(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
下からシードレイヤ、反強磁性層、強磁性層の順に積層され、前記反強磁性層と前記強磁性層との界面で交換結合磁界が発生することで、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おり、
前記シードレイヤは、ＮｉＦｅＣｒ合金で形成され、
前記Ｃｒの組成比は９０ａｔ％以上（ただし１００ａｔ％を除く）であり、前記シードレイヤの膜厚は２０Å以上で６０Å以下であることを特徴とする交換結合膜。
【請求項２】
下からシードレイヤ、反強磁性層、強磁性層の順に積層され、前記反強磁性層と前記強磁性層との界面で交換結合磁界が発生することで、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おらず、
前記シードレイヤは、ＮｉＦｅＣｒ合金で形成され、
前記Ｃｒの組成比は９０ａｔ％以上（ただし１００ａｔ％を除く）であり、前記シードレイヤの膜厚は３０Å以上で６０Å以下であることを特徴とする交換結合膜。
【請求項３】
Ｎｉ1-XとＦｅXの原子比率Ｘは、０≦Ｘ≦０．７（ただし０を除く）である請求項１又は２に記載の交換結合膜。
【請求項４】
前記原子比率Ｘは、０≦Ｘ≦０．５（ただし０を除く）である請求項３記載の交換結合膜。
【請求項５】
前記原子比率Ｘは、０≦Ｘ≦０．３（ただし０を除く）である請求項３記載の交換結合膜。
【請求項６】
前記シードレイヤ上に形成される各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は２００Å以上である請求項１ないし５のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項７】
前記平均結晶粒径は２１０Å以上である請求項６に記載の交換結合膜。
【請求項８】
前記強磁性層は鏡面反射層を有して形成されている請求項１ないし７のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項９】
前記交換結合膜を膜厚方向と平行に切断したときに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、前記強磁性層に形成された結晶粒界とが、前記反強磁性層と前記強磁性層との界面の少なくとも一部で不連続である請求項１ないし８のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１０】
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には双晶境界が前記シードレイヤとの界面と非平行に形成されている請求項１ないし９のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１１】
前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただし前記元素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１ないし１０のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１２】
前記反強磁性層は、Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金（ただし元素Ｘは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素であり、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１０のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１３】
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１２記載の交換結合膜。
【請求項１４】
前記元素Ｘあるいは前記元素Ｘ＋Ｘ′の組成比は、４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下である請求項１１ないし１３のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１５】
下からシードレイヤ、反強磁性層、固定磁性層、非磁性材料層、およびフリー磁性層の順に積層され、前記フリー磁性層の磁化が前記固定磁性層の磁化と交叉する方向に揃えられた磁気検出素子において、
前記シードレイヤ、前記反強磁性層及び前記固定磁性層が請求項１ないし１４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検出素子。
【請求項１６】
下から、シードレイヤ、反強磁性のエクスチェンジバイアス層、フリー磁性層、非磁性材料層、固定磁性層、および反強磁性層の順に積層され、前記フリー磁性層の磁化が前記固定磁性層の磁化と交叉する方向に揃えられた磁気検出素子において、
前記シードレイヤ、前記エクスチェンジバイアス層及び前記フリー磁性層が請求項１ないし１４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検出素子。
【請求項１７】
フリー磁性層の上下に積層された非磁性材料層と、上側の前記非磁性材料層の上および下側の前記非磁性材料層の下に位置する固定磁性層と、上側の前記固定磁性層の上および下側の前記固定磁性層の下に位置する反強磁性層とを有し、前記フリー磁性層よりも下側に形成された前記反強磁性層の下側にはシードレイヤが形成され、前記フリー磁性層の磁化が前記固定磁性層の磁化と交叉する方向に揃えられた磁気検出素子において、
前記シードレイヤ、その上に接合された前記反強磁性層及び前記下側の前記固定磁性層が請求項１ないし１４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検出素子。
【請求項１８】
下から、シードレイヤ、反強磁性のエクスチェンジバイアス層、磁気抵抗層、非磁性層、および軟磁性層の順で積層された磁気検出素子において、
前記シードレイヤ、前記エクスチェンジバイアス層及び前記磁気抵抗層が請求項１ないし１４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検出素子。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、下からシードレイヤ、反強磁性層および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される交換結合膜および前記交換結合膜を用いた磁気検出素子（スピンバルブ型薄膜素子、ＡＭＲ素子など）に係り、特に今後の高記録密度化においても、従来に比べて適切に通電信頼性（耐エレクトロマイグレーション）の向上を図り、また良好な抵抗変化率などを得ることが可能な交換結合膜及び前記交換結合膜を用いた磁気検出素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】
図２５は従来における磁気検出素子（スピンバルブ型薄膜素子）を記録媒体との対向面と平行な方向から切断した部分断面図である。
【０００３】
図２５に示す符号１４は、例えばＮｉＦｅＣｒで形成されたシードレイヤであり、前記シードレイヤ１４の上に反強磁性層３０、固定磁性層３１、非磁性材料層３２、フリー磁性層３３および保護層７が順次積層されている。
【０００４】
この種のスピンバルブ型薄膜素子では、熱処理によって前記反強磁性層３０と固定磁性層３１との界面で交換結合磁界が発生し、前記固定磁性層３１の磁化はハイト方向（図示Ｙ方向）に固定される。
【０００５】
図２５では、前記シードレイヤ１４から保護層７までの多層膜の両側にハードバイアス層５が形成され、前記ハードバイアス層５からの縦バイアス磁界により前記フリー磁性層３３の磁化は、トラック幅方向（図示Ｘ方向）に揃えられる。
【０００６】
また図２５に示すように前記ハードバイアス層５の上には重ねて電極層８が形成されている。前記電極層８からのセンス電流は主として固定磁性層３１、非磁性材料層３２、およびフリー磁性層３３の３層に流れる。
【０００７】
図２５に示すスピンバルブ型薄膜素子では、前記反強磁性層３０の下にシードレイヤ１４が形成されているが、前記シードレイヤ１４を設けることで、耐エレクトロマイグレーションの向上に代表される通電信頼性や抵抗変化率の向上などが期待された。
【０００８】
従来において前記シードレイヤ１４の結晶構造は、面心立方構造（ｆｃｃ構造）であることが重要視された。
【０００９】
前記シードレイヤ１４が面心立方構造であると、その上に形成される各層を適切に｛１１１｝配向させることができ、また結晶粒径の増大を図ることができ、これによって、結晶粒界での伝導電子の散乱を低減し、電気伝導性の向上を図ることができるほか、固定磁性層３１と反強磁性層３０間で発生する交換結合磁界を大きくでき通電信頼性の向上などを期待することができたのである。
【００１０】
そして従来では前記シードレイヤ１４をＮｉＦｅＣｒ合金で形成し、このとき前記Ｃｒの組成比を４０ａｔ％以下に設定し、これによって前記シードレイヤ１４の結晶構造を面心立方構造に保っていた。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
しかし今後の高記録密度化に伴い、スピンバルブ型薄膜素子の更なる小型化により、前記スピンバルブ型薄膜素子に流れるセンス電流密度が大きくなり、これによってエレクトロマイグレーションの発生等が問題となった。
【００１２】
このため、シードレイヤ１４となる材質を適切に改良して、Ｃｒ組成比が４０ａｔ％以下のＮｉＦｅＣｒ合金で形成されたシードレイヤ１４よりも、さらに優れた特性を発揮できるシードレイヤの開発が要望された。
【００１３】
ここで発明者らは、前記シードレイヤ１４をＣｒの単層で形成してみたところ、前記シードレイヤ１４をＮｉＦｅＣｒ合金（Ｃｒは４０ａｔ％）で形成したときよりも、大きな前記交換結合磁界を得ることができ、従来に比べて耐エレクトロマイグレーションに代表される通電信頼性の向上を図ることができたのである。
【００１４】
しかしながら、その一方で、Ｃｒで形成されたシードレイヤ１４は、Ｃｒ組成比が４０ａｔ％以下のＮｉＦｅＣｒ合金で形成されたシードレイヤ１４よりも抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が小さくなる傾向があり、特にそれは、Ｃｒの膜厚が厚くなるほど顕著に表れた。従ってＣｒで形成されたシードレイヤでは、通電信頼性と抵抗変化率の向上を同時に図ることは難しかった。
【００１５】
また、従来のようにシードレイヤ１４に、Ｃｒ組成比が４０ａｔ％以下のＮｉＦｅＣｒ合金を用いると、反強磁性層３０の表面が結晶粒間でうねりを生じ、前記反強磁性層３０の表面の平滑性は悪化し、これによって以下のような問題を引き起こした。
【００１６】
図２６は、図２５に示す磁気検出素子の構造を拡大した部分模式図である。図２６に示すように前記反強磁性層３０に形成された結晶粒間の表面３０ａにはうねりが発生していることがわかる。そしてこのうねりは、前記反強磁性層３０上に形成される固定磁性層３１、非磁性材料層３２及びフリー磁性層３３の表面にも発生してしまう。
【００１７】
このようなうねりが発生すると、図２７（図２６に示す固定磁性層３１、非磁性材料層３２、およびフリー磁性層３３をＹ方向に切断した断面を示す模式図）に示すように、固定磁性層３１表面のうねり部分に磁極が生じ、前記磁極は、非磁性材料層３２を介して対向するフリー磁性層３３のうねり部分にも生じ、これによって固定磁性層３１とフリー磁性層３３間の静磁結合（トポロジカルカップリング）による強磁性結合磁界Ｈinが強まる。従って本来、図示Ｘ方向に磁化されなければならないフリー磁性層３３に図示Ｙ方向に磁化させようとする作用が加わり、再生波形の非対称性（アシンメトリー）が大きくなるといった問題が発生した。
【００１８】
また前記フリー磁性層３３上に、例えばＴａの酸化物で形成された鏡面反射層を形成する場合があるが、かかる場合、前記鏡面反射層の表面も反強磁性層３０の表面３０ａのうねりによって平滑性が阻害され、これによって前記鏡面反射層の鏡面反射率が低下し、スペキュラー効果による抵抗変化率の増大を期待することができなかった。
【００１９】
そこで本発明は上記従来の課題を解決するためのものであり、特にシードレイヤの材質を適切に改良して、通電信頼性及び抵抗変化率の向上を同時に図ることが可能になり、しかも各層表面のうねりを従来よりも小さくでき、再生特性の向上を図ることができる交換結合膜及び前記交換結合膜を用いた磁気検出素子を提供することを目的としている。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
本発明は、下からシードレイヤ、反強磁性層、強磁性層の順に積層され、前記反強磁性層と前記強磁性層との界面で交換結合磁界が発生することで、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おり、
前記シードレイヤは、ＮｉＦｅＣｒ合金で形成され、
前記Ｃｒの組成比は９０ａｔ％以上（ただし１００ａｔ％を除く）であり、前記シードレイヤの膜厚は２０Å以上で６０Å以下であることを特徴とするものである。
【００２１】
本発明では、前記シードレイヤをＣｒと元素Ｘとを含有する材質で形成し、前記Ｃｒの組成比を９０ａｔ％以上（ただしＣｒ組成比が１００ａｔ％となる場合を除く）にしており、これは従来よりも非常に多いＣｒ含有量となっている。
【００２２】
このように、前記シードレイヤのＣｒ組成比を９０ａｔ％以上とすると、前記Ｃｒ組成比を４０ａｔ％以下にしていた従来に比べて、前記シードレイヤ表面の濡れ性を飛躍的に向上させることができる。濡れ性は表面エネルギーが増大し、表面活性となることで向上する。なお濡れ性の向上は、シードレイヤを単に９０ａｔ％以上のＣｒを有する材質で形成することでは十分でなく、後で説明する膜厚や成膜条件、具体的にはシードレイヤを形成する際の基板表面の温度や基板とターゲット間の距離、前記シードレイヤを形成する際のＡｒ圧、スパッタ速度などが重要な要素である。
【００２３】
そして本発明のようにシードレイヤ表面の濡れ性の飛躍的な向上により、その上に堆積する反強磁性層などの各層を層状成長させやすくなり、膜面と平行な方向の平均結晶粒径を従来よりも大きくでき、前記シードレイヤを４０ａｔ％以下のＣｒを含有したＮｉＦｅＣｒ合金で形成する場合に比べて、強磁性層における一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）をさらに大きくすることができることがわかった。
【００２４】
また後述する実験結果に示すように、Ｃｒ組成比を９０ａｔ％以上含有するＸ-Ｃｒ合金でシードレイヤを形成したとき、前記一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を、前記シードレイヤをＣｒで形成する場合に比べても大きくすることが可能であることがわかった。
【００２５】
ここで一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）とは、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の最大値の半分の値になるときの外部磁界の大きさを前記交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）と定める。一方向性交換バイアス磁界には、前記強磁性層と反強磁性層間で発生する交換結合磁界の他、前記強磁性層が積層フェリ構造であるときは、前記積層フェリ構造を構成する磁性層間で発生するＲＫＫＹ相互交換作用における結合磁界などを含む磁界の大きさである。
【００２６】
従って本発明における強磁性層が、積層フェリ構造でない場合には、前記一方向性交換バイアス磁界とは、主として前記強磁性層と反強磁性層間で発生する交換結合磁界を意味し、また前記強磁性層が積層フェリ構造である場合には、前記一方向性交換バイアス磁界とは、主として前記交換結合磁界とＲＫＫＹ相互交換作用における結合磁界とを合わせた磁界を意味する。
【００２７】
そして、この一方向性交換バイアス磁界を大きくできることで、適切に前記強磁性層を所定方向にピン止めすることができ、高熱の雰囲気においても固定磁性層の磁化を所定方向に固定された状態で維持できるなど、耐エレクトロマイグレーションの向上に代表される通電信頼性の向上を適切に図ることが可能になる。
【００２８】
次に抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）について説明すると、本発明のようにＣｒ組成比を９０ａｔ％以上としたＸ−Ｃｒ合金であれば、シードレイヤをＣｒで形成した場合に比べて前記抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を大きくすることが可能である。それは、Ｃｒに元素Ｘを含有させることで比抵抗値を、Ｃｒ単層に比べて大きくでき、前記シードレイヤに分流するセンス電流量を減少させることができるからである。
【００２９】
