(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、
前記シードレイヤはＣｒで形成され、前記シードレイヤは体心立方構造の結晶質相を主体としており、少なくともある結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面の方向と異なった方向を向いているとともに、前記ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面と、前記別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面は、代表的に｛１１０｝面として表される等価な結晶面であり、
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ており、
前記ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面と、前記別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面の膜厚方向と平行な方向への断面に対して垂直方向からビームを入射して測定された電子線回折像には、同じ等価な結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、この回折斑点とビーム原点とを結んだ各仮想線の膜面法線方向からの傾きの角度のずれが、０度より大きく４５度以内にあり、それら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おり、
前記各仮想線と膜面平行方向とのなす角は５４度以上６７度以下であることを特徴とする交換結合膜。
【請求項２】
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、前記シードレイヤの膜厚は１５Å以上で６０Å以下で形成される請求項１記載の交換結合膜。
【請求項３】
前記シードレイヤの膜厚は、２０Å以上で６０Å以下で形成される請求項２記載の交換結合膜。
【請求項４】
前記シードレイヤの膜厚は、５０Å以上で６０Å以下で形成される請求項２記載の交換結合膜。
【請求項５】
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、前記シードレイヤの膜厚は、２５Å以上で６０Å以下で形成される請求項１記載の交換結合膜。
【請求項６】
前記シードレイヤの膜厚は、３０Å以上で６０Å以下で形成される請求項５記載の交換結合膜。
【請求項７】
前記シードレイヤの膜厚は、５０Å以上で６０Å以下で形成される請求項５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】
前記シードレイヤ上の各層に形成された結晶粒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８のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１０】
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９のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１１】
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、前記シードレイヤに形成された結晶粒界とが、前記反強磁性層と前記シードレイヤ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１１のいずれかに記載の交換結合膜。
【請求項１３】
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１２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１４】
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１２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１５】
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上側の前記固定磁性層と前記下側の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１２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、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１２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】
前記フリー磁性層に接する前記非磁性材料層と反対側には、さらに鏡面反射層が形成されている請求項１３記載の磁気検出素子。
【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１３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１３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１３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１３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１３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れるほか、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】
本発明者らは、上記した問題を解決するには、シードレイヤ１４の反強磁性層３０に接する表面の濡れ性の向上を図ることが重要であると考えた。濡れ性が良いと前記シードレイヤ１４上に反強磁性層３０をスパッタ成膜するとき、前記反強磁性層３０を構成する反強磁性材料の各原子を前記シードレイヤ１４上で凝集しにくくでき、結晶粒径を大きくでき、反強磁性層３０と固定磁性層３１間で発生する交換結合磁界や抵抗変化率を大きくできると考えたのである。
【００１３】
ところで前記濡れ性の向上には、シードレイヤ１４に含まれるＣｒの組成比が多いほど好ましいと思われたが、前記Ｃｒの組成比を多くしすぎるとシードレイヤ１４の結晶構造に、面心立方構造（ｆｃｃ構造）の他に体心立方構造（ｂｃｃ構造）が混在し始めてしまい、また濡れ性も予想したほど向上しないためか、逆に固定磁性層３１と反強磁性層３０間で発生する交換結合磁界が低下してしまい、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、また抵抗変化率の向上を適切に図ることができなかった。
【００１４】
すなわち従来のようにシードレイヤ１４をＮｉＦｅＣｒ合金で形成した場合にあっては、前記Ｃｒの組成比を約４０ａｔ％以下に設定しなければ、通電信頼性や抵抗変化率の低下を余儀なくされた。そして今後の高記録密度化に伴い、さらに高い交換結合磁界を得て通電信頼性や抵抗変化率のさらなる向上を図ることは、前記シードレイヤ１４にＮｉＦｅＣｒ合金を用いては困難であるとわかった。
【００１５】
次に、従来のようにシードレイヤ１４にＮｉＦｅＣｒ合金（Ｃｒ組成比は４０ａｔ％以下）を用いると、反強磁性層３０の表面にうねりを生じ、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１４は、図１３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。なお図１４に示すシードレイヤ１４はＣｒ組成比が約４０ａｔ％とされたＮｉＦｅＣｒ合金で形成されている。
【００１７】
図１４に示すように前記反強磁性層３０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。
【００１８】
このようなうねりが発生すると、図１５（図１４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）による強磁性的な結合（層間結合磁界）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。
【００１９】
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。
【００２０】
本発明者らは、上記したシードレイヤ１４上に形成される各層の表面にうねりが生じる問題は、前記シードレイヤ１４の濡れ性の悪さや結晶配向性などが原因であると考えた。
【００２１】
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、特にシードレイヤをＣｒで形成し結晶配向性などを適切に調整することで、前記シードレイヤの濡れ性を向上させ、シードレイヤにＮｉＦｅＣｒ合金を用いた場合に比べて大きい強磁性層の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができ、また各層表面のうねりを従来よりも小さくでき、通電信頼性や抵抗変化率の向上などを適切に図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を提供することを目的としている。
【００２２】
【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、
前記シードレイヤはＣｒで形成され、前記シードレイヤは体心立方構造の結晶質相を主体としており、少なくともある結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面の方向と異なった方向を向いているとともに、前記ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面と、前記別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面は、代表的に｛１１０｝面として表される等価な結晶面であり、
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ており、
前記ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面と、前記別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での前記結晶面の膜厚方向と平行な方向への断面に対して垂直方向からビームを入射して測定された電子線回折像には、同じ等価な結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、この回折斑点とビーム原点とを結んだ各仮想線の膜面法線方向からの傾きの角度のずれが、０度より大きく４５度以内にあり、それら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おり、
前記各仮想線と膜面平行方向とのなす角は５４度以上６７度以下であることを特徴とするものである。
【００２３】
本発明では従来と異なりシードレイヤはＣｒで形成されている。従来ではシードレイヤをＮｉＦｅＣｒで形成した場合、Ｃｒの組成比を大きくすれば濡れ性の向上を図ることができると思われたが、実際には、前記Ｃｒ組成比を４０ａｔ％以上に大きくすると、逆に反強磁性層と強磁性層間で発生する交換結合磁界は急激に小さくなり、通電信頼性の向上などを適切に図ることができなかった。
【００２４】
一方、本発明のようにシードレイヤをＣｒの単層で形成すると、従来のようにＮｉＦｅＣｒで形成される場合に比べて、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ることがわかった。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。また前記濡れ性の向上は、本発明のように、シードレイヤのある領域に形成された結晶面の方向が、シードレイヤの別の領域に形成された同じ等価な結晶面の方向と異なった方向を向き、膜面と平行な方向への結晶配向性が弱くなっていることも要因の一つではないかと思われる。濡れ性の向上は、シードレイヤを単にＣｒで形成することでは十分でなく、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。
【００２５】
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、結晶粒径を従来よりも大きくでき、前記シードレイヤを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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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、強磁性層（例えば固定磁性層）を所定の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。
