(57)【要約】【課題】積層膜、特に反強磁性膜の薄型化，一方向異方性定数Ｊkの向上およびブロッキング温度ＴBの向上を図った交換結合素子とその好適な製造方法並びに交換結合素子を具備したデバイスを提供する。【解決手段】基板１上に、反強磁性層４、及び前記反強磁性層と交換結合する強磁性層５が順次積層されてなる交換結合素子１において、前記反強磁性層４が、Mn-Ir合金の規則相（Mn3Ir）を備えるものとする。上記交換結合素子の好適な製造方法としては、反強磁性薄膜層を形成する際に、基板を、Mn-Ir合金の規則相を形成するために予め定めた所定の基板温度となるように加熱し、かつ反強磁性薄膜層の形成後に、アニール処理を行う。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
基板上に、反強磁性層、及び前記反強磁性層と交換結合する強磁性層が順次積層されてなる交換結合素子において、前記反強磁性層が、Mn-Ir合金の規則相（Mn3Ir）を備えることを特徴とする交換結合素子。
【請求項２】
前記Mn-Ir合金は、Irの組成比を２０〜３３原子％とすることを特徴とする請求項１に記載の交換結合素子。
【請求項３】
前記反強磁性層におけるMn-Ir合金の平均面内結晶粒径は、９ｎｍ（９０Å）以上とすることを特徴とする請求項１または２に記載の交換結合素子。
【請求項４】
前記基体と反強磁性層との間に、下地層を備えることを特徴とする請求項１に記載の交換結合素子。
【請求項５】
基板上に、下地層を介して若しくは介さずに、Mn-Ir合金からなる反強磁性薄膜層、及び前記反強磁性薄膜層と交換結合する強磁性薄膜層を順次形成する交換結合素子の製造方法において、前記反強磁性薄膜層を形成する際に、前記基板を、Mn-Ir合金の規則相を形成するために予め定めた所定の基板温度となるように加熱し、かつ前記反強磁性薄膜層の形成後に、アニール処理を行うことを特徴とする交換結合素子の製造方法。
【請求項６】
前記基板上に下地層を介して反強磁性薄膜層を形成する際の所定の基板温度は、下地層材料がRuの場合、少なくとも１００℃以上とし、下地層材料がCuの場合、１００〜１８０℃とすることを特徴とする請求項５に記載の交換結合素子の製造方法。
【請求項７】
前記アニール処理の際の反強磁性層薄膜の加熱処理温度は、２８０〜３６０℃とすることを特徴とする請求項５または６に記載の交換結合素子の製造方法。
【請求項８】
請求項１ないし４のいずれか１項に記載の交換結合素子を具備してなることを特徴とするスピンバルブ型磁気抵抗素子。
【請求項９】
請求項１ないし４のいずれか１項に記載の交換結合素子を具備してなることを特徴とするトンネル型磁気抵抗素子。
【請求項１０】
請求項１ないし４のいずれか１項に記載の交換結合素子を具備してなることを特徴とする磁気ヘッド。
【請求項１１】
請求項９に記載のトンネル型磁気抵抗素子を具備してなることを特徴とする磁気式メモリ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、交換結合素子とその製造方法、並びにスピンバルブ型磁気抵抗素子，トンネル型磁気抵抗素子，磁気ヘッド，磁気式メモリ等の交換結合素子を具備したデバイスに関する。
【背景技術】
【０００２】
ハードディスクに代表される磁気記録媒体は、更なる記録密度の向上が期待されており、これに伴って磁気抵抗素子を備えたヘッドにも更なる高性能化が求められている。なかでも、再生ヘッドの狭ギャップ化に有利なスピンバルブ型磁気抵抗素子においては、隣接する強磁性層と反強磁性層とからなる積層膜の薄型化が必須課題となっている。
【０００３】
このため、いかに極薄領域においてスピンバルブ膜の特性を維持するかが重要である。強磁性層と反強磁性層からなる交換結合素子の界面に誘導される交換磁気異方性は、スピンバルブ膜の機能上、ピン層たる強磁性層の磁化の固定という中心的な役割を果たすが、これを極薄膜下において有効かつ安定に引き出すことは重要な技術課題である。
【０００４】
前記交換磁気異方性は、強磁性層と反強磁性層の界面における単位面積当たりの交換結合エネルギー（いわゆる交換結合の強さ）を表す一方向異方性定数Ｊkによって評価される。このＪkは、ＭsとｄfとＨexとの積で表され、Ｍsは強磁性層の飽和磁化であって振動試料型磁力計（ＶＳＭ）にて測定され、ｄfは強磁性層の膜厚であり、Ｈexは、反強磁性層と強磁性層との交換結合磁界であって、前記の磁化曲線においてピン層の磁化の変化に対応するMHループ中心のゼロ磁界点からのシフト量、または磁気抵抗変化曲線においてピン層の磁化方向変化に伴って生じるMRループの中心のゼロ磁界点からのシフト量として定義される。
【０００５】
ハードディスクドライブ等の磁気記録装置は、実使用下において内部温度が１００℃以上に上昇することがあり、また、磁気抵抗素子部はセンス電流による自己発熱によって更に数十℃上昇するので、スピンバルブの動作時の温度としては、最大約１５０℃となる。このため、反強磁性層によってピン層に誘導された交換磁気異方性が低下し、一方向にピン止めされたピン層の磁化が外部磁界によって容易に乱される。この耐熱性の低下は、反強磁性層の膜厚が低下するほど顕著になる。ところで、交換結合素子において全膜厚に占める割合は反強磁性層が最も大きいため、素子の薄膜化のためには反強磁性層の膜厚を減らすことが必要となる。従ってＪkの更なる向上が求められている。
【０００６】
上記一方向異方性定数Ｊkの向上を目的とした交換結合素子とその製造方法の発明に関しては、本願発明と同一発明者等によって、例えば特許文献１〜３により出願されている。また、非特許文献１には、反強磁性層の磁気異方性とその役割について、技術の変遷を含めた当該技術の包括的な説明がなされている。本願発明の説明の便宜上、上記各種文献の開示内容の一部に関して、適宜引用して後述する。
【０００７】
まず、前記反強磁性層の膜厚に関わり、非特許文献１のP62の左欄「臨界膜厚」の項には、図２０に基づく下記の記載がある。なお、図２０は、非特許文献１にFig.12として開示された図で、一方向異方性定数（Ｊk）の反強磁性層膜厚（ｄAF）依存性を示した図である。
【０００８】
即ち、非特許文献１には、「昨今のHDD用スピンバルブ薄膜の反強磁性層には極薄化が強く求められている。極薄の膜厚で大きな交換磁気異方性を誘導するためには、如何なる反強磁性材料が適しているのだろうか？これまでのスピンバルブ薄膜用の反強磁性材料の開発の経緯を振り返ると、1995〜96年をピークに実に数多くの材料が試された。その結果として、大きな一方向異方性定数と高いブロッキング温度を示すPtMnが現在のスタンダードとなっている。しかしながらPtMnの最も大きな問題点は、その臨界膜厚が100〜200 Aと現在の要求からすると厚いことにある。PtMnの場合には、成膜後の熱処理による規則化度が交換磁気異方性に影響を及ぼすことが知られており、完全に規則化を進行させた場合には臨界膜厚を60~70 A程度に低減できる可能性も示されてはいるが、いずれにしても十分な薄さではない。」旨記載され、また、前記図２０に基づき、「これまでに検討されてきた反強磁性材料の中で、Mn-Irが最もその臨界膜厚が薄いことが判る。同じg-Mn合金のMn-Niと比較しても臨界膜厚は半分程度である。このような臨界膜厚に関しても、反強磁性層の磁気異方性が大きな役割を果たしている。」旨記載されている。
