JP3585807B2 - Magnetoresistive element, magnetic head, magnetic head assembly, and magnetic recording device - Google Patents

Description

この構成では、ピン層からフリー層に加わるピン漏洩磁界Ｈ_ｐｉｎが非常に大きく、バイアスポイントがプラス側にずれやすい構成である。表２のバイアスポイントの計算結果からもわかるように、スピンフィルター効果を用いない、下地Ｃｕ厚がゼロの場合では、ハイト０．３〜０．５μｍで、バイアスポイントが１１１％〜１２６％とまるで出力がとれないようなところに来てしまっていることがわかる。
【００９５】
図１２は、トランスファーカーブでみたときのＨ_ｉｎ、Ｈ_ｐｉｎ、Ｈ_ｃｕの大きさとバイアスポイントとの関係を表した概念図である。Ｈ_ｐｉｎが大きいため、電流ゼロの状態でバイアスポイントがかなりオーバーしたところにきてしまい、それを電流磁界によってなんとか５０％のほうへもってこようとする設計となる。しかしこの構成では下地に高導電層であるＣｕを用いているため、図１０でのＩ_３が大きくなり、（１−５）式により得られる電流磁界Ｈ_ｃｕが小さくなってしまう。つまり、大きなＨ_ｐｉｎに対して、逆向きの小さなＨ_ｃｕによってバイアスポイントを５０％近傍に引き下げることとなり、バイアスポイントを良好なポイントにもってくることが困難となってしまう。さらに、下地Ｃｕ厚をあげるに従って、バイアスポイントがさらに悪くなる様子が表２からわかる。
【００９６】
以上のような検討を重ねた結果、Ｇｕｒｎｅｙ特許に記載のあるような構成では、バイアスポイント設計が全くできず、下地に高導電層のＣｕを設けることによって、バイアスポイントがさらに非現実的な構成になってしまうことが判明した。
【００９７】
さらに、ＭＲ変化率の耐熱性という観点からみても、米国特許第５４２２５９１号の膜は実用的な膜とはなっていない。ａｓ−ｄｅｐｏでのＭＲ変化率の値は米国特許第５４２２５９１号に記載のあるように、スピンフィルタ効果によって確かに上昇する。しかし、実際のヘッド作製プロセスを模擬した熱処理後においては、極薄フリー層を用いたときに特有の現象として、ＭＲ変化率の値は著しく減少することを本発明者は見いだした。これは、高密度記録用の高出力を得るためには、深刻な問題となる。
【００９８】
実際に、Ｇｕｒｎｅｙ特許の実施例の膜（上記（２）の膜）により追試すると、下地Ｃｕ厚が１ｎｍのときにａｓ−ｄｅｐｏでＭＲ変化率が１．８％であったものが、本発明者のプロセスを模擬した熱処理を行うと、０．８％まで劣化する。後に述べるように、この主な原因は反強磁性膜にＦｅＭｎを用いていることによる。これでは、高いＭＲ値を実現するのに困難な極薄フリー層を用いたスピンバルブ膜において、せっかくスピンフィルター効果によって高い値に復帰させたＭＲ変化率を全く機能させていないことになる。つまり、高いＭＲ変化率を示す極薄フリー層スピンバルブ膜を実現するためには、単純なスピンフィルター効果だけでは達成できないことがわかる。
比較例３： 特開平１０−２６１２０９号
Ｔａ５／Ｃｕ３／Ｔａ１／ＮｉＦｅ５／Ｃｕ２．５／Ｃｏ２．５／ＦｅＭｎ１０／Ｔａ５ （単位はｎｍ）（３）
特開平１０−２６１２０９号明細書に開示されている上記（３）の膜では、Ｔａを介してフリー層に近接するＣｕシャント層が、比較例２で示した米国特許第５４２２５９１号のようにＭＲ変化率のスピンフィルター効果を目的としたものではなく、電流磁界Ｈ_ｃｕを低減させて、センス電流によるバイアスポイントの変動を抑えて、アシメトリーを安定させることを目的としたものである。しかしながら、このような発想は、（３）の膜のように、比較的フリー層が厚い領域においては十分有効だが、本発明でターゲットにしている極薄フリー層のときには、バイアスポイント、およびＭＲ変化率という点で、到底実用的な膜とはならない。以下にその理由について説明する。
【００９９】
まず、バイアスポイントについては、比較例２の（２）の膜で示したように、極薄フリー層を用いてＨ_ｓが非常に小さくなった場合、電流磁界Ｈ_ｃｕを低減させても、ピン漏洩磁界Ｈ_ｐｉｎが大きければ最適なバイアスポイントは実現できない。上記（３）の構造が有効なのは、フリー層が厚い、つまりＨ_ｓが比較的大きな場合に、一旦最適なバイアスポイントが得られたときに、バイアスポイントのセンス電流依存性が小さいという点である。しかしながら、上記（３）の膜構成でフリー層が極薄になったときには、そもそも最適なバイアスポイントが実現できない。つまり（３）の構成の膜で高密度化対応にするためにフリー層を４．５ｎｍ以下にすると、バイアスポイントがプラス側にずれることになる。
【０１００】
そのことを示すために、計算により求めたこの構成の膜でのバイアスポイントを表３に示す。
【０１０１】

ここでＨｉｎとしては、１０Ｏｅという値を用いた。表３をみると、比較例（３）の構成の膜ではそもそもＮｉＦｅ膜厚が５ｎｍのときでもバイアスポイントがプラス側にずれていて、良い設計とはいえない構成だが、フリー層ＮｉＦｅ膜厚が３ｎｍと薄くなるとますますバイアスポイントがプラス側にオーバーすることがわかる。
【０１０２】
図１３は、本比較例におけるバイアスポイントの決定要素の関係を表す概念図である。同図に表したように、Ｈ_ｐｉｎが大きいまま、電流磁界Ｈ_ｃｕだけを低減させてしまったためにバイアスポイントがフリー層厚が薄いところでは全くとれない構成になっている。すなわち、電流磁界Ｈ_ｃｕと層間結合磁界Ｈ_ｉｎとピン漏洩磁界Ｈ_ｐｉｎすべての足し算をしたところがゼロになるときが最適バイアスポイント点なので、上記（３）の構造のように電流センターをフリー層に近づけて、電流磁界だけをゼロにしようとしても、全く意味のない膜設計となる。
【０１０３】
さらに、上記（３）の構造が有する第２点目の不具合として、高密度化に必要な高いＭＲ変化率を得られない点を挙げることができる。すなわち、（３）の構造においては、拡散防止層として、比較的高抵抗の材料が高導電層とフリー層の間に挿入されているため、極薄フリー層になったときに、Ｇｕｒｎｅｙ特許で得られているようなＭＲのスピンフィルター効果が得られなくなってしまう。後に詳述する本発明で特に威力を発揮するようなフリー層が４．５ｎｍ以下の領域では、（３）の構成の膜ではＭＲ変化率が低下してきてしまう。
【０１０４】
以上２点の理由により、上記（３）の構造はあくまでもフリー層が比較的厚い領域での発想であって、極薄フリー層においては到底実用的な膜構成とはならないことがわかった。
【０１０５】
比較例４：スピンフィルターなし×シンセティックＡＦ
Ｔａ５／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５（単位はｎｍ）（４） 本比較例においては、ピン特性を向上させるために、シンセティックＡＦ構造を採用した。Ｒｕ（ルテニウム）を介した２層の強磁性層は、アンチフェロカップリング（反強磁性結合）している。その一方の強磁性層は反強磁性膜によって一方向に固着されている。シンセティックＡＦ構造の採用によって、ノーマルピン構造では一方向性異方性磁界Ｈ_ｕａが小さい場合でも、ある程度の大きさがあれば用いることが可能となり、ピン耐熱性が向上する。また、既に述べたように、シンセティックＡＦ構造では、Ｒｕを介した上下の強磁性層はお互いの磁化方向が逆向きに向いており、その結合磁界は数ｋＯｅとヘッド動作時の媒体磁界よりもはるかに大きいため、近似的に、外部にでる磁化モーメントは上下のピン層のＭｓ＊ｔの差がネットのモーメントと考えられる。すなわち、フリー層におよぼすピン漏洩磁界の影響を小さくすることが可能になり、バイアスポイント上有利になることが予想されている（特開平７−１６９０２６号）。
【０１０６】
例えば、比較例の場合にはネットのピン厚は０．５ｎｍのピン層と等価と考えられ、ノーマルピン構造では実現不可能な薄いピン層と等価のピン漏洩磁界を実現できる。理想的には、上下のピン層を同じＭｓ＊ｔ積に揃えれば、ピン漏洩磁界はゼロということになる。このようなピン漏洩磁界を低減させることのみによって、高密度化対応スピンバルブ膜のバイアスポイント設計は充分だと考えられていた。しかしながら、高密度対応の極薄フリー層においては、シンセティックＡＦ構造だけでは安定したバイアスポイントを実現できないことを、今回本発明者は見出した。以下にその内容を説明する。
【０１０７】
図１４は、本比較例におけるバイアスポイントの決定要素の関係を表す概念図である。すなわち、本比較例の構成においては、フリー層はスピンバルブ膜の電流分布の電流センターから大きくはずれたところに位置しているため、電流磁界Ｈ_ｃｕは非常に大きい。Ｈ_ｉｎが高々２０Ｏｅ程度で、ピン漏洩磁界もシンセティックＡＦ構造の採用によって非常に小さくなっているということは、電流を全く流さない状態で、ほぼジャストバイアスの状態になっている。この構成のスピンバルブ膜で電流を流すと、大きな電流磁界Ｈ_ｃｕにより、電流を流せば流すほど、ジャストバイアスからはずれていくことになる。
【０１０８】
本比較例についてのバイアスポイント計算の結果を表４に示す。
【０１０９】

ここでＨ_ｉｎとして２０Ｏｅという値を用いた。表４から、予想どおり、電流をどちらの向きに流してもバイアスポイントは３０〜５０％の値を実現することができないことがわかる。
【０１１０】
この構造でジャストバイアスを得る手段として、ピン漏洩磁界を極力小さくして、つまりシンセティックＡＦ構造で上下のピン層厚を等しく、つまりピン漏洩磁界をほぼゼロにして、かつＨ_ｉｎをなるべく大きくして、その大きなＨ_ｉｎをキャンセルするように電流磁界でジャストバイアスにもってくる手法が考えられるが、これは望ましくない。大きなＨ_ｉｎというのは単純に外部磁界応答の線形領域をシフトさせるだけではなく、線形領域を減少させる悪影響をももたらす。また、Ｈ_ｉｎを小さい値で一定に制御しようとすることはよいが、不自然に大きな値で一定に制御してスピンバルブ膜を作製しようとすることは、大量生産という点から考えても非常に困難で好ましくない。
【０１１１】
また、フリー層のスペーサと反対側の面に高導電層がないので、比較例１と全く同様の理由で極薄フリー層のときにはＭＲ変化率が劣化し、高密度記録用のヘッドとして充分な出力を確保することはできない。これも本質的な問題である。
【０１１２】
以上のように、バイアスポイント、高出力という二つの点から、シンセティックＡＦ構造だけの採用によるスピンバルブ膜では、高密度記録用の極薄フリー層スピンバルブ膜を実現することは到底できない。
【０１１３】
以上詳述したように、本発明者は、比較例１〜４のような構成の膜では、高密度記録用の極薄フリー層をもつスピンバルブ膜として、安定したバイアスポイント、充分な高出力は達成することはできないという問題があることを、実際に即した電流磁界の計算と試作を行うことによって明らかにした。そして、さらに独自の試作検討を実施し、以下に詳述する構成を発明するに至った。
【０１１４】
図１５は、前述した各比較例のスピンバルブ膜と本発明によるスピンバルブ膜のバイアスポイントのフリー層厚依存性を比較しつつ表したグラフ図である。これまで示してきた各比較例のスピンバルブ膜ではいずれの構成でも、バイアスポイントに大きな問題があることがわかる。ここで、最適なバイアスポイントは、３０〜５０％の範囲にある。そして、感度を十分に得るためには、低いＭｓ＊ｔにおいて、この範囲内のバイアスポイントを得る必要がある。
【０１１５】
これに対して、各比較例は、いずれもＭｓ＊ｔが低い条件において、バイアスポイントが最適な範囲から大きく外れている。さらに、Ｍｓ＊ｔに対するバイアスポイントの変動が極めて大きく、バイアスポイントの調節が困難であることがわかる。
【０１１６】
これに対して、後に詳述する本発明の実施例１は、Ｍｓ＊ｔに対するバイアスポイントの変動が極めて小さく、バイアスポイントは、常に最適な範囲内にあることがわかる。
【０１１７】
図１５において、比較例１に関してＭｓ＊ｔが５ｎｍＴ以上の大きなところでも計算上のバイアスポイントが３０％〜５０％の範囲にはいっていないが、これは、実際にはＭｓ＊ｔが５ｎｍＴ以上のフリー層を用いるような低い記録密度においてはＭＲハイト長が大きめの値であるためである。具体的には、本発明で対象としている記録密度でのＭＲハイト長０．３μｍ〜０．５μｍよりも大きめの値であるためである。
【０１１８】
いずれにしてもＭｓ＊ｔが５ｎｍＴ以下の領域になってきたところで、本発明の膜と比較例の膜とのバイアスポイント設計の優位差が大きくなることが明確に分かる。
【０１１９】
図１６は、上述した比較例１〜４の構造において、フリー層のＭｓ＊ｔだけを小さくした時にＭＲ変化率がどのように変化するかを表したグラフ図である。ここで、縦軸のＭＲ変化率は、図９のトランスファカーブの縦軸にほぼ比例する量である。比較のため、後に説明する本発明の実施例１及び２の膜についても示した。
【０１２０】
ここで、比較例１〜４の膜と、本発明の実施例１の膜のＭｓ＊ｔは、フリー層のＮｉＦｅ膜厚を変えたサンプルを製作し、実施例２の膜はフリー層のＣｏＦｅの膜厚を変えたものを作成した。これらの値は、すべて７ｋＯｅの磁場中で２７０℃で１０時間のプロセスアニールを行った後の結果である。
【０１２１】
また、比較例２と実施例１、２の高導電層は膜厚２ｎｍのＣｕとした。フリー層のＭｓ＊ｔとして、比較例のフリー層の膜厚のものを同図中に矢印で示した。また、フリー層のＭｓ＊ｔとしては、ＮｉＦｅのＭｓは１Ｔ、ＣｏＦｅのＭｓは１．８Ｔとし、すべて１ＴのＮｉＦｅ換算の膜厚で示した。
【０１２２】
フリー層に接する高導電層を有しない比較例１、３、４の膜では、フリー層のＭｓ＊ｔが小さくなるとＭＲ変化率が急激に劣化し、高密度化対応の高出力を確保することが困難となる。
【０１２３】
高導電層を有する比較例２の膜ではＭＲ変化率のフリー層Ｍｓ＊ｔ依存性が比較的小さいが、反強磁性膜に貴金属を含まないＦｅＭｎを用いているため、プロセス熱処理に対するＭＲ変化率の耐熱性が低い。このような小さなＭＲ変化率では、高密度化の高出力を確保することができない。
【０１２４】
比較例２、比較例３の膜では、スペーサＣｕとフリー層ＮｉＦｅとの間に０．５ｎｍのＣｏ若しくはＣｏＦｅを挿入すると、１〜２％ほど同図中の値よりも大きくなるが、Ｍｓ＊ｔに対する依存性はＮｉＦｅ単層のフリー層の場合と変わらず、いずれにしてもフリー層のＭｓ＊ｔが小さいところでのＭＲ変化率は小さな値で十分である。
【０１２５】
一方、本発明によるフリー層に接した高導電層を有するフリー層と、貴金属を有する反強磁性膜を用いると、プロセス熱処理に対するＭＲ変化率の耐熱性も改善し、高密度対応の十分な高出力を得ることができる。特に、５ｎｍＴよりも小さくなったところで、比較例とのＭＲ変化率の差が大きくなることが分かる。
【０１２６】
以下に、本発明の磁気抵抗効果素子について詳細に説明する。
【０１２７】
図１は、本発明の磁気抵抗効果素子の断面構成を表す概念図である。すなわち、本発明の磁気抵抗効果素子は、高導電層１０１と、フリー層１０２と、スペーサ層１０３と、第１の強磁性体層１０４と、結合膜１０５と、第２の強磁性体層１０６と、反強磁性膜１０７とを積層した構成を有する。
【０１２８】
この構成により、特に、フリー層１０２を極薄化したことによるトランスファーカーブ上のＨ_ｓが小さな場合において、Ｈ_ｃｕ、Ｈ_ｐｉｎ、Ｈ_ｉｎのすべてを小さな値として、Ｈ_ｐｉｎ−Ｈ_ｉｎ＝Ｈ_ｃｕを実現することにより、良好なバイアスポイントを実現することができる。さらに、一般的に極薄フリー層の場合には高ＭＲ変化率が実現しにくくなるのを、良好なＭＲ変化率の耐熱性を維持することによって、高出力のヘッドを実現することができる。
【０１２９】
すなわち、本発明のスピンバルブ膜構成によって、高密度用の極薄フリー層を有する場合でも、良好なバイアスポイントが実現でき、かつ高いＭＲ変化率を維持できるため、高出力を安定して得ることができる。具体的には、バイアスポイント設計として、Ｈ_ｐｉｎ−Ｈ_ｉｎ＝Ｈ_ｃｕを実現することにより良好なバイアスポイントが実現できる。Ｈ_ｐｉｎ、Ｈ_ｉｎ、Ｈ_ｃｕのすべてが小さくすることが、上の式を安定して実現するためには重要である。
【０１３０】
まず、Ｈ_ｐｉｎに対しては、前記第２の強磁性体が反強磁性的に結合したいわゆるシンセティックＡＦ構造を用いることによって、実際にＨ_ｐｉｎとして作用するのは前記第１、第２の強磁性体の２層の磁気的な膜厚の差によるものだけになり、Ｈ_ｐｉｎを低減できる。
【０１３１】
これは、（１−４）式をみても、ピン層の（Ｍｓ＊ｔ）_ｐｉｎを低減させることがＨ_ｐｉｎ低減のために有効であるということがわかる。
【０１３２】
しかしながら、極薄フリー層のバイアスポイント設計のためにはＨ_ｐｉｎだけを低減しても全く意味がなく、電流磁界Ｈ_ｃｕも低減することが必須である。そのために、非磁性高導電層をフリー層のスペーサとは反対側の面に接しさせることによって、スピンバルブ膜中を流れる電流の電流分布の中心をフリー層に近づけることができ、Ｈ_ｃｕを低減させることが可能となる。つまり、（１−５）式、（１−５−１）式において、トップタイプのスピンバルブ膜のときにはＩ_３が増加し（ボトムタイプのスピンバルブ膜のときにはＩ_１が増加する）、電流分流比Ｃが低下することによって、電流磁界Ｈ_ｃｕが抑えられるからである。非磁性高導電層のもう一つの大きな働きとして、本発明で対象としている極薄フリー層のときに、スピンフィルター効果によって高いＭＲ変化率を維持できることにある。つまり、非磁性高導電層を設けることによって、フリー層とスペーサに接する側のピン層の磁化方向が互いに平行状態と反平行状態のときで、アップスピンの平均自由行程の差を大きく保つことができる。
【０１３３】
Ｈ_ｐｉｎ−Ｈ_ｉｎ＝Ｈ_ｃｕ を安定して実現するためには、Ｈ_ｉｎ低減も重要である。上述のような極薄フリー層に接した高導電層による高ＭＲ変化率実現（スピンフィルター効果）のためには、スペーサ厚を薄くすることが重要だが、スペーサ厚が薄くなるほど、またフリー層が薄くなるほどＨ_ｉｎは一般的には大きくなりやすい。それを克服して、０〜２０Ｏｅ程度の範囲のＨ_ｉｎで本発明を用いることが重要である。
【０１３４】
図２は、本発明のスピンバルブ膜においてえられるトランスファーカーブの概略図である。極薄フリー層を用いたＨｓが小さなトランスファーカーブにおいても、Ｈ_ｐｉｎ、Ｈ_ｃｕ、Ｈ_ｉｎのすべてが低減されているため、Ｈ_ｐｉｎ−Ｈ_ｉｎ＝Ｈ_ｃｕの設計が可能となっており、バイアスポイントが５０％近傍のよいところに設定することができている。さらに、高導電層によるスピンフィルター効果も用いているため、極薄フリー層においても高ＭＲ変化率が維持できており、図２の縦軸も充分大きい値が実現できている。
【０１３５】
次に、バイアスポイントを決定する各要素、すなわち、Ｈ_ｐｉｎ、Ｈ_ｉｎ及びＨ_ｃｕの各パラメータに関してさらに詳細に説明する。
【０１３６】
まず、低Ｈ_ｃｕについて説明する。既に説明したように、本発明においてはフリー層のスペーサとは反対側の面に接する側に高導電層を設けることによって、（１−５）式におけるＣの値を低減させ、電流磁界Ｈ_ｃｕを低減させている。具体的な例として、以下のような膜構成を用いて説明する。
【０１３７】
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５ （単位はｎｍ）
図３は、上記の膜において、フリー層に接しているスペーサとは反対側の高導電層Ｃｕの膜厚に対するフリー層に加わる電流磁界Ｈ_ｃｕの関係を表すグラフ図である。ここで、センス電流は４ｍＡとした。同図からわかるように、Ｃｕの膜厚を増加させるほど、（１−５）式のＣの値が小さくなることによって、電流磁界Ｈ_ｃｕが低減されていく。フリー層よりも上層側と下層側との電流分流比が等しくなったときには、フリー層に加わる電流磁界はいくらセンス電流を流してもゼロ磁界となる。
【０１３８】
ここで、電流磁界を低減させていることが本発明のポイントの一つだが、電流磁界Ｈ_ｃｕを完全にゼロにすることは逆に好ましくない。本発明においては、Ｈ_ｐｉｎ−Ｈ_ｉｎ＝Ｈ_ｃｕ を成り立たせることによって、バイアスポイント調整を行っているので、前述した比較例３のように、電流磁界をゼロに近くしようとする設計ではバイアスポイント調整が不可能になってしまうからである。
【０１３９】
電流磁界の観点からすると非磁性高導電層Ｃｕ層の膜厚は、大きな範囲でいうと、０．５ｎｍ〜４ｎｍの範囲内が適正膜厚ということになる。フリー層の膜厚が薄くなるほどＨ_ｓが小さくなってくるため、電流磁界Ｈ_ｃｕも小さいほうが望ましくなる。ここでは非磁性高導電層として、Ｃｕを用いたが、ほかの金属材料、もしくは積層膜を用いる場合には、すべてＣｕに換算した膜厚で考えることができる。例えば、Ｒｕ１．５ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍという非磁性高導電層の場合には、実験的に求めた比抵抗はＲｕは３０μΩｃｍ、Ｃｕは１０μΩｃｍなので、Ｃｕ換算で（１．５ｎｍ×１０μΩｃｍ ／３０μΩｃｍ）＋１ｎｍ＝１．５ｎｍ相当のＣｕ膜厚と同等ということになる。
【０１４０】
同様にほかの金属を用いた場合には、実験的に求めた比抵抗として、Ｃｕは１０μΩｃｍ、Ｒｕは３０μΩｃｍ、Ａｕは１０μΩｃｍ、Ａｇは１０μΩｃｍ、Ｉｒは２０μΩｃｍ、Ｒｅは７０μΩｃｍ、Ｒｈは２０μΩｃｍ、Ｐｔは４０μΩｃｍ、Ｐｄは４０μΩｃｍ、Ａｌは１２μΩｃｍ、Ｏｓは３０μΩｃｍという値を用いて電流分流比を求めることができる。また、非磁性高導電層が合金からなる場合には、その主成分の元素の上記の比抵抗の値を用いて、Ｃｕ換算の膜厚として計算することができ、元素の組成に応じて比例配分しても良い。
【０１４１】
比較例に関して説明したように、この比抵抗の値は隣接する材料によって変わるが、非磁性高導電層が接する材料は大きく異なることはないので、適正膜厚はこれらの値を用いて求めた値で規定できる。
【０１４２】
またＨ_ｃｕは（１−５）式でわかるように、フリー層に対して上層と下層との電流分流比によって決まるので、非磁性高導電層とは逆側に位置するスペーサ層の膜厚はＨ_ｃｕ低減という観点から、できるだけ薄いほうが好ましい。これは後の説明のＭＲ変化率のスピンフィルター効果から要求される傾向とも一致する。具体的には、スペーサ膜厚は１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が好ましい。
【０１４３】
非磁性高導電層は、電流磁界Ｈ_ｃｕ低減とともに、ＭＲ変化率のスピンフィルター効果をもたらす層としての機能も果たしている。その効果に起因して適性膜厚の範囲もある程度限定される。例えばピン側からのフリー層側に移動する伝導電子を考えると、フリー層の磁化方向がピン層に平行か反平行かで平均自由行程差が大きくなるのが好ましい構成となるので、スピンのアップ、ダウンに依存しないスペーサの厚さは薄いほうが好ましい。Ｈ_ｉｎが増大しない程度の膜厚ということになると、スペーサ厚は１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が好ましい。
【０１４４】
また、フリー層厚はダウンスピンの平均自由行程よりは厚く、アップスピンの平均自由行程よりは充分薄いほうが好ましい。例えば、ＮｉＦｅのダウンスピンの平均自由行程は１．１ｎｍ程度なので、ＮｉＦｅの膜厚としては１ｎｍ〜４．５ｎｍ程度が最も好ましく、ＣｏＦｅの場合には１ｎｍ〜３ｎｍ程度が最も好ましい。高導電層厚はピン厚、スペーサ厚、フリー層厚によって最適膜厚は異なるが、スペーサ厚が薄いほど、またフリー層厚が薄いほどＭＲのピークをとる高導電層厚の厚さは厚膜側にピークしていく。例えば、ピン層がＣｏＦｅ２．５ｎｍ、Ｃｕスペーサ厚２ｎｍ、フリー層厚ＣｏＦｅ２ｎｍの場合には、高導電層にＣｕを用いた場合には２ｎｍ程度のところでピークをとる。経験上フリー層の膜厚と非磁性高導電層Ｃｕのトータル膜厚が４〜５ｎｍ程度になるときにＭＲ変化率のピークをとるので、その近傍になるように非磁性高導電層の膜厚を設定するのが好ましい。Ｃｕをフリー層に接する非磁性高導電層に用いている場合にはＣｕ膜厚とフリー層膜厚のトータル膜厚は、マージンも含めて３ｎｍ〜５．５ｎｍ程度が好ましい範囲となる。
【０１４５】
次に、Ｈ_ｐｉｎについて説明する。Ｈ_ｐｉｎを低減させるためには、Ｂｓが１．８ＴのＣｏＦｅで実効的なピン厚を約２ｎｍ以下（ＮｉＦｅ換算で３．６ｎｍ以下）、さらに望ましくは実効的なピン厚１ｎｍ以下（ＮｉＦｅ換算で１．８ｎｍ以下）にすることが望ましい。そのピン層の実現手段としては、シンセティックＡＦ構造が望ましい。これは例えば反強磁性膜／強磁性膜１／Ｒｕ０．９ｎｍ／強磁性膜２という構成からなり、強磁性膜１と強磁性膜２は反強磁性的に磁気結合している。反強磁性的に結合した一方の強磁性膜１は反強磁性膜によって一方向に磁化固着されている。強磁性膜１と強磁性膜２の磁化方向は逆向きでその結合磁界は数ｋＯｅと大きいため、一次近似として、強磁性膜１のＭｓ＊ｔと強磁性膜２のＭｓ＊ｔの差が実効的なピン漏洩磁界に寄与すると考えられる（特開平７−１６９０２６号公報）。
【０１４６】
例えば、ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５（膜厚の単位はｎｍ）という構成では実効的なピン厚は２．５ｎｍ−２ｎｍ＝０．５ｎｍ（磁気膜厚は０．９ｎｍＴ）ということになる。実効的なピン層厚が低減できると、（１−４）式からわかるように、Ｈ_ｐｉｎを低減できる。このように、シンセティックＡＦ構造は、本発明のバイアスポイントという点で、極薄フリー層を使いこなすには必須の構造である。
【０１４７】
次に、Ｈ_ｉｎについて説明する。バイアスポイントおよびスピンフィルター効果の点からいうと、スペーサとして使われるＣｕ層の厚さはできるだけ薄くすることが望ましいことを既に述べた。そのような薄い膜厚での具体的なＨ_ｉｎの値としては、０〜２０Ｏｅ、さらに望ましくは、５〜１５Ｏｅ程度に抑えることが望ましい。本発明の一つの解決方法として、スペーサが薄いときでもＨ_ｉｎを増大させないような膜構成として、二層下地構成などがあげられる。
【０１４８】
次に、ＭＲ変化率の耐熱性について説明する。極薄フリー層を用いた場合には、ＭＲ変化率のプロセス熱処理に対する耐熱性を維持することも、著しく困難になる。具体的には、極薄フリー層スピンバルブ膜のＭＲ変化率耐熱性を改善するために大きくわけて２つの施策がある。その１つがある一定以上の非磁性高導電層をフリー層に接して設けることである。非磁性高導電層はスピンフィルター効果としての役割ももちろんあるが、ＭＲ変化率の耐熱性を向上させるという役割も果たすことが明らかになった。これはフリー層の膜厚が４．５ｎｍ程度ではそれほど顕著ではないが、２ｎｍ程度にまで薄くなると、非磁性高導電層のトータル膜厚として、１ｎｍ以上は必須であることがわかった。例えば、非磁性高導電層が０ｎｍのときには、ａｓ−ｄｅｐｏのＭＲ変化率とプロセス熱処理後（２７０℃×１０時間）のＭＲ変化率では相対比で約５０％も減少してしまうが、１ｎｍ程度の非磁性高導電層を設けることによって、０〜３０％の減少に抑えることができる。
【０１４９】
さらにこれだけではまだＭＲ変化率の熱劣化率にばらつきがある。この原因が２つ目の施策である、反強磁性膜材料の差である。反強磁性膜として、ＦｅＭｎなどを用いているときが、上記の熱劣化率３０％の場合である。ところが、反強磁性膜材料としてＩｒＭｎを用いているときには、０〜１５％の劣化率まで低減させることができる。さらに、ＰｔＭｎを用いているときにはａｓ−ｄｅｐｏのＭＲ変化率は測定不能だが、おおむねＩｒＭｎのａｓ−ｄｅｐｏのＭＲ変化率の値、つまり熱劣化率０％を実現することができる。これは、反強磁性膜材料の貴金属濃度を含むかどうかに依存しており、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＲｕＲｈＭｎのような貴金属を含む反強磁性膜を用いることが、本発明による極薄フリー層のスピンバルブ膜には特に望ましいことが判明した。
【０１５０】
図４は、以上のまとめとして、アシメトリが−１０％〜＋１０％、つまり、バイアスポイント３０％〜５０％を実現するためのシンセティックＡＦのピン層厚と、非磁性高導電層厚との具体的な範囲を表したグラフ図である。ここで、「アシメトリ」すなわち「波形非対称性」とは、正信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ１と、負信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ２とにより、（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋Ｖ２）と定義する。従って、「アシメトリが−１０％〜＋１０％」とは、「（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋Ｖ２）の値が、マイナス０．１以上プラス０．１以下」であることに対応する。
【０１５１】
Ｈ_ｐｉｎ−Ｈ_ｉｎ＝Ｈ_ｃｕ を実現するために、Ｈ_ｐｉｎが小さくなったときには、Ｈ_ｃｕも下げなければならない。つまり、式（１−４）、（１−５）からわかるように、シンセティックＡＦの上下のピン層厚（（Ｍｓ＊ｔ）_ｐｉｎを小さくした時には、非磁性高導電層の膜厚を厚くしなければならず、（Ｍｓ＊ｔ）_ｐｉｎを大きめの値にしたときには、非磁性高導電層の膜厚を薄くしなければならない。
【０１５２】
具体的には、シンセティックＡＦを形成する厚いピン層の膜厚をｔｍ（ｐｉｎ１）、薄いピン層の膜厚をｔｍ（ｐｉｎ２）、非磁性高導電層の膜厚をｔ（ＨＣＬ）（比抵抗１０μΩｃｍのＣｕ層に換算した）としたときに、０．５ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）≦４ｎｍ、かつｔ（ＨＣＬ）≧０．５ｎｍを満足するところが本発明の範囲である。ここで、０．５ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）はバイアスポイントが３０％近傍、つまりアシメトリが＋１０％になる限界であり、ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）≦４ｎｍはバイアスポイントが５０％近傍、つまりアシメトリが−１０％になる限界である。
【０１５３】
ここで、ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）は、Ｍｓが１ＴのＮｉＦｅに換算したときの磁気膜厚であり、例えば、ＰｔＭｎ／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５という構成のシンセティックＡＦ構造のときには、（２．５−２）×１．８Ｔ＝０．９ｎｍということになる。また、比較のために示した比較例の単層ｐｉｎ構造の場合には、単層ｐｉｎ層の（Ｍｓ＊ｔ）を用いる。
【０１５４】
また、ｔ（ＨＣＬ）は非磁性高導電層をＣｕ換算の膜厚にした場合であり、Ｃｕ以外の非磁性高導電層を用いる場合には、前述した比抵抗値を用いてＣｕ換算の膜厚にすることができる。
【０１５５】
また、ｔ（ＨＣＬ）≧０．５ｎｍは、４．５ｎｍよりも薄いフリー層における、高ＭＲ実現のために必要な非磁性高導電層の膜厚の下限値を規定するものである。 また、上記範囲のさらに好ましい範囲として、非磁性高導電層の膜厚が３ｎｍ以上になると、ΔＲｓが低下する場合があるので、ｔ（ＨＣＬ）≦３ｎｍが望ましい。また、シンセティックＡＦの上下ピン層厚の差が３ｎｍ以上になると、ピン層の磁化固着の耐熱性が劣化するので、ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）≦３ｎｍであることが望ましい。
【０１５６】
図４においては、前述した比較例１〜４と、後に詳述する本発明の実施例１の膜のデータをプロットした。ここで、シンセティックＡＦ構造の場合には、スペーサ層側のピン層が、もう一方のピン層よりも磁気的膜厚が厚い場合には、横軸のピン層の磁気膜厚をプラス側とし、スペーサ層側のピン層がもう一方のピン層よりも磁気膜厚が薄い場合には、横軸のピン層の磁気膜厚をマイナス側にとることとした。シンセティックＡＦを用いない従来のピン層の場合には、ピン層の磁気的膜厚はすべてプラス側にとることにした。
【０１５７】
同図からわかるように、比較例は全て良好な範囲から外れ、バイアスポイントが悪い、つまりアシメトリが大きいが、本発明によれば、良好なバイアスポイント、つまりアシメトリが小さい膜が実現できる。
【０１５８】
以上説明した本発明による、シンセティックＡＦによる小さなＨ_ｐｉｎを、小さなＨ_ｃｕによってキャンセルする、つまりＨ_ｐｉｎ−Ｈ_ｉｎ＝Ｈ_ｃｕを実現するバイアスポイント設計と、極薄フリー層スピンバルブ膜に特有のＭＲ変化率の耐熱性の困難点を克服した、具体的な膜構成について示す。
（実施例１）トップＳＦＳＶ（ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）フリー層）
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ（２＋ｙ）／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５ （７−１） まず、反強磁性膜がフリー層よりも上層側に位置する、いわゆるトップタイプのスピンバルブ膜の実施例について説明する。
【０１５９】
図５は、本実施例の磁気抵抗効果素子の具体的な膜構成を示す概念図である。すなわち、下地バッファ層１２の上に、本発明による特有の高導電層１０１、その上にフリー層１０２、スペーサ層１０３、が積層され、強磁性ピン層１０４，１０６が、１０５を介して反強磁性的に結合し、１０６のピン層が反強磁性層１０７によって一方向に固着されている。反強磁性層１０７の上には、キャップ層１１３が設けられている。（７−１）の膜構造は、フリー層１０２が１１０、１１１の二層の積層膜からなり、非磁性高導電層１０１が単層Ｃｕからなるタイプのものである。
【０１６０】
（７−１）の膜は、Ｃｕ下地によるＭＲのスピンフィルター効果、電流磁界Ｈ_ｃｕ低減効果と、シンセティックＡＦによるＨ_ｐｉｎ低減効果を用いて、ＭＲとバイアスポイントとを両立した膜となる。この膜に関して、前述した方法によりバイアスポイントを計算した結果を表５に示す。
【０１６１】

