JP2006140472A - 交換結合膜と、この交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子、ならびに前記磁気抵抗効果素子を用いた薄膜磁気ヘッド - Google Patents

Abstract

【目的】 耐食性に優れた反強磁性材料としてＰｔＭｎ合金膜が知られているが、前記ＰｔＭｎ合金膜を反強磁性層として使用しても、結晶粒界の状態によって交換結合磁界は小さくなることがわかった。
【構成】 本発明では、反強磁性層（ＰｔＭｎ合金膜）に形成された結晶粒界と、強磁性層に形成された結晶粒界が、界面の少なくとも一部で不連続な状態になっている。これによって前記反強磁性層は熱処理を施すことによって適切な規則変態を起しており、従来に比べて大きな交換結合磁界を得ることが可能である。
【選択図】 図２８

Description

本発明は、反強磁性層と強磁性層とから成り、前記反強磁性層と強磁性層との界面にて発生する交換結合磁界により、前記強磁性層の磁化方向が一定の方向に固定される交換結合膜に係り、特に大きい前記交換結合磁界を得られるようにした交換結合膜およびこの交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子（スピンバルブ型薄膜素子、ＡＭＲ素子）、ならびに前記磁気抵抗効果素子を用いた薄膜磁気ヘッドに関する。

スピンバルブ型薄膜素子は、巨大磁気抵抗効果を利用したＧＭＲ（giant magnetoresistive）素子の１種であり、ハードディスクなどの記録媒体からの記録磁界を検出するものである。

このスピンバルブ型薄膜素子は、ＧＭＲ素子の中でも比較的構造が単純で、しかも弱い磁界で抵抗が変化するなど、いくつかの優れた点を有している。

前記スピンバルブ型薄膜素子は、最も単純な構造で、反強磁性層、固定磁性層、非磁性中間層およびフリー磁性層から成る。

前記反強磁性層と固定磁性層とは接して形成され、前記反強磁性層と固定磁性層との界面にて発生する交換異方性磁界により、前記固定磁性層の磁化方向は一定方向に単磁区化され固定される。

フリー磁性層の磁化は、その両側に形成されたバイアス層により、前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向に揃えられる。

前記反強磁性層には、Ｆｅ−Ｍｎ（鉄−マンガン）合金膜、Ｎｉ−Ｍｎ（ニッケル−マンガン）合金膜、あるいはＰｔ−Ｍｎ（白金−マンガン）合金膜等が一般的に使用されているが、この中でも特にＰｔ−Ｍｎ合金膜はブロッキング温度が高く、しかも耐食性に優れるなど種々の優れた点を有しており、脚光を浴びている。
特開平１１−１９１６４７号公報 特開２０００−１５０２３５号公報

ところで本発明者らは、反強磁性層にＰｔＭｎ合金膜を使用しても前記反強磁性層と固定磁性層間で発生する交換結合磁界は、条件によって大きくできないことがわかった。

前記反強磁性層にＰｔＭｎ合金膜を使用した場合には、前記反強磁性層及び固定磁性層を積層した後、熱処理を施すことによって、前記反強磁性層を不規則格子から規則格子へ変態させ、これによって交換結合磁界を生じさせることができる。

しかしながら前記反強磁性層と強磁性層との界面で、反強磁性層を構成する反強磁性材料の原子と、固定磁性層を構成する軟磁性材料の原子とが１対１に対応する、いわゆる整合状態になっていると、前記反強磁性層は上記した規則変態を適切に起せず、大きな交換結合磁界は生じ得ないことがわかった。

本発明は上記従来の課題を解決するためのものであり、反強磁性層として、元素Ｘ（Ｘは白金族元素）とＭｎとを含有する反強磁性材料を用いた場合、大きい交換異方性磁界を発生することができるようにした交換結合膜、およびこの交換結合膜を用いた磁気抵抗効果素子、ならびに前記磁気抵抗効果素子を用いた薄膜磁気ヘッドに関する。

本発明は、反強磁性層と強磁性層とが接して形成され、前記反強磁性層と強磁性層との界面に交換結合磁界が発生し、前記強磁性層の磁化方向が一定方向にされる交換結合膜において、
前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、
前記交換結合膜を膜厚方向と平行な切断面に現われる前記反強磁性層に形成された結晶粒界と、強磁性層に形成された結晶粒界とが前記界面の少なくとも一部で不連続であることを特徴とするものである。

ここで本発明で言う前記結晶粒界とは、２つの結晶粒が異なる結晶方位を保って前記それぞれの結晶粒が接する境界であり、２つの結晶粒の間で、原子配列が鏡面対称となる境界（いわゆる双晶境界）を含む。ここで「金属材料の物理（日刊工業新聞社（１９９２年２月２８日発行））の第５８頁には「特殊粒界」の一例として双晶境界が挙げられており、一般的に結晶粒界には双晶境界が含まれることが明確にされている。

図２６は本発明におけるスピンバルブ膜を膜厚方向と平行な方向から切断し、その切断面を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観測した写真であり、その模式図が図２８に示されている。

膜構成としては下から、
Ｓｉ基板／Ａｌ₂Ｏ₃／下地層：Ｔａ（３ｎｍ）／シードレイヤ：Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀／反強磁性層：Ｐｔ₅₄Ｍｎ₄₆（１５ｎｍ）／固定磁性層[Ｃｏ（１．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）]／非磁性中間層：Ｃｕ（２．５ｎｍ）／フリー磁性層：[Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（３ｎｍ）]／バックド層：Ｃｕ（１．５ｎｍ）／Ｔａ／Ｔａ酸化膜、
である。なお各層に記載した括弧書き中の数値は膜厚を示している。またシードレイヤ、反強磁性層、フリー磁性層の組成比はａｔ％である。

前記反強磁性層、および固定磁性層の成膜は、ＤＣマグネトロンスパッタ装置で行い、前記２層の成膜の際に使用されるＡｒガスのガス圧を３ｍＴｏｒｒとした。また前記反強磁性層を成膜するとき、基板とターゲット間の距離を８０ｍｍとした。

上記した膜構成を有するスピンバルブ膜を成膜後、熱処理を施した。この時の熱処理温度は例えば２００℃以上で時間は２時間以上である。なお熱処理真空度を１０^―７Ｔｏｒｒとした。
図２６に示す透過電子顕微鏡写真は、上記の熱処理後の状態を示したものである。

図２６からわかるように、ＰｔＭｎ（反強磁性層）よりも上側に形成された各層には、隣接する層との界面が全く見えず、単一層のような状態になっている。これは前記ＰｔＭｎ合金膜よりも上側に形成された各層はそれぞれが原子番号の近い元素で構成されており、なおかつ結晶方位が各層で揃っているために、電子線の吸収や回折特性が似通り、透過電子顕微鏡像中で各層のコントラストに差を生じ難いことによると考えられる。

一方図２６に示すように、ＰｔＭｎ合金膜と前記ＰｔＭｎ合金膜よりも上側に形成された層との界面は、明確に見てとれる。

そして透過電子顕微鏡写真には、前記ＰｔＭｎ合金膜に形成された結晶粒界と、ＰｔＭｎ合金膜よりも上側に形成された層に現れる結晶粒界も写真にはっきりと映し出されている。前記結晶粒界は膜厚方向に延びて形成されるものが多い。

ここで図２８の模式図を参照すると、本発明におけるスピンバルブ膜では、例えば前記ＰｔＭｎ合金に形成された結晶粒界（５）と、前記ＰｔＭｎ合金膜よりも上側の各層に形成された結晶粒界（１）（２）（３）とは、ＰｔＭｎ合金膜と、その上の層との界面で不連続になっていることがわかる。

ここで前記結晶粒界（１）（２）（３）及び（５）は、２つの結晶粒が異なる結晶方位を保って前記それぞれの結晶粒が接する境界であると考えられる。一方、結晶粒界（４）（８）（９）（１０）および（１１）は、１つの結晶粒内で、原子配列が鏡面対称となる双晶境界であると考えられる。それぞれの前記双晶境界は平行して現れやすい。

前記結晶粒界（４）（８）（９）（１０）および（１１）も、前記ＰｔＭｎ合金膜よりも上側の各層に形成された結晶粒界（１）（２）（３）と界面で不連続状態となっていることがわかる。

このように反強磁性層に形成された結晶粒界と強磁性層に形成された結晶粒界とが界面で不連続になる原因については、後で考察することにするが、図２６の透過電子顕微鏡写真が得られたスピンバルブ型薄膜素子であると、交換結合磁界は非常に大きくなり、１０．９×１０⁴（Ａ／ｍ）程度の交換結合磁界が得られた。

次に図２７は従来におけるスピンバルブ膜を膜厚方向と平行な方向から切断し、その切断面を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観測した写真であり、その模式図が図２９に示されている。

膜構成としては下から、
Ｓｉ基板／Ａｌ₂Ｏ₃／下地層：Ｔａ（３ｎｍ）／シードレイヤ：Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（２ｎｍ）／反強磁性層：Ｐｔ₄₄Ｍｎ₅₆（１３ｎｍ）／固定磁性層[Ｃｏ（１．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）]／非磁性中間層：Ｃｕ（２．５ｎｍ）／フリー磁性層：[Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（３ｎｍ）]／バックド層：Ｃｕ（１．５ｎｍ）／Ｔａ／Ｔａ酸化膜、
である。なお各層に記載した括弧書き中の数値は膜厚を示している。またシードレイヤ、反強磁性層、フリー磁性層の組成比はａｔ％である。

上記した本発明におけるスピンバルブ膜の膜構成との違いは、ＰｔＭｎ合金膜（反強磁性層）のＰｔ量及び膜厚、さらには成膜条件などである。

前記反強磁性層、および固定磁性層の成膜は、ＤＣマグネトロンスパッタ装置で行い、前記２層の成膜の際に使用されるＡｒガスのガス圧を０．８ｍＴｏｒｒとした。また前記反強磁性層を成膜するとき、基板とターゲット間の距離を５０ｍｍとした。

上記した膜構成を有するスピンバルブ膜を成膜後、熱処理を施した。この時の熱処理温度は例えば２００℃以上で時間は２時間以上である。なお熱処理真空度を１０^-7Ｔｏｒｒとした。図２７に示す透過電子顕微鏡写真は、上記の熱処理後の状態を示したものである。

図２７からわかるように、膜厚方向にＰｔＭｎ合金膜と前記ＰｔＭｎ合金膜の上に形成された各層とを貫く大きな結晶粒の塊が生じていることがわかる。

図２９の模式図を参照すると、ＰｔＭｎ合金膜と前記ＰｔＭｎ合金膜よりも上側に形成された層には、界面を貫いて結晶粒界（６）（７）が形成されている。すなわち比較例のスピンバルブ膜においては、ＰｔＭｎ合金膜に形成される結晶粒界と前記ＰｔＭｎ合金膜よりも上側の層に形成される結晶粒界とが、前記界面で連続した状態となっているのである。

なお前記結晶粒界（６）（７）は、２つの結晶粒が異なる結晶方位を保って前記それぞれの結晶粒が接する境界であると考えられ、前記反強磁性層には双晶境界は形成されていないものと考えられる。

図２７に示す透過電子顕微鏡写真を有するスピンバルブ型薄膜素子では、交換結合磁界が非常に低く、０．２４×１０⁴（Ａ／ｍ）程度の交換結合磁界しか得られなかった。

以上のように本発明と従来とでは、反強磁性層と強磁性層との界面における、前記反強磁性層に形成された結晶粒界と、強磁性層に形成された結晶粒界との位置が異なるのである。

本発明のように、反強磁性層に形成された結晶粒界と強磁性層に形成された結晶粒界とを界面で不連続にするには、一つは前記反強磁性層の組成が重要であり、その他に成膜条件が重要である。成膜条件とは熱処理温度や熱処理時間、および前記反強磁性層、強磁性層を成膜する際のＡｒガス圧、さらには基板とターゲット間の距離、基板温度、基板バイアス電圧、成膜速度などである。

一方、本発明と異なる反強磁性層の組成や成膜条件で前記反強磁性層を成膜すると、図２９で見た比較例のように、反強磁性層に形成された結晶粒界と強磁性層に形成された結晶粒界とが界面で連続した状態にしやすい。

界面での結晶粒界が不連続とされた本発明では、成膜段階において、反強磁性層と強磁性層とはエピタキシャル的に成長せず、前記反強磁性層を構成する原子は強磁性層の結晶構造に強固に拘束されていないと考えられる。このため熱処理を施したとき、前記反強磁性層は不規則格子から規則格子へ適切に変態し大きな交換結合磁界を得ることができる。

一方、界面での結晶粒界が連続とされた比較例の場合、成膜段階において、反強磁性層と強磁性層とはエピタキシャル的に成長し、前記反強磁性層の原子は強磁性層の結晶構造に強固に拘束された状態になっていると考えられる。このため熱処理を施しても、前記反強磁性層は不規則格子から規則格子へ適切に変態できず、交換結合磁界は非常に小さくなってしまう。

なお本発明では前記反強磁性層の結晶粒界と強磁性層の結晶粒界は、前記界面の少なくとも一部において不連続な状態となっていればよい。

また前記反強磁性層と強磁性層の結晶配向は、膜面と平行な方向に異なる結晶面が優先配向するものでもよいが、好ましくは同じ等価な結晶面が優先配向するものであることが好ましい。