また、前記抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）は、前記シードレイヤを９０ａｔ％以上のＮｉＦｅＣｒ合金で形成した方が、前記シードレイヤを４０ａｔ％以下のＮｉＦｅＣｒ合金で形成した場合よりも大きくできることが、後述する実験でわかった。これは、Ｃｒ組成比を９０ａｔ％以上にすると、シードレイヤ表面の飛躍的な濡れ性の向上によって、前記シードレイヤ上に形成される各層の膜面と平行方向の平均結晶粒径をより大きくできるからである。
【００３０】
次に、上記交換結合膜が磁気検出素子に使用されたときの、フリー磁性層と固定磁性層間の静磁結合（トポロジカルカップリング）による強磁性結合磁界Ｈｉｎについて説明する。後述する実験によれば、Ｃｒ組成比が９０ａｔ％以上で形成されたＸ−Ｃｒ合金をシードレイヤに使用すると、前記シードレイヤの膜厚を適切に調整することで、前記強磁性結合磁界Ｈｉｎを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定することができる。このように非常に小さい強磁性結合磁界Ｈｉｎしか発生しないということは、前記固定磁性層及びフリー磁性層表面の平滑性が非常に良好であることを意味する。本発明では、このように０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値の強磁性結合磁界Ｈｉｎしか発生しないため、前記フリー磁性層の磁化は、外部磁界の発生が無いときにおいて、適切にトラック幅方向に揃えられた状態になっており、再生波形の非対称性（アシンメトリー）を従来に比べて適切に低減させることができる。
【００３１】
次に本発明では、前記シードレイヤの下にはＴａなどで形成された下地層が形成されており、このとき前記シードレイヤの膜厚は２０Å以上で１３０Å以下となっている。
【００３２】
Ｔａなどで形成された前記下地層の表面は、濡れ性が比較的良好であるため、前記下地層の上全体にＸ−Ｃｒからなるシードレイヤをより緻密な状態で形成でき、前記シードレイヤ表面の濡れ性を適切に向上させることができる。
【００３３】
そして後述する実験結果によれば、前記シードレイヤの膜厚を２０Å以上にすることにより、約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、また強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定することができる。特にわずかながら発生する前記強磁性結合磁界Ｈinは負の値になることが後述の実験によりわかっており、負の値の強磁性結合磁界Ｈinの作用により、フリー磁性層と固定磁性層の磁化は反平行状態になろうとする。このような状態のとき、わずかながら発生する前記強磁性結合磁界Ｈinが正の値（固定磁性層とフリー磁性層の磁化が同一方向に倣おうとする）になる場合に比べて、より前記フリー磁性層及び固定磁性層の表面の平滑性は良好となっている。
【００３４】
なお後述の実験結果により、前記シードレイヤの膜厚が１３０Å以下であれば、約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、また強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定することができると推測することができる。
【００３５】
以上のように本発明における交換結合膜によれば、前記シードレイヤの濡れ性を従来に比べて飛躍的に向上させることができると共に、前記シードレイヤ上に形成される各層の表面の平滑性を向上させることができ、従って強磁性層の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を従来に比べて大きくでき、今後の高記録密度化においても通電信頼性を従来に比べて向上させることが可能であるとともに、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を従来に比べて大きくすることができ、さらにアシンメトリーを小さくでき再生波形の安定性を適切に図ることが可能になる。
【００３６】
また本発明は、下からシードレイヤ、反強磁性層、強磁性層の順に積層され、前記反強磁性層と前記強磁性層との界面で交換結合磁界が発生することで、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おらず、
前記シードレイヤは、ＮｉＦｅＣｒ合金で形成され、
前記Ｃｒの組成比は９０ａｔ％以上（ただし１００ａｔ％を除く）であり、前記シードレイヤの膜厚は３０Å以上で６０Å以下であることを特徴とするものである。
【００３７】
上記したように前記下地層の表面はそれ自体、濡れ性が良好であるため、前記下地層が敷かれると、その上に堆積するシードレイヤは緻密な膜として形成されやすく、前記シードレイヤの膜厚を薄く形成しても具体的には２０Åにまで薄くしても、上記した所定の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）等を得ることができる。
【００３８】
一方、前記シードレイヤの下に下地層を敷かない場合は、前記シードレイヤの膜厚を、前記下地層を敷く場合に比べて厚く形成しないと、前記シードレイヤ表面の濡れ性を適切に向上させて、所定の大きさの一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）等を得ることができない。後述する実験によれば、前記シードレイヤの膜厚を３０Å以上にすることで、約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定できることがわかっている。
【００３９】
なお後述する実験結果から、前記シードレイヤの膜厚が１３０Å以下であれば、約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、また強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定することができると推測することができる。
【００４０】
なお本発明では、前記シードレイヤの膜厚は６０Å以下であることが好ましい。これにより、確実に約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定することが可能である。
【００４３】
Ｎｉ１−ＸとＦｅＸの原子比率Ｘは、０≦Ｘ≦０．７（ただし０を除く）であることが好ましく、より好ましくは、０≦Ｘ≦０．５（ただし０を除く）であり、さらに好ましくは、０≦Ｘ≦０．３（ただし０を除く）である。
【００４４】
また本発明では、前記シードレイヤ上に形成される各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は２００Å以上であることが好ましく、より好ましくは２１０Å以上である。これによって適切に抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）及び一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）の向上を図ることが可能になる。
【００４５】
また本発明では、前記強磁性層は鏡面反射層を有して形成されていても、前記鏡面反射層表面の平滑性の向上によって、前記鏡面反射層の鏡面反射率を向上させることができ、スペキュラー効果による抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）のさらなる向上を図ることができる。
【００４６】
また本発明では、前記交換結合膜を膜厚方向と平行に切断したときに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、前記強磁性層に形成された結晶粒界とが、前記反強磁性層と前記強磁性層との界面の少なくとも一部で不連続であることが好ましい。
【００４８】
上記した状態は、反強磁性層が熱処理によって適切に不規則格子（面心立方格子）から規則格子（面心正方格子）に変態したことを意味し、前記反強磁性層と強磁性層間で発生する交換結合磁界を大きくすることができる。
【００４９】
また本発明では、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には双晶境界が前記シードレイヤとの界面と非平行に形成されていることが好ましい。
【００５０】
本発明では、上記交換結合膜を成膜して熱処理を施した後、上記のような双晶境界が現れたとき、成膜段階では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考えられる。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（面心立方格子）から規則格子（面心正方格子）に変態しやすくなるが、この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。
【００５１】
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。すなわち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のである。
【００５２】
以上説明した、結晶粒界の不連続性や双晶境界の非平行性は、いずれもシードレイヤ表面の濡れ性の向上に起因するものであるが、それ以外に前記反強磁性層の組成比等も適切に調整することが必要である。
【００５３】
本発明では、前記反強磁性層は、元素Ｘ（ただし前記元素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。
【００５４】
あるいは本発明では、前記反強磁性層は、Ｘ−Ｍｎ−Ｘ′合金（ただし元素Ｘは、Ｐｔ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓのうち１種または２種以上の元素であり、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。
【００５５】
上記の場合、本発明では、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。
【００５６】
また本発明では、前記元素Ｘあるいは前記元素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。
【００５７】
また本発明は、下からシードレイヤ、反強磁性層、固定磁性層、非磁性材料層、およびフリー磁性層の順に積層され、前記フリー磁性層の磁化が前記固定磁性層の磁化と交叉する方向に揃えられた磁気検出素子において、
前記シードレイヤ、前記反強磁性層及び前記固定磁性層が上記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ものである。
【００５８】
また本発明は、下から、シードレイヤ、反強磁性のエクスチェンジバイアス層、フリー磁性層、非磁性材料層、固定磁性層、および反強磁性層の順に積層され、前記フリー磁性層の磁化が前記固定磁性層の磁化と交叉する方向に揃えられた磁気検出素子において、
前記シードレイヤ、前記エクスチェンジバイアス層及び前記フリー磁性層が上記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ものである。
【００５９】
また本発明は、フリー磁性層の上下に積層された非磁性材料層と、上側の前記非磁性材料層の上および下側の前記非磁性材料層の下に位置する固定磁性層と、上側の前記固定磁性層の上および下側の前記固定磁性層の下に位置する反強磁性層とを有し、前記フリー磁性層よりも下側に形成された前記反強磁性層の下側にはシードレイヤが形成され、前記フリー磁性層の磁化が前記固定磁性層の磁化と交叉する方向に揃えられた磁気検出素子において、
前記シードレイヤ、その上に接合された前記反強磁性層及び前記下側の前記固定磁性層が上記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ものである。
【００６０】
また本発明は、下から、シードレイヤ、反強磁性のエクスチェンジバイアス層、磁気抵抗層、非磁性層、および軟磁性層の順で積層された磁気検出素子において、
前記シードレイヤ、前記エクスチェンジバイアス層及び前記磁気抵抗層が上記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ものである。
【００６１】
上記のように交換結合膜を各磁気検出素子に使用することで、前記シードレイヤ表面の濡れ性を従来よりも飛躍的に向上させることができ、従って固定磁性層における一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）及び抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の双方を、従来シードレイヤとしてＣｒ組成比が４０ａｔ％以下であるＮｉＦｅＣｒ合金、あるいはＣｒを使用していたときよりも向上させることができ、またシードレイヤ上の各層表面の平滑性を向上させることができる。
【００６２】
そして前記平滑性の向上によって、フリー磁性層と固定磁性層間の静磁結合（トポロジカルカップリング）による強磁性結合磁界Ｈinを小さくすることができ、再生波形の非対称性（アシンメトリー）を小さくできるなど、再生特性の向上を図ることができる。
【００６４】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明の第１実施形態の磁気検出素子（シングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子）の全体構造を記録媒体との対向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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。この下地層６の上に、シードレイヤ２２、反強磁性層４、固定磁性層３、非磁性材料層２、フリー磁性層１が積層されている。
【００６７】
前記シードレイヤ２２の上に形成された反強磁性層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。
【００６８】
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している。特に白金族元素のうちＰｔを用いることが好ましく、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。
【００６９】
また本発明では、前記反強磁性層４は、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されてもよい。
【００７０】
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、広い範囲にわたって、均一に成分が混ざり合った固体のことを指している。
【００７１】
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。これによって反強磁性層４の格子定数と固定磁性層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。ここで非整合状態とは、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面で前記反強磁性層４を構成する原子と前記固定磁性層３を構成する原子とが一対一に対応しない状態である。
【００７２】
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。
【００７３】
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。
【００７４】
なお本発明では、好ましい前記元素Ｘ′の組成範囲は、ａｔ％（原子％）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。
【００７５】
また本発明では、反強磁性層４の元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′のａｔ％を４５（ａｔ％）以上で６０（ａｔ％）以下に設定することが好ましい。より好ましくは４９（ａｔ％）以上で５６．５（ａｔ％）以下である。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。
【００７６】
前記反強磁性層４の上に形成されている固定磁性層３は５層構造となっている。
【００７７】
前記固定磁性層３は、磁性層１１、非磁性中間層１２、磁性層１３、鏡面反射層１６、および磁性層２３で形成される。前記反強磁性層４との界面での交換結合磁界及び非磁性中間層１２を介した反強磁性的交換結合磁界（ＲＫＫＹ相互作用）により前記磁性層１１と磁性層１３及び磁性層２３との磁化方向は互いに反平行状態（磁性層１３と２３は平行）にされる。これは、いわゆる人工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見かけ上大きくすることができる。
【００７８】
またこの実施形態では、前記磁性層１３と磁性層２３間に鏡面反射層１６が形成されている。前記鏡面反射層１６を設けることで、センス電流を流した際に非磁性材料層２を移動する伝導電子のうちのアップスピンの伝導電子を、スピンの方向を保持させたまま、前記鏡面反射層１６と磁性層２３との境界で鏡面反射させることができ、これにより前記アップスピンの伝導電子の平均自由行程は延ばされ、前記アップスピンの伝導電子とダウンスピンの伝導電子の平均自由行程の差が大きくなることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を高めることができる。