ここで下地Ｃｕ厚は、２ｎｍとした。単純な単層の高導電層からなる単層のＣｕ下地のときにはＨ_ｉｎが２０Ｏｅと若干大きめの値となる。そのときにはシンセティックＡＦのピン厚差が０．５ｎｍでは良好なバイアスポイント値の４０％よりも若干マイナス側にずれることが、表５（ａ）の結果からわかる。これでも充分実用的な膜であるが、ｙ＝０．８ｎｍとＨ_ｐｉｎを若干増大させた場合が、表５（ｂ）の結果である。これによって、表５（ａ）のようにバイアスポイントがアンダー気味にずれていた場合には、バイアスポイントを良好な値に近づけることが可能になる。また、表５（ｃ）のように、Ｈ_ｉｎを下げても同様にバイアスポイントを良好な値にすることができる。表５（ａ）、（ｂ）と（ｃ）を比べてみれば明らかなように、Ｈ_ｉｎが小さいほうが、バイアスポイントのハイト依存性が小さくなるため、Ｈ_ｉｎはできるだけ低減することが望ましい。シンセティックＡＦ構造の上下ピン厚差は小さいほうが、Ｈ_ｐｉｎが小さくなりハイト依存性が小さくなるが、（ａ）と（ｂ）の０．３ｎｍぐらいの差ではほとんど影響がないので、ｙ＝０〜１ｎｍ（Ｍｓ＊ｔ＝０〜１．８ｎｍＴ ｉｎ ＮｉＦｅ）が好ましく、さらに望ましくはｙ＝０〜０．５ｎｍ（０〜０．９ｎｍＴ ｉｎ ＮｉＦｅ）の範囲が、バイアスポイントとともに、耐ＥＳＤ対策等の特性向上なども考慮にいれてｙの値の調整が可能であるため望ましい。
【０１６２】
下地Ｃｕ厚はバイアスポイント調整とともに、ＭＲのスピンフィルター効果も用いている。下地Ｃｕ厚を厚くすればＨｃｕが小さくなるが、ΔＲｓが低減してしまうため、Ｃｕ厚０．５ｎｍ〜５ｎｍ、特に望ましくは０．５〜３ｎｍが好ましい。ＭＲのスピンフィルター効果が得られる下地Ｃｕ厚はフリー層構成に依存し、フリー層厚が薄いときほど、ＭＲのスピンフィルター効果が得られる下地Ｃｕ厚の最適厚さは厚いほうにシフトする。実験的に得られた結果では、下地Ｃｕ厚と磁性フリー層の膜厚の和が４ｎｍ〜５ｎｍのときにＭＲ変化率がピーク値をとる。
【０１６３】
（７−１）のようなフリー層構成の場合には、下地Ｃｕ厚が０〜１．５ｎｍまではＣｕ厚増加によるスピンフィルター効果によるＭＲ増加と、Ｃｕ厚増加によるＲｓ低減の効果がちょうどキャンセルし、ΔＲｓはほとんど変化がない。１．５ｎｍ〜２ｎｍでは、ΔＲｓが約０．１Ω、１．５ｎｍ〜３ｎｍでは、ΔＲｓが０．２５Ω減少してしまう。ΔＲｓの低下はそのまま出力低下にほぼ比例してしまうため、好ましくない。しかし、バイアスポイント上、下地Ｃｕ厚が厚くすることが望ましい場合には、このフリー層構成で、下地Ｃｕ厚３ｎｍを用いることも考えられる。このときには、単位電流あたりの電流磁界は小さく、かつスピンバルブ膜抵抗も低下しているため、ΔＲｓの低下による出力低下を、電流を多めに流すことによって回復する手法が考えられる。出力量も電流量にほぼ比例するからである。下地Ｃｕ厚を増加することによってΔＲｓが１０％低下したときには、例えばセンス電流をこれまでの計算の４ｍＡから５ｍＡにすることによって２５％増加するので、ΔＲｓ低下の分を十分を補うことができる。
【０１６４】
フリー層厚が厚いＮｉＦｅ４／ＣｏＦｅ０．５（ｎｍ）の場合には、下地Ｃｕ厚は０．５〜２ｎｍ程度が好ましく、フリー層が薄いＮｉＦｅ１／ＣｏＦｅ０．５ｎｍの場合には、下地Ｃｕ厚は、１〜４ｎｍ程度が好ましい。また界面ＣｏＦｅの厚さは０．３〜１．５ｎｍの範囲で変えても構わない。また、ＣｏＦｅのかわりに、Ｃｏ、もしくは他のＣｏ合金を用いても構わない。ＣｏＦｅのかわりにＣｏを用いる場合にはＣｏ単体では軟磁性が実現できないため、できるだけ薄くすることが望ましい。
【０１６５】
例えば、ＮｉＦｅが４ｎｍのときにはＣｏは０〜１ｎｍ、ＮｉＦｅが２ｎｍのときには、０〜０．５ｎｍ、ＮｉＦｅが１ｎｍのときには、０〜０．３ｎｍが好ましい。また、下地Ｃｕとの界面拡散を気にする場合には下地Ｃｕとの界面にもＣｕと非固溶な材料のＣｏやＣｏＦｅを挟んでも構わない。例えば、Ｃｏ０．３／ＮｉＦｅ２／Ｃｏ０．５、ＣｏＦｅ０．５／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５などのフリー層が考えられる。
【０１６６】
また、このような極薄磁性膜の積層膜にするかわりに、ＮｉＦｅＣｏの合金フリー層を用いてもよい。
【０１６７】
また、本発明で対象にしているような極薄フリー層では低磁歪を実現することも困難になる。一つの困難点として、ＮｉＦｅの膜厚が薄くなるほど、ＮｉＦｅの磁歪が正に大きくなることが挙げられる。それを克服するために、通常ＮｉＦｅ８ｎｍ／ＣｏＦｅ１ｎｍというフリー層ではＮｉＦｅの組成はＮｉ_８０Ｆｅ_２０（ａｔ％）で良いが、本発明の４．５ｎｍＴ以下のフリー層の場合には、Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０よりもＮｉリッチにすることが望ましい。具体的には、ＮｉＦｅ膜厚が４ｎｍ程度のときでＮｉ_８１Ｆｅ_１９（ａｔ％）よりもＮｉリッチに、ＮｉＦｅ膜厚が３ｎｍ程度のときにはＮｉ_８１．５Ｆｅ_１８．５（ａｔ％）よりもＮｉリッチにすることが望ましい。Ｎｉ濃度の上限としては、Ｎｉ_９０Ｆｅ_１０（ａｔ％）程度が好ましい。
【０１６８】
上記のように、下地Ｃｕは電流磁界Ｈ_ｃｕを低減させて、極薄フリー層においても良好なバイアスポイントを実現するという目的と、極薄フリー層でもＭＲ変化率の劣化なくスピンフィルター効果を用いるということが２つの大きな目的である。
【０１６９】
バイアスポイントという点からいうと、上記（７−１）の膜でｙとｘは独立に決められるものではなく、相互の値に注意して決定される。例えば、ｙが小さくなるとＨ_ｐｉｎが小さくなるため、それをキャンセルする電流磁界Ｈ_ｃｕも小さいほうがよいため、ｘの値は大きめの値のほうに最適点がシフトする。
【０１７０】
具体的には、一つの例として次のような膜厚設計が考えられる。非磁性高導電層がＣｕ層の場合の設計として、ピン層が２ｎｍＴのときにはＣｕ層は０．５〜１．５ｎｍ、ピン層が１．５ｎｍＴのときにはＣｕ層は１〜２ｎｍ、ピン層が１ｎｍＴのときにはＣｕ層は１．５〜２．５ｎｍ、ピン層が０．５ｎｍＴのときにはＣｕ層は２〜３ｎｍ、ピン層が０ｎｍＴのときにはＣｕ層は２．５〜３．５ｎｍということになる。
【０１７１】
ここでピン層がＣｏ、もしくはＣｏＦｅのときにはピン層の膜厚はｔ＝（Ｍｓ＊ｔ）_ｐｉｎ／１．８Ｔ ［ｎｍ］、ピン層がＮｉＦｅのときにはピン層膜厚はｔ＝（Ｍｓ＊ｔ）_ｐｉｎ／１Ｔ ［ｎｍ］ということになる。
【０１７２】
スペーサＣｕはＣｕの他に、Ａｕ、Ａｇ、またはこれらの元素を含む合金などを用いても構わない。しかし最も望ましいのは、Ｃｕである。高いＭＲを実現すること、およびフリー層の下地側とは反対側のシャント層をできるだけ小さくして電流磁界を低減させるためにも、スペーサ厚さは、できるだけ薄いほうが好ましい。しかし、あまり薄すぎるとピン層とフリー層のフェロ的な磁気結合が強くなってしまい、Ｈ_ｉｎ増大が生じてしまうので、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ、さらに望ましくは、１．８〜２．３ｎｍ程度が望ましい。
【０１７３】
スピンフィルター効果と電流磁界低減のために大きな役割を果たしている下地高導電層は、ここでは単層のＣｕで構成されているが、積層膜で形成しても構わない。このとき、トップスピンバルブ膜においては、ｆｃｃのシード層という役割もあるため、下地材料としては、ｆｃｃもしくはｈｃｐ金属材料がよい。具体的には、Ａｕ，Ａｇ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｐｔなどからなる金属の合金層、もしくは積層膜が考えられる。ＭＲのスピンフィルター効果と電流磁界低減効果だけのためなら単純なＣｕ下地で十分効果が得られるが、下地材料をわざわざ合金層や積層膜にする効果として、極薄フリー層の磁歪制御とＨ_ｉｎ制御という２つの役割がある。具体的には次のような実施例が考えられる。
【０１７４】
Ｔａ５／Ｒｕ１／Ｃｕ１．５／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５（７−２） Ｒｕ１ｎｍを下地として用いることによって、膜の平坦性が向上し、スペーサ２ｎｍでフリー層のＭｓ＊ｔがＮｉＦｅ換算２．９ｎｍＴと極薄フリー層にも関わらず１０Ｏｅ程度の低Ｈ_ｉｎを容易に実現することができる。低Ｈ_ｉｎの実現はバイアスポイントのＭＲハイト依存性がすくなくなるという点で望ましい。また、いたずらにシンセティックＡＦの上下ピン層の膜厚差をつけなくても良好なバイアスポイントが実現できるという点でも好ましい。ここではＲｕの膜厚は１ｎｍとしたが、０．５ｎｍ〜５ｎｍ、さらに望ましくは、１ｎｍ〜３ｎｍ程度が望ましい。Ｒｕ以外の材料でも望ましい膜厚はそれほど変わらない。
【０１７５】
（７−２）の膜では、Ｈ_ｃｕを計算するときには、Ｒｕの厚さとＣｕの厚さの電気的なシャント層の足し算になる。例えば、Ｒｕの場合には、３０μΩｃｍとＣｕの比比抵抗の約３倍なため、Ｈ_ｃｕという観点では（７−２）の膜はＣｕ厚換算で１．８ｎｍの膜と同等ということになる。ただしＭＲという観点ではＲｕでは抵抗が高く、電子の平均自由行程が短いため、ＲｕをＮｉＦｅにダイレクトに接しさせることではスピンフィルター効果はほとんど得られない。よって、フリー層に接する層としては、できるだけ低抵抗のＣｕ、Ａｕ、Ａｇなどが望ましく、Ｒｕなどの材料はＣｕ、Ａｕ、Ａｇなどを介して二層にすることが好ましいわけである。これがわざわざ二層下地にする１つの理由である。
【０１７６】
また、ここではバッファ層ＴａとＲｕをわけて考えたが、Ｒｕ層がバッファ層としての効果も発揮するならばＴａ層はなくてもよい。例えばＺｒ層をＲｕの変わりに用いるときなどは、Ｔａをなくすことも可能である。
【０１７７】
バッファ層を用いる場合には、Ｔａの他に、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｗ，Ｃｕ，Ｈｆ，Ｍｏもしくはこれらの合金などを用いることができる。これらのいずれの材料を用いても、膜厚は１ｎｍ〜７ｎｍ、さらに好ましくは、２ｎｍ〜５ｎｍ程度が好ましい。
【０１７８】
ここではＡＦ膜としてＩｒＭｎ（Ｉｒ：５〜４０ａｔ％）を用いたが、ＩｒＭｎの膜厚としては、３ｎｍ〜１３ｎｍ程度が好ましい。ＩｒＭｎを用いるメリットとしては、薄い膜厚でも良好なピン特性が実現できるため、高密度化に向けた狭ギャップヘッドに適している、貴金属を含んでいるため、熱処理後に高ＭＲ変化率を維持できるという特徴がある。比較例２で示したようなＦｅＭｎを反強磁性膜に用いた膜では、高ＭＲ変化率を熱処理後に維持することはできない。これは本発明のような極薄フリー層を用いるときに顕著に表れる現象である。
【０１７９】
また、反強磁性膜としてはＣｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＮｉＯを用いても良いが、高ＭＲ変化率実現のためには、貴金属元素を含むＡＦが望ましい。たとえばＩｒの代わりにＰｄ、Ｒｈなどを用いても良い。ＦｅＭｎやＮｉＭｎなどに比べてＭＲ変化率が向上するため、ヘッドに不可欠なアニール熱処理後でも高ＭＲ変化率が維持される。また、貴金属元素の濃度がさらに高いＰｔＭｎを用いることも望ましい実施例のひとつである。
【０１８０】
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５ （７−３）
Ｔａ５／Ｒｕｘ／Ｃｕｙ／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５（７−４）
ＰｔＭｎ（Ｐｔ：４０〜６５ａｔ％）を使うメリットとしては、貴金属濃度がＩｒＭｎよりもさらに高いためプロセスアニールによるＭＲ劣化がさらに少なく、高いＭＲ変化率が実現でき、ΔＲｓを大きくすることができ、高出力が得られることが挙げられる。ＭＲの良好な耐熱性が実現しにくい極薄フリー層のスピンバルブ膜において、スピンフィルター効果による下地Ｃｕなどがある構成と、ＰｔＭｎとの組み合わせが最もＭＲ耐熱性がよい。ＰｔＭｎの代わりにＰｄＭｎ、ＰｄＰｔＭｎを用いても良い（貴金属濃度：４０〜６５ａｔ％）。
【０１８１】
ＭＲ耐熱性という観点からいうと、下地Ｃｕ厚は１ｎｍ以上あることが望ましい。それ以下の膜厚だとＭＲの耐熱性が悪くなるからである。ただし、ＮｉＦｅの膜厚が４ｎｍ以上あるときには、下地Ｃｕ厚は０．５ｎｍ以上あればＭＲの耐熱性を確保できる。
【０１８２】
ＰｔＭｎは電気的な比抵抗の値もＩｒＭｎとほぼ同じ値で大きいので、電流磁界に対する寄与は小さく好ましい。このように、（７−３）、（７−４）の膜は実用上非常に優れた膜である。
【０１８３】
ただし、ＰｔＭｎのデメリットとして一方向異方性磁界がでる臨界膜厚がＩｒＭｎの場合よりも厚いため、５ｎｍ程度まで薄くすることが困難なことが挙げられる。よってＰｔＭｎを用いた場合にはＰｔＭｎの膜厚としては、５ｎｍ〜３０ｎｍが望ましい。さらに望ましくは、７ｎｍ〜１２ｎｍ程度が望ましい。ＰｔＭｎの場合にも、（７−４）のような、フリー層の下地の二層化に対する考え方は全く同様である。
【０１８４】
（７−１）〜（７−４）の実施例のバリエーションとして、反強磁性膜の上にさらに貴金属元素膜を積層することが考えられる。例えば、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｐｄなどの単層膜もしくは積層膜を用いてもよい。この構成によって薄いスペーサ膜厚のときでも低Ｈ_ｉｎを実現できる。ただし、あまり膜厚が厚くなると、電流分流比がフリー層の上層側で多くなってしまうので、単層膜もしくは積層膜のトータル膜厚としては０．５ｎｍ〜３ｎｍ程度が好ましい。
【０１８５】
図１５に関して前述したように、本実施例のスピンバルブ膜は、比較例１〜４と比べて、バイアスポイントの制御性がはるかに優れ、最適なバイアスポイントを確実に得ることができる。
【０１８６】
また、図１６に関して前述したように、本実施例のスピンバルブ膜は、比較例１〜４と比べて高いＭＲ変化率を得ることができる。
（実施例２） トップＳＦＳＶ（シンプルＣｏＦｅフリー層）
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５ （８−１）
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５ （８−２）
本実施例においては、フリー層として、（実施例１）のようなＮｉＦｅ／ＣｏやＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのような積層フリー層ではなく、ＣｏＦｅ単層からなるシンプルなフリー層構成を用いた。つまり図１において、フリー層１０２が単層膜のＣｏＦｅからなり、高導電層１０１が単層膜Ｃｕからなる構造である。
【０１８７】
（５ｎｍＴ ｉｎ ＮｉＦｅ）を実現するような極薄フリー層を実現するには、様々な困難な点が生じてくるが、単層からなるＣｏＦｅ系フリー層では極薄域での軟磁性制御が膜構成が単層なことから比較的容易というメリットがある。ＣｏＦｅに第３の添加元素として、Ｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｏｓのようなものを添加しても構わない。しかし、ＣｏＦｅ合金のかわりにピュアなＣｏでは軟磁性が実現できない。ＣｏＦｅはＣｏ_８５Ｆｅ_１５ａｔ％〜Ｃｏ_９６Ｆｅ_４ａｔ％が望ましい。後に述べるように、これは磁歪制御という観点からによる。
【０１８８】
また、ＣｏＦｅフリー層は軟磁性という観点からｆｃｃ（１１１）配向していることが望ましい。スピンフィルター効果を効果的に得るという点からも抵抗が小さくなるようにｆｃｃ（１１１）配向してことが好ましいが、ＣｏＦｅＢのような微結晶構造やアモルファス構造のフリー層の実施例も考えられる。
【０１８９】
シンプルＣｏＦｅフリー層はＭｓがＮｉＦｅよりも大きいことから同じＭｓ＊ｔを実現するにも薄い膜厚で実現できることから、スピンフィルター効果の観点からも有利となる。例えば４．５ｎｍＴのフリー層を実現するにはＮｉＦｅ／ＣｏＦｅでは、ＮｉＦｅ３．６／ＣｏＦｅ０．５（ｎｍ）でトータル膜厚が約４ｎｍとなるのに対し、シンプルＣｏＦｅフリー層ではＣｏＦｅ２．５ｎｍであり、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅよりも約１．５ｎｍ薄くできる。この両者の膜にフリー層の下に接して高導電層を設けると、ダウンスピン電子は両者の膜ともダウンスピンの平均自由行程の値である約１ｎｍと比べて厚いためフィルタアウトされるが、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのトータル膜厚４ｎｍ程度になるとアップスピンの平均自由行程と近い値になってくるため、その下の高導電層は単純なシャント効果をもたらすことになり、高導電層を厚くすればするほどシャント効果の影響でＭＲが低減してしまう。
【０１９０】
一方、シンプルＣｏＦｅに関しては、２．５ｎｍよりも平均自由行程が長いため、ある程度の膜厚までは高導電層をつけるほどアップスピンの平均自由行程が長くなり、ＭＲが上昇する。経験的には高導電層にＣｕを用いた場合には、Ｃｕ層とＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ、もしくはＣｏＦｅ層からなるフリー層のトータル膜厚が４ｎｍ程度、もしくは３ｎｍ〜５ｎｍのときにＭＲピークをとることが実験的に得られている。つまり、バイアスポイント設計上必要な高導電層膜厚があった場合、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅではスピンフィルター効果というよりもシャント効果のためＭＲの減少をもたらすが、ＣｏＦｅではスピンフィルター効果によって、バイアスポイント調整とともにＭＲ上昇効果の両立をはかることができるので、有利となる。これは上述のように、高導電層とフリー層とのトータル膜厚でＭＲピーク値がきまるので、ＣｏＦｅ膜厚が薄いほど、ＭＲピークをとるＣｕ層の膜厚が厚くなることになり、スピンフィルター効果とバイアスポイント調整効果の兼用効果がでてくる。以上の理由により単純ＣｏＦｅフリー層のほうがスピンフィルタースピンバルブでは望ましい。
【０１９１】
積層ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのほうがＭＲ耐熱性が悪いので、単純ＣｏＦｅフリー層のほうがＭＲが大きいのでよい。
【０１９２】
磁歪制御も極薄層の積層膜であるＮｉＦｅ／ＣｏＦｅよりもＣｏＦｅの単層のほうが制御が容易。特に、極薄フリー層では界面磁歪が重要であるので、界面が一つ増えるＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのほうが不利である。
【０１９３】
（８−１）の構成でのバイアスポイントも、実施例１の場合とほぼ同様に３０〜５０％の良好な範囲内になる。ハイト依存性も実施例１と同様に小さい。
【０１９４】
フリー層のＭｓ＊ｔ依存性に関しては、Ｍｓ＊ｔが小さいほどトランスファーカーブ上の飽和磁界Ｈｓが小さくなってくるため、より厳密なバイアスポイント調整が要求される。具体的には電流磁界をより低減させることが重要になってくるので、高導電層の膜厚を増加させる必要がでてくる。本発明によるスピンバルブ膜では既に述べたようにフリー層の膜厚が薄くなるほどスピンフィルター効果によりＭＲピークが出現する高導電層の膜厚が厚いほうにシフトするため、そのトレンドとも一致しており、本発明のスピンバルブ膜の設計思想が高密度用ヘッドの膜として利にかなっていることがわかる。
【０１９５】
具体的には、フリー層Ｍｓ＊ｔ〜４．５ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚２．５ｎｍのときには高導電層の良好な膜厚はＣｕ換算で０．５ｎｍ〜４ｎｍ、さらに望ましくは１ｎｍ〜３ｎｍ、Ｍｓ＊ｔ〜３．６ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚２ｎｍのときにはＣｕ膜換算で、１ｎｍ〜４．５ｎｍ、さらに望ましくは１．５〜３．５ｎｍ、Ｍｓ＊ｔ〜２．７ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚１．５ｎｍのときにはＣｕ膜換算で、１．５ｎｍ〜５ｎｍ、さらに望ましくは２ｎｍ〜４．５ｎｍ、Ｍｓ＊ｔ〜１．８ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚１ｎｍのときにはＣｕ膜換算で、２ｎｍ〜５．５ｎｍ、さらに望ましくは、２．５ｎｍ〜５ｎｍ程度とする。
【０１９６】
（８−１）では反強磁性膜としてＩｒＭｎを用いているのに対し、（８−２）ではＰｔＭｎを用いている。ＰｔＭｎを用いることにより、さらにＭＲ耐熱性が向上し、出力の向上がはかれるというメリットが得られる。これは、ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）フリー層のときと同様である。ただし、ＰｔＭｎを用いたときのほうがＨ_ｉｎが上昇しやすいという問題点があるため、バイアスポイントを良好なところに設計するためには、ＩｒＭｎを用いたときよりも、電流磁界Ｈ_ｃｕを低減させるか、Ｈ_ｐｉｎを増加させるかの、どちらかもしくは両者の対策が必要である。Ｈ_ｃｕを低減させるためには、高導電層のσｔを増加させる、つまり高導電層の膜厚を増加させることが考えられる。また、Ｈ_ｐｉｎを増加させるには、シンセティックＡＦの上下のピン層膜厚差をＩｒＭｎのときよりも大きめにすることが考えられる。しかし、高導電層の膜厚を増加させることはΔＲｓの低下を招くことにもなるので、ＩｒＭｎのときよりも高導電層膜厚でＣｕ換算で０〜２ｎｍ程度の範囲での調整が望ましい。また、シンセティックＡＦ構造のΔｔを増加させることはこれまでのべてきたようにバイアスポイントのＭＲハイト依存性を増加させることにもなるのであまり大きくすることは望ましくなく、ＩｒＭｎのときと比べてＣｏＦｅ換算で０〜１ｎｍ程度の増加で設計することが望ましい。
（８−１）、（８−２）のバリエーションとして、次のような構成も考えられる。 Ｔａ５／Ｒｕｘ／Ｃｕｙ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５ （８−３）
Ｔａ５／Ｒｕｘ／Ｃｕｙ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５ （８−４）
この構成においては、高導電層として、Ｃｕ単層ではなく、Ｒｕ／Ｃｕという積層膜で構成した。積層膜にする理由は次の二つの理由による。
【０１９７】
１．ＣｏＦｅ磁歪制御
２．Ｈ_ｉｎ低減効果
上記１．のＣｏＦｅ磁歪制御に関しては、後に詳述するように、ＣｏＦｅの歪み制御によって磁歪を制御しようとするものである。つまり、単純ＣｕよりもＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）面間隔を広げて、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０（ａｔｍｉｃ％）フリー層を用いたときには負側に大きくなりやすいＣｏＦｅフリー層の磁歪を、ゼロ近傍に制御しようとするものである。よって、Ｃｕ層の下に位置する材料としてはＣｕよりも原子半径が大きいものが望ましい。例えば、Ｒｕの他に、Ｒｅ、Ａｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｈ、ＩｒあるいはＰｄなどが望ましい。磁歪制御という意味では下地二層化の他にＣｏＦｅ組成を９０−１０から変えることによっても可能である。具体的には、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０〜Ｃｏ_９６Ｆｅ_４の組成範囲のＣｏＦｅ合金フリー層が用いられる。
一方、上記２．のＨ_ｉｎ低減効果に関しては、膜成長のときの平坦性を向上させる効果がＲｕにはあるからである。既に述べてきたように、Ｈ_ｉｎはできるだけ小さいところでＨ_ｃｕとＨ_ｐｉｎによってバイアスポイント設計することが望ましいからである。特に、ＳＦＳＶではＭＲのスピンフィルター効果、フリー層の上層のシャント低減という２つの点でスペーサ厚はできるだけ薄いほうが望ましく、Ｃｕ〜２ｎｍ程度の極薄スペーサを使いこなす技術が必要なので、一般的にスペーサ厚依存性が大きなＨ_ｉｎ制御が困難になる。Ｒｕ／Ｃｕ積層膜にすることによって、Ｒｕ１．５ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍ〜２ｎｍ下地、フリー層Ｍｓ＊ｔ３．６ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚２ｎｍという極薄フリー層、スペーサＣｕ２ｎｍというもので、Ｈ_ｉｎとして７〜１３Ｏｅという低Ｈ_ｉｎを実現することができる。（７−１）、（７−２）の実施例においてはＨ_ｉｎが２０Ｏｅ程度であったことを考慮すると、このＨ_ｉｎ低減効果は大きい。
【０１９８】
Ｈ_ｃｕ計算という観点からみたときには、Ｒｕの比抵抗からσｔとＣｕ膜厚に換算すればよいだけである。実験的に求まったＲｕの比抵抗は３０μΩｃｍなので、σｔのシャント効果としては比抵抗１０μΩｃｍのＣｕ膜厚にして１／３の膜厚ということになる。例えば、Ｒｕ１．５ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍという構成ではシャントのＣｕ膜厚換算値で（１．５ｎｍ／３）＋１ｎｍ＝１．５ｎｍと同等ということになる。
【０１９９】
また（８−１）〜（８−４）の実施例のバリエーションとして、反強磁性膜の上にさらに貴金属元素膜を積層することが考えられる。例えば、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｐｄなどの単層膜もしくは積層膜を用いてもよい。この構成によって薄いスペーサ膜厚のときでも低Ｈ_ｉｎを実現できる。ただしあまり膜厚が厚くなると、電流分流比がフリー層の上層側で多くなってしまうので、単層膜もしくは積層膜のトータル膜厚としては０．５ｎｍ〜３ｎｍ程度が好ましい。
（実施例３）ボトムＳＦＳＶ（ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）フリー層）
Ｔａ５／Ｒｕ２／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／Ｃｏ０．５／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ２／Ｔａ５ （９−１）
Ｔａ５／Ｒｕ１／ＮｉＦｅＣｒ２／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／Ｃｏ０．５／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ２／Ｔａ５（９−２）
反強磁性膜がフリー層よりも下層側に位置する、いわゆるボトムタイプの実施例について示す。図６は、本実施例にかかるスピンバルブ膜構成を表す概念図である。すなわち、下地バッファ層１３１上に、反強磁性膜結晶制御層１２８、反強磁性膜１２７が積層され、ピン層１２６、１２４が層１２５を介して反強磁性的に結合している。層１２４上にスペーサ層１２３、フリー層１２２、非磁性高導電層１２１が順次積層され、最後にキャップ層１３２が設けられている。
【０２００】
（９−１）の実施例は、反強磁性膜結晶制御層１２８が単層Ｒｕからなり、１２７の反強磁性膜がＰｔＭｎ、フリー層１２２が１２９、１３０の二層の積層膜から形成された場合である。（９−２）の実施例は、反強磁性膜結晶制御層１２８が１３３の膜としてＲｕ、１３４の膜としてＮｉＦｅＣｒの二層膜から形成され、１２７の反強磁性膜がＩｒＭｎ、フリー層が１２９、１３０の２層膜から形成された場合の実施例である。
【０２０１】
ボトムタイプのスピンバルブ膜においては、Ｔａ等のバッファ層の上にさらに反強磁性膜結晶制御層として、ｆｃｃまたはｈｃｐの下地膜を１ｎｍ〜５ｎｍ程度用いる。例えば、Ｃｕ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ａｇ、Ｎｉ、ＮｉＦｅやそれらの合金膜、積層膜などが用いられる。これらのシード（ｓｅｅｄ）層は反強磁性膜としての機能を高めるために重要な膜である。（９−１）のＰｔＭｎの実施例においては単層のＲｕ層を、（９−２）のＩｒＭｎの実施例においては、Ｒｕ／ＮｉＦｅＣｒの積層膜を用いた。この反強磁性膜結晶制御層は反強磁性膜のブロッキング温度を充分高い値にすること、および膜平坦化を促し、本発明で必要とされる１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度の極薄スペーサを用いた場合でも低Ｈ_ｉｎを実現する働きがある。
【０２０２】
本発明によるバイアスポイントメリットという点では、上記実施例程度の膜厚の範囲では、このシード層の種類によって、大きな影響を受けることはない。ただし、低抵抗材料、すなわち比抵抗の小さな材料を用いることは好ましくない。これは、ここでシャント分流層が増えてしまうと、電流中心をフリー層に近づけることが困難になるからである。よって、反強磁性膜としての機能を高められる材料の範囲でできるだけ高抵抗の材料を用いることが好ましい。例えば、低抵抗のＮｉＦｅの代わりに、ＮｉＦｅにＣｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｗ、Ｔａ等を添加して比抵抗を上げて用いる実施例が考えられる。（９−２）ではＮｉＦｅの代わりにＮｉＦｅＣｒを用いている。
【０２０３】
反強磁性膜としては、（９−１）ではＰｔＭｎ、（９−２）ではＩｒＭｎを用いている。ＰｔＭｎを用いるメリットとしては、ブロッキング温度が高温であること、およびＨｕ．ａ．が大きいこと、およびプロセス熱処理後のＭＲ熱劣化が非常に小さく、高ＭＲ、高ΔＲｓが実現できることが挙げられる。トップタイプのときと同様に極薄フリー層を用いた場合に高いＭＲをプロセス熱処理後に維持できるという点から貴金属を含む反強磁性膜であるＰｔＭｎを用いるメリットは非常に大きい。ＰｔＭｎの代わりにＰｄＰｔＭｎを用いても良い。好ましい膜厚範囲としては、５ｎｍ〜３０ｎｍ、さらに好ましくは、７ｎｍ〜１２ｎｍが良い。
【０２０４】
（９−２）のＩｒＭｎを用いるメリットとしては、ＰｔＭｎよりも薄膜領域で特性がでるため、高密度化に対応した狭ギャップヘッドに適しているという点を挙げることができる。ＩｒＭｎの膜厚としては３ｎｍ〜１３ｎｍが望ましい。ＩｒＭｎも貴金属元素Ｉｒを含む反強磁性膜であるため、ＭＲ変化率の耐熱性に優れている。ＩｒＭｎの替わりに同様に貴金属元素を含むＲｕＲｈＭｎを用いてもよい。
【０２０５】
上記のように、反強磁性膜としては、ＰｔＭｎ、ＩｒＭｎ、ＰｄＰｔＭｎが最も好ましいが、本発明のスピンバルブ膜のバイアスポイントメリットという点では反強磁性膜材料によって限定されるものではなく、ＮｉＯ、ＣｒＭｎＰｔ、ＮｉＭｎ、α−Ｆｅ_２Ｏ_３等のその他の反強磁性膜を用いても構わない。
【０２０６】
シンセティックピン層の二層の強磁性材料としては、ここではＣｏＦｅ合金層を用いたが、Ｃｏ、ＮｉＦｅ、またはＮｉＦｅと、ＣｏもしくはＣｏＦｅの積層膜を用いても構わない。これらの構成材料や膜厚等の考え方は、前述した実施例１、２のトップタイプの場合と全く同様である。本発明の重要なポイントであるこのシンセティックピン層の構成は、前述のように、ピン漏洩磁界を低減させることが最も大きな目的であり、この上下強磁性層のＭｓ＊ｔ差はフリー層に接して設けられる高導電層の膜厚と密接に関連して変えられるものである。
【０２０７】
スペーサについてもトップタイプのときと考え方は変わらず、できるだけ薄いほうが好ましい。具体的には、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が望ましく、さらに望ましくは、１．８ｎｍ〜２．３ｎｍが好ましい。
【０２０８】
フリー層としては、ここでの実施例ではＮｉＦｅ／Ｃｏの積層膜を用いている。このフリー層の膜厚、材料の考え方もトップタイプのときとほぼ同様である。ただし、ＮｉＦｅの下地膜がトップタイプと、ボトムタイプの場合では異なるため、低磁歪実現のためのＮｉＦｅの組成がトップタイプのときとは若干異なる。具体的にはＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層フリー層の場合には、ＮｉＦｅの低膜厚化に伴うＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層フリー層の磁歪の正側へのシフトがトップタイプのときよりも小さいので、トップタイプのときよりもＮｉＦｅの組成としてＮｉプアのものでも最適磁歪を実現できる。
【０２０９】
例えば、ＮｉＦｅ３ｎｍ／ＣｏＦｅ０．５ｎｍ積層フリー層の場合にはトップタイプではＮｉＦｅの組成として、Ｎｉ_８１Ｆｅ_１９（ａｔ％）ではまだ正側に大きい値となって使用不可能だが、ボトムタイプではＮｉ_８１Ｆｅ_１９（ａｔ％）で小さな正の磁歪値となって実用上問題ない膜となる。
【０２１０】
本発明の大きなポイントの２点目である高導電層としては、ここではＣｕ膜が用いられている。この高導電層の最も大きな役割は、電流センターをできるだけフリー層に近づけて電流磁界を低減させることである。
【０２１１】
さらに別の効果として、Ｃｕ導電層によるＭＲのスピンフィルター効果も用いているため、極薄フリー層を用いているにも関わらずＭＲ変化率の劣化はない。
【０２１２】
最適なＣｕ膜厚の範囲はトップＳＦＳＶのときと同様であり、フリー層厚、シンセティックＡＦの上下のピン層膜厚差によって最適値が微妙にずれることもトップタイプのときと同様である。またＣｕキャップ層のバイアスポイント調整、高ＭＲ変化率維持以外の別の大きな効果として、極薄フリー層での低Ｈ_ｉｎを実現できることにある。例えば、同じフリー層厚でＣｕキャップがない場合にはＨ_ｉｎが３０Ｏｅ以上あったものがＣｕキャップを用いることにより約１０Ｏｅまで低減できる。
【０２１３】
ここで、（９−１）、（９−２）のバリエーションとして、フリー層ＣｏＦｅに接した高導電層Ｃｕの換わりに、二層以上の積層膜からなる高導電層で構成したもよい。例えば、Ｃｕ／Ｒｕ、Ｃｕ／Ｒｅ、Ｃｕ／Ｒｈ、Ｃｕ／Ｐｔなどが挙げられる。二層にする効果としては、トップタイプのときに記述したようにＣｏＦｅフリー層の磁歪は歪みによって影響を受けるので、磁歪λｓを調整することが主な目的である。また、低Ｈ_ｉｎを実現することが本発明においては重要だが、低Ｈ_ｉｎ制御目的のためにも、２層にすることがある。
【０２１４】
具体的な膜構成としては、以下のようなものが考えられる。
【０２１５】
Ｔａ５／Ｒｕ／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／Ｃｏ０．５／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ１．５／Ｒｕ１．５／Ｔａ５ （９−３）
Ｔａ５／Ｒｕ／ＮｉＦｅＣｒ／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／Ｃｏ０．５／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ１．５／Ｒｕ１．５／Ｔａ５（９−４）
上記膜構成において、Ｃｕ薄膜の比抵抗１０μΩｃｍに対して、Ｒｕは３０μΩｃｍなので、電気的なシャント効果としては、Ｃｕ１ｎｍに対し、Ｒｕ３ｎｍが同等の効果をもたらすことになる。つまり、上記（９−３）、（９−４）の膜においては、高導電層の膜厚はＣｕ換算で２ｎｍと同等ということになる。Ｃｕ単層の場合に０．５ｎｍ〜３ｎｍまでの範囲で用いられるので、Ｒｕも同様に０．５ｎｍ〜６ｎｍの範囲で用いられる。ただし、Ｒｕでは比抵抗も高くスピンフィルター効果はＣｕの場合よりも弱いため、ＣｏＦｅに接する高導電層としては、Ｃｕのほうが好ましく、また、Ｒｕをあまり厚くすることは狭ギャップという点からも好ましくないので、ＣｏＦｅに接しさせてＣｕなどを用い、Ｃｕ膜厚は０．５ｎｍ〜２ｎｍ程度用いた上で、２層の他の金属材料を用いることが好ましい。
（実施例４）ボトムＳＦＳＶ（ＣｏＦｅフリー層）
Ｔａ５／Ｒｕ２／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／Ｔａ５ （１０−１） Ｔａ５／Ｒｕ１／ＮｉＦｅＣｒ２／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／Ｔａ５（１０−２） 本実施例は、図２に例示したボトムタイプに属するもので、フリー層１２２の代わりに単層膜のＣｏＦｅ層が用いられているタイプのものである。それ以外は、前述した実施例３と同様である。フリー層以外の層の材料、膜厚の考え方は全く実施例３と同様である。ＣｏＦｅフリー層を用いるメリットは、トップタイプのときと同様である。さらに、この実施例ではＭｓ＊ｔがＮｉＦｅ換算で３．６ｎｍＴのときだが、Ｍｓ＊ｔ〜４．５ｎｍＴで比較すると、ＣｏＦｅ単層フリー層ならば膜厚２．５ｎｍで薄くスピンフィルター効果が得られるのに対して、ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）だとＮｉＦｅ４／Ｃｏ０．５（ｎｍ）と総膜厚が厚くなり、高導電層を設けることによるＭＲのスピンフィルター効果は得られず、単純シャント層となること、およびＮｉＦｅ自体のシャント効果もあることから、ΔＲｓでＣｏＦｅ単層フリー層と比較して、０〜３０％減少する。
【０２１６】
以上のことから、Ｍｓ＊ｔの広い範囲でＭｓ＊ｔのスピンフィルター効果が得られることからも、ＣｏＦｅフリー層の実施例である本実施例のほうが、実施例３の場合よりも望ましい。
【０２１７】
ここで、（１０−１）、（１０−２）のバリエーションとして、フリー層ＣｏＦｅに接した高導電層Ｃｕの換わりに、二層以上の積層膜からなる高導電層で構成したもよい。例えば、Ｃｕ／Ｒｕ、Ｃｕ／Ｒｅ、Ｃｕ／Ｒｈなどが挙げられる。二層にする効果としては、既述のようにＣｏＦｅフリー層の磁歪は歪みによって影響を受けるので、磁歪λｓを調整することが主な目的である。また、低Ｈ_ｉｎを実現することが本発明においては重要だが、低Ｈ_ｉｎ制御目的のためにも、２層にすることがある。具体的な膜構成としては、以下のようなものが考えられる。
Ｔａ５／ＮｉＦｅ／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ１．５／Ｒｕ１．５／Ｔａ５（１０−３）
Ｔａ５／ＮｉＦｅ／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ１．５／Ｒｕ１．５／Ｔａ５ （１０−４）
上記のような積層膜非磁性高導電層によってＣｏＦｅの磁歪を制御する方法以外に、ＣｏＦｅの組成を変えることによる磁歪制御もある。一般的に、フリー層に加わる歪調整は下地膜のほうがやりやすいが、ボトムタイプではフリー層の下側での材料は自由に選ぶことは困難となるからである。ボトムタイプのときにはＣｕ上にＣｏＦｅが積層されることになり、そのときにはＣｏ_９０Ｆｅ_１０（ａｔ％）を用いると、負側の大きな磁歪になりやすい。それを正側にシフトさせるために、ＣｏリッチのＣｏＦｅを用いることが望ましい。具体的には、Ｃｏ_９０Ｆｅ_１０〜 Ｃｏ_９６Ｆｅ_４（ａｔ％）のＣｏＦｅフリー層を用いることが望ましい。しかしＣｏリッチにしてｈｃｐ相が混在してしまうと、フリー層の軟磁性が劣化（Ｈｃが増大）するので、Ｃｏ_９８Ｆｅ_２のようなＣｏリッチすぎるＣｏＦｅ合金を用いることは望ましくない。
【０２１８】
上記の膜構成において、Ｃｕ薄膜の比抵抗１０μΩｃｍに対して、Ｒｕは３０μΩｃｍなので、電気的なシャント効果としては、Ｃｕ１ｎｍに対し、Ｒｕ３ｎｍが同等の効果をもたらすことになる。つまり、上記（１０−３）、（１０−４）の膜においては、高導電層の膜厚はＣｕ換算で２ｎｍと同等ということになる。Ｃｕ単層の場合に０．５ｎｍ〜３ｎｍまでの範囲で用いられるので、Ｒｕも同様に０．５ｎｍ〜６ｎｍの範囲で用いられる。ただし、Ｒｕでは比抵抗も高くスピンフィルター効果はＣｕの場合よりも弱いため、ＣｏＦｅに接する高導電層としては、Ｃｕのほうが好ましく、また、Ｒｕをあまり厚くすることは狭ギャップという点からも好ましくないので、ＣｏＦｅに接しさせてＣｕなどを用い、Ｃｕ膜厚は０．５ｎｍ〜１ｎｍ程度用いた上で、２層の他の金属材料を用いることが好ましい。
（第２〜第６の実施の形態：高温安定性と再生出力の向上）
次に、高温安定性と再生出力の向上の観点からみた本発明の第２〜第６の実施の形態に関して説明する。
【０２１９】
まず、第２〜第６の実施の形態に共通な技術的思想に関して概説する。
【０２２０】
図１７は、本発明の第２〜第６の実施の形態のうちの一実施の形態を示す図である。図１７において、基板１０に下シールド１１、下ギャップ膜１２を設け、その上にスピンバルブ素子１３が形成されている。スピンバルブ素子はスピンバルブ膜１４と一対の縦バイアス膜１５および一対の電極１６から構成され、さらに非磁性下地層１４１、１４２、反強磁性層１４３、磁化固着層１４４、中間層１４５、磁化自由層１４６、保護膜１４７が形成されている。
【０２２１】
表６には本発明の実施の形態のＳｙＡＦを磁化固着層に用いた場合の、ＳｙＡＦの強磁性層と結合する反強磁性層の材料組成および膜厚と、２００℃における交換結合定数Ｊ、交換バイアス磁界Ｈ_ＵＡ＊およびＨ_ＵＡ、ブロッキング温度Ｔｂ、およびスピンバルブ素子の抵抗変化率ΔＲ／Ｒを示す。また表７には、磁化固着層として従来の単層の磁化固着層を用いた場合の同様の表を示す。また表８にはＳｙＡＦと結合した反強磁性層の最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅Δθと２００℃におけるＳｙＡＦの反強磁性層側強磁性層との交換結合定数Ｊおよびブロッキング温度Ｔｂとの関係を示す。
【０２２２】
【表１】

【０２２３】
【表２】

【０２２４】
【表３】

本発明者は表６および表８に示すように、１）反強磁性層と結合する磁化固着層をＳｙＡＦによって構成し、反強磁性層の組成を選べば温度２００℃における交換結合定数Ｊとして０．０２ｅｒｇ／ｃｍ^２ 以上を得ることができること、２）反強磁性層の最密面ピークのロッキングカーブ半値幅が小さくなるように最密面を配向させて、ロッキングカーブ半値幅が好ましくは８゜以下、さらに好ましくは５゜以下となるようにすることによって、温度２００℃における交換結合定数Ｊを高めることができること、３）反強磁性層の磁気膜厚を２０ｎｍ以下、より好ましくは１０ｎｍ以下とすることにより、抵抗変化率を単層の磁化固着層を用いて構成したスピンバルブ素子の抵抗変化率と同等以上に高めることができること、そして４）温度２００℃における交換結合定数Ｊを０．０２ｅｒｇ／ｃｍ^２ 以上にすることにより、温度２００℃において交換バイアス磁界Ｈ_ＵＡ＊ を２００Ｏｅ以上にすることができ、記録媒体などから再生素子のスピンバルブ素子に加わる最大磁界が２００Ｏｅであっても安定な磁化固着層が得られること、を見出して本発明をなすに至った。
【０２２５】
図１８は外部磁界に対するスピンバルブ膜の抵抗値の変化と、交換バイアス磁界Ｈ_ＵＡ＊ を示す模式図である。図１８で交換バイアス磁界Ｈ_ＡＵ＊ は、実質的に磁化固着層の磁化が動かない磁界の最大値を、低磁界側の直線部の延長線と高磁界の直線部の延長線との交点として求めた磁界の値と定義される。交換バイアス磁界Ｈ_ＵＡ＊ として２００Ｏｅ以上を有する磁化固着層は、磁化固着方向に外部磁界を加えた場合の抵抗−磁界特性において、２００Ｏｅまでの磁界範囲では、磁化がほとんど動くことがなく、磁化自由層のみが磁化応答した抵抗変化が得られる。
【０２２６】
図１８では、磁界センサとしての動作点である磁界がゼロの近傍で磁化自由層の磁化応答に伴う急峻な抵抗変化のみが、抵抗−磁界特性を示す曲線上に認められ、２００Ｏｅまでの外部磁界に対しては、この磁化自由層の磁化応答以外には抵抗の変化が認められず、磁化自由層が飽和した後は、磁界に対する実質的な応答がないことを示す。
【０２２７】
従来のＮｉＯ反強磁性層や、ＦｅＭｎＣｒ反強磁性層を用いた場合には、２００℃においてはほとんどＪが得られない。また、３０ｎｍ厚のＣｒＭｎＰｔ反強磁性層を用いた場合には抵抗変化率が従来の単層の磁化固着層よりも低くなってしまうので好ましくない。
【０２２８】
従来の単層の磁化固着層においては、表７に示されているように、ＰｔＭｎを用いた場合には２０ｎｍ厚以上で高いＨ_ＵＡが得られるが、その場合の抵抗変化率は６．４〜６．７％と比較的低い値を示す。
【０２２９】
これに対し、表６に示す本発明の実施の形態によれば、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＣｒＭｎＰｔなどの厚さ２０ｎｍ以下の反強磁性層を用いることにより、２００℃にてＨ_ＵＡ＊ が２００Ｏｅ以上の優れた耐熱性を満足し、しかも抵抗変化率は従来の単層の磁化固着層を用いた場合と同等あるいはそれ以上の値が得られる。なお本発明において反強磁性層の厚さの下限は好ましくは３ｎｍ以上である。
【０２３０】
図１９はＨ_ＵＡ＊ が２００Ｏｅの本発明の実施形態のスピンバルブ膜、および従来のＨ_ＵＡが５００Ｏｅの単層磁化固着層のスピンバルブ膜について、２００℃にて２００Ｏｅの模擬バイアス磁界を与えた場合の経過時間と磁化固着層の磁化の動いた角度との関係を示す。図１９に示されているように、従来の単層磁化固着層のスピンバルブ膜に比べて、本発明の実施形態のスピンバルブ膜は、２００℃におけるＨ_ＵＡ＊ が２００Ｏｅと、単層磁化固着層のＨ_ＵＡ、５１０Ｏｅに比べて小さいにもかかわらず、２００℃における固着磁化の経時変化はわずかであって、安定性に優れることがわかる。
【０２３１】
また、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのＭｎリッチのγ−Ｍｎ系反強磁性体膜を用いた場合にみられるように、１０ｎｍ以下の反強磁性層厚では、従来の単層の磁化固着層を用いた場合よりも大きい抵抗変化率が得られ、さらに好ましい。
【０２３２】
また、表６の本発明の実施の形態においては、Ｔｂが２４０〜３００℃の範囲の反強磁性層で良好な固着磁化の耐熱性を示す。従ってＴｂ近傍では磁気結合層の結合磁界を上回る大きな磁界を加えて強磁性体層Ａと強磁性体層Ｂを同方向に飽和させることにより、磁化固着層の磁化方向を外部磁界により自由に制御できるので、磁気結合層と強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂとの間の拡散があまり問題とならない３００℃以下での磁化固着処理が可能となる。
【０２３３】
磁気結合層と強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂとの間の拡散や拡散の影響を防止するには、磁気結合層として厚さが０．８ｎｍを超えることが好ましく、またＲｕ、Ｒｈ、Ｃｒ、Ｉｒなどを用いることが好ましい。また強磁性層Ａや強磁性層Ｂには、ＣｏＦｅなどのＣｏ合金を用いること、磁気結合層の凹凸を磁気結合層の厚みと同等かそれ以下に抑えることが有効である。
【０２３４】
さらに、磁化固着層の磁化方向規定熱処理では、強磁性層Ａと強磁性層Ｂを同方向に飽和させる必要があるので、強磁性層Ａや強磁性層Ｂの膜厚が２ｎｍ程度まで薄くなると、磁気結合層厚が０．８ｎｍ以下の場合は磁気結合層の反強磁性的結合磁界が約７ｋＯｅまたはそれ以上に増大し、実用的な外部磁界で磁化固着層の磁化方向規定熱処理が困難になってしまう。このため磁気結合層厚は０．８ｎｍを超える厚さにした方が、実用的な外部磁界例えば７ｋＯｅで磁化固着層の磁化方向規定熱処理が可能であって好ましい。
【０２３５】
表６の本発明の実施の形態において採用しているＳｙＡＦ磁気結合層においては、ＣｏＦｅ合金で構成された強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂの厚みが２．５ｎｍ、Ｒｕで構成された磁気結合層の厚み０．９ｎｍとすることにより、反強磁性結合磁界は約４ｋＯｅであり、この程度の反強磁性磁界で磁化固着層の耐熱性確保を十分に良好に行うことができる。
【０２３６】
本発明においては、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しいか、あるいは強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚よりも厚い構成が好ましい。強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場合には、強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚よりも厚い場合に比べて、媒体磁界や縦バイアス磁界に対して磁化固着層の磁化が著しく安定である。
【０２３７】
一方、強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚よりも大きい場合には、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場合に比べて、ＥＳＤによる固着磁化反転のない良好なＥＳＤ特性が実現できる。この場合、強磁性層Ａの磁気膜厚に対する強磁性層Ｂの磁気膜厚の比が０．７〜０．９の範囲とすることが好ましい。例えば強磁性層Ａに２．５ｎｍのＣｏＦｅ合金、強磁性層Ｂに２ｎｍのＣｏＦｅ合金とすることが好ましい。強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場合でも、磁気ディスクドライブに電流によって磁化固着層の磁化を所定の方向に再固着する回路を組み込む（例えば米国特許第５６５０８８７号）ことによって、ＥＳＤによる固着磁化反転が生じても再固着できるドライブが実現できる。２００℃におけるＪの値が０．０２ｅｒｇ／ｃｍ^２ 以上を実現するには、Ｍｎを主成分とする、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどからなるγ−Ｍｎ相、あるいはＡｕＣｕＩＩ形の規則化相を主相とする反強磁性層（Ｍｎの組成が０を超えて４０％未満で実現し易い）を、あるいはＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎ、ＮｉＭｎなどからなる面心正方晶の規則化相（ＣｕＡｕＩ型）を含む反強磁性層（Ｍｎ組成が４０％以上７０％以下で実現し易い）を、あるいはＣｒＭｎやＣｒＡｌなどのＣｒ系反強磁性層を用いることが好ましい。
【０２３８】
さらにこれらの合金で２００℃におけるＪの値が０．０２ｅｒｇ／ｃｍ^２ 以上を高い抵抗変化率が得られる薄い反強磁性層にて実現するには、最密面が配向した結晶構造を実現することが必要である。
【０２３９】
表８に示された配向度を表わすパラメータである最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅ΔθとＴｂおよびＪの関係から、半値幅Δθが８゜以下でＪの値が０．０２ｅｒｇ／ｃｍ^２ 以上が得られ、本発明の磁気抵抗効果ヘッドが実現できることがわかる。ＰｔＭｎなどの面心正方晶に規則化した反強磁性層、ＣｒＭｎなどのｂｃｃ系の反強磁性層でも同様に最密面が配向すると薄い反強磁性膜厚で高Ｔｂかつ２００℃での高いＪが実現できる。ここに最密面は、ｆｃｃ相の場合は（１１１）ピークを、ｈｃｐ相の場合は（００２）ピークを、ｂｃｃ相の場合は（１１０）ピークをそれぞれ意味する。また、面心正方晶からなる規則化相を含むＰｔＭｎなどの場合には、残存するｆｃｃ相が（１１１）面配向していること、あるいは規則化した面心正方晶の（１１１）面が配向していることを意味する。なおｆｃｃ相やｈｃｐ相の場合、積層欠陥を含んでもよい。
【０２４０】
なお、図２０に示すように、最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅はヘッド断面からの透過電子顕微鏡回析像における最密面スポットの膜面垂直方向からの揺らぎによっても表現でき、Ｘ線回析によるロッキングカーブ半値幅と透過電子顕微鏡回析像の最密面スポットの揺らぎ角度は概ね一致する。
【０２４１】
このような良好な最密面配列を実現するには、スピンバルブ膜の成膜を酸素ガスなどの不純物を極力抑制した雰囲気で行う。例えば１０^−９Ｔｏｒｒ台にまで予備排気ができる装置による成膜、５００ｐｐｍ 以下に酸素含有量を抑制したスパッタターゲットを用いた成膜、基板バイアススパッタなどの方法により適度なエネルギーをスパッタ原子が基板に堆積する際に与える成膜、アルミナキャップ層とスピンバルブ膜との間に下地層、例えば、Ａｕ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｐｄなどの貴金属単体あるいは合金下地層や、ＮｉＦｅ、ＮｉＣｕ、ＮｉＦｅＣｒ、ＮｉＦｅＴａなどのＮｉ系合金層を設ける、などの方法がある。
【０２４２】
以上、「耐熱性と再生出力の向上」に関する本発明の第２〜第６の実施の形態に関する共通的な技術思想について概説した。
【０２４３】
次に、本発明の第２〜第６の実施の形態について詳細に説明する。
【０２４４】
（実施の形態２）
図１７に本実施形態にかかる磁気抵抗効果ヘッドの一例を示す。図１７においてアルチック（Ａｌ_２ Ｏ_３ ・ＴｉＣ）基板１０に下シールド１１、下ギャップ膜１２を形成し、その上にスピンバルブ素子１３を形成する。ここに下シールド１１は、厚み０．５〜３μｍを有するＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金などであって、ＮｉＦｅやＦｅＡｌＳｉ合金では研磨により表面凹凸を除去することが好ましい。また下ギャップ膜１２には厚み５〜１００ｎｍのアルミナや窒化アルミなどが用いられる。
【０２４５】
スピンバルブ素子はスピンバルブ膜１４と一対の縦バイアス膜１５および一対の電極１６から構成される。スピンバルブ膜は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆなどの厚み１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４１、必要に応じて厚み０．５〜５ｎｍの第２の下地層１４２、反強磁性層１４３、磁化固着層１４４、厚み０．５〜４ｎｍの中間層１４５、磁化自由層１４６、必要に応じて厚み０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。
【０２４６】
その上にギャップ層１７、上シールド１８が形成される。また図示していないが、さらにその上に記録部が形成される。ギャップ層１７は厚み５〜１００ｎｍのアルミナや窒化アルミなどが用いられ、上シールド１８には厚み０．５〜３μｍを有するＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金などが用いられる。
【０２４７】
反強磁性層１４３としてＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのγ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金や、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎなどの面心正方晶の規則系合金が用いられる場合には、下地層１４２は、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｎｉなどまたはそれらを主成分とするＡｕＣｕ、ＣｕＣｒなどの合金、特願平９−２２９７３６号に記載のＮｉ、Ｎｉ系合金、ＮｉＦｅ、ＮｉＦｅ系合金など、Ｒｕ、Ｔｉなど、またはそれらを主成分とする合金からなるｈｃｐ相金属が好ましい。
【０２４８】
また反強磁性層１４３としてＣｒ系反強磁性合金膜を用いる場合には、下地層１４２は、上述した下地層でもよいが、ｂｃｃ層からなるＣｒ、Ｖ、Ｆｅなど、またはそれらを主成分とする合金からなる下地層も適する。
【０２４９】
磁化固着層１４４は磁気結合層１４４２を介して反強磁性的に結合する２層の強磁性層Ｂの１４４１と強磁性層Ａの１４４３からなる３層膜で構成されている。強磁性層Ｂと反強磁性層１４３との中間、または強磁性層Ｂと縦バイアス膜の反強磁性膜との中間に酸素、窒素などの非金属を挿入すると大きな抵抗変化が得られるので好ましい。この場合、非金属を挿入する層の厚さは０．２〜２ｎｍが好ましい。例えば、強磁性層Ａ（または強磁性層Ｂ）をその中間に酸化層を介した強磁性層Ａ（または強磁性層Ｂ）／酸化層／強磁性層Ｂ（または強磁性層Ａ）が好ましい。
【０２５０】
磁気結合層１４４２はＲｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒからなる金属、特に大きな反強磁性結合機能を有するＲｕや広い膜厚範囲で反強磁性結合機能を有するＲｕや広い膜厚範囲で反強磁性結合機能が得られるＣｒが好ましい。磁気結合層の膜厚としては、文献（Ｐｈｙ．Ｒｅｖ．Ｌｅｔｔ． ６７．（１９９１） ３５９８）に示されているような反強磁性結合機能を発現できる膜厚であれば使用可能である。
【０２５１】
図２１にはＣｏの強磁性層およびＣｏＦｅ合金の強磁性層の磁気結合層に、Ｒｕを用いた場合の熱処理後のＲｕ厚と反強磁性結合の低下度合の関係を残留磁化比Ｍｒ／Ｍｓによって示したものである。ここにＭｒ／Ｍｓ＝１は反強磁性結合が完全に消失、Ｍｒ／Ｍｓ＝０が完全な反強磁性結合であることを示す。
【０２５２】
図２１に示されたように、磁気結合層にＲｕを用いた場合には、磁化固着層１４４の磁化方向を決める熱処理やその他のヘッド工程で場合によっては必要になる２５０〜３００℃での熱処理を施しても隣接する強磁性層Ｂ、強磁性層Ａと磁気結合層との相互拡散による磁気結合機能などの特性劣化を生じない０．８ｎｍを超えて１．２ｎｍ以下が好ましい。Ｒｕ層が０．８ｎｍ以下では相互拡散による反強磁性結合機能の低下について注意を払う必要があり、他方で１．２ｎｍ厚を超えると反強磁性結合が困難になる。また磁気結合層にＣｒを用いた場合には、Ｒｕを用いた場合と同様な理由で、０．８ｎｍを超えて１．５ｎｍ以下が好ましい。そして強磁性層Ｂおよび強磁性層ＡにはＣｏまたはＣｏ系合金が好ましい。
【０２５３】
強磁性層Ｂおよび強磁性層ＡにＣｏ_１−ｘ Ｆｅ合金（０＜ｘ≦０．５）を用いれば、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのγ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金からなる反強磁性層１４３との大きな交換結合係数が得られ、しかもＲｕと強磁性層Ｂおよび強磁性層Ａとの拡散を防ぐことができるので特に好ましい。ＣｏＦｅ合金に代えてＣｏを用いる場合には、Ｊがおよそ２／３となり、また図２１に示すように２７０℃、１時間保持程度の熱処理でも安定な磁気結合機能を維持できる磁気結合層の膜厚範囲がＣｏＦｅ合金の場合に比べて狭くなる。
【０２５４】
なお、磁気結合層の表面平滑性も、その反強磁性結合機能の耐熱性を維持するために重要であって、１０ｎｍ^２ 程度の膜面内の微小領域にて、磁気結合層の厚みよりも大きな表面凹凸が発生すると、反強磁性結合機能の耐熱性が劣化する。従って磁気結合層の表面凹凸の大きさは磁気結合層の膜厚以下であることが好ましい。
【０２５５】
表９に強磁性層Ａと強磁性層Ｂの膜厚に対するスピンバルブ膜面抵抗Ｒｓ、面抵抗変化ΔＲｓおよび抵抗変化率ΔＲ／Ｒの変化を示す。また図２２にはスピンバルブ膜の磁界に対する抵抗値の変化を示す。
【０２５６】
【表４】

表９から、強磁性層Ｂと強磁性層Ａの膜厚は１〜５ｎｍが大きな抵抗変化率を得るために好ましく、特に１ｎｍ〜３ｎｍの膜厚が図２２に示された外部磁界に対して安定な（＋６００Ｏｅの外部磁界を加えても抵抗の低下が僅か）磁化固着層に加えて、大きなスピンバルブ膜面抵抗Ｒｓが得られ、面抵抗変化ΔＲｓも満足できるものであるので特に好ましい。ここで、再生出力はセンス電流と抵抗変化の積に比例し、抵抗変化は抵抗変化率とスピンバルブ膜の面抵抗の積に比例するので、抵抗変化率が大きいだけでは面抵抗が小さい場合には高出力を得ることができない。即ち、高出力を得るには、高い抵抗変化率とともに、高い面抵抗が必要である。
【０２５７】
図２３は強磁性層Ａの膜厚を３ｎｍ一定とし、強磁性層Ｂの膜厚を変えた場合の磁界による抵抗変化を示す図である。
【０２５８】
図２３にみられるように、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚とを等しくすると、＋６００Ｏｅの高磁界による抵抗の変化が小さく、従って媒体磁界、縦バイアス層からの磁界や、記録部形成熱処理時の外部磁界などに対して著しく安定な磁化固着層が実現できる。またＥＳＤによる磁化固着層の磁化反転の問題は、すでに述べたようにドライブに組み込んだ固着磁化方向を補償する回路による電流で、磁化方向を所望の方向に戻すことにより対応できる。
【０２５９】
一方、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚を異ならせることによって、以下の利点が得られる。まず第１に、スピンバルブの基本的な構成である磁化自由層と磁化固着層の磁化を直交させるための、熱処理による磁化固着の操作が容易になる。第２に、強磁性層Ｂの膜厚と抵抗変化率との関係を示す表１０によって明らかなように、強磁性層Ｂの磁気膜厚を強磁性層Ａの磁気膜厚よりも小さくすることによって、より高い抵抗変化率が得られる。第３にＥＳＤによる磁化固着層の磁化反転がほとんど起こらなくなり、ブレークダウン電圧近傍まで安定な再生出力が得られる。ここにブレークダウン電圧はスピンバルブ素子が電圧により破壊してスピンバルブ素子抵抗が増大し始める電圧である。
【０２６０】
【表５】

例えば強磁性層Ａ、強磁性層Ｂおよび磁化自由層にそれぞれ、Ｃｏ、ＣｏＦｅおよびＮｉＦｅを用いて、非磁性中間層にＣｕを用いた場合には、強磁性層Ｂと強磁性層Ａの磁気膜厚の比を０．７〜０．９に設定して強磁性層Ｂの厚みを２．５ｎｍに設定した場合に、図２４、図２５および表１１に示すような良好なＥＳＤ特性を得ることができる。ここに図２４および図２５はスピンバルブ素子にヒューマンボディモデルによる模擬のＥＳＤ電圧を与えた後の抵抗と出力を示し、図２４は強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚が等しい場合、図２５は強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚より大きい場合を示す。また表１１はスピンバルブ素子に対するテストパターンによるＥＳＤ特性を示したものである。
【０２６１】
【表６】

これはＥＳＤ発生時に、磁化固着層には電流磁界を主とする磁界が強磁性層Ｂに対し、強磁性層Ａに対するよりも強く加わるが、その電流磁界の比、Ｈ（ｃｕｒｒｅｎｔ）_Ｂ ／Ｈ（ｃｕｒｒｅｎｔ）_Ａ が、磁気膜厚の逆比、（Ｍｓ・ｔ）_Ａ ／（Ｍｓ・ｔ）_Ｂ とほぼ一致するために、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁化と外部磁界とのエネルギーの変化量が相殺して、全体としてのエネルギー変化、
｛（Ｍｓ・ｔ）・Ｈ（ｃｕｒｒｅｎｔ）｝_Ａ −｛（Ｍｓ・ｔ）Ｈ（ｃｕｒｒｅｅｎｔ）｝_Ｂ
が小さい状態が実現でき、その結果ＥＳＤ電流磁界では磁化固着層の磁化を動かすことができないためである。
【０２６２】
図２３に示すように、強磁性層Ａが３ｎｍ、強磁性層Ｂが２ｎｍであって、従って（Ｍｓ・ｔ）_Ｂ ／（Ｍｓ・ｔ）_Ａ ＝０．６７となる場合には、強磁性層Ａ、強磁性層Ｂとも３ｎｍの同図（ａ）の場合に比べて、Ｈ_ＵＡ＊ が低下し、従って磁化固着層の耐熱性も低下する。このように強磁性層Ａよりも強磁性層Ｂの磁気膜厚を小さくした場合には、強磁性層Ｂに加わる反強磁性層からのバイアス磁界と同じ方向（即ち、強磁性層Ｂの磁化と同じ方向）にセンス電流からの磁界が加わるように、センス電流の通電方向を選ぶことが好ましい。その理由は強磁性層Ａの方が磁気膜厚が大きいと、従来の単層の磁化固着層のスピンバルブ膜と同様に、強磁性層Ａと強磁性層Ｂとの磁気膜厚差に相当する漏洩磁界が磁化自由層に加わるので、磁化自由層と磁化固着層との磁化直交配置が乱され、再生出力の低下は再生波形の上下非対称が増大するなどの問題を生じるが、この漏洩磁界は、スピンバルブにおける磁化と漏洩磁界を示す図２６に示されるように、センス電流による磁界が交換バイアス磁界と同方向に加わるようにセンス電流を流すことによって相殺することができる。
【０２６３】
非磁性中間層にはＣｕ、Ａｕ、Ａｇ単体またはそれらを主成分とする合金を用いることが好ましい。その膜厚は抵抗変化率を得られる範囲である１〜１０ｎｍ程度であれば基本的に使用できるが、特に本発明のスピンバルブ膜では、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍの膜厚範囲が、磁化固着層と磁化自由層の間に発生する強磁性的結合磁界を１５Ｏｅ以下に抑制でき、且つ高い抵抗変化率が得られるのでとくに好ましい。
【０２６４】
磁化自由層には、ＣｏやＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＦｅＮｉなどのＣｏ合金、ＮｉＦｅ合金またはそれらの積層構成、例えば中間層側に０．３〜１．５ｎｍの薄いＣｏを介したＮｉＦｅ合金が用いられる。そして磁化自由層の膜厚は、１〜１０ｎｍが好ましい。
【０２６５】
表１２は磁化固着層（磁化固着層）の厚みを２．５ｎｍ一定とし、磁化自由層の厚みと抵抗変化率ΔＲ／Ｒとの関係を示した表である。表１０に示したように、本発明においては、磁化自由層厚は２〜５ｎｍが高い抵抗変化率を得るために特に好ましい。
【０２６６】
【表７】

表１３は磁化自由層の厚さを４ｎｍ一定とし、磁化固着層の強磁性層Ａの厚さと抵抗変化率ΔＲ／Ｒとの関係を示した表である。表１１に示すように、２〜５ｎｍの磁化自由層の厚みｔ（Ｆ）と強磁性層Ａの厚みｔ（Ｐ）との間に、
−０．３３≦｛ｔ（Ｆ）−ｔ（Ｐ）｝／ｔ（Ｆ）≦０．６７
の関係を有することが、高い抵抗変化率を得るために好ましい。
【０２６７】
【表８】