具体的には本発明では、前記反強磁性層及び強磁性層は、前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。前記｛１１１｝面とは、ミラー指数を用いて表した単結晶構造の場合における等価な結晶面の総称であり、前記等価な結晶面には（１１１）面、（-１１１）面、（１-１１）面、（１１-１）面、（-１-１１）面、（１-１-１）面、（-１１-１）面、（-１-１-１）面が存在する。

なお図２６と図２７に示す透過電子顕微鏡写真を有するスピンバルブ型薄膜素子では、共に膜面と平行な方向に｛１１１｝面の格子縞が見られ、反強磁性層と前記反強磁性層よりも上側に形成された層は、本発明及び比較例ともに、膜面と平行な方向に｛１１１｝面と等価な結晶面が優先配向していると認められた。

このように同じ等価な結晶面が反強磁性層と強磁性層とで優先配向している場合には、大きな抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることが可能である。

また本発明は、反強磁性層と強磁性層とが接して形成され、前記反強磁性層と強磁性層との界面に交換結合磁界が発生し、前記強磁性層の磁化方向が一定方向にされる交換結合膜において、
前記反強磁性層は前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、
前記反強磁性層には少なくとも一部に双晶が形成され、少なくとも一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行に形成されていることを特徴とするものである。

この発明では、反強磁性層は、前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向している。なお前記反強磁性層を｛１１１｝面配向させるには前記反強磁性層の下側にシードレイヤを敷くことが効果的である。

本発明では、反強磁性層に形成された少なくとも一部の双晶の双晶境界は前記界面と非平行に形成されているが、それは図２６および図２８を見れば明らかである。

すなわち図２６および図２８に示すように、反強磁性層には、双晶が形成され、前記双晶内には、双晶境界を示す粒界（４）（８）（９）（１０）及び（１１）が現れている。そしてこれら双晶境界はいずれも界面と非平行になっている。

またここで、図２６に示す膜構成とは違う膜構成のものを膜厚と平行な方向から切断し、その切断面を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観測した写真を図３０に示す。

膜構成は下から、Ｓｉ基板／Ａｌ₂Ｏ₃／下地層：Ｔａ（３ｎｍ）／シードレイヤ：Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（２ｎｍ）／反強磁性層：Ｐｔ₄₉Ｍｎ₅₁（１６ｎｍ）／固定磁性層[Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀（１．４ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀（２．２ｎｍ）]／非磁性中間層：Ｃｕ（２．２ｎｍ）／フリー磁性層：[Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀（１ｎｍ）／Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀（４ｎｍ）]／Ｔａ（３ｎｍ）である。なお括弧内の数値は膜厚を示している。なお反強磁性層、固定磁性層及びフリー磁性層の組成比はａｔ％である。

前記反強磁性層、および固定磁性層の成膜は、ＤＣマグネトロンスパッタ装置で行い、前記２層の成膜の際に使用されるＡｒガスのガス圧を２．５ｍＴｏｒｒとした。また前記反強磁性層を成膜するとき、基板とターゲット間の距離を８０ｍｍとした。

上記した膜構成を有するスピンバルブ膜を成膜後、熱処理を施した。この時の熱処理温度は例えば２７０℃で時間は４時間であった。また熱処理真空度を１０^―７Ｔｏｒｒとした。なおこの実施例では図２６のものとＰｔＭｎの組成比や膜厚、成膜条件などが異なる。

図３０に示す透過電子顕微鏡写真は、上記の熱処理後の状態を示したものである。また反強磁性層及び強磁性層は、界面と平行な方向に等価な｛１１１｝面が優先配向していることが、電子線回折像によりわかった。

図３１は、図３０に示すＴＥＭ写真の模式図である。図３１に示すように、反強磁性層には、複数の双晶境界が形成され、これら双晶境界はいずれも強磁性層との界面と非平行であることがわかる。

一方、既に説明したように図２７および図２９に示す比較例では、反強磁性層に双晶が形成されておらず、よって双晶境界は現れていないことがわかる。

本発明のように、反強磁性層に双晶が形成され、前記双晶内に双晶境界が前記界面と非平行に形成されている場合、前記反強磁性層は熱処理によって適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。図３０に示す膜構成での交換結合磁界は、約９．３×１０⁴（Ａ／ｍ）であった。

ところで前記双晶境界は成膜段階において形成されているか否かは重要ではない。成膜段階で前記双晶境界が形成されていなくても熱処理を施すことによって本発明のような前記双晶境界が現れることがある。

本発明では、成膜段階において前記反強磁性層の原子は強磁性層の結晶構造に拘束された状態にないと思われる。このように界面での拘束力が弱くなると、前記反強磁性層は熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすくなるが、前記変態の際には格子歪が発生するため、この格子歪を適切に緩和できないと、前記変態を効果的に起すことはできない。変態をするときには反強磁性層の原子が不規則格子から規則格子への再配列を起し、このとき生じる格子歪を、短い距離間隔で原子配列が鏡面対称に変化していくことで緩和していくものと考えられる。熱処理後、前記鏡面対称変化の境は双晶境界となり、このような双晶境界が形成されていることは、いわば熱処理を施したときに規則化変態が起こっていることを意味する。

ここで反強磁性層と強磁性層との界面付近では、前記界面と平行な方向に原子が再配列するときに生じる格子歪を緩和するため、前記界面と交わる方向に前記双晶境界が形成される。このため全体的に適切な規則化変態が起きたとき前記双晶境界は前記界面と非平行に形成される。これが本発明であり、本発明のように界面と非平行に双晶境界が形成された場合、非常に大きな交換結合磁界を得ることが可能になる。一方、前記界面と平行な方向に原子が再配列できないとき、すなわち界面において前記反強磁性層の原子が強磁性層の結晶構造に強固に拘束されているときなどは、前記界面と交わるように双晶境界は形成されない。かかる場合、前記双晶境界は形成されなかったり、あるいは前記界面と平行な双晶境界が形成されたりするのである。

なお前記双晶境界は、図２６や図３０のように同じ双晶内に複数形成されるとき、それぞれの双晶境界どうしはほぼ平行となる。

なお図３０に示す実施例の反強磁性層及び強磁性層には共に特別な対称関係を持たない粒界が形成されており、反強磁性層側に形成された前記粒界及び双晶境界は、強磁性層に形成された粒界とは界面で不連続な状態であることがわかる。

また本発明では、前記双晶境界と前記界面間の内角は、６８°以上で７６°以下であることが好ましい。この範囲内であると前記反強磁性層は界面と平行な方向に等価な｛１１１｝面が優先配向する。

また本発明では、前記強磁性層は、前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。

本発明のように前記反強磁性層及び強磁性層が共に界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していると、大きな抵抗変化率を得ることが可能である。

また本発明では、前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されることが好ましい。

また本発明では、上記のように反強磁性層と強磁性層の膜面と平行な方向における結晶配向が｛１１１｝面として表される等価な結晶面となるように、前記反強磁性層の下側にシードレイヤを形成したのである。

本発明では、前記交換結合膜は、下から反強磁性層、強磁性層の順に積層され、さらに前記反強磁性層の下側に、結晶構造が主として面心立方晶から成り、しかも前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向したシードレイヤが形成されていることが好ましい。

このように本発明では反強磁性層の下側にシードレイヤを設けることで、前記反強磁性層及び強磁性層は膜面と平行な方向に、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向する。

また本発明では、前記シードレイヤは、ＮｉＦｅ合金、ＮｉあるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる少なくとも１種以上）、さらにはＮｉ−Ｙ合金で形成されることが好ましい。

また前記シードレイヤは、組成式が（Ｎｉ_１−ｘＦｅ_ｘ）_1―ｙＹ_ｙ（ｘ，ｙは原子比率）で示され、原子比率ｘは０以上で０．３以下で、原子比率ｙは０以上で０．５以下であることが好ましい。また前記シードレイヤは常温で非磁性であることが好ましい。

また本発明では、前記シードレイヤの下には、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち少なくとも１種以上の元素で形成された下地層が形成されていることが好ましい。

さらに本発明では、前記反強磁性層とシードレイヤとの界面の少なくとも一部は非整合状態であることが好ましい。ここで非整合状態とは、反強磁性層を構成する原子と強磁性層（シードレイヤ、なお室温では非磁性）を構成する原子とが界面で１対１に対応しない状態のことを指す。一方、整合状態とは前記界面で原子が１対１で対応する状態のことを指す。

ところで本発明では、上記したように反強磁性層に形成された結晶粒界と強磁性層に形成された結晶粒界とが界面の少なくとも一部で不連続な状態となっているが、この結晶構造は前記反強磁性層とシードレイヤとの界面においても生じていることが好ましい。

すなわち本発明では、反強磁性層に形成された結晶粒界とシードレイヤに形成された結晶粒界が界面の少なくとも一部で不連続な状態となっていることが好ましい。これによって前記反強磁性層は熱処理を施したときに、前記シードレイヤの結晶構造に拘束されずに適切な規則変態を起しており、大きな交換結合磁界を得ることが可能になる。

また本発明では、前記反強磁性層は、Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）で形成されていてもよい。この場合、前記Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合金は、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に元素Ｘ ′が侵入した侵入型固溶体であり、あるいは、元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部が、元素Ｘ′に置換された置換型固溶体であることが好まし い。これによって反強磁性層の格子定数を広げることができ、強磁性層との界面において、前記強磁性層の原子配列に対して１対１に対応しない原子配列を形成することが可能である。

また本発明では、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下であることが好ましい。後述する実験結果により、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が上記範囲内であると少なくとも１．５８×１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることができる。なおより好ましくは、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４９（ａｔ％）以上５６．５（ａｔ％）以下である。

また本発明では、前記反強磁性層と強磁性層との界面の少なくとも一部は非整合状態であることが好ましい。

本発明では、上記した交換結合膜を様々な磁気抵抗効果素子に適用することができる。

本発明は、反強磁性層と、この反強磁性層と接して形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性層と、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向へ揃えるバイアス層とを有し、前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成された固定磁性層とが、上記した交換結合膜により形成されていることを特徴とするものである。

また本発明は、反強磁性層と、この反強磁性層と接して形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性層とを有し、前記フリー磁性層の上側または下側に、トラック幅Ｔｗの間隔を空けて反強磁性のエクスチェンジバイアス層が形成され、前記エクスチェンジバイアス層とフリー磁性層とが、上記した交換結合膜により形成され、前記フリー磁性層の磁化が一定方向にされることを特徴とするものである。

また本発明は、フリー磁性層の上下に積層された非磁性中間層と、一方の前記非磁性中間層の上および他方の非磁性中間層の下に位置する固定磁性層と、一方の前記固定磁性層の上および他方の固定磁性層の下に位置して、交換異方性磁界によりそれぞれの固定磁性層の磁化方向を一定の方向に固定する反強磁性層と、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向に揃えるバイアス層とを有し、前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成された固定磁性層とが、上記した交換結合膜により形成されていることを特徴とするものである。

また本発明は、非磁性層を介して重ねられた磁気抵抗層と軟磁性層とを有し、前記磁気抵抗層の上側あるいは下側にトラック幅Ｔｗの間隔を空けて反強磁性層が形成され、前記反強磁性層と磁気抵抗層とが、上記した交換結合膜により形成されていることを特徴とするものである。

また本発明における薄膜磁気ヘッドは、上記した磁気抵抗効果素子の上下にギャップ層を介してシールド層が形成されていることを特徴とするものである。

以上詳述したように本発明における交換結合膜では、前記交換結合膜を膜厚方向と平行な切断面に現われる前記反強磁性層に形成された結晶粒界と、強磁性層に形成された結晶粒界とが前記界面の少なくとも一部で不連続となっている。

また本発明では、前記反強磁性層は前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、前記反強磁性層には少なくとも一部に双 晶が形成され、前記双晶の少なくとも一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行に形成されていることを特徴とするものである。なお前記双晶境界と前記界面間の内角は、６８°以上で７６°以下であることが好ましい。

上記した膜構造が熱処理後によって得られた場合、前記反強磁性層は熱処理により適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。

上記した交換結合膜は様々な磁気抵抗効果素子に適用することができ、前記交換結合膜を有する磁気抵抗効果素子であると、今後の高記録密度化に適切に対応することが可能になる。

図１は本発明の第１実施形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の全体構造をＡＢＳ面側から見た断面図である。なお、図１ではＸ方向に延びる素子の中央部分のみを破断して示している。

このシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子は、ハードディスク装置に設けられた浮上式スライダのトレーリング側端部などに設けられて、ハードディスクなどの記録磁界を検出するものである。なお、ハードディスクなどの磁気記録媒体の移動方向はＺ方向であり、磁気記録媒体からの洩れ磁界の方向はＹ方向である。

図１の最も下に形成されているのはＴａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素などの非磁性材料で形成された下地層６である。前記下地層６は、その上に形成されるシードレイヤ２２の｛１１１｝面として表される等価な結晶面を、膜面と平行な方向に優先配向させるために設けられたものである。前記下地層６は例えば５０Å程度の膜厚で形成される。

前記シードレイヤ２２は、主として面心立方晶から成り、前記反強磁性層４との界面と平行な方向に、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向されている。前記シードレイヤ２２は、ＮｉＦｅ合金、ＮｉあるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる少なくとも１種または２種以上）、Ｎｉ−Ｙ合金で形成されることが好ましい。