【０００９】
上記のように、Mn-Irは膜厚を薄くできる可能性が最も高いが、図２０からも明らかなように、PtMnやNiMnに比較して一方向異方性定数（Ｊk）が低い問題がある。
【００１０】
ところで、スピンバルブ型磁気抵抗素子に要求される課題としては、上記反強磁性膜の極薄化の課題以外に下記の課題がある。これらの課題に関しては、特許文献２の記載を引用して以下に述べる。即ち、「ハードディスクドライブの再生ヘッドとして用いられるスピンバルブ型磁気抵抗素子には、外乱磁界に対する信頼性、特に高温での動作特性、耐ESD（Electrostatic discharge）、固定磁化層の磁化の反転防止のため、高いブロッキング温度ＴBと交換結合磁界Ｈexが要求されている。また、記録密度向上とともにスピンバルブ型磁気抵抗素子の厚みを低減することが必要となり、極薄化と耐熱性の向上がともに要求されている。特に40 Gbit/in2超の記録密度に対応するには、ＴBとして300℃以上が必要とされている。」
なお、上記耐ESDに関しては、前記非特許文献１のP59の右欄「ブロッキング温度」の項に、下記のように記載されている。即ち、「スピンバルブ膜においては、静電気放電による瞬間的な大電流で、素子の物理的破壊に至らずとも固定層磁化のピンニング特性が劣化するESD（electrostatic discharge）破壊現象を回避することが重要な課題である。これはESD電流によってスピンバルブ素子の温度が上昇するとともに、誘導される磁界の作用で固定層の交換磁気異方性が変化する現象と理解されている。一般に強磁性層／反強磁性層積層膜の交換磁気異方性は測定温度の上昇とともに小さくなり、ある有限の温度（ブロッキング温度）で消失する。従って、このブロッキング温度を高くすることが有効なESD対策の一つである。ところが、ブロッキング温度は反強磁性のネール点に一致する場合もあるが、特に反強磁性層厚（dAF）が薄い場合、ネール点以下の温度となりdAFの減少に伴って低下する。」旨、記載されている。
【００１１】
また、前記特許文献２には、「上記課題に対して従来は、反強磁性層材料の検討、あるいは反強磁性層の膜厚を厚くすることにより対処してきた。たとえば、ＴBが３００数十度と高いPt-Mn合金を用いることなどが挙げられる。しかし、Pt-Mn合金からなる反強磁性層は、反強磁性層としての機能を発現するために必要な厚さが厚いという問題がある。」旨の記載や、「一方、Mn-Ir合金は各種反強磁性層の構成材料の中で最も臨界厚が小さい材料である。このMn-Ir合金によれば、製法にもよるが５ｎｍ以上あればＪkの飽和値を得ることができ、Ｊkの絶対値も、Ｐｔ-Ｍｎ合金に匹敵する。しかし、ＴBが２５０℃以下と低いのが致命的と言われてきた。これに対し、厚みを厚くして反強磁性層中の結晶粒の持つ磁気異方性エネルギーを増加することで、ＴBを高めることはできる。たとえば、Mn-Ir膜においても膜厚を２０ｎｍとすれば３００℃を越えるＴBが得られる。しかしながら、先に述べた狭ギャップ化のためには、反強磁性層を１５ｎｍ以下とすることが必要であり、膜厚増加によるＴBの向上は現実的な手段ではない。また、反強磁性層の膜厚増加とともに、Ｊkの減少、ΔＲの減少、Ｒsの増加、結果として磁気抵抗変化率（ＭＲ比）の低下、といった問題が発生する。このため、Mn-Ir膜厚として適当な値で妥協しなければならず、通常、７〜１０ｎｍで使用される。このため、Mn-Ir合金でＴBを３００℃以上とするのは困難であった。」旨の記載がある。
【００１２】
上記のような問題に鑑み、特許文献２の発明は、反強磁性層の改質方法を開示する。即ち、「高い一方向異方性定数Ｊkを有し、かつ高いブロッキング温度ＴBを有し、膜厚が薄い交換結合素子を得るために、基体上に反強磁性層を形成し、該反強磁性層を初期真空度が１０-9Torr以下の真空雰囲気中で熱処理する」ことを開示する。
【００１３】
また、特許文献１は、「高い一方向異方性定数Ｊkを有し、かつ薄膜化しても諸特性を維持できる交換結合素子を得るために、基体上に、下地層、反強磁性層、及び該反強磁性層と交換結合する強磁性層が順次積層されてなり、前記下地層が、少なくとも２以上の下地膜からなり、前記下地膜のいずれか１つがＣｕ膜からなるとともに他のいずれか１つがＮｉ-Ｆｅ合金膜またはＣｏ-Ｆｅ合金膜からなるもの」を開示する。
【００１４】
さらに、特許文献３は、「高い一方向異方性定数Ｊkを有する交換結合素子及びその製造方法を提供するために、基体上に反強磁性層が積層されるとともに、該反強磁性層と交換結合して磁化方向が固定される磁化固定層が前記反強磁性層上に積層されてなり、前記磁化固定層の少なくとも一部または全部に、組成式CoxFe100-xで表され、組成比を示すｘが原子％で４２≦ｘ≦８３の範囲である合金が含まれるもの」を開示する。
【００１５】
さらにまた、前記非特許文献１は、そのFig.13 およびFig.14に基づき、Mn-Ir膜に対するアニール処理の効果（Ｊkの向上効果）について開示する。図１８および図１９は、前記非特許文献１のFig.13 およびFig.14に相当する。
【００１６】
非特許文献１の記載を引用すれば、「図１８は、熱酸化膜付Si基板上のTa/Ni-Fe/Cuバッファー層上に作製したMn75Ir25 dAF / Co70Fe30（40 A）の積層膜のJKの反強磁性層厚（dAF）依存性を成膜後の磁界（1 kOe）中熱処理温度（Ta）の関数として示した図であり、熱処理温度の増大に伴って，JKが増大してゆくが、Ta = 300°C以上の熱処理において，dAF = 50 A以下の極薄の反強磁性膜厚の領域では逆にTaの増大に伴ってJKが低下してゆく」旨記載され、
また、「図１９の結果によれば、dAF = 30 Aの場合を除き，JKは熱処理時間の延長に伴って徐々に増大してゆくことが判った。200 hの熱処理後に，dAF = 50 Aもしくは75 Aの積層膜においてJK = 0.87 erg/cm2の大きな値が得られた。この値は実用に供されているPtMn/Co-Fe系で報告されている一方向異方性定数の２倍以上の値であり、昨今の反強磁性層の極薄化への要求に対して十分魅力的な結果であると考える。また、200 hの熱処理前後においてin-planeならびにout-of-plane X線回折法による構造解析の結果、結晶粒径の増大や反強磁性層の規則化などの構造変化が生じていないことを別途確認している」旨記載されている。
【００１７】