保護膜にはＴａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗなどの金属またはそれらの合金あるいはそれら金属の酸化物、窒化物などが用いられる。特に酸化物や窒化物では、例えばＮｉＦｅ酸化物、窒化アルミ、タンタル酸化物などの高抵抗の保護膜が、高い抵抗変化率を得るために好ましい。その膜厚は例えば０．３〜４ｎｍと極力薄いことが後程述べる電極や縦バイアス層を形成する上で保護膜のエッチングによる除去が容易になるので好ましい。また、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｅなどの貴金属単体または合金単層または積層体を、例えばＣｏＦｅ磁化自由層の場合には、Ｃｕ／Ｒｕ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｃｕ合金など、ＮｉＦｅ磁化自由層の場合にはＡｇ、Ｒｕ、Ｒｕ／Ａｇ、Ｒｕ／Ｃｕ、Ｃｕなどを保護膜に用いてもよい。酸化物、窒化物、貴金属保護膜の上にさらにＴａなどの高抵抗保護膜を形成してもよい。
【０２６８】
磁化固着層と磁化自由層の磁化を直交させることは、次の方法によって実施できる。即ち、反強磁性層１４３がＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのγ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金の場合は、スピンバルブの成膜を行う際に、磁気結合層１４４２までの成膜をスピンバルブ素子の幅方向、即ちハイト方向に印加した磁界中で行った後に、反強磁性層１４３の交換結合バイアス磁界方向を一方向に揃えるために熱処理を施す。なお、この反強磁性層１４３の交換結合バイアス磁界方向を一方向に揃えるための熱処理は、強磁性層Ｂの成膜直後でもよいが、Ｒｕなどの磁気結合層がより酸化に強いため、磁気結合層１４４２層まで成膜した方が好ましい。この熱処理は、成膜後リークをすることなく真空中で、Ｔｂより高い温度にて短時間、好ましくは１０分以下の短時間、完全に強磁性層Ｂが飽和する磁界中で行うことが好ましい。例えばＴｂが３００℃のＩｒＭｎでは３５０℃で１分程度行う。
【０２６９】
次にリークをすることなく、少なくとも磁気自由層成膜中にはスピンバルブ素子のトラック幅方向に磁界を加えてその後のスピンバルブ素子の成膜を行う。反強磁性層１４３がＰｔＭｎやＮｉＭｎの規則化合金の場合も同様であるが、γ−Ｍｎ系の反強磁性層とは異なり、必ずしも強磁性層Ｂまでの成膜を磁界中で行う必要はなく、その後の熱処理を２００℃以上の高温、好ましくは２７０〜３５０℃で数時間、好ましくは１〜２０時間行う必要がある。熱処理後は同様に磁化自由層の成膜中に磁界を付与してその後のスピンバルブ成膜を行う。
【０２７０】
なお、いずれの反強磁性層も、スピンバルブ成膜中での熱処理を、スピンバルブ成膜後に行うこともできる。その場合には、磁気結合層１４４２の結合磁界を上回る磁界を加えて、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁化を完全に同方向（ハイト方向）に飽和させて熱処理することが好ましい。例えば、強磁性層Ｂ／磁気結合層／強磁性層Ａが、ＣｏＦｅ２ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ２ｎｍの場合、Ｒｕの結合磁界は約６ｋＯｅであることから、熱処理中に加える磁界は７ｋＯｅ以上が好ましい。この熱処理時に加える磁界を小さくするためには、スピンバルブ膜を素子形状に加工する前に熱処理を行うことが好ましい。加工後では素子形状による反磁界のために、強磁性層Ａと強磁性層Ｂを飽和させるのにより強い磁界が必要になる。
【０２７１】
以上の方法により、磁化固着層１４４の磁化を所望の方向に固定させる。しかし、上記の熱処理が強い場合には、磁化自由層１４６や下シールド１１の磁化容易軸が磁化固着層と同様にスピンバルブ素子のハイト方向に向いてしまい、磁化固着層の磁化と直交させることが困難になる。磁化自由層や下シールドの磁化容易軸をトラック幅方向に向けるには、記録ヘッドにおけるレジストキュア工程において、シールドや磁化自由層がトラック幅方向に飽和する必要最小限度磁界、例えば１００〜３００Ｏｅ程度を加えて、シールドや磁化自由層の磁化容易軸をトラック幅方向に安定化することが好ましい。また、下シールドはスピンバルブ成膜前にあらかじめ熱処理により、磁化容易軸をトラック幅方向に安定化しておくことが好ましい。
【０２７２】
図１７に示したアバットジクションタイプの素子構造、即ち、磁化自由層のトラック幅端部を除去してそこに縦バイアス層を形成した素子構造では、縦バイアス層に硬質磁性膜例えばＣｒやＦｒＣｏなどの下地の上に形成したＣｏＰｔやＣｏＰｔＣｒなど、あるいは強磁性層１５１と反強磁性層１５２を順次積層して強磁性層をハード化したものが用いられる。先に反強磁性層１５２を成膜して、次に強磁性体層１５１を成膜してもよい。今後の挟トラックに対応して、トラック幅端での急峻な再生感度プロファイルを得るには、磁化自由層に対する縦バイアス強磁性層、即ち、硬質磁性層または反強磁性膜で交換結合バイアスされた強磁性層の磁気膜厚比、（Ｍｓ・ｔ）_ＬＢ／（Ｍｓ・ｔ）_Ｆ を２以下に設定することが好ましい。磁化自由層が２〜５ｎｍ厚、あるいは磁気膜厚で３〜６ｎｍＴ程度まで薄くなると、（Ｍｓ・ｔ）_ＬＢ／（Ｍｓ・ｔ）_Ｆ を２以下にするために、縦バイアス強磁性層も非常に薄くなり、例えば磁気膜厚で１２ｎｍＴ以下となる。
【０２７３】
ところが一般に硬質磁性膜では１０ｎｍ厚程度に薄くなると高保磁力が得難くなる。例えばＭｓが１ＴのＣｏＰｔ硬質磁性膜では、２０ｎｍ厚では、２０００Ｏｅの高保磁力であったものが、１０ｎｍでは８００Ｏｅに低下する。一方、強磁性膜／反強磁性膜タイプの縦バイアス層では強磁性膜１５１が薄くなるほど交換バイアス磁界が増大して固着が強固となる。例えば、Ｍｓが１ＴのＮｉＦｅと７ｎｍ厚のＩｒＭｎを積層した縦バイアス層では、２０ｎｍ厚で８０Ｏｅであった保磁力が１０ｎｍ厚では１６０Ｏｅにまで増大する。この１６０Ｏｅは、従来のＭＲヘッドで実績を有する値である。従って磁化自由層の厚さが極薄い領域、例えば５ｎｍ厚以下となるような領域では、強磁性膜／反強磁性膜タイプの縦バイアス層を用いることが望ましい。
【０２７４】
さらに、強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２の縦バイアス層では、強磁性膜１５１の飽和磁化は磁化自由層の飽和磁化とほぼ等しいか、それより大きいことが、なるべく小さな縦バイアス磁界でバルクハウゼンノイズを十分に除去する上で好ましい。即ち、強磁性膜１５１としてはＮｉＦｅ合金でもよいが、より飽和磁化の大きいＮｉＦｅＣｏ合金、ＣｏＦｅ合金、Ｃｏなどがより好ましい。強磁性膜１５１として飽和磁化の小さい膜を用いて、その膜厚を大きくすることにより、漏洩磁界を強めてバルクハウゼンノイズの除去を行うと、特に狭いトラック幅になると再生出力の低下を引き起こす。
【０２７５】
なお、図１７ではスピンバルブ膜全部を除去しないで、縦バイアス層を形成した場合を示したが、下地層１４１までエッチング除去してもよい。しかし強磁性層の結晶性を良好に保つためには、縦バイアス層を形成する前のエッチングする深さとして、少なくとも下地層１４２を残してその結晶性改善効果を利用することが好ましい。膜厚制御の観点からは、より厚い反強磁性層１４３を若干エッチングして、その交換バアイスを弱めて良好なハード膜特性の縦バイアス層を得ることが好ましい。非磁性中間層の途中までエッチングを終了してその上に強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２からなる縦バイアス層を付与してもよい。なお、結晶性改善のために、あるいは磁化固着層や反強磁性層１４３と縦バイアス層との磁気結合を弱めるために、強磁性膜１５１の下に、下地層１４３と同様にごく薄い下地層１５３を設けてもよい。磁化自由層と縦バイアス層との磁気結合の低減を最小限に止めるために、下地層１５３の厚みは１０ｎｍ以下が好ましい。
【０２７６】
硬質磁性膜を用いる場合にも、同様に磁化自由層と硬質磁性膜の飽和磁化を揃えることが好ましい。しかし、ＣｏＦｅなどの高い飽和磁化自由層に匹敵する高い飽和磁化の硬質磁性膜を作製することは通常困難である。そこで硬質磁性膜の下地としてＦｅＣｏのような高い飽和磁化の膜を用いて、磁化自由層との飽和磁化とのバランスを保つ方法が、小さな縦バイアス磁界でハルクハウゼンノイズを除去するのに適する。
【０２７７】
反強磁性膜１５２には、スピンバルブ膜に用いたものと同様な反強磁性体を用いることができる。しかし、スピンバルブの反強磁性層の交換バイアス磁界はハイト方向、そして縦バイアス層の反強磁性膜１５２の交換バイアス磁界はトラック幅方向と、互いに直交させる必要がある。そこで、例えば両者のブロッキング温度Ｔｂを異ならせて、最初に高いＴｂを有する反強磁性層の交換バイアス磁界方向を熱処理により規定した後、それより低いＴｂを有する反強磁性膜に対してより低温の熱処理を行って、高Ｔｂ反強磁性層の交換バイアス方向を安定に保ったまま、低いＴｂを有する反強磁性膜の交換バイアス磁界方向を設定することにより、互いの交換バイアス磁界を直交させることができる。
【０２７８】
具体的には、反強磁性膜１５２には、ＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎなどの熱処理により、Ｈ_ＵＡを発現する反強磁性膜でもよいが、磁化固着層が安定な温度で熱処理できるＴｂが２００〜３００℃の、ＲｈＭｎ、ＩｒＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＦｅＭｎなどを、スピンバルブ膜の反強磁性層にはそれよりＴｂが高い反強磁性体、即ち、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎなどを用いると、前述したレジストキュア熱処理工程にてスピンバルブ膜の磁化固着層磁化の方向を乱すことなく、反強磁性膜１５２の交換バイアス方向をトラック幅方向に規定できる。即ち、本発明の特徴であるブロッキング温度以下でピン磁化が急激に安定化する性質を利用することによって、両反強磁性膜の間のブロッキング温度差がわすが数十℃であっても、縦バイアスと磁化固着層磁化とを良好に直交させることができる。また反強磁性膜１５２に磁界中成膜で交換バイアス磁界を付与できるＩｒＭｎ、ＦｅＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＣｒＭｎＰｔ、ＣｒＭｎなどを用いると、熱処理が不要なために、スピンバルブ膜の反強磁性層１４３のバイアス磁界方向が乱されることはなく、スピンバルブ膜の反強磁性層１４３にどのような反強磁性層を用いても、縦バイアス方向と磁化固着層磁化方向とを直交させることができる。
【０２７９】
一方、図２７に示すように、磁化自由層のトラック幅端部の保護膜１４７のみをエッチング除去して、その上に反強磁性膜を交換結合積層した構造でも、磁化自由層に縦バイアスを加えることができる。縦バイアス層１５は反強磁性層１５２とその下地として磁化自由層との交換結合を強めるためのバッファ層１５１１を介することが好ましい。このバッファ層１５１１はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどからなる強磁性層であることが好ましい。縦バイアスの磁化方向の規定は強磁性層１５１／反強磁性層１５２の縦バイアスの場合と同様である。反強磁性層を用いた縦バイアス方式は、硬質磁性膜方式のように余分な縦バイアス磁界を発生させてヘッドの感度低下を引き起こしたりすることなく、バルクハウゼンノイズを抑制できる利点がある。
【０２８０】
（実施の形態３）
図２８に本発明の第３実施形態を示す。図２８は図２１とはスピンバルブ膜の構造が異なる。図２７において、下ギャップ１２の上に形成されたスピンバルブ膜１４は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆなどの厚さ１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４１、必要に応じて厚み０．５〜５ｎｍの第２の下地層１４２、磁化自由層１４６、厚さ０．５〜４ｎｍの中間層１４５、磁化固着層１４４、反強磁性層１４３、必要に応じて厚さ０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。ここで磁化自由層（フリー層）１４６、中間層１４５、磁化固着層１４４、反強磁性層１４３は実施形態２と同じ構成である。
【０２８１】
下地層１４２には、Ａｕ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｐｔ、またはＲｈ、またはそれらを主成分とする合金を用いると、特に磁化自由層にＣｏＦｅ合金を用いた場合に抵抗変化率の耐熱性を高めることができる。
【０２８２】
図２７において、図２１と同じ一対の縦バイアス層１５、一対の電極１６によりスピンバルブ１４と合わせてスピンバルブ素子１３が構成される。さらにその上に図２１と同様、上ギャップ層１７、上シールド１８が構成される。
【０２８３】
（実施の形態４）
図２９は本発明のさらに他の実施形態であって、本発明をデュアルタイプのスピンバルブ構造に適用した場合の例を示すものである。
【０２８４】
図２９においては実施形態２の図２１および実施形態３の図２７の場合と同様に、下シールド１１、下ギャップ１２の上に、一対の縦バイアス層１５、一対の電極１６、縦バイアス層１５、スピンバルブ膜１４からなるスピンバルブ素子１３が形成され、その上に上ギャップ１７、上シールド１８が形成される。しかし、電極１６の間隔やスピンバルブ膜１４の構成が図２１および図２７とは異なる。
【０２８５】
スピンバルブ膜１４は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆなどの厚さ１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４１、必要に応じて厚さ０．５〜５ｎｍの第２の下地層１４２、反強磁性層１４３、磁化固着層１４４、厚さ０．５〜４ｎｍの中間層１４５、磁化自由層１４６、厚さ０．５〜４ｎｍの第２の中間層１４８、第２の磁化固着層１４９、第２の反強磁性層１５０、必要に応じて厚さ０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。
【０２８６】
磁化固着層１４４と磁化固着層１４９の少なくとも一方に、図１７と同じ強磁性層Ａ、磁気結合層、強磁性層Ｂからなる積層磁化固着層を用いる。そして１）磁化固着層１４９にはＳｙＡＦ磁化固着層、磁化固着層１４４には従来の単層磁化固着層の組み合わせ、２）逆に磁化固着層１４４にはＳｙＡＦ磁化固着層、磁化固着層１４９には従来の単層磁化固着層の組み合わせ、あるいは３）磁化固着層１４９と磁化固着層１４４の双方ともＳｙＡＦ磁化固着層の組み合わせを用いることができる。
【０２８７】
縦バイアス層１５はいわゆるアバットジャンクションタイプの素子構造であるが、図１７、図２７、図２８と同様な縦バイアス層１５をリフトオフ法、即ち、フォトレジストをマスクにして、スピンバルブ膜のトラック幅端部をエッチング除去した後、スパッタ、蒸着、イオンビーム成膜などの方法により、縦バイアス層１５を形成するのに際して、スピンバルブ膜１４のエッチング除去を少なくともスピンバルブ膜１４の導電体層部をのこすように行うことが好ましい。例えば反強磁性層１４３がＩｒＭｎのようなγ−Ｍｎ系合金の場合には、反強磁性層１４３の一部を少なくとも残すことが好ましい。
【０２８８】
トラック幅端部に導電体部を残すと、アバットジャンクションの接触抵抗が下がるので、低抵抗のスピンバルブ素子１３が実現しやすく、このため静電気に対して強いヘッドが実現できる。勿論、トラック幅端部のスピンバルブ膜のすべてをエッチング除去して縦バイアス層を形成してもよい。
【０２８９】
電極１６は縦バイアス層と一括してリフトオフ形成してもよいが、この場合は電極間隔と縦バイアス層の間隔がほぼ一致する。あるいは電極形成を縦バイアス層形成とは分離して、電極間隔を縦バイアス層の間隔より狭めて形成した、いわゆるリードオーバーレイド構造としてもよい。リードオーバーレイド構造とすると、特に縦バイアス層に硬質磁性層を用いた場合には、硬質磁性層からの漏洩磁界の影響を電極とスピンバルブ膜が積層されているトラック幅エッジ部近傍に閉じ込めることができ、電極間で規定される再生トラック幅の、トラック幅方向の感度プロファイルシャープに高精度で規定できるメリットがある。特に再生トラック幅がサブミクロンとなるような高密度記録では、そのメリットが従来の方法に比べてより明確になる。このリードオーバーレイド構造は当然図２１や図２７の実施形態にも適用できる。
【０２９０】
（実施の形態５）
図３０は本発明のさらに他の実施形態である。図２１に示した実施の形態２と同様に、基板（図示せず）上に下シールドおよび下キャップ（図示せず）を形成し、さらにその上にスピンバルブ膜１３を形成し、さらにその上に図示していないが上キャップ、上シールド、記録部を形成する。スピンバルブ膜１３のトラック幅両端には一対の縦バイアス層１５および電極１６を形成する。縦バイアス層には一例として、下地層１５３、強磁性膜１５１、反強磁性膜１５２からなる積層体を用いる場合を示した。縦バイアス層には当然ＣｏＰｔなどの硬質磁性膜を用いることができる。
【０２９１】
電極１６はＴａ／Ａｕ／Ｔａなどの低抵抗金属を少なくとも含む材料を用いて形成し、電極間隔ＬＤは縦バイアス層間隔ＨＭＤよりも狭く形成され、スピンバルブ膜１３と電極１６はトラック幅両端近傍で面接触する領域を有する。縦バイアス層や電極は通常リフトオフにより形成されるが、イオンミリング法や反応性イオンエッチング法などにより形成してもよい。プロセス工程が煩雑になるが、特に高精度の電極形成にはドライブプロセスが適する。
【０２９２】
縦バイアス層１５が存在しない電極１６直下のスピンバルブ膜１３領域では、電極の抵抗値がスピンバルブ膜の抵抗値に比べて十分に小さい場合、例えば１／１０以下の場合には、さらにスピンバルブ膜の磁化自由層１４６の磁化が媒体磁界がほぼゼロのとき、トラック幅方向にほぼ規定されていると、スピンバルブ膜の電極直下などの電極間以外の箇所では再生感度が大幅に低減されるので、電極間隔ＬＤで再生トラック幅が規定でき、トラック幅端における急峻な再生感度分布が実現できる。
【０２９３】
さらにスピンバルブ膜１３と電極１６は面接触領域が通常のアバットジャンクション方式と比べて十分広くとれるので、電極とスピンバルブとの接触抵抗が十分に小さく制御でき、その結果低抵抗のスピンバルブ素子が実現でき、低ノイズでしかもＥＳＤに強い磁気抵抗効果ヘッドが実現できる。
【０２９４】
ここで今後記録密度を高めるために再生トラック幅を狭めてゆくには、電極間隔ＬＤを狭めてゆく必要がある。一方、電極間隔が著しく狭くなると素子の幅、即ちハイトをそれ以上に狭めることは困難になる。従ってＨＤをＬＤよりも大きくすることが、ヘッドを歩留まりよく製造する上で好ましい。具体的には、ヘッド量産時の歩留まりを良好に保つために機械加工で寸法を決定するハイトについては０．５μｍ程度かそれ以上が必要であり、再生トラック幅が０．５μｍ以下に狭まる場合にはＨＤをＬＤよりも大きく設定することが好ましい。しかしその場合には以下の問題が発生する。
【０２９５】
その第１の問題は、再生を行うスピンバルブ膜領域の抵抗が減少するために、再生出力が減少することである。この問題に対してはスピンバルブ膜の面抵抗を高めることによって回避された。通常のＳｙＡＦ固着層では固着層厚が従来単層の磁化固着層よりも厚いので高い面抵抗を得るのが困難であったが、表１４および表１５に示すように、本発明では磁化固着層の厚み、非磁性中間層および磁化自由層の厚みの合計を１４ｎｍ厚以下に抑えることにより、１６Ω以上の高い面抵抗と８％以上の高い抵抗変化が両立できる。
【０２９６】
【表９】