なお前記シードレイヤ２２は、組成式が（Ｎｉ_1-xＦｅ_x）_1-yＹ_y（ｘ，ｙは原子比率）で示され、原子比率ｘは０以上で０．３以下で、原子比率ｙは０以上で０．５以下であることが好ましい。これによって反強磁性層４及びその上の各層の｛１１１｝面の優先配向度を高めることができ、抵抗変化率ΔＲ／Ｒを高めることができる。

ここで「等価な結晶面」とは、ミラー指数を用いて表した結晶格子面を示し、前記｛１１１｝面として表される等価（同等）な結晶面としては（１１１）面、（−１１１）面、（１−１１）面、（１１−１）面、（−１−１１）面、（１−１−１）面、（−１１−１）面、（−１−１−１）面が存在する。

すなわち本発明では、前記シードレイヤ２２は（１１１）面や、それと等価な（１−１１）面等が膜面と平行な方向に優先配向しているのである。

また本発明では前記シードレイヤ２２は常温にて非磁性であることが好ましい。前記シードレイヤ２２を常温で非磁性とすることにより、波形の非対称性（アシンメトリー）の悪化を防ぐことができるとともに、非磁性にするために添加する元素Ｙ（後述）の効果により、前記シードレイヤ２２の比抵抗を大きくすることができ、導電層から流れるセンス電流の前記シードレイヤ２２への分流を抑制することが可能である。前記センス電流がシードレイヤ２２に分流しやすくなると、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の低下やバルクハウゼンノイズの発生に繋がり好ましくない。

前記シードレイヤ２２を非磁性で形成するには、上記した材質のうちＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる少なくとも１種または２種以上）やＮｉ−Ｙ合金を選択できる。これら材質は、結晶構造が面心立方晶であり、しかも膜面と平行な方向に、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向しやすく好ましい。前記シードレイヤ２２は、例えば３０Å程度で形成される。

前記シードレイヤ２２の上には反強磁性層４が形成される。前記反強磁性層４は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成されることが好ましい。

これら白金族元素を用いたＸ−Ｍｎ合金は、耐食性に優れ、またブロッキング温度も高く、さらに交換結合磁界（Ｈｅｘ）を大きくできるなど反強磁性材料として優れた特性を有する。特に白金族元素のうちＰｔを用いることが好ましい。例えば二元系で形成されたＰｔＭｎ合金を使用することができる。

また本発明では、前記反強磁性層４を元素Ｘと元素Ｘ′（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ， Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成してもよい。

なお前記元素Ｘ′には、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に侵入し、または元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部と置換する元素を用いることが好ましい。ここで固溶体とは、一つの結晶相内において、均一に成分が混ざり合った固体のことを指している。

侵入型固溶体あるいは置換型固溶体とすることで、前記Ｘ−Ｍｎ合金膜の格子定数に比べて、前記Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金の格子定数を大きくすることができるの で、後述する固定磁性層３の格子定数との差を広げることができ、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面構造を非整合状態にしやすくできる。また特に置換型で固溶する元素Ｘ′を使用する場合は、前記元素Ｘ′の組成比が大きくなりすぎると、反強磁性としての特性が低下し、固定磁性層３との界面で発生する交換結合磁界が小さくなってしまう。特に本発明では、侵入型で固溶し、不活性ガスの希ガス元素（Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅのうち１種または２種以上）を元素Ｘ′ として使用することが好ましいとしている。希ガス元素は不活性ガスなので、希ガス元素が、膜中に含有されても、反強磁性特性に大きく影響を与えることがなく、さらに、Ａｒなどは、スパッタガスとして従来からスパッタ装置内に導入されるガスであり、ガス圧を適正に調節するのみで、容易に、膜中にＡｒを侵入させることができる。

なお、元素Ｘ′にガス系の元素を使用した場合には、膜中に多量の元素Ｘ′を含有することは困難であるが、希ガスの場合においては、膜中に微量侵入させるだけで、熱処理によって発生する交換結合磁界を、飛躍的に大きくできる。

なお本発明では、好ましい前記元素Ｘ′の組成範囲は、ａｔ％で０．２から１０であり、より好ましくは、ａｔ％で、０．５から５である。また本発明では前記元素ＸはＰｔであることが好ましく、よってＰｔ−Ｍｎ−Ｘ′合金を使用することが好ましい。

次に前記反強磁性層４の上には３層膜で形成された固定磁性層３が形成されている。

前記固定磁性層３は、Ｃｏ膜１１とＲｕ膜１２とＣｏ膜１３とで形成され、前記反強磁性層４との界面での交換結合磁界及び前記Ｃｏ膜１１とＣｏ膜１３の間にＲｕ膜１２を介して働くＲＫＫＹ的反強磁性結合により前記Ｃｏ膜１１とＣｏ膜１３の磁化方向は互いに反平行状態にされる。これは、いわゆるフェリ磁性結合状態と呼ばれ、この構成により固定磁性層３の磁化を安定した状態にでき、また前記固定磁性層３と反強磁性層４との界面で発生する交換結合磁界を大きくすることができる。

なお前記Ｃｏ膜１１は例えば２０Å程度で形成され、Ｒｕ膜１２は８Å程度で形成され、Ｃｏ膜１３は１５Å程度で形成される。

なお前記固定磁性層３は３層膜で形成されなくても良く、例えば単層膜で形成されてもよい。また各層１１，１２，１３は、上記した磁性材料以外の材料によって形成してもよい。例えば前記層１１や１３には、ＣｏのほかにＣｏＦｅなどを選択できる。

前記固定磁性層３の上には非磁性中間層２が形成されている。前記非磁性中間層２は、例えばＣｕで形成されている。なお本発明における磁気抵抗効果素子が、トンネル効果の原理を用いたトンネル型磁気抵抗効果素子（ＴＭＲ素子）の場合、前記非磁性中間層２は、例えばＡｌ_２Ｏ_３等の絶縁材料で形成される。

さらに前記非磁性中間層２の上には２層膜で形成されたフリー磁性層１が形成される。

前記フリー磁性層１は、ＮｉＦｅ合金膜９とＣｏ膜１０の２層で形成される。図１に示すように前記Ｃｏ膜１０を非磁性中間層２と接する側に形成することにより、前記非磁性中間層２との界面での金属元素等の拡散を防止し、ΔＲ／Ｒ（抵抗変化率）を大きくすることができる。

なお前記ＮｉＦｅ合金膜９は、例えば前記Ｎｉを８０（ａｔ％）、Ｆｅを２０（ａｔ％）として形成する。また前記ＮｉＦｅ合金膜９の膜厚を例えば４５Å程度、Ｃｏ膜を５Å程度で形成する。

図１に示すように前記フリー磁性層１の上にはＴａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上の元素などの非磁性材料で形成された保護層７が形成されている。

さらに前記下地層６から保護層７までの積層膜の両側にはハードバイアス層５及び導電層８が形成されている。前記ハードバイアス層５からのバイアス磁界によってフリー磁性層１の磁化はトラック幅方向（図示Ｘ方向）に揃えられる。

前記ハードバイアス層５，５は、例えばＣｏ−Ｐｔ（コバルト−白金）合金やＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ（コバルト−クロム−白金）合金などで形成されており、導電層８，８は、α−Ｔａ、Ａｕ、Ｃｒ、Ｃｕ（銅）やＷ（タングステン）などで形成されている。なお上記したトンネル型磁気抵抗効果素子の場合、前記導電層８，８は、フリー磁性層１の下側と、反強磁性層４の上側にそれぞれ形成されることになる。

また本発明では、上記したフリー磁性層１の上に、金属材料あるいは非磁性金属のＣｕ，Ａｕ，Ａｇからなるバックド層が形成されていてもよい。例えば前記バックド層の膜厚は１２〜２０Å程度で形成される。

また前記保護層７には、Ｔａなどから成りその表面が酸化された酸化層が形成されていることが好ましい。

前記バックド層が形成されることによって、磁気抵抗効果に寄与する＋スピン（上向きスピン：ｕｐ ｓｐｉｎ）の電子における平均自由工程（ｍｅａｎ ｆｒｅｅ ｐａｔｈ）を延ばし、いわゆるスピンフィルター効果（ｓｐｉｎ ｆｉｌｔｅｒ ｅｆｆｅｃｔ）によりスピンバルブ型磁気素子において、大きな抵抗変化率が得られ、高記録密度化に対応できるものとなる。

上記した各層を積層した後、本発明では熱処理を施して反強磁性層４と固定磁性層３との界面に交換結合磁界（Ｈｅｘ）を発生させ、これにより前記固定磁性層３の磁化をハイト方向（図示Ｙ方向）に固定するが、熱処理後における前記スピンバルブ型薄膜素子では、以下のような結晶配向を有している。

前記結晶配向については、主に反強磁性層と強磁性層（固定磁性層）とで形成される交換結合膜を中心して説明する。

本発明では上記したように、反強磁性層４の下側にシードレイヤ２２が形成されている。前記シードレイヤ２２は、代表的に｛１１１｝面として表される等価 な結晶面が膜面に優先配向するように形成されているが、これによって前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層４もまた膜面と平行な方向に、前記シードレイヤ２２と同じ結晶面が膜面と平行方向に優先配向される。

例えばシードレイヤ２２は、膜面と平行な方向に（−１１１）面が優先配向する場合、前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層４も膜面と平行な方向に（−１１１）面が優先配向する。

さらに前記反強磁性層４の上に形成される固定磁性層３もまた前記反強磁性層４と同じ等価な結晶面が膜面と平行な方向に優先配向する。

すなわち本発明では、シードレイヤ２２、反強磁性層４及び固定磁性層３は、膜面と平行な方向に、代表的に｛１１１｝面として表される同じ等価な結晶面が優先配向しているのである。

なお本発明では、前記膜面と平行な方向に優先配向する結晶面は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましいが、これは前記結晶面が最密面であるからである。例えば磁気ヘッド装置内の環境温度やセンス電流密度が高くなると、特に熱的な安定性が求められるが、膜面と平行な方向に最密面である｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向すると膜厚方向の原子の拡散が起こり難く、多層膜界面の熱的安定性が増し、特性の安定化を図 ることが可能である。

本発明ではこのように反強磁性層４及び固定磁性層３は、膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向するが、さらに本発明では、前記結晶面内に存在する、ある同じ結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４及び固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているのである（図１４参照）。なお図１４では、例えば（１１１）面内に存在する［１１０］方向が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていることがわかる。

このような結晶配向を生じる原因としては、前記反強磁性層４と固定磁性層３とを成膜段階（熱処理前）において、如何なる状態で成膜したかに依存すると考えられる。

例えば反強磁性層４の材質及び組成比を調整し、さらに成膜条件等を制御し前記反強磁性層４の格子定数を固定磁性層３の格子定数よりも充分に大きくした状態で各層を成膜すると、前記反強磁性層４及び固定磁性層３は、エピタキシャル的な成長をしづらいものと考えられる。

エピタキシャル的に成膜されると、反強磁性層４と固定磁性層３とで全ての結晶方位が平行関係を有して成膜されやすい。そして前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面では、前記界面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向するのみならず、前記結晶面内に存在する、反強磁性層４と固定磁性層３とのある同一の等価な結晶軸が同じ方向に向き、前記界面で反強磁性層４の原子の配列と固定磁性層３の原子の配列とが１対１に対応しやすくなる（図１５参照）。なお図１５には具体的な例として、（１１１）面内に存在する［１１０］方向が、反強磁性層３１と強磁性層３０とで同じ方向を向いていることが示されている。

このような結晶配向が熱処理前の段階で生じていると、前記反強磁性層４は熱処理を施しても固定磁性層３の結晶構造に拘束されて、適切な規則変態を起せず、交換結合磁界は非常に低下してしまう。

本発明では、上記のようなエピタキシャル的な成長をせずに、反強磁性層４と固定磁性層３とが成膜されたものと考えられ、このような成膜状態で熱処理を施すと、前記反強磁性層４は固定磁性層３の結晶構造に拘束されず適切な規則変態を起す。熱処理後の本発明におけるスピンバルブ膜の膜構造を観測すると、前記反強磁性層４と固定磁性層３は、膜面と平行な方向に互いに同じ等価な結晶面が優先配向しながらも、前記膜面と平行な方向に配向しない他の結晶面では、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで平行関係を保たず、この結果、前記膜面平行に配向した前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部は、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているのである。

本発明では、上記した結晶配向を生じさせるための一つの方法として反強磁性層４の下側にシードレイヤ２２を敷いた。既に説明したように、シードレイヤ２２を設けることで前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層４及び固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、このような結晶配向は、大きな抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）をもたらす。

また本発明では、前記反強磁性層４及び固定磁性層３の膜面平行な方向に配向する前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部は互いに異なる方向を向いているが、このような結晶方位の存在は、熱処理段階で前記反強磁性層４は固定磁性層３の結晶構造に拘束されずに、不規則相としての面心立方格子から規則相としてのＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方格子に適切に変態したものと考えられ、従来に比べて大きな交換結合磁界を得ることが可能である。なお本発明では、熱処理後において前記反強磁性層４の少なくとも一部の結晶構造がＣｕＡｕ−Ｉ型の面心正方規則格子となっていればよい。