【００７９】
前記鏡面反射層１６は、前記磁性層１３を形成した後、前記磁性層１３の表面を酸化させて、この酸化された部分を鏡面反射層１６として機能させることができる。例えば前記磁性層１３はＣｏＦｅ合金で形成され、その表面を酸化させる。これによって前記磁性層１３表面にＣｏ−Ｆｅ−Ｏからなる鏡面反射層１６を形成することができる。なお本発明では前記磁性層１１、２３もＣｏＦｅ合金で形成することが好ましい。あるいは磁性層１１、１３、２３をＮｉＦｅ合金やＣｏＦｅＮｉ合金、Ｃｏなどの磁性材料で形成してもよい。
【００８０】
あるいは別の形態としては、磁性層１３上に、あるいは前記磁性層１３を形成せず、非磁性中間層１２の上にＦｅＭＯ（元素Ｍは、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｂａ、Ｓｒ、Ｙ、Ｇｄ、Ｃｕ、Ｚｎのうち少なくとも１種以上）などからなる鏡面反射層１６をスパッタ成膜し、その上に磁性層２３を形成する。
【００８１】
上記のように本発明では、前記固定磁性層３は鏡面反射層を有して形成されていることが好ましい。
【００８２】
ただし前記固定磁性層３に鏡面反射層が含まれていなくてもよく、また図１に示す形態では、前記固定磁性層３が積層フェリ構造であるが、これが磁性材料層の単層、あるいは磁性材料層の多層構造で形成されていてもよい。
【００８３】
なお前記磁性層１１は例えば１２〜２０Å程度で形成され、非磁性中間層１２は８Å程度で形成され、磁性層１１、１３は５〜２０Å程度で形成される。
【００８４】
また非磁性中間層１２は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕなどの非磁性導電材料で形成される。
【００８５】
前記固定磁性層３の上に形成された非磁性材料層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検出素子が、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、前記非磁性材料層２は、例えばＡｌ2Ｏ3等の絶縁材料で形成される。
【００８６】
さらに前記非磁性材料層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。
【００８７】
前記フリー磁性層１は、例えばＮｉＦｅ合金膜９とＣｏＦｅ膜１０の２層で形成される。図１に示すように前記ＣｏＦｅ膜１０を非磁性材料層２と接する側に形成することにより、前記非磁性材料層２との界面での金属元素等の拡散を防止し、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を大きくすることができる。
【００８８】
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ＣｏＦｅ合金１０は、例えば前記Ｃｏを９０（ａｔ％）、Ｆｅを１０（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、ＣｏＦｅ膜を５Å程度で形成する。また前記ＣｏＦｅ膜１０に代えて、Ｃｏ、ＣｏＦｅＮｉ合金などを用いてもよい。また前記フリー磁性層１は磁性材料の単層あるいは多層構造で形成されてもよく、かかる場合、前記フリー磁性層１はＣｏＦｅＮｉ合金の単層構造で形成されることが好ましい。また前記フリー磁性層１は固定磁性層３と同じ積層フェリ構造であってもよい。
【００８９】
前記フリー磁性層１の上には、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１５が形成されている。例えば前記バックド層１５の膜厚は２０Å以下で形成される。
【００９０】
前記バックド層１５の上には、保護層７が形成されている。前記保護層７は、Ｔａなどの酸化物からなる鏡面反射層であることが好ましい。
【００９１】
前記バックド層１５が形成されることによって、磁気抵抗効果に寄与するアップスピンの伝導電子における平均自由行程（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（ΔＲ／Ｒ）が得られ、高記録密度化に対応できるものとなる。なお前記バックド層１５は形成されなくてもよい。
【００９２】
また前記バックド層１５上に鏡面反射層７を設けることで、前記鏡面反射層７の部分で、前記アップスピンの伝導電子を鏡面反射させて、前記伝導電子の平均自由行程を延ばすことができ、さらなる抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の向上を図ることができる。
【００９３】
鏡面反射層７としては、Ｔａの酸化物の他に、Ｆｅ−Ｏ（α−Ｆｅ2Ｏ3、ＦｅＯ、Ｆｅ3Ｏ4など）、Ｎｉ−Ｏ、Ｃｏ−Ｏ、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｏ、Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ−Ｏ、Ａｌ−Ｏ、Ａｌ−Ｑ−Ｏ（ここでＱはＢ、Ｓｉ、Ｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される１種以上）、Ｒ−Ｏ（ここでＲはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｗから選択される１種以上）等の酸化物、Ａｌ−Ｎ、Ａｌ−Ｑ−Ｎ（ここでＱはＢ、Ｓｉ、Ｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉから選択される１種以上）、Ｒ−Ｎ（ここでＲはＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗから選択される１種以上）等の窒化物、ＮｉＭｎＳｂ、ＰｔＭｎＳｂなどの半金属ホイッスラー金属等を選択することができる。なおこの材質は、固定磁性層３に形成された鏡面反射層１６にも適用可能である。
【００９４】
図１に示す実施形態では、前記下地層６から保護層（鏡面反射層）７までの積層膜の両側にはハードバイアス層５及び電極層８が形成されている。前記ハードバイアス層５からの縦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。
【００９５】
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、電極層８，８は、α−Ｔａ、Ａｕ、Ｃｒ、Ｃｕ（銅）、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｒｕ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やＣＰＰ型磁気検出素子の場合、前記電極層８，８は、フリー磁性層１の上側と、反強磁性層４の下側にそれぞれ形成されることになる。
【００９６】
図１に示すスピンバルブ型薄膜素子では、下地層６から保護層７を積層後、熱処理を施し、これによって前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面に交換結合磁界を発生させる。このとき磁場を図示Ｙ方向と平行な方向に向けることで、前記固定磁性層３の磁化は図示Ｙ方向と平行な方向に向けられ固定される。なお図１に示す実施形態では前記固定磁性層３は積層フェリ構造であるため、磁性層１１が例えば図示Ｙ方向に磁化されると、磁性層１３及び磁性層２３は図示Ｙ方向と逆方向に磁化される。
【００９７】
次に図１に示す実施形態では前記反強磁性層４の下にシードレイヤ２２が形成されているが、本発明では前記シードレイヤ２２は、Ｃｒと元素Ｘ（ただし元素Ｘは、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｙのうち少なくとも１種以上）とを有して形成され、前記Ｃｒの組成比は８０ａｔ％以上である。なお本発明では、前記シードレイヤ２２は必ず微量ながらも元素Ｘを含んでおり、Ｃｒ組成比が１００ａｔ％になること（すなわちＣｒの単層になること）はない。
【００９８】
さらに本発明では、前記シードレイヤ２２の膜厚は２０Å以上で１３０Å以下の範囲内で形成される。
【００９９】
本発明では、前記シードレイヤ２２にＣｒ組成比が８０ａｔ％以上と非常に高濃度のＣｒを含有することで、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性（ｗｅｔｔａｂｉｌｌｉｔｙ）を飛躍的に向上させることができる。
【０１００】
前記濡れ性が向上すると、前記シードレイヤ２２上に反強磁性層４をスパッタ成膜するとき、前記反強磁性層４を構成する原子が前記シードレイヤ２２上で凝集しにくくなり、前記反強磁性層４を適切に層状成長させることができる。
【０１０１】
また本発明では、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性の向上によって、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の膜面と平行方向における平均結晶粒径を従来に比べて大きく形成できる。本発明によれば、前記平均結晶粒径を２００Å以上にすることができる。本発明では前記平均結晶粒径を２１０Å以上にすることがより好ましい。
【０１０２】
そして後述する実験によれば、Ｘ−Ｃｒ合金で形成されたシードレイヤ２２の膜厚を２０Å以上にすることで、約１０％以上の抵抗変化率を得ることができ、また１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができる。なお前記膜厚が１３０Å以下であれば、約１０％以上の抵抗変化率を得ることができ、また１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができると推測することができる。
【０１０３】
ここで一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）とは、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の最大値の半分の値になるときの外部磁界の大きさを前記交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）と定める。
【０１０４】
一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）には、前記固定磁性層３と反強磁性層４との間で発生する交換結合磁界のほか、前記固定磁性層３は積層フェリ構造であるため、前記固定磁性層３を構成する例えばＣｏＦｅ合金間で発生するＲＫＫＹ相互交換作用における結合磁界などを含む磁界である。
【０１０５】
従って、前記固定磁性層３が積層フェリ構造でない場合には、前記一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）とは、主として固定磁性層３と反強磁性層４間で発生する交換結合磁界のことを意味し、一方、前記固定磁性層３が図１に示す積層フェリ構造である場合には、前記一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）とは、主として前記交換結合磁界と、ＲＫＫＹ相互交換作用における結合磁界を合わせた磁界のことを意味する。
【０１０６】
この一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）が大きいほど、前記固定磁性層３を適切に所定方向に適切にピン止めすることができ、また高温雰囲気中においても固定磁性層３の磁化を所定方向に強固に固定された状態で維持でき、エレクトロマイグレーションの発生を抑制し、いわゆる通電信頼性の向上を適切に図ることができる。
【０１０７】
さらに本発明では、前記Ｘ−Ｃｒ合金で形成されたシードレイヤ２２上に形成された各層の表面の平滑性を適切に向上させることができ、後述する実験によれば、非磁性材料層２を介した固定磁性層３とフリー磁性層１間の静磁結合（トポロジカルカップリング）による強磁性結合磁界（層間結合磁界）Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値に設定できる。
【０１０８】
また図１のように鏡面反射層１６、７が設けられている場合には、前記シードレイヤ２２上の各層の表面の平滑性を向上させることができることで、前記鏡面反射層１６、７自体の表面の平滑性も向上させることができるため、前記鏡面反射層１６、７の鏡面反射率を向上させることができ、前記鏡面反射層を設けたことによる抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の向上を適切に図ることができる。
【０１０９】
ここで、従来、シードレイヤとして使用されていたＣｒ組成比が４０ａｔ％以下のＮｉＦｅＣｒ合金と、本発明のＸ−Ｃｒ合金とを、上記した特性の点で比較してみる。
【０１１０】
まず、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）であるが、前記シードレイヤに２０Åからなる（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）77at%Ｃｒ23at%合金を使用した場合（従来例）と、前記シードレイヤに、前記従来例と同じ膜厚の２０Åからなる（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%合金を使用した場合（実施例）とを比較してみると、（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%合金をシードレイヤ２２として使用した方が、（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）77at%Ｃｒ23at%合金を使用する場合に比べて、高い一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができることがわかった。
【０１１１】
これは、実施例におけるシードレイヤ２２の方が、従来例に比べてシードレイヤ表面の濡れ性を飛躍的に向上させることができたためであると考えられる。
【０１１２】
次に抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）については、従来例も、実施例と同様に１０％程度の高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができたが、実施例の方がさらに高い抵抗変化率（約１３％）を得ることができた。
【０１１３】
これは、実施例の方が従来例に比べて、シードレイヤ２２表面の飛躍的な濡れ性の向上により、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の膜面と平行方向への平均結晶粒径を大きくすることができたためであると考えられる。
【０１１４】
次に、固定磁性層３とフリー磁性層１間に作用する強磁性結合磁界Ｈinについてであるが、従来例では、非常に高い強磁性結合磁界Ｈinが発生した。これは、前記シードレイヤ２２上に形成される各層表面のうねりが激しく、平滑性が非常に悪化しているためである。
【０１１５】
一方、実施例では、０（Ａ／ｍ）に限りなく近い強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に近い値に設定でき、特に、その値は負の値となることが確認された。前記強磁性結合磁界Ｈinが正の値であると、前記固定磁性層３からフリー磁性層１に、前記固定磁性層３の磁化方向と同じ方向に向かせようとする結合力が加わるが、前記強磁性結合磁界Ｈinが負の値であると、前記固定磁性層３からフリー磁性層１には、前記固定磁性層３の磁化方向と反平行に向かせようとする結合力が加わる。
【０１１６】
このように、前記強磁性結合磁界Ｈinが０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値であるとともに、その値が負であるとき、前記固定磁性層３からフリー磁性層１に、前記フリー磁性層１の磁化を固定磁性層３の磁化方向と反平行に向けさせようとする結合力が作用し、かかる場合、前記固定磁性層３及びフリー磁性層１の表面の平滑性は、前記強磁性結合磁界Ｈinが正の値である場合に比べて良好であり、したがって実施例では、シードレイヤ２２上の各層の表面の平滑性が非常に良好になっていることがわかった。
【０１１７】
次に、比較例としてシードレイヤに２０ÅのＣｒを使用した場合と、上記実施例とを比較してみると、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）共に実施例の方が優れた結果であった。ただし、Ｔａ（下地層６）上に２０ÅのＣｒで形成されたシードレイヤ２２を形成したとき、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）は、実施例に比べて若干悪いものの、上記従来例（（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）77at%Ｃｒ23at%）に比べれば優れた結果となった。
