Ｂの含有量は確定できない。
　なお、図３において、符号８２、８４、８４Ａ、８６、８８、９０、９２で示す丸印や直線等は、組成分析の方法を説明するために便宜的に付したものであり、実際に測定を行った箇所と対応しているわけではない。
　本発明に係る面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、および磁気抵抗効果素子は、保磁力Ｈcが２．００ｋＯｅ以上で、かつ、単位面積当たりの残留磁化Ｍrtが２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であるという磁気的性能を、加熱成膜を行わずに実現することができ、産業上の利用可能性を有する。
　１０…面内磁化膜多層構造
　１２…面内磁化膜
　１４…非磁性中間層
　２０…磁気抵抗効果素子
　２２…ハードバイアス層
　２４…フリー磁性層
　５０…絶縁層
　５２…ピン層
　５４…バリア層
　８０…薄片化サンプル
　８２…黒丸（面内磁化膜に含まれる任意の点）
　８４…白丸（黒丸８２から観察像の長手方向に左右１０ｎｍの位置の点）
　８４Ａ…白線
　８６…二重白丸（面内磁化膜の組成分析のための基準点）
　８８…黒破線（二重白丸８６（基準点）から観察像の長手方向に引いた補助線）
　９０…白破線（黒破線８８（補助線）上の１００ｎｍの直線領域）
　９２…両端に矢印を付した白線（白線８４Ａに対し１０ｎｍ以上離れた距離を示す）

Claims (8)

  1. 　磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、
    　複数の面内磁化膜と、
    　非磁性中間層と、
    を有してなり、
    　前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、
    　前記面内磁化膜は、
    　金属Ｃｏおよび金属Ｐｔを含有してなり、
    　当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを４５ａｔ％以上８０ａｔ％以下含有し、金属Ｐｔを２０ａｔ％以上５５ａｔ％以下含有し、
    　前記複数の面内磁化膜の合計の厚さは３０ｎｍ以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造。
  2. 　磁気抵抗効果素子のハードバイアス層として用いられる面内磁化膜多層構造であって、
    　複数の面内磁化膜と、
    　非磁性中間層と、
    を有してなり、
    　前記非磁性中間層は、前記面内磁化膜同士の間に配置されており、かつ、前記非磁性中間層を挟んで隣り合う前記面内磁化膜同士は強磁性結合をしており、
    　前記面内磁化膜は、
    　金属Ｃｏおよび金属Ｐｔを含有してなり、
    　当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、金属Ｃｏを４５ａｔ％以上８０ａｔ％以下含有し、金属Ｐｔを２０ａｔ％以上５５ａｔ％以下含有し、
    　前記面内磁化膜多層構造は、保磁力が２．００ｋＯｅ以上であり、かつ、単位面積当たりの残留磁化が２．００ｍｅｍｕ／ｃｍ2以上であることを特徴とする面内磁化膜多層構造。
  3. 　前記面内磁化膜は、当該面内磁化膜の金属成分の合計に対して、ホウ素を０．５ａｔ％以上３．５ａｔ％以下含有していることを特徴とする請求項１または２に記載の面内磁化膜多層構造。
  4. 　前記非磁性中間層の厚さは、０．３ｎｍ以上３ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
  5. 　前記非磁性中間層は、ＲｕまたはＲｕ合金からなることを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
  6. 　前記面内磁化膜の１層あたりの厚さは、５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１～５のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造。
  7. 　請求項１～６のいずれかに記載の面内磁化膜多層構造を有してなることを特徴とするハードバイアス層。
  8. 　請求項７に記載のハードバイアス層を有してなることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
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