また本発明では、以下のような結晶組織を有することが大きな交換結合磁界を得る上で重要である。

すなわち本発明では、前記切断面に現われる前記反強磁性層４の結晶粒界と、固定磁性層３の結晶粒界とが、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部で不連続な状態となっているのである。

なお本発明で言う前記結晶粒界とは、２つの結晶粒が異なる結晶方位を保って前記それぞれの結晶粒が接する境界であり、２つの結晶粒の間で、原子配列が鏡面対称となる境界（いわゆる双晶境界）を含む。図２８に示す粒界（１）（２）（３）及び（５）は、特別な対称関係を持たない前者の境界であり、図２８に示す粒界（４）（８）（９）（１０）及び（１１）は後者の双晶境界であると思われる。

図２６，２８（図２６は透過電子顕微鏡写真（ＴＥＭ写真）、図２８は図２６に示す写真の模式図）に示すように本発明では、ＰｔＭｎ合金膜（反強磁性層４）に形成された結晶粒界（４）（５）（８）（９）（１０）及び（１１）と、前記反強磁性層４上層に形成された結晶粒界（１）（２）（３）とが、前記界面で不連続な状態になっており、このような不連続状態が生じる場合には、前記界面において反強磁性層４の膜面方向の結晶面と、固定磁性層３の膜面方向の結晶面とに存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が異なる方向を向いているものと推測できる。また別の実施例として挙げた図３０、３１においても、反強磁性層に形成された、特別な対称関係を持たない粒界と双晶境界は、強磁性層に形成された粒界と界面で不連続であることがわかる。

図２６，２８、３０、３１に示す結晶構造は、比較例として表される図２７，２９（図２７は透過電子顕微鏡写真（ＴＥＭ写真）、図２９は図２７に示す写真の模式図）に示す結晶組織とは明らかに異なることがわかる。図２７，２９では、ＰｔＭｎ合金膜（反強磁性層４）に形成された結晶粒界と、ＰｔＭｎ合金膜の上の層に形成された結晶粒界が界面で連続し、反強磁性層４からその上の層にかけて前記界面を貫く大きな結晶粒が形成されているからである。

本発明のように図２６，２８、３０、３１に示すような結晶粒界を有する交換結合膜であると、成膜段階において前記反強磁性層４と固定磁性層３とはエピタキシャル的な成長をせずに成膜されたものと考えられ、したがって熱処理によって前記反強磁性層４は固定磁性層３の結晶構造に拘束されずに適切な規則変態を起しており、大きな交換結合磁界を得ることができるのである。

また図２８に示す粒界（４）（８）（９）（１０）及び（１１）、すなわち双晶境界は、界面と非平行であることがわかる。同様に別の実施例としての図３０及び図３１に示した双晶境界も前記界面と非平行であることがわかる。なお本発明におけるいずれの実施例でも前記反強磁性層は、前記反強磁性層の下側にシードレイヤ層が敷かれているため前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向している。

なお双晶とは、１つの物質の単結晶が２つ以上、互いに特定の対称関係に従って結合している一固体をいう。そして前記双晶には双晶境界が形成され、前記双晶境界を境にして原子配列が鏡面対称となっている。このような双晶が生じるのは、内部応力の緩和のためである。ちなみに双晶境界が形成されて内部応力の緩和が促進されても、ある部分で大きな内部応力が発生している場合には、もはや双晶境界では適切な内部応力の緩和を行えず、図２８の粒界（５）、図３０の粒界のような、２つの結晶粒が異なる結晶方位を保って前記それぞれの結晶粒が接する境界が形成されて、前記の大きな内部応力が緩和されていくものと考えられる。

本発明のように前記反強磁性層に形成された双晶境界が界面と非平行である場合には、前記界面において反強磁性層４の膜面方向の結晶面と、固定磁性層３の膜面方向の結晶面とに存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が異なる方向を向いているものと推測できる。

前記反強磁性層４は成膜後、熱処理を施すことによって不規則格子から規則格子への変態が起こなければ大きな交換結合磁界を得ることはできないが、変態時、界面と平行な方向及び膜厚方向に原子が移動するときに生じる格子歪を緩和すべく、原子配列が鏡面対称に変化する双晶境界が形成される。そしてこのとき前記双晶境界は前記界面と非平行に形成される。

前記反強磁性層が不規則格子から規則格子に適切に変態すると、前記反強磁性層には前記界面と非平行になる双晶境界が形成され、大きな交換結合磁界が発生する。なおある双晶内には前記双晶境界は複数形成されていても良く、かかる場合、それぞれの前記双晶境界どうしはほぼ平行状態になる。

一方、比較例を示す図２７及び図２９では、前記反強磁性層に全く双晶境界が形成されていない。これはすなわち、熱処理を施しても前記反強磁性層の原子は変態時に起こる再配列が成されていないからであり、よって不規則格子から規則格子への変態がほとんど進行せず、小さな交換結合磁界しか得ることができない。

また前記反強磁性層に双晶境界が形成されても、前記双晶境界が前記界面と平行であるときには、膜厚方向への格子歪はある程度緩和されていると推測できるが、前記界面と平行な方向への原子再配列は全く起こっておらず、よって特に界面で前記反強磁性層は不規則格子から規則格子に適切に変態していない。従って交換結合磁界は小さくなってしまう。

なお本発明では、前記双晶境界と前記界面間の内角θ（図２８及び図３１を参照のこと）は６８°以上で７６°以下であることが好ましい。ちなみに図２８の前記内角は約６８°、図３１の前記内角θは約７５°であった。この範囲内であると前記反強磁性層は前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価 な結晶面が優先配向する。さらに前記固定磁性層３も｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。これによってより効果的に抵抗変化率を向上させることができる。

また本発明では、反強磁性層４と固定磁性層３とを成膜し、熱処理を施した後において、前記反強磁性層４と固定磁性層３との結晶配向を透過電子線回折像によって観測し、この透過電子線回折像が以下に説明するような回折図形として得られたなら、反強磁性層４と固定磁性層３との結晶配向は、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部は前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているものと推定することが可能である。

本発明では、まず反強磁性層４と固定磁性層３との界面と平行方向から電子線（ビーム）を入射させ、反強磁性層４及び固定磁性層３のそれぞれについて透過電子線回折像を得る。

前記反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面に相当する逆格子点に対応した回折斑点が現れる。前記逆格子点（＝回折斑点）はミラー指数により表される結晶面であり、例えば前記逆格子点は（１１０）面などである。

次に前記回折斑点に指数付けを行う。ビーム原点から回折斑点までの距離ｒは、格子面間隔ｄに反比例するため、ｒを測定することでｄを知ることができる。ＰｔＭｎやＣｏＦｅ，ＮｉＦｅ等の各結晶格子面｛ｈｋｌ｝の面間隔は、ある程度既知であるため、各回折斑点に等価な｛ｈｋｌ｝なる指数付けをすることができる。また、一般的な透過電子線回折像の文献には、単結晶構造の結晶粒の各種の方向に対して観測あるいは計算された、各回折斑点に｛ｈｋｌ｝なる特定の指数付けがなされた透過電子線回折図形が掲載されている。このような文献を用いて、上記の反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像から得られた回折斑点が、単結晶構造の場合の、どの結晶面の回折斑点と同一あるいは類似しているかを判別し、前記単結晶の場合と同様の指数付け｛ｈｋｌ｝を各個別の回折斑点毎に行う。

そして上記した反強磁性層４の透過電子線回折像と、固定磁性層３の透過電子線回折像とに現れたビーム原点同士を一致させて、各回折像を重ねあわせる。

あるいは反磁性層４と固定磁性層３の両者に同時に電子線が照射される範囲で透過電子線回折像を得る。

本発明では、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされ且つビーム原点からみたときに膜厚方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第一仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致する（図１６，１８参照；図１６は透過電子線回折像、図１８は図１６に示す回折像の模式図）。これは、前記反強磁性層４と固定磁性層３とが膜面方向に同じ等価な結晶面が優先配向していることを意味する。

さらに本発明では、同じ指数付けがなされ、且つ前記ビーム原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第二仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれているのである（図１６，１８参照）。これは、すなわち膜面と平行な方向に配向しない結晶面については、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに平行関係になっていないことを意味している。あるいは、前記ビーム原点からみたときに、前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点が反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像のみに現れる状態でも、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに平行関係になっていない。

本発明では、図１７，１９（図１７は透過電子線回折像、図１９は図１７に示す回折像の模式図）に示す比較例とは明らかに異なる回折像を得ることができる。図１７，１９に示す比較例では、同じ指数付けがなされ、且つ前記ビーム原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第二仮想線が、反強磁性層４と固定磁性層３との回折像で互いに一致しているからである。

本発明では図１６に示すような透過電子線回折像が得られた場合には、反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているものと推測できる。

よって上記した透過電子線回折像が得られるスピンバルブ膜であれば、熱処理を施した段階で反強磁性層４は適切な規則変態を起しており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なお本発明では、前記膜厚方向に位置する回折斑点は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面を示していることが好ましい。

また本発明では、前記反強磁性層４と固定磁性層３との結晶配向を上記とは別の方向から透過電子線回折像によって観測し、この透過電子線回折像が以下に説明するような回折図形として得られたなら、反強磁性層４と固定磁性層３は、膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているものと推測できる。

すなわち本発明では、反強磁性層４と固定磁性層３との界面と垂直方向から電子線（ビーム）を入射させ、反強磁性層４及び固定磁性層３のそれぞれについて同時に透過電子線回折像を得る（図２０及び図２１参照；図２０は反強磁性層４の回折像の模式図、図２１は固定磁性層３の回折像の模式図）。

前記反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、同じ逆格子面の回折斑点が現れる。前記逆格子面すなわち電子線回折像の投影面は、入射電子線と垂直な結晶面と平行であり、例えば前記逆格子面と平行な結晶面は（１１１）面などである。なお本発明では、前記界面と垂直な方向は、代表的に＜１１１＞方向として表される等価な結晶軸の方向であり、あるいは反強磁性層及び強磁性層の前記界面と平行な結晶面は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

次に、単結晶構造の場合の透過電子線回折像の文献などを参照して、前記回折斑点に指数付けを行う。反強磁性層４と固定磁性層３には格子定数の違い、すなわち格子面間隔の違いがあるため反強磁性層４の透過電子線回折斑点と、固定磁性層３の透過電子線回折斑点とは、それらの斑点のビーム原点との距離の違いにより容易に判別できる（図２２参照）。

本発明では、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と、固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなさた、ある回折斑点からビーム原点までを結んだ仮想線（仮想線Ａと仮想線Ｂ、及び仮想線Ｃと仮想線Ｄ）は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれた状態となっている（図２２参照）。 これは、膜面と平行な方向に配向した結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の方位が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていることを意味する。あるいは前記回折斑点のうち、ある指数付けがされた回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる状態でも反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていることを意味する。

上記の本発明における透過電子線回折像は、図２３ないし図２５（図２３は反強磁性層の回折像の模式図、図２４は固定磁性層の回折像の模式図、図２５は図２３と図２４とを重ねあわせた模式図）に示す比較例の透過電子線回折像とは明らかに異なることがわかる。

図２５に示すように、ある回折斑点からビーム原点まで結んだ仮想線Ｅ，Ｆは、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致しているからである。

本発明では、図２０ないし図２２に示す透過電子線回折像が得られた場合には、反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向するが、前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていると推測される。

よって上記した透過電子線回折像が得られるスピンバルブ膜であれば、熱処理を施した段階で反強磁性層４は適切な規則変態を起しており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

以上のように本発明におけるスピンバルブ型薄膜素子の結晶配向、結晶粒界及び双晶境界の特徴点を説明したが、このような結晶配向、結晶粒界及び双晶境界を得るには、前記反強磁性層４と固定磁性層３とを成膜したとき、前記反強磁性層４の原子が前記固定磁性層３の結晶構造に強固に拘束されないようにしなければならない。拘束力を弱めるためには、前記反強磁性層４と固定磁性層３の界面でいわゆる非整合状態になっていることが好ましい。

非整合状態とは、反強磁性層４の原子の配列と固定磁性層３の原子の配列が前記界面で１対１に対応しない状態のことを言うが、このような非整合状態を作るには前記反強磁性層４の格子定数を前記固定磁性層３の格子定数に比して広げておくことが必要である。

それに加えて前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態を起さなければならない。前記固定磁性層３との界面が非整合状態であっても前記反強磁性層４が規則変態を引き起こさない場合には、結局、交換結合磁界は低くなってしまう。

上記した成膜段階における非整合状態、及び規則変態を起すか否かの適正化は、反強磁性層４を構成する各構成元素の組成比や成膜条件によるところが大きいと考えられる。

本発明では、反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％を４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下に設定することが好ましい。これによって成膜段階において、固定磁性層３との界面が非整合状態にされ、しかも前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態を起すものと推測される。

そして上記の組成範囲内で形成された反強磁性層４を使用することにより、熱処理後のスピンバルブ型薄膜素子では、前記反強磁性層４と固定磁性層３との結晶配向を、膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面を優先配向させ、しかも前記反強磁性層４及び固定磁性層３の前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部を互いに異なる方向に向かせることが可能である。また前記反強磁性層４の結晶粒界と、固定磁性層３の結晶粒界とを界面の少なくとも一部で不連続な状態にすることができる。また前記反強磁性層４を｛１１１｝ 面配向させ、さらに前記反強磁性層４に形成される双晶境界を前記界面と非平行で形成することができる。上記の組成範囲内であると後述する実験結果によれば１．５８×１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能である。