【０１１８】
ただし、Ｃｒで形成されたシードレイヤの場合、前記シードレイヤの膜厚を厚くしていくと、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が急激に低下し、Ｃｒ膜厚が６０Åを越えると、抵抗変化率は１０％を下回る結果となった。
【０１１９】
一方、本発明のようにＸ−Ｃｒ合金をシードレイヤ２２として使用した場合、前記シードレイヤ２２の膜厚を１３０Åにまで厚くしても約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができると考えられ、特に前記膜厚が６０Å程度までであれば、約１２％の高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができた。
【０１２０】
それは、本発明では、Ｃｒに元素Ｘが添加されていることで、前記シードレイヤ２２の比抵抗値は増大し、電極層８から前記シードレイヤ２２に分流するセンス電流量が、Ｃｒ単層のシードレイヤよりも減少するからである。
【０１２１】
また、固定磁性層３とフリー磁性層１間に働く強磁性結合磁界Ｈinを、Ｃｒをシードレイヤとして使用した場合でも０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値にすることができるが、実施例の場合のように、前記強磁性結合磁界Ｈinは負の値にならないことがわかった。したがってＣｒ組成比が８０ａｔ％以上とされたＸ−Ｃｒ合金を使用した方が、Ｃｒをシードレイヤとして使用する場合に比べてシードレイヤ２２上に形成された各層表面の平滑性をより適切に向上させることができることがわかった。
【０１２２】
以上のようにＣｒ組成比が８０ａｔ％以上とされたＸ−Ｃｒ合金をシードレイヤ２２として使用することで、従来、Ｃｒ組成比が４０ａｔ％以下とされたＮｉＦｒＣｒ合金、あるいはＣｒをシードレイヤとして使用した場合に比べて、飛躍的な濡れ性の向上により、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の膜面と平行方向の平均結晶粒径を大きくすることができ、高い一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）及び高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができると共に、前記シードレイヤ２２上に形成される各層表面の平滑性を適切に向上させることができ、固定磁性層３とフリー磁性層１間に働く強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値に設定することができる。
【０１２３】
次に図１に示す実施形態では、前記シードレイヤ２２の下に下地層６が形成されているが、前記下地層６が形成されていない場合、８０ａｔ％以上のＣｒ組成比を有するＸ−Ｃｒ合金で形成されたシードレイヤ２２の膜厚は３０Å以上で１３０Å以下であることが好ましい。
【０１２４】
前記下地層６表面は比較的、濡れ性に優れているため、前記下地層６上に形成されるシードレイヤ２２を緻密に成膜することができ、前記シードレイヤ２２の膜厚が２０Åにまで薄くても前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を向上させることができた。
【０１２５】
しかしながら、前記下地層６が形成されない場合には上記の効果を得ることはできず、かかる場合、前記シードレイヤ２２の膜厚を比較的、厚く形成しないと、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を適切に向上させることはできない。
【０１２６】
後述する実験によれば、前記シードレイヤ２２の膜厚を３０Å以上にすると、約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、また固定磁性層３とフリー磁性層１間に働く強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値に設定することができることがわかった。
【０１２７】
なお、前記シードレイヤ２２の膜厚が１３０Å以下であれば、約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、また固定磁性層３とフリー磁性層１間に働く強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値に設定することができると推測される。
【０１２８】
次に本発明では、前記シードレイヤ２２の膜厚は６０Å以下であることが好ましい。これによって確実に約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、また固定磁性層３とフリー磁性層１間に働く強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値に設定することができることがわかった。
【０１２９】
次に本発明では、Ｘ−Ｃｒ合金からなるＣｒ組成比は９０ａｔ％以上であることが好ましい。これによって、より確実に約１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができ、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、また固定磁性層３とフリー磁性層１間に働く強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値に設定することができることがわかった。
【０１３０】
次に本発明では、元素Ｘは、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｃｒから１種以上選択されて成ることが好ましい。
【０１３１】
具体的には、前記シードレイヤ２２はＮｉＦｅＣｒ合金（Ｃｒ組成比は８０ａｔ％以上である）で形成されることが好ましい。前記シードレイヤ２２をＮｉＦｅＣｒ合金で形成することで、容易に抵抗変化率及び一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を大きくでき、さらに固定磁性層３とフリー磁性層１間の強磁性結合磁界Ｈinを小さい値（絶対値）に設定することができる。
【０１３２】
また、前記シードレイヤ２２がＮｉＦｅＣｒ合金で形成される場合の、Ｎｉ1-XとＦｅXの原子比率Ｘは、０≦Ｘ≦０．７であることが好ましく、０≦Ｘ≦０．５であることがより好ましく、さらに好ましくは、０≦Ｘ≦０．３である。
【０１３３】
前記ＮｉＦｅＣｒ合金のＮｉとＦｅとの原子比率が上記範囲内にあると、反強磁性層４の結晶配向性を高め、結晶粒径、抵抗変化率の増大等を適切に図ることができる。なお最も好ましい原子比率Ｘは、０．２である。
【０１３４】
また本発明では、前記シードレイヤはＦｅＣｒ合金で形成されても、容易に抵抗変化率及び一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を大きくでき、さらに固定磁性層３とフリー磁性層１間に働く強磁性結合磁界Ｈinを小さい値（絶対値）に設定することが可能である。
【０１３５】
前記シードレイヤ２２が、ＦｅＣｒ合金で形成される場合、ＦｅとＣｒは共に結晶構造が体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。このためシードレイヤ２２がＦｅＣｒ合金で形成された場合には、濡れ性の向上に加えて、前記シードレイヤ２２の結晶構造を体心立方構造（ｂｃｃ構造）に適切に整えることができ、これによって大きい一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）等を得ることができるものと考えられる。
【０１３６】
なお本発明では、シードレイヤ２２を構成するＸ−Ｃｒ合金のＣｒ組成比を８０ａｔ％以上にし、しかも前記シードレイヤ２２の膜厚を２０Å以上で１３０Å以下（下地層６が無い場合には、３０Å以上で１３０Å以下）にするだけでなく、前記シードレイヤ２２を成膜するときの成膜条件も前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を適切に向上させる上で重要な要素である。
【０１３７】
例えば本発明では、前記シードレイヤ２２のスパッタ成膜時における基板の温度を２０〜１００℃とし、また基板とターゲット間の距離を４０〜８０ｍｍとし、またスパッタ成膜時に導入されるＡｒガスの圧力を０．５〜３ｍＴｏｒｒ（０．０６７〜０．４Ｐａ）とすることが好ましい。
【０１３８】
また本発明では、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の膜面と平行方向における平均結晶粒径は２００Å以上であることが好ましく、より好ましくは、２１０Å以上である。これによりシードレイヤをＣｒあるいはＣｒ組成比が４０ａｔ％以下であったＮｉＦｅＣｒで形成していた従来よりも抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）及び一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を向上させることができ、さらに強磁性結合磁界Ｈｉｎを負の値で絶対値で０（Ａ／ｍ）に近い値にできる。特に前記平均結晶粒径を２１０Å以上にすることで、さらなる抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の向上と前記強磁性結合磁界Ｈｉｎの値を負の値に保つことができる。
【０１３９】
次に本発明では、前記磁気検出素子を膜厚方向に平行に切断したときに現れる反強磁性層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になっていることが好ましい。
【０１４０】
また本発明では、前記磁気検出素子を膜厚方向に平行に切断したときに現れる反強磁性層４の結晶粒界と前記シードレイヤ２２の結晶粒界が前記反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面の少なくとも一部で不連続な状態になっていることが好ましい。
【０１４１】
また本発明では、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、少なくとも一部の前記双晶には双晶境界が前記シードレイヤ２２との界面と非平行に形成されていることが好ましい。
【０１４２】
上記のような関係にある場合、反強磁性層４と固定磁性層３との界面では、いわゆる非整合状態が保たれ、前記反強磁性層４は熱処理によって不規則格子（面心立方格子）から規則格子（面心正方格子）に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。
【０１４３】
上記した関係を得るには、シードレイヤ２２表面の濡れ性が高いことが重要である。ただしそれだけではなく、反強磁性層４の組成比や前記シードレイヤ２２の上に形成される各層の成膜条件を適切に調整することも重要である。
【０１４４】
既に説明したように前記反強磁性層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％）以下であることが好ましい。
【０１４５】
また成膜条件としては、例えばスパッタ成膜の際に使用されるＡｒガスの圧力を３ｍＴｏｒｒとする。また反強磁性層４と固定磁性層３間に交換結合磁界を発生させるための熱処理温度を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。
【０１４６】
上記の反強磁性層４の組成比及び成膜条件などにより、前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面、反強磁性層４とシードレイヤ２２との界面を適切に非整合状態にでき、反強磁性層４と固定磁性層３間に１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の高い交換結合磁界を得ることが可能である。
【０１４７】
次に前記シードレイヤ２２上に形成される各層の結晶配向であるが、本発明では、従来のように前記シードレイヤ２２上の各層の結晶配向が膜面と平行な方向に優先的に｛１１１｝配向していなくてもよく、あるいは｛１１１｝配向性が弱くてもかまわない。
【０１４８】
従来においては、Ｃｒの組成比が４０ａｔ％以下にされたＮｉＦｅＣｒ合金をシードレイヤとして使用し、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の｛１１１｝面が膜面方向に優先配向するようにし、これによって一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）や抵抗変化率などの増大を図っていたが、本発明では、前記シードレイヤ２２表面の極めて高い濡れ性によって、前記シードレイヤ２２上に形成される各層を適切に層状成長させることができ、前記各層の膜面と平行方向における平均結晶粒径を増大させることができ具体的には２００Å以上、好ましくは２１０Å以上にでき、これによって一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）や抵抗変化率などの増大を図り、また前記各層表面の平滑性を向上させている。
【０１４９】
すなわち本発明において、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の結晶配向性は二次的な要素であって、本発明は前記シードレイヤ２２表面の濡れ性の向上に重点を置いたものであり、前記濡れ性の向上によって、従来よりも高い一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）等を得ることができ、しかも各層表面の平滑性の向上を図ることに成功したのである。
【０１５０】
次に前記シードレイヤ２２の結晶構造であるが、本発明のシードレイヤ２２は、Ｃｒ組成比が８０ａｔ％以上と非常に高く、前記シードレイヤ２２の結晶構造は、体心立方構造（ｂｃｃ構造）を主体としたものとなっている。なお前記シードレイヤ２２の膜厚が薄いと、前記体心立方構造で形成された結晶質相の他に非晶質相（アモルファス相）も混在する。ところで従来、前記シードレイヤ２２の結晶構造は面心立方構造（ｆｃｃ構造）であることが重要視されたが、本発明では、このように前記結晶構造が体心立方構造であっても、前記シードレイヤ２２表面の極めて高い濡れ性により、従来に比べて一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）の向上などを図ることが可能になったのである。
【０１５１】
上記したシードレイヤ２２の膜構造は、他の磁気検出素子の構造にも適用可能である。
【０１５２】
図２以降は、図１に示す磁気検出素子とは異なる膜構造を有する磁気検出素子である。
【０１５３】
図２は、本発明における他の磁気検出素子（スピンバルブ型薄膜素子）の構造を記録媒体との対向面側から見た示す部分断面図である。
【０１５４】
図２に示すスピンバルブ型薄膜素子では、下地層６上にトラック幅方向（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２４，２４が形成されている。
【０１５５】
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２４間は、ＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3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。
【０１５６】
そして前記エクスチェンジバイアス層２４及び絶縁層１７上にはフリー磁性層１が形成されている。
【０１５７】
前記エクスチェンジバイアス層２４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。
【０１５８】
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２４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。
【０１５９】
図２に示すように前記フリー磁性層１の上には非磁性材料層２が形成され、さらに前記非磁性材料層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、保護層７が形成される。
【０１６０】
この実施形態においても前記シードレイヤ２２は、Ｃｒと元素Ｘ（ただし元素Ｘは、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｙのうち少なくとも１種以上）とを有して形成され、前記Ｃｒの組成比は８０ａｔ％以上であり、前記シードレイヤの膜厚は２０Å以上で１３０Å以下である。
【０１６１】
本発明では、非常に高いＣｒ組成比を有するＸ−Ｃｒ合金でシードレイヤ２２を形成することで、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を従来に比べて飛躍的に高めることができ、シードレイヤ２２上に形成された各層の結晶粒径を大きくでき具体的には２００Å以上、より好ましくは２１０Å以上にでき、したがってフリー磁性層１における一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を大きくすることができると共に、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の表面の平滑性を向上させることができる。