【００２９】
ところで本発明では、シードレイヤをＣｒで形成することの他に、前記シードレイヤの結晶配向性を適切に調整している。
【００３０】
本発明では、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向が、前記領域とは別の領域における結晶面の方向と異なった方向を向いている。
【００３１】
本発明では、ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向と異なった方向を向いている。
【００３２】
これはすなわち、ある同じ等価な結晶面が、シードレイヤ上面では膜面と平行な方向に強く優先配向しているのではなく、どこかの結晶粒のシードレイヤ上面では、前記結晶面が前記膜面とは平行な方向に向いておらず、前記シードレイヤ上面での前記結晶面の膜面と平行方向の結晶配向性は弱くなっているのである。
【００３３】
従来においては、前記シードレイヤの｛１１１｝面が膜面と平行な方向に配向していることが好ましいとされた。しかしこのように膜面と平行な方向への結晶配向性が強いことと、従来におけるＮｉＦｅＣｒではさほど濡れ性が良くないことから、その上に反強磁性層を堆積していくときに、前記反強磁性層を構成する原子が、前記シードレイヤの結晶配向性に強い拘束力を受け、前記シードレイヤ表面をより効果的に動くことができず、この結果、前記反強磁性層は、前記シードレイヤ上で適切に均一化されて堆積し難くなり、前記反強磁性層の表面にうねりが生じるものと考えられる。
【００３４】
一方、本発明では、上記したシードレイヤ表面の飛躍的な濡れ性の向上とともに、前記シードレイヤの膜面と平行な方向への結晶配向性は従来に比べて弱く、したがって前記シードレイヤの上に反強磁性層を堆積していくときに、前記反強磁性層を構成する原子は、前記シードレイヤ表面をより効果的に移動することができると共に、この際、前記シードレイヤの結晶配向性が、前記原子の移動を阻害し難く、この結果、前記反強磁性層は、前記シードレイヤ上で適切に均一化されて堆積され、前記反強磁性層の表面の平滑性を従来よりも向上させることが可能になっている。
【００３５】
そして、このよう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ると、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）による強磁性的な結合（層間結合磁界）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。
【００３６】
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り、さらに再生波形の安定性を図ることが可能になる。また結晶粒径の増大により抵抗変化率を従来と同程度、あるいはそれ以上に向上させることが可能である。
【００３７】
また本発明では、前記のある領域と別の領域で測定された電子線回折像には、同じ等価な結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、この回折斑点とビーム原点とを結んだ各仮想線の膜面法線方向からの傾きの角度のずれが、０度より大きく４５度以内にあり、それら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。
【００３８】
上記のように電子線回折像には、ある領域と別の領域で、同じ等価な結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、この回折斑点とビーム原点とを結んだ各仮想線の膜面法線方向からの傾きの角度のずれが、０度より大きく４５度以内にあると、前記シードレイヤ上に形成される反強磁性層はエピタキシャル的な成長をしやすくなるが、本発明では、さらに各結晶面は、前記結晶面に対し垂直方向の結晶軸を中心として回転した状態にあり、その結果、前記結晶面内にある同じ等価な結晶軸の少なくとも一部が、前記結晶面同士で互いに異なる方向を向いているのである。
【００３９】
このような状態にあると、前記シードレイヤ上に形成される反強磁性層と、前記シードレイヤとの界面で、前記反強磁性層を構成する原子と前記シードレイヤを構成する原子とが一対一に対応しない、いわゆる非整合状態になりやすく、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、前記反強磁性層と強磁性層間で大きな交換結合磁界が発生する。
【００４０】
なお本発明では、前記結晶質相は体心立方構造であり、前記結晶面は、代表的に｛１１０｝面として表される等価な結晶面であることが好ましい。
【００４１】
ここで、代表的に{１１０}面として表される等価な結晶面とは、（１１０）面、（１-１０）面、（-１１０）面、（-１-１０）面、（１０１）面、（１０-１）面、（-１０１）面、（-１０-１）面、（０１１）面、（０１-１）面、（０-１１）面、（０-１-１）面を意味する。これら結晶面は、ミラー指数を用いて表した単結晶構造の場合における結晶面（実格子面；すなわち回折図形においては逆格子点）を示している。そしてこれら結晶面のいずれかを示すとき、代表的に｛１１０｝面と表記している。
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
しかも前記下地層があった方がない場合に比べて、所定の大きさの強磁性層の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）及び抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得るときのシードレイヤの膜厚の許容範囲を大きくできることが後述する実験によって確認されている。
【００４５】
前記シードレイヤの下に、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ときには、前記シードレイヤの膜厚は１５Å以上で６０Å以下で形成されることが好ましい。
【００４６】
前記シードレイヤの膜厚が１５Åよりも小さいと膜成長が不十分で密度が疎になって均一な膜厚に成長できないため、濡れ性や平坦化性が発揮できず、前記シードレイヤの上に積層される反強磁性層／強磁性層の結晶配向性、平均結晶粒径が小さく、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）や、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）が小さく、また層間結合磁界Ｈinが大きくなる。
【００４７】
また前記シードレイヤの膜厚が６０Åよりも大きくなると、シードレイヤへの電流の分流が大きくなり抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が急激に低下して好ましくない。
【００４８】
前記シードレイヤの膜厚を１５Å以上で６０Å以下にすれば、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１１．８５×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。またシードレイヤには適切に結晶質相を含めることができる。前記結晶質相は例えば体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【００４９】
次に本発明では、前記シードレイヤの膜厚は、２０Å以上で６０Å以下で形成されることがより好ましい。前記シードレイヤの膜厚を２０Å以上にすることで均一で緻密な膜成長をさせることができ、濡れ性をより適切に向上させることができる。
【００５０】
前記シードレイヤの膜厚を２０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【００５１】
次に本発明では、前記シードレイヤの膜厚は、５０Å以上で６０Å以下で形成されることがさらに好ましい。
【００５２】
前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上にすることで、前記シードレイヤの結晶構造を完全に結晶質相のみで構成でき、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いているものとすることができる。また、前記結晶面どうしは、前記結晶面に対し垂直方向の結晶軸を中心として回転しており、前記結晶面内に存在する、同じ等価な結晶軸の少なくとも一部（例えば、前記結晶面が｛１１０｝面のときは＜００１＞軸）が互いに異なる方向を向いた状態となるようにできる。なお、前記結晶質相の結晶構造は体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【００５３】
上記のように、前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にでき、また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【００５４】
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ないとき、前記シードレイヤの膜厚は、２５Å以上で６０Å以下で形成されることが好ましい。
【００５５】
前記シードレイヤの膜厚が２５Å以下であるとシードレイヤの膜成長が不十分で密度が疎になって均一な膜厚に成長しないため、前記シードレイヤ表面の濡れ性や平坦化性が悪く、また前記シードレイヤ上に形成される反強磁性層／強磁性層の結晶配向性、平均結晶粒径が小さくなり、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）が小さくなり、層間結合磁界Ｈinが大きくなってしまう。
【００５６】
上記のように、前記シードレイヤの膜厚を、２５Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１１．８５×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また膜構成に結晶質相を含ませることができる。結晶質相は例えば体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【００５７】
次に本発明では、前記シードレイヤの膜厚は、３０Å以上で６０Å以下で形成されることがより好ましい。前記シードレイヤの膜厚を３０Å以上にすることで均一で緻密な膜成長をさせることができ、濡れ性をより適切に向上させることができる。
【００５８】
前記シードレイヤの膜厚を３０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【００５９】
次に本発明では、前記シードレイヤの膜厚は、５０Å以上で６０Å以下で形成されることがさらに好ましい。
【００６０】
前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上にすることで、前記シードレイヤの結晶構造を完全に結晶質相のみで構成でき、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いているものとすることができる。また、前記結晶面どうしは、前記結晶面に対し垂直方向の結晶軸を中心として回転しており、前記結晶面内に存在する、同じ等価な結晶軸の少なくとも一部（例えば、前記結晶面が｛１１０｝面のときは＜００１＞軸）が互いに異なる方向を向いた状態となるようにできる。なお、前記結晶質相の結晶構造は体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【００６１】
上記のように、前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にでき、また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【００６２】
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よい。かかる場合、従来に比べて前記強磁性層の表面の平滑性は良好であるから、前記強磁性層に形成された鏡面反射層の鏡面反射率を向上させることができ、磁気検出素子の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の向上を図ることが可能である。
【００６３】