また本発明では、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％を、４９（ａｔ％）以上で５６．５（ａｔ％）以下に設定することが好ましい。これにより７．９×１０⁴（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能である。

また非整合状態を形成するに重要な前記成膜条件とは、前記反強磁性層４、固定磁性層３を成膜する際に用いられるＡｒガス圧や、熱処理条件、さらには前記反強磁性層４を成膜する際の基板とターゲット間の距離、基板温度、基板バイアス電圧、成膜速度などである。

本発明では例えば前記Ａｒガス圧を３ｍＴｏｒｒとする。また熱処理温度を２００℃以上で３００℃以下とし、熱処理時間を２時間以上で１０^―６Ｔｏｒｒ以下の真空中で磁場中熱処理をする。また前記基板とターゲット間の距離を８０ｍｍとする。

また本発明では、上記した結晶配向を有するスピンバルブ型薄膜素子では、熱処理後において、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面の少なくとも一部を非整合状態にすることが可能である。

また上記した反強磁性層４と固定磁性層３との結晶配向、及び透過電子線回折像は、シードレイヤ２２と反強磁性層４間にも観測される。すなわち前記シードレイヤ２２と反強磁性層４との間においても膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記シードレイヤ２２と反強磁性層４とで互いに異なる方向を向いている。

また膜厚方向と平行な方向の断面において、前記シードレイヤ２２の結晶粒界と反強磁性層４の結晶粒界との少なくとも一部は不連続な状態となっている。

このような結晶配向及び結晶粒界がシードレイヤ２２と反強磁性層４との間に存在すると、前記シードレイヤ２２と反強磁性層４との界面では少なくとも一部が非整合状態を保ちやすく、したがって前記反強磁性層４は前記シードレイヤ２２の結晶構造に拘束されずに適切な規則変態を起しており、さらに大きな交換結合磁界が得られるのである。

また本発明では前記反強磁性層４の膜厚を７ｎｍ〜３０ｎｍの範囲内で形成することが好ましい。このように本発明では前記反強磁性層４の膜厚を薄くしてもなお適切な交換結合磁界を発生させることができる。

図２は、別のスピンバルブ型薄膜素子の構造を示す部分断面図である。
このスピンバルブ型薄膜素子では、下から下地層６、ＮｉＦｅ合金膜９とＣｏ膜１０とから成るフリー磁性層１、非磁性中間層２、及びＣｏ膜１１、Ｒｕ膜１２、及びＣｏ膜１３から成る固定磁性層３、反強磁性層４及び保護層７が積層されている。そして前記積層膜の両側にはハードバイアス層５，５及び導電層８，８が形成されている。

なお各層の材質等に関しては図１に説明したスピンバルブ型薄膜素子と同じである。

図２に示すスピンバルブ型薄膜素子では、反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いている。

また前記反強磁性層４と固定磁性層３とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記反強磁性層４の結晶粒界と前記固定磁性層３の結晶粒界は、界面の少なくとも一部において不連続な状態になっている。

このため前記界面の少なくとも一部は非整合状態を保ち、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態がなされており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なお反強磁性層４と固定磁性層３とが膜面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。また前記結晶面内において、代表的に＜１１０＞方向として表される等価な結晶軸の方向が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていることが好ましい。

またこの実施形態のように前記反強磁性層４が固定磁性層３の上に形成されているときは、シードレイヤ、反強磁性層４及び固定磁性層３の順に積層される場合に比べて前記反強磁性層４を｛１１１｝面配向させることは難しいが、ただし成膜条件等の制御によって前記反強磁性層４を｛１１１｝面配向にすることは可 能である。そしてこの場合、本発明では、前記反強磁性層４には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。これによって抵抗変化率を向上させることができると共に、前記反強磁性層４は適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８°以上で７６°以下であることが好ましい。

また図２に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と平行方向から電子線（ビーム）を入射させて得られた反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされ且つビーム原点からみたときに膜厚方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第一仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致している。

しかも本発明では、同じ指数付けがなされ、且つ前記ビーム原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記原点とを結んだ第二仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれているのである。あるいは前記ビーム原点からみたときに、前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点が反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像のみに現れる。

上記の場合、前記膜厚方向に位置する回折斑点は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

あるいは図２に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と垂直方向から電子線（ビーム）を入射させて得られた反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされた、ある回折斑点からビーム原点までを結んだ仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは前記回折斑点のうち、ある指数付けがされた回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記界面と垂直な方向は、代表的に＜１１１＞方向として表される等価な結晶軸の方向であり、あるいは反強磁性層及び強磁性層の前記界面と平行な結晶面は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

上記のような透過電子線回折像が得られると、反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているものと推測できる。

そして上記した透過電子線回折像を有するスピンバルブ型薄膜素子であると、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態を起しており、従来に比べて大きな交換結合磁界が得られる。

また図２に示すスピンバルブ型薄膜素子では、反強磁性層４を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下であることが好ましい。これにより１．５８×１０^４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能である。

また本発明では、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４９（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下であることが好ましい。これにより７．９×１０^４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能である。

次に図３は本発明における別のスピンバルブ型薄膜素子の構造を示す部分断面図である。

図３では下から下地層６、シードレイヤ２２、反強磁性層４、固定磁性層３、非磁性中間層２、フリー磁性層１が積層されている。

前記下地層６は、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち少なくとも１種以上の元素で形成されていることが好ましい。

また前記シードレイヤ２２は、結晶構造が主として面心立方晶からなり、しかも反強磁性層４との界面と平行な方向に、代表的に｛１１１｝面として表される 等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。なお前記シードレイヤ２２の材質等に関しては図１で説明したものと同様である。

前記シードレイヤ２２を反強磁性層４の下に形成することで、前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層４、固定磁性層３、非磁性中間層２及びフリー磁性層１も前記シードレイヤ２２と同じ等価な結晶面が膜面と平行な方向に優先配向する。

また図３では固定磁性層３が、Ｃｏ膜１１，１３、Ｒｕ膜１２の３層膜で形成されているが、他の材質が使用されても良く、また３層膜ではなく例えば単層膜で形成されてもかまわない。

またフリー磁性層１は、ＮｉＦｅ合金膜９とＣｏ膜１０との２層膜で形成されているが、他の材質が使用されても良く、また２層膜ではなく例えば単層膜で形成されてもかまわない。

図３に示すスピンバルブ型薄膜素子では、反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いている。

また前記反強磁性層４と固定磁性層３とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記反強磁性層４の結晶粒界と前記固定磁性層３の結晶粒界が前記界面の少なくとも一部で不連続な状態になっている。

このため前記界面の少なくとも一部は非整合状態を保ち、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態がなされており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なお反強磁性層４と固定磁性層３膜面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。また前記結晶面内において、代表的に＜１１０＞方向として表される等価な結晶軸の方向が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていることが好ましい。

また本発明では、前記反強磁性層４と固定磁性層３とが前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、しかも前記反強磁性層４には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。これによって抵抗変化率を向上させることができると共に、前記反強磁性層４は適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８°以上で７６°以下であることが好ましい。

また図３に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と平行方向から電子線（ビーム）を入射させて得られた反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされ且つビーム原点からみたときに膜厚方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第一仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致している。

しかも本発明では、同じ指数付けがなされ、且つ前記ビーム原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第二仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。また前記ビーム原点からみたときに、前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記膜厚方向に位置する回折斑点は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

あるいは図３に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と垂直方向から電子線（ビーム）を入射させて得られた反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされた、ある回折斑点からビーム原点までを結んだ仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは前記回折斑点のうち、ある指数付けがされた回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記界面と垂直な方向は、代表的に＜１１１＞方向として表される等価な結晶軸の方向であり、あるいは、反強磁性層及び強磁性層の前記界面と平行な結晶面は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

上記のような透過電子線回折像が得られると、反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているものと推測できる。上記した透過電子線回折像を有するスピンバルブ型薄膜素子であると、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態を起しており、従来に比べて大きな交換結合磁界が得られる。

また図３に示すスピンバルブ型薄膜素子では、反強磁性層４を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下であることが好ましい。これにより１．５８×１０^４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能である。

また本発明では、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４９（ａｔ％）以上５６．５（ａｔ％）以下であることが好ましい。これにより７．９×１０^４（Ａ／ｍ）以上の交換結合磁界を得ることが可能である。

また図３に示すように前記フリー磁性層１上には、トラック幅方向（図示Ｘ方向）にトラック幅Ｔｗの間隔を開けてエクスチェンジバイアス層（反強磁性層）１６，１６が形成されている。

なおこのエクスチェンジバイアス層１６は、Ｘ−Ｍｎ合金（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうちいずれか１種または２種以上の元素である）、好ましくはＰｔＭｎ合金、またはＸ―Ｍｎ―Ｘ′合金（ただしＸ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ，Ｔｉ，Ｖ， Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）で形成されている。

本発明では、前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部の方向は前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１とで、互いに異なる方向を向いている。

また前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記エクスチェンジバイアス層１６の結晶粒界と前記フリー磁性層１の結晶粒界は界面の少なくとも一部において不連続な状態になっている。

このため前記界面の少なくとも一部は非整合状態を保ち、前記エクスチェンジバイアス層１６は熱処理によって適切な規則変態がなされており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なおエクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１は膜面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。また前記結晶面内において、代表的に＜１１０＞方向として表される等価な結晶軸の方向が、エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１とで互いに異なる方向を向いていることが好ましい。

また本発明では、前記エクスチェンジバイアス層１６が前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、しかも前記エクスチェンジバイアス層１６には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。このため前記エクスチェンジバイアス層１６は適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８°以上 で７６°以下であることが好ましい。

また図３に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と平行方向から電子線（ビーム）を入射させて得られたエクスチェンジバイアス層１６及びフリー磁性層１の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、エクスチェンジバイアス層１６の回折像とフリー磁性層１の回折像とで同じ指数付けがなされ且つビーム原点からみたときに膜厚方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第一仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致している。

しかも本発明では、同じ指数付けがなされ、且つ前記ビーム原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第二仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれているのである。あるいは前記ビーム原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点が反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れるのである。

上記の場合、前記膜厚方向に位置する回折斑点は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

あるいは図３に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と垂直方向から電子線（ビーム）を入射させて得られたエクスチェンジバイアス層１６及びフリー磁性層１の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、エクスチェンジバイアス層１６の回折像とフリー磁性層１の回折像とで同じ指数付けがなされた、ある回折斑点からビーム原点までを結んだ仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは前記回折斑点のうち、ある指数付けがされた回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記界面と垂直な方向は、代表的に＜１１１＞方向として表される等価な結晶軸の方向であり、あるいは、反強磁性層及び強磁性層の前記界面と平行な結晶面は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

上記のような透過電子線回折像を有するスピンバルブ型薄膜素子であると、エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１とで互いに異なる方向を向いているものと推測される。そして前記透過電子線回折像を有するスピンバルブ型薄膜素子では、前記エクスチェンジバイアス層１６は熱処理によって適切な規則変態を起しており、従来に比べて大きな交換結合磁界が得られる。

前記フリー磁性層１の両側端部では、エクスチェンジバイアス層１６間での交換結合磁界によりフリー磁性層１が図示Ｘ方向に単磁区化され、フリー磁性層１のトラック幅Ｔｗ領域の磁化は、外部磁界に対して反応する程度に図示Ｘ方向に適性に揃えられている。

このようにして形成されたシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子では、図示Ｙ方向の外部磁界により、フリー磁性層１のトラック幅Ｔｗ領域の磁化が図示Ｘ方向から図示Ｙ方向に変化する。このフリー磁性層１内での磁化の方向の変動と、固定磁性層３の固定磁化方向（図示Ｙ方向）との関係で電気抵抗が変化し、この電気抵抗値の変化に基づく電圧変化により、記録媒体からの洩れ磁界が検出される。

図４は、本発明における他のスピンバルブ型薄膜素子の構造を示す部分断面図である。

図４に示すスピンバルブ型薄膜素子では、トラック幅方向（図示Ｘ方向）にトラック幅Ｔｗの間隔を開けた一対のシードレイヤ２２が形成され、前記シードレイヤ２２の上にエクスチェンジバイアス層１６，１６が形成されている。

前記一対のシードレイヤ２２及びエクスチェンジバイアス層１６間は、ＳｉＯ_２やＡｌ_２Ｏ_３等の絶縁材料で形成された絶縁層１７によって埋められている。

そして前記エクスチェンジバイアス層１６及び絶縁層１７上にはフリー磁性層１が形成されている。

前記エクスチェンジバイアス層１６はＸ−Ｍｎ合金、あるいはＸ−Ｍｎ−Ｘ′合金で形成され、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の組成比は４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下であることが好ましく、より好ましくは４９（ａｔ％）以上５６．５（ａｔ％）以下である。

熱処理を施すことにより前記エクスチェンジバイアス層１６はフリー磁性層１の結晶構造に拘束されず、適切な規則変態を起し、従来に比べて大きな交換結合磁界を得ることができる。

本発明では熱処理後において、前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１とで互いに異なる方向を向いている。

また前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記エクスチェンジバイアス層１６の結晶粒界と前記フリー磁性層１の結晶粒界は界面の少なくとも一部において不連続な状態になっている。