【０１６２】
従って本発明によれば、耐エレクトロマイグレーションに代表される通電信頼性を向上させることができると共に、前記フリー磁性層１と固定磁性層３間の静磁結合（トポロジカルカップリング）による強磁性結合磁界Ｈinを小さくでき、再生波形の非対称性（アシンメトリー）を小さくすることができる。
【０１６３】
なお前記シードレイヤ２２の好ましい膜厚や好ましい組成比などについては図１と同じであるので、そちらを参照されたい。
【０１６４】
図３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。
【０１６５】
図３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、非磁性材料層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ＣｏＦｅ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、非磁性材料層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。
【０１６６】
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、電極層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。
【０１６７】
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％）以下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。
【０１６８】
この実施形態においても前記シードレイヤ２２は、Ｃｒと元素Ｘ（ただし元素Ｘは、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｙのうち少なくとも１種以上）とを有して形成され、前記Ｃｒの組成比は８０ａｔ％以上であり、前記シードレイヤの膜厚は２０Å以上で１３０Å以下である。
【０１６９】
本発明では、非常に高いＣｒ組成比を有するＸ−Ｃｒ合金でシードレイヤ２２を形成することで、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を従来に比べて飛躍的に高めることができ、シードレイヤ２２上に形成された各層の結晶粒径を大きくでき具体的には２００Å以上でより好ましくは２１０Å以上にでき、したがって固定磁性層３における一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）及び抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を大きくすることができると共に、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の表面の平滑性を向上させることができる。
【０１７０】
従って本発明によれば、耐エレクトロマイグレーションに代表される通電信頼性を向上させることができると共に、前記フリー磁性層１と固定磁性層３間の静磁結合（トポロジカルカップリング）による強磁性結合磁界Ｈinを小さくでき、磁気ヘッドの再生波形の非対称性（アシンメトリー）を小さくすることができ、また鏡面反射層が設けられている場合には、前記鏡面反射層の鏡面反射率を向上させ、抵抗変化率の向上を図ることができる。
【０１７１】
上記した効果を有する本発明におけるスピンバルブ型薄膜素子では、今後の高記録密度化において、前記磁気検出素子に流れるセンス電流密度が大きくなっても前記高記録密度化に十分に対応可能なスピンバルブ型薄膜素子を製造することが可能である。
【０１７２】
なお前記シードレイヤ２２の好ましい膜厚や好ましい組成比等に関しては図１と同じであるので、そちらを参照されたい。
【０１７３】
図４は本発明における異方性磁気抵抗効果型素子（ＡＭＲ素子）を記録媒体との対向面と平行な方向から切断した部分断面図である。
【０１７４】
図４では、下地層６上にトラック幅方向（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ＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3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。
【０１７５】
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。
【０１７６】
上記した図４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４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。
【０１７７】
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。
【０１７８】
この実施形態においても前記シードレイヤ２２は、Ｃｒと元素Ｘ（ただし元素Ｘは、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｙのうち少なくとも１種以上）とを有して形成され、前記Ｃｒの組成比は８０ａｔ％以上であり、前記シードレイヤの膜厚は２０Å以上で１３０Å以下である。
【０１７９】
本発明では、非常に高いＣｒ組成比を有するＸ−Ｃｒ合金でシードレイヤ２２を形成することで、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を従来に比べて飛躍的に高めることができ、シードレイヤ２２上に形成された各層の結晶粒径を大きくでき具体的には２００Å以上でより好ましくは２１０Å以上にでき、したがって磁気抵抗層２０における一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を大きくすることができると共に、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の表面の平滑性を向上させることができる。
【０１８０】
従って本発明によれば、耐エレクトロマイグレーションに代表される通電信頼性を向上させることができると共に、前記磁気抵抗層２０と軟磁性層１８間の静磁結合（トポロジカルカップリング）による強磁性結合磁界Ｈinを小さくでき、再生波形の非対称性（アシンメトリー）を小さくすることができる。
【０１８１】
上記した効果を有する本発明における磁気検出素子では、今後の高記録密度化において、前記磁気検出素子に流れるセンス電流密度が大きくなっても前記高記録密度化に十分に対応可能なＡＭＲ型薄膜素子を製造することが可能である。
【０１８２】
なお前記シードレイヤ２２の好ましい膜厚や好ましい組成比等に関しては図１と同じであるのでそちらを参照されたい。
【０１８３】
図５は、図１から図４に示す磁気検出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。
【０１８４】
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４に示す磁気検出素子４２が形成されており、さらに前記磁気検出素子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。
【０１８５】
前記下部ギャップ層４１及び上部ギャップ層４３は、例えばＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3（アルミナ）などの絶縁材料によって形成されている。図５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。
【０１８６】
本発明では前記反強磁性層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。前記反強磁性層４の膜厚は、例えば７０Å以上で形成され、３００Å程度の膜厚であった従来に比べて前記反強磁性層４の膜厚を十分に小さくできる。よって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。
【０１８７】
なお前記上部シールド層４４の上には書き込み用のインダクティブヘッドが形成されていてもよい。
【０１８８】
なお本発明における磁気検出素子は、ハードディスク装置内に内臓される磁気ヘッド以外にも磁気センサなどに利用可能である。
【０１８９】
次に本発明における磁気検出素子の製造方法について以下に説明する。
本発明では、まず前記下地層６上にシードレイヤ２２をスパッタ成膜する。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。下地層６の形成により、その上に形成されるシードレイヤ２２を緻密な膜として形成でき、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を適切に向上させることが可能になる。
【０１９０】
前記シードレイヤ２２をスパッタ成膜するときは、例えば、ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒは８０ａｔ％以上）で形成されたターゲットを使用するか、またはＣｒで形成されたターゲットとＮｉＦｅで形成されたターゲットを使用する。
【０１９１】
前記ターゲットを２つ以上使用するときは、各ターゲットに与えられる供給電力やターゲットの大きさを変えて、スパッタ成膜されるシードレイヤ２２のＣｒ組成比が８０ａｔ％以上となるように適切に前記供給電力などを調整する。
【０１９２】
前記シードレイヤ２２をスパッタ成膜するとき、前記シードレイヤ２２のスパッタ成膜時における基板の温度を２０〜１００℃とし、また基板とターゲット間の距離を４０〜８０ｍｍとし、またスパッタ成膜時に導入されるＡｒガスの圧力を０．５〜３ｍＴｏｒｒ（０．０６７〜０．４Ｐａ）とすることが好ましい。
【０１９３】
また本発明では、前記シードレイヤ２２を２０Å以上で１３０Å以下の膜厚で形成する。ただし前記シードレイヤ２２の下に下地層６を形成しないときは、前記シードレイヤ２２の膜厚を３０Å以上で１３０Å以下で成膜する。好ましくは、前記シードレイヤ２２を６０Å以下で成膜することである。
【０１９４】
次に前記シードレイヤ２２の上に反強磁性層４をスパッタ成膜する。
本発明では、前記反強磁性層４を、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スパッタ成膜することが好ましい。
【０１９５】
また本発明では前記反強磁性層４を、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）でスパッタ成膜してもよい。
【０１９６】
また本発明では、前記元素Ｘあるいは元素Ｘ＋Ｘ′の組成比を、４５（ａｔ％）以上６０（ａｔ％）以下とすることが好ましい。
【０１９７】
さらに前記反強磁性層４の上に固定磁性層３、非磁性材料層２、フリー磁性層１、バックド層１５及び保護層７を成膜する。
【０１９８】
本発明では上記したように、Ｃｒ組成比が８０ａｔ％以上となるＸ−Ｃｒで形成され、また膜厚が２０Å以上で１３０Å以下（下地層６が無い場合には３０Å以上で１３０Å以下）となるシードレイヤ２２を形成することで、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を従来よりも十分に高めることができ、前記シードレイヤ２２上に形成される各層を層状成長させやすくでき、また結晶粒径が従来よりも増大することから、その後の工程で施される熱処理工程で、前記固定磁性層３における一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を従来に比べて大きくすることができるとともに、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の表面の平滑性を向上させることができるため、固定磁性層３とフリー磁性層１間で作用する強磁性結合磁界Ｈinを小さくすることができ、再生波形の非対称性（アシンメトリー）が小さい磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０１９９】
【実施例】
本発明では、ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）で形成されたシードレイヤを用いた実施例１、２、３及び比較例１、およびＣｒで形成されたシードレイヤを用いた比較例２ないし５、さらには、ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は４０ａｔ％あるいは２３ａｔ％）で形成されたシードレイヤを用いた従来例１、２と、シードレイヤが形成されていない従来例３を用い、前記シードレイヤの結晶構造や、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）などを測定した。
【０２００】
各実施例、比較例及び従来例の膜構成や成膜条件は、以下の表１に示されている。
【０２０１】
【表１】
0004189146.tif 000002
【０２０２】
表１を参照しながら、各試料のシードレイヤの結晶構造や一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）の大きさ等について以下に説明する。なお一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）及び強磁性結合磁界Ｈinの各試料の欄には、測定された数値の他に、◎などの評価が付けられている。評価は、◎が最も良く、次いで○、△、×の順に評価は下がっていく。実際に磁気検出素子として使用できる評価は◎か○である。全ての評価が◎か○である試料は、実施例１、２、３と比較例２である。
【０２０３】
まずシードレイヤの結晶構造について説明する。実施例１、２、３では、非晶質相（アモルファス相）を主体としその非晶質相に、体心立方構造（ｂｃｃ構造）が混在した膜構造となっている。
【０２０４】
膜中に非晶質相が混在するのは、シードレイヤが３０Å以下と薄く、結晶が十分に成長しづらいことが要因であると思われる。同様に比較例２、３も、非晶質相（アモルファス相）を主体としその非晶質相に、体心立方構造（ｂｃｃ構造）が混在した膜構造であった。
【０２０５】
また比較例４、５では、前記シードレイヤは結晶質相のみで構成され、前記結晶質相は体心立方構造（ｂｃｃ構造）であった。また従来例１、２では、前記シードレイヤは結晶質相のみで構成され、前記結晶質相は、面心立方構造（ｆｃｃ構造）であった。
【０２０６】
次に、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）について説明する。前記一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）は、実施例１、２、３が、他の試料に比べて非常に高くなっていることがわかる。これは、前記実施例１、２、３では前記シードレイヤ表面の濡れ性が、他の試料に比べて極めて良好であり、前記シードレイヤ上に成膜される反強磁性層等が適切に層状成長し、膜面と平行な方向への平均結晶粒径が非常に大きくなったことが原因ではないかと思われる。
【０２０７】
例えば従来例２では、実施例１と同じように下地層（Ｔａ膜）の上に２０Åのシードレイヤが形成されている。違うのは、シードレイヤを構成するＣｒ組成比である。従来例２では一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）が実施例１に比べて極端に小さくなっている。これは従来例２では、シードレイヤ表面の濡れ性が悪く、その上に形成される各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径が１８６Åと十分に大きく成長していないからであると考えられる。
【０２０８】
ところで、比較例１も、実施例１，２、３と同様にＣｒの組成比は９０ａｔ％であるが、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）は非常に低くなっていることがわかる。これは、後でグラフを用いて詳しく説明するように、比較例１では、シードレイヤが２０Åと薄いにも関わらず下地層（Ｔａ膜）が設けられていないため、前記シードレイヤ表面の濡れ性が低下していることによるものと考えられる。同じような現象は比較例３にも見られる。
【０２０９】
次に抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）について説明する。表１に示すように、実施例１、２、３では、他の試料に比べて抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が高いことがわかる。
【０２１０】