また本発明では、前記シードレイヤ上の各層に形成された結晶粒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い。このように大きな結晶粒が形成されることで、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）の向上とともに、耐熱性や抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を従来と同程度、あるいはそれ以上にすることができる。
【００６４】
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。
【００６５】
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、前記シードレイヤに形成された結晶粒界とが、前記反強磁性層と前記シードレイヤ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。
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
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。
【００７４】
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。
【００７５】
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。
【００７６】
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。
【００７７】
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上側の前記固定磁性層と前記下側の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。
【００７８】
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。
【００７９】
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、前記シードレイヤ上に形成される各層の結晶粒径を、従来シードレイヤとしてＮｉＦｅＣｒを使用していたときよりも大きく形成でき、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*）を従来に比べて大きくすることができ、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。
【００８０】
よって本発明では、今後の高記録密度化においても通電信頼性の向上を図り、また抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を従来と同程度、あるいはそれ以上にすることができる。また従来と同程度の耐熱性を維持することができる。
【００８１】
さらに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）による強磁性的な結合磁界（層間結合磁界）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。
【００８２】
また本発明では、前記フリー磁性層に接する前記非磁性材料層と反対側には、さらに鏡面反射層が形成されていることが好ましく、かかる場合でも、前記鏡面反射層表面の平滑性を向上させることができるから、前記鏡面反射層の鏡面反射率を向上させて、スペキュラー効果による抵抗変化率の向上を図ることができる。
【００８３】
【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。
【００８４】
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。
【００８５】
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。
【００８６】
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。
【００８７】
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。
【００８８】
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。
【００８９】
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。
【００９０】
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。
【００９１】
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。
【００９２】
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。
【００９３】
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。
【００９４】
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。
【００９５】
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。
【００９６】
前記固定磁性層３は、磁性層１１、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。なお、磁性層１３と磁性層２３の磁化方向は同一である。
【００９７】
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。
【００９８】
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。
【００９９】
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、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。
【０１００】
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が、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い。
【０１０１】
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。
【０１０２】
なお前記磁性層１１は例えば１２〜２０Å程度で形成され、中間層１２は８Å程度で形成され、磁性層１３は５〜２０Å程度で形成される。
【０１０３】
また中間層１２は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕなどの非磁性導電材料で形成される。
【０１０４】
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。
【０１０５】
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。
【０１０６】
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。
【０１０７】
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。
【０１０８】
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の膜厚は２０Å以下程度で形成される。
【０１０９】
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。
【０１１０】
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。
【０１１１】
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。
【０１１２】
鏡面反射層７としては、Ｔａの酸化物の他に、Ｆｅ−Ｏ、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。
【０１１３】
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。
【０１１４】
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。
【０１１５】
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。
【０１１６】
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で形成されている。
【０１１７】
しかも本発明では、前記シードレイヤ２２は、少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤ２２のある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いている。例えば、ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向と異なった方向を向いている。
【０１１８】
本発明では、前記シードレイヤ２２がＣｒで形成されており、前記シードレイヤ２２がＮｉＦｅＣｒ合金で形成されていた従来に比べてシードレイヤ表面での表面エネルギーを増大させ界面活性状態にでき、いわゆる濡れ性（ｗｅｔｔａｂｉｌｉｔｙ）を従来に比べて飛躍的に向上させることができる。
【０１１９】
前記シードレイヤ２２表面の濡れ性が向上することで、前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層４を層状成長させやすく、またこのとき、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の結晶粒径を従来に比べて大きく形成できる。
【０１２０】
また上記した濡れ性の向上は、結晶面が全て同じ方向を向いておらず、異なる領域で結晶配向状態が異なっていることも一因ではないかと思われる。
【０１２１】
しかも、上記の結晶配向状態であると、前記シードレイヤ２２の膜面と平行な方向における結晶配向性は弱くなっており、このため前記シードレイヤ２２の上に反強磁性層４を成膜するときに、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表面での結晶配向性の影響を受けにくく、前記シードレイヤ２２上で均一に成膜されやすい。加えて本発明では、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性は極めて優れた状態にあるため、前記シードレイヤ２２表面に飛来した前記原子は、前記シードレイヤ２２上をよりいっそう自由に移動することができ、前記原子は、より効果的に前記シードレイヤ２２上で均一化されて堆積していく。
【０１２２】
また、上記のように本発明におけるシードレイヤ２２の膜面と平行な方向における結晶配向は弱くなっていることから、前記シードレイヤ２２には、前記シードレイヤをＮｉＦｅＣｒ合金で形成した場合に比べて、大きな結晶粒が存在しないと考えられる。
【０１２３】
前記シードレイヤ２２に大きな結晶粒が存在すると、その上に堆積する反強磁性層４は、形成される結晶粒界の部分の成膜粒子の斜め入射によるシャドウ効果の影響を受けて粒界段差が助長され、これによって前記反強磁性層４の表面のうねりは大きくなるが、本発明では、弱い結晶配向によって前記シードレイヤ２２に大きな結晶粒が存在しないことから、上記した反強磁性層４の結晶粒界部分での粒界段差は生じ難い。
【０１２４】
この結果、前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層４の表面には、従来のようなうねりは発生しにくく、前記反強磁性層４表面の平滑性を適切に向上させることが可能になっている。
【０１２５】
以上のように本発明では前記シードレイヤ２２をＣｒで形成し、しかも前記シードレイヤ２２が少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いているので、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を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２２上の各層の平滑性を向上させることができる。
【０１２６】
濡れ性の向上によって本発明では、固定磁性層３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。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。
【０１２７】
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。