このため前記界面の少なくとも一部は非整合状態を保ち、前記エクスチェンジバイアス層１６は熱処理によって適切な規則変態がなされており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なおエクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１は膜面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。また前記結晶面内において、代表的に＜１１０＞方向として表される等価な結晶軸の方向が、エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１とで互いに異なる方向を向いていることが好ましい。

また本発明では、前記エクスチェンジバイアス層１６が前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、しかも前記エクスチェンジバイアス層１６には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。このため、前記エクスチェンジバイアス層１６は適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８° 以上で７６°以下であることが好ましい。

また図４に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と平行方向から電子線（ビーム）を入射させて得られたエクスチェンジバイアス層１６及びフリー磁性層１の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、エクスチェンジバイアス層１６の回折像とフリー磁性層１の回折像とで同じ指数付けがなされ且つビーム原点からみたときに膜厚方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第一仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致している。

しかも本発明では、同じ指数付けがなされ、且つ前記原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第二仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは前記ビーム原点からみたときに、前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点が反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記膜厚方向に位置する回折斑点は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面を示していることが好ましい。

あるいは図４に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と垂直方向から電子線（ビーム）を入射させて得られたエクスチェンジバイアス層１６及びフリー磁性層１の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、エクスチェンジバイアス層１６の回折像とフリー磁性層１の回折像とで同じ指数付けがなされた、ある回折斑点からビーム原点までを結んだ仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは、前記回折斑点のうち、ある指数付けがされた回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記界面と垂直な方向は、代表的に＜１１１＞方向として表される等価な結晶軸の方向であり、あるいは、反強磁性層及び強磁性層の前記界面と平行な結晶面は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

上記のような透過電子線回折像が得られると、エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１とで互いに異なる方向を向いているものと推測できる。そして上記したスピンバルブ型薄膜素子であると、前記エクスチェンジバイアス層１６は熱処理によって適切な規則変態を起しており、従来に比べて大きな交換結合磁界が得られる。

前記フリー磁性層１の両側端部では、エクスチェンジバイアス層１６間での交換結合磁界により図示Ｘ方向に単磁区化され、フリー磁性層１のトラック幅Ｔｗ領域の磁化は、外部磁界に対して反応する程度に図示Ｘ方向に適性に揃えられている。

図４に示すように前記フリー磁性層１の上には非磁性中間層２が形成され、さらに前記非磁性中間層２の上には固定磁性層３が形成されている。さらに前記固定磁性層３の上には反強磁性層４が形成されている。

本発明では熱処理後において、前記反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いている。

また前記反強磁性層４と固定磁性層３とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記反強磁性層４の結晶粒界と前記固定磁性層３の結晶粒界は界面の少なくとも一部において不連続な状態になっている。

このため前記界面の少なくとも一部は非整合状態を保ち、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態がなされており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なお反強磁性層４と固定磁性層３膜面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。また前記結晶面内において、代表的に＜１１０＞方向として表される等価な結晶軸の方向が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていることが好ましい。

また本発明では、前記反強磁性層４が前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、しかも前記反強磁性層４には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。これによって抵抗変化率を向上させることができると共に、前記反強磁性層４は適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８°以上で ７６°以下であることが好ましい。

また図４に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と平行方向から電子線（ビーム）を入射させて得られた反強磁性層層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされ且つビーム原点からみたときに膜厚方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第一仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致している。

しかも本発明では、同じ指数付けがなされ、且つ前記ビーム原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第二仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは前記ビーム原点からみたときに、前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点が反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記膜厚方向に位置する回折斑点は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面を示していることが好ましい。

あるいは図４に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と垂直方向から電子線（ビーム）を入射させて得られた反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされた、ある回折斑点からビーム原点までを結んだ仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは、前記回折斑点のうち、ある指数付けがされた回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記界面と垂直な方向は、代表的に＜１１１＞方向として表される等価な結晶軸の方向であり、あるいは反強磁性層及び強磁性層の前記界面と平行な結晶面は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

上記のような透過電子線回折像が得られると、反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部は、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているものと推測できる。そして上記した透過電子線回折像を有するスピンバルブ型薄膜素子であると、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態を起しており、従来に比べて大きな交換結合磁界が得られる。

図５は本発明におけるデュアルスピンバルブ型薄膜素子の構造を示す部分断面図である。

図５に示すように、下から下地層６、シードレイヤ２２、反強磁性層４、固定磁性層３、非磁性中間層２、およびフリー磁性層１が連続して積層されている。前記フリー磁性層１は３層膜で形成され、例えばＣｏ膜１０，１０とＮｉＦｅ合金膜９で構成される。さらに前記フリー磁性層１の上には、非磁性中間層２、固定磁性層３、反強磁性層４、および保護層７が連続して積層されている。

また、下地層６から保護層７までの多層膜の両側にはハードバイアス層５，５、導電層８，８が積層されている。なお、各層は図１で説明した材質と同じ材質で形成されている。

この実施例では、フリー磁性層１よりも図示下側に位置する反強磁性層４の下にはシードレイヤ２２が形成されている。さらに前記反強磁性層４を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以上で形成されることが好ましく、より好ましくは４９（ａｔ％）以上５６．５（ａｔ％）以下である。

そして本発明では熱処理後において、前記反強磁性層４と固定磁性層３の結晶配向は、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、前記反強磁性層４と固定磁性層３の前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、互いに異なる方向を向いている。

また前記反強磁性層４と固定磁性層３とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記反強磁性層４の結晶粒界と前記固定磁性層３の結晶粒界は界面の少なくとも一部において不連続な状態になっている。

このため前記界面の少なくとも一部は非整合状態を保ち、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態がなされており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なお反強磁性層４と固定磁性層３膜面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。また前記結晶面内において、代表的に＜１１０＞方向として表される等価な結晶軸の方向が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていることが好ましい。

また本発明では、前記反強磁性層４が前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、しかも前記反強磁性層４には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。これによって抵抗変化率を向上させることができると共に、前記反強磁性層４は適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８°以上で ７６°以下であることが好ましい。

また図５に示すデュアルスピンバルブ型薄膜素子では、フリー磁性層１よりも下側に形成された固定磁性層３及び反強磁性層４のみならず、積層膜全体の結晶配向が、上記と同様の結晶配向を有するものとなっている。

すなわち本発明では、フリー磁性層１よりも上側に形成された反強磁性層４及び固定磁性層３もまた膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているのである。

また前記反強磁性層４と固定磁性層３とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記反強磁性層４の結晶粒界と前記固定磁性層３の結晶粒界は界面の少なくとも一部において不連続な状態になっている。

このため前記界面の少なくとも一部は非整合状態を保ち、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態がなされており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なお反強磁性層４と固定磁性層３膜面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。また前記結晶面内において、代表的に＜１１０＞方向として表される等価な結晶軸の方向が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いていることが好ましい。

また本発明では、前記反強磁性層４が前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、しかも前記反強磁性層４には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。これによって抵抗変化率を向上させることができると共に、前記反強磁性層４は適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８°以上で ７６°以下であることが好ましい。

また図５に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と平行方向から電子線（ビーム）を入射させて得られた、反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされ且つビーム原点からみたときに膜厚方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第一仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致する。

しかも本発明では、同じ指数付けがなされ、且つ前記ビーム原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第二仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは前記ビーム原点からみたときに、前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点が反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記膜厚方向に位置する回折斑点は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面を示していることが好ましい。

あるいは図５に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記界面と垂直方向から電子線（ビーム）を入射させて得られた、反強磁性層４及び固定磁性層３の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、反強磁性層４の回折像と固定磁性層３の回折像とで同じ指数付けがなされた、ある回折斑点からビーム原点までを結んだ仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは、前記回折斑点のうち、ある指数付けがされた回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記界面と垂直な方向は、代表的に＜１１１＞方向として表される等価な結晶軸の方向であり、あるいは、反強磁性層及び強磁性層の前記界面と平行な結晶面は、代表的に｛１１１｝ 面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

上記のような透過電子線回折像が得られると、反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているものと推測される。よって上記した透過電子線回折像を有するスピンバルブ型薄膜素子であると、前記反強磁性層４は熱処理によって適切な規則変態を起しており、従来に比べて大きな交換結合磁界が得られる。

図６、７は、本発明のＡＭＲ型磁気抵抗効果素子の構造を示す断面図である。
図６に示すように、下から軟磁性層（ＳＡＬ層）１８、非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）１９、および磁気抵抗層（ＭＲ層）２０が連続して積層されている。

例えば前記軟磁性層１８は、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｎｂ合金、非磁性層１９は、Ｔａ膜、磁気抵抗層２０は、ＮｉＦｅ合金により形成されている。

前記磁気抵抗層２０の上には、トラック幅Ｔｗを開けたトラック幅方向（Ｘ方向）の両側の部分にエクスチェンジバイアス層（反強磁性層）２１，２１が形成されている。導電層は図示しないが、例えば前記エクスチェンジバイアス層２１，２１の上に形成される。

また図７では、トラック幅方向（図示Ｘ方向）にトラック幅Ｔｗの間隔を開けて一対のシードレイヤ２２が形成されている。前記シードレイヤ２２上にはエクスチェンジバイアス層２１，２１が形成され、前記一対のシードレイヤ２２及びエクスチェンジバイアス層２１，２１間がＳｉＯ_２やＡｌ_２Ｏ_３等の絶縁材料で形成された絶縁層２６によって埋められている。

そして前記エクスチェンジバイアス層２１，２１及び前記絶縁層２６上に、磁気抵抗層（ＭＲ層）２０、非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）１９、及び軟磁性層（ＳＡＬ層）１８が積層される。

本発明では、図６及び７に示すエクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０とで互いに異なる方向を向いているのである。

また前記エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記エクスチェンジバイアス層２１の結晶粒界と前記磁気抵抗層２０の結晶粒界は界面の少なくとも一部において不連続な状態になっている。

このため前記界面の少なくとも一部は非整合状態を保ち、前記エクスチェンジバイアス層２１は熱処理によって適切な規則変態がなされており、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

なおエクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０は膜面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。また前記結晶面内において、代表的に＜１１０＞方向として表される等価な結晶軸の方向が、エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０とで互いに異なる方向を向いていることが好ましい。

また本発明では、前記エクスチェンジバイアス層２１が前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、しかも前記エクスチェンジバイアス層２１には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。このため前記エクスチェンジバイアス２１は適切に不規則格子から規則格子に変態しており、大きな交換結合磁界を得ることができる。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８°以上で ７６°以下であることが好ましい。

また図６，７に示すＡＭＲ型薄膜素子では、前記界面と平行方向から電子線（ビーム）を入射させて得られたエクスチェンジバイアス層２１及び磁気抵抗層２０の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、エクスチェンジバイアス層２１の回折像と磁気抵抗層２０の回折像とで同じ指数付けがなされ且つビーム原点からみたときに膜厚方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記ビーム原点とを結んだ第一仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いに一致している。

しかも本発明では、同じ指数付けがなされ、且つ前記原点からみたときに前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点と、前記原点とを結んだ第二仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは前記ビーム原点からみたときに、前記膜厚方向以外の方向に位置する、ある結晶面を示す回折斑点が反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記膜厚方向に位置する回折斑点は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面を示していることが好ましい。

あるいは図６，７に示すＡＭＲ型薄膜素子では、前記界面と垂直方向から電子線（ビーム）を入射させて得られたエクスチェンジバイアス層２１及び磁気抵抗層２０の透過電子線回折像には、それぞれの層の各結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れ、前記回折斑点のうち、エクスチェンジバイアス層２１の回折像と磁気抵抗層２０の回折像とで同じ指数付けがなされた、ある回折斑点からビーム原点までを結んだ仮想線は、前記反強磁性層の回折像及び強磁性層の回折像とで互いにずれている。あるいは、前記回折斑点のうち、ある指数付けがされた回折斑点が、反強磁性層あるいは強磁性層の一方の回折像にのみ現れる。

上記の場合、前記界面と垂直な方向は、代表的に＜１１１＞方向として表される等価な結晶軸の方向であり、あるいは、反強磁性層及び強磁性層の前記界面と平行な結晶面は、代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。

上記のような透過電子線回折像が得られると、エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０とで互いに異なる方向を向いていると考えられる。そして上記した透過電子線回折像を有するスピンバルブ型薄膜素子であると、前記エクスチェンジバイアス層２１は熱処理によって適切な規則変態を起しており、従来に比べて大きな交換結合磁界が得られる。

上記した図６及び図７に示すＡＭＲ型薄膜素子では、前記エクスチェンジバイアス層２１，２１と磁気抵抗層２０との界面で発生する交換結合磁界により、図６、７に示す磁気抵抗層２０のＥ領域が、図示Ｘ方向に単磁区化される。そしてこれに誘発されて前記磁気抵抗層２０のＤ領域の磁化が図示Ｘ方向に揃えられる。また、検出電流が磁気抵抗層２０を流れる際に発生する電流磁界が、軟磁性層１８にＹ方向に印加され、軟磁性層１８がもたらす静磁結合エネルギーにより、磁気抵抗層２０のＤ領域に横バイアス磁界がＹ方向に与えられる。Ｘ方向に単磁区化された磁気抵抗層２０のＤ領域にこの横バイアス層が与えられることにより、磁気抵抗層２０のＤ領域の磁界変化に対する抵抗変化（磁気抵抗効果特性：Ｈ―Ｒ効果特性）が直線性を有する状態に設定される。