これは、Ｃｒ組成比が９０ａｔ％とされた実施例１、２、３のシードレイヤでは、シードレイヤ表面の濡れ性が飛躍的に向上したために、前記シードレイヤ上に形成される反強磁性層等の各層が適切に層状成長し、膜面と平行な方向への平均結晶粒径が非常に大きくなったことが原因の一つであることと、Ｃｒに元素Ｘを添加したことで、シードレイヤの比抵抗値が増大し、電極層から前記シードレイヤへのセンス電流の分流量を適切に減少させることができるためであると考えられる。
【０２１１】
ここで２０ÅのＣｒでシードレイヤが形成された比較例２も、かなり高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができることが表１からわかる。
【０２１２】
しかし、Ｃｒで形成されたシードレイヤの場合、その膜厚を６０Åにまで厚くした比較例４、５の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を見てみると、前記抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）は１０％を下回り、非常に小さくなってしまうことがわかる。
【０２１３】
これは、Ｃｒで形成されたシードレイヤは比抵抗が低く、したがって前記シードレイヤの膜厚を厚くしてしまうと、電極層から前記シードレイヤへのセンス電流の分流量が増大するからである。
【０２１４】
一方、ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）で形成された実施例の場合、膜厚を６０Åにまで厚くしても１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を維持できることが後述する実験によってわかっている。
【０２１５】
次に、強磁性結合磁界Ｈinについて説明する。強磁性結合磁界Ｈinとは、非磁性材料層を介したフリー磁性層と固定磁性層との間で発生する層間結合磁界のことであり、この値が正の値であると、フリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向と平行な方向に向かせようとする結合力が作用し、一方、負の値であると、フリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向と反平行に向かせようとする結合力が作用する。
【０２１６】
そして、前記強磁性結合磁界Ｈinを小さくすることで、前記フリー磁性層の磁化を、固定磁性層の磁化方向に対し交叉する方向に向けやすくでき、これによって再生波形の非対称性（アシンメトリー）を小さくすることが可能である。
【０２１７】
そこで表１を見てみると、実施例１、２、３では、前記強磁性結合磁界Ｈinが非常に小さくなっていることがわかる。強磁性結合磁界Ｈinが小さいことは、前記固定磁性層やフリー磁性層の表面の平滑性が優れていることを意味するが、特に前記強磁性結合磁界Ｈinが負の値になるとき（表１の実施例１と実施例３を参照されたい）、前記固定磁性層等の表面の平滑性は極めて優れた状態になっていると考えられる。このことから実施例１及び実施例３では、他の試料に比べて、固定磁性層等の表面の平滑性は最も改善された状態にあると言うことができる。
【０２１８】
また比較例２や４も、実施例と同様に、強磁性結合磁界Ｈinが低く、固定磁性層やフリー磁性層の表面の平滑性は優れた状態になっていることがわかる。
【０２１９】
この実験からわかったことは、実施例１、２、３のように、ＮｉＦｅＣｒ合金のＣｒ組成比を９０ａｔ％まで高くすると、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）、および強磁性結合磁界Ｈin全てを優れた状態にすることができるということである。
【０２２０】
表１を見ると、シードレイヤをＣｒで形成した比較例２も、実施例と同様に優れた特性を有するものとなっているが、Ｃｒの膜厚を６０Å程度にまで厚くしていくと（比較例４、５）、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が大きく低下するといった問題が発生することから、本発明では、Ｃｒのみではなく、元素Ｘ（ＦｅやＮｉなど）も含有して比抵抗値の高いシードレイヤを形成することとしたのである。
【０２２１】
またシードレイヤ上の各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は、実施例１ないし３において、全て２００Å以上であったので本発明では、前記平均結晶粒径の好ましい範囲を２００Å以上に設定した。また実施例１と実施例３は一方向性交換バイアス磁界、抵抗変化率及び強磁性結合磁界の全てにおいて良好な値を示したので、これら実施例の結晶粒径、すなわち２１０Å以上の平均結晶粒径をより好ましい範囲に設定した。
【０２２２】
次に、実施例１の磁気検出素子を膜厚方向から切断し、その断面を透過電子顕微鏡写真で見ることにした。
【０２２３】
図６は、実施例１の膜構成における磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真であり、図７は、図６に示した写真の一部を模式図的に示したものである。
【０２２４】
図６、７に示すように、２０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%で形成されたシードレイヤ上に形成された反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面はうねりが小さく各層表面の平滑性は非常に優れた状態であることがわかった。
【０２２５】
また前記シードレイヤ上に形成された各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は約２１０Å（表１を参照されたい）に大きく成長していることがわかった。
【０２２６】
また前記シードレイヤの膜構造を調べるため、前記シードレイヤの二ヶ所の部分で電子線回折像を撮ってみた。電子線回折像の結果は、図６の左下と右下に掲載されている。
【０２２７】
図６、７に示すように、図の左下に掲載した電子線回折像には、体心立方構造（ｂｃｃ構造）の存在を示す複数の回折斑点が現れていることがわかった。よってこの測定した付近のシードレイヤの構造は主として体心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶質相であることがわかった。
【０２２８】
また上記の電子線回折像に現れた複数の回折斑点は、｛１１０｝面を表す逆格子点に対応したものであり、前記回折像に現れたビーム原点｛（０００）点｝と、｛１１０｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点とを結んでみると、ほぼ一直線の仮想線を引くことができ、この測定した部分のシードレイヤは、膜面法線方向に比較的強く｛１１０｝面の法線方向が配向していることがわかった。
【０２２９】
次に図６、７に示すように、図の右下に掲載した電子線回折像には、非晶質相（アモルファス相）の存在を示すブロードなリング（ハロー）と体心立方構造の結晶質相を存在を示す回折斑点が現れていることがわかった。よって、この部分で測定したシードレイヤは、非晶質相と体心立方構造からなる結晶質相との混相であることがわかった。
【０２３０】
次に、上記の２ヶ所で測定したシードレイヤの部分と膜厚方向でほぼ対向する、反強磁性層上の各層（固定磁性層／非磁性材料層／フリー磁性層／バックド層）の位置で電子線回折像を撮ってみた。その電子回折像の結果は図６、７の左上と右上に掲載されている。
【０２３１】
図６、７の左上に掲載された電子線回折像では、面心立方構造（ｆｃｃ構造）の｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、前記回折像に現れたビーム原点｛（０００）点｝と、｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点とを結んでみると、それによってできた仮想線は、左下のシードレイヤの部分の電子線回折像に現れた｛１１０｝面の仮想線とほぼ平行な関係にあることがわかった。
【０２３２】
これは、おそらくシードレイヤ上に反強磁性層、固定磁性層、非磁性材料、フリー磁性層などのそれぞれを成膜した段階では、反強磁性層、固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層内の｛１１１｝面の法線方向は、前記シードレイヤの｛１１０｝面の法線方向とほぼ一致していたものと考えられる。
【０２３３】
しかしながら、前記反強磁性層は、前記シードレイヤとの界面及び固定磁性層との界面で非整合状態となり、このため熱処理したときに前記反強磁性層は適切に不規則格子から規則格子に変態し、このとき結晶配向も変化する。従って図６、７に示すように、前記反強磁性層には、前記シードレイヤに現れる｛１１０｝面の方向と膜厚方向で一致する結晶面は現れていない。
【０２３４】
一方、反強磁性層よりも上に成膜された各層では、上記した熱処理によっても結晶配向はそのまま保たれるものと考えられ、このため前記固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層などの｛１１１｝面の法線方向は、前記シードレイヤの｛１１０｝面の法線方向と膜厚方向でなおも一致した状態にあるものと考えられる。
【０２３５】
なお図６、７の右上に掲載された電子線回折像では、｛１１１｝面の配向性は弱く、この部分では、さほど｛１１１｝面配向が強くないことがわかった。
【０２３６】
図８は、実施例２の膜構成における磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真であり、図９は、図８に示した写真の一部を模式図的に示したものである。
【０２３７】
図８、９に示すように、３０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%で形成されたシードレイヤ上に形成された反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面はうねりが小さく各層表面の平滑性は非常に優れた状態であることがわかった。
【０２３８】
また前記シードレイヤ２２上に形成された各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は２０４Å（表１を参照されたい）に大きく成長していることがわかった。
【０２３９】
また前記シードレイヤの膜構造を調べるため、前記シードレイヤの２ヶ所の部分で電子線回折像を撮ってみた。電子線回折像の結果は、図８、９の左下と右下に添付されている。
【０２４０】
図８、９に示すように、図の左下に掲載した電子線回折像には、非晶質相（アモルファス相）の存在を示すブロードなリング（ハロー）が見られ、非晶質相が支配的であることがわかった。
【０２４１】
また図８、９に示すように、図の右下に掲載した電子線回折像には、体心立方構造（ｂｃｃ構造）の存在を示す複数の回折斑点が現れていることがわかった。また非晶質相（アモルファス相）の存在を示すブロードなリング（ハロー）もわずかながら見られた。よってこの測定した付近のシードレイヤの構造は主として体心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶質相と非晶質相との混相であることがわかった。
【０２４２】
また図８、９の右下の電子線回折像に現れた複数の回折斑点は、｛１１０｝面を表す逆格子点に対応したものであり、前記回折像に現れたビーム原点｛（０００）点｝と、｛１１０｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点とを結んでみると、ほぼ２本の一直線の仮想線を引くことができ、この測定した位置でシードレイヤは、膜面法線方向に比較的強く｛１１０｝面の法線方向が配向していることがわかった。
【０２４３】
次に、上記の２ヶ所で測定したシードレイヤの部分と膜厚方向でほぼ対向する、反強磁性層上の各層（固定磁性層／非磁性材料層／フリー磁性層／バックド層）の位置で電子線回折像を撮ってみた。その電子回折像の結果は図８、９の左上と右上に掲載されている。
【０２４４】
図８、９の左上に掲載された電子線回折像では、面心立方構造（ｆｃｃ構造）の｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、｛１１１｝面の法線方向が弱いながらもほぼ膜面法線方向に配向していることがわかった。また図８、９の右上に掲載された電子線回折像にも、面心立方構造（ｆｃｃ構造）の｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、｛１１１｝面の法線方向が弱いながらもほぼ膜面法線方向に配向していることがわかった。
【０２４５】
図１０は、実施例３の膜構成における磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真であり、図１１は、図１０に示した写真の一部を模式図的に示したものである。
【０２４６】
図１０、１１に示すように、３２ÅのＴａ膜上に形成された３０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%からなるシードレイヤ上の反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面はうねりが小さく各層表面の平滑性は非常に優れた状態であることがわかった。
【０２４７】
また前記シードレイヤ上に形成された各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は２２４Å（表１を参照されたい）に大きく成長していることがわかった。
【０２４８】
また前記シードレイヤの膜構造を調べるため、前記シードレイヤの２ヶ所で電子線回折像を撮ってみた。電子線回折像の結果は、図１０、１１の左下と右下に添付されている。
【０２４９】
図１０、１１に示すように、図の左下に掲載した電子線回折像には、非晶質相（アモルファス相）の存在を示すブロードなリング（ハロー）が見られ、非晶質相が支配的であることがわかった。
【０２５０】
また図１０、１１に示すように、図の右下に掲載した電子線回折像にも同様に非晶質相（アモルファス相）の存在を示すブロードなリング（ハロー）が見られ、非晶質相が支配的であることがわかった。よってこの測定した付近のシードレイヤの構造は主として非晶質相が支配的であることがわかった。
【０２５１】
次に、上記の２ヶ所で測定したシードレイヤの部分と膜厚方向でほぼ対向する、反強磁性層上の各層（固定磁性層／非磁性材料層／フリー磁性層／バックド層）の位置で電子線回折像を撮ってみた。その電子回折像の結果は図１０、１１の左上と右上に掲載されている。
【０２５２】
図１０、１１の左上に掲載された電子線回折像では、面心立方構造（ｆｃｃ構造）の｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、｛１１１｝面の法線方向は比較的良好に膜面法線方向に配向していることがわかった。
【０２５３】
また図１０、１１の右上に掲載された電子線回折像でも同様に、｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、｛１１１｝面の法線方向は比較的良好に膜面法線方向に配向していることがわかった。
【０２５４】
このようにシードレイヤは非晶質相が支配的であっても、その上に反強磁性層を介して形成される固定磁性層、フリー磁性層などの各層の｛１１１｝面配向が比較的良好であるのは、前記シードレイヤ表面の強い濡れ性によって自然と反強磁性層の最稠密面が層状に成長し、それが固定磁性層やフリー磁性層などの各層の成長に受け継がれ、良好な配向性を有しているものと考えられる。なお反強磁性層は成膜段階の次に行なわれる磁場中熱処理によって結晶構造が再配列するため、固定磁性層やフリー磁性層等の各層と同じ結晶配向を有してはいない。
【０２５５】
図１２は、実施例３の膜構成における磁気検出素子を別の位置から測定した透過電子顕微鏡写真であり、図１３は、図１２に示した写真の一部を模式図的に示したものである。
【０２５６】
図１２、１３に示すように、３２ÅのＴａ膜上に形成された３０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%からなるシードレイヤ上の反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面はうねりが小さく各層表面の平滑性は非常に優れた状態であることがわかった。
【０２５７】
前記シードレイヤの膜構造を調べるため、前記シードレイヤの２ヶ所の部分の電子線回折像を撮ってみた。電子線回折像の結果は、図１２、１３の左下と右下に添付されている。
【０２５８】
図１２、１３に示すように、図の左下に掲載した電子線回折像には、体心立方構造（ｂｃｃ構造）の存在を示す複数の回折斑点と非晶質相の存在を示すブロードなリング（ハロー）が現れていることがわかった。よってこの測定した付近のシードレイヤの構造は主として体心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶質相と非晶質相との混相であることがわかった。
【０２５９】
また上記の電子線回折像に現れた複数の回折斑点は、｛１１０｝面を表す逆格子点に対応したものであり、前記回折像に現れたビーム原点｛（０００）点｝と、｛１１０｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点とを結んでみると、ほぼ一直線の仮想線を引くことができ、この測定した部分のシードレイヤは、膜面法線方向に｛１１０｝面の法線方向が配向していることがわかった。