【０１２８】
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。
【０１２９】
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の磁化を所定の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。
【０１３０】
上記した一方向性交換バイアス磁界が大きくなるのは、シードレイヤ２２表面の極めて良好な濡れ性によって、前記シードレイヤ２２上に形成される各層の膜面と平行な方向における結晶粒径を大きくでき、反強磁性層４の結晶磁気異方性ＫAFを大きくできた結果、ブロッキング温度を高くできたことなどが原因であると考えられる。
【０１３１】
また本発明では、前記各層の膜面と平行な方向における結晶粒径を従来よりも大きくできるため、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）なども従来における磁気検出素子と同程度、あるいはそれ以上得ることが可能になっている。
【０１３２】
さらに本発明では、シードレイヤ２２上に形成される各層の表面の平滑性を従来よりも向上させることができることで、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）による強磁性的な結合磁界（層間結合磁界）Ｈinを小さくでき、再生波形の非対称性（アシンメトリー）を小さくでき、再生特性の向上を図ることができる。後述する実験によれば、前記層間結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に近い数値にすることができる。
【０１３３】
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。
【０１３４】
次に本発明におけるシードレイヤ２２の膜厚について説明する。前記シードレイヤ２２の下に、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６が形成されているときは、前記シードレイヤ２２の膜厚は１５Å以上で６０Å以下で形成されることが好ましい。
【０１３５】
前記シードレイヤ２２の膜厚が１５Åよりも小さいと膜成長が不十分で密度が疎になって均一な膜厚に成長できないため、濡れ性や平坦化性が発揮できず、前記シードレイヤ２２の上に積層される反強磁性層／強磁性層の結晶配向性、平均結晶粒径が小さく、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）や、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）が小さく、また層間結合磁界Ｈinが大きくなる。
【０１３６】
また前記シードレイヤ２２の膜厚が６０Åよりも大きくなると、前記シードレイヤ２２への電流の分流が大きくなり抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が急激に低下して好ましくない。
【０１３７】
前記シードレイヤ２２の膜厚を１５Å以上で６０Å以下にすれば、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１１．８５×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また前記シードレイヤ２２には適切に結晶質相を含めることができる。前記結晶質相は例えば体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【０１３８】
また、前記シードレイヤ２２の下に前記下地層６が形成されるとき、前記シードレイヤ２２の膜厚は、２０Å以上で６０Å以下で形成されることがより好ましい。前記シードレイヤ２２の膜厚を２０Å以上にすることで均一で緻密な膜成長をさせることができ、濡れ性をより適切に向上させることができる。
【０１３９】
前記シードレイヤ２２の膜厚を２０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【０１４０】
次に、前記シードレイヤ２２の下に前記下地層６が形成されるとき、前記シードレイヤ２２の膜厚は、５０Å以上で６０Å以下で形成されることがさらに好ましい。
【０１４１】
前記シードレイヤ２２の膜厚を５０Å以上にすることで、前記シードレイヤの結晶構造を完全に結晶質相のみで構成でき、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いているものとすることができる。また、前記結晶面どうしは、前記結晶面に対し垂直方向の結晶軸を中心として回転しており、前記結晶面内に存在する、同じ等価な結晶軸の少なくとも一部（例えば、前記結晶面が｛１１０｝面のときは＜００１＞軸）が互いに異なる方向を向いた状態となるようにできる。なお、前記結晶質相の結晶構造は体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【０１４２】
後述する実験においても、前記シードレイヤ２２の膜厚を５０Å以上にすることで、固定磁性層３とフリー磁性層１間で発生する層間結合磁界Ｈinをより適切に０（Ａ／ｍ）に近い値にすることができ、このことからも前記シードレイヤ２２の膜厚を５０Å以上にすることで上記した結晶配向状態を適切に得ることができ、前記シードレイヤ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るとわかる。
【０１４３】
上記のように、前記シードレイヤ２２の膜厚を５０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にでき、また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【０１４４】
また、前記シードレイヤ２２の下に、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６が形成されないときには、前記シードレイヤ２２の膜厚は、２５Å以上で６０Å以下で形成されることが好ましい。
【０１４５】
前記シードレイヤ２２の膜厚が２５Å以下であると前記シードレイヤ２２の膜成長が不十分で密度が疎になって均一な膜厚に成長しないため、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性や平坦化性が悪く、また前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層／強磁性層の結晶配向性、平均結晶粒径が小さくなり、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）も小さくなり、層間結合磁界Ｈinが大きくなってしまう。
【０１４６】
上記のように、前記シードレイヤ２２の下に前記下地層６が形成されないとき、前記シードレイヤ２２の膜厚を、２５Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１１．８５×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また膜構成に結晶質相を含ませることができる。結晶質相は例えば体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【０１４７】
次に、前記シードレイヤ２２の下に前記下地層６が形成されないとき、前記シードレイヤ２２の膜厚は、３０Å以上で６０Å以下で形成されることがより好ましい。前記シードレイヤ２２の膜厚を３０Å以上にすることで均一で緻密な膜成長をさせることができ、濡れ性をより適切に向上させることができる。
【０１４８】
前記シードレイヤの膜厚を３０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【０１４９】
また、前記シードレイヤ２２の下に前記下地層６が形成されるとき、前記シードレイヤの膜厚は、５０Å以上で６０Å以下で形成されることがさらに好ましい。
【０１５０】
前記シードレイヤ２２の膜厚を５０Å以上にすることで、前記シードレイヤ２２を完全に結晶質相のみで構成することができ、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いているものとすることができる。また、前記結晶面どうしは、前記結晶面に対し垂直方向の結晶軸を中心として回転しており、前記結晶面内に存在する、同じ等価な結晶軸の少なくとも一部（例えば、前記結晶面が｛１１０｝面のときは＜００１＞軸）が互いに異なる方向を向いた状態となるようにできる。なお、前記結晶質相の結晶構造は体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【０１５１】
上記のように、前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にでき、また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【０１５２】
前記下地層６はそれ自体、比較的濡れ性が良い。このため前記下地層６上にシードレイヤ２２を形成すると、前記シードレイヤ２２を構成するＣｒ原子は、前記下地層６上でより均一化されて堆積されていき、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でき、かかる場合、前記シードレイヤ２２の膜厚は薄くても、具体的には１５Å程度にまで薄くても前記シードレイヤ２２の濡れ性を適切に向上させることができ、上記した好ましい数値の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）、および層間結合磁界Ｈinを得ることができる。
【０１５３】
しかしながら、前記下地層６をシードレイヤ２２の下に敷かない場合には、上記した下地層６を敷いたことによる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の膜厚が薄すぎると、適切に均一化されないで堆積した前記シードレイヤ２２表面の濡れ性はさほど良くなく、大きな一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）等を得ることができない。そのため前記下地層６を敷かずに前記シードレイヤ２２表面の濡れ性を適切に向上させるには、前記シードレイヤ２２の膜厚を厚く形成することが効果的であり、後述する実験によれば、下地層６が無い場合に、前記シードレイヤ２２を２５Å以上にすることで、約１１．８５×１０4（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、９％以上の抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができることがわかった。従って上記したように、前記シードレイヤ２２の下に下地層６を設けない場合、前記シードレイヤ２２の膜厚を２５Å以上にすることが好ましい。
【０１５４】
なお上記した膜厚の設定だけでなく、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を上記した結晶配向状態にする上で重要な要素である。
【０１５５】
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。これによって、前記シードレイヤ２２が少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いているもの、例えば、ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向と異なった方向を向いているものとできる。
【０１５６】
次に前記シードレイヤ２２の結晶配向性についてさらに詳しく説明する。本発明では、上記のように前記シードレイヤ２２が少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いている点に特徴がある。
【０１５７】
前記結晶面は、例えば代表的に｛１１０｝面として表される等価な結晶面である。ここで、代表的に{１１０}面として表される等価な結晶面とは、（１１０）面、（１-１０）面、（-１１０）面、（-１-１０）面、（１０１）面、（１０-１）面、（-１０１）面、（-１０-１）面、（０１１）面、（０１-１）面、（０-１１）面、（０-１-１）面を意味する。これら結晶面は、ミラー指数を用いて表した単結晶構造の場合における結晶面（実格子面；すなわち回折図形においては逆格子点）を示している。そしてこれら結晶面のいずれかを示すとき、代表的に｛１１０｝面と表記している。
【０１５８】
そして後述する電子顕微鏡写真（ＴＥＭ写真）から、シードレイヤ２２のある領域における{１１０}面の方向は、前記領域とは別の領域における前記｛１１０｝面の方向と異なっていることを見て取ることができる。