【０２９７】
【表１０】

【０２９８】
このような極薄のスピンバルブ膜を用いて高抵抗変化率を実現するためには、１）磁化固着層の強磁性層Ａと強磁性層Ｂにはｆｃｃ相が安定なＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＦｅＮｉ合金を用いること、２）磁化自由層にも少なくとも中間非磁性層との界面近傍にはＣｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＦｅＮｉ合金を用いること、３）反強磁性膜にはＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎ、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどの貴金属元素を含む反強磁性層を用いることが好ましい。
【０２９９】
ＨＤをＬＤよりも大きく設定する場合の第２の問題は、バルクハウゼンノイズの発生である。従来の電極間隔と縦バイアス膜の間隔ＨＭＤがほぼ一致するアバットジャンクション方式のスピンバルブ素子では、ＨＭＤがＨＤよりも小さくなり、磁化自由層の形状はＨＤ方向が長い長方形形状になってしまい、反磁界が弱いハイト方向に磁化自由層の磁化が向きやすくなり、その結果バルクハウゼンノイズが発生する。これに対し、本発明ではスピンバルブ膜の形状がＨＭＤがＨＤよりも大きくトラック幅方向に長いので、磁化自由層の磁化がハイト方向に向きやすくなるということがなく、このためバルクハウゼンノイズの除去は容易であり、この点に関し歩留まりよくヘッド製造ができる。
【０３００】
具体例として、１）ＨＤ＝０．５μｍ、ＬＤ＝０．４５μｍ、ＨＭＤ＝１．３μｍ、２）ＨＤ＝０．４μｍ、ＬＤ＝０．３５μｍ、ＨＭＤ＝０．８μｍなどで本発明の効果が十分に発揮される。
【０３０１】
なお、図２９には磁化自由層と基板の間に磁化固着層が配置された場合を示したが、磁化自由層が基板と磁化固着層との間に存在する場合についても同様に適用できる。
【０３０２】
（実施の形態６）
図３１に本発明のさらに他の実施の形態を示す。図示していない基板、下シールド、下ギャップを形成され、その上に一対の縦バイアス層１５がリフトオフ法や、イオンミリングや反応性イオンエッチングなどのドライプロセスにより、形成される。図２９においては縦バイアス層の一例として、実施の形態２で示したと同様の反強磁性層に適した下地層１５３、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＣｒＭｎなどの反強磁性膜１５２、ＣｏＦｅ、ＮｉＦｅ、Ｃｏなどの強磁性膜１５１の積層体からなる場合を示したが、実施の形態２で示した他の各縦バイアス層が適用できる。
【０３０３】
この上にスピンバルブ膜１３が形成される。スピンバルブ膜１３は、縦バイアス層からのバイアス磁界を有効に磁化自由層１４３に付与するために、磁化固着層より基板側に磁化自由層１４３を配置して縦バイアス層１５と磁化自由層１４３とが接近し易くすることがより好ましい。磁化自由層１４３の下地層１４１、１４２の厚みは縦バイアス層からのバイアス磁界を有効に磁化自由層に付与するために、１０ｎｍであることが好ましい。またスピンバルブ膜１３と縦バイアス１５との面接触領域は極力小さくすることがバルクハウゼンノイズを抑制する上で好ましい。
【０３０４】
スピンバルブ１３の上には一対の電極１６がリフトオフ法やイオンミリング法、反応性イオンエッチング法により形成される。図示していないが、さらにその上に上ギャップ、上シールド、記録部が形成される。
【０３０５】
また実施の形態５にて示したと同様に、ＨＤはＬＤより大きく、且つＨＭＤより小さくすることにより、挟トラック幅に適した再生ヘッドがなく歩留まりよく製造できる。また、磁化固着層、非磁性中間層、磁化自由層の合計厚みを１４ｎｍ以下とすることで、スピンバルブ膜１３の抵抗値を高めて再生出力を高め、高感度な磁気抵抗効果ヘッドを得ることができる。
【０３０６】
（実施の形態７：耐熱性及び鏡面反射効果と低磁歪の実現）
次に、「耐熱性及び鏡面反射効果と低磁歪の実現」という観点から、本発明の第７の実施の形態について説明する。
【０３０７】
まず、本実施形態の具体例を紹介する前に、本発明者が本実施形態に至る過程で認識した課題について説明する。
【０３０８】
高性能のスピンバルブ膜（以下、ＳＶ膜と記す）を実用化するにあたって、本発明者が認識した課題は、以下に大別することができる。
【０３０９】
（１）耐熱性が悪い（特に初期プロセスアニールに対して）。
【０３１０】
（２）再生感度のより一層の向上を図る上でＭＲ変化率が不足している。
【０３１１】
（３）比較的大きなＭＲ変化率が得られるＣｏＦｅ合金層単層で感磁層を構成した場合に磁歪制御ができず、良好な軟磁気特性が得られない。
【０３１２】
これらのＳＶ膜の課題について以下に詳述する。
【０３１３】
（１）耐熱性
ＳＶ膜の感磁層の一般的な構成としては、ＮｉＦｅ（数ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ程度）やＮｉＦｅ（数ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ程度）が知られている。このような感磁層を用いたＳＶ膜構造としては、
（ａ） Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（１０ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
（ｂ） Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
などが挙げられる。
【０３１４】
上記したようなＳＶ膜では、２５０℃×４Ｈ程度のプロセスアニールでａｓ−ｄｅｐｏ時のＭＲ値に対して相対比で約２０％以上ものＭＲ劣化が生じてしまう。例えば（ａ）のＳＶ膜ではａｓ−ｄｅｐｏ時のＭＲ変化率６．４％が２５０℃×３Ｈのアニール後には４．７％とａｓ−ｄｅｐｏ時に対して相対比で２０％以上も劣化してしまう。このアニール工程はヘッド作製上欠かすことのできない工程である。た、ＮｉＦｅを感磁層として用いていない（ｂ）のＳＶ膜でも、ａｓ−ｄｅｐｏ時のＭＲ変化率は８．１％であるのに対して、２５０℃×３Ｈのアニール後には６．５％とａｓ−ｄｅｐｏ時と比較して約２０％の劣化が生じる。このようなＭＲ変化率の劣化を磁気特性を犠牲にすることなく改善する手法、すなわち耐熱性の改善策は今のところ見出されていない。
【０３１５】
高密度化に向けた磁気ヘッドでは、より高いＭＲ変化率を有するＳＶ膜が望まれているが、上述したように現在までに得られているＳＶ膜では、ａｓ−ｄｅｐｏ時に得られているＭＲ変化率を、ヘッドの作製工程上不可欠な熱プロセスにおいて著しく低下させている。これは１０Ｇｄｐｓｉ以上といような記録密度に対応させたＭＲヘッドを開発する上で、是非とも解決しなければならない問題である。
【０３１６】
（２）反射効果の利用によるＭＲ変化率の向上
高ＭＲ変化率を達成するためには、（１）で示したａｓ−ｄｅｐｏ時に得られていたＭＲ変化率を熱プロセス後にいかにして保つかということと共に、ＭＲ変化率の絶対値をいかにして上げるか、もしくはａｓ−ｄｅｐｏ時ではフルポテンシャルのＭＲ変化率が得られていなくても、熱プロセス後に良好なＭＲ変化率が得られるような膜をいかにして実現するかということも重要である。
【０３１７】
ＧＭＲ効果は、電子の平均自由行程よりも短い範囲では磁性層／非磁性層の積層膜の層数が多いほどスピン依存散乱をうける回数が増えるので、ＭＲ変化率が大きくなる。しかしながら、ＳＶ膜構造のように、実際にヘッドで用いられるＧＭＲ膜の構造においては、磁化固着層／非磁性中間層／感磁層といったユニットしかないため、一般的には平均自由行程よりも短い膜厚になっており、ＭＲ変化率的に損をしている。
【０３１８】
これを少しでも改善するために層数を増やした構造として、磁化固着層を上下２層とし、その間に感磁層を配置したデュアルスピンバルブ膜（またはシメトリ−スピンバルブ膜（以下、Ｄ−ＳＶ膜と記す））が知られている。これも１つの対策ではあるが、現段階では実用上の問題を全て解決するまでには至っていない。例えば、感磁層にとっての下地が非磁性中間層となるＤ−ＳＶ膜では、感磁層の軟磁気特性、例えば反磁界Ｈ_ｋ や磁歪λなどを全て満足させることは難しい。さらに、上下２つの磁化固着層を用いた場合、これら２層の磁化を固着する２層の反強磁性膜のブロッキング温度が等しいほうが望ましいが、実際には下側に位置している反強磁性膜と非磁性中間層や感磁層を介して上層側に位置する反強磁性膜の特性を等しくすることは難しい。よって、ＭＲ変化率の点からはＤ−ＳＶ膜は好ましい構成であるが、実用性という観点からは多くの課題を含んでいる。
【０３１９】
そこで、現在実用化されている反強磁性膜が１層の一般的な構造のＳＶ膜の特性を向上させる１つの手段として、鏡面反射効果が検討されている。これは磁性層／非磁性中間層／磁性層のＧＭＲ膜の基本ユニットの片側もしくは上下両側に反射膜を配して電子を弾性的に反射させ、ＧＭＲ膜の基本ユニット内での平均自由行程を長くするものである。
【０３２０】
従来はＧＭＲ膜の基本ユニットの上下層では非弾性的な散乱を受けていたため、本来もっているはずの平均自由行程の距離だけ電子が移動できず、ＧＭＲ膜の基本ユニットの膜厚以上のスピン依存散乱を受けることができないため、ＭＲ変化率的に損をしていた。それが理想的な上下両層の反射膜を用いれば、見かけ上ＧＭＲ基本ユニットが無限大の人工格子と等価になり、本来移動できるはずの平均自由行程の分だけスピン依存散乱を受けることができるようになるため、ＭＲ変化率が向上する。このように、非磁性中間層の上下に位置する磁性層の外側にある反射膜自体は、スピンに依存した反射膜でなくとも、スピンに依存しない反射で十分効果を発揮する。
【０３２１】
上記した効果は一般的なＳＶ膜構造に限らず、Ｄ−ＳＶ膜においても効果を発揮する。ただし、層数が元々多く、本来の平均自由行程分だけスピン依存散乱を受けている無限層数の人工格子においては、反射膜の効果はない。このように、元々の層数が少ないＳＶ膜構造ほど効果が大きい。
【０３２２】
従来、上述したような鏡面反射効果を積極的に利用したＳＶ膜としては、以下に示すようないくつかの構造が提案されている。
【０３２３】
（ｃ） Ｓｉ基板／ＮｉＯ（５０ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（１．８ｎｍ）／Ｃｏ（４ｎｍ）／Ｃｕ（１．８ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）／ＮｉＯ（５０ｎｍ）
（ｄ） Ｓｉ基板／ＮｉＯ（５０ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／Ｃｏ（３ｎｍ）／Ａｕ（０．４ｎｍ）
（Ｒｅｆ．Ｊ．Ｒ．Ｊｏｄｙ ｅｔ．ａｌ．，ＩＥＥＥ Ｍａｇ．３３ Ｎｏ．５．３５８０（１９９７））
（ｅ） ＭｇＯ基板／Ｐｔ（１０ｎｍ）／Ｃｕ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２．８ｎｍ）／Ｃｏ（５ｎｍ）／Ｃｕ（１．２ｎｍ）／Ａｇ （３ｎｍ）
（Ｒｅｆ．川分康博他、日本金属学会 １９９７年春季大会講演概要ｐ１４２）
（ｆ） Ｓｉ基板／Ｓｉ_３ Ｎ_４ （２００ｎｍ）／Ｂｉ_２ Ｏ_３ （２０ｎｍ）／Ａｕ（４ｎｍ）／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）
（Ｒｅｆ．Ｄ．Ｗａｎｇ ｅｔ ａｌ．，ＩＥＥＥ Ｍａｇ ３２ Ｎｏ．５．４２７８（１９９６））
なお、上述したＳＶ膜構造のうち、下線を付した部分が鏡面反射膜と考えられている部分である。
【０３２４】
上記（ｃ）のＳＶ膜では、上下両層とも酸化物からなる鏡面反射膜を用いている。単純に考えても、電子の波の反射を起こすためには、金属よりもポテンシャルバリアの高い絶縁性の酸化物を用いたほうが、鏡面反射効果が大きく有効であると考えられる。さらに、ＮｉＯ膜は酸化物反射膜であると同時に、反強磁性膜でもあるため、ＮｉＯに接している磁性層の磁化を固着する役割も果たしている。上記構成はＤ−ＳＶ膜であるが、ノーマルＳＶ膜、反転ＳＶ膜などの反強磁性膜が１層の構造でも片側の鏡面反射は得られると考えられる。しかしながら、このような膜ではいくつかの不具合があり、現段階では実用的ではない。
【０３２５】
まず、ＮｉＯは交換結合力が弱く実用性が低い。弱い結合磁界では記録媒体からの漏洩磁界によって磁化固着層の磁化方向が不安定となり、出力が変動するおそれがある。さらに、上層に酸化物層を用いる場合には、ＮｉＯにしろ、またキャップ層として別の酸化物を用いるにしろ、リード電極との接触抵抗が大きくなってしまう。接触抵抗の増大はＥＳＤ（ｅｌｅｃｔｒｏ ｓｔａｔｉｃ ｄｉｓｃｈａｒｇｅ：静電破壊）を引き起こしやすくなるために望ましくない。さらに、ＣｏＦｅを感磁層に用いた場合、ＣｏＦｅはｆｃｃ（１１１）配向させなければ良好な軟磁性を実現できないことが分かっている。感磁層が下層に位置する場合に、感磁層の下地として酸化物層を用いることはＣｏＦｅにとってｆｃｃ（１１１）配向のバッファ層を失うことになるため、軟磁気特性との両立が困難となる。
【０３２６】
また、（ｄ）のＳＶ膜では下地層にＮｉＯの反射膜兼反強磁性膜を用い、さらに膜表面のＡｕ層が反射膜となっている。また、（ｅ）のＳＶ膜でも同様に、膜表面のＡｇ膜が反射膜となっており、Ａｇ膜と膜表面とのポテンシャル差を利用して鏡面反射効果を引き出している。膜表面での反射膜として、ＡｕやＡｇのような貴金属膜で効果が得られた理由は明らかではないが、１つの理由として（ｄ）の文献には、膜表面での表面拡散が遷移金属より貴金属の方が起こりやすいために、貴金属膜表面では平坦性が高くなり、反射効果を引き出しやすくなっているためであると記載されている。
【０３２７】
上記したような金属膜を膜表面に用いた反射膜では、酸化物反射膜のときの問題点であったリード電極との接触抵抗が小さくできる点では有利である。しかしながら、ＡｕやＡｇのような貴金属膜の膜表面での鏡面反射効果を利用した場合、実際の素子では効果が失われる可能性が高い。つまり、実際のＭＲ素子やＭＲヘッドではＳＶ膜の表面がそのまま晒されていることはまれであり、何らかの膜がＳＶ膜上に積層されることが普通である。
【０３２８】
例えば、シールド型ＭＲヘッドにおいては、アルミナなどからなる上部磁気ギャップ膜がＳＶ膜上に積層される。（ｄ）の文献に記載されているように、鏡面反射効果は表面や界面での状態が反射効果に大きく影響する。それが元々膜表面での反射効果を利用していた膜の上に別の膜が積層されると、反射効果は当然変ってしまう。このように、ＳＶ膜上に積層される膜によりＭＲ特性が変動する膜構造は、実用面で問題がある。
【０３２９】
実際に、（ｄ）のＳＶ膜のＡｕ膜表面に、通常保護膜としてよく用いられるＴａ膜を積層すると、反射効果が失われると報告されている。このように、膜表面での鏡面反射効果を利用したＳＶ膜は、実際のデバイス構造を想定した場合には効果が変動してしまうため、実用的なＳＶ膜とは言えない。
【０３３０】
（ｆ）のＳＶ膜は（ｄ）と同様にＡｕ膜を鏡面反射膜として用いているが、これは膜表面での反射効果ではなく、金属膜同士の膜界面での鏡面反射効果を引き出したものである。ここで、Ａｕ膜は適当な下地層がない基板上に直接成膜するとアイランド成長しやすいことが知られており、これを抑制するために（ｆ）のＳＶ膜では下地に工夫を凝らして、Ａｕ膜表面をできるだけフラットにし、その上に積層されるＮｉＦｅとの界面をシャープにしている。
【０３３１】
しかしながら、（ｆ）の下地層は実用的な手法とは言えない。すなわち、Ａｕ膜をＢｉ_２ Ｏ_３ 膜上に成膜し、３５０℃でアニールを行うと良好な反射効果が引き出せることを利用して、厚さ２０ｎｍのＢｉ_２ Ｏ_３ 膜を下地として用いている
（Ｒｅｆ．Ｃ．Ｒ．Ｔｅｌｌｉｅｒ ａｎｄ Ａ．Ｊ．Ｔｏｓｓｅｒ．Ｓｉｚｅ Ｅｌｌｅｃｔｓ ｉｎ Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍｓ，Ｃｈａｐｔｅｒ Ｉ．Ｅｌｓｅｖｉｅｒ，１９８２ 、Ｌ．Ｉ．Ｍａｉｓｓｅｌ ｅｔ ａｌ．，Ｈａｎｄｂｏｏｋ ｏｆ Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ．ＭｃＧＲＡＷ−Ｈｉｌｌ Ｐｕｂｌｉｓｈｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ，１９８３）。
【０３３２】
さらに、Ｓｉ_２ Ｏ_３ 膜の下地として厚さ２００ｎｍのＳｉ_３ Ｎ_４ 膜を用いている。つまり、合計２２０ｎｍもの厚さの下地膜をＡｕ膜の下地として用いた上に、３５０℃という高温でのアニール工程を経ている。２２０ｎｍという膜厚は今後高密度化に伴ってますます狭ギャップになることを考えれば著しく不利となるだけでなく、実用性は極めて低いものである。さらに、３５０℃という高温での熱処理は、ＧＭＲ膜にとって基本となるスピン依存散乱を起こす磁性層／非磁性中間層界面で界面拡散を招き、ＭＲ変化率が著しく劣化してしまう。この温度はたとえ耐熱性に優れたＣｏ（ＣｏＦｅ）／Ｃｕ／Ｃｏ（ＣｏＦｅ）積層膜を用いたＳＶ膜でも界面拡散が生じてしまう温度である。
【０３３３】
（３）ＣｏＦｅの磁歪制御
ＣｏＦｅ層を感磁層として用いる場合、ｆｃｃ（１１１）配向した下地層を適用することでＣｏＦｅ層をｆｃｃ（１１１）配向させ、これにより軟磁気特性を向上させることが可能であることが見出されている。ここでは、ｆｃｃ（１１１）配向した下地層としてＣｕ層やＡｕ層が用いられている。しかしながら、軟磁気特性のもう１つの重要な要素である磁歪については全く制御されておらず、かつ耐熱性も下地層に大きく依存することを今回見出した。例えば、上記公報に基づくＳＶ膜としては以下に示すような膜構造が挙げられる。
【０３３４】
（ｇ） Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
（ｈ） Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
上記した（ｇ）の膜では、Ｃｕ膜はｆｃｃ（１１１）配向しており、このｆｃｃ（１１１）Ｃｕ膜上のＣｏＦｅ層もｆｃｃ（１１１）配向して軟磁性は実現できるものの、（ｉ）耐熱性が悪い（ａｓ−ｄｅｐｏ：８．１％→２５０℃×４Ｈ後：６．５％（ＭＲ変化率は相対比で２０％劣化））、（ｉｉ）磁歪λは−１４×１０^−７と絶対値が大きいなど、必ずしも実用性を十分に満足しているとは言えない。磁歪λの明確な指針はないが、１つの基準としては−１０×１０^−７〜＋１０×１０^−７程度が望ましいといえる。
【０３３５】
さらに、ｆｃｃ材料としてＣｕに代えてＡｕを用いた場合（（ｈ）の膜）にも、（ｉ）耐熱性が悪い（ａｓ−ｄｅｐｏ：８．４％→２５０℃×４Ｈ後：６．５％（ＭＲ変化率は相対比で２３％劣化））、（ｉｉ）磁歪λは＋３３×１０^−７と絶対値が大きいなど、Ｃｕ膜を用いた場合と同様に、必ずしも実用性を十分に満足しているとは言えない。
【０３３６】
上記（ｇ）、（ｈ）のスピンバルブ膜のＸＲＤパターンをθ−２θスキャンで測定して評価した。ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層でほぼ同様なｄスペーシング値となっているため、１つのピークになっていたので、そのピーク値をとった。このとき、Ｃｕ上のＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層のｆｃｃ配向のｄ−（１１１）スペーシング値は２．０５４ｎｍであり、Ａｕ上のＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層のｆｃｃ配向のｄ−（１１１）スペーシング値は２．０８６ｎｍであった。後述するように、これらＣｕ上およびＡｕ上のｄ−（１１１）スペーシング値の中間値にすれば、小さな適切な磁歪値をとることができることから、Ｃｕ上の小さすぎるｄ−（１１１）スペーシング値、Ａｕ上の大きすぎるｄ−（１１１）スペーシング値は好ましくないことが分かった。
【０３３７】
このように、ＣｏＦｅ層からなる感磁層を用いる場合、単にｆｃｃ（１１１）配向させた下地層上に成膜しても、磁歪の点から不十分であることが分かった。なお、磁歪を満足させる手法の１つとして、零磁歪近傍でかつｆｃｃ（１１１）配向させたＮｉ_８０Ｆｅ_２０上にＣｏＦｅを成膜し、磁歪的にほぼ零のＮｉＦｅにより感磁層全体として磁歪を零にする構造（上記した（ａ）の構成）が挙げられるが、前述したようにこの構成はＭＲ特性の熱プロセス劣化が大きいという問題を有している。
【０３３８】
上述したように、従来のスピンバルブ膜は熱プロセスによるＭＲ変化率の低下が大きいことから、スピンバルブ膜の耐熱性を向上させることが望まれている。
【０３３９】
また、スピンバルブ膜のＭＲ変化率の向上策として鏡面反射効果が注目されているが、従来のスピンバルブ膜における反射膜は酸化物などの絶縁物であったり、また膜表面での反射効果を利用したものであるため、例えばリード電極との接触抵抗の増大によりＥＳＤを引き起こしたり、あるいはスピンバルブ膜上に保護膜などを形成すると鏡面反射効果が失われるなど、実用性に劣るなどの問題を有している。さらに、界面で反射効果を利用することも検討されているが、そのために多大な下地層を設ける必要があるなど、実用性は極めて低いものであった。このようなことから、素子や磁気ヘッドとしての実用性を考慮した上で、鏡面反射効果によりスピンバルブ膜のＭＲ変化率を向上させることが望まれている。
【０３４０】
さらに、スピンバルブ膜の軟磁気特性を高める上で、ＣｏＦｅ合金などからなるＣｏ系磁性層の磁歪を小さく制御することが求められている。
【０３４１】
特に、鏡面反射効果によるスピンバルブ膜のＭＲ変化率の向上効果や磁歪の低減効果については、スピンバルブ膜の実用性を高める上で、熱プロセスによる劣化を抑制する必要がある。
【０３４２】
本実施形態はこのような課題に対処するために発明されたもので、熱プロセスによるＭＲ特性の低下を抑制したスピンバルブ膜を有する磁気抵抗効果素子、また実用性を考慮した上で鏡面反射効果によりＭＲ変化率を向上させたスピンバルブ膜、低磁歪を実現したスピンバルブ膜、さらにはこれらの熱プロセス劣化を抑制したスピンバルブ膜を有する磁気抵抗効果素子を提供することを目的としている。またさらに、そのような磁気抵抗効果素子を用いることによって、記録再生特性および実用性を向上させた磁気ヘッドおよび磁気記録装置を提供することを目的としている。
【０３４３】
以下、上述した課題を解決するための実施の形態について、図面を参照して説明する。
【０３４４】
図３２は、本発明の磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）の一実施形態の要部構造を示す断面図である。同図において、１は第１の磁性層、２は第２の磁性層である。これら第１および第２の磁性層１、２は、非磁性中間層３を介して積層されている。第１および第２磁性層１、２間は反強磁性結合しておらず、非結合型の磁性多層膜を構成している。
【０３４５】
第１および第２の磁性層１、２は、例えばＣｏ単体やＣｏ合金のようなＣｏを含む強磁性体により構成されている。磁性層１、２はＮｉＦｅ合金などで構成してもよい。これらのうち、特にバルク効果と界面効果を共に大きくすることができ、大きなＭＲ変化量が得られるＣｏ合金を用いることが好ましい。
【０３４６】
磁性層１、２を構成するＣｏ合金としては、ＣｏにＦｅ、Ｎｉ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｈｆなどから選ばれる１種または２種以上の元素を添加した合金が用いられる。添加元素量は５〜５０原子％とすることが好ましく、さらには８〜２０原子％の範囲とすることが望ましい。これは、添加元素量が少なすぎるとバルク効果が十分に増加せず、逆に添加元素量が多すぎると界面効果が減少するおそれがあるからである。添加元素は大きなＭＲ変化量を得る上で、特にＦｅを用いることが好ましい。
【０３４７】
第１および第２の磁性層１、２のうち、下側の第１の磁性層１は磁気抵抗効果向上層（ＭＲ向上層）４上に形成されている。ＭＲ向上層４は下地機能を有する非磁性層（以下、非磁性下地層と記す）５上に形成されている。この非磁性下地層５は、例えばＴａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＨｆおよびＡｌから選ばれる少なくとも１種の元素を含む層であり、これらの単体金属や合金、あるいは酸化物や窒化物などの化合物からなる。非磁性下地層５にＴａなどの酸化物を用いた場合、後に詳述するように、ＭＲ向上層４で反射しきれなかった電子を非磁性下地層５／ＭＲ向上層４界面で反射させることができる。
【０３４８】
第１の磁性層１は外部磁界により磁化方向が変化する感磁層である。一方、第２の磁性層２上には、ＩｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｔＭｎ、ＦｅＭｎ、ＲｕＲｈＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＭｉＯなどからなる反強磁性層６が形成されている。第２の磁性層２には反強磁性層６からバイアス磁界が付与され、その磁化が固着されている。すなわち、第２の磁性層２は磁化固着層である。
【０３４９】
図３２では図示されていないが、第２の磁性層の固着方法として上記のように反強磁性膜と直接接しさせて磁化方向を固着する方法の他に、第２の磁性層上にＲｕ、Ｃｒなどの層を介して第３の磁性層を積層し、第２の磁性層と第３の磁性層をＲＫＫＹ的に反強磁性結合させて、第３の磁性層を反強磁性結合させる、いわゆるシンセティックアンチフェロ構造を用いても構わない。シンセティックアンチフェロ構造を用いることによって、バイアス点も安定になり、かつピン特性の高温下での安定性も増す。具体的には、第２の磁性層から第３の磁性層までの構成として、ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ、Ｃｏ／Ｒｕ／Ｃｏ、ＣｏＦｅ／Ｃｒ／ＣｏＦｅ、Ｃｏ／Ｃｒ／Ｃｏなどが挙げられる。このときの反強磁性膜は、上述の反強磁性膜の一群と同様である。
【０３５０】
第１および第２の磁性層１、２間に配置される非磁性層３の構成材料としては、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇおよびこれらの合金、あるいはこれらと磁性元素とを含む常磁性合金、Ｐｄ、Ｐｔおよびこれらを主成分とする合金などが例示される。
【０３５１】
反強磁性層６上には保護層７が設けられており、この保護層７は非磁性下地層５と同様な金属もしくは合金により構成されるものである。これら各層によって、この実施形態のスピンバルブ膜８が構成されている。スピンバルブ膜８にはセンス電流を供給する一対の電極（図示せず）が接続され、これらによってスピンバルブＧＭＲ素子が構成される。スピンバルブＧＭＲ素子は、感磁層１に対してバイアス磁界を印加する硬質磁性膜や反強磁性膜からなるバイアス磁界印加膜を有していてもよい。この場合、バイアス磁界は磁化固着層２の磁化方向に対して略直交する方向に印加することが好ましい。なお、図中９は基板である。
【０３５２】
上述したスピンバルブ膜８を構成する各層のうち、ＭＲ向上層４は本発明の特徴的な部分であり、図３２に示すＭＲ向上層４は第１の金属膜４ａと第２の金属膜４ｂとの積層膜により構成されている。スピンバルブ膜８の下地として機能する金属膜４ａ、４ｂには、例えばＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＰｄおよびＩｒから選ばれる少なくとも１種の元素を含む金属膜を適用することができる。
【０３５３】
これら複数の金属膜のうち、第１の磁性層（感磁層）１と接する第１の金属膜４ａを主として構成する元素は、感磁層１を主として構成する元素と非固溶の関係にある。第２の金属膜４ｂについても、それを主として構成する元素が感磁層１を主として構成する元素と非固溶の関係にあることが好ましく、特にこれら第１および第２の金属膜４ａ、４ｂを主として構成する各元素が互いに固溶の関係にある場合がある。さらに、感磁層１と接する側には、例えば電子波長が短い金属からなる第１の金属膜４ａが配置され、その外側に電子波長が（第１の金属膜１ａより）長い第２の金属膜４ｂが配置されていることが望ましい。
【０３５４】
ここで、本発明における非固溶の関係について述べる。本発明において、Ａという元素とＢという元素の２種類の元素が非固溶の関係を有する状態とは、２元素の相図（例えば、Ｂｉｎａｒｙ Ａｌｌｏｙ Ｐｈａｓｅ Ｄｉａｇｒａｍ，２ｎ^ｄ Ｅｄｉｔｉｏｎ， ＡＳＭ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ． １９９０など）において、室温程度の低温域で、Ａを母材としたときにＢが固溶できる原子％量と、Ｂ母材としたときにＡが固溶できる原子％量がともに１０％以下である元素の組み合わせを示すものとする。
【０３５５】
具体例として、磁性層（例えば感磁層１）がＣｏまたはＣｏ合金のときと、磁性層がＮｉ合金の場合について説明する。磁性層をｆｃｃ配向にするためには下地膜がｆｃｃ金属やｈｃｐ金属であることが望ましいため、磁性層に接するＭＲ向上層の具体的な構成元素としてはＡｌ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕなどが挙げられる。これらの元素のうち、Ｃｏと非固溶という上記の条件を満足する元素は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素となる。また、Ｎｉと非固溶という上記の条件を満足する元素は、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素となる。但し、磁性層としてＮｉ合金を用いた場合には、Ｃｕは相図のみを参照すると固溶の関係にあるが、本発明者が実験を行った結果、ＭＲ向上層として用いた場合には、非固溶といえることが判明した。つまり、以下のような実験結果をもとに、Ｎｉ合金とＣｕとは非固溶と判断される。
【０３５６】
すわわち、フリー層が薄い場合には、ＭＲ向上層は前述した第１実施形態での非磁性高導電層として作用するが、非磁性高導電層とフリー層との界面で原子の拡散が生じて、ｄｉｆｆｕｓｉｖｅな界面になってしまうと、フリー層から非磁性高導電層に向かう電子の透過率を低下させてしまう。つまり、ピン層とフリー層の磁化方向が互いに平行な状態でも、ｄｉｆｆｕｓｉｖｅな界面において非弾性散乱を受けてしまうため、アップスピンの平均自由行程が長くならない。つまり、ＭＲ変化率の低下を招くことになる。この現象は、極薄フリー層と非磁性高導電層とが固溶なときに生じ、プロセスの熱処理などを行うとより顕著となる。つまり、熱処理によってＭＲ変化率が低下する。このような現象を確認する方法をとったところ、薄いＮｉ合金層にＣｕをつけた実験を行ったところ、ＭＲ変化率の低下がみられなかった。
【０３５７】
以上の結果から、Ｎｉ合金とＣｕとは非固溶と判断される。従って、Ｎｉ合金と非固溶の関係を満足する元素として、本発明では、相図から得られる元素の組み合わせにＣｕを加えて、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕと定義することができる。このような非固溶の元素を磁性層に接して配置することによって、磁性層とＭＲ向上層との界面の組成急俊性が熱処理などによっても失われることなく、鏡面反射効果が期待できる。
【０３５８】
ここでは、磁性層をｆｃｃ配向させることを前提としたが、もちろん無配向や微結晶構造をもつ磁性層に対してこれらのＭＲ向上層を用いても構わない。具体的には磁性層として、ＣｏＦｅＢ、ＣｏＺｒＮｂ、ＣｒにＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔａなどが添加されたアモルファス磁性層、もしくは微結晶構造をもつ磁性層などが挙げられる。
【０３５９】
さらに、上記の元素によって構成されたＭＲ向上層の一部に対して、ｄ−スペーシングの制御や膜微細構造をより的確な構造にするために、別の金属膜との積層膜にしたり、別の元素と合金化した層が、本発明によるＭＲ向上層である。この積層される膜を構成する元素としては、ｆｃｃ金属やｈｃｐ金属が望ましく、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕなどが挙げられる。
【０３６０】
ＭＲ向上層に積層膜を適用する場合、磁性層に接していない側の金属膜の好ましい例としては、磁性層に接している側の金属膜と固溶の関係を有する金属が挙げられる。ここで、Ａという元素とＢという元素の２種類の元素が固溶の関係を有する状態とは、上記した非固溶の場合と同様に、室温程度の低温域で、Ａを母材としたときにＢが固溶できる原子％量と、Ｂ母材としたときにＡが固溶できる原子％量がともに１０％を超える元素の組み合わせを示すものとする。
【０３６１】
ＭＲ向上層４に積層膜を適用する際の好ましい例を示す。磁性層１がＣｏまたはＣｏ合金で、金属膜４ａをそれと非固溶の条件を満たすＣｕで構成した場合、金属膜４ｂは上記の固溶の条件を満たすＡｌ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒから選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成することが好ましい。金属膜４ａをＡｇで構成した場合、金属膜４ｂはＰｔ、Ｐｄ、Ａｕから選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成することが好ましい。金属膜４ａをＡｕで構成した場合、金属膜４ｂはＰｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｌから選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成することが好ましい。磁性層１がＮｉ合金で、金属膜４ａをそれと非固溶の条件を満たすＲｕで構成した場合、金属膜４ｂは上記の固溶の条件を満たすＲｈ、Ｉｒ、Ｐｔから選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成することが好ましい。ＡｇおよびＡｕを用いる場合には、上記した通りである。
【０３６２】
上述したような組み合わせのうち、ＭＲ向上層４を構成する２元素が１０％以上互いに固溶することが望ましく、例えばＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ａｕ−Ａｇなどが挙げられる。なお、金属膜４ａと金属膜４ｂの組み合わせは、必ずしも上記した固溶の関係を満たしていなければならないものではなく、例えばＣｕ−Ｒｕ、Ｃｕ−Ａｇの組み合わせなどを適用することも可能である。積層膜からなるＭＲ向上層４は、第１の金属膜４ａと第２の金属膜４ｂとの２層積層膜に限らず、３層以上の積層膜で構成することも可能である。
【０３６３】
ＭＲ向上層４は第１の金属膜４ａと第２の金属膜４ｂとの積層膜に限らず、例えば図３３に示すように、感磁層１を主として構成する元素と非固溶の関係にある元素の合金層４ｃでＭＲ向上層４を構成することもできる。この場合の合金層４ｃには上記した積層膜と同様な考え方が適用できる。すなわち、磁性層１がＣｏまたはＣｏ合金からなる場合には、合金層４ｃは主構成元素としてＣｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素から選ばれる少なくとも１種を含む。また、磁性層１がＮｉ合金からなる場合には、合金層４ｃは主構成元素としてＲｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕの４元素から選ばれる少なくとも１種を含む。
【０３６４】
合金層４ｃは上記した主構成元素以外に少なくとも１種の元素を含む。この主構成元素以外の元素には、２相分離膜とならないように、主構成元素と固溶の元素が用いられる。例えば、合金層４ｃの主構成元素にＣｕを用いた場合には、Ｃｕ−Ａｕ、Ｃｕ−Ｐｔ、Ｃｕ−Ｒｈ、Ｃｕ−Ｐｄ、Ｃｕ−Ｉｒなどの貴金属系の合金が用いられる。合金層４ｃの主構成元素にＡｇを用いた場合には、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕなどの貴金属系の合金が用いられる。合金層４ｃの主構成元素にＡｕを用いた場合には、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ａｕ−Ａｌなどの貴金属系の合金が用いられる。
【０３６５】
上述したような合金のうち、ＭＲ向上層４としての合金層４ｃは２元素が１０％以上互いに固溶することが望ましく、例えばＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇなどが挙げられる。このように、ＭＲ向上層４には種々の形態を適用することができ、例えば図３４に示すように金属膜４ａと合金層４ｃとの積層膜でＭＲ向上層４を構成することも可能である。
【０３６６】
感磁層１にＣｏ系磁性材料を用いる場合、感磁層１の下地としてのＭＲ向上層４はＣｏ系磁性材料と同一のｆｃｃ結晶構造を有する金属材料や、その上の膜をｆｃｃ配向させやすいｈｃｐ構造の金属材料を用いることが好ましい。このような点からも、上述したＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｉｒなどやそれらの合金はＭＲ向上層４の構成材料として好適である。さらに、このような金属の積層膜もしくは合金層からなるＭＲ向上層４を用いることによって、後に詳述するように、ＣｏＦｅ合金などのＣｏ系磁性材料からなる感磁層１の磁歪を低減することができる。
【０３６７】
ＭＲ向上層４の膜厚は、下地層としての機能を持たせるためには２ｎｍ以上とすることが望ましい。ただし、あまり厚くするとシャント分流の増大によりＭＲ変化率が減少するため、ＭＲ向上層４の膜厚は１０ｎｍ以下とすることが好ましく、さらに望ましくは５ｎｍ以下である。
【０３６８】
上述したようなＭＲ向上層４は、スピンバルブ膜８の耐熱性を向上させる働き、スピンバルブ膜８の鏡面反射膜（界面反射膜）としての働き、フリー層が薄い場合にもＭＲ変化率を高い値に維持する働き、Ｃｏ系磁性材料からなる感磁層１の磁歪を低減する働き、スピンバルブ膜８の結晶微細構造を制御する働きなどを有するものであり、これらに基づいてスピンバルブ膜８のＭＲ特性を向上させるものである。以下に、ＭＲ向上層４の働きについて詳述する。
【０３６９】
まず、スピンバルブ膜の熱プロセス劣化について述べる。プロセスアニールによるＭＲ特性の劣化の一因として、磁性層１、２の非磁性中間層３と接していない側の鏡面反射効果がプロセスアニールにより変動することが考えられる。その様子を図３５に示す。なお、図３５において、ＩＦ_Ｓ はスピン依存散乱される界面、ＩＦ_Ｍ はスピン依存散乱ではなく鏡面錯乱される界面を示している。図３５（ａ）、（ｂ）は理想状態（ａｓ−ｄｅｐｏ時に対応）を、図３５（ｃ）はプロセスアニール後の状態を模式的に示している。
【０３７０】
図３５（ａ）、（ｂ）に示すように、スピンバルブＧＭＲの基本ユニットとなる感磁層１／非磁性中間層２／磁化固着層３の３層積層構造において、その両側での鏡面散乱効果がａｓ−ｄｅｐｏ時には生じていたものが（たとえその界面が金属膜との界面であっても）、図３５（ｃ）に示すように、プロセスアニールにより容易に互いに固溶するような系では界面拡散が生じ、散乱的な界面になってしまい、鏡面反射効果が弱められて、ＭＲ特性の劣化が生じることが考えられる。
【０３７１】
金属膜界面での鏡面反射効果は報告例自体がほとんどなく、その実証性は必ずしも確立されていないが、後述するようにポテンシャル差が小さい金属膜界面においても、理想的に鏡面反射効果が生じ得るものである。例えば、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面でも比較的ミキシングが少ないａｓ−ｄｅｐｏ状態では鏡面反射効果が得られていたものが、プロセスアニール後では固溶系にあるＮｉＦｅ−ＣｏＦｅ界面では容易に界面拡散が生じ、界面での急俊性が失われて、ＭＲ変化率が劣化することが考えられる。
【０３７２】
具体的に、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層膜からなる感磁層を使用したスピンバルブ膜では、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面の鏡面反射効果がプロセスアニールによって失われ、例えばａｓ−ｄｅｐｏ時に７．３％であったＭＲ変化率が、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール後では５．８％まで劣化してしまう。この原因としてアニールによるＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面での鏡面反射係数の変動によるＭＲ変化率の変動が起こったということも考えられる。
【０３７３】
従来の考えでは、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面は同じ金属膜どおしの界面であり、かつ電子状態も近いため、この界面での鏡面反射は考慮されていなかったが、ａｓ−ｄｅｐｏの状態では比較的ミキシングなどの少ない均一な界面となるため、金属膜界面においても鏡面反射効果が生じると考えられる。ところが、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅは固溶の関係にあるため、プロセスアニールにより容易に界面が拡散およびミキシングし、界面での組成の急俊性が失われて鏡面反射係数が小さくなり、ＭＲ特性が劣化することが考えられる。逆にいうと、ａｓ−ｄｅｐｏ状態では鏡面反射効果の分だけＭＲ変化率が大きくなっていたことを意味する。
【０３７４】
また、フリー層が薄い場合には、ＭＲ向上層は前述した第１実施形態での非磁性高導電層として作用するが、非磁性高導電層とフリー層との界面で原子の拡散が生じて、ｄｉｆｆｕｓｉｖｅな界面になってしまうと、フリー層から非磁性高導電層に向かう電子の透過率を低下させてしまう。つまり、ピン層とフリー層の磁化方向が互いに平行な状態でも、ｄｉｆｆｕｓｉｖｅな界面において非弾性散乱を受けてしまうため、アップスピンの平均自由行程が長くならない。つまり、ＭＲ変化率の低下を招くことになる。この現象は、極薄フリー層と非磁性高導電層とが固溶なときに生じ、プロセスの熱処理などを行うとより顕著となる。つまり、熱処理によってＭＲ変化率が低下する。
【０３７５】
フリー層と非磁性高導電層との界面において、熱処理によってもアップスピンの透過を妨げることのない安定な界面を形成することが重要である。具体的には、フリー層と非磁性高導電層の材料を非固溶とすることが重要である。例えば、磁性層にＣｏ合金を用いたときには、非磁性高導電層の材料として、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕを挙げることができる。ここで、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇは非抵抗が低いので特に望ましい。
【０３７６】
このようなことから、ＭＲ特性の劣化を抑制する１つの実現手段として、ＧＭＲ基本ユニットの両側に、磁性層１、２の材料とは非固溶の金属材料を用いることが重要である。さらに、このような非固溶の金属材料層は、例えばＣｏＦｅ合金のような材料をＧＭＲ基本ユニットに用いた場合、ＣｏＦｅ合金層をｆｃｃ（１１１）配向させるためのシード層としての機能も果たさなければならないため、ｆｃｃ（１１１）配向しやすい金属材料がよいことも分かる。加えて、感磁層にＣｏＦｅ合金を用いる場合には、磁歪制御も重要である。
【０３７７】
プロセスアニールによるＭＲ特性の劣化の他の要因として、スピンバルブ膜の膜微細構造の熱プロセスによる変化が挙げられる。耐熱性を向上させるために重要な膜微細構造として、感磁層／非磁性中間層／磁化固着のＧＭＲ基本ユニットの各界面およびその両側の界面が、プロセス熱アニールを行っても安定に保っていられる微細構造が望ましい。これは、感磁層／非磁性中間層および非磁性中間層／磁化固着層の界面ではスピン依存の界面散乱効果を強く引き出すためであり、また各磁性層の両側の界面については、スピン依存しない鏡面散乱効果を熱的に安定に保つために重要である。ここで、磁性層が積層膜からなる場合には、非磁性中間層に接している側の磁性膜とその外側に接している磁性膜との界面が、ここで言う鏡面散乱効果をもたらすスピン依存しない界面として考えられる。
【０３７８】
上記したような条件を実現するために、磁性層／非磁性層の各材料については、互いに非固溶の関係にある材料を選択することがそもそも望ましく（例えばＣｏＦｅ／ＣｕやＣｏ／Ｃｕ）、そのような界面での固溶自体は起こらないはずである。従って、磁性層／非磁性層の界面、磁性層の非磁性中間層とは反対側の界面からの原子拡散を抑えることが重要になる。そのためには、ＧＭＲ基本ユニット部分の結晶（例えばＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅの場合には格子定数が近いので、結晶粒は各層ごとにあるのではなく、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅで繋がった結晶粒となっている）は、理想的には単結晶が望ましいが、実際にはアルミナなどのアモルファス層上に形成されるスピンバルブ膜８で単結晶を得るのは難しい。
【０３７９】
そこで、実用的に実現し得る結晶構造として、結晶粒界が存在したとしても通常の結晶粒界ではなく、ほとんど面内配向のすれがないサブグレインバウンダリである疑似的な単結晶膜ともいうべき構造とすることが望ましい。本発明においては、上述したようなＭＲ向上層４を適用することによって、サブグレインバウンダリとしての小傾角粒界を有するスピンバルブ膜が再現性よく得られる。具体的には、スピンバルブ膜をｆｃｃ（１１１）配向させ、かつ膜面内における結晶粒間の結晶配向方向のずれを３０度以内とすることができる。このようなスピンバルブ膜の結晶粒制御により磁気抵抗効果特性の向上を図ることが可能となる。この結晶構造については後に詳述する。
【０３８０】
さらに、例えばＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎのようにＭｎ系反強磁性膜により磁化固着した場合、Ｍｎが結晶粒界を通って、ＣｏＦｅ層を突き抜けてＣｕ層まで拡散すると、ＭＲ特性が劣化する可能性が大きい。このようなことからＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎなどの結晶粒界を通って、例えばＭｎがＣｕ層まで拡散することを抑制することが好ましい。一方、磁性層の非磁性中間層と接していない側の界面は、鏡面反射効果を引き出す界面となるので、その界面が乱れにくくなるような膜微細構造が望ましい。まず、材料的には磁性層を主として構成する元素と非固溶な関係にある材料であることが重要である。
【０３８１】
また、ＩｒＭｎのようにＣｏＦｅと格子間隔の差がある反強磁性膜を用いる場合には、ＣｏＦｅ層とその上に成膜されるＩｒＭｎ層との間で大きな格子歪みが生じる。それを緩和するために、ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎ界面で原子のディスロケーションが生じてしまう。このような界面現象を抑制する手段として、例えばＩｒＭｎ層の上にＩｒＭｎの格子間隔を安定に保つ層、すなわちＩｒＭｎと同程度の格子間隔をもつｆｃｃ金属材料を積層することが考えられる。このような構成によっても、スピンバルブ膜の耐熱性を改善することができる。
【０３８２】
さらに、反強磁性膜の下地膜としてＭＲ向上層を用いる場合には、上記の効果の他に、反強磁性膜の格子間隔を適切な値にして、ピン特性を向上させる効果もある。このように反強磁性膜に接しさせてＭＲ向上層を用いる場合でも、ピン層に直接反強磁性膜が接する通常のピン構造だけでなく、上述のようなＲｕ、Ｃｒなどを用いたシンセティックアンチフェロ構造であっても構わない。このように反強磁性膜と組み合わせて用いるときは、反強磁性膜とＭＲ向上層が熱処理によって極度に拡散しないために、ＭＲ向上層は反強磁性膜と非固溶であるか、もしくはＩｒＭｎ、ＲｕＲｈＭｎのようなｙ−Ｍｎ系反強磁性膜を用いたときに反強磁性膜の結晶構造を安定に保つために、ｆｃｃ金属材料、ｈｃｐ金属材料であることが望ましい。
【０３８３】
本発明の磁気抵抗効果素子は、上述したような金属膜／金属膜界面の鏡面反射効果をはじめとして種々の効果に注目し、ＭＲ特性の向上、耐熱性の改善、ピン特性の向上などを図ったものである。この際、金属膜界面を利用した鏡面反射膜では次の２点が特に心配される。まず第１に、金属膜／金属膜界面ではポテンシャルとしての差が小さいため、従来の考えに基づくと反射効果としては大きな値にならないことが予想される。第２に、反射膜としての効果を得るためにある程度の膜厚とすると、一般に金属膜は抵抗が小さいため、シャント分流によりＧＭＲ基本ユニットに流れる電流が小さくなり、ＭＲ変化率が小さくなることが予想される。
【０３８４】
金属膜は反射膜としてだけ見たときには酸化物よりは劣ると考えられる。しかしながら、金属反射膜の反射効果としては酸化物膜よりは劣るものの、良好な反射効果を得ることができ、さらに実用性という点で考えた場合には、酸化物反射膜に比べて金属反射膜は大きなメリットをもたらすものである。本発明はこのような点に着目してなされたものである。
【０３８５】
ここで、金属膜／金属膜界面で十分良好な鏡面反射効果が得られることを示したモデルを図３６に示す。なお、ここでは通常用いる電子ポテンシャルによる説明の変わりに、波動論による非常に単純化したモデルを考えると理解しやすい。図３６に示すように、あるフェルミ波長をもつ電子が金属膜界面にきたときに、電子は波長の変化を伴うことになる。このときに、反射膜ｐに相当する金属膜でのフェルミ波長のほうが短いならば、電子はある臨界角度θ_ｃ よりも低角に入射したもの（θ_ｃ ＞θ）は全皮射されることになる。反射膜ｐ内でのフェルミ波長と、反射膜ｐに接している金属膜でのフェルミ波長の差が大きいほど、その臨界角度θ_ｃ は大きくなり、伝導に寄与する全ての電子にとって平均した反射率ｐは大きくなる。
【０３８６】
図３７および図３８に、反射膜ｐのフェルミ波長Λ（ｐ）と反射膜ｐと接するＧＭＲ膜フェルミ波長Λ（ＧＭＲ）との比（Λ（ＧＭＲ）／Λ（ｐ））と、臨界角度θ_ｃ との関係の例を示す。図３７および図３８から分かるように、具体的な数値としてはそれ程大きな電子波長の差がなくても十分な反射が生じる。もちろん、絶縁膜による反射膜では電子波長が無限大と考えられるので、臨界角角度θ_ｃ も大きくなるが、金属膜／金属膜界面であっても十分な反射が生じる。図３８はＡｕ（Ａｇ）／Ｃｕ界面で鏡面反射を起こす臨界角度θ_ｃ を単純にフェルミ波長から算出したグラフである。図３８から分かるように、Ａｕ（Ａｇ）／Ｃｕ界面でも十分に鏡面反射が起こる。
【０３８７】
以上のことから、金属膜で反射膜を構成する場合、（１）フェルミ波長ができるだけ長い金属膜で、（２）膜界面での組成急俊性が高い、ということが重要となることが分かる。フェルミ波長は通常数オングストロームのオーダーなので、それよりも界面拡散が生じて組成急俊性が失われると、波の反射は波長が適応して変化してしまい、透過する確率が高くなると考えられる。よって、いかにして金属膜界面での組成急俊性が高く、急激にその界面でフェルミ波長が変わらなければならないようになってるいかが重要である。ただし、（１）については鏡面反射との相関は分かっておらず、フェルミ波長の算出も難しく、必ずしも必要な条件かどうかは不明である。ここで、特に（２）を満足するような条件は必要不可欠であると本発明者らは推測した。
【０３８８】
（２）を満足させる１つの大きな指針として、金属膜／金属膜同士が互いに非固溶な関係にあることが特に重要である。アニールによって膜界面への析出が起こりやすい系だと、ますます膜界面での組成急俊性が高くなり、反射が生じやすくなることが予想される。電子のフェルミ波長がそもそも数オングストロームのオーダーなので、膜界面での組成急俊性もそのオーダーでフラットであることが望ましい。また、上記した（１）の点に関しては、反射効果を強く引き出すために、磁性層の外側に電子波長の短い金属膜を配置し、その外側に電子波長が長い金属膜を配置することが好ましい。
【０３８９】
以上のことから、金属膜／金属膜界面で鏡面反射効果をより現実的に引き出す際の材料選択の指針としては、ＭＲ向上層として磁性層と非固溶な金属層を磁性層のスペーサ層とは反対側の面と接するように配置することである。加えて、例えば感磁層１の外側に電子波長の短い第１の金属膜４ａを配置し、その外側に電子波長が長い第２の金属膜４ｂを配置することが好ましい。
【０３９０】
さらに、反射膜として合金膜を用いると、一般的に完全な規則合金を形成しない限り、抵抗が純金属よりも大きくなる。つまり、電子波長が長くなることになる。これは反射膜としてみた場合には有利になると同時に、非固溶の関係を保っているという点でも有利である。このような合金膜を用いる方法として、合金膜を直接成膜する方法に限らず、互いに合金を作る系の膜を積層して成膜し、その積層界面に合金を生成する方法であってもよい。ただし、フリー層が薄い場合には、フリー層に接するＭＲ向上層（フリー層が薄い場合には、第１実施形態における非磁性高導電層として作用する）の比抵抗は低いほうが好ましいので、合金層を直接フリー層に接しさせることは逆に望ましくない。
【０３９１】
以上のことから、図３２、図３３および図３４に示したスピンバルブ膜８では、反射膜として用いるＭＲ向上層４に、磁性層（感磁層１）とは非固溶の関係を有する金属膜（具体的には第１の金属膜４ａ）を磁性層（感磁層１）と接して配置し、さらに反射膜としてのＭＲ向上層４を複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜で形成する、あるいはＭＲ向上層４を合金層４ｃで形成するという構成を採用している。複数の金属膜４ａ、４ｂや合金層４ｃの構成材料は、前述した指針に基づいて選択する。さらに、積層膜でＭＲ向上層４を構成する場合、これらのうち電子波長が短い第１の金属をＭＲ向上層４側に配置することが好ましい。これら以外の構成条件についても、前述した指針に基づくものである。
【０３９２】
上述した鏡面反射効果に基づくＭＲ変化率は、前述したように、プロセスアニール後においても保たれるものである。これはＭＲ向上層４の材料選択（非固溶の関係など）によって、界面の組成急俊性がプロセスアニール後においても保持されるためである。言い換えると、従来のスピンバルブ膜ではプロセスアニールにより界面での拡散やミキシングにより損われていたＭＲ特性が、本発明によればプロセスアニール後においても良好に保つことができる。このように、本発明のスピンバルブ膜８は耐熱性に優れるものである。
【０３９３】
なお、従来技術に示した（ｅ）の構成におけるＣｕ／Ａｇ積層膜は、Ｃｕ膜単層では表面凹凸が大きいため、Ａｇ膜を膜表面にして積層にすることによって、膜表面での鏡面反射効果を引き出したものである。これは本発明における金属膜／金属膜界面で鏡面反射効果を強く引き出すための構成とは明らかに異なるものである。つまり、膜表面での平坦化技術（従来技術）と、膜界面の組成急俊性を高める技術（本発明）とは、その上に積層される材料まで考慮すれば明らかに異なるものである。
【０３９４】
ＭＲの耐熱性に効果を発揮するＭＲ向上層は、鏡面反射膜としての効果のみならず、前述したように膜微細構造の制御を可能にすることによって、スピンバルブ膜８のＭＲ特性の向上に寄与している。このようなＭＲ向上層の機能は、感磁層１の下側に配置した場合に限らず、例えば図３９や図４０に示すように、反強磁性層６上に配置した場合（ＭＲ向上層４Ｂ）にも発揮されるものである。この場合の効果は感磁層の磁歪には直接的には関係せず、前述したようにＩｒＭｎなどからなる反強磁性層６上に前述した複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜や合金層４ｃからなるＭＲ向上層４Ｂを配置することによって、反強磁性層６の格子間隔を安定に保つことができる。これによって、磁性層２／反強磁性層６界面でのディスロケーションが抑制され、スピンバルブ膜８の耐熱性がより一層向上する。
【０３９５】
さらに他のピン特性も、反強磁性膜が適切な格子間隔に制御されることによって向上する。格子間隔の制御という意味でより効果的なのは、ＭＲ向上層が反強磁性膜の下地膜として用いられる場合であり、いわゆる反転構造のスピンバルブ膜またはデュアルスピンバルブ膜などとして用いられるときに特に有効である。このときでも本発明によるｆｃｃ金属またはｈｃｐ金属膜の積層膜、もしくは合金膜によって反強磁性膜の格子間隔を適切な値に自由自在に制御でき、ピン特性の様々な特性（交換バイアス磁界、耐熱性）などを向上させることができる。
【０３９６】
複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜からなるＭＲ向上層４Ｂを反強磁性層６上に配置する場合、Ａｕなどの表面エネルギーが小さい金属からなる第２の金属膜４ｂは、反強磁性層６側に配置することが好ましい。すなわち、ＡｕやＡｇなどからなる第２の金属膜４ｂがＴａなどからなる保護層７と接するように配置すると、ＡｕやＡｇなどが保護層７に拡散して耐熱性が低下するおそれがあるため、Ｃｕなどからなる第１の金属膜４ａを保護層７側に配置することが好ましい。また、反強磁性層６上のＭＲ向上層４Ｂは、第１の金属膜４ａ／第２の金属膜４ｂ／第１の金属膜４ａというような積層膜で構成してもよい。
【０３９７】
前述したように、金属材料の積層膜や合金層からなるＭＲ向上層４Ａは、ＣｏやＣｏＦｅ合金などのＣｏ系磁性材料からなる感磁層１の磁歪低減に対して効果を発揮する。つまり、Ｃｕ下地層単独では感磁層１としてのＣｏＦｅ合金単層の格子間隔が小さすぎるため、−１ｐｐｍを超える負の磁歪となる。一方、Ａｕ下地層単独では感磁層１としてのＣｏＦｅ合金単層の格子間隔が大きすぎて、＋１ｐｐｍを超える正の磁歪となる。
【０３９８】
これに対して、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｉｒから選ばれる少なくとも１種の元素を含む金属膜の積層膜、あるいは合金層４ｃからなるＭＲ向上層４を、感磁層１としてのＣｏＦｅ合金の下地とすることによって、ＣｏやＣｏＦｅ合金などのＣｏ系磁性材料のｆｃｃ（１１１）配向させた上で、低磁歪に有効な格子間隔、すなわちｄ（１１１）格子間隔を０．２０５５〜０．２０８５ｎｍの範囲とすることができる。感磁層１の下地としてのＭＲ向上層４は、ｆｃｃ−ｄ（１１１）が０．２０５８ｎｍより大きいことが好ましい。ｄ−（１１１）格子間隔を適切な値に制御する方法としては、例えばＡｕ−Ｃｕ積層膜、Ａｕ−Ｃｕ合金膜を用いた場合、積層膜ではＡｕとＣｕの積層膜の膜厚比を変える、合金膜ではＡｕとＣｕの組成比を変えることなどが挙げられる。
【０３９９】
Ａｕ−Ｃｕ合金の具体的な組成は、Ａｕ_２５Ｃｕ_７５〜Ａｕ_７５Ｃｕ_２５（原子％）の範囲とすることが好ましい。また、合金層と金属膜との積層膜を使用する場合には、Ａｕ−Ｃｕ合金単独で用いる場合より若干Ａｕリッチな組成、すなわちＡｕ_２５Ｃｕ_７５〜Ａｕ_９５Ｃｕ_５ （原子％）の組成とすることが好ましい。
【０４００】
図３２、図３３および図３４は、感磁層１を下置としたスピンバルブ膜８について示したが、本発明はこれに限られるものではなく、例えば図４３や図４４に示すように、感磁層１を上置とした反転構造のスピンバルブ膜８やデュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜に対して適用することもできる。特に、反転スピンバルブ膜やデュアルスピンバルブ膜のときには、反強磁性膜の下地膜としてのＭＲ向上層としての役割でも大きな効果を発揮する。
【０４０１】
図４１および図４２に示すスピンバルブ膜８は、基板９側から順に、非磁性下地層５／ＭＲ向上層４／反強磁性層６／磁化固着層２／非磁性中間層３／感磁層１／ＭＲ向上層４／保護層７が積層された構造を有している。図４１はＭＲ向上層４に合金層４ｃを用いた例であり、図４２はＭＲ向上層４に複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜を用いた例である。また、図３４と同様に、金属膜４ａと合金層４ｃとの積層膜を用いることもできる。
【０４０２】
図４２に示したように、感磁層１と接するＭＲ向上層４に積層膜を適用する場合、図３９に示した上側のＭＲ向上層４と同様に、保護層７側にはＣｕなどからなる第１の金属膜４ａを配置することが好ましい。従って、図４２に示した感磁層１側のＭＲ向上層４は、第１の金属膜４ａ／第２の金属膜４ｂ／第１の金属膜４ａの積層膜で構成している。
【０４０３】
反転構造の場合の反強磁性膜の下地のＭＲ向上層は膜成長の制御を行い、格子間隔の制御、膜微細構造の制御により耐熱性、ピン特性を向上させるものであり、感磁層の磁歪制御、鏡面反射効果の向上などとは異なるものである。よって、反強磁性膜の膜微細構造を良好にできる成膜条件であれば、反強磁性膜の下地側にはＭＲ向上層なしの場合や、Ｔａ、Ｔｉなどの通常よく用いられるバッファ層上に反強磁性膜を成膜する、通常の反転構造の下地構造を適用した場合においても、感磁層側のＭＲ向上層のみでも十分効果を発揮する。
【０４０４】
反転構造のスピンバルブ膜８においても、感磁層１に接して上記したようなＭＲ向上層４を配置することによって、感磁層１とＭＲ向上層４との界面の組成急俊性などに基づく鏡面反射効果によりＭＲ特性の向上を図ることができる。そして、前述したように、鏡面反射効果に基づくＭＲ変化率はプロセスアニール後においても保たれるため、良好な耐熱性を得ることが可能となる。
【０４０５】
なお、上述した反転構造のスピンバルブ膜８においては、感磁層１／ＭＲ向上層４界面、さらにはＭＲ向上層４内の第１の金属膜４ａ／第２の金属膜４ｂ界面や第２の金属膜４ｂ界面（図４２）で反射を起こさせるものであり、従来技術として示した（ｅ）の構成のＣｕ／Ａｇ積層膜において、Ａｇ膜表面で反射を生じさせていたものとは構成が異なる。従来技術として示した（ｄ）の構成でＡｕ膜表面にＴａを積層すると反射効果が失われるという問題も、本発明では解決している。本発明では金属膜／金属膜界面での鏡面反射効果を利用し、電子のフェルミ波長の大きさを考慮した膜厚と、非固溶の概念を用いているためである。
【０４０６】
従来技術として示した（ｄ）の構成では、僅か０．４ｎｍというフェルミ波長と同程度の極薄のＡｕ層上に、Ａｕと固溶系であるＴａを積層しているため、たとえＣｏ−Ａｕ界面で反射が生じていたとしても反射効果が失われることは明白である。Ａｕ膜の膜厚がフェルミ波長よりも厚くした場合には、Ｔａとの拡散界面の影響も小さくなるため、反射効果が得られるようになる反面、シャント分流による悪影響が大きくなる。従って、Ａｕ／Ｔａ界面に代えてＡｕ／Ｃｕ／ＴａといようにＴａとは非固溶の関係にあるＣｕ層を介在させた積層膜を使用した場合にはＡｕ膜界面を乱すことはない。さらに、極薄のＣｕ層を例えばＣｏＦｅとＡｕとの界面に挿入することによって、Ａｕの非磁性中間層への長期的な拡散を抑えると同時に、一旦フェルミ波長が短い層を介してからＡｕ層を配置することで、反射効果を増大させることができる。
【０４０７】
上述した各実施形態においては、ＭＲ向上層４を感磁層１や反強磁性層６と接して配置する場合について説明したが、ＭＲ向上層４は例えば図４３に示すように、感磁層１や磁化固着層４内に配置した場合にも前述した実施形態と同様な効果を得ることができる。
【０４０８】
図４３に示すスピンバルブ膜８において、感磁層１は例えばＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ層１ｂとにより構成されており、これらの間に複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜からなるＭＲ向上層４が介在されている。ＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ層１ｂとは、ＭＲ向上層４を介して磁気的に結合（強磁性結合）されており、磁気的には感磁層１として一体的に振る舞う。このように、ＮｉＦｅ層１ａ／ＣｏＦｅ層１ｂ界面に両者と非固溶のＭＲ向上層４を挿入する場合、ＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ層１ｂは一体となって感磁層１として働かなければならないので、挿入するＭＲ向上層４は薄くしなければならない。また、磁化固着層２内にＭＲ向上層４を介在させることもでき、その場合磁化固着層２を構成する１つ以上の磁性膜は、強磁性結合もしくは反強磁性結合により磁気的に結合される。強磁性結合か反強磁性結合かはＭＲ向上層４の材料、膜厚によって決まる。
【０４０９】
上述した各実施形態の磁気抵抗効果素子は、例えば図４４や図４５に示すような録再分離型磁気ヘッドに再生素子部として搭載される。なお、本発明の磁気抵抗効果素子は磁気ヘッドに限らず、磁気抵抗効果メモリ（ＭＲＡＭ）などの磁気記憶装置に適用することも可能である。
【０４１０】
図４４および図４５は、本発明の磁気抵抗効果素子を再生素子部に適用した録再分離型磁気ヘッドの実施形態の構造をそれぞれ示す図であり、これらの図は録再分離型磁気ヘッドを媒体対向面方向から見た断面図である。
【０４１１】
これらの図において、２１はＡｌ_２ Ｏ_３ 層を有するＡｌ_２ Ｏ_３ ・ＴｉＣ基板などの基板である。このような基板２１の主表面上には、ＮｉＦｅ合金、ＦｅＳｉＡｌ合金、非晶質ＣｏＺｒＮｂ合金などの軟磁性材料からなる下側磁気シールド層２２が形成されている。下側磁気シールド層２２上には、ＡｌＯ_３ などの非磁性絶縁材料からなる下側再生磁気ギャップ２３を介してスピンバルブＧＭＲ膜２４が形成されている。このスピンバルブＧＭＲ膜２４として、前述した各実施形態のスピンバルブ膜８が使用される。
【０４１２】
図４４において、スピンバルブＧＭＲ膜２４は所望のトラック幅となるように、記録トラック幅から外れた外側領域を例えばエッチング除去した形状とされている。このようなスピンバルブＧＭＲ膜２４のエッジ部の外側には、それぞれスピンバルブＧＭＲ膜２４にバイアス磁界を印加するバイアス磁界印加膜２５が配置されている。一対のバイアス磁界印加膜２５は、スピンバルブＧＭＲ膜２４のエッジ部とアバット接合している。
【０４１３】
一対のバイアス磁界印加膜２５上には、Ｃｕ、Ａｕ、Ｚｒ、Ｔａなどからなる一対の電極２６が形成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４には、一対の電極２６からセンス電流が供給される。これらスピンバルブＧＭＲ膜２４、一対のバイアス磁界印加膜２５および一対の電極２６は、ＧＭＲ再生素子部２７を構成している。ＧＭＲ再生素子部２７は、上述したようにいわゆるアバットジャンクション構造を有している。
【０４１４】
また、図４５においては、スピンバルブＧＭＲ膜２４と下側再生磁気ギャップ２３との間に、予めトラック幅から外れた領域にスピンバルブＧＭＲ膜２４にバイアス磁界を印加する一対のバイアス磁界印加膜２５が形成されている。この一対のバイアス磁界印加膜２５は所定の間隙をもって配置されており、その上にスピンバルブＧＭＲ膜２４の再生トラックの外側部分が積層形成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４は、その両端部にみをそれぞれバイアス磁界印加膜２５上に積層するようにしてもよい。
【０４１５】
スピンバルブＧＭＲ膜２４上には、一対の電極２６が形成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４の実質的な再生トラック幅は、一対の電極２６の間隔によって規定されている。これらスピンバルブＧＭＲ膜２４、一対のバイアス磁界印加膜２５および一対の電極２６は、オーバーレイド構造のＧＭＲ再生素子部２７を構成している。
【０４１６】
図４４および図４５において、ＧＭＲ再生素子部２７上には下側再生磁気ギャップ２３と同様な非磁性絶縁材料からなる上側再生磁気ギャップ２８が形成されている。さらに、上側再生磁気ギャップ２８上には、下側磁気シールド層２２と同様な軟磁性材料からなる上側磁気シールド層２９が形成されている。これら各構成要素によって、再生ヘッドとしてのシールド型ＧＭＲヘッド３０が構成されている。
【０４１７】
記録ヘッドとして薄膜磁気ヘッド３１は、シールド型ＧＭＲヘッド３０上に形成されている。薄膜磁気ヘッド３１の下側記録磁極歯、上側磁気シールド層２９と共通の磁性層により構成されている。シールド型ＧＭＲヘッド３０の上側磁気シールド層２９は、薄膜磁気ヘッド３１の下側記録磁極を兼ねている。この上側磁気シールド層を兼ねる下側記録磁極２９上には、ＡｌＯ_ｘ などの非磁性絶縁材料からなる記録磁極ギャップ３２と上側記録磁極３３が順に形成されている。媒体対向面より後方面には、下側記録磁極２９と上側記録磁極３３に記録磁界を付与する記録コイル（図示せず）が形成されている。
【０４１８】
上述した再生ヘッドとしてのシールド型ＧＭＲヘッド３０と記録ヘッドとして薄膜磁気ヘッド３１とによって、録再分離型磁気ヘッドが構成されている。このような録再分離型磁気ヘッドはヘッドスライダに組み込まれ、例えば図４６に示す磁気ヘッドアッセンブリに搭載される。図４６に示す磁気ヘッドアッセンブリ６０は、例えば駆動コイルを保持するボビン部などを有するアクチュエータアーム６１を有し、アクチュエータアーム６１の一端にはサスペンション６２が接続されている。
【０４１９】
サスペンション６２の先端には、上述した実施形態の録再分離型磁気ヘッドを具備するヘッドスライダ６３が取り付けられている。サスペンション６２は信号の書き込みおよび読み取り用のリード線６４が有し、このリード線６４とヘッドスライダ６３に組み込まれた録再分離型磁気ヘッドの各電極とが電気的に接続されている。図中６５は磁気ヘッドアッセンブリ６０の電極パッドである。
【０４２０】
このような磁気ヘッドアッセンブリ６０は、例えば図４７に示す磁気ディスク装置などの磁気記録装置に搭載される。図４７はロータリーアクチュエータを用いた磁気ディスク装置５０の概略構造を示している。
【０４２１】
磁気ディスク５１はスピンドル５２に装着され、駆動装置制御源（図示せず）からの制御信号に応答するモータ（図示せず）により回転する。磁気ヘッドアッセンブリ６０は、サスペンション６２の先端に取り付けられたヘッドスライダ６３が、磁気ディスク５１上を浮上した状態で情報の記録再生を行うように取り付けられている。磁気ディスク５１が回転すると、ヘッドスライダ６３の媒体対向面（ＡＢＳ）は磁気ディスク５１の表面から所定の浮上量（０以上１００ｎｍ以下）をもって保持される。
【０４２２】
磁気ヘッドアッセンブリ６０のアクチュエータアーム６１は、リニアモータの１種であるボイスコイルモータ５３に接続されている。ボイスコイルモータ５３は、アクチュエータアーム６１のボビン部に巻き上げられた図示しない駆動コイルと、それを挟み込むように対向して配置された永久磁石および対向ヨークからなる磁気回路とから構成される。アクチュエータアーム６１は、固定軸５４の上下２カ所に設けられた図示しないボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモータ５３により回転摺動が自在にできるようになっている。
【０４２３】
なお、以上の実施形態では録再分離型磁気ヘッドを用いて説明したが、記録ヘッドと再生ヘッドで共通の磁気ヨークを用いる録再一体型磁気ヘッドなどの他のヘッド構造に本発明の磁気抵抗効果素子を適用することも可能である。さらに、本発明の磁気抵抗効果素子は磁気ヘッドに限らず、磁気抵抗効果メモリ（ＭＲＡＭ）などの磁気記憶装置に適用することもできる。
（実施例）
次に、本発明の具体的な実施例およびその評価結果について述べる。
（実施例１）
この実施例１では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、ＤＣナグネトロンスパッタにより作製した。成膜時の真空度は１×１０^−７Ｔｏｆｆ以下で、アルゴン圧は２〜１０ｍＴｏｆｆとした。基板は熱酸化シリコン基板を用いた。なお、磁気ヘッドの作製時には、アルチック基板上のＡｌ_２ Ｏ_３ ギャップ上に成膜することになるが、特性は変わらないことが確認されている。
【０４２４】
上記したスピンバルブ膜は、ａｓ−ｄｅｐｏ状態のＭＲ変化率が９．６％で、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール（アニール条件：２５０℃×４Ｈ、磁場５ｋＯ_ｅ ）後においてもＭＲ変化率は９．０％を維持していた。磁歪は〜±１０^−６以下のオーダーの値が得られた。Ｈ_ｋ についても、容易軸方向に磁場を加えたままのアニール上がりＨ_ｋ を飽和Ｈ_ｋ と定義すると、飽和Ｈ_ｋ で約８Ｏ_ｅ と小さく、軟磁性も実現できていた。また、容易軸方向のＨ_ｃ も０〜３Ｏ_ｅ と小さかった。
【０４２５】
ここで、ＭＲ向上層はＡｕ／Ｃｕ積層膜であり、ＡｕとＣｕの界面は合金を形成している。ＣｕとＣｏＦｅの界面は非固溶な界面である。ＴａとＡｕは固溶する界面であるが、Ａｕ／Ｃｕが電子波長に比べて十分長い距離の膜厚を有するため、反射は十分それまでの界面で生じており、ここに固溶関係にある界面が存在していても問題ない。ｆｃｃ構造のＡｕ／Ｃｕ下地層の効果によって、ＣｏＦｅはｆｃｃ（１１１）配向している共に、ＣｏＦｅのｄ（１１１）スペーシングの大きさは０．２０７４ｎｍと磁歪的にも小さな値に制御されている。
【０４２６】
この実施例１のスピンバルブ膜を断面ＴＥＭにより観察した。その結果、Ａｕ／Ｃｕ下地上にＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅのＧＭＲ基本ユニット部分が１原子層ずつきれいに層状成長しており、ｆｃｃ（１１１）配向していることが確認された。また、感磁層としてのＣｏＦｅ層部分のマイクロディフラクションでは、ｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングの大きさは０．２０７４ｎｍと磁歪的にも好適な値になっていた。さらに、このスピンバルブ膜のＸＲＤパターンを図４８に示す。Ｘ線回折でもＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングが０．２０７４ｎｍであることが分かる。
【０４２７】
なお、図４８のＸＲＤプロファイルにおいて、ピーク１，２，３はＩｒＭｎに相当するピークであり、ピーク４はＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ積層膜のｆｃｃ（１１１）ピークと考えられ、感磁層のみのｄ−スペーシングを求めるのは困難である。この場合には、ピーク４のｄ−スペーシングを感磁層のｄ−スペーシング値とする。
【０４２８】
上述したＡｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）下地に代えて、Ｃｕ（２ｎｍ）も単独で用いるとＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングは０．２０５４ｎｍと小さくなり、磁歪は負側に大きくなる。一方、Ａｕ（２ｎｍ）を単独で用いるとＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングは０．２０８６ｎｍと大きくなり、磁歪は正側に大きくなる。このようにＡｕ／Ｃｕ下地を用いることによって、初めて好適な０．２０７４ｎｍのスペーシングが得られる。
【０４２９】
なお、従来技術で示した（ｇ）の構成のＣｕ膜上では得られなかった耐熱性が、Ａｕ／Ｃｕ積層膜で得られた１つの要因として、磁歪にも影響している格子間隔の違いが挙げられる。Ｃｕ下地では格子間隔が狭くなり、ＩｒＭｎとの界面での格子不整合が大きくなり歪みが大きくなる。この歪みが大きい状態でプロセスアニールを行うことにより歪み緩和が生じ、特に固着層と反強磁性膜の界面で拡散を生じさせることになるからである。よって、この影響はＩｒＭｎの膜厚が厚いほど顕著になる。ところが、Ａｕ／Ｃｕ下地の方がＩｒＭｎの格子間隔と近いため、その上に積層されるＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅが逆にＩｒＭｎに近い格子定数の歪み格子となり、アニールによる歪み緩和の影響が小さくなるからである。
また、従来技術の（ｈ）の構成のＡｕ下地の場合には、逆に格子間隔が広すぎ、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅの歪みエネルギーが大きくなりすぎて、逆に界面のディスロケーションが生じやすくなり、初期アニール劣化が生じてしまう。Ａｕ層とＣｏＦｅ層とを直接積層すると、Ａｕ層が結晶粒界に沿って非磁性中間層のＣｕ層にまで拡散する可能性があるからである。非磁性中間層にＡｕが到達するとＭＲ変化率はとたんに小さくなる。これは長期耐熱性に影響してくる。ところが、Ａｕ／Ｃｕ積層膜にすることによって、Ｃｕ層がＡｕ拡散のストッパ層となり長期耐熱性も安定となる。
【０４３０】
下地としてのＴａはＡｕを二次元的に成長させるために必要なバッファ層である。ＡｕをアモルファスＡｌ_２ Ｏ_３ 上に直接成膜した場合には、Ａｕがアイランド成長し、スペーサ層を介して固着層と感磁層との強磁性的結合の結果、Ｈ_ｉｎの増大原因となる。また、実際の素子ではプロセスを経た基板上への成膜となるため、安定して成膜を行うためにバッファ層が必要である。ここではＴａを下地膜に用いたが、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｎｂ、もしくはこれらを含む合金、これらの金属を含む酸化物や窒化物であってもよい。
【０４３１】
このように、従来技術の構成（ｆ）のように、Ａｕの下地膜として合計２２０ｎｍもの層を用いなくても、Ｔａ下地を使用することによって、十分Ａｕのアイランド成長を妨げ平坦な膜表面を得ることができ、その上に成膜されるＣｕ／ＣｏＦｅ膜の界面も平坦となる。また、３５０℃もの高温の熱処理をする必要もない。最適なのは２７０℃×４Ｈ程度の熱処理を行うことであり、最も組成急峻性を保った界面を形成することができる。このようにＴａなどの非磁性下地層は重要であり、通常用いられている下地層との組み合わせにより平坦なＡｕ膜が得られる。
【０４３２】
また、非磁性下地層としてＴｉ（５ｎｍ）、Ｚｒ（５ｎｍ）、Ｗ（５ｎｍ）、Ｃｒ（５ｎｍ）、Ｖ（５ｎｍ）、Ｎｂ（５ｎｍ）、Ｍｏ（５ｎｍ）、Ｈｆ（５ｎｍ）、およびこれらの合金（５ｎｍ）を用いた場合においても、同様な効果が得られた。さらに、ＭＲ向上層としてＡｕ（０．５〜２ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜２ｎｍ）、Ａｕ（０．３〜１ｎｍ）／Ｃｕ（０．３〜１ｎｍ）／Ａｕ（０．３〜１ｎｍ）／Ｃｕ（０．３〜１ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５〜５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜２ｎｍ）を用いた場合においても、同様な効果が得られた。
【０４３３】
このように、ＭＲ向上層は２層から構成されていても、またそれ以上の層数であっても、さらに合金層であれば１層であっても構わない。ただし、抵抗を上昇させる添加元素が加えられていない場合には、膜厚が厚くなるとシャント分流が増大するため、５ｎｍ以下であることが望ましい。しかし、下地としてｆｃｃ配向させるシード効果もなければならないので、磁性層の下に位置する場合のＭＲ向上層の膜厚としては２〜５ｎｍ程度が望ましい。
【０４３４】
上記のＡｕ−Ｃｕの組み合わせ以外の積層膜、合金膜材料の組み合わせとしては、磁性層がＣｏ系合金のときには、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｕ−Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕ、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｌなどが挙げられる。これらの組み合わせのうち、Ｃｏ系磁性層に接するＭＲ向上層の主元素はＣｕ、Ａｕ、Ａｇのいずれかである。
【０４３５】
膜構成に関しては、Ａｕ−Ｃｕの場合の前述のように、２層積層膜でも、３層積層でも、さらに層数が多くても、合金層の場合には１層であってもそれ以上の層数であっても構わない。膜厚に関しても前述のＡｕ−Ｃｕのときと同様であり、第３の添加元素がない場合にはトータル膜厚で２〜３ｎｍ程度が望ましい。
【０４３６】
Ｃｏ系のときの以上の組み合わせのうち、特に膜微細構造の点でも望ましいのが、互いに大きく固溶する組み合わせのＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ｐｔ−Ｃｕなどが特に望ましい。このなかであとは適当な格子定数に制御し得る組み合わせで最適な材料が決定される。
【０４３７】
上記の磁性層がＣｕ系のときと全く同様に、磁性層がＮｉ系のときにはそれに接するＭＲ向上層の積層膜、またはＭＲ向上層の合金膜の組み合わせとして、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ａｕ−Ａｌ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ｒｕ−Ｒｈ、Ｒｕ−Ｉｒ、Ｒｕ−Ｐｔなどが挙げられる。これらの組み合わせのうち、Ｎｉ系磁性層に接する側のＭＲ向上層の主元素は、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕのいずれかである。膜構成、膜厚に関しては全く同様である。
【０４３８】
さらに、ＭＲ向上層を形成する２つの元素の組み合わせとして、互いに非固溶であってもよく、例えば磁性層がＣｏ系磁性層の場合には、Ｃｕ−Ｒｕ、Ｃｕ−Ａｇの積層膜であっても構わない。これらの非固溶な組み合わせの場合には合金層を形成しようとしても、２相分離してしまうので好ましくなく、積層膜で用いるのが好ましい。ここで、磁性層がＮｉ系磁性層の場合の具体例として、ＮｉＦｅ、ＮｉｆｃＣｒ、ＮｉＦｅＮｂ、ＮｉＦｅＲｈなどが挙げられる。
【０４３９】
またピン膜構成として、ここでは単純に反強磁性膜にピン層が直接積層されているタイプのものを示したが、シンセティックアンチフェロ構造でも構わない。例えばピン膜構成として、ＣｏＦｅ２．５ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍの代えて、ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍ、ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｃｒ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍなどでも構わない。
【０４４０】
反強磁性膜は、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＲｕＲｈＭｎ、ＣｒＭｎ、ＦｅＭｎ、ＮｉＯなどの材料でも構わない。ピン層材料はＣｏでもＮｉＦｅでも構わない。
【０４４１】
上記した非磁性下地層はＴａなどの金属膜に限らず、例えばＴａＯ_ｘ のような酸化膜を使用することもでき、Ｔａに代えてＴａＯ_ｘ 下地を用いた場合にも、同様に良好な効果が得られた。この場合、ＭＲ向上層で反射しきれなかった電子をポテンシャル差が大きいＴａ Ｏ_ｘ 下地／ＭＲ向上層界面で反射させることができ、ＭＲ変化率をさらに向上させることができる。ただし、ＴａＯ_ｘ 下地層上に直接ＣｏＦｅを成膜するとｆｃｃ（１１１）配向しなかったり、また磁歪的に望ましいｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングは得られない。これに対してＴａＯ_ｘ ／Ａｕ／Ｃｕ下地は実用性に優れるものである。ＴａＯ_ｘ に代えてＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｎｂなどの酸化物を用いることもできる。また、ＴｉＮ、ＴａＮのような窒化物を用いることもできる。
（実施例２）
この実施例２では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。
【０４４２】
上側のＭＲ向上層としてのＡｕ／Ｃｕ積層膜の格子定数は、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ積層膜の格子定数よりＩｒＭｎに近いため、ＩｒＭｎ上にＡｕ／Ｃｕ積層膜を形成することによって、ＩｒＭｎの格子定数をより安定に保つことができ、熱安定性をより一層高めることができる。Ａｕ層を保護膜のＴａ直下に配置すると、Ａｕのような表面エネルギーの小さな層が、Ｔａのような表面エネルギーの大きな層の直下に存在することになるので、ＡｕがＴａ表面へ拡散しやすく、層の熱安定性が劣化する。よって、Ｔａ直下にはＡｕやＡｇなどは配置しないほうが望ましい。この実施例のようにＣｕ層を介してＴａ保護膜を形成するほうが好ましい。ＡｕＣｕ合金層でも同様な効果が得られる。
（実施例３）
この実施例３では、Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＣｏＦｅ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。このスピンバルブ膜において、感磁層はＡｕ／Ｃｕ膜が介在されたＮｉＣｏＦｅ（５ｎｍ）とＣｏＦｅ（３ｎｍ）との積層膜である。
【０４４３】
また、本発明との比較例として、Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＣｏＦｅ（５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を同様にして作製した。
【０４４４】
比較例のスピンバルブ膜は、ａｓ−ｂｅｐｏでＭＲ変化率８．６％であったものが、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール後には６．６％と劣化し、劣化率は２３％にも達した。これはＣｏＦｅとＮｉＦｅＣｒが固溶系であるため、ａｓ−ｂｅｐｏ段階ではさほどＣｏＦｅ／ＮｉＦｅＣｒ界面でミキシングせずにＭＲ変化率がでている。しかし、２５０℃×４Ｈ程度のアニールを行うと、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅＣｒ界面が容易に乱れてしまう。これはシャント化のためにＮｉＦｅにＣｒを４％程度添加したＮｉＦｅＣｒでの結果だが、Ｎｉ_８１Ｆｅ_１９（原子％）でも同様である。
【０４４５】
一方、実施例３のようにＡｕ／Ｃｕ積層膜を挿入することにより、ＣｏＦｅ層とＮｉＦｅＣｒ層との拡散が抑えられるため、ＭＲ変化率はａｓ−ｄｅｐｏ段階で８．７％であったものが、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール後でも８．１％とＭＲ劣化が著しく抑えられた。これはＡｕ／Ｃｕ挿入による拡散防止の効果として、ＣｏＦｅ層との界面反射効果がアニール後でも保たれていることが挙げられる。
【０４４６】
Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）に代えて、Ａｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）、Ａｕ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｕ（０．３ｎｍ）、Ａｕ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｕ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、ＡｕＣｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ａｇ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ａｇ（０．５ｎｍ）、Ａｇ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｇ（０．３ｎｍ）、Ａｇ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｇ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｐｔ（０．５ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５〜１．５ｎｍ）などを用いた場合にも、同様な効果が得られた。
【０４４７】
なお、第２の磁性層としてＮｉＦｅＣｒを用いた理由は以下の通りである。ＮｉＦｅにＣｒを添加することによって、Ｍｓを低下させることなくρを向上させて、シャント分流の効果を低減させている。また、Ｃｒ添加による磁歪λが正側に上昇するのを抑えるため、ＮｉとＦｅの比率は通常のゼロ磁歪組成である、Ｎｉ：Ｆｅ＝８１：１９よりも少しＮｉリッチにすることが望ましい。Ｍｓ、ρ、磁歪の全てを満足する組成としては、Ｎｉ_８１Ｆｅ_１５Ｃｒ_４ の組成が好適である。これ以外に、Ｎｉ_８０Ｆｅ_２０、ＮｉＦｅＮｂ、ＮｉＦｅＲｈなどを用いてもよい。
（実施例４）
この実施例４では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。
【０４４８】
この実施例４は磁化固着層が非磁性中間層よりも下側にある、いわゆる反転構造のスピンバルブ膜である。上層のＣｕ／Ａｕ／Ｃｕ層はＭＲ向上層であり、耐熱性、ＭＲ変化率を向上させている。下側のＡｕ／Ｃｕ層はＩｒＭｎの下地膜になっていると同時に、ＩｒＭｎの格子定数を安定に保つ働きをするＭＲ向上層である。この膜のａｓ−ｄｅｐｏでのＭＲ変化率は１０％で、２５０℃×４Ｈのアニール後のＭＲ変化率は９．５％であった。Ｃｕ／Ａｕ界面はＡｕＣｕ合金を形成していた。
【０４４９】
この実施例４の上側のＴａは保護膜であり、Ｔａ膜表面で反射を起こさせようとするものではない。この実施例４ではＣｕ／Ａｕ／Ｃｕ層がＭＲ向上層であるので、ＣｏＦｅ／Ｃｕ界面およびＣｕ／Ａｕ界面（もしくはＡｕＣｕ合金層）で反射を起こさせるものである。このように、従来技術として示した（ｅ）や（ｄ）の構成とは明らかに異なるものである。さらに、極薄のＣｕ層をＣｏＦｅ／Ａｕ界面に挿入しているため、Ａｕの非磁性中間層（Ｃｕ）への長期的な拡散を抑えると同時に、一旦フェルミ波長が短い層を介してＡｕ層を配置しているため、反射効果を増大させることができる。
【０４５０】
上側のＭＲ向上層としてのＡｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）に代えて、Ａｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ａｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ａｇ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ａｇ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｐｔ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｐｔ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、ＰｔＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／ＰｔＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）などを用いた場合にも、同様な効果が得られた。
【０４５１】
また、他の材料については実施例１の場合の材料が用いられる。実施例４のフリー層の上層に積層されるＭＲ向上層はシード効果は必要とされないため、膜厚は１ｎｍ程度に薄くしても構わない。ただし、厚いときのシャント分流増大の悪影響は実施例１のときと同様なため、５ｎｍ以下が望ましい。
【０４５２】
反強磁性膜の下地にあるＭＲ向上層は、反強磁性膜の格子間隔を適切な値にして、ピンＣｏＦｅと反強磁性膜の界面での格子不整合に起因する界面ミキシングを抑制するとともに、反強磁性膜自体の格子間隔を適切な値に制御することによって、ピン特性自体も向上させようとするものである。このときの具体的なＭＲ向上層として、Ａｌ−Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕ、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｌ、Ｒｕ−Ｒｈ、Ｒｕ−Ｉｒ、Ｒｕ−Ｐｔ、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ａｕの組み合わせの積層膜、合金膜などが例として挙げられる。
【０４５３】
個々の反強磁性膜に適したＭＲ向上層としては、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆから選ばれる２つの元素の積層膜、合金膜が下地として効果を発揮する。ピン側だけの効果を狙うならば反転構造スピンバルブ膜のフリー層の上層に積層されたＭＲ向上層はなくても構わない。さらに、反強磁性膜の下地のＭＲ向上層はピン膜構成が前述のようなシンセティックアンチフェロ構造であっても構わない。一例としてＴａ５ｎｍ／ＡｕＣｕ２ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｃｕ３ｎｍ／ＣｏＦｅ１ｎｍ／ＮｉＦｅ５ｎｍ／Ｔａ５ｎｍなどがある。
【０４５４】
また、Ｔａ保護膜に代えて、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｎｂなどを用いた場合についても同様であった。
（実施例５）
この実施例５では、Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造の反転スピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。ここで、下側のＣｏＦｅ層（磁化固着層）と上側のＣｏＦｅ層（感磁層）との間に配置されたＡｕＣｕ層は、非磁性中間層であると同時に、感磁層の磁歪を制御するＭＲ向上層である。
【０４５５】
反転構造のスピンバルブ膜では、Ｃｕなどからなる非磁性中間層上に形成される感磁層のｆｃｃ−ｄ（１１１）が小さくなり、磁歪が大きくなってしまう。これに対して、この実施例５のように、非磁性中間層であると同時にＭＲ向上層であるＡｕＣｕ合金層上にＣｏＦｅ感磁層を積層形成することによって、ＣｏＦｅ感磁層のｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングを適度な値に調整することができ、これにより感磁層の磁歪を低減することができる。
【０４５６】
ところで、ＡｕＣｕ合金からなる非磁性中間層では、ＣｏＦｅ層との界面でのスピン依存散乱がＣｕ単層の場合に比べて若干低下し、ＭＲ変化率が若干低下するおそれがある。このような点は非磁性中間層に例えばＣｕ（０．８ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｕ（０．８ｎｍ）積層膜などを使用することで解決することができる。
【０４５７】
このような非磁性中間層であると同時にＭＲ向上層の使用は、反転構造のスピンバルブ膜に限らず、通常のスピンバルブ膜やデュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜に対しても有効である。デュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜に非磁性中間層兼ＭＲ向上層を使用した例としては、Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ磁化固着層（２．５ｎｍ）／ＡｕＣｕ非磁性中間層兼ＭＲ向上層（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ感磁層（３ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ磁化固着層（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造が挙げられる。通常のスピンバルブ膜に非磁性中間層兼ＭＲ向上層を使用した例としては、Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（０．８ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｕ（０．８ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造が挙げられる。
【０４５８】
なお、反転構造のスピンバルブ膜およびデュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜においてＩｒＭｎなどの反強磁性膜の下地として用いたＡｕＣｕ層の効果などにより、ＣｏＦｅ感磁層のｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングが十分に制御されていれば、非磁性中間層には一般的なＣｕ層などを使用することができる。
【０４５９】
反転構造のスピンバルブ膜およびデュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜の他の具体例としては、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
などが挙げられる。上記したＡｕ／Ｃｕ下地に代えて前述したような各種積層膜や合金層を用いることができる。
【０４６０】
他の構造例としては、基板／Ｔａ（５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＭＲ向上層／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）が挙げられる。この構造ではＣｏＦｅ／ＭＲ向上層／ＣｏＦｅがフリー層であり、強磁性的に結合している。
【０４６１】
また、上述した各実施例では反強磁性膜にＩｒＭｎを使用した例に付いて説明したが、ＮｉＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＲｕＲｈＭｎ、ＣｒＭｎ、ＮｉＯなど、種々の反強磁性材料を用いた場合においても、同様の効果を得ることができる。
【０４６２】
さらに、上述のように磁化固着層に例えばＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎ、のような反強磁性カップリング（Ｒｕを介したＣｏＦｅ同士の反強磁性カップリング）などを用いたスピンバルブ膜においても本発明は効果を発揮する。上記したような積層膜において、ある膜厚で反強磁性的な結合をする。
【０４６３】
この場合、中間層を本発明のＭＲ向上層とすることができる。例えばＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（反強磁性カップリング）、ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＡｕＣｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）（反強磁性カップリング）などであり、またＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）のように、強磁性カップリングを適用することもできる。磁化固着層の中間に配置されたＡｕＣｕ層などは、両側の磁性層を反強磁性的に結合させ、さらに鏡面反射効果をもたらすと同時にＩｒＭｎなどの格子を安定に保ち、スピンバルブ膜の耐熱性およびＭＲ特性を向上させるものである。このような場合のＭＲ向上層の膜厚は０．５〜２ｎｍの範囲とすることが好ましい。
（実施例６）
耐熱性の悪化の原因となる通常の結晶粒界はほとんどなく、完全単結晶ではないにしても、粒界が存在したとしても小傾角粒界のような耐熱性に優れた結晶構造を実現するための手段としても、Ａｕ／Ｃｕなどの積層膜や合金層からなるＭＲ向上層は有効である。その一例として、熱酸化シリコン基板／Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）の構造を、断面ＴＥＭとディフラクションパターンにより評価した。ディフラクションパターンのスポット径は、積層膜の膜厚方向全ての領域が含まれるような大きさとした。より詳細に調べるためには、スポット径をさらに絞ったマイクロディフラクションでもかまわない。
【０４６４】
ディフラクションパターンから、１μｍ以上の領域にわたって全てほぼ単一結晶構造の回折パターンが得られ、単結晶に近い構造を得られていることが分かった。Ｔａ下地、保護膜を除く他は膜はｆｃｃ（１１１）配向している。回折パターンで中心点から半径Ｒの若干異なる点にスポットが見えた。これは、ＩｒＭｎとＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅとではｆｃｃ（１１１）スペーシングの大きさが異なるからである。格子像を見ても非常にきれいなｆｃｃ（１１１）配向ができていることが確認できた。横方向での格子点が若干不連続になっているところがたまに見られた。回折パターンは全ての領域でほぼ単一のスポットしかでていないことから、上記した格子不連続は小傾角粒界のようなサブグレインバウンダリであると思われる。
【０４６５】
このような単結晶に近い構造は、ＭＲ変化率、磁気特性の耐熱性に優れているだけでなく、電子の散乱の原因となる結晶粒界がほとんど存在しなくなるので、電子の平均自由行程も長くなり、ＭＲ変化率の絶対値を上昇させることにもなり、望ましい膜構造である。このような単結晶に近い構造を、熱酸化シリコン、アモルファスアルミナのようなアモルファス基板上で得る技術も本発明の特徴の一つである。ここでは熱酸化シリコン基板を用いたが、実際のヘッドで通常用いられているＡｌＴｉＣ基板上のアモルファスＡｌＯ_ｘ膜上や、その他の酸化物系アモルファス膜、窒化物系アモルファス膜、ダイヤモンドライクカーボン上でも構わない。
【０４６６】
この実施例におけるＡｕの下地のＴａは必ずしもＴａでなくてもよいが、何らかの下地バッファ層は必要である。Ａｕを直接熱酸化シリコン基板上に成膜しても、本発明のような単結晶に近い結晶構造の膜は得られない。Ｔａ以外の材料としては、Ｔｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることができる。Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕ下地膜の場合には、ＴａとＡｕは合金を形成するため、Ａｕが成膜されたときのＡｕのアイランド成長が妨げられ、二次成長しやすくなる。つまり、結晶粒としての凝集力よりも基板側との結合力が勝ることが膜成長によい影響を及ぼす。
【０４６７】
また、Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕのような下地膜構成でも単結晶ライクな成長を促すのに効果がある。この場合のように、合金を形成する材料を積層膜にする場合もＡｕが成膜されるときにＣｕ上にそのまま結晶粒を保ったまま成長するのではなく、下地との結合が大きくなって単結晶的な粒を形成する。このような構造は、Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）のように、単純なＴａ／Ｃｕ下地では得られない。
【０４６８】
良好に実現する他の構造としては、実施例１のときと同様に、磁性層がＣｏ系の膜の場合、Ａｌ−Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕ、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｌの積層膜または合金膜が挙げられる。積層膜の場合、繰り返し層数は２層以上であればいくつであっても構わない。また、磁性層がＮｉ系の膜の場合、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ａｕ−Ａｌ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ｒｕ−Ｒｈ、Ｒｕ−Ｉｒ、Ｒｕ−Ｐｔの組み合わせの積層膜、合金膜などが挙げられる。Ｃｏ系のときと全く同様に、積層膜の層数は２層以上であれば何層であっても構わない。以上のような二つの金属の組み合わせのうち、固溶範囲が広いＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ｐｔ−Ｃｕなどがある。また、固溶な組み合わせでなくても、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｃｕのような組み合わせの積層膜もある。
【０４６９】
他の構造として、Ｔａ／Ｃｕ／Ａｕ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｐｔ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｐｔ下地、Ｔａ／Ｒｈ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｒｈ下地、ＴＡ／Ｐｄ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｐｄ下地などが挙げられる。これらの材料でＴａなどのバッファ層上の積層回数を増やしてもよい。また、Ｔａの代わりにＴｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることができる。ｆｃｃ金属層の部分はシャント分流によるＭＲ変化率の減少を防ぐため、抵抗を上げる元素を添加しない場合には、あまり厚くない方が好ましい。また逆に薄すぎるとｆｃｃのシード層としての効果が薄れてしまうため、あまり薄すぎないほうが好ましい。具体的には、Ｔａなどの下地バッファ層を除いた下地シード層の膜厚は２〜５ｎｍ程度が好ましい。ただし、添加元素などにより下地シード層の抵抗が上昇してシャント分流の心配が低減した場合には５ｎｍ以上としてもよい。
【０４７０】
また、上記のような合金を形成するｆｃｃ金属の積層膜に代えて、ｆｃｃを形成する前述の組み合わせの他に、それらにさらに添加元素を加えた合金が挙げられる。他には、Ｃｕの代わりにＮｉとの合金で非磁性のｆｃｃ合金として、ＰｔＮｉ合金（Ｐｔ２６ａｔ％よりもＰｔリッチが好ましい）、ＲｈＮｉ合金、ＰｄＮｉ合金（ほとんどの組成で磁性をもつため、第三元素の添加が好ましい）ＩｒＮｉ合金（Ｉｒ１２ａｔ％よりもＩｒリッチが好ましい）などが挙げられる。これらの合金の場合にもＴａバッファの代わりにＴｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることができる。また、ｆｃｃ合金膜の膜厚は上記の積層膜の場合と同様に２〜５ｎｍ程度が好ましい。添加元素などにより抵抗が上昇した場合には５ｎｍ以上としてもよい。
【０４７１】
上述したような構成の具体例としては、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ｐｔ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２〜８ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／ＰｔＣｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２〜８ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
などが挙げられる。
（実施例７）
これまでのようなＭＲ向上層は図４９のような人工格子センサの場合にも適用できる。この場合、Ｃｏを含む膜、Ｎｉを含む膜のような磁性層７１と、非磁性層７２との積層層数はスピンバルブ膜よりも多くなる。このときに最上層もしくは最下層の磁性層に接しさせてＭＲ向上層７３を配置させる。具体的な材料の考え方は実施例１のときなどと全く同様である。
【０４７２】
以上、具体例を参照しつつ本発明の第１〜第７の実施の形態について説明した。しかし、本発明は、これらの具体例に限定されるものではない。
【０４７３】
例えば、図５０〜図５２は、本発明のさらなる変型例を表す概念図である。
【０４７４】
すなわち、図５０は、ＡＢＳ（エア・ベアリング・サーフェース）から見たスピンバルブ素子部の断面を示すものであり、図５１は、ギャップ膜やシールド膜を除いたスピンバルブ素子の斜視図である。
【０４７５】
アルチック基板１０に下シールド１１（ＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金など、厚み：０．５〜３μｍ、ＮｉＦｅやＦｅＡｌＳｉ合金では研磨により表面凹凸をシンセティックピン層の中間磁気結合層の厚み以下まで除去することが望ましい）、下ギャップ膜１２（アルミナや窒化アルミなど）を形成し、その上にスピンバルブ素子１３を形成する。スピンバルブ素子１３はスピンバルブ膜１４と一対の縦バイアス膜１５および一対の電極１６から構成される。スピンバルブ膜１４は、実施例４に示したボトム型のＳＶから形成される。すなわち、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ等の非磁性下地層１４１（厚み：１〜１０ｎｍ）、必要に応じてＲｕやＮｉＦｅＣｒなどの第２の下地層１４２（厚み：０．５〜５ｎｍ）、反強磁性層１４３、強磁性層／磁気結合層／強磁性層からなるシンセテックピン層１４４、非磁性スペーサ１４５、フリー層１４６、高電気伝導層１４７、必要に応じて保護膜１４８（０．５〜１０ｎｍ）から構成される。その上に上ギャップ層１７（アルミナや窒化アルミなど）、上シールド１８（ＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金など、厚み：０．５〜３μｍ ）が形成される。図示していないが、さらにその上に記録部が形成される。 スピンバルブ素子１３は、スピンバルブ膜１４のトラック幅端部を除去してそこに縦バイアス層１５を形成したいわゆるアバットジャンクションタイプの素子構造からなる。縦バイアス層１５には硬質磁性膜（Ｃｒ，ＦｅＣｏなどの下地の上に形成したＣｏＰｔやＣｏＰｔＣｒなど）或いは強磁性層１５１と反強磁性膜１５２を順次積層して強磁性層をハード化したものが用いられる。先に反強磁性膜１５２を成膜して次に強磁性膜１５１を成膜しても良い。今後の狭トラックに対応して、トラック幅端での急峻な再生感度プロファイルを得るには、磁化自由層に対する縦バイアス強磁性層（硬質磁性層または反強磁性膜で交換結合バイアスされた強磁性層）の磁気膜厚比、Ｍｓ＊ｔ（縦バイアス）／Ｍｓ＊ｔ（フリー）を７以下、望ましくは５以下に設定する。磁化自由層が４．５ｎｍ厚以下（磁気膜厚比：５ｎｍＴ以下）にまで薄くなると、 Ｍｓ＊ｔ（縦バイアス）／Ｍｓ＊ｔ（フリー）≦５を満足するために、縦バイアス強磁性層も非常に薄くなる（磁気膜厚比で２５ｎｍＴ以下）。
【０４７６】
一般に、硬質磁性膜では膜厚が薄くなると高保磁力が得難くなるが、一方、強磁性膜／反強磁性膜タイプの縦バイアス層では強磁性膜１５１が薄くなるほど交換バイアス磁界が増大して固着が強固となるので、強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２タイプの縦バイアス層が望ましい。さらに、強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２の縦バイアス層では、強磁性層１５１の飽和磁化はフリー層の飽和磁化と概ね同様かそれ以上のものが完全なＢＨＮ（バルクハウゼンノイズ）除去をなるべく小さな縦バイアス磁界で実現するのに好ましい。すなわちＮｉＦｅ合金でも良いがＣｏＦｅやＣｏ等のより飽和磁化が大きなものが望ましい。飽和磁化が小さな強磁性膜１５１を用いてその膜厚増大により漏洩磁界を強めてＢＨＮ除去を実現すると、特に狭いトラック幅になると再生出力低下を引き起こす。
【０４７７】
なお、図５０ではスピンバルブ膜１４を全てエッチング除去しないで反強磁性層１４３を残して縦バイアス層を形成した場合を示したが、下地層１４１までエッチング除去しても良い。反強磁性層１４３を残してその上に縦バイアス層１５を形成すると縦バイアス層とスピンバルブ膜との電気的接触が良くなる利点を有する。電極１６が縦バイアス層１５の間隔と概ね等しい一般的なアバットジャンクションでは、電極とスピンバルブ膜がダイレクトに面接触できないので反強磁性膜１４３を残すメリットが大きい。なお、反強磁性膜の上のピン層１４４は完全に除去してその上に縦バイアス層を形成することが望ましい。その理由は、後述するようにピン層１４４の磁化と縦バイアス層１５の磁化の方向は概ね直交させることが必要なので、そうするとピン層１４４とその上の縦バイアス層１５との磁気相互作用により縦バイアス層の磁化が不安定になるためである。或いは、高導電層１４７まではエッチング除去してフリー層を完全に除去すること無く、その上縦バイアス層を形成しても良い。
【０４７８】
また、結晶性改善のために、或いは反強磁性層１４３と縦バイアス層１５との磁気結合を弱めるために、強磁性層１５１の下に下地層１４２と同様な極薄い下地層１５３を設けても良い。強磁性層と強磁性層の間には、僅かな厚みの非磁性層が存在しても磁気結合が発生し易いが、反強磁性層と強磁性層の間では僅かでも非磁性層が存在するともやは磁気結合を生じない。縦バイアス層からのバイアス磁界を有効にフリー層に加えるために、下地層１５３の厚みは１０ｎｍ以下が望ましい。硬質磁性膜を用いる場合にも同様にフリー層と硬質磁性膜の飽和磁化を揃えることが望ましいが、ＣｏＦｅなどの高飽和磁化フリー層に匹敵する高飽和磁化硬質磁性膜を作製することは通常困難である。
【０４７９】
そこで、硬質磁性膜の下地にＦｅＣｏのようなＣｏＦｅに匹敵する高飽和磁化の下地を用いてフリー層との飽和磁化のバランスを保つことが、小さな縦バイアス磁界でＢＨＮを除去するのに適する。反強磁性膜１５２にはスピンバルブ膜に用いたものと同様な反強磁性膜材料を用いることが出来る。
【０４８０】
しかし、スピンバルブの反強磁性層と縦バイアス層の反強磁性膜１５２の交換バイアス方向は直交させる必要がある（スピンバルブ膜の反強磁性層の交換バイアス方向は素子幅（ハイト）方向、縦バイアス層の反強磁性膜１５２の交換バイアス方向はトラック幅方向）。
【０４８１】
そこで、例えば、両者の反強磁性膜のブロッキング温度Ｔｂを変えて、最初に高Ｔｂ側の反強磁性膜の交換バイアス方向を熱処理により規定して、それより低い温度で尚且つ最初にＴｂを規定した反強磁性膜の交換バイアスにより固着された強磁性膜の磁化方向が安定な温度近傍にもう一方の反強磁性膜のＴｂを設定することにより、両反強磁性膜の交換バイアスの直交化が実現できる。反強磁性層１５２の交換バイアス付与には、磁界中成膜（ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎなどを用いる）や記録部形成における２００〜２５０℃のレジストキュアー熱処理工程（ＰｔＭｎ，ＰｄＰｔＭｎ，ＩｒＭｎなどを用いる）を利用することが望ましい。スピンバルブ膜の反強磁性層にはそれよりＴｂが高い反強磁性膜（ＩｒＭｎ，ＰｔＭｎ，ＰｄＰｔＭｎ等）を用いると、レジストキュアー熱処理工程にてスピンバルブ膜のピン層磁化の方向を乱すことなく反強磁性膜１５２の交換バイアス方向をトラック幅方向に規定できる。
【０４８２】
従来の単層ピン層スピンバルブでは反強磁性膜１５２の交換バイアス付与熱処理をかなり下げないとピン層固着の交換バイアス磁界方向が乱れてしまい実用困難であったが、ブロッキング温度以下でピン磁化の耐熱性が急激に安定するシンセティックピン層の性質を利用すると、両反強磁性膜間の数十℃程度の僅かなブロッキング温度の差でも良好な縦バイアスとピン層磁化の直交化が可能になる。なお、反強磁性層１５２に規則化系反強磁性膜ＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎを用いる場合は、レジストキュアー温度（２００〜２５０℃）で規則化を生じる反強磁性膜が好ましい。
【０４８３】
電極１６の間隔ＬＤは、縦バイアス層の間隔ＨＭＤよりも狭いことが、再生素子抵抗を下げてＥＳＤに強いヘッドを実現するために好ましい。ＬＤは再生トラックを概ね規定するので、本発明が狙う高密度記録（１０Ｇｂｐｓｉ以上）では０．１〜０．７μｍのサブミクロン幅となる。一方、ＨＭＤはＬＤよりもおよそ０．３〜１μｍ広めることにより、狭トラック幅でもハード膜磁界の影響が少なく急峻なトラック幅方向感度プロファイルが実現でき、高感度な再生が可能になる。さらに、ＨＤ（素子幅）＞ＬＤ且つＨＭＤ＞ＨＤとするこにより、電極間のスピンバルブ素子抵抗が低減できて、合わせてスピンバルブ感磁部の形状がトラック幅方向に長い長方形状となるのでバルクハウゼンノイズ抑制が容易となる。具体的には、素子幅ＨＤは０．４μｍ程度が耐ＥＳＤを考えると望ましく、電極間隔を０．４μｍ以下に狭めた狭トラック幅再生ではハード膜間隔ＨＭＤを０．８μｍ程度に広げることが望ましい。
【０４８４】
図５０においてフリー層の膜厚中心から上シールド表面までの間隔をｇｆ、下シールド表面までの間隔をｇｐとすると、フリー層に加わる電流磁界Ｈｃｕを弱めるためには、ｇｆ＜ｇｐとすることが望ましい。これは、フリー層が下シールドよりも上シールドに近いので、フリー層は下シールドからの磁界の影響を強く受け、なお且つセンス電流の流れる中心が非磁性スペーサ１４５側に存在するのでフリー層にはセンス電流磁界方向と逆方向に下シールドからの磁界（センス電流によりシールドが磁化されるために発生）が加わるためである（図５０参照）。 センス電流磁界が弱まると、より大きなセンス電流が投入でき、より高い再生出力および良好なＢＰ、すなわち上下再生波形の非対称性が小さな再生波形が得られる。具体的には、ｇｐは３５〜８０ｎｍ、ｇｆは２５〜５０ｎｍとしてｇｆ＜ｇｐとすると、ギャップの絶縁性も保ってなお且つトータル再生ギャップ長も６０〜１３０ｎｍの著しい狭ギャップが実現できる。
【０４８５】
図５２は、図１や図５などに例示したトップ型のスピンバルブ膜に適するヘッドの一実施例を示す概念図である。図５０と異なるところは、縦バイアス層１５はスピンバルブ膜を全部エッチング除去した後に下ギャップ膜１２上に形成される点である。さらに、フリー層膜厚中心と下シールド表面との間隔ｇｆが上シールド表面との間隔ｇｐよりも小さいことが望ましい。これは、フリー層が上シールドよりも下シールドに近いのでフリー層は下シールドからの磁界の影響を強く受け、なお且つセンス電流の流れる中心が非磁性スペーサ１４５側に存在するのでフリー層にはセンス電流磁界方向と逆方向に下シールドからの磁界（センス電流によりシールドが磁化されるために発生）が加わるためである。センス電流磁界が弱まると、より大きなセンス電流が投入でき、より高い再生出力および良好なＢＰ、すなわち上下再生波形の非対称性が小さな再生波形が得られる。具体的には、ｇｐは３５〜８０ｎｍ、ｇｆは２５〜５０ｎｍとしてｇｆ＜ｇｐとすると、ギャップの絶縁性も保ってなお且つトータル再生ギャップ長も６０〜１３０ｎｍの著しい狭ギャップが実現できる。
【０４８６】
また、本発明による磁気抵抗効果素子の膜構成は、種々の分析手法により同定可能である。
【０４８７】
図５３は、本発明による磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッドの膜断面におけるナノＥＤＸ分析の結果を示すグラフ図である。例えば、断面ＴＥＭ（ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察用のサンプルを作製し、その膜断面に対して直径約１ｎｍのビームを用いたナノＥＤＸにより、磁気抵抗効果素子を構成している材料、および膜厚を特定することができる。測定限界および熱処理による界面拡散の影響を適宜考慮することによって、膜構成を概ね再現することができる。特に、図５３からも分かるように、フリー層とスペーサＣｕの界面、およびフリー層と非磁性高導電層のＣｕとの界面は比較的シャープであり膜厚を特定しやすい。
【０４８８】
膜厚決定の定義としては、所望の膜を構成している主元素の材料のピークの半値幅を膜厚とすることができる。例えば、スペーサＣｕと下地非磁性高導電層のＣｕについてはシャープなピークなため膜厚を決定しやすいので、フリー層の膜厚は上下のＣｕ層に挟まれた領域をフリー層膜厚とする。図５３の例では、スペーサＣｕは２．４ｎｍ、非磁性高導電層は２ｎｍと求まり、その両者のＣｕに挟まれたフリー層のトータル膜厚は４．１ｎｍとすることができる。このフリー層膜厚は所望のフリー層膜厚３．７ｎｍをほぼ再現した値である。このような分析手法によりスピンバルブ膜の膜構成は概ねわかり、スペーサ層、非磁性高導電層、フリー層については極薄の膜厚についても比較的正確に測定することができる。
【０４８９】
【発明の効果】
本発明は、以上説明した形態で実施され、以下に説明する効果を奏する。
【０４９０】
まず、本発明によれば、前述した第１の実施の形態を適用することによって、従来スピンバルブ膜を単純にフリー層を薄膜化するだけでは達成できなかった、良好なバイアスポイント、および高ＭＲ、高ΔＲｓを実現し、かつ製造ばらつきに対しても広いマージンをもつ、次世代スピンバルブ膜が得られる。
【０４９１】
また、本発明によれば、前述した第２乃至第６の実施の形態を適用することによって、今後ハードディスクドライブの高密度記録化に伴って、ドライブにおける動作時に磁気ヘッドの温度が例え２００℃前後であっても、磁化固着層が安定であり、また静電放電電流が磁気抵抗効果ヘッドのＧＭＲ素子に流入しても磁化固着層の磁化固着が乱されることがなく安定である。またセンス電流の分流が小さいためＧＭＲ素子として高い抵抗変化率が保たれて再生感度が確保されるので、より一層の高密度の記録が可能になり、高い再生出力を得ることができる。
【０４９２】
さらに、本発明によれば、前述した第７の実施の形態を適用することによって、ＭＲ向上層により初期プロセスアニール劣化を抑制することができると同時に、鏡面反射効果によりＭＲ変化率の向上を図ることができる。また、フリー層が薄い場合においては、ＭＲ向上層とフリー層の界面を安定な界面にすることができるので、熱処理を行った後でも、その界面において電子の透過率を高いまま維持でき、高いＭＲ変化率を保つことができる。さらに、例えばＣｏ系磁性材料からなる感磁層をＭＲ向上層により低磁歪化したり、また結晶微細構造を制御することができる。これらによって、高出力、低ノイズ、高耐熱性の磁気抵抗効果素子を提供することが可能となる。
【０４９３】
以上詳述したように、本発明によれば、高性能且つ高信頼性を有する磁気抵抗効果素子を実現することが可能となり産業上のメリットは多大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の磁気抵抗効果素子の断面構成を表す概念図である。
【図２】本発明のスピンバルブ膜においてえられるトランスファーカーブの概略図である。
【図３】フリー層に接しているスペーサとは反対側の高導電層Ｃｕの膜厚に対するフリー層に加わる電流磁界Ｈ_ｃｕの関係を表すグラフ図である。
【図４】アシメトリが−１０％〜＋１０％、つまり、バイアスポイント３０％〜５０％を実現するためのシンセティックＡＦのピン層厚と、非磁性高導電層厚との具体的な範囲を表したグラフ図である。
【図５】本発明の一実施例の磁気抵抗効果素子の具体的な膜構成を示す概念図である。
【図６】本発明の一実施例にかかるスピンバルブ膜構成を表す概念図である。
【図７】従来の磁気抵抗効果素子が有する２つの問題を説明するための概念図である。
【図８】計算上のバイアスポイント値とヘッドの再生信号波形の関係を示すグラフ図である。
【図９】各磁界の関係を表す説明図である。
【図１０】各層を流れる電流分流Ｉ_１〜Ｉ_３を表す概念図である。
【図１１】比較例におけるバイアスポイントの状態を表す概念図である。
【図１２】トランスファーカーブでみたときのＨ_ｉｎ、Ｈ_ｐｉｎ、Ｈ_ｃｕの大きさとバイアスポイントとの関係を表した概念図である。
【図１３】比較例におけるバイアスポイントの決定要素の関係を表す概念図である。
【図１４】比較例におけるバイアスポイントの決定要素の関係を表す概念図である。
【図１５】各比較例のスピンバルブ膜と本発明によるスピンバルブ膜のバイアスポイントのフリー層厚依存性を比較しつつ表したグラフ図である。
【図１６】比較例１〜４の構造において、フリー層のＭｓ＊ｔだけを小さくした時にＭＲ変化率がどのように変化するかを表したグラフ図である。
【図１７】本発明の磁気抵抗効果ヘッドの一実施形態を示す図である。
【図１８】外部磁界に対するスピンバルブ膜の抵抗値の変化と、交換バイアス磁界Ｈ_ＵＡ＊ を示す模式図である。
【図１９】模擬バイアス磁界を与えた場合の経過時間と磁化固着層の磁化の動いた角度との関係を示す図。
【図２０】反強磁性層の最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅を示す図。
【図２１】磁気結合層に、Ｒｕを用いた場合の熱処理後のＲｕ厚と反強磁性結合の低下度合の関係を残留磁化比Ｍｒ／Ｍｓによって示した図である。
【図２２】スピンバルブ膜の磁界に対する抵抗値の変化を示す図である。
【図２３】強磁性層Ａと強磁性層Ｂの膜厚を異ならせることによって、磁界による抵抗変化が相違することを示す図である。
【図２４】スピンバルブ素子にヒューマンボディモデルによる模擬のＥＳＤ電圧を与えた後の抵抗と出力を示す図である。
【図２５】スピンバルブ素子にヒューマンボディモデルによる模擬のＥＳＤ電圧を与えた後の抵抗と出力を示す図である。
【図２６】スピンバルブ素子の漏洩磁界を示す図である。
【図２７】本発明の磁気抵抗効果ヘッドの他の一実施形態を示す図である。
【図２８】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一実施形態を示す図である。
【図２９】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一実施形態を示す図である。
【図３０】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一実施形態を示す図である。
【図３１】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一実施形態を示す図である。
【図３２】本発明の磁気抵抗効果素子の第１の実施形態の要部構造を示す断面図である。
【図３３】図３２に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。
【図３４】図３２に示す磁気抵抗効果素子の他の変形例を示す断面図である。
【図３５】従来のスピンバルブ膜の熱プロセスによるＭＲ変化率の低下モデルを示す図である。
【図３６】金属膜／金属膜界面で鏡面反射効果が得られることを説明するための図である。
【図３７】反射膜のフェルミ波長およびそれと接するＧＭＲ膜のフェルミ波長の比と臨界角度θ_ｃ との関係の一例を示す図である。
【図３８】Ａｕ（Ａｇ）／Ｃｕ界面で鏡面反射を起こす臨界角度θ_ｃ をフェルミ波長から算出した結果を示す図である。
【図３９】図３２に示す磁気抵抗効果素子のさらに他の変形例を示す断面図である。
【図４０】図３９に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。
【図４１】本発明の磁気抵抗効果素子の第２の実施形態の要部構造を示す断面図である。
【図４２】図４１に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。
【図４３】本発明の磁気抵抗効果素子の第３の実施形態の要部構造を示す断面図である。
【図４４】本発明の磁気抵抗効果素子を適用した録再分離型磁気ヘッドの第１の実施形態の構造を示す断面図である。
【図４５】本発明の磁気抵抗効果素子を適用した録再分離型磁気ヘッドの第２の実施形態の構造を示す断面図である。
【図４６】本発明の録再分離型磁気ヘッドを適用した磁気ヘッドアッセンブリの一実施形態の構造を示す斜視図である。
【図４７】本発明の録再分離型磁気ヘッドを適用した磁気ディスク装置の一実施形態の構造を示す斜視図である。
【図４８】本発明の実施例１で作製したスピンバルブ膜のＸＲＤパターンを示す図である。
【図４９】本発明の磁気抵抗効果素子を人工格子膜に適用した実施例の要部構造を示す断面図である。
【図５０】ＡＢＳ（エア・ベアリング・サーフェース）から見たスピンバルブ素子部の断面を示す概念図である。
【図５１】ギャップ膜やシールド膜を除いたスピンバルブ素子の斜視図である。
【図５２】図１や図５などに例示したトップ型のスピンバルブ膜に適するヘッドの一実施例を示す概念図である。
【図５３】本発明による磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッドの膜断面におけるナノＥＤＸ分析の結果を示すグラフ図である。
【符号の説明】
１ 感磁層
２ 磁化固着層
３ 非磁性中間層
４ ＭＲ向上層
４ａ，４ｂ 金属膜
４ｃ 合金層
５ 非磁性下地層
６ 反強磁性層
７ 保護層
８ スピンバルブ膜
１０ 基板
１１，１８ シールド
１２，１７ ギャップ膜
１３ スピンバルブ素子
１４ スピンバルブ膜
１５ 縦バイアス膜
１６ 電極
１４１，１４２ 非磁性下地層
１４３ 反強磁性層
１４４ 磁化固着層
１４５ 中間層
１４６ 磁化自由層
１４７ 保護膜
１５１ 強磁性膜
１５２ 反強磁性膜
１５３ 下地層
１４４１ 強磁性層Ｂ
１４４２ 磁気結合層
１４４３ 強磁性層Ａ[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnetoresistive element, a magnetic head, a magnetic head assembly, and a magnetic recording device. More specifically, the present invention relates to a magnetoresistive element using a spin valve film having high sensitivity and high reliability, The present invention relates to a head, a magnetic head assembly, and a magnetic recording device.
[0002]
[Prior art]
In recent years, as the size and capacity of magnetic recording media have been reduced, expectations for magnetic heads (MR heads) using a magnetoresistive effect (MR) that can take out a large output have increased. The MR film as a basic component of such an MR head has a magnetic multilayer film having a sandwich structure of a magnetic layer / non-magnetic layer / magnetic layer, and applies an exchange bias to one of the magnetic layers to fix the magnetization. In advance (referred to as “pinned layer”, “pinned layer” or “pinned layer”), the other magnetic layer is reversed in magnetization by an external magnetic field (such as “magnetic layer” or “free layer”). ), And a spin valve film exhibiting a giant magnetoresistance effect (GMR) due to a relative angle change of the magnetization direction of these two magnetic layers has attracted attention.
[0003]
As other MR films, an anisotropic magnetoresistive film (AMR film) made of a NiFe alloy or the like, an artificial lattice film, and the like are known. The MR ratio of the spin-valve film is smaller than that of the artificial lattice film, but is 4% or more, and sufficiently larger than that of the AMR film. Further, the spin valve film is suitable for the MR head because it can saturate the magnetization in a low magnetic field. The MR head using such a spin-valve film is expected to have great practical application. That is, in magnetic recording such as a magnetic disk, a high-sensitivity magnetic head using the giant magnetoresistance effect (GMR), that is, a GMR head, is indispensable for increasing the recording density.
[0004]
The early GMR head uses a spin valve film composed of a magnetization free layer (free layer), a nonmagnetic intermediate layer, a magnetization pinned layer (pin layer), and an antiferromagnetic layer as a GMR element. However, if the thickness of the magnetization free layer is reduced in order to improve the sensitivity essential for achieving high density by narrowing the recording track width, the leakage magnetic field from the magnetization fixed layer causes a shift in the operating point. As a result, it becomes difficult to correct this shift amount with a current magnetic field with high yield.
[0005]
On the other hand, a so-called laminated ferri-fixed layer (hereinafter referred to as “SyAF”, “synthetic AF”, or “anti-ferromagnetic fixed layer”) in which the magnetization fixed layer is composed of two ferromagnetic layers that are antiferromagnetically coupled via a magnetic coupling layer. "Has been proposed (Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-169006). In this antiferromagnetic pinned layer, the operating point can be reduced to zero in principle, so that it is easy to secure the operating point.
[0006]
That is, assuming that the nonmagnetic intermediate layer side of the two ferromagnetic layers of the magnetization pinned layer is the ferromagnetic layer A and the antiferromagnetic layer side is the ferromagnetic layer B, the magnetic film thickness of the ferromagnetic layers A and B That is, in the case of SyAF having the same film thickness × saturation magnetization, the leakage magnetic fields of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B cancel each other, so that the leakage magnetic field becomes substantially zero, and the magnetization fixed layer becomes insensitive to the magnetic field. In addition, there is a great merit in that the stability of the pinned magnetization is good up to the vicinity of the blocking temperature Tb at which the exchanged baise in the antiferromagnetic layer disappears.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, there have been various problems in these conventionally proposed magnetoresistance effect elements.
[0008]
First, when the free layer is made thinner in order to improve the sensitivity, there is a problem that it is difficult to design a bias point when a sense current is applied.
[0009]
Second, since the magnetization of SyAF becomes unstable at a temperature equal to or higher than the blocking temperature (Tb), when the electrostatic discharge (ESD) current flows into the GMR element, the fixed layer is instantaneously heated to a temperature equal to or higher than Tb, There is a problem that the fixation of the magnetization is disturbed. Third, in order to fix the magnetization, the temperature is increased to Tb or more, and a strong magnetic field (usually several kOe or more) exceeding the antiferromagnetic coupling magnetic field via the magnetic coupling layer constituting SyAF is applied. It is necessary. Therefore, when an antiferromagnetic material having a high Tb is used as the antiferromagnetic layer and the temperature is raised to Tb or more for fixing the magnetization, diffusion occurs between the SyAF magnetic coupling layer and the adjacent ferromagnetic layer. Therefore, there is a problem that antiferromagnetic coupling is reduced.
[0010]
Fourth, a large magnetic pinning heat treatment apparatus is required to apply a strong magnetic field (15 kOe in Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-16920) that exceeds the antiferromagnetic coupling magnetic field via the magnetic coupling layer at a temperature raised state. It becomes.
[0011]
Fifth, if the SyAF having an asymmetric structure in which the two ferromagnetic layers antiferromagnetically coupled in the pinned layer have different magnetic film thicknesses, magnetization fixation is facilitated in order to respond to an external magnetic field. On the other hand, since the excellent heat resistance of the symmetric SyAF is lost, the requirement of the heat resistance of the magnetic head required in the future high-density recording, that is, that the magnetization fixation is stable at around 200 ° C. A problem arises that it is difficult to satisfy. In addition, since a leakage magnetic field is generated, there arises a problem that a measure for securing an operating point is required.
[0012]
Sixth, regardless of whether the SyAF is a symmetric system or an asymmetric system, since the magnetic coupling layer and the ferromagnetic layer B have low resistance, a shunt of the sense current occurs to reduce the rate of change in resistance as a GMR element. There is also the problem of letting them do it.
[0013]
Furthermore, in addition to the above-mentioned six problems, (1) poor heat resistance (particularly for initial process annealing), and (2) MR change rate is insufficient for further improving read sensitivity. (3) When the magneto-sensitive layer is composed of a single CoFe alloy layer that can obtain a relatively large MR ratio, magnetostriction cannot be controlled, and good soft magnetic characteristics cannot be obtained. Was.
[0014]
The present invention has been made based on the recognition of the various problems described above. That is, an object of the present invention is to provide a magnetoresistive effect element, a magnetic head, a magnetic head assembly, and a magnetic recording device which can easily design a bias point and have high sensitivity and high reliability.
[0015]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, a magnetoresistive element according to the present invention comprises a nonmagnetic spacer layer, a first ferromagnetic layer and a second ferromagnetic layer separated from each other by the nonmagnetic spacer layer. Wherein the first ferromagnetic layer has a magnetization direction at an angle with respect to the magnetization direction of the second ferromagnetic layer when the applied magnetic field is zero, and the second ferromagnetic layer The body layer includes a pair of ferromagnetic films that are antiferromagnetically coupled to each other and a coupling film that separates the pair of ferromagnetic films and antiferromagnetically couples them. An element for maintaining the magnetization of one of the pair of ferromagnetic films in the second ferromagnetic layer in a desired direction; and the first ferromagnetic layer and the non-magnetic layer. A non-magnetic high-conductive layer in contact with the first ferromagnetic layer on a surface opposite to the film surface in contact with the spacer layer. And wherein the door.
[0016]
With the above configuration, it is possible to realize an extremely sensitive magnetoresistive element while maintaining a favorable bias point.
[0017]
In a preferred embodiment of the above configuration, the non-magnetic high-conductive layer contains an element having a specific resistance of 10 μΩcm or less at room temperature in a bulk state, thereby realizing low Hcu and realizing low spin in the ultrathin free layer. A high MR ratio can be realized by the filter effect.
[0018]
The first ferromagnetic layer has a thickness of 0.5 nm or more as a configuration suitable for high-density recording and for realizing the effect of increasing the MR change rate by the spin filter effect of the nonmagnetic high conductive layer. It is 4.5 nm or less.
[0019]
Further, the waveform asymmetry (V1−V2) / (V1 + V2) represented by the absolute value V1 of the reproduced output in the positive signal magnetic field and the absolute value V2 of the reproduced output in the negative signal magnetic field is minus 0.1 or more plus 0. The thickness of the non-magnetic high conductive layer and the thickness of the second ferromagnetic layer are set so as to be 0.1 or less. In order to make the waveform asymmetry less than or equal to minus 0.1 and less than plus 0.1, it is not always necessary to employ SyAF, and a single pinned layer may be used. In this case, it is desirable to use a single pinned layer having a magnetic thickness of 3.6 nmT or less and a magnetic film thickness of 0.5 nmT or more. This is because it is difficult to satisfy the above asymmetry above 3.6 nmT, and the MR change rate becomes extremely small below 0.5 nmT.
[0020]
The film thickness of the nonmagnetic high-conductivity layer is t (HCL) (here, converted into a Cu layer having a specific resistance of 10 μΩcm), and the thickness of the pair of ferromagnetic films in the second ferromagnetic layer. When the magnetic film thicknesses are expressed as tm (pin1) and tm (pin2) (where tm (pin1)> tm (pin2)), respectively, assuming that the thickness is converted by the saturation magnetization of 1T, 0.5 nm ≦ tm (pin1) − tm (pin2) + t (HCL) ≦ 4 nm and t (HCL) ≧ 0.5 nm. If this relationship is satisfied, tm (pin2) = 0, that is, a single pinned layer may be used. By satisfying the above relationship, the waveform asymmetry becomes not less than −0.1 and not more than 0.1, and a high MR can be realized.
[0021]
Further, the first ferromagnetic layer has a magnetic film thickness, which is a product of the film thickness and the saturation magnetization, of less than 5 nmT.
[0022]
Further, the non-magnetic high conductive layer is advantageous in satisfying the condition of realizing low Hin, such as copper (Cu), gold (Au), silver (Ag), ruthenium (Ru), iridium (Ir), and rhenium (Re). ), Rhodium (Rh), platinum (Pt), palladium (Pd), aluminum (Al), osmium (Os) and nickel (Ni). Features.
[0023]
Further, the non-magnetic high-conductive layer is formed of a laminated film in which at least two or more films are laminated for low Hin and control of soft magnetic characteristics.
[0024]
Even when this laminated film is used, it is not always necessary to use SyAF, and a single pinned layer may be used. In this case, it is desirable to use a single pinned layer having a magnetic thickness of 3.6 nmT or less and a magnetic film thickness of 0.5 nmT or more. This is because it is difficult to satisfy the above asymmetry above 3.6 nmT, and the MR change rate becomes extremely small below 0.5 nmT.
[0025]
Further, in the laminated film, a film in contact with the first ferromagnetic layer contains copper (Cu) as a particularly excellent material for realizing a high MR ratio, realizing a low Hcu, and realizing a soft magnetic property. And
[0026]
Further, among the laminated films, a film which is not in contact with the first ferromagnetic layer is made of a material which is particularly excellent in low Hin, low Hcu and soft magnetic control, and is ruthenium (Ru), rhenium (Re), rhodium. (Rh), palladium (Pd), platinum (Pt), iridium (Ir), and at least one element selected from the group consisting of osmium (Os).
[0027]
Further, in order to realize a low Hcu and a high MR ratio, the thickness of the nonmagnetic high conductive layer is 0.5 nm or more and 5 nm or less.
[0028]
Further, in order to realize a low Hin and a high MR ratio, the surface opposite to the first ferromagnetic layer is in contact with the non-magnetic high-conductive layer to form tantalum (Ta), titanium (Ti), zirconium. And a layer containing at least one element selected from the group consisting of (Zr), tungsten (W), hafnium (Hf), and molybdenum (Mo).
[0029]
Further, in order to realize a high MR ratio and soft magnetic property, the first ferromagnetic layer is preferably formed of a laminated film of an alloy layer containing nickel iron (NiFe) and a layer containing cobalt (Co). Features.
[0030]
Further, in order to realize a high MR ratio and a soft magnetic property, the first ferromagnetic layer is made of an alloy layer containing cobalt iron (CoFe).
[0031]
Further, an antiferromagnetic layer is used as means for maintaining the second ferromagnetic layer in a desired direction for fixing the magnetization of the second ferromagnetic layer. The second ferromagnetic layer is desirably SyAF, but may be a single ferromagnetic layer. In the case of a single layer, the magnetic film thickness is desirably 0.5 nmT or more and 3.6 nmT or less.
[0032]
Further, in order to achieve a high MR ratio even after the process heat treatment, XzMn1-z (where X is iridium (Ir), ruthenium (Ru), rhodium (Rh), platinum (Pt), at least one element selected from the group consisting of palladium (Pd) and rhenium (Re), and the composition ratio z is 5 atomic% or more and 40 atomic% or less. Also in this case, it is not always necessary to employ SyAF, and a single pinned layer may be used. In this case, it is desirable to use a single pinned layer having a magnetic thickness of 3.6 nmT or less and a magnetic film thickness of 0.5 nmT or more. This is because it is difficult to satisfy the above asymmetry above 3.6 nmT, and the MR change rate becomes extremely small below 0.5 nmT.
[0033]
In order to maintain a high MR ratio, XzMn1-z (where X is at least one element selected from the group consisting of platinum (Pt) and palladium (Pd)) is used as the material of the antiferromagnetic layer. And the composition ratio z is 40 atomic% or more and 65 atomic% or less). Also in this case, it is not always necessary to employ SyAF, and a single pinned layer may be used. In this case, it is desirable to use a single pinned layer having a magnetic thickness of 3.6 nmT or less and a magnetic film thickness of 0.5 nmT or more. This is because it is difficult to satisfy the above asymmetry above 3.6 nmT, and the MR change rate becomes extremely small below 0.5 nmT.
[0034]
Further, in order to realize a high MR ratio, to effectively use the effect of the high MR ratio by the non-magnetic high conductive layer, and to realize a low Hcu, the non-magnetic spacer layer is made of copper ( It is characterized by comprising a metal layer containing Cu) and having a thickness of 1.5 nm or more and 2.5 nm or less.
[0035]
Further, for the purpose of realizing high MR, and improving the ESD resistance and the heat resistance of the pinned layer, the pair of antiferromagnetically coupled ferromagnetic films has a film thickness. Are equal or the ferromagnetic film in contact with the nonmagnetic spacer side is thicker, and the pair of ferromagnetic films has a difference in magnetic film thickness of 0 nm T At least 2 nmT or less.
[0036]
The coupling film that couples the pair of ferromagnetic films antiferromagnetically is made of ruthenium (Ru), and has a thickness of 0.8 nm or more and 1.2 nm or less. .
[0037]
On the other hand, the magnetoresistive head according to the first aspect of the present invention has at least one pair of a magnetization fixed layer and a magnetization free layer arranged via a nonmagnetic intermediate layer and the magnetization fixed layer laminated on the magnetization fixed layer. A giant magnetoresistive film having an antiferromagnetic layer for fixing magnetization, and a magnetoresistive head having a pair of electrodes for supplying a current to the giant magnetoresistive film; A pair of ferromagnetic layers including a ferromagnetic layer A disposed on the nonmagnetic intermediate layer side and a ferromagnetic layer B disposed on the antiferromagnetic layer side are antiferromagnetically coupled via a magnetic coupling layer. The antiferromagnetic layer is characterized in that the closest-packed surface is oriented so that the half-width of the rocking curve of the closest-packed surface peak is 8 ° or less.
[0038]
According to a second aspect of the present invention, there is provided a magnetoresistive head having at least a pair of a fixed magnetization layer and a free magnetization layer disposed via a nonmagnetic intermediate layer and a magnetization of the fixed magnetization layer stacked on the fixed magnetization layer. A giant magnetoresistive film having an antiferromagnetic layer for pinning, and a magnetoresistive head having a pair of electrodes for supplying current to the giant magnetoresistive film; A pair of ferromagnetic layers each including a ferromagnetic layer A disposed on the intermediate layer side and a ferromagnetic layer B disposed on the antiferromagnetic layer side are antiferromagnetically coupled via a magnetic coupling layer; The antiferromagnetic layer has a thickness of 20 nm or less, and has an exchange coupling constant J with the ferromagnetic layer B at 200 ° C. of 0.02 erg / cm.²The magnetoresistive head is characterized by the above.
[0039]
According to a third aspect of the present invention, there is provided a magnetoresistive head having at least one pair of a fixed magnetization layer and a free magnetization layer disposed via a nonmagnetic intermediate layer, and a magnetization of the fixed magnetization layer stacked on the fixed magnetization layer. A giant magnetoresistive film having an antiferromagnetic layer for pinning, and a magnetoresistive head having a pair of electrodes for supplying current to the giant magnetoresistive film; A pair of ferromagnetic layers each including a ferromagnetic layer A disposed on the intermediate layer side and a ferromagnetic layer B disposed on the antiferromagnetic layer side are antiferromagnetically coupled via a magnetic coupling layer; The antiferromagnetic layer has a thickness of 20 nm or less, and_xMn_1-x(Z is at least one selected from the group consisting of Ir, Rh, Ru, Pt, Pd, Co, and Ni, and 0 <x <0.4)._xMn_1-x(Z is at least one selected from Pt, Pd and Ni, and 0.4 ≦ x ≦ 0.7), or Z_xCr_1-x(Z is at least one selected from Mn, Al, Pt, Pd, Cu, Au, Ag, Rh, Ir, and Ru, and 0 <x <1). This is a resistance effect head.
[0040]
According to a fourth aspect of the present invention, there is provided a magnetoresistive head comprising at least one pair of a fixed magnetization layer and a free magnetization layer disposed via a non-magnetic intermediate layer, and a magnetization of the fixed magnetization layer stacked on the fixed magnetization layer. A giant magnetoresistive film having an antiferromagnetic layer for fixing, a pair of electrodes for supplying current to the giant magnetoresistive film, and a pair of longitudinal bias layers for the giant magnetoresistive film. In the resistance effect head, the magnetization fixed layer is formed by a pair of ferromagnetic layers including a ferromagnetic layer A on the non-magnetic intermediate layer side and a ferromagnetic layer B on the antiferromagnetic layer side. The magnetoresistive head may be combined, wherein the pair of electrodes have an electrode interval narrower than the interval between the vertical bias layers.
[0041]
The configurations of the first to fourth magnetoresistive heads described above can be applied as they are to the configuration of the magnetoresistive element.
[0042]
Further, a magnetic disk drive device according to the present invention includes the above-described magnetoresistive head according to the present invention. Further, the invention of the magnetic disk drive device of the present application uses the magnetic field generated by supplying a current to the magnetoresistive element of the magnetoresistive effect head of the present invention to change the magnetization of the magnetization fixed layer to a predetermined magnetization. It is characterized by having a mechanism for fixing in the direction.
[0043]
Further, in the method of manufacturing a magnetoresistive head according to the present invention, the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B are subjected to a magnetic field after the giant magnetoresistive film is formed and before patterning is performed. It is characterized in that the direction of magnetization is fixed in a predetermined direction by performing heat treatment.
[0044]
On the other hand, a magnetoresistive element according to another embodiment of the present invention includes a spin valve film having at least one nonmagnetic intermediate layer and at least two magnetic layers disposed with the nonmagnetic intermediate layer interposed therebetween. A magnetoresistive element including a pair of electrodes for supplying a sense current to the spin valve film, wherein the spin valve film includes a plurality of metals in contact with a surface of the magnetic layer opposite to the nonmagnetic intermediate layer. A magnetoresistive effect improving layer composed of a laminated film of films, a nonmagnetic layer having a base function or a protective function in contact with a surface of the magnetoresistive effect improving layer opposite to the magnetic layer; An element that mainly forms the metal film in contact with the magnetic layer in the effect enhancement layer is insoluble in the element that mainly forms the magnetic layer.
[0045]
Alternatively, a magnetoresistive element according to the present invention includes a spin valve film having at least one nonmagnetic intermediate layer and at least two magnetic layers disposed with the nonmagnetic intermediate layer interposed therebetween; And a pair of electrodes for supplying a sense current to the magnetoresistive effect element, wherein the spin valve film is a metal single-layer film or a laminated film in contact with a surface of the magnetic layer opposite to the nonmagnetic intermediate layer. The element that mainly comprises the magnetoresistive effect improving layer, and the element that mainly constitutes the magnetic layer in contact with the magnetoresistive effect improving layer is insoluble with the element that mainly constitutes the magnetic layer. The magnetoresistance effect improving layer is characterized by having at least a noble metal based alloy layer.
[0046]
Alternatively, a magnetoresistive element according to the present invention includes a spin valve film having at least one nonmagnetic intermediate layer and at least two magnetic layers disposed with the nonmagnetic intermediate layer interposed therebetween; And a pair of electrodes for supplying a sense current to the magnetoresistive effect element, wherein at least one magnetic layer is formed via a magnetoresistive effect improving layer having at least one of a plurality of metal laminated films and alloy layers. The elements that are arranged and have a plurality of magnetically coupled ferromagnetic films and that mainly constitute the magnetoresistance effect enhancement layer mainly constitute the ferromagnetic film that the magnetoresistance effect enhancement layer is in contact with. It is characterized by being insoluble with elements.
[0047]
Here, in the above three types of magnetoresistive elements, the magnetoresistive effect improving layer is effective at, for example, an interface with a magnetic layer, an interface in a laminated film, and an interface with a nonmagnetic layer as an underlayer or a protective layer. As one example, the effect of specular reflection of electrons is exhibited, thereby improving the magnetoresistance effect of the spin valve film. When the free layer becomes thinner, the magnetoresistive effect improving layer here acts as the above-mentioned non-magnetic high conductive layer, and the interface between the ultra-thin free layer and the non-magnetic high conductive layer is made of a non-solid material. , The diffusive scattering of electrons is eliminated, and the transmittance of up-spin is improved, so that a high MR ratio can be maintained. Since it is a non-solid solution interface, the interface is stable even by heat treatment or the like, and a decrease in the MR ratio can be prevented. The magnetoresistance effect-enhancing layer in the present invention is not based only on the specular reflection effect, but also enhances the magnetoresistance effect by controlling the crystal microstructure of the spin valve film and reducing magnetostriction, as will be described in detail later. Things.
[0048]
In the above-mentioned three types of magnetoresistance effect elements, as a specific configuration of the magnetoresistance effect enhancement layer, when the magnetic layer in contact with the magnetoresistance effect enhancement layer is made of Co or a Co alloy, Cu, Au, and Ag are used. It is characterized by containing at least one selected element. When the magnetic layer in contact with the magnetoresistance effect improving layer is made of a Ni alloy, the magnetic layer contains at least one element selected from Ru, Ag, and Au. A layer containing an element such as Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Ru, Al, Ti, Zn, Hf, Pd, or Ir can be applied to the magnetoresistance effect improving layer.
[0049]
When an alloy layer is applied to the magnetoresistive effect improving layer, examples of the alloy constituting the alloy layer include an AuCu alloy, a PtCu alloy, an AgPt alloy, an AuPd alloy, and an AuAg alloy. When a laminated film is applied to the magnetoresistance effect improving layer, the laminated film preferably has a plurality of metal films which are in a solid solution relationship with each other. However, it is also possible to use a stacked film of a plurality of metal films that are in a non-solid solution relationship.
[0050]
Further, in the above three types of magnetoresistance effect elements, a laminated film or an alloy layer of a metal film having a non-solid solution relationship with the magnetic layer is used as the magnetoresistance effect enhancement layer, and this is arranged in contact with the magnetic layer. ing. Also, when the free layer becomes thinner, the magnetoresistive effect-enhancing layer also acts as the above-mentioned nonmagnetic high-conductivity layer, and the interface between the ultrathin free layer and the nonmagnetic high-conductivity layer is formed of a non-solid material. By forming them in combination, diffusive scattering of electrons is eliminated, and a high MR ratio can be maintained by improving the up-spin transmittance. Since it is a non-solid solution interface, the interface is stable even by heat treatment or the like, and a decrease in the MR ratio can be prevented. The interface between the magnetoresistance effect-enhancing layer and the magnetic layer has excellent composition agility based on the non-solid solution relationship, and this state is maintained even after the thermal process. Therefore, the magnetoresistance effect improving layer can effectively function as a specular reflection film (interface reflection film), and greatly contributes to the improvement of the characteristics of the magnetoresistance effect element. Since the effect of improving the magnetoresistive effect is not lost even after the thermal process, a magnetoresistive element having excellent heat resistance can be provided. In other words, in the conventional spin-valve film, the MR characteristics, which have been impaired by diffusion and mixing at the interface due to process annealing, can be maintained well after process annealing according to the present invention.
[0051]
As a modified example of the magnetoresistive element of the present invention as described above, at least one non-magnetic intermediate layer, at least two magnetic layers disposed via the non-magnetic intermediate layer, A magnetoresistive element including a spin-valve film having at least one antiferromagnetic layer for fixing magnetization and a pair of electrodes for supplying a sense current to the spin-valve film; An element that is arranged in contact with a magnetoresistance effect improving layer having at least one of a stacked film of a plurality of metals and an alloy layer, and that mainly forms the magnetoresistance effect improving layer mainly includes the antiferromagnetic layer. Element which is insoluble with the element to be dissolved.
[0052]
As another modified example, at least one non-magnetic intermediate layer, at least two magnetic layers disposed via the non-magnetic intermediate layer, and an anti-magnetic layer for fixing the magnetization of at least one of the magnetic layers. In a magnetoresistive element including a spin valve film having a ferromagnetic layer and a pair of electrodes for supplying a sense current to the spin valve film, the antiferromagnetic layer includes a stacked film and an alloy layer of a plurality of metals. And at least one of the following is disposed in contact with the magnetoresistance effect-enhancing layer, and the magnetoresistance effect-enhancing layer is formed from Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Ru, Al, Ti, Zr, Hf, Pd, and Ir. A magnetoresistive element containing at least one selected element is exemplified.
[0053]
The magnetoresistive effect improving layer in the present invention is not only an effect of maintaining a high MR when the free layer is thin due to a specular reflection film and a stable interface, but also an improvement of a magnetoresistive effect based on control of the film microstructure, and a CoFe alloy. It also functions effectively for controlling the magnetostriction of the magneto-sensitive layer made of a Co-based magnetic material such as Co. For example, when the Cu underlayer is used alone, for example, the lattice spacing of the CoFe alloy is too small, while when the Au underlayer is used alone, the lattice spacing of the CoFe alloy is too large. On the other hand, by using a laminated film or an alloy layer as described above, a Co-based magnetic material such as Co or a CoFe alloy as a magneto-sensitive layer can have a lattice spacing effective for low magnetostriction, that is, a d (111) lattice spacing. Can be in the range of 0.2055 to 0.2085 nm. Such magnetostriction control also improves the magnetoresistance effect characteristics.
[0054]
Further, in order to improve the characteristics of the spin valve film, it is effective to suppress the diffusion of atoms by crystal grain boundaries. In order to suppress the diffusion of atoms at the crystal grain boundaries, it is preferable that the crystal grain boundaries of the spin valve film be coarsened to lower the crystal grain boundary density. Further, even if the crystal grain boundary exists, it is preferable that the crystal grain boundary is not a normal crystal grain boundary, and has a structure that can be called a pseudo single crystal film that is a so-called sub-grain boundary where there is almost no shift in in-plane orientation. An example of such a sub-grain boundary is a small tilt grain boundary. The magnetoresistance effect-enhancing layer of the present invention is also effective for the formation of such small-angle grain boundaries, and the above-described magnetoresistance effect-enhancing layer composed of a stacked film of metal films or an alloy layer is applied. This makes it possible to orient the spin valve film in the fcc (111) orientation and to keep the deviation of the crystal orientation direction between crystal grains in the film plane within 30 degrees. The magnetoresistance effect characteristics are also improved by controlling the crystal grains of the spin valve film.
[0055]
Alternatively, the magnetoresistive element of the present invention is based on a technique of reducing magnetostriction of the above-mentioned CoFe alloy or the like with an Au—Cu alloy or an Au / Cu laminated film, and includes at least one nonmagnetic intermediate layer, A magnetoresistive element comprising: a spin valve film having at least two magnetic layers disposed with a nonmagnetic intermediate layer interposed therebetween; and a pair of electrodes for supplying a sense current to the spin valve film. Among the magnetic layers, the magnetic layer whose magnetization direction is changed by an external magnetic field is characterized by having fcc (111) orientation and a d (111) lattice spacing of 0.2055 nm or more.
[0056]
In the above-described magnetoresistance effect element, the d (111) lattice spacing of the magnetic layer is preferably in the range of 0.2055 to 0.2085 nm. The magnetic layer whose magnetization direction is changed by an external magnetic field is made of, for example, Co or a Co alloy.
[0057]
A magnetic head and a magnetic recording device of the present invention use the above-described magnetoresistive element of the present invention. That is, the magnetic head of the present invention includes a lower magnetic shield layer, the above-described magnetoresistive element of the present invention formed on the lower magnetic shield layer via a lower reproducing magnetic gap, And an upper magnetic shield layer formed on the effect element via an upper reproducing magnetic gap.
[0058]
The recording / reproducing separation type magnetic head of the present invention includes a lower magnetic shield layer and a magnetoresistive effect element of the present invention described above, which is formed on the lower magnetic shield layer via a lower reproducing magnetic gap. A read head having an upper magnetic shield layer formed on the magnetoresistive effect element via an upper read magnetic gap; a lower magnetic pole shared with the upper magnetic shield layer; and a lower magnetic pole formed on the lower magnetic pole. And a recording head having an upper magnetic pole provided on the recording magnetic gap.
[0059]
A magnetic head assembly according to the present invention includes a head slider having the recording / reproducing separation type magnetic head according to the present invention, and an arm having a suspension on which the head slider is mounted. Further, the magnetic recording device of the present invention is a magnetic recording medium, wherein a signal is written to the magnetic recording medium by a magnetic field, and a signal is read by a magnetic field generated from the magnetic recording medium. And a head slider having a magnetic head.
[0060]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
(First Embodiment: Thinning of Free Layer)
First, an embodiment of the invention relating to “thinning of free layer” will be described.
[0061]
Here, before describing the embodiment of the present invention, a problem relating to “thinning the free layer” recognized by the inventor in the process of reaching the present embodiment will be described in detail.
[0062]
In the magnetoresistive effect element, as described above, in addition to increasing the MR ratio, a significant improvement in sensitivity can be realized by reducing the thickness of the free layer (reducing the product of Ms * t). Broadly speaking, the output increases in inverse proportion to the magnitude of the Ms * t product of the free layer. However, as a result of a study independently performed by the present inventors, it has been found that the following problems occur with respect to thinning of the free layer.
[0063]
The first problem is that it is difficult to design a bias point when a sense current is supplied. If the bias point is located at the center of the portion of the transfer curve having a linear slope when all the magnetic fields applied during the head operation are added, it means that the bias state is optimal. However, as the thickness of the free layer becomes thinner, the slope of the transfer curve becomes steeper, and it is very difficult to bring the bias point to the center of the linear region of the transfer curve. When the bias point becomes worse, the asymmetry (asymmetry) of the signal comes out, and when the bias point gets worse, the output level cannot be obtained at all.
[0064]
As a second problem, when the free layer is made extremely thin in the prior art, there arises a problem that the MR ratio is greatly reduced. A decrease in the MR change rate causes a decrease in the reproduction output.
[0065]
FIG. 7 is a conceptual diagram for explaining the two problems listed above. That is, FIG. 7 shows a transfer curve of a magnetic head using a magnetoresistive element, FIG. 7A shows a case where the free layer is thick, and FIG. 7B shows a case where the free layer is thin. As described above, when the free layer becomes thinner, the transfer curve becomes steeper (Hs becomes smaller), and the MR change rate decreases, so that two problems, that is, ΔV becomes smaller, occur. 7 shows.
[0066]
Among the above problems, particularly the problem relating to the bias point cannot be easily recognized even if the film structure is determined, and it is extremely difficult in design. This time, the inventor performed the modeled calculation, and was able to determine the bias point by correcting the result and the “shift” obtained empirically. Hereinafter, a calculation method of the bias point will be described.
[0067]
The bias point shifts due to various external magnetic fields applied to the free layer. This shift is: Current magnetic field (H_cu), 2. Static magnetic field (H_pin), 3. Interlayer coupling magnetic field (H_in), 4. Leakage magnetic field (H_hard) Can be approximated. 3. Among the above magnetic fields 1 to 4, Has a relatively small hard bias magnetic field. Therefore, the inventor paid careful attention to the sum of the above-described 1 to 3 magnetic fields and made intensive studies. The formula for calculating the bias point used this time is shown below.
[0068]
b. p. = 50 × (H_shift/ H_s) +50 (1-1)
H_shift= -H_in+ H_pin± H_cu                        (1-2)
H_s     = H_d ^free  + H_k          (1-3)
H_d ^free= Π²(M_s* T)_free/ H (1-3-1)
H_pin   = Π²(M_s* T)_pin/ H (1-4)
H_cu    = 2πC × I_s/ H (1-5)
C = (I₁  − I₃) / (I₁  + I₂  + I₃) (1-5-1)
Here, b. p. Is the bias point [%] of interest this time. The optimum bias point is 50%, and if the margin is included, it can be said that 40 to 60% is a usable bias point. If the bias point deviates from these values, asymmetry (asymmetry) will appear, and if it is worse, no output will be obtained at all.
[0069]
The relationship between the bias point value and the asymmetry is that when the bias point becomes 40%, the asymmetry becomes + 10%, and when the bias point becomes 60%, the asymmetry becomes about -10%. As will be described later, the optimum bias point in this calculation is not 40 to 60%, but an optimum value is 30 to 50% based on experience.
[0070]
FIG. 8 is a graph showing the relationship between the calculated bias point value and the reproduced signal waveform of the head. At a bias point value of 30 to 50%, the asymmetry is relatively small and shows a good signal waveform. However, if the bias point comes out of the range, the asymmetry becomes large as can be seen from FIG. 8, and it becomes impossible to use it practically.
[0071]
H_shiftIs the sum [Oe] of the respective magnetic fields applied to the free layer, as expressed by equation (1-2). Hs is the slope on the transfer curve as shown in FIG.
[0072]
FIG. 9 is an explanatory diagram showing the relationship between these magnetic fields.
[0073]
H_d ^freeIs the demagnetizing field of the free layer at a certain MR height. h is the MR height length [μm]. H_pinIs a pin leakage magnetic field applied from the pin layer to the free layer. (Ms * t)_freeIs the total saturation magnetic field M of the free layer_sAnd the film thickness t, (Ms * t)_pinIs the product of the saturation magnetization of the pin layer of the pin layer net (the difference in magnetic film thickness between the upper and lower pin layers in the case of synthetic AF) and the film thickness.
[0074]
H_cuIs the current magnetic field applied to the free layer, and I_sIs the sense current [mA]. The coefficient C in the equation (1-5-1) is a ratio of current shunts flowing in layers above and below the free layer.
[0075]
FIG. 10 shows the current shunt I flowing through each layer.₁~ I₃It is a conceptual diagram showing.
[0076]
In the calculations described here, for the sake of simplicity, the influence of the ABS surface edge portion and the influence of the shield are not considered. Experience has shown that the bias point is estimated to be about 10% between the estimation of the bias point based on the calculation performed by the inventor and the actual head, and the calculation is shifted to the minus side. Considering that the available bias point is plus or minus 10% before and after the optimum bias point, a bias point value of 30% to 50% obtained by calculation can be said to be a good point. Therefore, when the bias point obtained by the above calculation has a value of 30% to 50%, it can be determined that a practically favorable bias point has been obtained.
[0077]
Hereinafter, the problem will be described in detail using the above-described bias point calculation formula, taking a spin valve film known so far as an example.
Comparative Example 1: Normal spin valve (no spin filter x no synthetic AF)
Ta5 / NiFe2 / Co0.5 / Cu2 / CoFe2 / IrMn7 / Ta5 (unit: nm) (1)
The above (1) shows the laminated structure of the spin valve, and shows the elements constituting each layer and the layer thickness (nm). This comparative example is a so-called conventional spin valve film in which only the free layer is thinned, which is an extension of the conventional technology. The bias point was calculated for this film configuration.
[0078]
In the above-mentioned bias point equations of (1-1) to (1-5), it is particularly difficult to find the current magnetic field of equation (1-5). The reason is that it is difficult to obtain the current shunt ratio C in the expression (1-5-1). This is because, in a thin film, the specific resistance of each layer is significantly different from the bulk specific resistance due to the influence of crystallinity, current distribution, and the like. In order to perform a calculation that conforms to this as much as possible, the present inventor has been able to obtain the current shunt ratio C with high accuracy by making the following contrivances.
[0079]
In order to determine the specific resistance of each layer, a spin valve film having the above-described configuration is manufactured, and when it is desired to determine the specific resistance of a certain layer, several films having different thicknesses before and after ± 2 nm are manufactured. The relation of the conductance was obtained by extrapolating with a straight line. The reason for such a determination is that the method of determining the specific resistance using a single-layered thin film that is often used does not provide a value that actually matches. In order to minimize the influence of crystallinity and the influence of current distribution as much as possible, it is best to use the same material as the actual material up to the upper and lower films and see the conductance difference in the small film thickness range as described above. This has been found by the study of the present inventors.
[0080]
Since the specific resistance of each layer obtained by this method includes not only the influence of the crystallinity but also the influence of the current distribution, the specific resistance of each layer was obtained by a simple parallel conductor using the specific resistance of the single-layer film (1). The accuracy is considerably higher than the current shunt ratio C in the equation -5-1). By adopting this method, the current magnetic field, which was difficult in the past, can be predicted by calculation with higher accuracy.
[0081]
The specific resistance of each layer was determined by the above method. As a result, NiFe was 20 μΩcm, CoFe was 13 μΩcm, spacer Cu was 8 μΩcm, and IrMn was 250 μΩcm. Here, with respect to the base Ta (tantalum), when the film thickness is increased, the specific resistance changes rapidly due to crystallization, and the effect of the surface oxide is too large to obtain an accurate value for the cap Ta. Was assumed. Using these values, the current shunt ratio of each layer is determined, and the current magnetic field H is calculated by the equation (1-5)._cuWas calculated.
[0082]
Also, H_inAs the value of, an actually measured value of 25 Oe was used. H_pinWas determined by the equation (1-4).
[0083]
In this film configuration, since the height length is reduced while the pin layer thickness is large, the leakage magnetic field H applied from the pin layer to the free layer is reduced._pinAnd more current flows above the free layer than below, so that the current magnetic field Hcu applied to the free layer is also large. Therefore, it can be considered as a bias point design method that a large H_pinIs canceled by the large current magnetic field Hcu to adjust the bias point.
[0084]
Table 1 shows the results of the bias point values calculated using the above values when the sense current was 4 mA.
Table 1: Bias points obtained by calculation of the film of Comparative Example 1
MR height
0.3 μm 70%
0.5 μm 61%
0.7 μm 53%
As can be seen from Table 1, when the MR height is 0.3 to 0.5 μm, the bias point is 61 to 70%, which exceeds the value which is considered to be the optimum bias point value in calculation.
[0085]
FIG. 11 is a conceptual diagram illustrating a state of a bias point in this comparative example. That is, it can be seen that when the MR height is narrowed, the bias point shifts to the antiferro side (the side larger than 50%). Since the MR height is performed by mechanical polishing, variations are inevitable. It can be seen that such a variation in the MR height significantly reduces the yield. Qualitatively speaking, as shown in FIG. 11, a large pin leakage magnetic field H_pinThe large current magnetic field H_cuThis is caused by trying to adjust the bias point by a very unstable method of canceling the bias point.
[0086]
In addition to the bias point, the film of this comparative example has a further essential problem. That is, when the ultrathin free layer targeted in the present invention is adopted, the MR ratio is reduced. As a fact obtained by the present inventors experimentally, a serious problem is that when the thickness of the free layer is reduced, the MR ratio after the process heat treatment is extremely deteriorated. For example, in the configuration of Comparative Example 1, the MR change rate is about 11% in as-depo (as-deposited: as-deposited state), whereas the MR change rate is 5.6% after the process heat treatment. -It is reduced to about half the size of depo. In this case, a spin valve film corresponding to high density cannot be realized.
[0087]
Furthermore, in this spin-valve film, since the thickness of each layer is becoming thinner, the surface resistance of the spin-valve film also becomes a large value of about 30Ω, and from the viewpoint of ESD (Electric Static Discharge). Is also not practical. As is well known, ESD is more likely to occur as the resistance increases.
[0088]
From the above, it can be seen that the film of Comparative Example 1 is hardly a practical film used for a high-density recording head.
Comparative Example 2: US Patent No. 5,422,591 (with spin filter x without synthetic AF)
Ta5 / Cux / NiFe1.5 / Cu2.3 / NiFe5 / FeMn11 / Ta5 (unit: nm) (2)
In order to improve the MR in the ultrathin free layer, a spin valve film having a structure in which a high conductive layer is laminated on the free layer on the side opposite to the spacer nonmagnetic layer has been proposed. For example, Japanese Patent No. 2,637,360, US Patent No. 5,422,591 and US Patent No. 5,688,605 can be exemplified.
[0089]
The film of the above (2) is an example of a spin valve film based on US Pat. No. 5,422,591. In this spin-valve film, by increasing the thickness of Cu in contact with the free layer on the side opposite to the spacer Cu, the mean free path of the upspin becomes longer, and the MR change rate increases. If the Cu thickness is increased beyond the free path, a simple shunt layer is formed. Therefore, there is a tendency that the MR change rate has a peak at a certain Cu thickness. By using this phenomenon, it is possible to partially improve the reduction of the MR ratio in the extremely thin free layer, which is one of the problems in Comparative Example 1.
[0090]
However, the spin valve film of the above (2) based on US Pat. No. 5,422,591 has a film configuration having two problems, that is, a bias point and heat resistance of an MR change rate.
[0091]
First, regarding the bias point, neither the direct description nor the indirect suggestion is disclosed in the specification of US Pat. No. 5,422,591. The film (2) has a configuration which cannot be adopted in an actual head. The reason will be described below in detail.
[0092]
First, the current magnetic field H_cuWas calculated using the specific resistance of each layer experimentally obtained by the same method as in Comparative Example 1. As the specific resistance value of each layer at that time, Ta was assumed to be 100 μΩcm, FeMn was 250 μΩcm, NiFe was 20 μΩcm, spacer Cu was 8 μΩcm, and the underlayer Cu was 10 μΩcm, and the experimentally determined values were used. The sense current was 4 mA. H_inIs not described, but 15 Oe to 25 Oe were obtained as a result of the additional test by the present inventors. Therefore, here, H_inWas set to 20 Oe.
[0093]
Element size is track width T_w= 0.5 μm, and the bias point was calculated for the high density head when MR height = 0.3-0.5 μm. Table 2 shows the results.
[0094]