上記特許文献１〜３および非特許文献１に記載された技術は、それぞれ有効ではあるものの、前記課題の要請に対して、まだ十分とはいえない。しかしながら、後述する本願発明と重ねて適用することにより、その効果は加算される技術である。
【００１８】
次に、前記磁気ヘッドに使用されるスピンバルブ型磁気抵抗素子以外のトンネル型磁気抵抗素子および磁気式メモリ等の交換結合素子を具備したデバイスについて述べる。
【００１９】
最近では、電源を切った状態でもデータが保存されるいわゆる不揮発メモリの需要が増大しており、この不揮発メモリの１種として磁気式メモリ（ＭＲＡＭ）が提案されている。この磁気式メモリは、記憶素子としてトンネル型磁気抵抗（ＴＭＲ）素子の利用が検討されている。トンネル型磁気抵抗素子は、反強磁性層／磁化固定層／絶縁層／磁化自由層の積層構造からなるもので、このトンネル型磁気抵抗素子においても、反強磁性層／磁化固定層の構成からなる上記の交換結合素子が具備されている。交換結合素子の一方向異方性定数Ｊkが小さいと、磁化固定層の磁化方向が外部磁界等により変動しやすくなって、記録素子（トンネル型磁気抵抗素子）に保持された記録情報が失われるおそれがあるので、磁気式メモリに対する信頼性を向上させるためにも、交換結合素子における一方向異方性定数Ｊkの向上が求められている。
【特許文献１】特開２０００−１７１０１２号公報
【特許文献２】特開２００２−１９８５８５号公報
【特許文献３】特開２００２−２８９９４７号公報
【非特許文献１】角田他，「強磁性／反強磁性積層膜の交換磁気異方性−反強磁性層の磁気異方性とその役割−」，日本応用磁気学会誌，Vol.28,No.2,2004，P55〜P65
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００２０】
上記のように、交換結合素子並びに交換結合素子を具備したデバイスにおいては、高い一方向異方性定数Ｊkを有すること、高いブロッキング温度ＴBを有すること、膜厚が薄いこと、耐ＥＳＤを有すること等が要請される。前記非特許文献１によれば、膜の薄型化の要請からMn-Ir合金を反強磁性膜として使用した交換結合素子に関して、一方向異方性定数Ｊkはかなり改善されたが、反強磁性膜の薄型化の要請に応えるためには、Ｊkのさらなる向上が望まれ、また耐ＥＳＤ向上のために、ブロッキング温度ＴBのさらなる向上（３００℃以上の達成）が必要である。
【００２１】
さらに、前記非特許文献１に開示された大きなＪkの向上効果は、長時間（数十〜２００時間程度）のアニール処理によって達成できるもので、製造時間および製造コストの低減が望まれる。
【００２２】
本発明は、上記の点に鑑みてなされたもので、この発明の課題は、積層膜、特に反強磁性膜の薄型化，一方向異方性定数Ｊkの向上およびブロッキング温度ＴBの向上を図った交換結合素子とその好適な製造方法並びに交換結合素子を具備したデバイスを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２３】
上記課題は、以下により達成される。即ち、基板上に、反強磁性層、及び前記反強磁性層と交換結合する強磁性層が順次積層されてなる交換結合素子において、前記反強磁性層が、Mn-Ir合金の規則相（Mn3Ir）を備えることを特徴とする（請求項１）。なお、前記請求項１における規則相は、Irの一部を、例えばRuのような第三元素で置き換えたものを含むものとする。
【００２４】
また、前記請求項１の発明の実施態様としては、下記請求項２ないし４の発明が好ましい。即ち、前記請求項１に記載の交換結合素子において、前記Mn-Ir合金は、Irの組成比を２０〜３３原子％とすることを特徴とする（請求項２）。
【００２５】
さらに、前記請求項１または２に記載の交換結合素子において、前記反強磁性層におけるMn-Ir合金の平均面内結晶粒径は、９ｎｍ（９０Å）以上とすることを特徴とする（請求項３）。
【００２６】
また、前記請求項１に記載の交換結合素子において、前記基体と反強磁性層との間に、下地層を備えることを特徴とする（請求項４）。
【００２７】
前記交換結合素子の発明によれば、詳細は後述するが、規則相（Mn3Ir）の存在により、ブロッキング温度ＴBが向上し、３６０℃以上となる。また、一方向異方性定数Ｊkが、従来に比較して著しく向上し、最大で1.3 erg/cm2の大きな値が得られ、これにより、膜の極薄化が可能となる。さらに、アニール処理時間も短時間（例えば、１時間程度）で、前記良好な特性が得られる。
【００２８】
次に、本発明の交換結合素子の製造方法としては、下記請求項５ないし７の発明が好ましい。即ち、基板上に、下地層を介して若しくは介さずに、Mn-Ir合金からなる反強磁性薄膜層、及び前記反強磁性薄膜層と交換結合する強磁性薄膜層を順次形成する交換結合素子の製造方法において、前記反強磁性薄膜層を形成する際に、前記基板を、Mn-Ir合金の規則相を形成するために予め定めた所定の基板温度となるように加熱し、かつ前記反強磁性薄膜層の形成後に、アニール処理を行うことを特徴とする（請求項５）。
【００２９】
また、前記基板上に下地層を介して反強磁性薄膜層を形成する際の所定の基板温度は、下地層材料がRuの場合、少なくとも１００℃以上とし、下地層材料がCuの場合、１００〜１８０℃とすることを特徴とする（請求項６）。
【００３０】
さらに、前記アニール処理の際の反強磁性層薄膜の加熱処理温度は、２８０〜３６０℃とすることを特徴とする（請求項７）。
【００３１】
前記請求項５ないし７の作用効果の詳細については、後述する。
【００３２】
また、先に記載のいずれかの交換結合素子を具備するデバイスの発明としては、下記請求項８ないし１１の発明が好ましい。即ち、前記請求項１ないし４のいずれか１項に記載の交換結合素子を具備してなることを特徴とするスピンバルブ型磁気抵抗素子（請求項８）。さらに、請求項１ないし４のいずれか１項に記載の交換結合素子を具備してなることを特徴とするトンネル型磁気抵抗素子（請求項９）。さらにまた、前記請求項１ないし４のいずれか１項に記載の交換結合素子を具備してなることを特徴とする磁気ヘッド（請求項１０）。また、前記請求項９に記載のトンネル型磁気抵抗素子を具備してなることを特徴とする磁気式メモリ（請求項１１）。
【発明の効果】
【００３３】
この発明によれば、積層膜特に反強磁性膜の薄型化，一方向異方性定数Ｊkの向上およびブロッキング温度ＴBの向上を図った交換結合素子とその好適な製造方法並びに良好な特性を有する交換結合素子を具備したデバイスが提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３４】
次に、この発明の実施形態に関して、図に基いて説明する。なお、以後の説明において、圧力をTorrの単位で表記するが、これをＳＩ単位であるＰａ(パスカル)に変換する場合には、１Torr＝１３３Ｐａにより換算すればよい。また、膜厚をÅの単位で表記する場合があるが、これをＳＩ単位であるｎｍ(ナノメートル)に変換する場合には、１Å＝０．１ｎｍにより換算すればよい。更に磁界をＯｅ（エルステッド）の単位で表記する場合があるが、これをＳＩ単位であるＡ／ｍ(アンペア毎メートル)に変換する場合には、１Ｏｅ＝７９．５８Ａ／ｍにより換算すればよい。