【０１５９】
また前記シードレイヤ２２に現れた前記｛１１０｝面を全体的に見ると、前記｛１１０｝面は、膜面と平行方向に近くなるように配向しているが、この配向度は、従来、ＮｉＦｅＣｒ合金をシードレイヤとして使用したときの｛１１１｝配向度に比べて弱い。
【０１６０】
従来では、ＮｉＦｅＣｒ合金で形成されたシードレイヤの｛１１１｝配向度を高めることが重要視されていた。一方、本発明はこれとは逆で、｛１１０｝面の配向度が高くならないようにしている。そして本発明では、Ｃｒで形成されたシードレイヤ２２の極めて高い濡れ性とともに、前記結晶配向度を弱める作用との相乗効果によって、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従来よりも向上させることに成功したのである。
【０１６１】
次に本発明では、シードレイヤ２２の前記のある領域と別の領域で測定された電子線回折像には、同じ等価な結晶面を表す逆格子点に対応した回折斑点が現れており、この回折斑点とビーム原点とを結んだ各仮想線の膜面法線方向からの傾きの角度のずれが、０度から４５度以内にあり、それら結晶面内に存在する、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ことが好ましい。
【０１６２】
前記結晶面は、例えば（１１０）面だとして、電子線回折像における前記（１１０）面を表す逆格子点に対応した回折斑点をビーム原点と結び、それによってできた仮想線の膜面法線方向からの傾斜角を、前記シードレイヤのある領域と、前記領域とは別の領域、例えばある結晶粒のシードレイヤ上面と別の結晶粒のシードレイヤ上面、に現れた前記（１１０）面に対して測定したときに、それら仮想線の傾斜角のずれが、０度から４５度以内であるとき、これら（１１０）面は互いにほぼ同じ方向を向いていることが電子顕微鏡写真からも見て取ることができる。なお前記仮想線の角度のずれが０度であれば、これは前記（１１０）面の方向が各結晶粒界間で完全に一致した状態である。
【０１６３】
ところでこのように各結晶面を、電子線回折像から測定したときに、前記仮想線の角度のずれが０度以上で４５度以下であるとき、各（１１０）面の方向はさほど異なることがなく、その上に形成される反強磁性層４はエピタキシャル的な成長をしやすいものと考えられる。エピタキシャル成長をすると、シードレイヤ２２と反強磁性層４との界面では、原子どうしが一対一に対応する整合状態になりやすいと考えられる。ところが、本発明では、前記シードレイヤのある領域と、前記領域とは別の領域、例えばある結晶粒のシードレイヤ上面と別の結晶粒のシードレイヤ上面の結晶面がほぼ同じ方向を向いていても、前記結晶面どうしは、前記結晶面に対し垂直方向の結晶軸を中心として回転しており、前記結晶面内に存在する、同じ等価な結晶軸の少なくとも一部（例えば、前記結晶面が｛１１０｝面のときは＜００１＞軸）が互いに異なる方向を向いた状態にある。
【０１６４】
このような状態であると、前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層４を構成する原子と、前記シードレイヤ２２を構成する原子とが、界面で一対一に対応しない状態、いわゆる非整合状態となりやすい。
【０１６５】
そして前記シードレイヤ２２と反強磁性層４とが界面で非整合状態であると、前記反強磁性層４は適切に不規則格子（面心立方格子）から規則格子（面心正方格子）に変態しており、前記反強磁性層４と固定磁性層３間で大きな交換結合磁界を発揮し得るのである。
【０１６６】
なお本発明では、前記シードレイヤ２２上に形成される各層に形成された結晶粒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い。後述する実験によれば、シードレイヤ２２がＣｒで形成された実施例では、前記平均結晶粒径を２００Å以上にできることが確認されている。
【０１６７】
これにより耐エレクトロマイグレーションの向上を図ることができ通電信頼性を向上させることができるとともに、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）や耐熱性などを従来と同程度、あるいはそれ以上にすることが可能である。
【０１６８】
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。
【０１６９】
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。
【０１７０】
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。
【０１７１】
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から規則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。
【０１７２】
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、上記した本発明における前記シードレイヤ２２の結晶配向性が重要である。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。
【０１７３】
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。
【０１７４】
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。
【０１７５】
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。
【０１７６】
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。
【０１７７】
ところで後述する電子顕微鏡写真でシードレイヤ上の結晶配向を調べたところ、シードレイヤ２２の結晶配向（（０−１１）面の配向）と、反強磁性層４よりも上の各層（固定磁性層３、非磁性材料層２、フリー磁性層１など）の結晶配向（（１１１）面の配向）とが、膜厚方向にて一致していることがわかったのである。
【０１７８】
これは、おそらく成膜段階において、シードレイヤ２２上に成膜される反強磁性層４、固定磁性層３、非磁性材料層２、フリー磁性層１などは、前記シードレイヤ２２の結晶配向に倣って成膜されたのであるが、前記シードレイヤ２２と反強磁性層４との界面、および前記反強磁性層４と固定磁性層３との界面では、適切に非整合状態となっているため、熱処理を施すと、前記反強磁性層４は不規則格子から規則格子に適切に変態する。そしてこのとき前記反強磁性層４の結晶配向も変わるため、熱処理後における前記反強磁性層４の結晶配向と、前記シードレイヤ２２の結晶配向とは異なるものとなるが、前記反強磁性層４よりも上の各層の結晶配向は、熱処理によってもそのまま保たれるため、前記シードレイヤ２２の結晶配向と、前記反強磁性層４よりも上の各層の結晶配向とが膜厚方向でほぼ一致した状態にあるものと考えられる。
【０１７９】
次に前記シードレイヤ２２の結晶構造であるが、本発明では体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。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。
【０１８０】
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。
【０１８１】
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。
【０１８２】
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部分断面図である。
【０１８３】
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。
【０１８４】
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。
【０１８５】
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。
【０１８６】
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。
【０１８７】
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。
【０１８８】
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。
【０１８９】
この実施形態においても前記シードレイヤ２２は、Ｃｒで形成され、前記シードレイヤ２２は少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤ２２のある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いている。例えば、ある結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向と異なった方向を向いている。
【０１９０】
本発明では、上記の結晶配向状態を有するＣｒ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上の各層の結晶粒径を大きくでき、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。
【０１９１】
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）による強磁性的な結合磁界（層間結合磁界）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。
【０１９２】
なお前記シードレイヤ２２の膜厚などについては図１と同じであるので、そちらを参照されたい。
【０１９３】
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。
【０１９４】
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。
【０１９５】
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。
【０１９６】
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。
【０１９７】
この実施形態においても前記シードレイヤ２２は、Ｃｒで形成され、前記シードレイヤ２２は少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤ２２のある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いている。例えば、ある結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向と異なった方向を向いている。
【０１９８】
本発明では、上記の結晶配向状態を有するＣｒ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高めることができ、前記シードレイヤ２２上の各層の結晶粒径を従来よりも大きくでき、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*）を大きくできると共に、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。また抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を従来と同程度、あるいはそれ以上得ることができる。
【０１９９】
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）による強磁性的な結合磁界（層間結合磁界）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。
【０２００】
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。
【０２０１】
なお前記シードレイヤ２２の膜厚等に関しては図１と同じであるので、そちらを参照されたい。
【０２０２】
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。
【０２０３】
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。
【０２０４】
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。
【０２０５】
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。
【０２０６】