In this configuration, the pin leakage magnetic field H applied from the pin layer to the free layer_pinIs very large, and the bias point is easily shifted to the plus side. As can be seen from the calculation result of the bias point in Table 2, when the spin filter effect is not used and the underlying Cu thickness is zero, the height is 0.3 to 0.5 μm and the bias point is 111% to 126%. You can see that it came to a place where the output could not be obtained.
[0095]
FIG. 12 shows H as viewed from the transfer curve._in, H_pin, H_cuFIG. 4 is a conceptual diagram illustrating a relationship between the magnitude of a bias and a bias point. H_pinIs large, the bias point comes to a point where the bias point considerably exceeds in the state of zero current, and it is designed to manage it to 50% by the current magnetic field. However, in this configuration, Cu, which is a highly conductive layer, is used for the base, so that I in FIG.₃Is increased, and the current magnetic field H obtained by the equation (1-5) is obtained._cuBecomes smaller. That is, a large H_pinFor the opposite small H_cuAs a result, the bias point is reduced to around 50%, and it is difficult to bring the bias point to a good point. Further, it can be seen from Table 2 that the bias point becomes worse as the underlayer Cu thickness is increased.
[0096]
As a result of repeated studies, the bias point design cannot be performed at all with the configuration described in the Gurney patent, and the bias point is made more unrealistic by providing Cu as a high conductive layer on the underlayer. It turned out to be.
[0097]
Further, from the viewpoint of the heat resistance of the MR ratio, the film of US Pat. No. 5,422,591 is not a practical film. The value of the MR ratio at as-depo is certainly increased by the spin filter effect as described in US Pat. No. 5,422,591. However, after heat treatment simulating an actual head manufacturing process, the present inventors have found that the value of the MR ratio is significantly reduced as a unique phenomenon when an extremely thin free layer is used. This poses a serious problem in obtaining high output for high-density recording.
[0098]
Actually, when a test was conducted using the film of the example of the Gurney patent (the film of the above (2)), the MR change rate was 1.8% as-depo when the thickness of the underlying Cu was 1 nm. When the heat treatment simulating the process of the first person is performed, it is deteriorated to 0.8%. As will be described later, this is mainly due to the use of FeMn for the antiferromagnetic film. This means that in a spin valve film using an extremely thin free layer, which is difficult to realize a high MR value, the MR change rate restored to a high value by the spin filter effect is not functioned at all. In other words, it can be seen that a simple spin filter effect cannot be achieved to realize an ultrathin free layer spin valve film exhibiting a high MR ratio.
Comparative Example 3: JP-A-10-261209
Ta5 / Cu3 / Ta1 / NiFe5 / Cu2.5 / Co2.5 / FeMn10 / Ta5 (unit: nm) (3)
In the film of (3) disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. H10-261209, the Cu shunt layer adjacent to the free layer via Ta has an MR as shown in US Pat. No. 5,422,591 shown in Comparative Example 2. It is not intended for the spin filter effect of the rate of change, but for the current magnetic field H_cuIt is intended to reduce fluctuation of the bias point due to the sense current and to stabilize the asymmetry. However, such an idea is sufficiently effective in a region where the free layer is relatively thick like the film of (3), but in the case of the ultra-thin free layer targeted in the present invention, the bias point and the MR change In terms of rate, it is not a practical film at all. The reason will be described below.
[0099]
First, as for the bias point, as shown in the film of (2) of Comparative Example 2, H was determined by using an extremely thin free layer._sBecomes very small, the current magnetic field H_cuThe pin leakage magnetic field H_pinIs too large to achieve an optimal bias point. The structure (3) is effective because the free layer is thick, that is, H_sIs relatively large, once the optimum bias point is obtained, the sense current dependence of the bias point is small. However, when the free layer becomes extremely thin in the film configuration of the above (3), an optimum bias point cannot be realized in the first place. That is, if the free layer is set to 4.5 nm or less in order to cope with the high density in the film having the configuration of (3), the bias point shifts to the plus side.
[0100]
To illustrate this, Table 3 shows the bias points for films of this configuration that were calculated.
[0101]