（第１の実施形態：交換結合素子）
HYPERLINK "http://www.patent.ne.jp/patent/cache/" \l "fig1" 図１は、本発明に係る典型的な交換結合素子の実施形態の断面模式図である。図１において、交換結合素子１は、基板２上に積層された反強磁性層４と、反強磁性層４上に形成された強磁性層５と、保護層６とから構成されている。上記基板２は、例えば少なくとも表面に０．５〜１０ｎｍ程度のTaからなる層を備えているものが好ましい。なお、基板２は、Taからなる層に代えてTa-Ni-Fe系合金からなる層を表面に形成してなるものであってもよい。
【００３５】
また反強磁性層４は例えば膜厚が４nm以上１９nm以下のMn-Ir合金からなる層であり、強磁性層５と交換結合して強磁性層５の磁化を一方向に固定する。Mn-Ir合金は、Irの組成比が２０原子％以上３０原子％以下のもの、特に、Mn75Ir25に分類される組成のMn-Ir膜を用いることが好ましい。
【００３６】
強磁性層５は、例えば膜厚が１〜５ｎｍのNi-Fe合金またはCo-Fe合金、あるいはCo、またはそれらの積層膜からなる層であり、特にFeの組成比が５原子％以上５０原子％以下のCo-Fe合金が好ましい。また、Ni-Fe合金、Co-Fe合金のいずれも、他の添加元素が添加されていても良い。更に強磁性層５は、適当厚のRu膜を介して２つの強磁性膜を積層させて積層フェリ構造としてもよい。この積層フェリ構造によれば、２つの強磁性膜間に働く反強磁性的結合により強磁性層の磁化方向が固定されるため、ブロッキング温度ＴBまで加熱されても大きな磁気異方性を維持することが可能となる。保護層６は例えば膜厚が０．５〜５ｎｍのTaからなる層であり、強磁性層５の表面の酸化を防止する。
【００３７】
また、基板２と反強磁性層４との間に下地層を設けても良い。下地層は、下地膜単体か、２以上の下地膜の積層構造のいずれかであってもよい。下地膜単体の場合、Cu膜、Ni-Fe合金膜またはCo-Fe合金膜のいずれかであることが好ましい。この場合の下地層の厚さは１ｎｍ以上５ｎｍ以下の範囲が好ましい。また積層構造の下地層の場合は、２つの下地膜のうちいずれか１つがCu膜とするとともに他の１つがNi-Fe合金膜またはCo-Fe合金膜とする、特にNi-Fe-Cr合金膜とすることが好ましい。この場合、下地層の全層厚は１ｎｍ以上５ｎｍ以下の範囲が好ましく、また各下地膜の各膜厚はそれぞれ０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下が好ましい。
【００３８】
下地層の全層厚が１ｎｍ以上であれば、下地層の（１１１）配向した結晶性を維持することが可能になり、また層厚が５ｎｍ以下であれば、交換結合素子１を磁気抵抗効果素子等に用いた場合に、検出電流の分流が抑制されてシャントロスを低減することが可能になる。更に、下地層が積層構造の場合、各下地膜の各膜厚が０．５ｎｍ以上であれば、各下地膜の結晶性を維持することが可能になり、また各膜厚が１．５ｎｍ以下であれば上記と同様に検出電流のシャントロスを低減することが可能になる。
【００３９】
下地層を構成するCu、Ni-Fe合金、Co-Fe合金はいずれもｆｃｃ結晶構造(面心立方構造)を有する材料であり、これらの材料はスパッタリング等によって（１１１）面を優先配向しつつ成膜されるため、膜表面での（１１１）面の露出確率が高くなる。従って、この下地層上に反強磁性層４及び強磁性層５をエピタキシャル成長させつつ成膜すると、反強磁性層４及び強磁性層５が（１１１）面配向された状態で形成され、この結果、反強磁性層４と強磁性層５との界面で誘導される一方向異方性定数Ｊkを高くし、交換結合磁界Ｈexを向上できる。
【００４０】
上記のように、交換結合素子は種々の構成があり、目的に応じた構成が採用される。従って、本発明に係る交換結合素子の構成は、上記の構成に限定されるものではない。
【００４１】
（第２の実施形態：交換結合素子の製造方法）
図２は、本発明の交換結合素子の製造に用いて好適な成膜装置の平面模式図を示す。この成膜装置２１は、メタル膜形成室２２と、スパッタ膜形成室２３と、熱処理室２４と、搬送室２５と、ガス流量制御ユニット２６と、真空計２７とを主体として構成されている。メタル膜形成室２２はゲートバルブ２２ａを介して搬送室２５に連結され、またスパッタ膜形成室２３はゲートバルブ２３ａを介して搬送室２５に連結され、更に熱処理室２４はゲートバルブ２４ａを介して搬送室２５に連結されている。
【００４２】
また、搬送室２５は３組の搬送ローダ２８，２９，３０が取り付けられており、これらの搬送ローダ２８，２９，３０は搬送室２５内に収納された成膜対象物を、メタル膜形成室２２、スパッタ膜形成室２３及び熱処理室２４にそれぞれ搬送できるように構成されている。また、メタル膜形成室２２、スパッタ膜形成室２３及び熱処理室２４にはそれぞれ、ガス流量制御ユニット２６と真空計２７とが接続されており、各室内の圧力及び雰囲気ガスの種類を調整できるようになっている。
【００４３】
メタル膜形成室２２には、成膜用のターゲット２２ｂ…が複数個備えられており、また搬送室２５から搬送された成膜対象物を移動させる試料ステージ２２ｃが備えられている。ターゲット２２ｂ…はメタル成膜室内２２の天井内側に取り付けられ、また試料ステージ２２ｃはメタル成膜室内２２の床面に移動自在に取り付けられている。各ターゲットは、例えば高純度のTa、Cu、Ni-Fe-Cr合金、Co-Fe合金、及びMn−Ir合金により形成されている。
【００４４】
次に交換結合素子１の製造方法を説明する。まず、Ｓｉからなる基板２を搬送室内に設置し、この基板２を搬送ローダ３０によって熱処理室２４に搬送する。熱処理室２４では、酸素雰囲気中で加熱処理することにより、基板２の表面に下地層３の一部である例えばSiO2膜を形成する。次に搬送ローダ３０により基板２を搬送室２５に戻す。
【００４５】
メタル膜形成室２２内は、図示しない排気ポンプにより、予め１０-9Torr以下、好ましく１０-10Torr以下の初期圧力まで減圧された状態になっている。そして、搬送室２５内をメタル形成室２２内とほぼ同程度あるいは若干の低真空度とした上でゲートバルブ２２ａを解放し、搬送ローダ２８によって基体２をメタル膜形成室２２の試料ステージ２２ｃに搬送する。次に高純度アルゴンガスを導入してメタル膜形成室２２内の圧力を０．６〜３mTorrとし、基体２の温度を室温に保った状態で、試料ステージ２２ｃを駆動して基体２をTaターゲット２２ｂ下に移動させる。そして、ＤＣマグネトロンスパッタ法を用い、一方向に磁界を印加しつつ、先に形成されたSiO2膜上に、下地層３の一部である例えばNi-Fe-Cr膜を成膜する。次にNi-Fe-Cr膜の形成と同様な方法で、Cu膜を順次形成して下地層３を形成する。