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。
【０２０７】
この実施形態においても前記シードレイヤ２２は、Ｃｒで形成され、前記シードレイヤ２２は少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤ２２のある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いている。例えば、ある結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向と異なった方向を向いている。
【０２０８】
本発明では、上記の結晶配向状態を有するＣｒ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高めることができ、前記シードレイヤ２２上の各層の結晶粒径を従来よりも大きくすることができ、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*）を増大させ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。
【０２０９】
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）による強磁性的な結合磁界（層間結合磁界）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。
【０２１０】
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。
【０２１１】
なお前記シードレイヤ２２の膜厚等に関しては図１と同じであるのでそちらを参照されたい。
【０２１２】
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。
【０２１３】
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。
【０２１４】
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。
【０２１５】
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の反強磁性層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。
【０２１６】
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。
【０２１７】
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。
【０２１８】
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。
【０２１９】
前記シードレイヤ２２をスパッタ成膜するときは、Ｃｒで形成されたターゲットを使用する。
【０２２０】
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２５の温度を２０〜１００℃とし、また基板２５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。
【０２２１】
また本発明では、前記シードレイヤ２２を１５Å以上で６０Å以下の膜厚で形成する。この膜厚と上記した成膜条件によって前記シードレイヤ２２に形成された、前記シードレイヤ２２のある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とを異ならせることができる。例えば、ある結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向と異なった方向を向かせることができる。
【０２２２】
前記シードレイヤ２２の膜厚が１５Åよりも小さいと膜成長が不十分で密度が疎になって均一な膜厚に成長できないため、濡れ性や平坦化性が発揮できず、前記シードレイヤの上に積層される反強磁性層／強磁性層の結晶配向性、平均結晶粒径が小さく、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）や、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）が小さく、また層間結合磁界Ｈinが大きくなる。
【０２２３】
また前記シードレイヤ２２の膜厚が６０Åよりも大きくなると、前記シードレイヤ２２への電流の分流が大きくなり抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が急激に低下して好ましくない。
【０２２４】
前記シードレイヤ２２の膜厚を１５Å以上で６０Å以下にすれば、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１１．８５×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また前記シードレイヤ２２には適切に結晶質相を含めることができる。前記結晶質相は例えば体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【０２２５】
また、前記シードレイヤ２２の下に前記下地層６が形成されるとき、前記シードレイヤ２２の膜厚は、２０Å以上で６０Å以下で形成されることがより好ましい。前記シードレイヤ２２の膜厚を２０Å以上にすることで均一で緻密な膜成長をさせることができ、濡れ性をより適切に向上させることができる。
【０２２６】
前記シードレイヤ２２の膜厚を２０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にできる。また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【０２２７】
次に、前記シードレイヤ２２の下に前記下地層６が形成されるとき、前記シードレイヤ２２の膜厚は、５０Å以上で６０Å以下で形成されることがさらに好ましい。
【０２２８】
前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上にすることで、前記シードレイヤの結晶構造を完全に結晶質相のみで構成でき、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いているものとすることができる。また、異なった方向を向いている前記結晶面は、それぞれの前記結晶面に対する垂直方向の結晶軸を中心として回転しており、前記結晶面内に存在する、同じ等価な結晶軸の少なくとも一部（例えば、前記結晶面が｛１１０｝面のときは＜００１＞軸）が互いに異なる方向を向いた状態となるようにできる。なお、前記結晶質相の結晶構造は体心立方構造（ｂｃｃ構造）である。
【０２２９】
上記のように、前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上で６０Å以下にすることで、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を９％以上にでき、また一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１５．８×１０4（Ａ／ｍ）以上にでき、また層間結合磁界Ｈinを限りなく０（Ａ／ｍ）に近づけることができる。
【０２３０】
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。
【０２３１】
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。
【０２３２】
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。
【０２３３】
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。
【０２３４】
本発明では上記したように、前記シードレイヤ２２は、Ｃｒで形成されて少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤ２２のある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いている。例えば、ある結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ２２上面での結晶面の方向と異なった方向を向いている。
【０２３５】
従って、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間で作用する層間結合磁界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。
【０２３６】
【実施例】
本発明では、Ｃｒで形成されたシードレイヤを用いた実施例、およびＮｉＦｅＣｒで形成されたシードレイヤを用いた比較例を用い、シードレイヤの膜構造や前記シードレイヤ上に形成される反強磁性層の結晶状態などを調べた。
【０２３７】
実施例の膜構成は下から、
Ｓｉ基板／アルミナ（１０００）／シードレイヤ：Ｃｒ（６０）／反強磁性層：Ｐｔ50at%Ｍｎ50at%（１２０）／固定磁性層：［Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（１６）／Ｒｕ（９）／Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（２２）］／非磁性材料層：Ｃｕ（２１）／フリー磁性層：［Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（１０）／Ｎｉ80at%Ｆｅ20at%（１８）］／バックド層：Ｃｕ（１０）／保護層：Ｔａ（３０）であった。なお括弧書きは膜厚を示しており、単位はオングストロームである。
【０２３８】
各膜をスパッタ成膜した後、約８００ｋ（Ａ／ｍ）の磁場中で、２９０℃で約４時間の熱処理を施した。
【０２３９】
次に比較例の膜構成は下から、
Ｓｉ基板／アルミナ（１０００）／下地層：Ｔａ（３２）／シードレイヤ：（Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2）60at%Ｃｒ40at%／反強磁性層：Ｐｔ50at%Ｍｎ50at%（２００）／固定磁性層：[Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（１５）／Ｒｕ（９）／Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（２２）]／非磁性材料層：Ｃｕ（２１）／フリー磁性層：[Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（１０）／Ｎｉ80at%Ｆｅ20at%（３２）]／バックド層：Ｃｕ（１７）／保護層：Ｔａ（２０）であった。なお括弧書きは膜厚を示しており、単位はオングストロームである。
【０２４０】
各層をスパッタ成膜した後、約８００ｋ（Ａ／ｍ）の磁場中で、２９０℃で約４時間の熱処理を施した。
【０２４１】
図６は、上記した実施例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。
【０２４２】
図６、７に示すように、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。
【０２４３】
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概ね２００Å程度に大きく成長していることがわかった。
【０２４４】
また図６、７に示すように、前記反強磁性層に形成された結晶粒界と、その上に形成された固定磁性層などに形成された結晶粒界は、界面で不連続になっていることがわかる。
【０２４５】
同様に、シードレイヤに形成された結晶粒界と、前記反強磁性層に形成された結晶粒界も界面で不連続となっていることがわかる。
【０２４６】
また前記反強磁性層には双晶が形成されており、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わかる。
【０２４７】
ところで前記シードレイヤには、図６、７に示すように、複数の結晶粒界が形成されている。
【０２４８】
図７に示すように、（１）の結晶粒に現れる（０−１１）面は、膜面と平行な方向に対し右肩上りに傾斜した方向を向いていることがわかる。ここで（０−１１）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結晶面（実格子面：すなわち回折図形においては逆格子点）である。
【０２４９】
一方、（２）（３）の結晶粒に現れる（０−１１）面も、（１）の（０−１１）面とほぼ同じ方向を向いていることがわかる。ただし厳密には、後で電子線回折像を参照して説明するように、完全に方向が一致しているわけではなく、若干、方向が異なっている。
【０２５０】