Here, a value of 10 Oe was used as Hin. Table 3 shows that the bias point is shifted to the plus side even when the NiFe film thickness is 5 nm in the first place in the film having the structure of Comparative Example (3), which is not a good design. It can be seen that as the thickness becomes as thin as 3 nm, the bias point further exceeds the plus side.
[0102]
FIG. 13 is a conceptual diagram illustrating the relationship between bias point determining elements in this comparative example. As shown in FIG._pinThe magnetic field H_cu, The bias point cannot be taken at a place where the thickness of the free layer is small. That is, the current magnetic field H_cuAnd the interlayer coupling magnetic field H_inAnd pin leakage magnetic field H_pinSince the point at which all the additions become zero is the optimum bias point point, even if the current center is brought close to the free layer and the current magnetic field alone is made zero as in the structure of the above (3), there is no meaningful film. Design.
[0103]
Further, the second problem of the structure (3) is that a high MR ratio required for high density cannot be obtained. That is, in the structure of (3), a relatively high-resistance material is inserted between the high-conductivity layer and the free layer as the diffusion preventing layer. The spin filter effect of MR as obtained cannot be obtained. In a region where the free layer, which is particularly effective in the present invention, which will be described in detail later, has a thickness of 4.5 nm or less, the MR change rate of the film having the configuration (3) decreases.
[0104]
For the above two reasons, it has been found that the structure of the above (3) is an idea only in a region where the free layer is relatively thick, and does not become a practically practical film configuration in an extremely thin free layer.
[0105]
Comparative Example 4: No Spin Filter × Synthetic AF
Ta5 / NiFe2 / CoFe0.5 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / IrMn7 / Ta5 (unit: nm) (4) In this comparative example, a synthetic AF structure is employed to improve pin characteristics. did. The two ferromagnetic layers via Ru (ruthenium) are in antiferrocoupling (antiferromagnetic coupling). One of the ferromagnetic layers is fixed in one direction by an antiferromagnetic film. With the use of the synthetic AF structure, the unidirectional anisotropic magnetic field H_uaCan be used as long as it has a certain size, and the pin heat resistance is improved. Further, as described above, in the synthetic AF structure, the upper and lower ferromagnetic layers via Ru have magnetization directions opposite to each other, and the coupling magnetic field is several kOe, which is smaller than the medium magnetic field during head operation. Since it is much larger, the difference in Ms * t between the upper and lower pinned layers can be considered to be approximately the net of the magnetized outward moment. In other words, it is expected that the influence of the pin leakage magnetic field on the free layer can be reduced, which is advantageous in terms of a bias point (Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 7-169026).
[0106]
For example, in the case of the comparative example, the pin thickness of the net is considered to be equivalent to a pin layer of 0.5 nm, and a pin leakage magnetic field equivalent to a thin pin layer that cannot be realized by a normal pin structure can be realized. Ideally, if the upper and lower pin layers are made to have the same Ms * t product, the pin leakage magnetic field will be zero. It has been considered that the bias point design of the high-density compatible spin valve film is sufficient only by reducing such a pin leakage magnetic field. However, the present inventor has found that a stable bias point cannot be realized only with the synthetic AF structure in an ultra-thin free layer corresponding to high density. The details will be described below.
[0107]
FIG. 14 is a conceptual diagram illustrating a relationship between bias point determining elements in this comparative example. That is, in the configuration of this comparative example, the free layer is located at a position far away from the current center of the current distribution of the spin valve film, so that the current magnetic field H_cuIs very large. H_inIs about 20 Oe at most, and the pin leakage magnetic field is extremely small due to the adoption of the synthetic AF structure. This means that almost no bias is applied in a state where no current flows. When a current flows through the spin valve film having this configuration, a large current magnetic field H_cuAs a result, the more the current flows, the more the bias deviates from the just bias.
[0108]
Table 4 shows the results of the bias point calculation for this comparative example.
[0109]

Where H_inWas used as a value of 20 Oe. From Table 4, it can be seen that the bias point cannot achieve a value of 30 to 50%, as expected, in either direction of the current flow.
[0110]
As a means for obtaining the just bias in this structure, the pin leakage magnetic field is made as small as possible, that is, the upper and lower pin layer thicknesses are made equal in the synthetic AF structure, that is, the pin leakage magnetic field is made almost zero, and H_inAs large as possible, and its large H_inCan be considered as a method of bringing just bias by a current magnetic field so as to cancel the above, but this is not desirable. Big H_inThis not only simply shifts the linear region of the external magnetic field response, but also has the adverse effect of reducing the linear region. Also, H_inIt is good to try to control the constant at a small value, but trying to produce a spin valve film by controlling it at an unnaturally large value is very difficult and preferable from the viewpoint of mass production. Absent.
[0111]
Further, since there is no high conductive layer on the surface of the free layer opposite to the spacer, the MR change rate is deteriorated when the ultra-thin free layer is used for exactly the same reason as in Comparative Example 1, which is sufficient for a head for high density recording. Output cannot be secured. This is also an essential problem.
[0112]
As described above, from the two points of the bias point and the high output, it is impossible to realize an ultra-thin free layer spin valve film for high-density recording with a spin valve film employing only the synthetic AF structure.
[0113]
As described in detail above, the present inventors have found that a film having a structure as in Comparative Examples 1 to 4 has a stable bias point and a sufficiently high output as a spin valve film having an extremely thin free layer for high density recording. It was revealed that there was a problem that it could not be achieved by calculating and prototyping the current magnetic field according to the actual situation. Further, the original prototyping was studied, and the configuration described in detail below was invented.
[0114]
FIG. 15 is a graph showing the dependence of the bias point of the spin valve film of each of the comparative examples and the spin valve film of the present invention on the free layer thickness. It can be seen that in any of the configurations of the spin valve films of the comparative examples described above, there is a large problem in the bias point. Here, the optimum bias point is in the range of 30% to 50%. In order to obtain sufficient sensitivity, it is necessary to obtain a bias point within this range at a low Ms * t.
[0115]
On the other hand, in each of the comparative examples, the bias point largely deviates from the optimum range under the condition of low Ms * t. Further, it can be seen that the variation of the bias point with respect to Ms * t is extremely large, and it is difficult to adjust the bias point.
[0116]
On the other hand, in Example 1 of the present invention, which will be described in detail later, the variation of the bias point with respect to Ms * t is extremely small, and it can be seen that the bias point is always within the optimum range.
[0117]
In FIG. 15, although the calculated bias point does not fall within the range of 30% to 50% even in the case where Ms * t is as large as 5 nmT or more with respect to Comparative Example 1, this is because Ms * t is actually 5 nmT or more. This is because the MR height is a relatively large value at a low recording density such as when the free layer is used. Specifically, it is a value larger than the MR height length of 0.3 μm to 0.5 μm at the recording density targeted by the present invention.
[0118]
In any case, when Ms * t is in the region of 5 nmT or less, it can be clearly seen that the superior difference in bias point design between the film of the present invention and the film of the comparative example becomes large.
[0119]
FIG. 16 is a graph showing how the MR ratio changes when only Ms * t of the free layer is reduced in the structures of Comparative Examples 1 to 4 described above. Here, the MR change rate on the vertical axis is an amount substantially proportional to the vertical axis of the transfer curve in FIG. For comparison, the films of Examples 1 and 2 of the present invention described later are also shown.
[0120]
Here, Ms * t of the films of Comparative Examples 1 to 4 and the film of Example 1 of the present invention were prepared by changing the NiFe film thickness of the free layer, and the film of Example 2 was formed of the free layer CoFe. Were prepared with different thicknesses. These values are all the results after performing the process annealing at 270 ° C. for 10 hours in a magnetic field of 7 kOe.
[0121]
The high conductive layers of Comparative Example 2 and Examples 1 and 2 were made of Cu having a thickness of 2 nm. As the free layer Ms * t, the thickness of the free layer of the comparative example is indicated by an arrow in FIG. As for Ms * t of the free layer, Ms of NiFe was 1T, and Ms of CoFe was 1.8T, and all were shown in terms of NiFe equivalent film thickness of 1T.
[0122]
In the films of Comparative Examples 1, 3, and 4 having no high conductive layer in contact with the free layer, when the Ms * t of the free layer decreases, the MR change rate rapidly deteriorates, and a high output corresponding to a high density is secured. Becomes difficult.
[0123]
In the film of Comparative Example 2 having a highly conductive layer, the dependence of the MR ratio on the free layer Ms * t is relatively small, but since the antiferromagnetic film is made of FeMn containing no noble metal, the MR ratio with respect to the process heat treatment is reduced. Has low heat resistance. With such a small MR change rate, it is not possible to secure a high output for high density.
[0124]
In the films of Comparative Example 2 and Comparative Example 3, when 0.5 nm of Co or CoFe is inserted between the spacer Cu and the free layer NiFe, the value becomes about 1 to 2% larger than the value in FIG. The dependence on t is the same as in the case of the single layer of the NiFe single layer, and in any case, a small value of the MR change rate where the free layer has a small Ms * t is sufficient.
[0125]
On the other hand, when a free layer having a highly conductive layer in contact with the free layer according to the present invention and an antiferromagnetic film having a noble metal are used, the heat resistance of the MR change rate with respect to process heat treatment is also improved, and a sufficiently high resistance to high density is achieved. You can get the output. In particular, it can be seen that the difference in the MR ratio from the comparative example becomes larger when it becomes smaller than 5 nmT.
[0126]
Hereinafter, the magnetoresistance effect element of the present invention will be described in detail.
[0127]
FIG. 1 is a conceptual diagram illustrating a cross-sectional configuration of a magnetoresistive element of the present invention. That is, the magnetoresistive element of the present invention comprises a high conductive layer 101, a free layer 102, a spacer layer 103, a first ferromagnetic layer 104, a coupling film 105, and a second ferromagnetic layer 106. And an antiferromagnetic film 107 are stacked.
[0128]
With this configuration, in particular, the H on the transfer curve due to the extremely thin free layer 102 is formed._sIs small, H_cu, H_pin, H_inAre small values of H_pin-H_in= H_cu, A good bias point can be realized. Furthermore, in general, it is difficult to realize a high MR ratio in the case of an extremely thin free layer. However, by maintaining the heat resistance of a favorable MR ratio, a high-output head can be realized.
[0129]
In other words, with the spin valve film configuration of the present invention, a good bias point can be realized and a high MR ratio can be maintained even when an extremely thin free layer for high density is used, so that a high output can be stably obtained. Can be. Specifically, as a bias point design, H_pin-H_in= H_cu, A good bias point can be realized. H_pin, H_in, H_cuIt is important to make all of these small to realize the above equation stably.
[0130]
First, H_pinIn fact, by using a so-called synthetic AF structure in which the second ferromagnetic material is antiferromagnetically coupled,_pinIs caused only by the difference in magnetic film thickness between the two layers of the first and second ferromagnetic materials._pinCan be reduced.
[0131]
This is because the (Ms * t)_pinCan be reduced by H_pinIt turns out that it is effective for reduction.
[0132]
However, for the bias point design of the very thin free layer, H_pinThere is no point in reducing only the_cuIt is essential to reduce Therefore, by bringing the non-magnetic high conductive layer into contact with the surface of the free layer opposite to the spacer, the center of the current distribution of the current flowing in the spin valve film can be made closer to the free layer._cuCan be reduced. That is, in the equations (1-5) and (1-5-1), when the top type spin valve film is used, I₃(In the case of the bottom type spin valve film, I₁Increases), and the current shunt ratio C decreases, so that the current magnetic field H_cuIs suppressed. Another major function of the non-magnetic high conductive layer is that a high MR ratio can be maintained by the spin filter effect in the ultra-thin free layer targeted in the present invention. In other words, by providing the nonmagnetic high-conductivity layer, the difference in the mean free path of the upspin can be kept large when the magnetization directions of the free layer and the pinned layer in contact with the spacer are in a parallel state and an antiparallel state. it can.
[0133]
H_pin-H_in= H_cu  In order to stably realize_inReduction is also important. In order to realize a high MR ratio (spin filter effect) by a high conductive layer in contact with the ultra-thin free layer as described above, it is important to make the spacer thinner. The thinner the H_inIs generally easy to grow. Overcoming this, H in the range of about 0 to 20 Oe_inIt is important to use the present invention.
[0134]
FIG. 2 is a schematic diagram of a transfer curve obtained in the spin valve film of the present invention. Even in a transfer curve with a small Hs using an extremely thin free layer, the H_pin, H_cu, H_inAre reduced so that H_pin-H_in= H_cuCan be set, and the bias point can be set to a good place near 50%. Further, since the spin filter effect of the highly conductive layer is also used, a high MR ratio can be maintained even in an extremely thin free layer, and the ordinate of FIG. 2 can realize a sufficiently large value.
[0135]
Next, each element for determining the bias point, that is, H_pin, H_inAnd H_cuEach parameter will be described in more detail.
[0136]
First, low H_cuWill be described. As described above, in the present invention, by providing the high conductive layer on the side of the free layer which is in contact with the surface opposite to the spacer, the value of C in the equation (1-5) is reduced, and the current magnetic field H_cuHas been reduced. A specific example will be described using the following film configuration.
[0137]
Ta5 / Cux / CoFe2 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / IrMn7 / Ta5 (unit: nm)
FIG. 3 shows a current magnetic field H applied to the free layer with respect to the film thickness of the high conductive layer Cu on the side opposite to the spacer in contact with the free layer in the above film._cuIt is a graph figure showing the relationship of. Here, the sense current was 4 mA. As can be seen from the figure, as the thickness of Cu increases, the value of C in equation (1-5) decreases, and the current magnetic field H_cuIs reduced. When the current shunt ratio between the upper layer side and the lower layer side becomes equal to the free layer, the current magnetic field applied to the free layer becomes zero magnetic field no matter how much sense current flows.
[0138]
Here, one of the points of the present invention is to reduce the current magnetic field._cuIs completely undesirable. In the present invention, H_pin-H_in= H_cuThis is because the bias point adjustment is performed by satisfying the above condition, so that the bias point adjustment becomes impossible in the design in which the current magnetic field is made to be close to zero as in Comparative Example 3 described above.
[0139]
From the viewpoint of the current magnetic field, the thickness of the nonmagnetic high-conductivity layer Cu layer is, in a broad range, in the range of 0.5 nm to 4 nm an appropriate thickness. As the thickness of the free layer becomes thinner, H_sBecomes smaller, the current magnetic field H_cuIs also desirable. Here, Cu is used as the non-magnetic high conductive layer. However, in the case where another metal material or a laminated film is used, it can be considered as a film thickness converted to Cu. For example, in the case of a non-magnetic high conductive layer of Ru 1.5 nm / Cu 1 nm, the specific resistances experimentally determined are Ru (30 μΩcm) and Cu (10 μΩcm), so that (1.5 nm × 10 μΩcm / 30 μΩcm) +1 nm = 1 in terms of Cu. This is equivalent to a Cu film thickness equivalent to 0.5 nm.
[0140]
Similarly, when another metal is used, as the experimentally determined specific resistance, Cu is 10 μΩcm, Ru is 30 μΩcm, Au is 10 μΩcm, Ag is 10 μΩcm, Ir is 20 μΩcm, Re is 70 μΩcm, Rh is 20 μΩcm, Pt is Pt. Is 40 μΩcm, Pd is 40 μΩcm, Al is 12 μΩcm, and Os is 30 μΩcm. When the nonmagnetic high-conductive layer is made of an alloy, it can be calculated as a Cu-converted film thickness using the above specific resistance value of the element of the main component, and is proportional to the composition of the element. May be allocated.
[0141]
As described with respect to the comparative example, the value of the specific resistance varies depending on the adjacent material, but the material in contact with the non-magnetic high conductive layer does not greatly differ. Therefore, the appropriate film thickness is determined by using these values. It can be specified by
[0142]
Also H_cuIs determined by the current shunt ratio between the upper layer and the lower layer with respect to the free layer, as can be seen from the equation (1-5). Therefore, the thickness of the spacer layer located on the side opposite to the nonmagnetic high conductive layer is H_cuFrom the viewpoint of reduction, it is preferable to be as thin as possible. This agrees with the tendency required from the spin filter effect of the MR change rate described later. Specifically, the spacer thickness is preferably about 1.5 nm to 2.5 nm.
[0143]
The non-magnetic high conductive layer has a current magnetic field H_cuAlong with the reduction, the layer also functions as a layer that provides a spin filter effect of the MR change rate. Due to the effect, the range of the appropriate film thickness is also limited to some extent. For example, considering the conduction electrons moving from the pin side to the free layer side, it is preferable that the mean free path difference is large depending on whether the magnetization direction of the free layer is parallel or anti-parallel to the pin layer. The thickness of the spacer which does not depend on the down is preferably smaller. H_inWhen the thickness does not increase, the spacer thickness is preferably about 1.5 nm to 2.5 nm.
[0144]
Further, it is preferable that the thickness of the free layer is thicker than the mean free path of the down spin and sufficiently smaller than the mean free path of the up spin. For example, since the mean free path of the down spin of NiFe is about 1.1 nm, the film thickness of NiFe is most preferably about 1 nm to 4.5 nm, and the thickness of CoFe is most preferably about 1 nm to 3 nm. The optimum thickness of the high conductive layer varies depending on the pin thickness, spacer thickness, and free layer thickness. However, the thinner the spacer thickness and the thinner the free layer thickness, the peak of the MR peaks. Peaking on the side. For example, when the pinned layer has a CoFe thickness of 2.5 nm, the Cu spacer thickness is 2 nm, and the free layer thickness is CoFe 2 nm, the peak is at about 2 nm when Cu is used for the highly conductive layer. Experience shows that the MR change rate peaks when the thickness of the free layer and the total thickness of the nonmagnetic high-conductivity layer Cu are about 4 to 5 nm. Is preferably set. When Cu is used for the non-magnetic high conductive layer in contact with the free layer, the total thickness of the Cu film and the free layer is preferably about 3 nm to 5.5 nm including the margin.
[0145]
Next, H_pinWill be described. H_pinIn order to reduce the effective pin thickness, the effective pin thickness of CoFe whose Bs is 1.8T is about 2 nm or less (3.6 nm or less in terms of NiFe), and more preferably the effective pin thickness is 1 nm or less (1.0 nm in terms of NiFe). 8 nm or less). As a means for realizing the pin layer, a synthetic AF structure is desirable. This has a configuration of, for example, an antiferromagnetic film / ferromagnetic film 1 / Ru 0.9 nm / ferromagnetic film 2, and the ferromagnetic film 1 and the ferromagnetic film 2 are antiferromagnetically magnetically coupled. One antiferromagnetically coupled ferromagnetic film 1 is magnetization-fixed in one direction by the antiferromagnetic film. Since the magnetization directions of the ferromagnetic film 1 and the ferromagnetic film 2 are opposite and the coupling magnetic field is as large as several kOe, as a first-order approximation, the difference between Ms * t of the ferromagnetic film 1 and Ms * t of the ferromagnetic film 2 is obtained. It is considered that this contributes to an effective pin leakage magnetic field (Japanese Patent Laid-Open No. 7-169026).
[0146]
For example, in the configuration of IrMn / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 (the unit of the film thickness is nm), the effective pin thickness is 2.5 nm-2 nm = 0.5 nm (the magnetic film thickness is 0.9 nm T). become. When the effective pin layer thickness can be reduced, as can be seen from equation (1-4), H_pinCan be reduced. As described above, the synthetic AF structure is indispensable for using the ultrathin free layer in terms of the bias point of the present invention.
[0147]
Next, H_inWill be described. From the viewpoint of the bias point and the spin filter effect, it has already been described that the thickness of the Cu layer used as the spacer is desirably as small as possible. Specific H at such a thin film thickness_inIs preferably suppressed to about 0 to 20 Oe, more preferably about 5 to 15 Oe. One solution to the present invention is to use H even when the spacer is thin._inAs a film configuration that does not increase the thickness, there is a two-layer base configuration and the like.
[0148]
Next, the heat resistance of the MR ratio will be described. When an extremely thin free layer is used, it becomes extremely difficult to maintain the heat resistance to the process heat treatment of the MR ratio. Specifically, there are roughly two measures for improving the MR ratio heat resistance of the ultra-thin free layer spin valve film. One of them is to provide a certain or more non-magnetic high conductive layer in contact with the free layer. It has been found that the nonmagnetic high-conductive layer not only has a role of a spin filter effect but also has a role of improving the heat resistance of the MR ratio. This is not so remarkable when the thickness of the free layer is about 4.5 nm, but it has been found that when the thickness is reduced to about 2 nm, the total thickness of the nonmagnetic high conductive layer is 1 nm or more. For example, when the nonmagnetic high-conductivity layer is 0 nm, the relative ratio between the as-depo MR change rate and the MR change rate after the process heat treatment (270 ° C. × 10 hours) decreases by about 50%, but about 1 nm. By providing the non-magnetic high-conductive layer described above, the reduction can be suppressed to 0 to 30%.
[0149]
Furthermore, this alone still causes variation in the thermal degradation rate of the MR change rate. The cause of this is the difference between the materials of the antiferromagnetic film, which is the second measure. The case where FeMn or the like is used as the antiferromagnetic film is the case where the thermal degradation rate is 30%. However, when IrMn is used as the antiferromagnetic film material, the deterioration rate can be reduced to 0 to 15%. Further, when PtMn is used, the as-depo MR change rate cannot be measured, but the value of the as-depo MR change rate of IrMn, that is, a thermal deterioration rate of 0% can be realized. This depends on whether a noble metal concentration of the antiferromagnetic film material is included or not. The use of an antiferromagnetic film containing a noble metal such as IrMn, PtMn, PdPtMn, or RuRhMn makes it possible to use an ultrathin free layer according to the present invention. Has been found to be particularly desirable for the spin valve film.
[0150]
FIG. 4 is a summary of the specific examples of the synthetic AF pin layer thickness and the nonmagnetic high conductive layer thickness for achieving an asymmetry of −10% to + 10%, that is, a bias point of 30% to 50%. FIG. 4 is a graph diagram showing a range. Here, "asymmetry" or "waveform asymmetry" is defined as (V1-V2) / (V1 + V2) by the absolute value V1 of the reproduced output in the positive signal magnetic field and the absolute value V2 of the reproduced output in the negative signal magnetic field. Define. Therefore, “the asymmetry is −10% to + 10%” corresponds to “the value of (V1−V2) / (V1 + V2) is −0.1 or more and 0.1 or less”.
[0151]
H_pin-H_in= H_cu  In order to realize_pinBecomes smaller when_cuMust also be lowered. That is, as can be seen from equations (1-4) and (1-5), the upper and lower pin layer thicknesses of the synthetic AF ((Ms * t)_pinIs small, the thickness of the nonmagnetic high conductive layer must be increased, and (Ms * t)_pinWhen is set to a relatively large value, the thickness of the non-magnetic high conductive layer must be reduced.
[0152]
Specifically, the thickness of the thick pin layer forming the synthetic AF is tm (pin 1), the thickness of the thin pin layer is tm (pin 2), and the thickness of the non-magnetic high conductive layer is t (HCL) (resistivity). The range of the present invention is such that 0.5 nm ≦ tm (pin1) −tm (pin2) + t (HCL) ≦ 4 nm and t (HCL) ≧ 0.5 nm when converted to a Cu layer of 10 μΩcm. It is. Here, 0.5 nm ≦ tm (pin1) −tm (pin2) + t (HCL) is the limit where the bias point is around 30%, that is, the asymmetry becomes + 10%, and tm (pin1) −tm (pin2) + t ( (HCL) ≦ 4 nm is a limit at which the bias point is around 50%, that is, the asymmetry becomes -10%.
[0153]
Here, tm (pin1) -tm (pin2) is a magnetic film thickness when Ms is converted to 1T NiFe, and for example, has a synthetic AF structure of PtMn / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5. Sometimes, (2.5-2) × 1.8T = 0.9 nm. In the case of the single-layer pin structure of the comparative example shown for comparison, (Ms * t) of the single-layer pin layer is used.
[0154]
Further, t (HCL) is a value obtained when the nonmagnetic high-conductive layer has a thickness in terms of Cu. When a nonmagnetic high-conductive layer other than Cu is used, the film is converted into Cu using the above-described specific resistance. It can be thick.
[0155]
Further, t (HCL) ≧ 0.5 nm defines the lower limit of the film thickness of the non-magnetic high conductive layer necessary for realizing high MR in the free layer thinner than 4.5 nm. Further, as a more preferable range of the above range, when the thickness of the non-magnetic high conductive layer becomes 3 nm or more, ΔRs may decrease. Therefore, t (HCL) ≦ 3 nm is desirable. If the difference between the thicknesses of the upper and lower pin layers of the synthetic AF is 3 nm or more, the heat resistance of pinning of the magnetization of the pin layer deteriorates. Therefore, it is preferable that tm (pin1) −tm (pin2) ≦ 3 nm.
[0156]
In FIG. 4, data of the films of Comparative Examples 1 to 4 described above and Example 1 of the present invention described later are plotted. Here, in the case of the synthetic AF structure, when the pinned layer on the spacer layer side is thicker in magnetic thickness than the other pinned layer, the magnetic thickness of the pinned layer on the horizontal axis is set to the plus side, When the magnetic layer thickness of the pin layer on the spacer layer side is smaller than that of the other pin layer, the magnetic layer thickness of the pin layer on the horizontal axis is set to the minus side. In the case of a conventional pinned layer without using synthetic AF, the magnetic film thickness of the pinned layer is all set to the plus side.
[0157]
As can be seen from the figure, all of the comparative examples are out of the good range, and the bias point is bad, that is, the asymmetry is large. However, according to the present invention, a film with a good bias point, that is, a small asymmetry can be realized.
[0158]
Small H by synthetic AF according to the present invention described above_pinTo a small H_cuCancel by H_pin-H_in= H_cuAnd a specific film configuration that overcomes the difficulty of heat resistance of the MR change rate unique to the ultra-thin free-layer spin-valve film.
(Example 1) Top SFSV (NiFe / Co (Fe) free layer)
Ta5 / Cux / NiFe2 / CoFe0.5 / Cu2 / CoFe (2 + y) /Ru0.9/CoFe2/IrMn7/Ta5 (7-1) First, the antiferromagnetic film is located above the free layer, that is, the so-called top. An example of a type of spin valve film will be described.
[0159]
FIG. 5 is a conceptual diagram showing a specific film configuration of the magnetoresistive element of the present example. That is, a unique high conductive layer 101 according to the present invention, a free layer 102, and a spacer layer 103 are stacked on the base buffer layer 12, and the ferromagnetic pinned layers 104, 106 Magnetically coupled, the pinned layer 106 is fixed in one direction by the antiferromagnetic layer 107. On the antiferromagnetic layer 107, a cap layer 113 is provided. The film structure (7-1) is of a type in which the free layer 102 is formed of a two-layered film of 110 and 111, and the nonmagnetic high conductive layer 101 is formed of a single-layer Cu.
[0160]
The film of (7-1) has a spin filter effect of MR by Cu underlayer, and a current magnetic field H_cuReduction effect and H by synthetic AF_pinBy using the reduction effect, a film having both the MR and the bias point can be obtained. Table 5 shows the results of calculating the bias point for this film by the method described above.
[0161]

Here, the thickness of the underlying Cu was 2 nm. In the case of a single-layer Cu underlayer consisting of a simple single-layer high-conductivity layer, H_inIs 20 Oe, which is slightly larger. At this time, it can be seen from the results of Table 5 (a) that when the pin thickness difference of the synthetic AF is 0.5 nm, it deviates slightly to the minus side from 40% of the favorable bias point value. Although this is a sufficiently practical film, y = 0.8 nm and H_pinIs a result of Table 5 (b). As a result, when the bias point is slightly underdeveloped as shown in Table 5 (a), the bias point can be approximated to a good value. Also, as shown in Table 5 (c), H_in, The bias point can be similarly set to a good value. As is clear from comparison of Tables 5 (a), (b) and (c), H_inIs smaller, the height dependence of the bias point is smaller,_inIs desirably reduced as much as possible. The smaller the thickness difference between the upper and lower pins of the synthetic AF structure,_pinAnd the height dependency is reduced, but the difference of about 0.3 nm between (a) and (b) has little effect, so y = 0 to 1 nm (Ms * t = 0 to 1.8 nm T in NiFe) More preferably, the range of y = 0 to 0.5 nm (0 to 0.9 nm T in NiFe) can be adjusted in consideration of not only the bias point but also the improvement of characteristics such as anti-ESD measures. Is desirable.
[0162]
The underlayer Cu thickness uses the spin filter effect of MR together with the bias point adjustment. If the thickness of the underlying Cu is increased, Hcu decreases, but ΔRs decreases. Therefore, the Cu thickness is preferably 0.5 nm to 5 nm, particularly preferably 0.5 nm to 3 nm. The thickness of the underlying Cu at which the spin filter effect of MR is obtained depends on the configuration of the free layer. The smaller the thickness of the free layer, the more the optimum thickness of the underlying Cu at which the spin filter effect of MR is obtained shifts to the thicker one. According to the results obtained experimentally, the MR change rate has a peak value when the sum of the thickness of the underlying Cu and the thickness of the magnetic free layer is 4 nm to 5 nm.
[0163]
In the case of the free layer configuration as in (7-1), the MR increase due to the spin filter effect due to the increase in the Cu thickness and the Rs reduction effect due to the increase in the Cu thickness are just canceled when the underlayer Cu thickness is 0 to 1.5 nm. However, ΔRs hardly changes. At 1.5 nm to 2 nm, ΔRs decreases by about 0.1 Ω, and at 1.5 nm to 3 nm, ΔRs decreases by 0.25 Ω. Since the decrease in ΔRs is almost directly proportional to the decrease in output, it is not preferable. However, if it is desirable to increase the thickness of the underlying Cu above the bias point, it is conceivable to use the underlying Cu thickness of 3 nm in this free layer configuration. At this time, since the current magnetic field per unit current is small and the spin valve film resistance is also low, a method of recovering the output reduction due to the reduction of ΔRs by applying a large amount of current can be considered. This is because the output amount is almost proportional to the current amount. When ΔRs is reduced by 10% by increasing the thickness of the underlying Cu, for example, the sense current is increased by 25% by changing the current from 4 mA to 5 mA, so that the decrease in ΔRs can be sufficiently compensated for.
[0164]
When the thickness of the free layer is NiFe4 / CoFe0.5 (nm), the thickness of the underlayer Cu is preferably about 0.5 to 2 nm. When the thickness of the free layer is NiFe1 / CoFe0.5 nm, the thickness of the underlayer Cu is: About 1-4 nm is preferable. Further, the thickness of the interface CoFe may be changed in the range of 0.3 to 1.5 nm. Further, Co or another Co alloy may be used instead of CoFe. If Co is used instead of CoFe, soft magnetism cannot be realized with Co alone, so it is desirable to make it as thin as possible.
[0165]
For example, Co is preferably 0 to 1 nm when NiFe is 4 nm, 0 to 0.5 nm when NiFe is 2 nm, and 0 to 0.3 nm when NiFe is 1 nm. When the interface diffusion with the underlying Cu is to be taken into consideration, a material insoluble in Cu and Co or CoFe may be interposed at the interface with the underlying Cu. For example, a free layer such as Co0.3 / NiFe2 / Co0.5, CoFe0.5 / NiFe2 / CoFe0.5 is conceivable.
[0166]
Further, instead of such a laminated film of ultra-thin magnetic films, a NiFeCo alloy-free layer may be used.
[0167]
Further, it is difficult to realize low magnetostriction in an ultra-thin free layer as the object of the present invention. One difficulty is that the thinner the thickness of NiFe, the greater the magnetostriction of NiFe. To overcome this, the composition of NiFe in a free layer of usually 8 nm of NiFe / 1 nm of CoFe is NiFe.₈₀Fe₂₀(At%), but in the case of a free layer of 4.5 nmT or less according to the present invention, Ni₈₀Fe₂₀It is more desirable to make it richer than Ni. Specifically, when the NiFe film thickness is about 4 nm, Ni₈₁Fe₁₉(At%), and when the NiFe film thickness is about 3 nm, Ni_81.5Fe_18.5(At%) is more desirable to be Ni-rich. The upper limit of the Ni concentration is Ni₉₀Fe₁₀(At%) is preferable.
[0168]
As described above, the underlying Cu is the current magnetic field H_cuThe two main purposes are to reduce bias and realize a good bias point even in the ultra-thin free layer, and to use the spin filter effect without deterioration in the MR ratio even in the ultra-thin free layer.
[0169]
In terms of the bias point, y and x are not independently determined in the film (7-1), but are determined by paying attention to the mutual values. For example, when y decreases, H_pinIs reduced, the current magnetic field H cancels the current._cuThe smaller the value of x is, the more the value of x is shifted to the larger value.
[0170]
Specifically, the following film thickness design can be considered as one example. When the nonmagnetic high-conductivity layer is a Cu layer, when the pinned layer is 2 nmT, the Cu layer is 0.5 to 1.5 nm, when the pinned layer is 1.5 nmT, the Cu layer is 1 to 2 nm, and the pinned layer is 1 nmT. In this case, the Cu layer is 1.5 to 2.5 nm, when the pinned layer is 0.5 nm T, the Cu layer is 2 to 3 nm, and when the pinned layer is 0 nm T, the Cu layer is 2.5 to 3.5 nm.
[0171]
Here, when the pinned layer is Co or CoFe, the thickness of the pinned layer is t = (Ms * t)_pin/1.8T [nm], when the pinned layer is NiFe, the pinned layer thickness is t = (Ms * t)_pin/ 1T [nm].
[0172]
For the spacer Cu, Au, Ag, or an alloy containing these elements may be used in addition to Cu. Most preferred, however, is Cu. The spacer thickness is preferably as thin as possible in order to realize a high MR and to reduce the current magnetic field by reducing the shunt layer on the side of the free layer opposite to the underside as much as possible. However, if it is too thin, ferromagnetic coupling between the pinned layer and the free layer becomes strong, and H_inSince an increase occurs, the thickness is preferably 1.5 nm to 2.5 nm, more preferably about 1.8 nm to 2.3 nm.
[0173]
The underlayer high-conductivity layer which plays a large role for the spin filter effect and the reduction of the current magnetic field is composed of a single layer of Cu here, but may be formed of a laminated film. At this time, since the top spin valve film also has a role of an fcc seed layer, the base material is preferably an fcc or hcp metal material. Specifically, a metal alloy layer or a laminated film made of Au, Ag, Al, Zr, Ru, Rh, Re, Ir, Pt, or the like can be considered. If only the spin filter effect of MR and the effect of reducing the current magnetic field are sufficient, a simple Cu underlayer can provide a sufficient effect. However, as an effect of changing the underlayer material to an alloy layer or a laminated film, the magnetostriction control of the ultrathin free layer and H_inIt has two roles, control. Specifically, the following embodiment can be considered.
[0174]
The use of Ta5 / Ru1 / Cu1.5 / NiFe2 / CoFe0.5 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / IrMn7 / Ta5 (7-2) Ru1 nm as a base improves the flatness of the film, The Ms * t of the free layer is 2.9 nmT in terms of NiFe with a spacer of 2 nm, which is as low as about 10 Oe despite the extremely thin free layer._inCan be easily realized. Low H_inIs desirable in that the MR height dependence of the bias point is reduced. It is also preferable in that a good bias point can be realized without making a difference in film thickness between the upper and lower pin layers of the synthetic AF. Here, the Ru film thickness is 1 nm, but is preferably 0.5 nm to 5 nm, more preferably about 1 nm to 3 nm. Desirable film thicknesses do not change much with materials other than Ru.
[0175]
In the film of (7-2), H_cuIs calculated by adding the electrical shunt layer of the thickness of Ru and the thickness of Cu. For example, in the case of Ru, since 30 μΩcm is about three times the specific resistance of Cu, H_cuFrom the viewpoint, the film of (7-2) is equivalent to a film having a thickness of 1.8 nm in terms of Cu thickness. However, from the viewpoint of MR, Ru has a high resistance and a short mean free path of electrons, so that direct contact of Ru with NiFe hardly provides a spin filter effect. Therefore, as a layer in contact with the free layer, Cu, Au, Ag, or the like having a resistance as low as possible is desirable, and a material such as Ru is preferably two layers via Cu, Au, Ag, or the like. This is one of the reasons why a two-layer base is bothersome.
[0176]
Although the buffer layer Ta and Ru are considered separately here, the Ta layer may not be provided if the Ru layer also exerts the effect as the buffer layer. For example, when a Zr layer is used instead of Ru, Ta can be eliminated.
[0177]
When a buffer layer is used, Ti, Zr, W, Cu, Hf, Mo, an alloy thereof, or the like can be used in addition to Ta. Whichever of these materials is used, the film thickness is preferably about 1 nm to 7 nm, more preferably about 2 nm to 5 nm.
[0178]
Here, IrMn (Ir: 5 to 40 at%) was used as the AF film, but the thickness of IrMn is preferably about 3 nm to 13 nm. The advantage of using IrMn is that good pin characteristics can be realized even with a small film thickness, so that it is suitable for a narrow gap head for high density. Since it contains a noble metal, a high MR ratio can be maintained after heat treatment. There is a feature. In the film using FeMn as the antiferromagnetic film as shown in Comparative Example 2, a high MR ratio cannot be maintained after the heat treatment. This is a phenomenon that appears remarkably when an extremely thin free layer is used as in the present invention.
[0179]
Further, CrMn, NiMn, NiO may be used as the antiferromagnetic film, but AF containing a noble metal element is desirable for realizing a high MR ratio. For example, Pd, Rh, etc. may be used instead of Ir. Since the MR ratio is improved as compared with FeMn or NiMn, a high MR ratio is maintained even after annealing heat treatment which is indispensable for the head. Another preferred embodiment is to use PtMn having a higher concentration of a noble metal element.
[0180]
Ta5 / Cux / NiFe2 / CoFe0.5 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / PtMn10 / Ta5 (7-3)
Ta5 / Rux / Cuy / NiFe2 / CoFe0.5 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / PtMn10 / Ta5 (7-4)
As an advantage of using PtMn (Pt: 40 to 65 at%), the noble metal concentration is higher than that of IrMn, so that MR deterioration due to process annealing is further reduced, a high MR change rate can be realized, ΔRs can be increased, and Output is obtained. In a spin valve film of an ultra-thin free layer in which good heat resistance of MR is difficult to be realized, a combination of a structure having a base Cu or the like by a spin filter effect and PtMn has the best MR heat resistance. PdMn or PdPtMn may be used instead of PtMn (noble metal concentration: 40 to 65 at%).
[0181]
From the viewpoint of MR heat resistance, it is desirable that the thickness of the underlying Cu be 1 nm or more. If the film thickness is less than that, the heat resistance of the MR becomes worse. However, when the thickness of NiFe is 4 nm or more, the heat resistance of MR can be secured if the thickness of the underlying Cu is 0.5 nm or more.
[0182]
Since PtMn also has a large electrical resistivity at substantially the same value as IrMn, the contribution to the current magnetic field is small and is preferable. As described above, the films (7-3) and (7-4) are very excellent films in practical use.
[0183]
However, a disadvantage of PtMn is that it is difficult to reduce the thickness to about 5 nm because the critical thickness at which a unidirectional anisotropic magnetic field is generated is larger than that of IrMn. Therefore, when PtMn is used, the thickness of PtMn is preferably 5 nm to 30 nm. More preferably, the thickness is about 7 nm to 12 nm. In the case of PtMn, the concept of two layers of the underlayer of the free layer as in (7-4) is exactly the same.
[0184]
As a variation of the embodiments (7-1) to (7-4), a precious metal element film may be further laminated on the antiferromagnetic film. For example, a single-layer film or a stacked film of Cu, Ru, Pt, Au, Ag, Re, Rh, Pd, or the like may be used. With this configuration, even when the spacer thickness is small, the H level is low._inCan be realized. However, if the film thickness is too large, the current shunt ratio increases on the upper layer side of the free layer. Therefore, the total film thickness of the single-layer film or the stacked film is preferably about 0.5 nm to 3 nm.
[0185]
As described above with reference to FIG. 15, the spin valve film of the present example has much better control of the bias point than the comparative examples 1 to 4, and can reliably obtain the optimum bias point.
[0186]
Further, as described above with reference to FIG. 16, the spin valve film of the present example can obtain a higher MR change rate than Comparative Examples 1 to 4.
(Example 2) Top SFSV (Simple CoFe free layer)
Ta5 / Cux / CoFe2 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / IrMn7 / Ta5 (8-1)
Ta5 / Cux / CoFe2 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / PtMn10 / Ta5 (8-2)
In the present embodiment, a simple free layer configuration composed of a single CoFe layer was used as the free layer, instead of a laminated free layer such as NiFe / Co or NiFe / CoFe as in (Example 1). That is, in FIG. 1, the free layer 102 has a single-layer film of CoFe, and the high conductive layer 101 has a single-layer film of Cu.
[0187]
In order to realize an ultra-thin free layer realizing (5 nm T in NiFe), various difficulties arise. However, in the case of a single-layer CoFe-based free layer, soft magnetic control in the ultra-thin region is performed. There is a merit that it is relatively easy because the structure is a single layer. As the third additive element, an element such as B, Cu, Al, Rh, Pd, Ag, Ir, Au, Pt, Ru, Re, and Os may be added to CoFe. However, soft magnetism cannot be realized with pure Co instead of the CoFe alloy. CoFe is Co₈₅Fe_Fifteenat% ~ Co₉₆Fe₄at% is desirable. As described later, this is from the viewpoint of magnetostriction control.
[0188]
Further, the CoFe free layer is desirably fcc (111) oriented from the viewpoint of soft magnetism. From the viewpoint of effectively obtaining a spin filter effect, it is preferable to perform fcc (111) orientation so as to reduce the resistance. However, an embodiment of a free layer having a microcrystalline structure or an amorphous structure such as CoFeB is also conceivable.
[0189]
The simple CoFe-free layer is advantageous from the viewpoint of the spin filter effect, since Ms is larger than NiFe, so that the same Ms * t can be realized with a small film thickness. For example, in order to realize a 4.5 nmT free layer, NiFe / CoFe has a total film thickness of about 4 nm with NiFe 3.6 / CoFe 0.5 (nm), whereas a simple CoFe free layer has a CoFe 2.5 nm. , About 1.5 nm thinner than NiFe / CoFe. If a highly conductive layer is provided below both free films in contact with the free layer, the down-spin electrons are filtered out because both films are thicker than the value of the mean free path of down-spin of about 1 nm. When the total film thickness of NiFe / CoFe is about 4 nm, the value becomes close to the mean free path of the upspin. Therefore, the high conductive layer underneath has a simple shunt effect. The more the shunt effect is applied, the more the MR is reduced.
[0190]
On the other hand, for simple CoFe, since the mean free path is longer than 2.5 nm, up to a certain film thickness, the higher the conductive layer, the longer the mean free path of upspin and the MR. Empirically, when Cu is used for the highly conductive layer, an MR peak is obtained when the total film thickness of the Cu layer and the free layer including the NiFe / CoFe or CoFe layer is about 4 nm or 3 to 5 nm. Has been obtained experimentally. In other words, if there is a high conductive layer film thickness required for the bias point design, NiFe / CoFe reduces the MR due to the shunt effect rather than the spin filter effect. This is advantageous because the effect of increasing the MR can be achieved. This is because, as described above, the MR peak value is determined by the total film thickness of the high-conductivity layer and the free layer. Therefore, as the CoFe film thickness becomes smaller, the film thickness of the Cu layer having the MR peak becomes larger. The combined effect of the filter effect and the bias point adjustment effect appears. For the above reasons, a simple CoFe free layer is more preferable for a spin filter spin valve.
[0191]
Since the laminated NiFe / CoFe has lower MR heat resistance, the simple CoFe free layer is better because it has a higher MR.
[0192]
Magnetostriction control is easier with a single layer of CoFe than with NiFe / CoFe, which is an ultra-thin layered film. In particular, since interfacial magnetostriction is important in an extremely thin free layer, NiFe / CoFe, which has one more interface, is disadvantageous.
[0193]
The bias point in the configuration of (8-1) also falls within a favorable range of 30 to 50%, similarly to the case of the first embodiment. Height dependency is also small as in the first embodiment.
[0194]
Regarding the dependence of the free layer on Ms * t, the smaller the value of Ms * t, the smaller the saturation magnetic field Hs on the transfer curve. Therefore, more strict bias point adjustment is required. Specifically, since it becomes important to further reduce the current magnetic field, it is necessary to increase the thickness of the high conductive layer. In the spin valve film according to the present invention, as described above, as the thickness of the free layer becomes thinner, the thickness of the high conductive layer in which the MR peak appears due to the spin filter effect shifts to the thicker one, which is consistent with the trend. It can be seen that the design concept of the spin valve film of the present invention is useful as a film for a high-density head.
[0195]
Specifically, when the free layer is Ms * t to 4.5 nmT and the CoFe film thickness is 2.5 nm, the preferable film thickness of the high conductive layer is 0.5 nm to 4 nm in terms of Cu, more preferably 1 nm to 3 nm, and Ms * When the thickness is t to 3.6 nmT and the CoFe film thickness is 2 nm, the Cu film equivalent is 1 nm to 4.5 nm, more preferably 1.5 to 3.5 nm, Ms * t to 2.7 nmT, and when the CoFe film thickness is 1.5 nm. 1.5 nm to 5 nm, more preferably 2 nm to 4.5 nm, Ms * t to 1.8 nm T in terms of Cu film, and 2 nm to 5.5 nm, more preferably 2 nm in terms of Cu film when the CoFe film thickness is 1 nm. It is set to about 0.5 nm to 5 nm.
[0196]
In (8-1), IrMn is used as the antiferromagnetic film, whereas in (8-2), PtMn is used. By using PtMn, the merit that the MR heat resistance is further improved and the output is improved can be obtained. This is similar to the case of the NiFe / Co (Fe) free layer. However, when using PtMn, H_inTherefore, in order to design the bias point at a good position, the current magnetic field H is higher than when IrMn is used._cuOr reduce H_pinEither one or both measures must be taken. H_cuIn order to reduce σt, it is conceivable to increase σt of the high conductive layer, that is, increase the thickness of the high conductive layer. Also, H_pinIn order to increase the thickness, it is conceivable to make the difference between the upper and lower pin layer thicknesses of the synthetic AF larger than that in the case of IrMn. However, since increasing the thickness of the high conductive layer also leads to a decrease in ΔRs, it is desirable to adjust the thickness of the high conductive layer to a value in the range of about 0 to 2 nm in terms of Cu in comparison with IrMn. Also, increasing the Δt of the synthetic AF structure also increases the MR height dependency of the bias point as described above, so that it is not desirable to make the value too large. It is desirable to design with an increase of about 0 to 1 nm in conversion.
The following configurations are also conceivable as variations of (8-1) and (8-2). Ta5 / Rux / Cuy / CoFe2 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / IrMn7 / Ta5 (8-3)
Ta5 / Rux / Cuy / CoFe2 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / PtMn10 / Ta5 (8-4)
In this configuration, the high conductive layer is not a Cu single layer but a laminated film of Ru / Cu. The reason for forming a laminated film is as follows.
[0197]
1. CoFe magnetostriction control
2. H_inReduction effect
The above 1. As for the CoFe magnetostriction control, as described later in detail, it is intended to control the magnetostriction by controlling the CoFe distortion. That is, by increasing the fcc-d (111) plane interval of CoFe compared to simple Cu, CoFe₉₀Fe₁₀(Atmic%) When the free layer is used, the magnetostriction of the CoFe free layer, which tends to increase to the negative side, is controlled to near zero. Therefore, it is desirable that the material located below the Cu layer has a larger atomic radius than Cu. For example, in addition to Ru, Re, Au, Ag, Al, Pt, Rh, Ir, or Pd is desirable. In terms of magnetostriction control, it is also possible to change the CoFe composition from 90-10 in addition to the two-layer underlayer. Specifically, Co_90Fe₁₀~ Co₉₆Fe₄Is used.
On the other hand, 2. H_inThis is because Ru has an effect of improving the flatness during film growth with respect to the reduction effect. As already mentioned, H_inIs as small as possible in H_cuAnd H_pinThis is because it is desirable to design a bias point. In particular, in SFSV, it is desirable that the spacer thickness be as small as possible from the two points of the spin filter effect of MR and the reduction of the shunt of the upper layer of the free layer. H with large dependence_inControl becomes difficult. By forming a Ru / Cu laminated film, an underlayer of Ru 1.5 nm / Cu 1 nm to 2 nm, a free layer Ms * t of 3.6 nm T, an ultra-thin free layer having a CoFe film thickness of 2 nm, and a spacer Cu of 2 nm._inH as low as 7-13 Oe_inCan be realized. In the embodiments of (7-1) and (7-2), H_inIs about 20 Oe, this H_inThe reduction effect is great.
[0198]
H_cuFrom the viewpoint of calculation, it is only necessary to convert from the specific resistance of Ru to σt and Cu film thickness. Since the specific resistance of Ru determined experimentally is 30 μΩcm, the shunt effect of σt is that the thickness of the Cu film is 10 μΩcm, which is １ ／. For example, in the configuration of Ru1.5 nm / Cu1 nm, the equivalent value of (1.5 nm / 3) +1 nm = 1.5 nm in terms of the Cu film thickness of the shunt.
[0199]
Further, as a variation of the embodiments (8-1) to (8-4), it is conceivable to further laminate a noble metal element film on the antiferromagnetic film. For example, a single-layer film or a stacked film of Cu, Ru, Pt, Au, Ag, Re, Rh, Pd, or the like may be used. With this configuration, even when the spacer thickness is small, the H level is low._inCan be realized. However, if the film thickness is too large, the current shunt ratio increases on the upper layer side of the free layer. Therefore, the total film thickness of the single-layer film or the laminated film is preferably about 0.5 nm to 3 nm.
(Example 3) Bottom SFSV (NiFe / Co (Fe) free layer)
Ta5 / Ru2 / PtMn10 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / Co0.5 / NiFe2 / Cu2 / Ta5 (9-1)
Ta5 / Ru1 / NiFeCr2 / IrMn7 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / Co0.5 / NiFe2 / Cu2 / Ta5 (9-2)
An example of a so-called bottom type in which the antiferromagnetic film is located below the free layer will be described. FIG. 6 is a conceptual diagram illustrating the configuration of the spin valve film according to the present embodiment. That is, the antiferromagnetic film crystal control layer 128 and the antiferromagnetic film 127 are stacked on the base buffer layer 131, and the pin layers 126 and 124 are antiferromagnetically coupled via the layer 125. A spacer layer 123, a free layer 122, and a non-magnetic high conductive layer 121 are sequentially stacked on the layer 124, and a cap layer 132 is provided last.
[0200]
In the embodiment (9-1), the antiferromagnetic film crystal control layer 128 is formed of a single-layer Ru, the antiferromagnetic film 127 is formed of PtMn, and the free layer 122 is formed of a two-layered film of 129 and 130. Is the case. In the embodiment of (9-2), the antiferromagnetic film crystal control layer 128 is formed of a Ru film as the 133 film and a NiFeCr bilayer film as the 134 film, the 127 antiferromagnetic film is formed of IrMn, and the free layer is formed of IrMn. This is an embodiment in the case of forming a two-layer film of 129 and 130.
[0201]
In the bottom type spin valve film, a fcc or hcp base film of about 1 nm to 5 nm is further used as an antiferromagnetic film crystal control layer on a buffer layer of Ta or the like. For example, Cu, Au, Ru, Pt, Rh, Ag, Ni, NiFe, an alloy film thereof, a laminated film, or the like is used. These seed layers are important films for enhancing the function as an antiferromagnetic film. In the (9-1) PtMn embodiment, a single Ru layer was used, and in the (9-2) IrMn embodiment, a Ru / NiFeCr laminated film was used. The antiferromagnetic film crystal control layer promotes the blocking temperature of the antiferromagnetic film to a sufficiently high value and promotes the flattening of the film, and the ultra-thin spacer of about 1.5 to 2.5 nm required in the present invention. Low H even when using_inThere is a function to realize.
[0202]
In terms of the merit of the bias point according to the present invention, the kind of the seed layer does not greatly affect the thickness range of the above-described embodiment. However, it is not preferable to use a low-resistance material, that is, a material having a small specific resistance. This is because if the number of shunt shunt layers increases, it becomes difficult to bring the current center closer to the free layer. Therefore, it is preferable to use a material having as high a resistance as possible within a range of a material capable of enhancing the function as an antiferromagnetic film. For example, an embodiment in which Cr, Nb, Hf, W, Ta, or the like is added to NiFe to increase the specific resistance instead of low-resistance NiFe can be considered. In (9-2), NiFeCr is used instead of NiFe.
[0203]
As the antiferromagnetic film, PtMn is used in (9-1), and IrMn is used in (9-2). The merits of using PtMn are that the blocking temperature is high and that Hu. a. And that the MR thermal degradation after the process heat treatment is very small, and high MR and high ΔRs can be realized. The advantage of using PtMn, which is an antiferromagnetic film containing a noble metal, is very large in that a high MR can be maintained after the process heat treatment when an extremely thin free layer is used as in the case of the top type. PdPtMn may be used instead of PtMn. A preferable thickness range is 5 nm to 30 nm, and more preferably, 7 nm to 12 nm.
[0204]
The advantage of using IrMn of (9-2) is that characteristics are obtained in a thin film region as compared with PtMn, so that it is suitable for a narrow gap head corresponding to high density. The thickness of IrMn is preferably 3 nm to 13 nm. Since IrMn is also an antiferromagnetic film containing the noble metal element Ir, it has excellent MR change rate heat resistance. Similarly, RuRhMn containing a noble metal element may be used instead of IrMn.
[0205]
As described above, the antiferromagnetic film is most preferably PtMn, IrMn, or PdPtMn. However, the merit of the bias point of the spin valve film of the present invention is not limited by the antiferromagnetic film material. CrMnPt, NiMn, α-Fe₂O₃Other antiferromagnetic films such as the above may be used.
[0206]
As the two ferromagnetic materials of the synthetic pin layer, a CoFe alloy layer is used here, but Co, NiFe, or a laminated film of NiFe and Co or CoFe may be used. The concept of the constituent materials, the film thickness, and the like are exactly the same as those of the top type of the first and second embodiments. As described above, the most important purpose of this synthetic pin layer configuration, which is an important point of the present invention, is to reduce the pin leakage magnetic field, and the Ms * t difference between the upper and lower ferromagnetic layers is in contact with the free layer. The thickness can be changed in close relation to the thickness of the high conductive layer provided.
[0207]
The concept of the spacer is the same as that of the top type, and the spacer is preferably as thin as possible. Specifically, it is preferably about 1.5 nm to 2.5 nm, and more preferably 1.8 nm to 2.3 nm.
[0208]
In this embodiment, a NiFe / Co laminated film is used as the free layer. The concept of the thickness and material of the free layer is almost the same as that of the top type. However, since the base film of NiFe is different between the top type and the bottom type, the composition of NiFe for realizing low magnetostriction is slightly different from that of the top type. More specifically, in the case of the NiFe / CoFe laminated free layer, the shift of the magnetostriction of the NiFe / CoFe laminated free layer to the positive side due to the decrease in the thickness of NiFe is smaller than that of the top type. Optimum magnetostriction can be realized even when the composition of NiFe is Ni poorer than before.
[0209]
For example, in the case of a NiFe 3 nm / CoFe 0.5 nm laminated free layer, the top type is NiFe composition,₈₁Fe₁₉(At%), the value is still large on the positive side and cannot be used.₈₁Fe₁₉(At%), the film has a small positive magnetostriction value and has no practical problem.
[0210]
Here, a Cu film is used as the high conductive layer which is the second major point of the present invention. The most important role of this highly conductive layer is to reduce the current magnetic field by making the current center as close to the free layer as possible.
[0211]
As another effect, the MR spin filter effect by the Cu conductive layer is also used, so that the MR change rate does not deteriorate even though the ultra-thin free layer is used.
[0212]
The optimum range of the Cu film thickness is the same as in the case of the top SFSV, and the optimum value is slightly shifted due to the difference in the thickness of the free layer and the thickness of the pin layer above and below the synthetic AF, as in the case of the top type. Another major effect other than the adjustment of the bias point of the Cu cap layer and the maintenance of a high MR ratio is the low H in the extremely thin free layer._inCan be realized. For example, if there is no Cu cap with the same free layer thickness, H_inCan be reduced to about 10 Oe by using a Cu cap.
[0213]
Here, as a variation of (9-1) and (9-2), instead of the high conductive layer Cu in contact with the free layer CoFe, a high conductive layer composed of two or more stacked films may be used. For example, Cu / Ru, Cu / Re, Cu / Rh, Cu / Pt and the like can be mentioned. The main purpose of the two-layer effect is to adjust the magnetostriction λs because the magnetostriction of the CoFe-free layer is affected by the strain as described in the case of the top type. In addition, low H_inIs important in the present invention, but low H_inThere may be two layers for control purposes.
[0214]
The following can be considered as a specific film configuration.
[0215]
Ta5 / Ru / PtMn10 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / Co0.5 / NiFe2 / Cu1.5 / Ru1.5 / Ta5 (9-3)
Ta5 / Ru / NiFeCr / IrMn7 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / Co0.5 / NiFe2 / Cu1.5 / Ru1.5 / Ta5 (9-4)
In the above-mentioned film configuration, Ru is 30 μΩcm with respect to the specific resistance of the Cu thin film of 10 μΩcm, and therefore, as an electrical shunt effect, Ru of 3 nm has the same effect as 1 nm of Cu. That is, in the films (9-3) and (9-4), the thickness of the high conductive layer is equivalent to 2 nm in terms of Cu. Since the Cu single layer is used in the range of 0.5 nm to 3 nm, Ru is similarly used in the range of 0.5 nm to 6 nm. However, since Ru has high specific resistance and the spin filter effect is weaker than that of Cu, Cu is preferable as the high conductive layer in contact with CoFe, and making Ru too thick is also preferable in terms of a narrow gap. Therefore, it is preferable to use Cu or the like in contact with CoFe, use a Cu film thickness of about 0.5 nm to 2 nm, and use two layers of other metal materials.
(Example 4) Bottom SFSV (CoFe free layer)
Ta5 / Ru2 / PtMn10 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / CoFe2 / Cu2 / Ta5 (10-1) Ta5 / Ru1 / NiFeCr2 / IrMn7 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / CoFe2 / Cu2 / Ta5 (10-2) This embodiment belongs to the bottom type illustrated in FIG. 2, and is a type in which a single-layer CoFe layer is used instead of the free layer 122. Other than that, the third embodiment is the same as the third embodiment. The concept of the material and the thickness of the layers other than the free layer is completely the same as in the third embodiment. The merit of using the CoFe free layer is the same as that of the top type. Furthermore, in this example, when Ms * t is 3.6 nmT in terms of NiFe, when compared with Ms * t to 4.5 nmT, a CoFe single-layer free layer has a thin film filter effect of 2.5 nm in thickness and has a spin filter effect. On the other hand, when NiFe / Co (Fe) is used, the total film thickness is as large as NiFe4 / Co0.5 (nm), and the spin filter effect of MR cannot be obtained by providing a high conductive layer. And the shunt effect of NiFe itself, the ΔRs is reduced by 0 to 30% as compared with the CoFe single-layer free layer.
[0216]
From the above, the present embodiment, which is the embodiment of the CoFe free layer, is more preferable than the third embodiment because the spin filter effect of Ms * t can be obtained in a wide range of Ms * t.
[0217]
Here, as a variation of (10-1) and (10-2), instead of the high conductive layer Cu in contact with the free layer CoFe, a high conductive layer composed of two or more stacked films may be used. For example, Cu / Ru, Cu / Re, Cu / Rh and the like can be mentioned. The main effect of the two layers is to adjust the magnetostriction λs because the magnetostriction of the CoFe-free layer is affected by the strain as described above. In addition, low H_inIs important in the present invention, but low H_inThere may be two layers for control purposes. The following can be considered as a specific film configuration.
Ta5 / NiFe / PtMn10 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / CoFe2 / Cu1.5 / Ru1.5 / Ta5 (10-3)
Ta5 / NiFe / IrMn7 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / CoFe2 / Cu1.5 / Ru1.5 / Ta5 (10-4)
In addition to the method of controlling the magnetostriction of CoFe by the non-magnetic high conductive layer as described above, there is another method of controlling the magnetostriction by changing the composition of CoFe. In general, the adjustment of the strain applied to the free layer is easier with the base film, but it is difficult to freely select the material below the free layer in the bottom type. In the case of the bottom type, CoFe is laminated on Cu.₉₀Fe₁₀When (at%) is used, the magnetostriction on the negative side tends to be large. In order to shift it to the positive side, it is desirable to use Co-rich CoFe. Specifically, Co₉₀Fe₁₀~ Co₉₆Fe₄It is desirable to use an (at%) CoFe free layer. However, if the hcp phase is mixed with being rich in Co, the soft magnetism of the free layer is deteriorated (Hc is increased).₉₈Fe₂It is not desirable to use a CoFe alloy that is too Co-rich.
[0218]
In the above film configuration, Ru is 30 μΩcm with respect to the specific resistance of the Cu thin film of 10 μΩcm, and therefore, as an electrical shunt effect, Ru3 nm has the same effect as Cu1 nm. That is, in the films (10-3) and (10-4), the thickness of the high conductive layer is equivalent to 2 nm in terms of Cu. Since the Cu single layer is used in a range of 0.5 nm to 3 nm, Ru is also used in a range of 0.5 nm to 6 nm. However, since Ru has high specific resistance and the spin filter effect is weaker than that of Cu, Cu is preferable as the high conductive layer in contact with CoFe, and making Ru too thick is also preferable in terms of a narrow gap. Therefore, it is preferable to use Cu or the like in contact with CoFe, use a Cu film thickness of about 0.5 nm to 1 nm, and use two layers of other metal materials.
(Second to sixth embodiments: improvement in high-temperature stability and reproduction output)
Next, second to sixth embodiments of the present invention will be described from the viewpoints of high temperature stability and improvement of reproduction output.
[0219]
First, a technical idea common to the second to sixth embodiments will be outlined.
[0220]
FIG. 17 is a diagram showing one embodiment of the second to sixth embodiments of the present invention. In FIG. 17, a lower shield 11 and a lower gap film 12 are provided on a substrate 10, and a spin valve element 13 is formed thereon. The spin valve element includes a spin valve film 14, a pair of longitudinal bias films 15, and a pair of electrodes 16, and further includes nonmagnetic underlayers 141 and 142, an antiferromagnetic layer 143, a magnetization fixed layer 144, an intermediate layer 145, and a magnetization free layer. A layer 146 and a protective film 147 are formed.
[0221]
Table 6 shows the material composition and film thickness of the antiferromagnetic layer coupled to the ferromagnetic layer of SyAF when the SyAF of the embodiment of the present invention was used for the magnetization fixed layer, and the exchange coupling constant J at 200 ° C. Exchange bias magnetic field H_UA* And H_UA, The blocking temperature Tb, and the resistance change rate ΔR / R of the spin valve element. Table 7 shows a similar table when a conventional single-layer magnetization fixed layer is used as the magnetization fixed layer. Table 8 also shows the rocking curve half-width Δθ of the diffraction line peak from the closest surface of the antiferromagnetic layer bonded to SyAF, the exchange coupling constant J at 200 ° C. with the antiferromagnetic layer side ferromagnetic layer of SyAF, and The relationship with the blocking temperature Tb is shown.
[0222]
[Table 1]