【００４６】
次に下地層３上に反強磁性層４を形成する。反強磁性層４の膜厚は４nm以上１９nm以下の範囲が好ましく、この膜厚は成膜速度を一定とし、成膜時間を制御することで調整する。また反強磁性層４の組成は、ターゲットの合金組成を調整することにより、MnyIr100-y（組成比ｙは原子％で７０≦ｙ≦８０の範囲）なる組成にできる。反強磁性層４の成膜の際に、前述のように、Mn-Ir合金の規則相を形成するために予め定めた所定の基板温度となるように、好ましくは、基板温度が１００〜１８０℃となるように加熱する。
【００４７】
次に、下地層３及び反強磁性層４の形成と同様な方法で、強磁性層５を形成する。係る強磁性層５は、CoxFe100-xなる組成(組成比を示すｘが原子％で４２≦ｘ≦８３の範囲とすることが好ましい。また強磁性層５の膜厚は反強磁性層４の場合と同様に、成膜速度を一定とし、成膜時間を制御することで調整する。
【００４８】
そして更に、強磁性層５上に、Cuからなる反応防止層及びTaからなる保護層を順次積層する。
【００４９】
次に、各層３、４…を積層した基板２を、搬送ローダ２８及び３０を用いて、搬送室２５経由で熱処理室２４に搬送し、熱処理室２４内の初期圧力を１０-9Torr以下、好ましく１０-10Torr以下まで減圧した状態で熱処理（アニール）を行う。熱処理温度は、前述のように好ましくは、２８０〜３６０℃、熱処理時間は約１時間として、メタル膜形成室２２において成膜時に印加した磁界方向と同方向に１ｋOeの磁界を印加しつつ、基体２を熱処理室２４内に内蔵されたヒータまたは後述する赤外線（ＩＲ）等で加熱する。この熱処理により、反強磁性層４と強磁性層５との界面で交換結合磁界が発現し、強磁性層５の磁化方向が一方向に固定される。このようにして、前記実施形態１に記載の交換結合素子１が得られる。
【００５０】
なお、上記熱処理はTaからなる保護層を成膜後、メタル膜形成室２２より搬送室２５に搬送したのち、本成膜装置２１より各層３、４…を積層した基体２を取り出し、別途装置により真空雰囲気下で磁界中熱処理を施しても良い。その際の真空度、磁界強度、熱処理条件については上記熱処理室２４内での条件と共通するので省略する。
【００５１】
また、上記の交換結合素子１の製造方法において、反強磁性層４の成膜直後であって強磁性層５の形成前に別途熱処理を行っても良い。反強磁性層４の形成後であって強磁性層５の形成前に、真空雰囲気を保持したまま熱処理室２４へ搬送し、その後メタル形成室２２に再度搬送し、続いて強磁性層５、反応防止層および保護層を成膜する。本熱処理を行うことで、交換結合素子１のＪkをより高めることができる。尚、この場合の熱処理は、ヒータ加熱による熱処理のみならず、赤外光照射による熱処理でもよい。
【００５２】
上記赤外光照射による熱処理は、図３に示すような赤外線熱処理装置４０で行う。この赤外線熱処理装置４０は、赤外光を透過する透過窓４１を備えたチャンバ４２と、チャンバ５２内を１０-9Torr以下、好ましくは１０-10Torr以下の真空雰囲気とする図示しない排気機構と、赤外光をチャンバ４２の外側から透過窓４１に透過させてチャンバ４２内に照射する赤外光源４３を主体として構成されている。
【００５３】
チャンバ４２は、図示しない排気機構に接続されていて、内部を１０-9Torr以下、好ましくは１０-10Torr以下の真空雰囲気にできるようになっている。また、チャンバ４２内には試料ステージ４４が備えられていて、試料ホルダー４５を介して基体２を固定できるようになっている。また、試料ステージ４４には熱電対等の温度センサ４６が取り付けられている。また、試料ステージ４４は、図３における上下方向に駆動できるように構成されていて、赤外光源４３と基体２との照射距離を調整できるように構成されている。
【００５４】
また、チャンバ４２の上部には赤外光を透過する透過窓４１が備えられている。透過窓４１は、赤外光に対して高い透過率を有するとともに、チャンバ４２内を高真空に保つためにガスバリア性に優れた材料からなるものが好ましく、例えばα-Ａｌ2Ｏ3等が好ましい。
【００５５】
赤外光源４３は、電源４７に接続されたフィラメント４８と、開口部６０を有する反射板４９とから構成されている。電源４７からフィラメント４８に通電することにより発した赤外光は、反射板４９の集光効果により赤外光源４３内に位置する焦点に一旦集光され、開口部６０からチャンバ４２の透過窓４１に向けて放射状に照射される。更に赤外光は透過窓４１を透過してチャンバ４２内の試料ステージ近傍まで届くように構成されている。
【００５６】
なお、開口部６０には図示しない絞りが取り付けられていて、赤外光の照射範囲を調整できるように構成されている。また、赤外光源４３も試料ステージ４４と同様に、図３における上下方向に駆動できるように構成されていて、基体２との照射距離を調整できるように構成されている。
【００５７】
赤外光照射時の反強磁性層４の熱処理温度は、例えば赤外光源への通電量により調節される。また赤外光照射時の初期圧力は、１０-9Torr以下、好ましくは１０-10Torr以下とするのが好ましい。初期圧力が１０-9Torrより低下すると、雰囲気中に残留した酸素、水等が反強磁性層４の表面に吸着し、場合によっては反強磁性層４の表面が酸化されたり変質されてしまい、Ｊkを低下させてしまうので好ましくない。このように、上記の高真空中で反強磁性層４を熱処理することにより、反強磁性層４の表面の酸化や表面への気体原子の吸着を防止することができ、表面の原子配列等を変化させて反強磁性層４の表面状態を改善することができ、この表面に強磁性層５を積層すれば、反強磁性層４と強磁性層５との間で交換結合磁界を発現させ、高いＪkを発現させることができる。
【００５８】
（第３の実施形態：スピンバルブ型磁気抵抗素子）
図４に、交換結合素子を具備したスピンバルブ型磁気抵抗素子の断面模式図を示す。図４において、スピンバルブ型磁気抵抗素子１０は、基板１２上に積層された本発明に係る交換結合素子１１と、交換結合素子１１上に形成された非磁性高導電体層１６と、非磁性高導電体層１６上に形成された別の強磁性層１７と、保護層１８とから構成されている。
【００５９】
交換結合素子１１は、前記第１の実施形態にて説明した交換結合素子１と同様のものであり、基板１２上に積層された下地層１３と、下地層１３上に形成された反強磁性層１４と、反強磁性層１４上に形成された強磁性層１５とから構成されている。また下地層１３は、基体１２に隣接する第１下地膜１３ａと、反強磁性層１４に隣接する第２下地膜１３ｂとからなる積層膜である。上記の交換結合素子１１、基体１２、下地層１３（第１下地膜１３ａ、第２下地膜１３ｂ）、反強磁性層１４及び強磁性層１５は、第１の実施形態にて説明した交換結合素子１、基体２、下地層３（第１下地膜３ａ、第２下地膜３ｂ）、反強磁性層４及び強磁性層５の構成、材質、膜厚等と同様であるので、その説明を省略する。