【０２６０】
次に図１２、１３に示すように、図の右下に掲載した電子線回折像には、非晶質相（アモルファス相）の存在を示すブロードなリング（ハロー）が明確に見て取れ、この部分で測定したシードレイヤは、非晶質相が支配的であることがわかった。
【０２６１】
次に、上記の２ヶ所で測定したシードレイヤの部分と膜厚方向でほぼ対向する、反強磁性層上の各層（固定磁性層／非磁性材料層／フリー磁性層／バックド層）の位置で電子線回折像を撮ってみた。その電子回折像の結果は図１２、１３の左上と右上に掲載されている。
【０２６２】
図１２、１３の左上に掲載された電子線回折像では、面心立方構造（ｆｃｃ構造）の｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、｛１１１｝面の法線方向は比較的良好に膜面法線方向に配向していることがわかった。
【０２６３】
また図１２、１３の右上に掲載された電子線回折像でも同様に、面心立方構造（ｆｃｃ構造）の｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、｛１１１｝面の法線方向は比較的良好に膜面法線方向に配向していることがわかった。
【０２６４】
また図１２、１３の左上に掲載された電子線回折像の測定位置の反強磁性層上の各層（固定磁性層／非磁性材料層／フリー磁性層／バックド層）の｛１１１｝面と、図１２、１３の左下に掲載された電子線回折像の測定位置のシードレイヤの｛１１０｝面とはほぼ平行な関係にあることもわかった。この原因等については既に図６、７で説明したのでそちらを参照されたい。
【０２６５】
図１４は、実施例３の膜構成における磁気検出素子を別の位置から測定した透過電子顕微鏡写真であり、図１５は、図１４に示した写真の一部を模式図的に示したものである。
【０２６６】
図１４、１５に示すように、３２ÅのＴａ膜上に形成された３０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%からなるシードレイヤ上の反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面はうねりが小さく各層表面の平滑性は非常に優れた状態であることがわかった。
【０２６７】
前記シードレイヤの膜構造を調べるため、前記シードレイヤの１ヶ所で電子線回折像を撮ってみた。電子線回折像の結果は、図１４、１５の左下に添付されている。
【０２６８】
図１４、１５に示すように、図の左下に掲載した電子線回折像には、体心立方構造（ｂｃｃ構造）の存在を示す複数の回折斑点が現れていることがわかった。よってこの測定した付近のシードレイヤの構造は主として体心立方構造（ｂｃｃ構造）の結晶質相であることがわかった。
【０２６９】
また上記の電子線回折像に現れた複数の回折斑点は、｛１１０｝面を表す逆格子点に対応したものであり、前記回折像に現れたビーム原点｛（０００）点｝と、｛１１０｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点とを結んでみると、ほぼ一直線の仮想線を引くことができ、この測定した部分のシードレイヤは、膜面法線方向に｛１１０｝面の法線方向が配向していることがわかった。
【０２７０】
次に上記で測定したシードレイヤの部分と膜厚方向でほぼ対向する、反強磁性層上の各層（固定磁性層／非磁性材料層／フリー磁性層／バックド層）の位置で電子線回折像を撮ってみた。その電子回折像の結果は図１４、１５の左上に掲載されている。
【０２７１】
図１４、１５の左上に掲載された電子線回折像では、面心立方構造（ｆｃｃ構造）の｛１１１｝面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、｛１１１｝面の法線方向は比較的良好に膜面法線方向に配向していることがわかった。
【０２７２】
また図１４、１５の左上に掲載された電子線回折像の測定位置の反強磁性層上の各層（固定磁性層／非磁性材料層／フリー磁性層／バックド層）の｛１１１｝面と、図１４、１５の左下に掲載された電子線回折像の測定位置のシードレイヤの｛１１０｝面とはほぼ平行な関係にあることもわかった。
【０２７３】
上記の実験結果でわかったことは、すべての実施例において、シードレイヤ上に形成された反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面はうねりが小さく各層表面の平滑性は非常に優れた状態であるということである。
【０２７４】
またシードレイヤの膜構成では、所々で体心立方構造（ｂｃｃ構造）が支配的な部分や、非晶質層が支配的な部分が見られたが、全体的に見ると、体心立方構造と非晶質層との混相状態であるものと思われる。これはシードレイヤの膜厚が３０Å以下と薄いからである。
【０２７５】
またシードレイヤ内に含まれる結晶相の｛１１０｝面と、反強磁性層を介して対向する固定磁性層やフリー磁性層などの各層の｛１１１｝面とはほぼ平行な関係にあることが見られ、これは成膜段階ではシードレイヤ表面の濡れ性の良さから、その上に反強磁性層、固定磁性層、フリー磁性層などの各層が適切に層状成長したことを意味すると考えられ、またこのような層状成長のおかげで、前記シードレイヤ上に形成された各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は２００Åを越える非常に大きな結晶粒として成長したものと思われる。
【０２７６】
また実施例においては反強磁性層とその上に形成された固定磁性層との界面、及び反強磁性層とその下に形成されたシードレイヤとの界面は少なくとも一部で非整合状態であり、磁場中熱処理によって前記反強磁性層は適切に不規則格子から規則格子に変態したものと考えられる。
【０２７７】
その証拠として、図６、７、８、９、１２、１３、１４、１５に示すように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には双晶境界が前記シードレイヤとの界面と非平行に形成されており、図８、９、１０、１１では、反強磁性層に形成された結晶粒界と、固定磁性層に形成された結晶粒界とが、前記反強磁性層と固定磁性層との界面の少なくとも一部で不連続であることを提示することができる。
【０２７８】
次に、比較例２、比較例５、および従来例１の磁気検出素子を膜厚方向から切断し、その断面を透過電子顕微鏡写真で見ることにした。
【０２７９】
図１６は、比較例２の膜構成における磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真であり、図１７は、図１６に示した写真の一部を模式図的に示したものである。
【０２８０】
図１６、１７に示すように、２０ÅのＣｒで形成されたシードレイヤ上に形成された反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面はうねりが小さく各層表面の平滑性は非常に優れた状態であることがわかった。
【０２８１】
また前記シードレイヤ上に形成された各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は約２１７Å（表１を参照されたい）に大きく成長していることがわかった。
【０２８２】
また前記シードレイヤの膜構造を調べるため、前記シードレイヤの部分の電子線回折像を撮ってみた。電子線回折像の結果は、図１６の左下に添付されている。
【０２８３】
図１６に示すように、Ｃｒで形成されたシードレイヤの電子線回折像には、非晶質相（アモルファス相）の存在を示すブロードなリング（ハロー）と体心立方構造の結晶質相を存在を示す回折斑点が現れていることがわかる。
【０２８４】
このことから、図１６に示すＣｒで形成されたシードレイヤは、非晶質相と結晶質相との混相状態となっていることがわかった。なお前記結晶質相は、体心立方構造であった。
【０２８５】
図１８は、上記した比較例５の膜構成における磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真であり、図１９は、図１８に示した写真の一部を模式図的に示したものである。
【０２８６】
図１８、１９に示すように、６０ÅのＣｒで形成されたシードレイヤ上に形成された反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面はうねりが小さく各層表面の平滑性は優れた状態であることがわかった。
【０２８７】
また前記シードレイヤ上に形成された各層の膜面と平行な方向における平均結晶粒径は２０２Å（表１を参照されたい）に大きく成長していることがわかった。
【０２８８】
またシードレイヤのＡＢＣの位置の電子線回折像を見ると前記シードレイヤは結晶質相のみで構成されているとことがわかった。なお前記結晶質相は体心立方構造であった。
【０２８９】
図２０は、上記した従来例１の膜構成における磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真であり、図２１は、図２０の透過電子顕微鏡写真の一部を模式図的に示したものである。
【０２９０】
図２０、２１に示すように、５５ÅのＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒの組成比は４０ａｔ％）で形成されたシードレイヤ上に形成された反強磁性層、およびその上に形成された固定磁性層などの各層の表面は、各層の表面の平滑性はさほど優れていないことがわかった。また図２０、２１に示すシードレイヤは、膜面と平行な方向に対し｛１１１｝面が優先配向していることがわかった。また前記シードレイヤは面心立方構造（ｆｃｃ構造）であることがわかった。
【０２９１】
以上のように比較例２や５の実験結果では、比較的、各層の表面のうねりも小さく良好な結果が得られたが、実施例１ないし３ほどではなく例えば表１を見てもわかるように強磁性結合磁界（Ｈｉｎ）などは、実施例が比較例に比べて小さく、シードレイヤ表面の濡れ性は実施例の方が比較例に比べて優れていると結論付けることができると思われる。
【０２９２】
次に、ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒの組成比は９０ａｔ％）合金あるいはＣｒで形成されたシールドレイヤの膜厚と、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）等との関係から、適切な前記ＮｉＦｅＣｒ合金で形成されたシードレイヤの膜厚を導き出した。
【０２９３】
実験に使用した膜構成は下から、
Ｓｉ基板／アルミナ（１０００）／シードレイヤ：（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%あるいはＣｒ（Ｘ）／反強磁性層：ＰｔＭｎ（１２０）／固定磁性層：｛ＣｏＦｅ（１６）／Ｒｕ（８．７）／ＣｏＦｅ（２２）｝／非磁性材料層：Ｃｕ（２１）／フリー磁性層：｛ＣｏＦｅ（１０）／Ｎｉ81.5at%Ｆｅ18.5at%（１８）｝／バックド層：Ｃｕ（１０）／保護層：Ｔａ（３０）であり、括弧書きは膜厚を示し、単位はオングストロームである。
【０２９４】
また、上記した膜構成のシードレイヤとアルミナ膜間にＴａ膜（３２Å）を敷いたものでも実験を行った。
【０２９５】
なおＣｒで形成されたシードレイヤを成膜するときは、スパッタ成膜時に導入されるＡｒガスの圧力を１ｍＴｏｒｒとし、またスパッタ装置に供給される電力を１００Ｗとし、またターゲットと基板間の距離を約７ｃｍとした。
【０２９６】
また上記した膜構成で形成された磁気検出素子を成膜した後、約８００ｋ（Ａ／ｍ）の磁場中で２９０℃で約４時間の磁場中アニールを施した。
【０２９７】
図２２は、ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）あるいはＣｒで形成されたシードレイヤの膜厚と抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）との関係を示すグラフである。
【０２９８】
図２２に示すように、シードレイヤの下にＴａ膜を敷いた「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果は、ＮｉＦｅＣｒの膜厚が２０Å以上であると前記抵抗変化率が約１２％以上になり非常に高い抵抗変化率を得ることができることがわかった。
【０２９９】
一方、「Ｔａ／Ｃｒ」の実験結果でも、シードレイヤの膜厚が２０Åになると、約１２％以上の抵抗変化率を得ることができるが、前記シードレイヤの膜厚が厚くなることで、抵抗変化率は低下し始め、その低下の度合いは、前記「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果よりも大きく、前記シードレイヤの膜厚が６０Å程度にまで大きくなると、前記抵抗変化率は１０％を下回ることが図２２よりわかる。一方、「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の場合は、前記シードレイヤの膜厚が６０Å程度にまで厚くなっても１２％程度の抵抗変化率を保っていることがわかった。
【０３００】
Ｃｒ単層の場合は、比抵抗値が小さく、具体的には１０００Åの膜厚で２０μΩ・ｃｍ程度であった。これに対しＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒの組成比は９０ａｔ％）合金の場合は、比抵抗値が大きく、具体的には１０００Åの膜厚で７５μΩ・ｃｍ程度であった。
【０３０１】
従って電極層から前記シードレイヤに分流するセンス電流量は、シードレイヤをＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒの組成比は９０ａｔ％）合金で形成した方が、Ｃｒで形成するよりも小さく、したがって高い抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を維持することが可能になる。
【０３０２】
またこの実験結果から、前記シードレイヤの膜厚を１３０Å程度にまで厚くしても約１０％以上の抵抗変化率を得ることができると予測できる。
【０３０３】
そこで本発明では、Ｔａ下地上に形成されたＸ−Ｃｒ（Ｃｒ組成比は８０ａｔ％以上）合金のシードレイヤの膜厚を２０Å以上で１３０Å以下に設定した。
【０３０４】
なお前記膜厚は６０Å以下であることが好ましく、これにより１２％程度の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることが可能である。またＣｒ組成比は、９０ａｔ％以上（ただし１００ａｔ％を除く）であれば確実に、約１０％以上、好ましくは１２％以上の抵抗変化率を得ることが可能であるとわかる。
【０３０５】
次に、Ｔａ下地層が形成されていない場合の実験結果について考察する。図２２に示すように、「ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果では、シードレイヤの膜厚を３０Å以上にすることで約１０％以上の抵抗変化率を得ることができるとわかる。
【０３０６】
一方、「Ｃｒ」の実験結果でもシードレイヤの膜厚を３０Åにすることで約１０％以上の抵抗変化率を得ることができるが、前記シードレイヤの膜厚が厚くなることで、抵抗変化率は低下し始め、その低下の度合いは、前記「ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果よりも大きく、前記シードレイヤの膜厚が６０Å程度にまで大きくなると、前記抵抗変化率は１０％を下回ることが図１２よりわかる。一方、「ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の場合は、前記シードレイヤの膜厚が６０Å程度にまで厚くなっても１０％以上の抵抗変化率を保っていることがわかった。
【０３０７】
またこの実験結果から、前記シードレイヤの膜厚を１３０Å程度にまで厚くしても約１０％以上の抵抗変化率を得ることができると予測できる。
【０３０８】
そこで本発明では、Ｔａ下地層が敷かれていない場合のＸ−Ｃｒ（Ｃｒ組成比は８０ａｔ％以上）合金のシードレイヤの膜厚を３０Å以上で１３０Å以下に設定した。
【０３０９】
なお前記膜厚は６０Å以下であることが好ましく、これにより確実に１０％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることが可能である。またＣｒ組成比は、９０ａｔ％以上であれば確実に、約１０％以上の抵抗変化率を得ることが可能であることがわかった。
【０３１０】
図２３は、ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）あるいはＣｒで形成されたシードレイヤの膜厚と一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）との関係を示すグラフである。
【０３１１】
図２３に示すように、シードレイヤの下にＴａ膜を敷いた「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果は、ＮｉＦｅＣｒの膜厚が２０Å以上であると前記一方向性交換バイアス磁界が１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上になり非常に高い一方向性交換バイアス磁界を得ることができることがわかった。