これに対し（６）の結晶粒に現れる（０−１１）面は、前記（１）（２）（３）の（０−１１）面よりも、明らかに膜面と平行な方向に、より近づいた方向に向いている。すなわち（６）の結晶粒の（０−１１）面の膜面と平行方向に対する結晶配向度と、（１）（２）（３）の（０−１１）面の結晶配向度とは異なっている。
【０２５１】
（４）（５）の結晶粒に現れる（０−１１）面は、（１）（２）（３）の結晶粒に現れる（０−１１）面の方向とほぼ同じ方向を向いていることがわかった。
【０２５２】
また（７）の結晶粒に現れる（０−１１）面は、（１）ないし（６）の結晶粒界間に現れる（０−１１）面と異なり、膜面と平行な方向に対し左肩上りに傾斜した方向を向いており、前記（７）の（０−１１）面の膜面と平行方向に対する結晶配向度は、（１）ないし（６）の（０−１１）面の結晶配向度と全く異なっていることがわかる。
【０２５３】
すなわちこのように、本発明におけるシードレイヤは、少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いている。
【０２５４】
そして、ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向と異なった方向を向いているのである。
【０２５５】
次に、（１）（２）及び（３）の結晶粒に現れる（０−１１）面が如何なる状態であるかを、電子線回折像から調べるべく、（１）のＣの位置、（２）のＡの位置、（３）のＢの位置の電子線回折像を、それぞれ取ってみると以下のことがわかった。Ａ、Ｂ、Ｃの位置における電子線回折像は、図６の電子顕微鏡写真の下に添付されている。
【０２５６】
図６を見てわかるように、Ａ、Ｂ及びＣの３つの電子線回折像には複数の回折斑点が現れている。この回折斑点の位置から（０−１１）面の面方向を調べることができる。
【０２５７】
図７に示すように前記回折像に現れたビーム原点と、（０−１１）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（前記（０−１１）面の垂直方向の結晶軸となる［０−１１]方向を示す）は、Ａ、Ｂ、Ｃのそれぞれの位置で、若干、ずれていることがわかった。
【０２５８】
Ａ点での仮想線は、膜面と平行な方向から約６４度傾いており、Ｂ点での仮想線は、膜面と平行な方向から約６７度傾いており、Ｃ点での仮想線は、膜面と平行な方向から約５４度傾いていた。従って、前記仮想線と膜面法線とがなす角は４５度以下である。
【０２５９】
Ａ、Ｂ、Ｃでの位置における前記仮想線の角度のずれは、最大で概ね１５度以内である。なお角度のずれが０度であるときは、（０−１１）面の方向はそれぞれの位置において同じ方向を向いていることを意味する。ただし、前記仮想線の角度のずれが１５度以内であれば、（１）（２）（３）の粒界間の電子顕微鏡写真を見てわかるように、各粒界間に現れた（０−１１）面の方向はさほど変わらず、ほぼ同じ方向を向いていることがわかる。
【０２６０】
次に、図６、７のＡＢＣの位置における電子線回折像を見ると、それぞれの回折像には、（０−１１）面を示す回折斑点以外に、別の回折斑点も見えており、この別の回折斑点が現れる位置は、各回折像で大きく異なっていることがわかる。
【０２６１】
図Ｃでは、回析図形が四回対称（正方形的）となっていることから（０−１０）面内にある［１００］方向がピームの方向と平行に位置していることがわかる。一方、図Ａでは正方形の枠がくずれているため図Ｃとは異なる方位、すなわち［０−１１］軸を軸としてねじれた方位となっている。また、図Ｂでは［０−１１］方向に存在する回析斑点以外は、図Ａ及び図Ｃと全く様相が異なっており、図Ａとも図Ｃとも異なる方位（［０−１１］軸を軸としてねじれた方位）となっていることがわかる。
【０２６２】
これは、すなわちＡＢＣの位置での（０−１１）面はほぼ同じ方向に向いているが、それぞれの（０−１１）面は、前記（０−１１）面に垂直な［０−１１]方向を軸として異なる回転角で回転した状態にあり、［０−１１]面以外の結晶面を示す回折斑点がそれぞれの電子線回折像に現れていることを示しているのである。
【０２６３】
この実験結果から次のことを導き出すことができる。すなわちシードレイヤには同じ等価な結晶面が、少なくとも２つの結晶粒においてほぼ同じ方向を向き、それらの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ということである。
【０２６４】
このように等価な結晶面が、結晶粒間で回転した（ねじれた）状態にあると、前記シードレイヤ上に形成される反強磁性層を構成する原子と、前記シードレイヤを構成するＣｒ原子とが界面で一対一に対応しない、いわゆる非整合状態になっており、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適切に変態し、前記反強磁性層と固定磁性層間で大きな交換結合磁界を発揮し得るのである。
【０２６５】
次に、図６、７に示すように、シードレイヤに形成された｛１１０｝面の方向と、前記反強磁性層よりも上側に形成された固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層などの各層の｛１１１｝面の方向とが、膜厚方向においてほぼ一致していることがわかった。
【０２６６】
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｝面の方向は、前記シードレイヤの｛１１０｝面の方向とほぼ一致していたものと考えられる。
【０２６７】
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。
【０２６８】
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｝面の方向は、前記シードレイヤの｛１１０｝面の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。
【０２６９】
図７に示されるように、前記固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層などに形成された粒界（８）に現れた（１１１）面は角度のずれがなく平行である。また、粒界（８）は、シードレイヤの粒界（１）（２）（３）（４）（５）をまたいで一つの大きな結晶粒として成長していることが分かる。このことからも、前記シードレイヤと前記反強磁性層が非整合状態で成長したことが推測される。
【０２７０】
このように、前記シードレイヤに形成された結晶方位がねじれた関係にある複数の結晶をまたいで、前記シードレイヤの上層に大きな結晶が成長するのは、前記シードレイヤの濡れ性が良好であることが大きな要因であると考えられる。
【０２７１】
前記シードレイヤに形成された、粒界とは無関係に前記シードレイヤの上層が成長することにより、前記固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層などに粒界段差が形成されることが抑えられ、これら各層が平滑な状態で成長するものと考えられる。
【０２７２】
なお図６では前記シードレイヤを６０Åの厚い膜厚で形成した。図６に示すように前記シードレイヤの部分には、全体的に格子縞が見えており、前記シードレイヤは、ほぼ結晶質相のみで形成されているものと考えられる。また前記結晶質相は体心立方構造（ｂｃｃ構造）であった。
【０２７３】
図８は、上記した比較例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。
【０２７４】
図８、９に示すように、ＮｉＦｅＣｒ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、図６、７の実施例に比べてうねりが激しく、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８、９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。
【０２７５】
以上のように、図６、７の実施例と図８、９の比較例とを対比してみると、実施例の方が比較例に比べて、反強磁性層、およびその上に形成される固定磁性層等の各層の表面は平滑性に優れていることがわかった。
【０２７６】
また、実施例では、Ｃｒで形成されたシードレイヤには、ある結晶粒に現れる結晶面の方向が、別の結晶粒に現れる結晶面と異なった方向を向いていることがわかり、結晶配向状態が図８、９に示す比較例と異なることがわかった。すなわち、ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向と異なった方向を向いており、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いていることがわかった。
【０２７７】
次に、上記した実施例（以下では実施例２という）、比較例（以下では、比較例１という）の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）、層間結合磁界Ｈin、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）、平均結晶粒径などをまとめた表を以下に示す。
【０２７８】
また実施例１及び比較例２として、以下に示す膜構成で形成された磁気検出素子の実験結果についても表に載せた。
【０２７９】
実施例１の膜構成は下から、
Ｓｉ基板／アルミナ（１０００）／下地層：Ｔａ（３２）／シードレイヤ：Ｃｒ（６０）／反強磁性層：Ｐｔ50at%Ｍｎ50at%（１２０）／固定磁性層：［Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（１６）／Ｒｕ（９）／Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（２２）］／非磁性材料層：Ｃｕ（２１）／フリー磁性層：［Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（１０）／Ｎｉ80at%Ｆｅ20at%（１８）］／バックド層：Ｃｕ（１０）／保護層：Ｔａ（３０）であった。なお括弧書きは膜厚を示しており、単位はオングストロームである。
【０２８０】
各膜をスパッタ成膜した後、約８００ｋ（Ａ／ｍ）の磁場中で、２９０℃で約４時間の熱処理を施した。
【０２８１】
比較例２の磁気検出素子の膜構成は、下から、
Ｓｉ基板／アルミナ（１０００）／下地層：Ｔａ（３２）／反強磁性層：Ｐｔ50at%Ｍｎ50at%（１２０）／固定磁性層：[Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（１５）／Ｒｕ（９）／Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（２２）]／非磁性材料層：Ｃｕ（２１）／フリー磁性層：[Ｃｏ90at%Ｆｅ10at%（１０）／Ｎｉ80at%Ｆｅ20at%（３２）]／バックド層：Ｃｕ（１７）／保護層：Ｔａ（２０）であった。なお括弧書きは膜厚を示しており、単位はオングストロームである。
【０２８２】
各層をスパッタ成膜した後、約８００ｋ（Ａ／ｍ）の磁場中で２９０℃で約４時間の熱処理を施した。
【０２８３】
上記膜構成に示すように、実施例１には、下地層の上にシードレイヤが形成されている。また比較例２には下地層はあるが、シードレイヤが形成されていない。
【０２８４】
【表１】
0004198900.tif 000002
【０２８５】
表１に示すように、実施例１、２では、前記シードレイヤの結晶構造は、体心立方構造（ｂｃｃ構造）を主体としていることがわかった。一方比較例１のシードレイヤの結晶構造は、面心立方構造（ｆｃｃ構造）であった。
【０２８６】
次に一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）は、実施例１、２の方が、比較例１、２に比べて高くなっていることがわかる。これは、実施例では、シードレイヤとしてＣｒを用いたことで、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可能になり、前記シードレイヤ上に形成される各層の結晶粒径を大きくできたことが原因であると思われる。
【０２８７】
次に抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）であるが、比較例１が最も高くなっているが、実施例１，２においても抵抗変化率は９〜１０％程度確保でき、今後の高記録密度化において、この程度の抵抗変化率を確保できれば問題はないと考えられる。
【０２８８】
なお実施例１，２において、大きな抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）を得ることができる理由は、シードレイヤ上に形成される各層の結晶粒径が大きいことが一つの要因であると思われる。表の最も右の欄に記載された膜面方向における平均結晶粒径は、実施例１が２１１（Å）、実施例２が２０２（Å）であり、この結晶粒径の大きさは、比較例１よりも大きいことがわかる。この実験結果から本発明では、前記平均結晶粒径の大きさは２００Å以上を好ましいとした。