【００６０】
（第４の実施形態：トンネル型磁気抵抗素子）
図５はトンネル型磁気抵抗素子の模式断面図を示す。トンネル型磁気抵抗素子５０は、基板２上に、下地層３と、反強磁性層４と、強磁性層５と、絶縁層５６と、別の強磁性層５７と、保護層５８とが順次積層されて構成されている。このトンネル型磁気抵抗素子５０においては、反強磁性層４及び強磁性層５の積層体が交換結合素子５１を構成する。尚、上記の基板２、下地層３、反強磁性層４及び強磁性層５の詳細な構成は、第１の実施形態にて説明した基板２、反強磁性層４及び強磁性層５の構成、材質、膜厚等と同様であり、その説明を省略する。
【００６１】
絶縁層５６は、例えば膜厚が０．５〜３．０nmのAl2O3等の非磁性絶縁体からなる層であり、強磁性層５と別の強磁性層４７の間に位置してこれらの層５、４７の磁化方向に依存したトンネル電流を流す。また強磁性層５７は例えば膜厚が１〜５nmのNi-Fe合金またはCo-Fe合金またはCoまたはそれらの積層膜からなる層であり、絶縁層５６に隣接している。トンネル型磁気抵抗素子５０においては、強磁性層５７が磁化自由層を構成する。強磁性層５７は下部強磁性層５７ａ及び上部強磁性層５７ｂからなる２層構造で構成されている。
【００６２】
下部強磁性層５７ａは例えば、Ｃｏ75Ｆｅ25の組成からなるもので、この下部強磁性層５７ａを絶縁層５６に隣接して配すればＴＭＲ効果を増大させる効果がある。更に上部強磁性層５７ｂは例えばNi-Fe合金膜が挙げられる。この上部強磁性層５７ｂを積層することにより、強磁性層５７の磁化反転が容易となり、低磁界での動作が可能となる。下部強磁性層５７ｂは例えば２〜５nm、上部強磁性層５７ａは例えば１０〜５０ｎｍの膜厚にできる。また保護膜５８は、例えば膜厚が２nmのTaからなる膜である。また、強磁性層５７上層であって、保護層５８の下層に、Ｃｕ層を配置してよい。これにより絶縁層より上の上部電極層のシート抵抗を低減でき、ＴＭＲ素子の安定動作に効果的である。なお、該Ｃｕ層は電気抵抗を下げることが目的であり、Ｃｕ以外にＡｌ、あるいはその合金、その他の低抵抗材料を用いても良い。
【００６３】
このトンネル型磁気抵抗素子５０の磁化自由層たる強磁性層５７に外部磁界が印加されると、その磁化方向が外部磁界の影響により変動し、強磁性層５との間で磁化方向の変動が生じ、これにより絶縁層５７を介して強磁性層５及び磁化自由層５７間を流れるトンネル電流量が変動し、これによりトンネル型磁気抵抗素子５０の抵抗変化が生じる。なお、強磁性層５の磁化方向は反強磁性層４との交換結合により強固に固定されているので、外部磁界が印加されてもその磁化方向が変動することがない。
【００６４】
上記のトンネル型磁気抵抗素子５０によれば、Ｊkが高い本発明に係る交換結合素子５１を備えているので、外部磁界によって強磁性層５の磁化方向が変動することがなく、高い磁気抵抗変化率(ＭＲ比)を発現することができる。
【００６５】
また、上記のトンネル型磁気抵抗素子５０によれば、反強磁性層４の層厚を１９nm以下にできるので、トンネル型磁気抵抗素子５０の全厚を低減することができ、トンネル型磁気抵抗素子５０の集積度を向上することができる。
【００６６】
また、上記のトンネル型磁気抵抗素子５０の強磁性層５を、強磁性層と非磁性層の積層体からなる積層フェリ磁性層としても良い。係る積層フェリ磁性層からなる強磁性層５を備えたトンネル型磁気抵抗素子であれば、磁化固定層としての強磁性層５の磁化方向をより強固に固定することができ、外部磁界の影響を排除してＭＲ比をより高くすることができる。
【００６７】
なお、上記のトンネル型磁気抵抗素子５０を、後述する図６に示すスピンバルブ型磁気抵抗素子８００に置き換えてＴＭＲ型再生ヘッドを構成しても良い。このＴＭＲ再生ヘッドによれば、Ｊkが高い本発明に係る交換結合素子を備えているので、記録磁界等の外部磁界によって磁化固定層の磁化方向が変動することがなく、高い磁気抵抗変化率(ＭＲ比)を発現することができる。
【００６８】
（第５の実施形態：磁気ヘッド）
図６には、本発明の第５の実施形態であるＧＭＲ型再生ヘッド及びこの再生ヘッドと誘導型記録ヘッドを組み合わせた記録再生分離型磁気ヘッドを示し、図７には、ＧＭＲ型再生ヘッドの要部を示す。図６及び図７において、符号８００は本発明に係るスピンバルブ型磁気抵抗素子、８０１は本発明に係る交換結合素子、８０３は下地層、８０４は反強磁性層、８０５は固定磁化層として機能する強磁性層、８０６は非磁性導電層、８０７は磁化自由層として機能する強磁性層、８０８はＭＲ電極、８０９はハード膜、８１１はＧＭＲ型再生ヘッド、８１２は記録ヘッドの下部磁極(８２４)を兼ねるＧＭＲ型再生ヘッド８１１の上部シールド層、８１３、８１４は非磁性絶縁膜、８１５はＧＭＲ型再生ヘッド８１１の下部シールド、８２１は記録ヘッド、８２２は記録ヘッド８２１の上部ポール、８２３は導電体からなるコイル、８２４はＧＭＲ型再生ヘッド８１１の上部シールド(８１２)を兼ねる記録ヘッドの下部磁極である。
【００６９】
なお、スピンバルブ型磁気抵抗素子８００の下地層８０３、反強磁性層８０４、強磁性層(磁化固定層)８０５、非磁性導電層８０６及び強磁性層(磁化自由層)８０７の詳細な構成は、第３の実施形態で説明したスピンバルブ型磁気抵抗素子１０の構成とほぼ同一である。
【００７０】
本発明に係る交換結合素子８０１を含むスピンバルブ型磁気抵抗素子８００を上部シールド層８１２と下部シールド層８１５で挟んだ部分が再生ヘッドとして機能し、薄膜Cuからなるコイル８２３を上部磁極８２２と下部磁極８２４で挟んだ部分が記録ヘッドとして機能する。この記録再生分離型磁気ヘッドは、ＧＭＲ型再生ヘッド８１１の上部シールド層８１２が、記録ヘッド８２１の下部磁極８２４を兼ねる構成とした場合であるが、上部シールド層と下部磁極に別材料を用いて別構成としたり、あるいは両者の間に他の構成物を配置しても本発明の作用、効果は失われるものではない。
【００７１】
このＧＭＲ型再生ヘッド８１１によれば、Ｊkが高い本発明に係る交換結合素子８０１を備えているので、記録磁界等の外部磁界によって磁化固定層８０５の磁化方向が変動することがなく、高い磁気抵抗変化率(ＭＲ比)を発現することができる。
【００７２】
（第６の実施形態：磁気メモリ）
次に本発明の第６の実施形態である磁気式メモリについて、図８を参照して説明する。      
【００７３】
HYPERLINK "http://www.patent.ne.jp/patent/cache/" \l "fig8" 図８は磁気式メモリの要部であるメモリセルの断面図である。このメモリセルは、セル選択用の素子であるMOSFET９０１と、ワード線９０２と、ビット線９０３と、トンネル型磁気抵抗素子９０４とから構成されている。ワード線９０２はMOSFET９０１に接続されている。またビット線９０３はトンネル型磁気抵抗素子９０４に接続され、更にトンネル型磁気抵抗素子９０４は接続配線９０５を介してMOSFET９０１に接続されている。データの読み込み時においては、MOSFET９０１によりメモリセルを選択し、ワード線９０２からMOSFET９０１を介してトンネル型磁気抵抗素子９０４に電流を流す。