【０３１２】
一方、「Ｔａ／Ｃｒ」の実験結果では、シードレイヤの膜厚が２０Åになると、「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果に比べて、値は小さくなるものの、約１５．８×１０4（Ａ／ｍ）に近い数値の一方向性交換バイアス磁界を得ることができるとわかった。
【０３１３】
なお本発明では、前記シ-ドレイヤの膜厚は６０Å以下であることが好ましく、これにより確実に１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることが可能である。またＣｒ組成比は、９０ａｔ％以上であれば確実に、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることが可能であることがわかる。
【０３１４】
次に、Ｔａ下地層が形成されていない場合の実験結果について考察する。図２３に示すように、「ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果では、シードレイヤの膜厚を３０Å以上にすることで１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができるとわかる。
【０３１５】
一方、「Ｃｒ」の実験結果でもシードレイヤの膜厚を３０Åにすることで、「ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の場合に比べると値は小さくなるものの、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）に近い数値の一方向性交換バイアス磁界（Ａ／ｍ）を得ることができるとわかる。
【０３１６】
なお本発明では、前記シ-ドレイヤの膜厚は６０Å以下であることが好ましく、これにより確実に１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることが可能である。またＣｒ組成比は、９０ａｔ％以上であれば確実に、１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることが可能であるとわかる。
【０３１７】
次に図２４は、ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）あるいはＣｒで形成されたシードレイヤの膜厚と固定磁性層及びフリー磁性層間に働く強磁性結合磁界Ｈinとの関係を示すグラフである。
【０３１８】
図２４に示すように、シードレイヤの下にＴａ膜を敷いた「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果は、ＮｉＦｅＣｒの膜厚が２０Å以上であると前記強磁性結合磁界Ｈinが０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値になることがわかった。
【０３１９】
特に、「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」で前記ＮｉＦｅＣｒの膜厚を２０Å以上とすると、強磁性結合磁界Ｈinは、０（Ａ／ｍ）に限りなく近い値になるとともに、その値は、負の値になることがわかる。強磁性結合磁界Ｈinが負の値になる場合は、前記固定磁性層からフリー磁性層に磁化を反平行にしようとする結合力が作用する。これは、積層フェリ構造の場合と良く似ている。積層フェリ構造とは、非磁性層の上下に強磁性層を対向させて形成した膜構造であり、非磁性層の膜厚などを適切に調整することで、前記強磁性層間に作用するＲＫＫＹ相互作用による結合磁界によって前記強磁性層の磁化は互いに反平行状態にされる。このとき、大事なことは、前記強磁性層及び非磁性層表面の平滑性であり、前記強磁性層及び非磁性層表面の平滑性が極めて良好でないと、磁化を互いに反平行にさせることはできない。
【０３２０】
このことから、図２４に示す「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果において、強磁性結合磁界Ｈinが０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値であるとともに、そのときの値が負の値であることで、固定磁性層とフリー磁性層間に互いの磁化を反平行にする作用がわずかながら働いていることは、強磁性結合磁界Ｈinが正の値であり、固定磁性層とフリー磁性層間に互いの磁化を同一方向に向けようとする作用が働く場合に比べて、前記固定磁性層及びフリー磁性層の表面がより平滑であることを意味する。
【０３２１】
一方、「Ｔａ／Ｃｒ」の実験結果では、シードレイヤの膜厚が２０Åになると、強磁性結合磁界Ｈinは小さくなり０（Ａ／ｍ）に限りになく小さい数値となるが、そのときの前記強磁性結合磁界Ｈinは正の値であり、「Ｔａ／Ｃｒ」の場合、「Ｔａ／ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」に比べて、シードレイヤ上の各層表面の平滑性は若干劣るものと考えられる。
【０３２２】
なお前記シ-ドレイヤの膜厚は６０Å以下であることが好ましく、これにより確実に、強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定できる。また本発明では、Ｃｒ組成比は、９０ａｔ％以上であれば確実に、強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定することが可能である。
【０３２３】
次に、Ｔａ下地層が形成されていない場合の実験結果について考察する。図２４に示すように、「ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）」の実験結果では、シードレイヤの膜厚を３０Å以上にすることで、強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りになく近い数値に設定できることがわかる。
【０３２４】
一方、「Ｃｒ」の実験結果でもシードレイヤの膜厚を３０Åにすることで、前記強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定できることがわかる。
【０３２５】
なお本発明では、前記シ-ドレイヤの膜厚は６０Å以下であることが好ましく、これにより確実に、強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定できる。またＣｒ組成比は、９０ａｔ％以上であれば確実に、前記強磁性結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に限りなく近い数値に設定することが可能である。
【０３２６】
【発明の効果】
以上詳述したように本発明における交換結合膜では、前記シードレイヤの下には、Ｔａなどの元素で形成された下地層が形成されており、前記シードレイヤは、Ｃｒと元素Ｘ（ただし元素Ｘは、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｙのうち少なくとも１種以上）とを有して形成され、
前記Ｃｒの組成比は８０ａｔ％以上であり、前記シードレイヤの膜厚は２０Å以上で１３０Å以下である。なお前記下地層が敷かれないときは、前記シードレイヤの膜厚は３０Å以上で１３０Å以下であることが好ましい。
【０３２７】
本発明におけるシードレイヤでは、従来のようにＣｒ組成比が４０ａｔ％以下のＮｉＦｅＣｒで形成される場合に比べて、Ｃｒ組成比が非常に高くシードレイヤ表面での濡れ性を飛躍的に向上させることができ、従って前記シードレイヤの上に堆積する反強磁性層などの各層を層状成長させやすく、結晶粒径を従来よりも大きくでき、前記シードレイヤをＣｒ組成比が４０ａｔ％以下のＮｉＦｅＣｒ合金で形成する場合に比べて、強磁性層における一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）及び抵抗変化率をさらに大きくすることができる。
【０３２８】
そして、この一方向性交換バイアス磁界を大きくできることで、適切に前記強磁性層を所定方向にピン止めすることができ、高い熱の発生によっても前記強磁性層の磁化を所定の方向に固定された状態に維持できるとともに、結晶粒径が大きいことにより各層間での結晶粒界に沿った粒界拡散の発生を抑制できるなど、耐エレクトロマイグレーションの向上に代表される通電信頼性の向上を適切に図ることが可能になる。
【０３２９】
また本発明では、前記シードレイヤ表面の濡れ性の飛躍的な向上に加えて、従来に比べて前記シードレイヤ上に形成される各層の表面にうねりが生じるのを抑制することができ、表面の平滑性を適切に向上させることが可能になる。
【０３３０】
そして上記交換結合膜が磁気検出素子として使用される場合では、固定磁性層（強磁性層）とフリー磁性層間の静磁結合（トポロジカルカップリング）による強磁性結合磁界Ｈinを弱くでき、再生波形の非対称性（アシンメトリー）を小さくでき、また鏡面反射層が形成される場合にあっては、前記鏡面反射層の鏡面反射率を向上させて、抵抗変化率の向上を図ることが可能になる。
【０３３１】
また前記シードレイヤがＣｒで形成される場合と比べても、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）及び抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を向上させることができると共に、前記シードレイヤ上に形成される各層表面の平滑性を適切に向上させることが可能である。
【０３３２】
以上のように本発明における交換結合膜及びこの交換結合膜を用いた磁気検出素子によれば、前記シードレイヤの濡れ性を従来に比べて飛躍的に向上させることができると共に、前記シードレイヤ上に形成される各層の表面の平滑性を向上させることができ、従って一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を従来に比べて大きくでき、今後の高記録密度化においても通電信頼性を従来に比べて向上させることが可能であり、さらに再生波形の安定性や抵抗変化率の向上などを適切に図ることが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１実施形態の磁気検出素子（シングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子）の構造を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図２】本発明の第２実施形態の磁気検出素子（シングルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子）の構造を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図３】本発明の第３実施形態の磁気検出素子（デュアルスピンバルブ型磁気抵抗効果素子）の構造を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図４】本発明の第４実施形態の磁気検出素子（ＡＭＲ型磁気抵抗効果素子）の構造を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図５】磁気検出素子を有する薄膜磁気ヘッドの部分断面図、
【図６】Ｔａ膜上に２０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%からなるシードレイヤ（実施例１）を形成した場合の磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真と電子線回折像、
【図７】図６に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図８】Ｔａ膜を敷かないで３０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%からなるシードレイヤ（実施例２）を形成した場合の磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真と電子線回折像、
【図９】図８に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図１０】Ｔａ膜上に３０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%からなるシードレイヤ（実施例３）を形成した場合の磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真と電子線回折像、
【図１１】図１０に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図１２】Ｔａ膜上に３０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%からなるシードレイヤ（実施例３）を形成した場合の磁気検出素子の図１０とは別の透過電子顕微鏡写真と電子線回折像、
【図１３】図１２に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図１４】Ｔａ膜上に３０Åの（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）10at%Ｃｒ90at%からなるシードレイヤ（実施例３）を形成した場合の磁気検出素子の図１０とは別の透過電子顕微鏡写真と電子線回折像、
【図１５】図１４に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図１６】Ｔａ膜上に２０ÅのＣｒからなるシードレイヤ（比較例２）を形成した場合の磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真と、前記シードレイヤの電子線回折像、
【図１７】図１６に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図１８】６０ÅのＣｒからなるシードレイヤ（比較例５）を形成した場合の磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真と、前記シードレイヤの電子線回折像、
【図１９】図１８に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図２０】Ｔａ膜上に５５ÅのＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒは４０ａｔ％）からなるシードレイヤ（従来例１）をＴａ膜上に形成した場合の磁気検出素子の透過電子顕微鏡写真、
【図２１】図２０に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図２２】ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）、あるいはＣｒで形成されたシードレイヤ及びＴａ上に前記ＮｉＦｅＣｒ、あるいはＣｒで形成されたシードレイヤの膜厚と抵抗変化率との関係を示すグラフ、
【図２３】ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）、あるいはＣｒで形成されたシードレイヤ及びＴａ上に前記ＮｉＦｅＣｒ、あるいはＣｒで形成されたシードレイヤの膜厚と固定磁性層の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）との関係を示すグラフ、
【図２４】ＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒ組成比は９０ａｔ％）、あるいはＣｒで形成されたシードレイヤ及びＴａ上に前記ＮｉＦｅＣｒ、あるいはＣｒで形成されたシードレイヤの膜厚と強磁性結合磁界Ｈinとの関係を示すグラフ、
【図２５】従来における磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た部分断面図、
【図２６】図２５に示す磁気検出素子の一部を拡大して層構造を示すための部分模式図、
【図２７】図２６に示す固定磁性層、非磁性材料層及びフリー磁性層の部分を拡大して層構造を示すための部分模式図、
【符号の説明】
１  フリー磁性層
２  非磁性材料層
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（鏡面反射層）
８  電極層
１５  バックド層
１６  鏡面反射層
２２  シードレイヤ
【図１】
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【図２】
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【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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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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