[0223]
[Table 2]

[0224]
[Table 3]

As shown in Tables 6 and 8, the present inventor 1) constituted a magnetization fixed layer to be coupled to an antiferromagnetic layer by SyAF, and selected the composition of the antiferromagnetic layer as an exchange coupling constant J at a temperature of 200 ° C. 0.02 erg / cm²The above can be obtained. 2) The close-packed surface is oriented so that the rocking curve half-width of the close-packed surface peak of the antiferromagnetic layer becomes small, and the rocking curve half-width is preferably 8 ° or less, more preferably. The exchange coupling constant J at a temperature of 200 ° C. can be increased by setting the temperature to 5 ° or less. 3) By setting the magnetic film thickness of the antiferromagnetic layer to 20 nm or less, more preferably 10 nm or less, the resistance can be increased. The rate of change can be increased to be equal to or higher than the rate of change in resistance of a spin valve element formed using a single-layer magnetization fixed layer. 4) The exchange coupling constant J at a temperature of 200 ° C. is 0.02 erg / cm.²As described above, at a temperature of 200 ° C., the exchange bias magnetic field H_UA* Can be made to be 200 Oe or more, and a stable magnetization pinned layer can be obtained even when the maximum magnetic field applied to the spin valve element of the reproducing element from a recording medium or the like is 200 Oe. .
[0225]
FIG. 18 shows the change in the resistance value of the spin valve film with respect to the external magnetic field, and the change in the exchange bias magnetic field H._UAIt is a schematic diagram which shows *. In FIG. 18, the exchange bias magnetic field H_AU* Is defined as the value of the magnetic field obtained by determining the maximum value of the magnetic field in which the magnetization of the pinned layer does not substantially move as the intersection of the extension of the linear portion on the low magnetic field side and the extension of the linear portion on the high magnetic field. You. Exchange bias magnetic field H_UAIn the magnetization fixed layer having 200 Oe or more, the magnetization hardly moves in the magnetic field range up to 200 Oe in the resistance-magnetic field characteristic when an external magnetic field is applied in the magnetization fixed direction, and only the magnetization free layer has a magnetization response. The obtained resistance change is obtained.
[0226]
In FIG. 18, only a steep resistance change accompanying the magnetization response of the magnetization free layer is observed on the curve showing the resistance-magnetic field characteristic when the magnetic field which is the operating point of the magnetic field sensor is near zero, and the external magnetic field up to 200 Oe is observed. No change in resistance is observed except for the magnetization response of the magnetization free layer, indicating that there is no substantial response to the magnetic field after the magnetization free layer is saturated.
[0227]
When a conventional NiO antiferromagnetic layer or FeMnCr antiferromagnetic layer is used, J is hardly obtained at 200 ° C. When a CrMnPt antiferromagnetic layer having a thickness of 30 nm is used, the rate of change in resistance is lower than that of a conventional single-layer magnetization fixed layer, which is not preferable.
[0228]
In the conventional single-layer magnetization fixed layer, as shown in Table 7, when PtMn is used, a high H at a thickness of 20 nm or more is used._UAIs obtained, in which case the rate of change in resistance shows a relatively low value of 6.4 to 6.7%.
[0229]
On the other hand, according to the embodiment of the present invention shown in Table 6, by using an antiferromagnetic layer having a thickness of 20 nm or less such as IrMn, RhMn, RhRuMn, PtMn, NiMn, and CrMnPt, H at 200 ° C._UA* Satisfies the excellent heat resistance of 200 Oe or more, and the rate of change in resistance is equivalent to or higher than that obtained when a conventional single-layer magnetization fixed layer is used. In the present invention, the lower limit of the thickness of the antiferromagnetic layer is preferably 3 nm or more.
[0230]
FIG._UA* Is 200 Oe, the spin valve film of the embodiment of the present invention, and the conventional H_UAShows the relationship between the elapsed time when a simulated bias magnetic field of 200 Oe is applied at 200 ° C. and the angle at which the magnetization of the magnetization fixed layer moves, for a spin valve film of a single-layer magnetization fixed layer of 500 Oe. As shown in FIG. 19, the spin valve film according to the embodiment of the present invention has a higher H.sub.2 at 200.degree. C. than the conventional single-layer magnetization fixed layer spin valve film._UA* Is 200 Oe and H of the single-layer magnetization fixed layer is_UADespite being smaller than that of 510 Oe, the change with time of the pinned magnetization at 200 ° C. is slight, indicating that the stability is excellent.
[0231]
Further, as can be seen in the case of using a Mn-rich γ-Mn antiferromagnetic film such as IrMn, RhMn, and RhRuMn, a conventional single-layer magnetization fixed layer is formed with an antiferromagnetic layer thickness of 10 nm or less. A higher rate of change in resistance than when used is obtained, which is more preferable.
[0232]
Further, in the embodiment of the present invention shown in Table 6, the antiferromagnetic layer having Tb in the range of 240 to 300 ° C. shows good heat resistance of pinned magnetization. Therefore, in the vicinity of Tb, by applying a large magnetic field exceeding the coupling magnetic field of the magnetic coupling layer to saturate the ferromagnetic layers A and B in the same direction, the magnetization direction of the magnetization fixed layer can be freely controlled by an external magnetic field. Since the diffusion between the magnetic coupling layer and the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B does not cause much problem, the magnetization fixing process at 300 ° C. or less can be performed.
[0233]
In order to prevent diffusion between the magnetic coupling layer and the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B and the influence of the diffusion, it is preferable that the thickness of the magnetic coupling layer exceeds 0.8 nm. , Ir and the like are preferably used. It is effective to use a Co alloy such as CoFe for the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B, and to suppress the unevenness of the magnetic coupling layer to be equal to or less than the thickness of the magnetic coupling layer.
[0234]
Furthermore, in the heat treatment for defining the magnetization direction of the magnetization fixed layer, it is necessary to saturate the ferromagnetic layers A and B in the same direction. Therefore, when the thickness of the ferromagnetic layers A and B is reduced to about 2 nm. When the thickness of the magnetic coupling layer is 0.8 nm or less, the antiferromagnetic coupling magnetic field of the magnetic coupling layer increases to about 7 kOe or more, making it difficult to perform the heat treatment for defining the magnetization direction of the magnetization fixed layer with a practical external magnetic field. turn into. For this reason, it is preferable that the thickness of the magnetic coupling layer be more than 0.8 nm, because the heat treatment for defining the magnetization direction of the magnetization fixed layer can be performed with a practical external magnetic field, for example, 7 kOe.
[0235]
In the SyAF magnetic coupling layer employed in the embodiment of the present invention shown in Table 6, the thickness of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B made of a CoFe alloy is 2.5 nm, and the magnetic coupling layer made of Ru is used. By setting the thickness of the layer to 0.9 nm, the antiferromagnetic coupling magnetic field is about 4 kOe, and the heat resistance of the magnetization fixed layer can be sufficiently sufficiently secured with the antiferromagnetic magnetic field of this level.
[0236]
In the present invention, it is preferable that the magnetic film thicknesses of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B are substantially equal or the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A is larger than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B. When the magnetic film thicknesses of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B are substantially equal to each other, the medium magnetic field and the longitudinal bias are lower than when the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A is larger than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B. The magnetization of the pinned layer is extremely stable against a magnetic field.
[0237]
On the other hand, when the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A is larger than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B, compared with the case where the magnetic film thicknesses of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B are almost equal, the sticking due to ESD occurs. Good ESD characteristics without magnetization reversal can be realized. In this case, the ratio of the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B to the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A is preferably in the range of 0.7 to 0.9. For example, it is preferable that the ferromagnetic layer A be a 2.5 nm CoFe alloy and the ferromagnetic layer B be a 2 nm CoFe alloy. Even if the magnetic film thicknesses of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B are substantially equal, a circuit for re-pinning the magnetization of the pinned layer in a predetermined direction by a current is incorporated in the magnetic disk drive (for example, US Pat. No. 5,650,887). Accordingly, a drive that can be re-fixed even when the pinned magnetization reversal occurs due to ESD can be realized. The value of J at 200 ° C. is 0.02 erg / cm²In order to realize the above, an antiferromagnetic layer having a main phase of a γ-Mn phase composed of IrMn, RhMn, RhRuMn or the like containing Mn as a main component or an ordered phase of AuCuII type (Mn having a composition of 0 More than 40%) or an antiferromagnetic layer containing a face-centered tetragonal ordered phase (CuAuI type) made of PtMn, PtPdMn, NiMn, etc. (Mn composition of 40% or more and 70% or less). It is preferable to use a Cr-based antiferromagnetic layer such as CrMn or CrAl.
[0238]
Further, in these alloys, the value of J at 200 ° C. is 0.02 erg / cm.²In order to realize the above with a thin antiferromagnetic layer capable of obtaining a high resistance change rate, it is necessary to realize a crystal structure in which the closest-packed plane is oriented.
[0239]
From the relationship between the rocking curve half-width Δθ of the diffraction line peak from the closest surface, which is a parameter indicating the degree of orientation shown in Table 8, Δθ, and Tb and J, the half-width Δθ is 8 ° or less and the value of J is 0. 02erg / cm²The above results show that the magnetoresistive head of the present invention can be realized. Similarly, the antiferromagnetic layer of a face-centered tetragonal system such as PtMn or the bcc-based antiferromagnetic layer of CrMn or the like has a thin antiferromagnetic film having a high anti-ferromagnetic film thickness and a high Tb at 200 ° C. J can be realized. Here, the closest surface means the (111) peak in the case of the fcc phase, the (002) peak in the case of the hcp phase, and the (110) peak in the case of the bcc phase. In the case of PtMn or the like containing an ordered phase composed of a face-centered tetragonal crystal, the remaining fcc phase is oriented in the (111) plane, or the ordered face-centered tetragonal (111) plane is oriented. Means you are. Note that the fcc phase or hcp phase may include stacking faults.
[0240]
As shown in FIG. 20, the half width of the rocking curve of the diffraction line peak from the closest surface is also expressed by the fluctuation of the closest surface spot from the direction perpendicular to the film surface in the transmission electron microscope diffraction image from the head cross section. The half-width of the rocking curve due to X-ray diffraction almost coincides with the fluctuation angle of the closest spot of the transmission electron microscope diffraction image.
[0241]
In order to realize such good close-packed surface arrangement, the spin valve film is formed in an atmosphere in which impurities such as oxygen gas are suppressed as much as possible. For example, 10^-9When a proper amount of energy is deposited on a substrate by a method such as film formation using a device capable of preliminary exhaustion to the Torr level, film formation using a sputter target having an oxygen content of 500 ppm or less, substrate bias sputtering, etc. Film formation, an underlayer between the alumina cap layer and the spin valve film, for example, a noble metal simple substance such as Au, Cu, Ag, Ru, Rh, Ir, Pt, Pd or an alloy underlayer, NiFe, NiCu, NiFeCr. And providing a Ni-based alloy layer such as NiFeTa.
[0242]
The general technical idea regarding the second to sixth embodiments of the present invention relating to “improvement of heat resistance and reproduction output” has been outlined above.
[0243]
Next, second to sixth embodiments of the present invention will be described in detail.
[0244]
(Embodiment 2)
FIG. 17 shows an example of the magnetoresistive head according to the present embodiment. In FIG. 17, Altic (Al₂O₃A lower shield 11 and a lower gap film 12 are formed on a (TiC) substrate 10, and a spin valve element 13 is formed thereon. Here, the lower shield 11 is made of NiFe, Co-based amorphous magnetic alloy, FeAlSi alloy or the like having a thickness of 0.5 to 3 μm, and it is preferable to remove surface unevenness by polishing NiFe or FeAlSi alloy. Alumina, aluminum nitride, or the like having a thickness of 5 to 100 nm is used for the lower gap film 12.
[0245]
The spin valve element includes a spin valve film 14, a pair of vertical bias films 15, and a pair of electrodes 16. The spin valve film is made of a nonmagnetic underlayer 141 having a thickness of 1 to 10 nm, such as Ta, Nb, Zr, or Hf, a second underlayer 142 having a thickness of 0.5 to 5 nm as needed, an antiferromagnetic layer 143, It is composed of a fixed layer 144, an intermediate layer 145 having a thickness of 0.5 to 4 nm, a magnetization free layer 146, and a protective film 147 having a thickness of 0.5 to 10 nm as required.
[0246]
The gap layer 17 and the upper shield 18 are formed thereon. Although not shown, a recording unit is further formed thereon. The gap layer 17 is made of alumina or aluminum nitride having a thickness of 5 to 100 nm, and the upper shield 18 is made of NiFe, Co-based amorphous magnetic alloy, FeAlSi alloy or the like having a thickness of 0.5 to 3 μm.
[0247]
When a γ-Mn-based Mn-rich alloy such as IrMn, RhMn or RhRuMn or a face-centered tetragonal ordered alloy such as PtMn or NiMn is used as the antiferromagnetic layer 143, the underlayer 142 may be made of Cu, Ag, Pt, Au, Rh, Ir, Ni or the like or an alloy such as AuCu or CuCr containing them as a main component; Ni, Ni-based alloy, NiFe, NiFe-based alloy described in Japanese Patent Application No. 9-229736; , Ti or the like, or an hcp phase metal composed of an alloy containing them as a main component is preferable.
[0248]
When a Cr-based antiferromagnetic alloy film is used as the antiferromagnetic layer 143, the underlayer 142 may be the above-described underlayer, but may be composed of Cr, V, Fe, or the like composed of a bcc layer, or a material containing these as main components. An underlayer made of a suitable alloy is also suitable.
[0249]
The magnetization fixed layer 144 is formed of a three-layer film including two ferromagnetic layers B 1441 and 1443 of a ferromagnetic layer A that are antiferromagnetically coupled via a magnetic coupling layer 1442. Inserting a nonmetal such as oxygen or nitrogen between the ferromagnetic layer B and the antiferromagnetic layer 143 or between the ferromagnetic layer B and the antiferromagnetic film of the longitudinal bias film is preferable because a large resistance change can be obtained. . In this case, the thickness of the layer into which the nonmetal is inserted is preferably 0.2 to 2 nm. For example, a ferromagnetic layer A (or ferromagnetic layer B) / an oxide layer / a ferromagnetic layer B (or a ferromagnetic layer A) with an oxide layer interposed between the ferromagnetic layer A (or the ferromagnetic layer B) is preferable. .
[0250]
The magnetic coupling layer 1442 is made of a metal made of Ru, Rh, Ir, and Cr, particularly Ru having a large antiferromagnetic coupling function, Ru having an antiferromagnetic coupling function in a wide film thickness range, and antiferromagnetic coupling in a wide film thickness range. Cr which can obtain a function is preferable. As the film thickness of the magnetic coupling layer, any film thickness capable of exhibiting an antiferromagnetic coupling function as shown in the literature (Phy. Rev. Lett. 67. (1991) 3598) can be used.
[0251]
FIG. 21 shows the relationship between the Ru thickness after heat treatment and the degree of decrease in antiferromagnetic coupling when Ru is used for the magnetic coupling layer of the ferromagnetic layer of Co and the ferromagnetic layer of CoFe alloy. This is indicated by. Here, Mr / Ms = 1 indicates that the antiferromagnetic coupling completely disappears, and Mr / Ms = 0 indicates that the antiferromagnetic coupling is complete.
[0252]
As shown in FIG. 21, when Ru is used for the magnetic coupling layer, heat treatment for determining the magnetization direction of the magnetization fixed layer 144 and heat treatment at 250 to 300 ° C. which may be required in other head processes depending on the case. It is preferable that the thickness be more than 0.8 nm and not more than 0.8 nm, which does not cause deterioration in characteristics such as a magnetic coupling function due to mutual diffusion between the adjacent ferromagnetic layers B and A and the magnetic coupling layer. If the Ru layer has a thickness of 0.8 nm or less, it is necessary to pay attention to the deterioration of the antiferromagnetic coupling function due to mutual diffusion. On the other hand, if the Ru layer exceeds 1.2 nm, the antiferromagnetic coupling becomes difficult. When Cr is used for the magnetic coupling layer, the thickness is preferably more than 0.8 nm and not more than 1.5 nm for the same reason as when Ru is used. The ferromagnetic layers B and A are preferably made of Co or a Co-based alloy.
[0253]
The ferromagnetic layers B and A have Co_1-xWhen an Fe alloy (0 <x ≦ 0.5) is used, a large exchange coupling coefficient with the antiferromagnetic layer 143 made of a γ-Mn-based Mn-rich alloy such as IrMn, RhMn, and RhRuMn can be obtained. It is particularly preferable because diffusion with the ferromagnetic layers B and A can be prevented. When Co is used in place of the CoFe alloy, J is about 2/3, and as shown in FIG. 21, a film of a magnetic coupling layer that can maintain a stable magnetic coupling function even at a heat treatment of about 270 ° C. for about 1 hour. The thickness range becomes narrower than that of the CoFe alloy.
[0254]
The surface smoothness of the magnetic coupling layer is also important for maintaining the heat resistance of its antiferromagnetic coupling function.²If surface irregularities larger than the thickness of the magnetic coupling layer occur in a minute region in the film plane, the heat resistance of the antiferromagnetic coupling function deteriorates. Therefore, the size of the surface irregularities of the magnetic coupling layer is preferably equal to or less than the thickness of the magnetic coupling layer.
[0255]
Table 9 shows changes in the spin valve film surface resistance Rs, the sheet resistance change ΔRs, and the resistance change rate ΔR / R with respect to the film thickness of the ferromagnetic layers A and B. FIG. 22 shows a change in resistance value of the spin valve film with respect to a magnetic field.
[0256]
[Table 4]

From Table 9, it is preferable that the thicknesses of the ferromagnetic layers B and A are 1 to 5 nm in order to obtain a large rate of change in resistance. In particular, the thicknesses of 1 to 3 nm are suitable for the external magnetic field shown in FIG. This is particularly preferable because a large spin valve film surface resistance Rs can be obtained in addition to a stable magnetization pinned layer (a small decrease in resistance even when an external magnetic field of +600 Oe is applied), and the surface resistance change ΔRs can be satisfied. Here, the reproduction output is proportional to the product of the sense current and the resistance change, and the resistance change is proportional to the product of the resistance change rate and the sheet resistance of the spin valve film. Cannot obtain high output. That is, in order to obtain a high output, a high sheet resistance is required together with a high resistance change rate.
[0257]
FIG. 23 is a diagram showing a change in resistance due to a magnetic field when the thickness of the ferromagnetic layer A is fixed at 3 nm and the thickness of the ferromagnetic layer B is changed.
[0258]
As can be seen from FIG. 23, when the magnetic film thicknesses of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B are equal, the change in resistance due to the high magnetic field of +600 Oe is small. It is possible to realize a magnetization fixed layer that is extremely stable against an external magnetic field or the like at the time of forming heat treatment. In addition, the problem of magnetization reversal of the magnetization fixed layer due to ESD can be solved by returning the magnetization direction to a desired direction with a current from a circuit for compensating the fixed magnetization direction incorporated in the drive as described above.
[0259]
On the other hand, the following advantages can be obtained by making the magnetic film thicknesses of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B different. First, the operation of fixing the magnetization by heat treatment for making the magnetizations of the magnetization free layer and the magnetization fixed layer, which are the basic configuration of the spin valve, orthogonal to each other is facilitated. Second, the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B must be smaller than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A, as is apparent from Table 10 showing the relationship between the film thickness of the ferromagnetic layer B and the rate of change in resistance. Thereby, a higher resistance change rate can be obtained. Third, the magnetization reversal of the pinned layer hardly occurs due to the ESD, and a stable reproduction output is obtained up to the vicinity of the breakdown voltage. Here, the breakdown voltage is a voltage at which the spin valve element breaks down due to the voltage and the resistance of the spin valve element starts to increase.
[0260]
[Table 5]

For example, when Co, CoFe, and NiFe are used for the ferromagnetic layer A, the ferromagnetic layer B, and the magnetization free layer, respectively, and Cu is used for the nonmagnetic intermediate layer, the magnetic properties of the ferromagnetic layer B and the ferromagnetic layer A are changed. When the thickness ratio is set to 0.7 to 0.9 and the thickness of the ferromagnetic layer B is set to 2.5 nm, good ESD characteristics as shown in FIGS. 24 and 25 and Table 11 are obtained. be able to. FIGS. 24 and 25 show the resistance and output after applying a simulated ESD voltage based on the human body model to the spin valve element. FIG. 24 shows the case where the ferromagnetic layers A and B have the same magnetic film thickness. FIG. 25 shows a case where the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A is larger than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B. Table 11 shows the ESD characteristics by the test pattern for the spin valve element.
[0261]
[Table 6]

This is because when an ESD occurs, a magnetic field mainly including a current magnetic field is applied to the magnetization pinned layer more strongly to the ferromagnetic layer B than to the ferromagnetic layer A, but the ratio of the current magnetic field, H (current),_B/ H (current)_AIs the inverse ratio of the magnetic film thickness, (Ms · t)_A/ (Ms · t)_BAnd the amount of energy change between the magnetization of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B and the external magnetic field cancel each other, resulting in an energy change as a whole,
{(Ms ・ t) ・ H (current)}_A− {(Ms · t) H (current)}_B
Is small, and as a result, the magnetization of the magnetization fixed layer cannot be moved by the ESD current magnetic field.
[0262]
As shown in FIG. 23, the ferromagnetic layer A has a thickness of 3 nm and the ferromagnetic layer B has a thickness of 2 nm._B/ (Ms · t)_A= 0.67, both the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B have 3 nm higher than the case of FIG._UA*, And therefore the heat resistance of the pinned layer also decreases. When the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B is smaller than that of the ferromagnetic layer A, the direction of the bias magnetic field applied to the ferromagnetic layer B from the antiferromagnetic layer (ie, the magnetization of the ferromagnetic layer B) It is preferable to select the direction in which the sense current is applied so that a magnetic field from the sense current is applied in the same direction as that of the sense current. The reason is that when the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A is larger, the magnetic film thickness difference between the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B is equivalent to that of the conventional single-layer magnetization pinned layer spin valve film. The leakage magnetic field that is applied to the magnetization free layer disturbs the perpendicular arrangement of the magnetization between the magnetization free layer and the magnetization fixed layer, and lowering the reproduction output causes problems such as an increase in the vertical asymmetry of the reproduction waveform. 26, which shows the magnetization and the leakage magnetic field in the spin valve, can be canceled by flowing the sense current so that the magnetic field due to the sense current is applied in the same direction as the exchange bias magnetic field.
[0263]
It is preferable to use Cu, Au, or Ag alone or an alloy containing these as a main component for the nonmagnetic intermediate layer. The film thickness can be basically used as long as it is about 1 to 10 nm, which is a range in which the resistance change rate can be obtained. In particular, in the spin valve film of the present invention, the film thickness range of 1.5 nm to 2.5 nm is It is particularly preferable because a ferromagnetic coupling magnetic field generated between the pinned layer and the magnetization free layer can be suppressed to 15 Oe or less and a high rate of change in resistance can be obtained.
[0264]
For the magnetization free layer, a Co alloy such as Co, CoFe, CoNi, or CoFeNi, a NiFe alloy, or a laminated structure thereof, for example, a NiFe alloy with 0.3 to 1.5 nm thin Co on the intermediate layer side is used. The thickness of the magnetization free layer is preferably from 1 to 10 nm.
[0265]
Table 12 is a table showing the relationship between the thickness of the magnetization free layer and the resistance change rate ΔR / R, with the thickness of the magnetization fixed layer (magnetization fixed layer) being fixed at 2.5 nm. As shown in Table 10, in the present invention, the thickness of the magnetization free layer is particularly preferably 2 to 5 nm in order to obtain a high resistance change rate.
[0266]
[Table 7]

Table 13 is a table showing the relationship between the thickness of the ferromagnetic layer A of the pinned layer and the rate of change in resistance ΔR / R, with the thickness of the magnetization free layer being fixed at 4 nm. As shown in Table 11, between the thickness t (F) of the magnetization free layer of 2 to 5 nm and the thickness t (P) of the ferromagnetic layer A,
−0.33 ≦ {t (F) −t (P)} / t (F) ≦ 0.67
It is preferable to have the following relationship in order to obtain a high resistance change rate.
[0267]
[Table 8]

For the protective film, a metal such as Ta, Nb, Zr, Cr, Hf, Ti, Mo, W, or an alloy thereof, or an oxide or nitride of the metal is used. In particular, in the case of oxides and nitrides, a high-resistance protective film such as a NiFe oxide, aluminum nitride, or tantalum oxide is preferable to obtain a high resistance change rate. The film thickness is preferably as small as 0.3 to 4 nm, for example, since the removal of the protective film by etching becomes easy when forming the electrodes and the vertical bias layers described later. In addition, a single layer or a laminate of a noble metal such as Ag, Au, Ru, Ir, Cu, Pt, Pd, and Re is used. For example, in the case of a CoFe magnetization free layer, Cu / Ru, Cu, Au, and Cu alloy are used. For example, in the case of a NiFe magnetization free layer, Ag, Ru, Ru / Ag, Ru / Cu, Cu, etc. may be used for the protective film. A high-resistance protective film such as Ta may be further formed on the oxide, nitride, or noble metal protective film.
[0268]
The magnetization of the magnetization fixed layer and the magnetization of the magnetization free layer can be orthogonalized by the following method. That is, when the antiferromagnetic layer 143 is a γ-Mn-based Mn-rich alloy such as IrMn, RhMn, or RhRuMn, when forming the spin valve, the film up to the magnetic coupling layer 1442 is formed by the spin valve element. After performing in a magnetic field applied in the width direction, that is, the height direction, heat treatment is performed to align the direction of the exchange coupling bias magnetic field of the antiferromagnetic layer 143 in one direction. The heat treatment for aligning the exchange coupling bias magnetic field direction of the antiferromagnetic layer 143 in one direction may be performed immediately after the formation of the ferromagnetic layer B. However, since the magnetic coupling layer such as Ru is more resistant to oxidation, It is preferable to form the film up to the coupling layer 1442. This heat treatment is preferably performed in a vacuum at a temperature higher than Tb for a short time, preferably for a short time of not more than 10 minutes, in a magnetic field that completely saturates the ferromagnetic layer B without causing leakage after film formation. . For example, in the case of IrMn with Tb of 300 ° C., the heat treatment is performed at 350 ° C. for about 1 minute.
[0269]
Next, a magnetic field is applied in the track width direction of the spin valve element at least during the formation of the magnetic free layer without causing leakage, and the subsequent spin valve element is formed. The same applies to the case where the antiferromagnetic layer 143 is an ordered alloy of PtMn or NiMn. However, unlike the γ-Mn antiferromagnetic layer, it is not always necessary to form the film up to the ferromagnetic layer B in a magnetic field. Instead, it is necessary to perform the subsequent heat treatment at a high temperature of 200 ° C. or higher, preferably 270 to 350 ° C., for several hours, preferably 1 to 20 hours. After the heat treatment, a magnetic field is similarly applied during the formation of the magnetization free layer, and the subsequent spin valve film formation is performed.
[0270]
In addition, any of the antiferromagnetic layers may be subjected to the heat treatment during the spin valve film formation after the spin valve film formation. In that case, it is preferable to apply a magnetic field exceeding the coupling magnetic field of the magnetic coupling layer 1442 to completely saturate the magnetizations of the ferromagnetic layers A and B in the same direction (height direction) and perform the heat treatment. For example, when the ferromagnetic layer B / magnetic coupling layer / ferromagnetic layer A is CoFe2 nm / Ru0.9 nm / CoFe2 nm, the coupling magnetic field of Ru is about 6 kOe, so the magnetic field applied during the heat treatment is preferably 7 kOe or more. In order to reduce the magnetic field applied during the heat treatment, it is preferable to perform the heat treatment before processing the spin valve film into an element shape. After processing, a stronger magnetic field is required to saturate the ferromagnetic layers A and B due to the demagnetizing field due to the element shape.
[0271]
By the above method, the magnetization of the magnetization fixed layer 144 is fixed in a desired direction. However, when the above heat treatment is strong, the axis of easy magnetization of the magnetization free layer 146 or the lower shield 11 is oriented in the height direction of the spin valve element similarly to the magnetization fixed layer, and is perpendicular to the magnetization of the magnetization fixed layer. Becomes difficult. In order to direct the easy axis of magnetization of the magnetization free layer and the lower shield in the track width direction, in the resist curing step in the recording head, a minimum magnetic field required for the shield and the magnetization free layer to be saturated in the track width direction, for example, about 100 to 300 Oe is used. In addition, it is preferable to stabilize the axis of easy magnetization of the shield and the magnetization free layer in the track width direction. Further, it is preferable that the easy axis of the lower shield is stabilized in the track width direction by a heat treatment before the spin valve film formation.
[0272]
In the device structure of the abutment type shown in FIG. 17, that is, the device structure in which the track width end of the magnetization free layer is removed and the vertical bias layer is formed there, a hard magnetic film such as Cr or FrCo is formed in the vertical bias layer. For example, CoPt or CoPtCr formed on an underlayer such as, or a ferromagnetic layer 151 and an antiferromagnetic layer 152 are sequentially stacked to form a hard ferromagnetic layer. The antiferromagnetic layer 152 may be formed first, and then the ferromagnetic layer 151 may be formed. In order to obtain a steep reproduction sensitivity profile at the track width end corresponding to a future narrow track, the exchange coupling bias was applied to the longitudinally biased ferromagnetic layer, that is, the hard magnetic layer or the antiferromagnetic film with respect to the magnetization free layer. Magnetic film thickness ratio of ferromagnetic layer, (Ms · t)_LB/ (Ms · t)_FIs preferably set to 2 or less. When the thickness of the magnetization free layer is reduced to 2 to 5 nm or a magnetic film thickness of about 3 to 6 nm T, (Ms · t)_LB/ (Ms · t)_FIs set to 2 or less, the vertical bias ferromagnetic layer also becomes very thin, for example, the magnetic film thickness becomes 12 nmT or less.
[0273]
However, in general, when the thickness of the hard magnetic film is reduced to about 10 nm, it is difficult to obtain a high coercive force. For example, a CoPt hard magnetic film having Ms of 1T has a high coercive force of 2000 Oe at a thickness of 20 nm, but decreases to 800 Oe at 10 nm. On the other hand, in the vertical bias layer of the ferromagnetic film / antiferromagnetic film type, as the ferromagnetic film 151 becomes thinner, the exchange bias magnetic field increases and the fixation becomes stronger. For example, in a vertical bias layer in which NiFe having Ms of 1T and IrMn having a thickness of 7 nm are stacked, the coercive force increases from 80 Oe at a thickness of 20 nm to 160 Oe at a thickness of 10 nm. This 160 Oe is a value that has a track record with a conventional MR head. Therefore, in a region where the thickness of the magnetization free layer is extremely thin, for example, in a region where the thickness is 5 nm or less, it is desirable to use a ferromagnetic film / antiferromagnetic film type vertical bias layer.
[0274]
Furthermore, in the longitudinal bias layer of the ferromagnetic film 151 / antiferromagnetic film 152, the saturation magnetization of the ferromagnetic film 151 is almost equal to or larger than the saturation magnetization of the magnetization free layer. It is preferable to sufficiently remove Hausen noise. That is, the ferromagnetic film 151 may be a NiFe alloy, but is more preferably a NiFeCo alloy, a CoFe alloy, Co, or the like having a higher saturation magnetization. When a film having a small saturation magnetization is used as the ferromagnetic film 151 and the film thickness is increased to increase the leakage magnetic field to remove Barkhausen noise, the reproduction output is reduced particularly when the track width is narrow.
[0275]
Although FIG. 17 shows the case where the vertical bias layer is formed without removing the entire spin valve film, the underlying layer 141 may be removed by etching. However, in order to maintain good crystallinity of the ferromagnetic layer, it is preferable to use the effect of improving the crystallinity while leaving at least the underlayer 142 as the etching depth before forming the vertical bias layer. From the viewpoint of controlling the film thickness, it is preferable to slightly etch the thicker antiferromagnetic layer 143 to weaken the exchanged baiser to obtain a vertical bias layer having good hard film characteristics. The etching may be completed halfway through the non-magnetic intermediate layer, and a vertical bias layer composed of the ferromagnetic film 151 and the antiferromagnetic film 152 may be provided thereon. In order to improve the crystallinity or to weaken the magnetic coupling between the magnetization fixed layer or the antiferromagnetic layer 143 and the longitudinal bias layer, a very thin underlayer is formed under the ferromagnetic film 151 similarly to the underlayer 143. 153 may be provided. In order to minimize the reduction in the magnetic coupling between the magnetization free layer and the longitudinal bias layer, the thickness of the underlayer 153 is preferably 10 nm or less.
[0276]
Also in the case of using a hard magnetic film, it is preferable that the saturation magnetization of the magnetization free layer and the saturation magnetization of the hard magnetic film be made uniform. However, it is usually difficult to produce a hard magnetic film having a high saturation magnetization comparable to a high saturation magnetization free layer such as CoFe. Therefore, a method in which a film having a high saturation magnetization such as FeCo is used as an underlayer of the hard magnetic film and the balance with the saturation magnetization with the magnetization free layer is maintained is suitable for removing the Hulkhausen noise with a small longitudinal bias magnetic field.
[0277]
As the antiferromagnetic film 152, an antiferromagnetic material similar to that used for the spin valve film can be used. However, the exchange bias magnetic field of the antiferromagnetic layer of the spin valve needs to be orthogonal to the height direction, and the exchange bias magnetic field of the antiferromagnetic film 152 of the vertical bias layer needs to be orthogonal to the track width direction. Thus, for example, the blocking bias temperature Tb of the two is made different, the exchange bias magnetic field direction of the antiferromagnetic layer having a high Tb is first specified by heat treatment, and then a lower temperature is applied to the antiferromagnetic film having a lower Tb. Is performed to set the exchange bias magnetic field direction of the antiferromagnetic film having a low Tb while keeping the exchange bias direction of the high Tb antiferromagnetic layer stable, so that the mutual exchange bias magnetic fields are made orthogonal to each other. be able to.
[0278]
Specifically, the antiferromagnetic film 152 is treated with Ht by heat treatment such as PtMn or PdPtMn._UAThe magnetic pinned layer may be heat-treated at a stable temperature, such as RhMn, IrMn, RhRuMn, or FeMn having a Tb of 200 to 300 ° C. When an antiferromagnetic material having a higher Tb, that is, IrMn, PtMn, PtPdMn, or the like is used, the antiferromagnetic film 152 can be formed without disturbing the magnetization fixed layer magnetization direction of the spin valve film in the above-described resist curing heat treatment step. The exchange bias direction can be defined in the track width direction. That is, by utilizing the characteristic that the pin magnetization is rapidly stabilized below the blocking temperature, which is a feature of the present invention, the blocking temperature difference between the two antiferromagnetic films is obtained. The bias and the magnetization of the pinned layer can be satisfactorily orthogonalized. If IrMn, FeMn, RhMn, RhRuMn, CrMnPt, CrMn, or the like, which can apply an exchange bias magnetic field by forming a film in a magnetic field, is used for the antiferromagnetic film 152, no heat treatment is required. The direction of the bias magnetic field is not disturbed, and the longitudinal bias direction and the magnetization direction of the magnetization fixed layer can be made orthogonal to each other regardless of what antiferromagnetic layer is used for the antiferromagnetic layer 143 of the spin valve film. .
[0279]
On the other hand, as shown in FIG. 27, even in a structure in which only the protective film 147 at the end of the track width of the magnetization free layer is removed by etching and an antiferromagnetic film is exchange-coupled and laminated thereon, a longitudinal bias is applied to the magnetization free layer. Can be added. The longitudinal bias layer 15 is preferably provided with a buffer layer 1511 for strengthening exchange coupling between the antiferromagnetic layer 152 and its underlying magnetic free layer. This buffer layer 1511 is preferably a ferromagnetic layer made of Fe, Co, Ni or the like. The definition of the magnetization direction of the longitudinal bias is the same as in the case of the longitudinal bias of the ferromagnetic layer 151 / antiferromagnetic layer 152. The longitudinal bias method using the antiferromagnetic layer has an advantage that Barkhausen noise can be suppressed without generating an extra longitudinal bias magnetic field unlike the hard magnetic film method and causing a decrease in sensitivity of the head.
[0280]
(Embodiment 3)
FIG. 28 shows a third embodiment of the present invention. FIG. 28 differs from FIG. 21 in the structure of the spin valve film. In FIG. 27, the spin valve film 14 formed on the lower gap 12 has a nonmagnetic underlayer 141 of 1 to 10 nm in thickness such as Ta, Nb, Zr, or Hf, and a thickness of 0.5 to 5 nm as required. Second underlayer 142, magnetization free layer 146, intermediate layer 145 having a thickness of 0.5 to 4 nm, magnetization fixed layer 144, antiferromagnetic layer 143, and protective film having a thickness of 0.5 to 10 nm as necessary. 147. Here, the magnetization free layer (free layer) 146, the intermediate layer 145, the magnetization fixed layer 144, and the antiferromagnetic layer 143 have the same configuration as in the second embodiment.
[0281]
If the underlayer 142 is made of Au, Cu, Ru, Cr, Ni, Ag, Pt, or Rh, or an alloy containing these as a main component, the resistance change rate can be increased particularly when a CoFe alloy is used for the magnetization free layer. Can be improved in heat resistance.
[0282]
27, the same pair of vertical bias layers 15 and pair of electrodes 16 as in FIG. 21 constitute the spin valve element 13 together with the spin valve 14. Further, an upper gap layer 17 and an upper shield 18 are formed thereon similarly to FIG.
[0283]
(Embodiment 4)
FIG. 29 shows still another embodiment of the present invention, and shows an example in which the present invention is applied to a dual type spin valve structure.
[0284]
29, a pair of vertical bias layers 15, a pair of electrodes 16, and a vertical bias layer 15 are provided on the lower shield 11 and the lower gap 12, as in the case of FIG. 21 of the second embodiment and FIG. 27 of the third embodiment. A spin valve element 13 composed of a spin valve film 14 is formed, and an upper gap 17 and an upper shield 18 are formed thereon. However, the distance between the electrodes 16 and the configuration of the spin valve film 14 are different from those in FIGS.
[0285]
The spin valve film 14 includes a nonmagnetic underlayer 141 having a thickness of 1 to 10 nm such as Ta, Nb, Zr, and Hf, a second underlayer 142 having a thickness of 0.5 to 5 nm as needed, and an antiferromagnetic layer. 143, a magnetization fixed layer 144, an intermediate layer 145 having a thickness of 0.5 to 4 nm, a magnetization free layer 146, a second intermediate layer 148 having a thickness of 0.5 to 4 nm, a second magnetization fixed layer 149, a second The antiferromagnetic layer 150 includes a protective film 147 having a thickness of 0.5 to 10 nm as required.
[0286]
As at least one of the magnetization fixed layer 144 and the magnetization fixed layer 149, the same laminated magnetization fixed layer including the ferromagnetic layer A, the magnetic coupling layer, and the ferromagnetic layer B as in FIG. Further, 1) a combination of a SyAF magnetization fixed layer for the magnetization fixed layer 149 and a combination of a conventional single-layer magnetization fixed layer for the magnetization fixed layer 144, and 2) conversely, a SyAF magnetization fixed layer and a magnetization fixed layer 149 for the magnetization fixed layer 144. Can be a combination of a conventional single-layer magnetization fixed layer, or 3) a combination of a SyAF magnetization fixed layer for both the magnetization fixed layer 149 and the magnetization fixed layer 144.
[0287]
The vertical bias layer 15 has a so-called abut junction type element structure. The vertical bias layer 15 similar to that shown in FIGS. 17, 27 and 28 is lifted off, that is, the track width of the spin valve film is increased by using a photoresist as a mask. After the edges are removed by etching, when the vertical bias layer 15 is formed by a method such as sputtering, vapor deposition, or ion beam deposition, at least the conductor layer of the spin valve film 14 is removed by etching the spin valve film 14. It is preferable to perform it in a scrubbing manner. For example, when the antiferromagnetic layer 143 is a γ-Mn alloy such as IrMn, it is preferable that at least a part of the antiferromagnetic layer 143 is left.
[0288]
If the conductor portion is left at the end of the track width, the contact resistance of the abut junction is reduced, so that a low-resistance spin valve element 13 can be easily realized, and a head resistant to static electricity can be realized. Of course, the vertical bias layer may be formed by etching and removing the entire spin valve film at the end of the track width.
[0289]
The electrode 16 may be lift-off formed together with the vertical bias layer, but in this case, the interval between the electrodes and the interval between the vertical bias layers substantially match. Alternatively, a so-called lead overlay structure in which the electrode formation is separated from the vertical bias layer formation and the electrode spacing is made smaller than the vertical bias layer spacing may be employed. With a read overlay structure, especially when a hard magnetic layer is used for the vertical bias layer, the effect of the leakage magnetic field from the hard magnetic layer is confined to the vicinity of the track width edge where the electrode and the spin valve film are stacked. Thus, there is an advantage that the sensitivity profile in the track width direction of the reproduction track width defined between the electrodes can be sharply defined with high accuracy. In particular, in high-density recording where the reproduction track width is submicron, the advantage becomes clearer than in the conventional method. This lead overlay structure can of course be applied to the embodiments shown in FIGS.
[0290]
(Embodiment 5)
FIG. 30 shows still another embodiment of the present invention. Similar to the second embodiment shown in FIG. 21, a lower shield and a lower cap (not shown) are formed on a substrate (not shown), and a spin valve film 13 is further formed thereon, and Although not shown, an upper cap, an upper shield, and a recording section are formed. A pair of vertical bias layers 15 and electrodes 16 are formed at both ends of the track width of the spin valve film 13. As an example, a case where a stacked body including the underlayer 153, the ferromagnetic film 151, and the antiferromagnetic film 152 is used as the vertical bias layer has been described. Naturally, a hard magnetic film such as CoPt can be used for the vertical bias layer.
[0291]
The electrode 16 is formed using a material containing at least a low resistance metal such as Ta / Au / Ta, the electrode interval LD is formed narrower than the vertical bias layer interval HMD, and the spin valve film 13 and the electrode 16 are located near both ends of the track width. And has a surface contact area. The vertical bias layer and the electrode are usually formed by lift-off, but may be formed by an ion milling method, a reactive ion etching method, or the like. Although the process steps become complicated, the drive process is particularly suitable for forming electrodes with high precision.
[0292]
In the region of the spin valve film 13 immediately below the electrode 16 where the vertical bias layer 15 does not exist, if the resistance value of the electrode is sufficiently smaller than the resistance value of the spin valve film, for example, 1/10 or less, the spin valve is further increased. When the magnetization of the magnetization free layer 146 of the film is substantially defined in the track width direction when the medium magnetic field is substantially zero, the reproduction sensitivity is greatly reduced in a portion other than between the electrodes such as immediately below the electrodes of the spin valve film. Therefore, the reproduction track width can be defined by the electrode interval LD, and a steep reproduction sensitivity distribution at the track width end can be realized.
[0293]
Further, since the surface contact area between the spin valve film 13 and the electrode 16 can be made sufficiently large as compared with the normal abut junction method, the contact resistance between the electrode and the spin valve can be controlled to be sufficiently small. As a result, a low-resistance spin valve element can be obtained. It is possible to realize a magnetoresistive head having low noise and strong resistance to ESD.
[0294]
Here, in order to further reduce the reproduction track width in order to increase the recording density in the future, it is necessary to narrow the electrode gap LD. On the other hand, if the distance between the electrodes becomes extremely narrow, it becomes difficult to further reduce the width of the element, that is, the height. Therefore, it is preferable to make the HD larger than the LD in order to manufacture the head with high yield. Specifically, in order to maintain a good yield during mass production of the head, the height for determining the dimensions by machining needs to be about 0.5 μm or more, and when the reproduction track width is reduced to 0.5 μm or less. It is preferable to set HD to be larger than LD. However, in that case, the following problem occurs.
[0295]
The first problem is that the reproduction output is reduced because the resistance of the spin valve film region for reproduction is reduced. This problem has been avoided by increasing the sheet resistance of the spin valve film. In a normal SyAF pinned layer, it was difficult to obtain a high sheet resistance because the pinned layer thickness was thicker than that of a conventional single-layer magnetized pinned layer. By controlling the total thickness of the nonmagnetic intermediate layer and the magnetization free layer to a thickness of 14 nm or less, a high sheet resistance of 16Ω or more and a high resistance change of 8% or more can be compatible.
[0296]
[Table 9]