【００７４】
トンネル型磁気抵抗素子９０４の磁化固定層及び強磁性層のそれぞれの磁化方向によって電気抵抗が異なることを利用して、記録されたデータを読み取ることができる。また書き込み時においてはビット線９０３およびワード線９０２とに電流を流し、ビット線９０３に流れる電流が形成する磁界と、ワード線９０２に流れる電流が形成する磁界と、の合成磁界によってトンネル型磁気抵抗素子の強磁性層のみを磁化反転させる。反強磁性層によりピン止めされた磁化固定層は磁化反転せず、強磁性層の磁化のみ反転させることができるために、上記の平行、反平行状態を意図して形成することが可能であり、これによりメモリの記憶及び消去が行える。
【００７５】
係る磁気式メモリによれば、上記の交換結合素子からなるトンネル型磁気抵抗素子を備えているので、磁化固定層の磁化が上記合成磁界によって反転することがなく、信頼性の高いメモリを構成することができる。
【実施例】
【００７６】
以下、本発明の実施例に関わり、構造解析（Ｘ線回折）や諸磁気特性に関する実験を行った結果等について、更に詳細に説明する。
【００７７】
（実施例における交換結合素子の構成と製造方法）
実施例における交換結合素子の構成の模式断面図を、図９に示す。熱酸化により表面にSiO2膜が形成されたSi基板上に、５ｎｍ（５０Å）のNi-Fe-Cr合金および５００ÅのCuからなる下地層を設け、その上にMn-Ir（Mn73Ir27）合金からなる１００Åの反強磁性層を、更にその上にCo70Fe30合金からなる4０Åの強磁性層を順次積層した。
【００７８】
交換結合素子の製造方法は、基本的には前述の製造方法によるが、反強磁性層の成膜は、反強磁性層の表面の清浄性及び反強磁性層中の不純物の低減による結晶粒成長及び高い結晶配向性を得るために超高真空プロセス(XC-process)で行った。即ち、成膜装置内の初期真空度を３×１０-11Torr以下に減圧した後に純度９ナインの高純度アルゴンガスを導入し、マグネトロンスパッタ法により行った。また、成膜は膜面内平行に約３０ Ｏｅの磁界を印加しつつ行った。
【００７９】
また、前記反強磁性層の成膜の際には、後述するように、成膜対象となる基板の温度を種々変えて、基板温度の磁気特性に与える影響について実験した。さらに、成膜後のアニール処理の加熱温度に関しても種々変えて、加熱温度の磁気特性に与える影響について実験した。
【００８０】
（Ｘ線回折プロファイル）
次に、上記実施例における交換結合素子のＸ線回折プロファイルの測定結果について述べる。図１０は、Ｘ線回折プロファイルの測定結果の一例を示す。図１０の横軸は、回折角（２θχ）を、縦軸は強度を示す。なお、図の右側に示した温度１７０℃，１３０℃および室温（R.T.）は、反強磁性層を成膜する際の基板温度（Tsub）を示す。
【００８１】
図１０から明らかなように、２θχ＝３４degおよび６０deg付近に、規則相のMn3Irに起因するＸ線回折ピーク（図中Mn3Ir(110)s, Mn3Ir(211)sと付記したピーク）が観測される。従来、強磁性／反強磁性積層膜からこのピークが観測されたことはなく、本願発明におけるこの規則相の存在が、後述する磁気特性、即ち、一方向異方性定数Ｊkの向上およびブロッキング温度ＴBの向上をもたらしたものと考えられる。
【００８２】
規則相の存在により、ブロッキング温度ＴBが向上することは、「規則相の場合にネール温度が不規則相に比較して高い」という公知の事実からも容易に理解できる。図１１は、Mn-IrにおけるIrの原子％（横軸）とネール温度ＴN(℃)（縦軸）との相関を示す公知のデータで、規則相（ordered）と不規則相（disordered）について、それぞれプロットされている。図１１によれば、Irの原子％が２５％において、不規則相のネール温度は、約４５０℃であるのに対して、規則相の場合は、約６５０℃である。前述の非特許文献１における記載、即ち、「ブロッキング温度は反強磁性のネール点に一致する場合もあるが、特に反強磁性層厚（dAF）が薄い場合、ネール点以下の温度となりdAFの減少に伴って低下する」旨の記載からも明らかなように、ブロッキング温度の到達しうる最高値はネール温度であり、少なくともネール温度が高ければ、ブロッキング温度も高くなることが推定できる。
【００８３】
なお、図１０のＸ線回折プロファイルにおいて、２θχ=７０degのピークは規則相固有のピークではなく、不規則相（Mn75Ir25）と規則相（Mn3Ir）の両方の相に起因する回折ピークである。また、ブロッキング温度ＴBの向上および一方向異方性定数Ｊkの向上結果の具体的データについては、後述する。
【００８４】
（反強磁性層の面内結晶粒径と基板温度との相関）
一般に、平均面内結晶粒径が増大すると、一方向異方性定数Ｊkが向上することが知られている。図１２は、実施例に関わる平均面内結晶粒径の測定結果の一例を示す。図１２の横軸は、反強磁性層を成膜する際の基板温度（Tsub）を示し、縦軸は平均面内結晶粒径Ｄ220（Å）を示す。例えば、基板温度（Tsub）が１００℃の場合、平均面内結晶粒径は約９０（Å）であり、基板温度（Tsub）が高い程、平均面内結晶粒径は増大する。
【００８５】
（一方向異方性定数Ｊkの基板温度（Tsub）依存性）
図１３および図１４に基づき、一方向異方性定数の基板温度依存性について述べる。まず、図１３は、図９に示す交換結合素子に関して行なった、一方向異方性定数Ｊkの基板温度（Tsub）依存性に関する実験結果（下地層Cuの場合）を示す。図１３の縦軸は、アニール加熱温度（Ta）が３２０℃，２８０℃，２５０℃および加熱なしの成膜直後（As deposited）の場合の各一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）を示し、横軸は基板温度（Tsub）（℃）を示す。アニール加熱は同一の試料に対して、２５０℃，２８０℃，３２０℃の順に順次積算的に行った。各温度でのアニール時間は１時間である。
【００８６】
図１３から明らかなように、例えば、基板温度（Tsub）が温度１７０℃の場合であって、アニール加熱温度（Ta）が３２０℃の場合、一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）の値は、最大値の約１．３を示す。
【００８７】
図１３によれば、良好な一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）を得るために好ましい基板温度（Tsub）の温度範囲は、１００〜１８０℃である。また、非特許文献１に記載の従来技術と異なる点は、アニール処理における加熱時間が短くとも、従来の最大値以上の高いＪkが得られた点である。