記録媒体の移動方向はＺ方向であり、図示Ｙ方向に漏れ磁界が与えられると、磁気抵抗層２０のＤ領域の抵抗値が変化し、これが電圧変化として検出される。

なお上記した図１ないし図７に示す磁気抵抗効果素子の製造方法についてであるが、本発明では特に反強磁性層４を以下のようにして形成することが好ましい。

上記したように、前記反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下であることが好ましく、より好ましくは４９（ａｔ％）以上５６．５（ａｔ％）以下であり、この範囲内であると後述する実験結果に示すように、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

よって一つの製法としては、成膜段階において前記反強磁性層４を上記の組成範囲内で形成し、さらに他の各層も成膜した後、熱処理を施せば良い。

また本発明では、熱処理後において、反強磁性層４と固定磁性層３との界面、エクスチェンジバイアス層１６とフリー磁性層１との界面、エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０との界面、及びシードレイヤ２２が形成される場合には、前記シードレイヤ２２と反強磁性層４との界面、及び前記シードレイヤ２２とエクスチェンジバイアス層１６，２１との界面の少なくとも一部は非整合状態であることが好ましいが、前記非整合状態は成膜段階から保たれていることが好ましい。成膜段階において前記界面が整合状態であると、熱処理を施しても前記反強磁性層４等は適切な規則変態を起し難いと考えられるからである。

成膜段階において前記界面を非整合状態としておくためには、前記反強磁性層４等を例えば以下のような方法で形成することが好ましい。

図８は、図１に示す積層膜の各層を成膜した状態を示す模式図である。図８に示すように、下地層６上にシードレイヤ２２を形成した後、前記反強磁性層４を３層膜で形成する。前記反強磁性層４を構成する第１の反強磁性層２３、第２の反強磁性層２４、及び第３の反強磁性層２５は上記したＸ−Ｍｎ合金、Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金で形成される。

ただし成膜段階において、第１及び第３の反強磁性層２３，２５を構成する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも多くする。

また前記第１の反強磁性層２３と第３の反強磁性層２５との間に形成される第２の反強磁性層２４は、熱処理によって不規則格子から規則格子に変態しやすい理想的な組成に近い反強磁性材料で形成される。

このように第１の反強磁性層２３及び第３の反強磁性層２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の組成比よりも大きくするのは、熱処理を施したときに、反強磁性層４が不規則格子から規則格子への変態をしやすくするため、各界面において、前記固定磁性層３及びシードレイヤ２２の結晶構造等に拘束されないようにする必要があるからである。

前記第１の反強磁性層２３及び第３の反強磁性層２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の組成比は５３（ａｔ％）以上６５（ａｔ％）以下であることが好ましく、より好ましくは５５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下である。また前記第１の反強磁性層２３及び第３の反強磁性層２５の膜厚は３Å以上３０Å以下であ ることが好ましい。例えば図８の場合では、前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５をそれぞれ１０Å程度で形成している。

前記第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下で形成される。好ましくは、４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比がこの範囲内で形成されると、熱処理を施すことによって前記第２の反強磁性層２４は不規 則格子から規則格子へ変態しやすくなる。なお前記第２の反強磁性層２４の膜厚は７０Å以上であることが好ましい。なお図８に示す実施例の場合には、前記第２の反強磁性層２４の膜厚を１００Å程度で形成している。

また上記した各反強磁性層２３，２４，２５をスパッタ法で形成することが好ましい。なおこのとき、第１及び第３の反強磁性層２３，２５を、第２の反強磁性層２４よりも低いスパッタガス圧で形成することが好ましい。これにより、前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比 を、第２の反強磁性層２４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比よりも大きくすることが可能である。

あるいは本発明では、成膜段階（熱処理前）において前記反強磁性層４を上記した３層膜で形成せず、以下の方法によって前記反強磁性層４を単一層で形成した場合でも、膜厚方向に元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）を適切に変化させて形成することが可能である。

まず元素ＸとＭｎとを含有する反強磁性材料、あるいは元素ＸとＸ′とＭｎとで形成されたターゲットを用いてスパッタによって反強磁性層４を形成する際 に、シードレイヤ２２から離れるにしたがって徐々にスパッタガス圧を高くして反強磁性層４を成膜していき、前記反強磁性層４を半分程度成膜した段階で、今度は前記スパッタガス圧を徐々に低くして残りの反強磁性層４を成膜するのである。

この方法によれば、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）は、シードレイヤ２２との界面から前記反強磁性層４の膜厚の中央付近にかけて徐々に低くなっていき、前記組成比（原子％）は、前記中央付近から前記固定磁性層３との界面にかけて徐々に高くなる。

このため元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比（原子％）は、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面近傍において最も大きく、膜厚のほぼ中央付近で最も低くなる反強磁性層４を形成することが可能になる。

なお前記固定磁性層３との界面近傍及びシードレイヤ２２との界面近傍で、前記反強磁性層４を構成する全元素の組成比を１００ａｔ％としたときに、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、５３ａｔ％以上６５ａｔ％以下にすることが好ましく、より好ましくは５５ａｔ％以上６０ａｔ％以下である。

また反強磁性層４の膜厚方向の中央付近で、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を４４（ａｔ％）以上５７（ａｔ％）以下とすることが好ましく、より 好ましくは４６（ａｔ％）以上５５（ａｔ％）以下である。また前記反強磁性層４の膜厚を７６Å以上で形成することが好ましい。

図９は、図８に示す積層膜に対し熱処理を施した後の状態を示すスピンバルブ型薄膜素子の模式図である。

本発明では、上記のように前記シードレイヤ２２及び固定磁性層３と接する側に、元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比が多い第１及び第３の反強磁性層 ２３，２５を形成し、しかも前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５間に、熱処理によって適切に不規則格子から規則格子に変態しやすい組成で形成された第２の反強磁性層２４を設けているので、熱処理によって前記第２の反強磁性層２４の部分で変態が進むと同時に、第１及び第３の反強磁性層２３，２５と第２の反強磁性層２４間で組成拡散が起こると考えられ、したがって前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の部分でも、シードレイヤ２２及び固定磁性層３との界面で適切に非整合状態を維持しながら、不規則格子から規則格子への変態が起こり、反強磁性層４全体で適切な変態を起すことができる。

そして熱処理後におけるスピンバルブ型薄膜素子では、前記反強磁性層４と固定磁性層３は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、しかも前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、反強磁性層４と固定磁性層３とで互いに異なる方向を向いているのである。

また前記反強磁性層４と固定磁性層３とを膜厚と平行な方向（図示Ｚ方向）から断面としてみたときに、前記反強磁性層４の結晶粒界と前記固定磁性層３の結晶粒界は界面の少なくとも一部において不連続な状態になっている。

また本発明では、前記反強磁性層４の下にシードレイヤが形成されているため、前記反強磁性層は前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表され る等価な結晶面が優先配向し、しかも前記反強磁性層４には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となっている。なお前記双晶境界と界面間の内角は６８°以上で７６°以下であることが好ましい。さらに前記固定磁性層３も｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向していることが好ましい。

なお熱処理後における反強磁性層４には、シードレイヤ２２及び固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の原子％の比率が、増加する領域が存在すると考えられる。

図２に示すスピンバルブ型薄膜素子の場合では、反強磁性層４を上記した３層膜で形成してもよいが、例えば固定磁性層３側に接する第１の反強磁性層２３と保護層７側に接する第２の反強磁性層２４の２層構造で形成してもよい。図２では図１のようにシードレイヤ２２が無いからである。

なお上記のように反強磁性層４を２層膜で形成した場合には、熱処理後における反強磁性層４には、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

また図３のスピンバルブ型薄膜素子の場合では、エクスチェンジバイアス層１６を図２の場合と同様に２層膜で形成する。第１の反強磁性層２３はフリー磁性層１側に接して形成し、前記フリー磁性層１から離れた側に第２の反強磁性層２４を形成する。

また図３に示す反強磁性層４を図１の場合と同様に３層膜で形成する。熱処理を施すことにより、前記エクスチェンジバイアス層１６及び反強磁性層４は適切な規則変態を起し、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

熱処理後における前記エクスチェンジバイアス層１６には、フリー磁性層１に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

また熱処理後における前記反強磁性層４には、固定磁性層３及びシードレイヤ２２に向かうにしたがってＭｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

また図４に示すスピンバルブ型薄膜素子の製造方法では、反強磁性層４を図２の場合と同様に２層膜で形成する。第１の反強磁性層２３は固定磁性層３側に接して形成し、前記固定磁性層３から離れた側に第２の反強磁性層２４を形成する。

またエクスチェンジバイアス層１６を図１の反強磁性層４の場合と同様に３層膜で形成する。熱処理を施すことにより、前記エクスチェンジバイアス層１６及び反強磁性層４は適切な規則変態を起し、大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

熱処理後における前記エクスチェンジバイアス層１６には、フリー磁性層１及びシードレイヤ２２に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

また熱処理後における前記反強磁性層４には、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

図５に示すデュアルスピンバルブ型薄膜素子の製造方法では図１０に示すように、フリー磁性層１よりも下側に位置する反強磁性層４を、第１の反強磁性層２３、第２の反強磁性層２４、及び第３の反強磁性層２５の３層膜で形成し、フリー磁性層１よりも上側に位置する反強磁性層４を、第１の反強磁性層１４及び第２の反強磁性層１５の２層膜で形成する。

前記第１の反強磁性層２３、第２の反強磁性層２４、及び第３の反強磁性層２５の膜厚、及び組成に関しては図１で説明したものと同じである。

図１０に示すように成膜した後、熱処理を施す。その状態は図１１に表されている。図１１では、フリー磁性層１よりも下側に形成されている反強磁性層４を構成する３層膜が組成拡散を起し、熱処理後における前記反強磁性層４には、固定磁性層３及びシードレイヤ２２に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

またフリー磁性層１よりも上側に形成された反強磁性層４を構成する２層膜もまた組成拡散を起し、熱処理後における前記反強磁性層４には、固定磁性層３に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

次に図６に示すＡＭＲ型薄膜素子の製造方法では、エクスチェンジバイアス層２１を図１０に示すフリー磁性層１よりも図示上側に形成された反強磁性層４と同様に２層膜で形成する。前記エクスチェンジバイアス層２１は、磁気抵抗層２０と接する第１の反強磁性層１４と前記磁気抵抗層２０から離れた側に形成される第２の反強磁性層１５とで形成する。

熱処理を施すと、前記エクスチェンジバイアス層２１は適切な規則変態を起し、前記エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０との間で大きな交換結合磁界が発生する。

そして熱処理後における前記エクスチェンジバイアス層２１には、磁気抵抗層２０に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

また図７に示すＡＭＲ型薄膜素子の製造方法では、エクスチェンジバイアス層２１を図８に示す反強磁性層４と同様に３層膜で形成する。前記エクスチェンジバイアス層２１は、磁気抵抗層２０に接する第１の反強磁性層２３と、シードレイヤ２２に接する第３の反強磁性層２５と、前記第１及び第３の反強磁性層２３，２５の間に形成される第２の反強磁性層２４で形成する。

熱処理を施すと、前記エクスチェンジバイアス層２１は適切な規則変態を起し、前記エクスチェンジバイアス層２１と磁気抵抗層２０との間で大きな交換結合磁界が発生する。

そして熱処理後における前記エクスチェンジバイアス層２１には、磁気抵抗層２０及びシードレイヤ２２に向かうにしたがって、Ｍｎに対する元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ´の原子％の比率が増加する領域が存在するものと考えられる。

図１２は、図１から図１１に示す磁気抵抗効果素子が形成された読み取りヘッドの構造を記録媒体との対向面側から見た断面図である。

符号４０は、例えばＮｉＦｅ合金などで形成された下部シールド層であり、この下部シールド層４０の上に下部ギャップ層４１が形成されている。また下部ギャップ層４１の上には、図１ないし図７に示す磁気抵抗効果素子４２が形成されており、さらに前記磁気抵抗効果素子４２の上には、上部ギャップ層４３が形成され、前記上部ギャップ層４３の上には、ＮｉＦｅ合金などで形成された上部シールド層４４が形成されている。

前記下部ギャップ層４１及び上部ギャップ層４３は、例えばＳｉＯ_２やＡｌ_２Ｏ_３（アルミナ）などの絶縁材料によって形成されている。図１２に示すように、下部ギャップ層４１から上部ギャップ層４３までの長さがギャップ長Ｇｌであり、このギャップ長Ｇｌが小さいほど高記録密度化に対応できるものとなっている。

本発明では反強磁性層４の膜厚を小さくしてもなお大きな交換結合磁界を発生させることができる。よって磁気抵抗効果素子の膜厚を従来に比べて小さくすることができ、狭ギャップ化により高記録密度化に対応可能な薄膜磁気ヘッドを製造することが可能になっている。

なお本発明では、図１、図３、図４、図５及び図７において反強磁性層４（またはエクスチェンジバイアス層１６あるいは磁気抵抗層２０）の下側にシードレイヤ２２を形成した実施例を載せたが、この形態に限定するものではない。