【０２８９】
次に層間結合磁界Ｈinについて説明する。層間結合磁界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の強磁性的な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。
【０２９０】
そして、前記層間結合磁界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。
【０２９１】
そこで表１を見てみると、実施例１、２では、比較例１、２に比べて、層間結合磁界Ｈinが小さいことがわかる。
【０２９２】
このように実施例１，２において前記層間結合磁界Ｈinを小さくできるのは、図６ないし図９で説明したように、実施例の方が比較例に比べてシードレイヤ上に形成される各層の表面にうねりが少なく、平滑性が良好であることに起因するものであると考えられる。
【０２９３】
次に、Ｃｒで形成されたシードレイヤを用いて以下の膜構成からなる磁気検出素子を形成し、固定磁性層における一方向性交換バイアス磁界、抵抗変化率及び層間結合磁界Ｈinとの関係から前記シードレイヤの好ましい膜厚の範囲を導き出した。
【０２９４】
実験に使用した膜構成は下から、
基板／シードレイヤ：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。
【０２９５】
また、上記した膜構成のシードレイヤと基板間にＴａ膜を敷いたものでも実験を行った。
【０２９６】
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。
【０２９７】
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。
【０２９８】
図１０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。
【０２９９】
図１０に示すように、シードレイヤの下にＴａ膜を敷いた「Ｔａ／Ｃｒ」の実験結果は、Ｃｒの膜厚が１５Å以上で６０Å以下であると前記抵抗変化率を約９％以上にできることがわかった。
【０３００】
なお、Ｃｒの膜厚が、２０Å以上で６０Å以下または５０Å以上で６０Å以下であっても前記抵抗変化率を約９％以上にできることもわかる。
【０３０１】
前記Ｃｒの膜厚を６０Åよりも大きくすると、センス電流の前記シードレイヤ２２への分流量が多くなるため、前記抵抗変化率の低下を招く。
【０３０２】
なお前記シードレイヤの膜厚の下限値を１５Å以上とした一つの理由は、前記シードレイヤ２２の膜厚が１５Åよりも小さいと膜成長が不十分で密度が疎になって均一な膜厚に成長できないため、濡れ性や平坦化性が発揮できず、前記シードレイヤ２２の上に積層される反強磁性層／強磁性層の結晶配向性、平均結晶粒径が小さくなるためである。
【０３０３】
一方、シードレイヤの下にＴａ膜を敷いていない「Ｃｒ」の実験結果は、Ｃｒの膜厚が２５Å以上で６０Å以下であると前記抵抗変化率を約９％以上にできることがわかった。
【０３０４】
なお、Ｃｒの膜厚が、３０Å以上で６０Å以下または５０Å以上で６０Å以下であっても前記抵抗変化率を約９％以上にできることもわかる。
【０３０５】
なお前記シードレイヤの膜厚の下限値を２５Å以上とした一つの理由は、シードレイヤの下にＴａ膜が敷かれていないときに、前記シードレイヤ２２の膜厚が２５Åより小さいと、前記シードレイヤ２２の膜成長が不十分で密度が疎になって均一な膜厚に成長しないため、前記シードレイヤ２２表面の濡れ性や平坦化性が悪く、また前記シードレイヤ２２上に形成される反強磁性層／強磁性層の結晶配向性、平均結晶粒径が小さくなるためである。
【０３０６】
図１１は、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）とＣｒで形成されたシードレイヤの膜厚との関係を示すグラフである。
【０３０７】
図１１に示すようにＣｒで形成されたシードレイヤの下にＴａ膜を敷いた「Ｔａ／Ｃｒ」の実験結果から、Ｃｒの膜厚が１５Å以上であると、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１１．８５×１０4（Ａ／ｍ）以上にできることがわかる。
【０３０８】
さらに、Ｃｒの膜厚を２０Å以上にすると、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１５．８×１０4Ａ／ｍ（２０００Ｏｅ）程度とさらに高くできることがわかる。
【０３０９】
一方、Ｃｒで形成されたシードレイヤの下にＴａ膜を敷いていない「Ｃｒ」の実験結果から、Ｃｒの膜厚が２５Å以上であると、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１１．８５×１０4（Ａ／ｍ）以上にできることがわかる。
【０３１０】
さらに、Ｃｒの膜厚を３０Å以上にすると、一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を約１５．８×１０4Ａ／ｍ（２０００Ｏｅ）程度とさらに高くできることがわかる。
【０３１１】
なお図１１に示す一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）の実験結果では、前記シードレイヤの膜厚を厚くしても、図１０に示す抵抗変化率の実験結果のように、前記一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）の値が低下するといったことがないことがわかった。
【０３１２】
次に図１２は、シードレイヤの膜厚と、層間結合磁界Ｈinとの関係を示すグラフである。
【０３１３】
図１２に示すように、シードレイヤの下にＴａ膜を敷いた「Ｔａ／Ｃｒ」の実験結果では、前記シードレイヤの膜厚を１５Å以上にすると、層間結合磁界Ｈinを７９０（Ａ／ｍ）以下にできることがわかる。
【０３１４】
また、前記シードレイヤの膜厚を２０Å以上にすると、層間結合磁界Ｈinをほぼ０（Ａ／ｍ）にできることもわかる。
【０３１５】
一方、前記シードレイヤの下にＴａ膜を敷かない「Ｃｒ」の実験結果では、前記シードレイヤの膜厚を２５Å以上にすると、前記層間結合磁界Ｈinを１５８０（Ａ／ｍ）以下にできることがわかる。
【０３１６】
また、前記シードレイヤの膜厚を３０Å以上にすると、前記層間結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に近づけることができて好ましいことがわかる。
【０３１７】
また前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上にすると、より前記層間結合磁界Ｈｉｎを０（Ａ／ｍ）に近づけることができるとわかる。これは前記シードレイヤの膜厚を５０Å以上に厚く形成することで、前記シードレイヤ全体を適切にｂｃｃ構造の結晶構造を有するものにでき、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いているものとすることができ、また、前記結晶面どうしは、前記結晶面に対し垂直方向の結晶軸を中心として回転しており、前記結晶面内に存在する、同じ等価な結晶軸の少なくとも一部（例えば、前記結晶面が｛１１０｝面のときは＜００１＞軸）が互いに異なる方向を向いた状態となるようにするために、前記シードレイヤ上に形成される各層表面の平滑性をさらに良好にできたからであると考えられる。
【０３１８】
以上の実験結果から本発明では、Ｃｒの膜厚を１５Å以上で６０Å以下の範囲とした。この膜厚の範囲内であれば、９％以上の抵抗変化率を得ることができる。
【０３１９】
また、Ｃｒの膜厚を２０Å以上で６０Å以下の範囲とすることがより好ましいとした。この範囲内であれば、９％以上の抵抗変化率及び１５．８×１０4（Ａ／ｍ）程度の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができる。また層間結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に近い値に設定できる。
【０３２０】
またＴa膜を敷かない場合には、Ｃｒの膜厚を２５Å以上で６０Å以下の範囲とした。この膜厚の範囲内であれば、９％以上の抵抗変化率を得ることができる。また、Ｃｒの膜厚を３０Å以上で６０Å以下の範囲とすることがより好ましいとした。この範囲内であれば、９％以上の抵抗変化率及び１５．８×１０4（Ａ／ｍ）程度の一方向性交換バイアス磁界（Ｈｅｘ*）を得ることができる。また層間結合磁界Ｈinを０（Ａ／ｍ）に近い値に設定できる。
【０３２１】
また本発明では、前記シードレイヤを５０Å以上で形成することが好ましく、これにより、さらに小さい層間結合磁界Ｈinを得ることが可能である。
【０３２２】
【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、シードレイヤがＣｒで形成され、前記シードレイヤは少なくとも結晶質相を有しており、少なくとも前記シードレイヤのある領域における結晶面の方向と、前記領域とは別の領域における結晶面の方向とが異なった方向を向いている。例えば、ある結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向が、別の結晶粒の前記シードレイヤ上面での結晶面の方向と異なった方向を向いている。
【０３２３】
本発明におけるシードレイヤでは、従来のようにＮｉＦｅＣｒで形成される場合に比べて、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。
【０３２４】
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。
【０３２５】
また、シードレイヤの上に堆積する各層の結晶粒径が大きくなる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。
【０３２６】
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。
【０３２７】
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）による強磁性的な結合磁界（層間結合磁界）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。
【０３２８】
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】６０ÅのＣｒからなるシードレイヤ（実施例）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７】図６に示す写真の一部を模式図的にしめした図、
【図８】５５ÅのＮｉＦｅＣｒ（Ｃｒは４０ａｔ％）からなるシードレイヤ（比較例）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９】図８に示す写真の一部を模式図的に示した図、
【図１０】Ｃｒで形成されたシードレイヤ及びＴａ上に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１１】Ｃｒで形成されたシードレイヤ及びＴａ上に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１２】Ｃｒで形成されたシードレイヤ及びＴａ上にＣｒで形成されたシードレイヤの膜厚と層間結合磁界Ｈinとの関係を示すグラフ、
【図１３】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１４】図１３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１５】図１４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】
0004198900.tif 000003
【図２】
0004198900.tif 000004
【図３】
0004198900.tif 000005
【図４】
0004198900.tif 000006
【図５】
0004198900.tif 000007
【図６】
0004198900.tif 000008
【図７】
0004198900.tif 000009
【図８】
0004198900.tif 000010
【図９】
0004198900.tif 000011
【図１０】
0004198900.tif 000012
【図１１】
0004198900.tif 000013
【図１２】
0004198900.tif 000014
【図１３】
0004198900.tif 000015
【図１４】
0004198900.tif 000016
【図１５】
0004198900.tif 000017