【００８８】
次に、図１４について述べる。図１４は、図１３の場合の下地層Cuに代えて、Ru下地層（厚さ同一）とした場合の、図１３と同様の実験結果を示す。図１４の場合には、図１３の場合とは異なり、アニール加熱温度（Ta）が比較的高い場合に、基板温度（Tsub）が２５０℃であっても、一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）の値は高い値を維持しており、基板温度（Tsub）の上限は認められない。従って、Ru下地層の場合、良好な一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）を得るために好ましい基板温度（Tsub）の温度範囲は、少なくとも１００℃以上、好ましくは１５０℃以上である。
【００８９】
なお、Ru下地層の場合、Cu下地層に比較して基板温度の上限が向上した理由は、Ruの融点がCuのそれに比較して高く、高基板温度でMn-Ir膜を成膜した場合にも、下地層との反応が生じにくいためと考えられる。基板温度は、いずれにしても、一般的に異種金属積層膜の相互拡散が生じる４００℃以上にすることは好ましくないと考えられる。
【００９０】
（一方向異方性定数Ｊkのアニール加熱温度（Ta）依存性）
図１５は、一方向異方性定数Ｊkのアニール加熱温度（Ta）依存性に関する実験結果を示す。なお、図１５も、図９に示す交換結合素子に関する。図１５の縦軸は、１７０℃，１３０℃および室温（R.T.）の場合の各一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）を示し、横軸はアニール加熱温度（Ta）（℃）を示す。
【００９１】
図１５から明らかなように、良好な一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）を得るために好ましいアニール加熱温度（Ta）の温度範囲は、２８０〜３６０℃である。
【００９２】
（一方向異方性定数ＪkのMn-Ir組成依存性）
図１６は、一方向異方性定数ＪkのMn-Ir組成依存性に関する実験結果を示す。図１６の横軸は、Mn-IrにおけるIrの原子％を示し、縦軸は、アニール加熱温度（Ta）が３００℃，２８０℃，２５０℃および加熱なしの成膜直後（As deposited）の場合の各一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）を示す。なお、基板温度（Tsub）は、１７０℃とした。
【００９３】
図１６から明らかなように、良好な一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）を得るために好ましい、Mn-Ir合金におけるIrの組成比は、２０〜３３原子％であり、より好ましくは、２５〜３０原子％である。
【００９４】
（交換結合素子の磁気特性の温度特性の一例）
図１７に、交換結合素子の一方向異方性定数Ｊkおよびブロッキング温度ＴB等の磁気特性の一例を示す。図１７の縦軸は、基板温度（Tsub）が１７０℃および室温（R.T.）の場合の各一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）を示し、横軸は交換結合素子の使用温度（℃）を示す。また、図１７において、プロットしたデータに沿う各曲線の右上肩には、それぞれ、ブロッキング温度ＴBを示す。なお、図１７におけるアニール処理における加熱条件は、加熱温度（Ta）＝３２０℃であり、図１３に示したデータのうち、Ta ＝３２０℃の場合に相当する。
【００９５】
図１７から明らかなように、例えば、基板温度（Tsub）が温度１７０℃の場合、ブロッキング温度ＴBは、３６０℃と高く、また、一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）は、最大で１．３であり、交換結合素子の使用温度（℃）が実用最大値（約１５０℃）においても、一方向異方性定数Ｊk（erg/cm2）は、それ程低下せず、１．０を超える値を維持している。
【図面の簡単な説明】
【００９６】
【図１】本発明に係る典型的な交換結合素子の実施形態の断面模式図。
【図２】本発明の交換結合素子製造用の成膜装置の平面模式図。
【図３】本発明の交換結合素子製造用の赤外線熱処理装置の模式図。
【図４】本発明に関わるスピンバルブ型磁気抵抗素子の断面模式図。
【図５】本発明に関わるトンネル型磁気抵抗素子の模式断面図。
【図６】本発明に関わるＧＭＲ型再生ヘッドを備える記録再生分離型磁気ヘッドの斜視図。
【図７】本発明に関わるＧＭＲ型再生ヘッドの要部を示す図。
【図８】本発明に関わる磁気式メモリの要部としてのメモリセルの断面図。
【図９】本発明の実施例における交換結合素子の構成の模式断面図。
【図１０】本発明の実施例に関わるＸ線回折プロファイルの測定結果の一例を示す図。
【図１１】Mn-IrにおけるIrの原子％とネール温度ＴN(℃)との相関を示す図。
【図１２】本発明の実施例に関わる平均面内結晶粒径の測定結果の一例を示す図。
【図１３】本発明の実施例に関わり、一方向異方性定数Ｊkの基板温度Tsub依存性に関する実験結果（下地層Cuの場合）を示す図。
【図１４】本発明の実施例に関わり、一方向異方性定数Ｊkの基板温度Tsub依存性に関する実験結果（下地層Ruの場合）を示す図。
【図１５】本発明の実施例に関わり、一方向異方性定数Ｊkのアニール加熱温度Ta依存性に関する実験結果を示す図。
【図１６】本発明の実施例に関わり、一方向異方性定数ＪkのMn-Ir組成依存性に関する実験結果を示す図。
【図１７】本発明の実施例に関わる交換結合素子の磁気特性の温度特性の一例を示す図。
【図１８】非特許文献１に開示された、一方向異方性定数（Ｊk）の反強磁性層膜厚（ｄAF）依存性を熱処理温度（Ta）の関数として示した図。
【図１９】非特許文献１に開示された、一方向異方性定数（Ｊk）のアニール処理時間（ta）依存性を反強磁性層膜厚（ｄAF）の関数として示した図。
【図２０】非特許文献１に開示された、一方向異方性定数（Ｊk）の反強磁性層膜厚（ｄAF）依存性を示す図。
【符号の説明】
【００９７】
１    交換結合素子
２    基板
４    反強磁性層
５    強磁性層
１０，８００    スピンバルブ型磁気抵抗素子
５０，９０４    トンネル型磁気抵抗素子
８１１    ＧＭＲ型再生ヘッド
【図１】
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【図２】
2005333106.tif 000004
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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