また本発明では、膜厚方向と平行な方向に切断した切断面において、反強磁性層４の結晶粒界と強磁性層の結晶粒界とが界面の少なくとも一部で不連続な状態となっているが、この場合、前記反強磁性層及び強磁性層の結晶配向は、膜面と平行な方向に異なる結晶面が優先配向していてもかまわない。このような場合でも反強磁性層は熱処理によって適切な規則変態を起し大きな交換結合磁界を得ることが可能である。

本発明では、以下に記載する膜構成のスピンバルブ膜を形成し、反強磁性層を構成するＰｔＭｎ合金膜のＰｔ量を変化させながら、前記Ｐｔ量と交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係を調べた。

膜構成は下から、
Ｓｉ基板／アルミナ／下地層：Ｔａ（３ｎｍ）／シードレイヤ：ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／反強磁性層：Ｐｔ_xＭｎ_100-x（１５ｎｍ）／固定磁性層：［Ｃｏ（１．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）］／非磁性中間層：Ｃｕ（２．３ｎｍ）／フリー磁性層：［Ｃｏ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）］／バックド層：Ｃｕ（１．５ｎｍ）／保護層：Ｔａ（３ｎｍ）
であり、各層に記載された括弧書きの数値は膜厚を示している。

前記反強磁性層及び固定磁性層をＤＣマグネトロンスパッタ法で成膜した。また前記反強磁性層及び固定磁性層を形成するとき、Ａｒガス圧を１〜３ｍＴｏｒｒとした。また前記反強磁性層を成膜するとき、基板とターゲット間の距離を７０〜８０ｍｍとした。上記膜構成のスピンバルブ膜を成膜した後、２００℃以上で２時間以上の熱処理を施し、交換結合磁界を測定した。その実験結果を図１３に示す。

図１３に示すように、Ｐｔ量Ｘが約５０（ａｔ％）〜５５（ａｔ％）程度まで増加すると、交換結合磁界（Ｈｅｘ）も増加することがわかる。また前記Ｐｔ量Ｘが約５５（ａｔ％）以上になると交換結合磁界は徐々に減少することがわかる。

本発明では、交換結合磁界が１．５８×１０^４（Ａ／ｍ）以上得られる場合を好ましいＰｔ量とし、図１３に示す実験結果から好ましいＰｔ量を４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下と設定した。

また本発明では交換結合磁界が７．９×１０^４（Ａ／ｍ）以上得られる場合をより好ましいＰｔ量とし、図１３に示す実験結果からより好ましいＰｔ量を４９（ａｔ％）以上５６．５（ａｔ％）以下と設定した。

上記のようにＰｔ量によって交換結合磁界の大きさに変化が現れるのは、Ｐｔ量を変化させることによって反強磁性層と強磁性層（固定磁性層）との界面の状態が変化するためであると考えられる。

ここでＰｔ量は多くなればなるほど反強磁性層の格子定数は大きくなることがわかっている。このためＰｔ量を多くすることによって反強磁性層と強磁性層との格子定数の差を広げることができ、前記反強磁性層と強磁性層との界面を非整合状態にしやすくできる。

一方、上記した膜構成のように反強磁性層の下側にシードレイヤを形成することによって前記シードレイヤ上に形成される反強磁性層等の各層の結晶配向を、前記シードレイヤと同様に膜面と平行な方向に｛１１１｝面を優先配向させやすくなる。

またＰｔ量は多ければ多いほど良いわけではない。Ｐｔ量を多くしすぎると前記反強磁性層は熱処理を施しても適切な規則変態を起すことができないからである。

本発明では、反強磁性層の下側にシードレイヤを敷いたこと、及び反強磁性層を構成するＰｔ量を規則変態を起しやすく且つ強磁性層との界面を非整合状態に保ちやすい組成で形成し、さらに上記した成膜条件を適切に制御するなどによって、熱処理を施すと前記反強磁性層は、強磁性層との界面で非整合状態を保ちながら適切な規則変態を起し、熱処理を施した後の状態では、前記反強磁性層と強磁性層は膜面と平行な方向に同じ等価な結晶面が優先配向し、且つ前記結晶面内に存在する、ある同じ等価な結晶軸の方向の少なくとも一部が前記反強磁性層と強磁性層とで互いに異なる方向を向く結晶配向となっているのである。

また前記反強磁性層と強磁性層とを膜厚と平行な方向から切断した切断面を観測すると、前記反強磁性層の結晶粒界と強磁性層の結晶粒界とが、前記反強磁性層と強磁性層との界面の少なくとも一部で不連続な状態となっているのである。

また本発明では、前記反強磁性層と固定磁性層とが前記界面と平行な方向に代表的に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、しかも前記反強磁性層４には少なくとも一部に双晶が形成され、一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行となるのである。

本発明の第１実施形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、 本発明の第２実施形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、 本発明の第３実施形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、 本発明の第４実施形態のシングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、 本発明の第５実施形態のデュアルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、 本発明の第６実施形態のＡＭＲ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、 本発明の第７実施形態のＡＭＲ型磁気抵抗効果素子の構造をＡＢＳ面側から見た断面図、 図１に示す磁気抵抗効果素子の成膜段階の状態を示す模式図、 図８に示す積層膜に熱処理を施した後の前記積層膜の構造を示す模式図、 図５に示す磁気抵抗効果素子の成膜段階の状態を示す模式図、 図１０に示す積層膜に熱処理を施した後の前記積層膜の構造を示す模式図、 本発明における薄膜磁気ヘッド（再生ヘッド）の構造示す部分断面図、 反強磁性層（ＰｔＭｎ合金膜）のＰｔ量を変化させた場合における、前記Ｐｔ量と交換結合磁界（Ｈｅｘ）との関係を示すグラフ、 本発明における交換結合膜の反強磁性層と強磁性層との結晶配向を模式図的に示した図、 比較例における交換結合膜の反強磁性層と強磁性層との結晶配向を模式図的に示した図、 本発明におけるスピンバルブ膜の膜面と平行方向からの透過電子線回折像、 比較例におけるスピンバルブ膜の膜面と平行方向からの透過電子線回折像、 図１６に示す透過電子線回折像の部分模式図、 図１７に示す透過電子線回折像の部分模式図、 本発明における反強磁性層の膜面と垂直方向からの透過電子線回折像の模式図、 本発明における強磁性層の膜面と垂直方向からの透過電子線回折像の模式図、 図２０及び２１の透過電子線回折像を重ねあわせた模式図、 比較例における反強磁性層の膜面と垂直方向からの透過電子線回折像の模式図、 比較例における強磁性層の膜面と垂直方向からの透過電子線回折像の模式図、 図２３及び２４の透過電子線回折像を重ねあわせた模式図、 本発明におけるスピンバルブ型薄膜素子を膜厚と平行な方向から切断した際の前記切断面の透過電子顕微鏡写真、 比較例におけるスピンバルブ型薄膜素子を膜厚と平行な方向から切断した際の前記切断面の透過電子顕微鏡写真、 図２６に示す透過電子顕微鏡写真の部分模式図、 図２７に示す透過電子顕微鏡写真の部分模式図、 本発明における別の実施例のスピンバルブ型薄膜素子を膜厚と平行な方向から切断した際の前記切断面の透過電子顕微鏡写真、 図３０に示す透過電子顕微鏡写真の部分模式図、

符号の説明

１ フリー磁性層
２ 非磁性中間層
３ 固定磁性層（強磁性層）
４ 反強磁性層
５ ハードバイアス層
６ 下地層
７ 保護層
８ 導電層
１４、２３ 第１の反強磁性層
１５、２４ 第２の反強磁性層
１６、２１ エクスチェンジバイアス層
１７、２６ 絶縁層
１８ 軟磁性層（ＳＡＬ層）
１９ 非磁性層（ＳＨＵＮＴ層）
２０ 磁気抵抗層（ＭＲ層）
２２ シードレイヤ
２５ 第３の反強磁性層
４２ 磁気抵抗効果素子

Claims (21)

1. 反強磁性層と強磁性層とが接して形成され、前記反強磁性層と強磁性層との界面に交換結合磁界が発生し、前記強磁性層の磁化方向が一定方向にされる交換結合膜において、
   前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成され、
   前記交換結合膜を膜厚方向と平行な切断面に現われる前記反強磁性層に形成された結晶粒界と、強磁性層に形成された結晶粒界とが前記界面の少なくとも一部で不連続であることを特徴とする交換結合膜。
2. 前記反強磁性層及び強磁性層は、前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向している請求項１記載の交換結合膜。
3. 反強磁性層と強磁性層とが接して形成され、前記反強磁性層と強磁性層との界面に交換結合磁界が発生し、前記強磁性層の磁化方向が一定方向にされる交換結合膜において、
   前記反強磁性層は前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向し、
   前記反強磁性層には少なくとも一部に双晶が形成され、少なくとも一部の前記双晶の双晶境界は、前記界面と非平行に形成されていることを特徴とする交換結合膜。
4. 前記双晶境界と前記界面間の内角は、６８°以上で７６°以下である請求項３記載の交換結合膜。
5. 前記強磁性層は、前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向している請求項３または４に記載の交換結合膜。
6. 前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただしＸは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素である）とＭｎとを含有する反強磁性材料で形成される請求項３ないし５のいずれかに記載の交換結合膜。
7. 前記交換結合膜は、下から反強磁性層、強磁性層の順に積層され、さらに前記反強磁性層の下側に、結晶構造が主として面心立方晶から成り、しかも前記界面と平行な方向に｛１１１｝面として表される等価な結晶面が優先配向したシードレイヤが形成されている請求項１ないし６のいずれかに記載 の交換結合膜。
8. 前記シードレイヤは、ＮｉＦｅ合金、ＮｉあるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｙ合金（ただしＹは、Ｃｒ，Ｒｈ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉから選ばれる少なくとも１種以上）、さらにはＮｉ−Ｙ合金で形成される請求項７記載の交換結合膜。
9. 前記シードレイヤは、組成式が（Ｎｉ_1-xＦｅ_x）_1-yＹ_y（ｘ，ｙは原子比率）で示され、原子比率ｘは０以上で０．３以下で、原子比率ｙは０以上で０．５以下である請求項８記載の交換結合膜。
10. 前記シードレイヤは常温で非磁性である請求項７ないし９のいずれかに記載の交換結合膜。
11. 前記シードレイヤの下には、Ｔａ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗのうち少なくとも１種以上の元素で形成された下地層が形成されている請求項７ないし１０のいずれかに記載の交換結合膜。
12. 前記反強磁性層とシードレイヤとの界面の少なくとも一部は非整合状態である請求項７ないし１１のいずれかに記載の交換結合膜。
13. 前記反強磁性層は、Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金（ただし元素Ｘ′は、Ｎｅ，Ａｒ，Ｋｒ，Ｘｅ，Ｂｅ，Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｍｇ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｐ， Ｔｉ，Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｇａ，Ｇｅ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ａｇ，Ｃｄ，Ｉｒ，Ｓｎ，Ｈｆ，Ｔａ，Ｗ，Ｒｅ，Ａｕ，Ｐｂ、及び希土類元素のうち１種または２種以上の元素である）で形成されている請求項１ないし１２のいずれかに記載の交換結合膜。
14. 前記Ｘ―Ｍｎ―Ｘ′合金は、元素ＸとＭｎとで構成される空間格子の隙間に元素Ｘ′が侵入した侵入型固溶体であり、あるいは、元素ＸとＭｎとで構成される結晶格子の格子点の一部が、元素Ｘ′に置換された置換型固溶体である請求項１３記載の交換結合膜。
15. 前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下である請求項１ないし１４のいずれかに記載の交換結合膜。
16. 前記反強磁性層と強磁性層との界面の少なくとも一部は非整合状態である請求項１ないし１５のいずれかに記載の交換結合膜。
17. 反強磁性層と、この反強磁性層と接して形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性層と、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向へ揃えるバイアス層とを有し、前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成された固定磁性層とが、請求項１ないし請求項１６のいずれかに記載された交換結合膜により形成されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
18. 反強磁性層と、この反強磁性層と接して形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層に非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性層とを有し、前記フリー磁性層の上側または下側に、トラック幅Ｔｗの間隔を空けて反強磁性のエクスチェンジバイアス層が形成され、前記エクスチェンジバイアス層とフリー磁性層とが、請求項１ないし請求項１６のいずれかに記載された交換結合膜により形成され、前記フリー磁性層の磁化が一定方向にされることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
19. フリー磁性層の上下に積層された非磁性中間層と、一方の前記非磁性中間層の上および他方の非磁性中間層の下に位置する固定磁性層と、一方の前記固定磁性層の上および他方の固定磁性層の下に位置して、交換異方性磁界によりそれぞれの固定磁性層の磁化方向を一定の方向に固定する反強磁性層と、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向に揃えるバイアス層とを有し、前記反強磁性層とこの反強磁性層と接して形成された固定磁性層とが、請求項１ないし請求項１６のいずれかに記載された交換結合膜により形成されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
20. 非磁性層を介して重ねられた磁気抵抗層と軟磁性層とを有し、前記磁気抵抗層の上側あるいは下側にトラック幅Ｔｗの間隔を空けて反強磁性層が形成され、前記反強磁性層と磁気抵抗層とが、請求項１ないし請求項１６のいずれかに記載された交換結合膜により形成されていることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
21. 請求項１７ないし２０のいずれかに記載された磁気抵抗効果素子の上下にギャップ層を介してシールド層が形成されていることを特徴とする薄膜磁気ヘッド。

Images