[0297]
[Table 10]

[0298]
In order to realize a high rate of change in resistance using such an ultra-thin spin valve film, 1) CoFe, CoNi, CoFeNi in which the fcc phase is stable is provided in the ferromagnetic layers A and B of the magnetization fixed layers. 2) Co, CoFe, CoNi, CoFeNi alloy should be used in the magnetization free layer at least in the vicinity of the interface with the intermediate nonmagnetic layer. 3) PtMn, PtPdMn, IrMn, RhMn for the antiferromagnetic film. It is preferable to use an antiferromagnetic layer containing a noble metal element such as RhRuMn.
[0299]
A second problem in setting HD to be larger than LD is generation of Barkhausen noise. In the conventional abut junction type spin valve element in which the interval HMD between the electrode and the vertical bias film is almost the same, the HMD becomes smaller than the HD, and the shape of the magnetization free layer becomes a rectangular shape having a longer HD direction. The magnetization of the magnetization free layer is easily oriented in the height direction where the magnetic field is weak, and as a result, Barkhausen noise is generated. On the other hand, in the present invention, since the shape of the spin valve film is larger in the HMD than in the HD and longer in the track width direction, the magnetization of the magnetization free layer is not easily oriented in the height direction, so that Barkhausen noise is eliminated. Is easy, and in this regard, the head can be manufactured with high yield.
[0300]
As specific examples, 1) HD = 0.5 μm, LD = 0.45 μm, HMD = 1.3 μm, 2) HD = 0.4 μm, LD = 0.35 μm, HMD = 0.8 μm, etc., the effects of the present invention can be obtained. It is fully demonstrated.
[0301]
Although FIG. 29 shows the case where the magnetization fixed layer is arranged between the magnetization free layer and the substrate, the same can be applied to the case where the magnetization free layer exists between the substrate and the magnetization fixed layer.
[0302]
(Embodiment 6)
FIG. 31 shows still another embodiment of the present invention. A substrate, a lower shield, and a lower gap (not shown) are formed, and a pair of vertical bias layers 15 are formed thereon by a lift-off method or a dry process such as ion milling or reactive ion etching. In FIG. 29, as an example of a vertical bias layer, an underlayer 153 suitable for an antiferromagnetic layer similar to that shown in Embodiment 2, an antiferromagnetic film 152 of IrMn, RhMn, CrMn, or the like, CoFe, NiFe, Co, etc. Although the case where the vertical bias layer is formed of the ferromagnetic film 151 described above is shown, other vertical bias layers shown in the second embodiment can be applied.
[0303]
A spin valve film 13 is formed thereon. The spin valve film 13 includes a magnetization free layer 143 disposed on the substrate side of the fixed magnetization layer to effectively apply a bias magnetic field from the vertical bias layer to the magnetization free layer 143, and forms the vertical bias layer 15 and the magnetization free layer 143. More preferably. The thickness of the underlayers 141 and 142 of the magnetization free layer 143 is preferably 10 nm in order to effectively apply a bias magnetic field from the longitudinal bias layer to the magnetization free layer. Further, it is preferable to minimize the surface contact region between the spin valve film 13 and the vertical bias 15 from the viewpoint of suppressing Barkhausen noise.
[0304]
A pair of electrodes 16 are formed on the spin valve 13 by a lift-off method, an ion milling method, or a reactive ion etching method. Although not shown, an upper gap, an upper shield, and a recording section are further formed thereon.
[0305]
Further, as described in the fifth embodiment, by setting HD to be larger than LD and smaller than HMD, it is possible to manufacture with a high yield without a reproducing head suitable for a narrow track width. Further, by setting the total thickness of the magnetization fixed layer, the non-magnetic intermediate layer, and the magnetization free layer to 14 nm or less, the resistance value of the spin valve film 13 is increased, the reproduction output is increased, and a highly sensitive magnetoresistive head is obtained. Can be.
[0306]
(Embodiment 7: Realization of heat resistance, mirror reflection effect and low magnetostriction)
Next, a seventh embodiment of the present invention will be described from the viewpoint of “realization of heat resistance, mirror reflection effect, and low magnetostriction”.
[0307]
First, before introducing a specific example of the present embodiment, a problem that the inventor has recognized in a process leading to the present embodiment will be described.
[0308]
In putting a high-performance spin valve film (hereinafter, referred to as an SV film) into practical use, the problems recognized by the present inventors can be broadly classified as follows.
[0309]
(1) Heat resistance is poor (particularly for initial process annealing).
[0310]
(2) The MR ratio is insufficient for further improving the reproduction sensitivity.
[0311]
(3) When the magneto-sensitive layer is composed of a single CoFe alloy layer that provides a relatively large MR ratio, magnetostriction cannot be controlled, and good soft magnetic characteristics cannot be obtained.
[0312]
The problems of these SV films will be described in detail below.
[0313]
(1) Heat resistance
As a general configuration of the magneto-sensitive layer of the SV film, NiFe (several nm) / Co (about 1 nm) and NiFe (several nm) / CoFe (about 1 nm) are known. As an SV film structure using such a magneto-sensitive layer,
(A) Ta (5 nm) / NiFe (10 nm) / Co (1 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm)
(B) Ta (5 nm) / Cu (2 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm)
And the like.
[0314]
In the SV film as described above, the process annealing of about 250 ° C. × 4H causes about 20% or more of MR deterioration in relative ratio to the MR value at the time of as-depo. For example, in the SV film of (a), the MR change rate at the time of as-depo is 6.4%, and after annealing at 250 ° C. × 3H, it is 4.7%, which is a deterioration of 20% or more relative to the as-depo time. I will. This annealing step is an essential step in head fabrication. Also, in the SV film of (b) in which NiFe is not used as the magnetosensitive layer, the MR change rate at the time of as-depo is 8.1%, but after annealing at 250 ° C. × 3H, 6.5. % And about 20% deterioration as compared with at the time of as-depo. A method of improving such deterioration of the MR ratio without sacrificing the magnetic characteristics, that is, a measure for improving heat resistance has not been found so far.
[0315]
For a magnetic head for high density, an SV film having a higher MR ratio is desired. However, as described above, the SV film obtained to date has an MR film obtained at the time of as-depo. The rate of change is remarkably reduced in a thermal process that is essential for the head manufacturing process. This is a problem that must be solved when developing an MR head adapted to a recording density of 10 Gdpsi or more.
[0316]
(2) Improvement of MR ratio by using reflection effect
In order to achieve a high MR ratio, the MR ratio obtained during the as-depo shown in (1) should be maintained after the thermal process, and the absolute value of the MR ratio should be determined. It is also important how to realize a film that can obtain a good MR change rate after a thermal process even if a full potential MR change rate is not obtained at the time of as-depo. is there.
[0317]
In the GMR effect, in a range shorter than the mean free path of electrons, as the number of layers of the magnetic layer / non-magnetic layer increases, the number of times of spin-dependent scattering increases, and the MR change rate increases. However, in the structure of the GMR film actually used in the head, such as the SV film structure, since there are only units such as the magnetization fixed layer / non-magnetic intermediate layer / magnetic free layer, it is generally shorter than the mean free path. It has a thickness, which impairs the MR change rate.
[0318]
As a structure in which the number of layers is increased to improve this as much as possible, a dual spin valve film (or a symmetry-spin valve film (hereinafter, D-SV )) Is known. Although this is one measure, at this stage, it has not yet solved all practical problems. For example, in a D-SV film in which the non-magnetic intermediate layer serves as a base for the free layer, the soft magnetic characteristics of the free layer, for example, the demagnetizing field H_kAnd magnetostriction λ are difficult to satisfy. Further, when two upper and lower pinned layers are used, it is desirable that the two antiferromagnetic films for fixing the magnetizations of the two layers have the same blocking temperature, but in practice, the antiferromagnetic layer located on the lower side is used. It is difficult to equalize the characteristics of the film and the antiferromagnetic film located on the upper layer side via the non-magnetic intermediate layer and the magneto-sensitive layer. Therefore, the D-SV film has a preferable configuration from the viewpoint of MR ratio, but has many problems from the viewpoint of practicality.
[0319]
Therefore, the mirror reflection effect is being studied as one means for improving the characteristics of an SV film having a general structure in which an antiferromagnetic film is currently in practical use and has a single layer. This is because a reflective film is disposed on one side or both the upper and lower sides of the basic unit of the GMR film of the magnetic layer / non-magnetic intermediate layer / magnetic layer so that electrons are elastically reflected, and the mean free path in the basic unit of the GMR film is reduced. To make it longer.
[0320]
In the past, since the upper and lower layers of the basic unit of the GMR film were inelastically scattered, electrons could not move by the distance of the mean free path, which should have originally, and the spin dependence was larger than the thickness of the basic unit of the GMR film. Since it cannot be scattered, the MR change rate is impaired. If an ideal upper and lower reflective film is used, the GMR basic unit becomes apparently equivalent to an infinite artificial lattice, and can be subjected to spin-dependent scattering by the mean free path that should be able to move. As a result, the MR ratio is improved. As described above, the reflection films themselves outside the magnetic layers located above and below the nonmagnetic intermediate layer exhibit a sufficient effect in spin-independent reflection, even if they are not spin-dependent reflection films.
[0321]
The effects described above are not limited to a general SV film structure, but are also effective in a D-SV film. However, an artificial lattice having an infinite number of layers, which originally has a large number of layers and undergoes spin-dependent scattering for the original mean free path, has no effect of the reflection film. As described above, the effect is larger as the SV film structure has a smaller number of layers.
[0322]
Conventionally, several structures as shown below have been proposed as SV films that positively utilize the above-described specular reflection effect.
[0323]
(C) Si substrate / NiO (50 nm) / Co (2.5 nm) / Cu (1.8 nm) / Co (4 nm) / Cu (1.8 nm) / Co (2.5 nm) / NiO (50 nm)
(D) Si substrate / NiO (50 nm) / Co (2.5 nm) / Cu (2 nm) / Co (3 nm) / Au (0.4 nm)
(Ref. JR Jody et. Al., IEEE Mag. 33 No. 5.3580 (1997)).
(E) MgO substrate / Pt (10 nm) / Cu (5 nm) / NiFe (5 nm) / Cu (2.8 nm) / Co (5 nm) / Cu (1.2 nm) / Ag (3 nm)
(Ref. Yasuhiro Kawabun et al., Abstracts of JSME 1997 Spring Meeting p142)
(F) Si substrate / Si₃N₄(200 nm) / Bi₂O₃(20 nm) / Au (4 nm) / NiFe (4 nm) / Cu (3.5 nm) / CoFe (4 nm)
(Ref. D. Wang et al., IEEE Mag 32 No. 5.4278 (1996)).
In the above-described SV film structure, the underlined portions are considered to be specular reflection films.
[0324]
In the SV film of the above (c), both upper and lower layers use a mirror reflection film made of an oxide. Even if it is simply considered, it is considered that the use of an insulating oxide having a higher potential barrier than a metal has a large specular reflection effect in order to cause reflection of electron waves. Further, since the NiO film is not only an oxide reflection film but also an antiferromagnetic film, it also plays a role of fixing the magnetization of the magnetic layer in contact with NiO. Although the above configuration is a D-SV film, it is considered that one-sided specular reflection can be obtained even with a single antiferromagnetic film structure such as a normal SV film or an inverted SV film. However, such films have several disadvantages and are not practical at this stage.
[0325]
First, NiO has low exchange coupling force and is low in practicality. With a weak coupling magnetic field, the magnetization direction of the magnetization fixed layer becomes unstable due to the leakage magnetic field from the recording medium, and the output may fluctuate. Further, when an oxide layer is used as the upper layer, the contact resistance with the lead electrode increases regardless of whether NiO or another oxide is used as the cap layer. An increase in the contact resistance is not desirable because it tends to cause an ESD (electrostatic discharge). Furthermore, it has been found that when CoFe is used for the magnetosensitive layer, good soft magnetism cannot be realized unless CoFe is oriented in fcc (111). When the magneto-sensitive layer is located at the lower layer, using an oxide layer as an underlayer of the magneto-sensitive layer causes CoFe to lose the buffer layer having the fcc (111) orientation, which makes it difficult to achieve compatibility with soft magnetic characteristics. Become.
[0326]
Further, in the SV film of (d), a reflective film and an antiferromagnetic film of NiO are used as a base layer, and an Au layer on the film surface is a reflective film. Similarly, in the SV film of (e), the Ag film on the film surface is a reflection film, and a specular reflection effect is obtained by utilizing a potential difference between the Ag film and the film surface. It is not clear why the noble metal film such as Au or Ag is effective as a reflective film on the film surface, but one reason is that the surface diffusion on the film surface is a transition metal It is described that because noble metal is more likely to occur, the flatness is higher on the surface of the noble metal film, and the reflection effect is easily brought out.
[0327]
The reflection film using the metal film as described above on the film surface is advantageous in that the contact resistance with the lead electrode, which was a problem in the oxide reflection film, can be reduced. However, when the specular reflection effect on the surface of a noble metal film such as Au or Ag is used, the effect is likely to be lost in an actual device. That is, in the actual MR element or MR head, the surface of the SV film is rarely exposed as it is, and it is usual that some film is laminated on the SV film.
[0328]
For example, in a shield type MR head, an upper magnetic gap film made of alumina or the like is laminated on the SV film. As described in the document (d), the specular reflection effect is greatly affected by the state at the surface or interface. If another film is laminated on the film that originally used the reflection effect on the film surface, the reflection effect naturally changes. Thus, the film structure in which the MR characteristics fluctuate due to the film laminated on the SV film has a problem in practical use.
[0329]
Actually, it is reported that the reflection effect is lost when a Ta film, which is usually used as a protective film, is laminated on the Au film surface of the SV film of (d). As described above, the SV film using the specular reflection effect on the film surface is not a practical SV film because the effect varies when an actual device structure is assumed.
[0330]
As for the SV film of (f), the Au film is used as a specular reflection film as in (d), but this is not a reflection effect on the film surface but a mirror reflection effect at a film interface between metal films. Things. Here, it is known that if an Au film is formed directly on a substrate without an appropriate underlayer, island growth is likely to occur. In order to suppress this, the SV film of FIG. The surface of the Au film is made as flat as possible, and the interface with NiFe laminated thereon is sharpened.
[0331]
However, the underlayer of (f) is not a practical method. That is, the Au film is replaced with Bi.₂O₃A film having a thickness of 20 nm is formed by utilizing the fact that a good reflection effect can be obtained when the film is formed on the film and annealed at 350 ° C.₂O₃Using film as base
(Ref. CR Tellier and AJ Tosser. Size Elects in Thin Films, Chapter I. Elsevier, 1982, LI Maissel et al. ).
[0332]
Further, Si₂O₃200 nm thick Si as the base of the film₃N₄A membrane is used. In other words, a base film having a total thickness of 220 nm is used as a base of the Au film, and an annealing process is performed at a high temperature of 350 ° C. The film thickness of 220 nm is not only disadvantageous in view of the fact that the gap becomes smaller and smaller as the density becomes higher in the future, and the practicality is extremely low. Further, heat treatment at a high temperature of 350 ° C. causes interface diffusion at the interface between the magnetic layer and the non-magnetic intermediate layer that causes spin-dependent scattering which is fundamental for the GMR film, and the MR ratio is significantly deteriorated. This temperature is a temperature at which interface diffusion occurs even in an SV film using a Co (CoFe) / Cu / Co (CoFe) laminated film having excellent heat resistance.
[0333]
(3) Magnetostriction control of CoFe
When the CoFe layer is used as the magneto-sensitive layer, it has been found that the CoFe layer can be oriented to fcc (111) by applying an underlayer oriented to fcc (111), thereby improving the soft magnetic characteristics. Have been. Here, a Cu layer or an Au layer is used as the fcc (111) -oriented underlayer. However, the present inventors have found that magnetostriction, which is another important factor of soft magnetic characteristics, is not controlled at all and that heat resistance greatly depends on the underlayer. For example, the SV film based on the above publication has the following film structure.
[0334]
(G) Ta (5 nm) / Cu (2 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm)
(H) Ta (5 nm) / Au (2 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm)
In the film (g) described above, the Cu film is fcc (111) oriented, and the CoFe layer on the fcc (111) Cu film is also fcc (111) oriented to achieve soft magnetism. Poor heat resistance (as-depo: 8.1% → after 250 ° C. × 4H: 6.5% (MR change rate is reduced by 20% in relative ratio)), (ii) magnetostriction λ is −14 × 10^-7Therefore, it cannot be said that practicality is sufficiently satisfied. Although there is no clear guideline for magnetostriction λ, one standard is -10 × 10^-7~ + 10 × 10^-7It can be said that the degree is desirable.
[0335]
Further, when Au is used instead of Cu as the fcc material (film (h)), (i) heat resistance is poor (as-depo: 8.4% → 250 ° C. × 4H after: 6.5). % (MR change rate deteriorates by 23% in relative ratio)), (ii) magnetostriction λ is + 33 × 10^-7As in the case where a Cu film is used, it cannot be said that practicality is sufficiently satisfied.
[0336]
The XRD patterns of the spin valve films (g) and (h) were measured and evaluated by θ-2θ scan. Since the CoFe / Cu / CoFe 3 layer had almost the same d-spacing value, it had one peak, so the peak value was taken. At this time, the d- (111) spacing value of the fcc orientation of the CoFe / Cu / CoFe 3 layer on Cu is 2.054 nm, and the d- (111) spacing of the fcc orientation of the CoFe / Cu / CoFe 3 layer on Au is 2.054 nm. The pacing value was 2.086 nm. As will be described later, if an intermediate value of the d- (111) spacing values on Cu and Au is used, a small and appropriate magnetostriction value can be obtained, so that the d- (111) spacing on Cu is too small. A pacing value of too large a d- (111) spacing value on Au was found to be undesirable.
[0337]
As described above, it was found that when a magnetosensitive layer made of a CoFe layer was used, simply forming a film on the fcc (111) -oriented base layer was insufficient in terms of magnetostriction. As one of the techniques for satisfying the magnetostriction, as an approach to zero magnetostriction and fcc (111) oriented Ni₈₀Fe₂₀A structure in which a CoFe film is formed thereon and the magnetostrictive layer is made to have zero magnetostriction by NiFe which is almost zero in terms of magnetostriction (the above-described configuration (a)) may be mentioned. However, there is a problem that thermal process deterioration is large.
[0338]
As described above, the conventional spin-valve film has a large reduction in the MR ratio due to the thermal process, and therefore it is desired to improve the heat resistance of the spin-valve film.
[0339]
In addition, the specular reflection effect has been attracting attention as a measure for improving the MR ratio of the spin valve film. However, the reflection film in the conventional spin valve film is an insulator such as an oxide, or the reflection effect on the film surface is not sufficient. Since it is used, it causes problems such as inferior practicability such as causing ESD due to an increase in contact resistance with a lead electrode, or losing a mirror reflection effect when a protective film or the like is formed on a spin valve film. Have. Further, the use of the reflection effect at the interface has been considered, but the practicality has been extremely low, for example, a large number of underlayers must be provided. For this reason, it is desired to improve the MR ratio of the spin valve film by the specular reflection effect in consideration of the practicality as an element or a magnetic head.
[0340]
Further, in order to enhance the soft magnetic characteristics of the spin valve film, it is required to control the magnetostriction of a Co-based magnetic layer made of a CoFe alloy or the like to be small.
[0341]
In particular, with respect to the effect of improving the MR ratio of the spin valve film and the effect of reducing magnetostriction due to the mirror reflection effect, it is necessary to suppress deterioration due to a thermal process in order to enhance the practicality of the spin valve film.
[0342]
The present embodiment is invented in order to address such a problem, and a magnetoresistive effect element having a spin valve film in which a decrease in MR characteristics due to a thermal process is suppressed, and a mirror reflection effect in consideration of practicality. It is an object of the present invention to provide a spin valve film having an improved MR ratio, a spin valve film realizing low magnetostriction, and a magnetoresistive element having a spin valve film in which deterioration of the thermal process is suppressed. It is still another object of the present invention to provide a magnetic head and a magnetic recording device having improved recording / reproducing characteristics and practicability by using such a magnetoresistive element.
[0343]
Hereinafter, embodiments for solving the above-described problems will be described with reference to the drawings.
[0344]
FIG. 32 is a cross-sectional view showing a main structure of an embodiment of the magnetoresistance effect element (MR element) of the present invention. In FIG. 1, reference numeral 1 denotes a first magnetic layer, and 2 denotes a second magnetic layer. These first and second magnetic layers 1 and 2 are laminated via a non-magnetic intermediate layer 3. The first and second magnetic layers 1 and 2 are not antiferromagnetically coupled, and form a non-coupled magnetic multilayer film.
[0345]
The first and second magnetic layers 1 and 2 are made of a ferromagnetic material containing Co, such as Co alone or a Co alloy. The magnetic layers 1 and 2 may be made of a NiFe alloy or the like. Among these, it is particularly preferable to use a Co alloy which can increase both the bulk effect and the interface effect and can obtain a large MR change.
[0346]
As a Co alloy constituting the magnetic layers 1 and 2, one or two or more elements selected from Co, Fe, Ni, Au, Ag, Cu, Pd, Pt, Ir, Rh, Ru, Os, and Hf are used. Is used. The amount of the added element is preferably 5 to 50 atomic%, and more preferably 8 to 20 atomic%. This is because if the amount of the added element is too small, the bulk effect does not sufficiently increase, and if the amount of the added element is too large, the interface effect may be reduced. In order to obtain a large MR change amount, it is particularly preferable to use Fe as an additional element.
[0347]
The lower first magnetic layer 1 of the first and second magnetic layers 1 and 2 is formed on a magnetoresistance effect enhancement layer (MR enhancement layer) 4. The MR enhancement layer 4 is formed on a nonmagnetic layer 5 having a base function (hereinafter referred to as a nonmagnetic base layer). The nonmagnetic underlayer 5 is a layer containing at least one element selected from, for example, Ta, Ti, Zr, W, Cr, Nb, Mo, Hf, and Al. And nitrides. When an oxide such as Ta is used for the nonmagnetic underlayer 5, as described later in detail, electrons that cannot be reflected by the MR enhancement layer 4 are reflected at the interface between the nonmagnetic underlayer 5 and the MR enhancement layer 4. Can be.
[0348]
The first magnetic layer 1 is a magneto-sensitive layer whose magnetization direction changes due to an external magnetic field. On the other hand, on the second magnetic layer 2, an antiferromagnetic layer 6 made of IrMn, NiMn, PtMn, FeMn, RuRhMn, PdPtMn, MiO or the like is formed. A bias magnetic field is applied to the second magnetic layer 2 from the antiferromagnetic layer 6, and its magnetization is fixed. That is, the second magnetic layer 2 is a pinned layer.
[0349]
Although not shown in FIG. 32, as a method for fixing the second magnetic layer, in addition to the method of fixing the magnetization direction by directly contacting the antiferromagnetic film as described above, Ru, Stacking a third magnetic layer via a layer of Cr or the like, making the second magnetic layer and the third magnetic layer anti-ferromagnetically coupled RKKY, and making the third magnetic layer anti-ferromagnetically coupled, A so-called synthetic antiferro structure may be used. By using the synthetic antiferro structure, the bias point is also stabilized, and the stability of the pin characteristics at high temperatures is increased. Specifically, examples of the configuration from the second magnetic layer to the third magnetic layer include CoFe / Ru / CoFe, Co / Ru / Co, CoFe / Cr / CoFe, and Co / Cr / Co. The antiferromagnetic film at this time is the same as a group of the above antiferromagnetic films.
[0350]
The constituent materials of the nonmagnetic layer 3 disposed between the first and second magnetic layers 1 and 2 include Cu, Au, Ag and alloys thereof, or a paramagnetic alloy containing these and a magnetic element, Pd, Pt and alloys containing these as main components are exemplified.
[0351]
A protective layer 7 is provided on the antiferromagnetic layer 6, and the protective layer 7 is made of the same metal or alloy as the nonmagnetic underlayer 5. These layers constitute the spin valve film 8 of this embodiment. A pair of electrodes (not shown) for supplying a sense current are connected to the spin valve film 8, and these constitute a spin valve GMR element. The spin valve GMR element may have a bias magnetic field applying film made of a hard magnetic film for applying a bias magnetic field to the magneto-sensitive layer 1 or an antiferromagnetic film. In this case, the bias magnetic field is preferably applied in a direction substantially perpendicular to the magnetization direction of the magnetization fixed layer 2. In addition, 9 in a figure is a board | substrate.
[0352]
Among the layers constituting the spin valve film 8 described above, the MR enhancement layer 4 is a characteristic part of the present invention, and the MR enhancement layer 4 shown in FIG. 32 includes a first metal film 4a and a second metal film 4b. And a laminated film of The metal films 4a and 4b functioning as bases of the spin valve film 8 include, for example, a metal containing at least one element selected from Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Al, Ti, Zr, Hf, Pd and Ir. A membrane can be applied.
[0353]
Among the plurality of metal films, an element mainly constituting the first metal film 4a in contact with the first magnetic layer (magnetically sensitive layer) 1 has a non-solid solution relationship with an element mainly constituting the magnetically sensitive layer 1. is there. Regarding the second metal film 4b, it is preferable that the element mainly constituting the second metal film 4b is in a non-solid solution with the element mainly constituting the magnetosensitive layer 1, and particularly the first and second metal films 4a, 4b May be in a solid solution relationship with each other. Further, a first metal film 4a made of, for example, a metal having a short electron wavelength is disposed on the side in contact with the magneto-sensitive layer 1, and a second metal film having a long electron wavelength (larger than the first metal film 1a) is disposed outside the first metal film 4a. It is desirable that the film 4b is disposed.
[0354]
Here, the relationship of non-solid solution in the present invention will be described. In the present invention, the state in which the two elements of the element A and the element B have a non-solid solution relationship is defined as a phase diagram of two elements (for example, Binary Alloy Phase Diagram, 2n).^dEdition, ASM International. 1990 etc.), at low temperatures around room temperature, both the atomic% amount of B that can form a solid solution with A as a base material and the atomic% amount of A that can form a solid solution with B as a base material are 10% or less. Are shown as combinations of elements.
[0355]
As specific examples, a case where the magnetic layer (for example, the magnetosensitive layer 1) is Co or a Co alloy and a case where the magnetic layer is a Ni alloy will be described. Since the underlayer is desirably made of fcc metal or hcp metal in order to make the magnetic layer have fcc orientation, specific constituent elements of the MR enhancement layer in contact with the magnetic layer include Al, Ti, Cu, Zr, Ru, Rh, Pd, Ag, Hf, Ir, Pt, Au and the like can be mentioned. Among these elements, three elements satisfying the above-mentioned condition of being insoluble with Co are Cu, Ag, and Au. Elements satisfying the above condition of being insoluble with Ni are Ru, Ag, and Au. However, when a Ni alloy is used as the magnetic layer, Cu has a solid solution relationship only with reference to the phase diagram. It turned out to be non-solid solution. That is, based on the following experimental results, it is determined that the Ni alloy and Cu are insoluble.
[0356]
That is, when the free layer is thin, the MR enhancement layer functions as the non-magnetic high conductive layer in the first embodiment described above, but diffusion of atoms at the interface between the non-magnetic high conductive layer and the free layer. When this occurs, the interface becomes diffusive, and the transmittance of electrons from the free layer to the non-magnetic high conductive layer is reduced. That is, even when the magnetization directions of the pinned layer and the free layer are parallel to each other, the pinned layer and the free layer receive inelastic scattering at the diffusive interface, so that the mean free path of the upspin does not become long. That is, the MR change rate is reduced. This phenomenon occurs when the ultrathin free layer and the non-magnetic high conductive layer are in a solid solution, and becomes more remarkable when heat treatment or the like is performed. That is, the MR ratio is reduced by the heat treatment. When such a phenomenon was confirmed, an experiment was conducted in which Cu was applied to a thin Ni alloy layer. As a result, no decrease in the MR ratio was observed.
[0357]
From the above results, it is determined that the Ni alloy and Cu are insoluble. Therefore, in the present invention, Ru, Ag, Au, and Cu can be defined as elements that satisfy the relationship between the Ni alloy and the non-solid solution by adding Cu to the combination of elements obtained from the phase diagram. By arranging such an insoluble element in contact with the magnetic layer, it is possible to expect a specular reflection effect without losing the composition abruptness of the interface between the magnetic layer and the MR enhancement layer even by heat treatment or the like.
[0358]
Here, it is assumed that the magnetic layer is fcc-oriented, but of course, these MR improving layers may be used for a magnetic layer having no orientation or a microcrystalline structure. Specifically, examples of the magnetic layer include an amorphous magnetic layer in which Ti, Zr, Nb, Hf, Mo, Ta, and the like are added to CoFeB, CoZrNb, and Cr, or a magnetic layer having a microcrystalline structure.
[0359]
Furthermore, in order to control the d-spacing and to make the film microstructure more accurate for a part of the MR enhancement layer constituted by the above elements, a laminated film with another metal film or The layer alloyed with another element is the MR enhancement layer according to the present invention. The elements constituting the laminated films are desirably fcc metals and hcp metals, and include Al, Ti, Cu, Zr, Ru, Rh, Pd, Ag, Hf, Ir, Pt, Au and the like.
[0360]
When a laminated film is applied to the MR enhancement layer, a preferable example of the metal film on the side not in contact with the magnetic layer is a metal having a solid solution relationship with the metal film on the side in contact with the magnetic layer. Here, the state in which the two types of elements A and B have a solid solution relationship means that A is a base material in a low temperature range of about room temperature, as in the case of non-solid solution described above. In some cases, the combination of elements in which the atomic% amount in which B can form a solid solution and the atomic% amount in which A can form a solid solution when used as a B base material exceeds 10% is shown.
[0361]
A preferred example when a laminated film is applied to the MR enhancement layer 4 will be described. When the magnetic layer 1 is made of Co or a Co alloy and the metal film 4a is made of Cu which satisfies the condition of non-dissolution with the metal film 4b, the metal film 4b is made of Al, Au, Pt, Rh, Pd, It is preferable that the metal film includes at least one metal selected from Ir. When the metal film 4a is made of Ag, the metal film 4b is preferably made of a metal film containing at least one selected from Pt, Pd, and Au. When the metal film 4a is made of Au, the metal film 4b is preferably made of a metal film containing at least one selected from Pt, Pd, Ag, and Al. When the magnetic layer 1 is a Ni alloy and the metal film 4a is made of Ru which satisfies the condition of non-dissolution with the metal film 4b, the metal film 4b is made of at least one selected from Rh, Ir and Pt which satisfies the above-mentioned condition of solid solution. It is preferable to be constituted by a metal film containing the metal. When using Ag and Au, it is as described above.
[0362]
Of the combinations described above, it is desirable that the two elements constituting the MR enhancement layer 4 should be in solid solution with each other by 10% or more. For example, Au-Cu, Ag-Pt, Au-Pd, Pt-Cu, Au-Ag, etc. Is mentioned. Note that the combination of the metal film 4a and the metal film 4b does not necessarily have to satisfy the above-described solid solution relationship, and for example, a combination of Cu-Ru and Cu-Ag can be applied. The MR enhancement layer 4 composed of a laminated film is not limited to a two-layer laminated film of the first metal film 4a and the second metal film 4b, but may be composed of a laminated film of three or more layers.
[0363]
The MR enhancement layer 4 is not limited to a laminated film of the first metal film 4a and the second metal film 4b, and for example, as shown in FIG. The MR enhancement layer 4 can be composed of an alloy layer 4c of a certain element. In this case, the same concept as the above-described laminated film can be applied to the alloy layer 4c. That is, when the magnetic layer 1 is made of Co or a Co alloy, the alloy layer 4c contains at least one selected from Cu, Ag, and Au as main constituent elements. When the magnetic layer 1 is made of a Ni alloy, the alloy layer 4c contains at least one selected from the four elements of Ru, Ag, Au, and Cu as main constituent elements.
[0364]
The alloy layer 4c contains at least one element other than the main constituent elements described above. As an element other than the main constituent element, an element which is in solid solution with the main constituent element is used so as not to form a two-phase separation film. For example, when Cu is used as a main constituent element of the alloy layer 4c, a noble metal based alloy such as Cu-Au, Cu-Pt, Cu-Rh, Cu-Pd, and Cu-Ir is used. When Ag is used as a main constituent element of the alloy layer 4c, a noble metal alloy such as Ag-Pt, Ag-Pd, or Ag-Au is used. When Au is used as a main constituent element of the alloy layer 4c, a noble metal-based alloy such as Au-Pt, Au-Pd, Au-Ag, or Au-Al is used.
[0365]
Of the alloys described above, the alloy layer 4c as the MR improving layer 4 preferably has two elements in solid solution with each other by 10% or more. For example, Au-Cu, Ag-Pt, Au-Pd, Au-Ag, etc. No. As described above, various forms can be applied to the MR improving layer 4. For example, as shown in FIG. 34, the MR improving layer 4 can be composed of a laminated film of the metal film 4 a and the alloy layer 4 c. is there.
[0366]
When a Co-based magnetic material is used for the magneto-sensitive layer 1, the MR enhancement layer 4 as a base of the magneto-sensitive layer 1 is made of a metal material having the same fcc crystal structure as that of the Co-based magnetic material or a film thereon is fcc-oriented. It is preferable to use a metal material having an easy hcp structure. From such a point, the above-mentioned Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Pd, Al, Ti, Zr, Hf, Ir, and alloys thereof, and alloys thereof are suitable as constituent materials of the MR enhancement layer 4. Further, by using the MR improving layer 4 made of such a metal laminated film or an alloy layer, the magnetostriction of the magneto-sensitive layer 1 made of a Co-based magnetic material such as a CoFe alloy can be reduced as described later in detail. Can be.
[0367]
The thickness of the MR enhancement layer 4 is preferably 2 nm or more in order to have a function as an underlayer. However, if the thickness is too large, the MR change rate decreases due to an increase in the shunt shunt, so the thickness of the MR enhancement layer 4 is preferably set to 10 nm or less, more preferably 5 nm or less.
[0368]
The MR improving layer 4 as described above functions to improve the heat resistance of the spin valve film 8, functions as a specular reflection film (interface reflection film) of the spin valve film 8, and reduces the MR change rate even when the free layer is thin. It has a function of maintaining a high value, a function of reducing the magnetostriction of the magneto-sensitive layer 1 made of a Co-based magnetic material, a function of controlling the crystal microstructure of the spin valve film 8, and the like. 8 for improving the MR characteristics. Hereinafter, the function of the MR enhancement layer 4 will be described in detail.
[0369]
First, the thermal process deterioration of the spin valve film will be described. One possible cause of the deterioration of the MR characteristics due to the process annealing is that the mirror reflection effect of the magnetic layers 1 and 2 on the side not in contact with the nonmagnetic intermediate layer 3 fluctuates due to the process annealing. This is shown in FIG. In FIG. 35, IF_SIs the spin-dependent scattering interface, IF_MIndicates an interface that is not a spin-dependent scattering but is specularly disturbed. FIGS. 35A and 35B schematically show an ideal state (corresponding to an as-depo state), and FIG. 35C schematically shows a state after process annealing.
[0370]
As shown in FIGS. 35 (a) and (b), in a three-layer laminated structure of a magneto-sensitive layer 1, a non-magnetic intermediate layer 2, and a magnetization fixed layer 3, which are basic units of a spin valve GMR, specular scattering on both sides thereof. Although the effect has occurred at the time of as-depo (even if the interface is the interface with the metal film), as shown in FIG. It is conceivable that interfacial diffusion occurs, resulting in a scattered interface, the specular reflection effect being weakened, and deterioration of the MR characteristics.
[0371]
There are few reported examples of the specular reflection effect at the metal film interface, and its proof is not necessarily established. However, the specular reflection effect can ideally occur even at the metal film interface with a small potential difference as described later. Things. For example, a mirror reflection effect was obtained in the as-depo state where mixing was relatively small even at the NiFe / CoFe interface, but after the process annealing, interface diffusion easily occurred at the NiFe-CoFe interface in the solid solution system, and the interface diffusion occurred at the interface. It is conceivable that the abruptness is lost and the MR change rate is deteriorated.
[0372]
Specifically, in a spin valve film using a magnetically sensitive layer composed of a NiFe / CoFe laminated film, the mirror reflection effect at the NiFe / CoFe interface is lost by process annealing, and for example, the MR is 7.3% during as-depo. The rate of change deteriorates to 5.8% after the process annealing at 250 ° C. × 4H. It is also conceivable that the cause of this is that the MR ratio fluctuates due to the fluctuation of the specular reflection coefficient at the NiFe / CoFe interface due to annealing.
[0373]
According to the conventional idea, the NiFe / CoFe interface is an interface between the same metal films and the electronic states are close to each other. Therefore, the specular reflection at this interface has not been taken into consideration. Since the interface becomes uniform with little mixing or the like, it is considered that the specular reflection effect also occurs at the metal film interface. However, since NiFe / CoFe is in a solid solution relationship, the interface is easily diffused and mixed by the process annealing, the abruptness of the composition at the interface is lost, the mirror reflection coefficient is reduced, and the MR characteristics are deteriorated. It is possible. In other words, in the as-depo state, it means that the MR change rate is increased by the amount of the specular reflection effect.
[0374]
When the free layer is thin, the MR enhancement layer functions as the non-magnetic high conductive layer in the first embodiment described above, but diffusion of atoms occurs at the interface between the non-magnetic high conductive layer and the free layer. If the interface becomes a diffusive interface, the transmittance of electrons from the free layer toward the non-magnetic high conductive layer is reduced. That is, even when the magnetization directions of the pinned layer and the free layer are parallel to each other, the pinned layer and the free layer are inelastically scattered at the diffusive interface, so that the mean free path of the upspin does not become long. That is, the MR change rate is reduced. This phenomenon occurs when the ultrathin free layer and the non-magnetic high conductive layer are in a solid solution, and becomes more remarkable when heat treatment or the like is performed. That is, the MR ratio is reduced by the heat treatment.
[0375]
At the interface between the free layer and the non-magnetic high conductive layer, it is important to form a stable interface that does not hinder the transmission of up spin even by heat treatment. Specifically, it is important that the material of the free layer and the material of the non-magnetic high conductive layer be made non-solid solution. For example, when a Co alloy is used for the magnetic layer, Cu, Au, Ag, and Ru can be used as the material of the non-magnetic high conductive layer. Here, Cu, Au, and Ag are particularly desirable because of their low non-resistance.
[0376]
For this reason, it is important to use a metal material that is insoluble in the material of the magnetic layers 1 and 2 on both sides of the GMR basic unit as one means for suppressing the deterioration of the MR characteristics. Further, when a material such as a CoFe alloy is used for the GMR basic unit, such a non-solid-solution metal material layer must also function as a seed layer for orienting the CoFe alloy layer in fcc (111) orientation. Therefore, it is also understood that a metal material which is easily oriented to fcc (111) is preferable. In addition, when a CoFe alloy is used for the free layer, magnetostriction control is also important.
[0377]
Another cause of the deterioration of the MR characteristics due to the process annealing is a change in the film microstructure of the spin valve film due to a thermal process. As an important film microstructure for improving the heat resistance, the interfaces of the magneto-sensitive layer / non-magnetic intermediate layer / the GMR basic unit of magnetization fixation and the interfaces on both sides thereof are kept stable even when the process thermal annealing is performed. The desired microstructure is desirable. This is because the spin-dependent interface scattering effect at the interface between the magnetosensitive layer / non-magnetic intermediate layer and the non-magnetic intermediate layer / magnetic pinned layer is strongly brought out. It is important to keep the mirror scattering effect thermally stable. Here, when the magnetic layer is composed of a laminated film, the interface between the magnetic film in contact with the non-magnetic intermediate layer and the magnetic film in contact with the outside of the non-magnetic intermediate layer is a spin-dependent layer which causes the mirror scattering effect referred to here. Not considered as an interface.
[0378]
In order to realize the above-described conditions, it is desirable to select materials having a non-solid solution relationship with each other for the materials of the magnetic layer / non-magnetic layer (for example, CoFe / Cu or Co / Cu). Solid solution itself at such an interface should not occur. Therefore, it is important to suppress the diffusion of atoms from the interface between the magnetic layer and the nonmagnetic layer and the interface of the magnetic layer opposite to the nonmagnetic intermediate layer. For this purpose, the crystal in the GMR basic unit portion (for example, in the case of CoFe / Cu / CoFe, since the lattice constant is close, the crystal grains do not exist in each layer but become crystal grains connected by CoFe / Cu / CoFe. Is ideally a single crystal, but it is actually difficult to obtain a single crystal with the spin valve film 8 formed on an amorphous layer such as alumina.
[0379]
Therefore, as a crystal structure that can be practically realized, even if a crystal grain boundary is present, it is not a normal crystal grain boundary but a pseudo-single crystal film that is a sub-grain boundary with almost no in-plane alignment. It is desirable to have a structure. In the present invention, by applying the MR enhancement layer 4 as described above, a spin valve film having a small-angle grain boundary as a sub-grain boundary can be obtained with good reproducibility. Specifically, the spin valve film can be fcc (111) -oriented, and the deviation of the crystal orientation direction between crystal grains in the film plane can be made within 30 degrees. By controlling the crystal grains of the spin valve film, it is possible to improve the magnetoresistance effect characteristics. This crystal structure will be described later in detail.
[0380]
Further, when magnetization is fixed by a Mn-based antiferromagnetic film such as CoFe / Cu / CoFe / IrMn, if Mn passes through a crystal grain boundary, penetrates the CoFe layer and diffuses to the Cu layer, MR characteristics deteriorate. The possibilities are great. For this reason, it is preferable to suppress, for example, Mn from diffusing to a Cu layer through a crystal grain boundary such as CoFe / Cu / CoFe / IrMn. On the other hand, since the interface of the magnetic layer on the side not in contact with the nonmagnetic intermediate layer is an interface that brings out the specular reflection effect, a film microstructure that makes the interface less turbulent is desirable. First, it is important that the material be in a non-solid solution with the element mainly constituting the magnetic layer.
[0381]
When an antiferromagnetic film having a difference in lattice spacing from CoFe, such as IrMn, is used, large lattice distortion occurs between the CoFe layer and the IrMn layer formed thereon. To mitigate this, atom dislocation occurs at the CoFe / IrMn interface. As a means for suppressing such an interface phenomenon, for example, a layer that stably maintains the lattice spacing of IrMn, that is, a fcc metal material having the same lattice spacing as IrMn may be laminated on the IrMn layer. With such a configuration, the heat resistance of the spin valve film can be improved.
[0382]
Further, when an MR enhancement layer is used as a base film of the antiferromagnetic film, in addition to the above effects, there is also an effect of improving the pin characteristics by setting the lattice spacing of the antiferromagnetic film to an appropriate value. Even when the MR enhancement layer is used in contact with the antiferromagnetic film as described above, not only the normal pin structure in which the antiferromagnetic film is in direct contact with the pin layer but also a synthetic anti-magnetic layer using Ru or Cr as described above. The ferrostructure may be used. When the antiferromagnetic film is used in combination with the antiferromagnetic film as described above, the antiferromagnetic film and the MR enhancement layer are not extremely diffused by the heat treatment. In order to stably maintain the crystal structure of the antiferromagnetic film when a y-Mn antiferromagnetic film such as RuRhMn is used, it is preferable that the material be an fcc metal material or an hcp metal material.
[0383]
The magnetoresistive effect element of the present invention focuses on various effects including the above-described specular reflection effect at the metal film / metal film interface, and aims at improving MR characteristics, heat resistance, and pin characteristics. It is something. At this time, the following two points are particularly worried about the specular reflection film using the metal film interface. First, since the difference in potential at the metal film / metal film interface is small, it is expected that the reflection effect will not have a large value based on the conventional idea. Secondly, if the film thickness is set to a certain value in order to obtain an effect as a reflective film, the current flowing through the GMR basic unit becomes small due to shunt shunting, since the metal film generally has low resistance, and the MR change rate becomes small. is expected.
[0384]
The metal film is considered to be inferior to the oxide when viewed only as a reflection film. However, although the reflection effect of the metal reflection film is inferior to that of the oxide film, a good reflection effect can be obtained. Further, when considered in terms of practicality, the metal reflection film is compared with the oxide reflection film. Brings significant benefits. The present invention has been made in view of such a point.
[0385]
Here, FIG. 36 shows a model showing that a sufficiently good specular reflection effect can be obtained at the metal film / metal film interface. Here, it is easy to understand if a very simplified model based on wave theory is considered instead of the explanation based on the electron potential which is usually used. As shown in FIG. 36, when an electron having a certain Fermi wavelength comes to the metal film interface, the electron is accompanied by a change in wavelength. At this time, if the Fermi wavelength in the metal film corresponding to the reflection film p is shorter, the electrons are at a certain critical angle θ._cIncident at a lower angle than (θ_c> Θ) means that all skin is shot. The larger the difference between the Fermi wavelength in the reflection film p and the Fermi wavelength in the metal film in contact with the reflection film p, the larger the critical angle θ_cAnd the average reflectance p for all the electrons contributing to conduction increases.
[0386]
FIGS. 37 and 38 show the ratio (Λ (GMR) / Λ (p)) between the Fermi wavelength Λ (p) of the reflective film p and the GMR film Fermi wavelength Λ (GMR) in contact with the reflective film p, and the critical angle θ._cHere is an example of the relationship. As can be seen from FIG. 37 and FIG. 38, as a specific numerical value, sufficient reflection occurs even if there is no significant difference in electron wavelength. Of course, since the electron wavelength is considered to be infinite in the reflection film made of the insulating film, the critical angle angle θ_cHowever, sufficient reflection occurs even at the metal film / metal film interface. FIG. 38 shows the critical angle θ at which specular reflection occurs at the Au (Ag) / Cu interface._cIs a graph simply calculated from the Fermi wavelength. As can be seen from FIG. 38, sufficient specular reflection occurs even at the Au (Ag) / Cu interface.
[0387]
From the above, it can be understood that when a reflective film is formed by a metal film, it is important that (1) a metal film having a Fermi wavelength as long as possible and (2) high composition abruptness at the film interface. . Since the Fermi wavelength is usually on the order of several angstroms, it is considered that if interfacial diffusion occurs and the composition abruptness is lost, the reflection of the wave changes adaptively, and the probability of transmission increases. Therefore, it is important how the composition abruptness at the metal film interface is high and the Fermi wavelength must be changed abruptly at the interface. However, regarding (1), the correlation with the specular reflection is not known, and it is difficult to calculate the Fermi wavelength, and it is unclear whether the condition is always necessary. Here, the present inventors have presumed that a condition that particularly satisfies (2) is indispensable.
[0388]
As one big guideline satisfying (2), it is particularly important that the metal films / metal films have a non-solid solution relationship with each other. If the system is liable to precipitate at the film interface by annealing, it is expected that the composition abruptness at the film interface will be further increased and reflection will be more likely to occur. Since the electron Fermi wavelength is originally on the order of several angstroms, it is desirable that the composition abruptness at the film interface be flat in that order. Regarding the above point (1), it is preferable to arrange a metal film having a short electron wavelength outside the magnetic layer and arrange a metal film having a long electron wavelength outside the magnetic layer in order to strongly bring out the reflection effect. .
[0389]
From the above, as a guide for selecting a material for more realistically bringing out the specular reflection effect at the metal film / metal film interface, a magnetic layer and a non-solid solution metal layer as an MR improving layer should be combined with the spacer layer of the magnetic layer. Is to be placed in contact with the opposite surface. In addition, for example, it is preferable that a first metal film 4a having a short electron wavelength is disposed outside the magneto-sensitive layer 1 and a second metal film 4b having a long electron wavelength is disposed outside the first metal film 4a.
[0390]
Further, when an alloy film is used as the reflection film, the resistance generally becomes higher than that of a pure metal unless a completely ordered alloy is formed. That is, the electron wavelength becomes longer. This is advantageous when viewed as a reflective film, and is also advantageous in that it maintains a non-solid solution relationship. The method of using such an alloy film is not limited to a method of directly forming an alloy film, but a method of laminating films of a system for forming an alloy with each other and forming an alloy at an interface of the lamination. Good. However, when the free layer is thin, it is preferable that the specific resistance of the MR enhancement layer in contact with the free layer (when the free layer is thin, it acts as the non-magnetic high conductive layer in the first embodiment) is low, Bringing the layer directly into contact with the free layer is, on the contrary, undesirable.
[0391]
From the above, in the spin valve film 8 shown in FIGS. 32, 33, and 34, the MR improving layer 4 used as a reflective film is made of a metal having a non-dissolution relationship with the magnetic layer (magnetically sensitive layer 1). The film (specifically, the first metal film 4a) is disposed in contact with the magnetic layer (the magnetosensitive layer 1), and the MR enhancement layer 4 as a reflection film is formed of a laminated film of a plurality of metal films 4a, 4b. Or the MR improving layer 4 is formed of the alloy layer 4c. The constituent materials of the plurality of metal films 4a and 4b and the alloy layer 4c are selected based on the above-mentioned guidelines. Further, when the MR enhancement layer 4 is formed of a laminated film, it is preferable that the first metal having a short electron wavelength among these is disposed on the MR enhancement layer 4 side. The other constituent conditions are also based on the aforementioned guidelines.
[0392]
As described above, the MR change rate based on the mirror reflection effect described above is maintained even after the process annealing. This is because the rapidity of the composition of the interface is maintained even after the process annealing by selecting the material of the MR improving layer 4 (for example, the relation of non-solid solution). In other words, in the conventional spin-valve film, the MR characteristics, which have been impaired by diffusion and mixing at the interface due to process annealing, can be maintained well after process annealing according to the present invention. Thus, the spin valve film 8 of the present invention is excellent in heat resistance.
[0393]
The Cu / Ag laminated film in the configuration (e) shown in the prior art has a large surface unevenness in the case of a single layer of Cu film. Therefore, when the Ag film is laminated on the film surface, the specular reflection on the film surface is obtained. It is an effect. This is clearly different from the configuration of the present invention in which the specular reflection effect is strongly brought out at the metal film / metal film interface. In other words, the technique of planarizing the film surface (prior art) and the technique of increasing the composition abruptness of the film interface (the present invention) are clearly different from each other when considering the materials laminated thereon.
[0394]
The MR enhancing layer which exerts an effect on the heat resistance of the MR is not only effective as a specular reflection film, but also improves the MR characteristics of the spin valve film 8 by enabling control of the film fine structure as described above. Is contributing. Such a function of the MR enhancement layer is not limited to the case where the MR enhancement layer is disposed below the magneto-sensitive layer 1. For example, as shown in FIGS. 4B). In this case, the effect is not directly related to the magnetostriction of the magneto-sensitive layer, but as described above, the laminated film of the plurality of metal films 4a and 4b and the alloy layer on the antiferromagnetic layer 6 made of IrMn or the like. By arranging the MR enhancement layer 4B made of 4c, the lattice spacing of the antiferromagnetic layer 6 can be kept stable. Thereby, dislocation at the interface between the magnetic layer 2 and the antiferromagnetic layer 6 is suppressed, and the heat resistance of the spin valve film 8 is further improved.
[0395]
Still other pin characteristics are improved by controlling the antiferromagnetic film to an appropriate lattice spacing. More effective in terms of controlling the lattice spacing is when the MR enhancement layer is used as a base film of an antiferromagnetic film, and is particularly effective when used as a so-called inverted structure spin valve film or dual spin valve film. It is. Even in this case, the lattice spacing of the antiferromagnetic film can be freely controlled to an appropriate value by the laminated film or the alloy film of the fcc metal or hcp metal film according to the present invention, and various characteristics of the pin characteristics (exchange bias magnetic field, heat resistance) ) Can be improved.
[0396]
When the MR enhancement layer 4B composed of a stacked film of a plurality of metal films 4a and 4b is disposed on the antiferromagnetic layer 6, the second metal film 4b composed of a metal having a small surface energy such as Au is used as the antiferromagnetic layer. It is preferable to arrange on the sixth side. That is, when the second metal film 4b made of Au, Ag, or the like is arranged so as to be in contact with the protective layer 7 made of Ta, for example, Au, Ag, or the like may diffuse into the protective layer 7 and deteriorate heat resistance. It is preferable that a first metal film 4a made of Cu, Cu, or the like be disposed on the protective layer 7 side. Further, the MR enhancement layer 4B on the antiferromagnetic layer 6 may be formed of a stacked film such as a first metal film 4a / second metal film 4b / first metal film 4a.
[0397]
As described above, the MR improving layer 4A made of a laminated film or an alloy layer of a metal material is effective in reducing the magnetostriction of the magneto-sensitive layer 1 made of a Co-based magnetic material such as Co or a CoFe alloy. That is, when the Cu underlayer alone is used, the lattice spacing of the single layer of the CoFe alloy as the magnetosensitive layer 1 is too small, resulting in negative magnetostriction exceeding -1 ppm. On the other hand, if the Au underlayer alone is used, the lattice spacing of the CoFe alloy single layer as the magnetosensitive layer 1 is too large, resulting in a positive magnetostriction exceeding +1 ppm.
[0398]
On the other hand, a MR film made of a laminated film of a metal film containing at least one element selected from Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Pd, Al, Ti, Zr, Hf, and Ir, or an alloy layer 4c. By using the layer 4 as a base of a CoFe alloy as the magnetosensitive layer 1, a lattice spacing effective for low magnetostriction, that is, d, is obtained after the Co-based magnetic material such as Co or CoFe alloy is oriented in fcc (111) orientation. The (111) lattice spacing can be in the range of 0.2055 to 0.2085 nm. It is preferable that the MR enhancement layer 4 as a base of the magnetosensitive layer 1 has fcc-d (111) larger than 0.2058 nm. As a method for controlling the d- (111) lattice spacing to an appropriate value, for example, when an Au-Cu laminated film or an Au-Cu alloy film is used, the thickness ratio of the Au and Cu laminated film is changed in the laminated film. For the alloy film, the composition ratio of Au and Cu may be changed.
[0399]
The specific composition of the Au-Cu alloy is Au₂₅Cu₇₅~ Au₇₅Cu₂₅(Atomic%). Further, when a laminated film of an alloy layer and a metal film is used, the composition is slightly Au-rich, that is, Au is more than when Au—Cu alloy is used alone.₂₅Cu₇₅~ Au₉₅Cu₅(Atomic%).
[0400]
FIGS. 32, 33 and 34 show the spin valve film 8 with the magneto-sensitive layer 1 as a lower layer. However, the present invention is not limited to this. For example, as shown in FIGS. The present invention can also be applied to a spin valve film 8 having an inverted structure and a dual element type spin valve film in which the magnetosensitive layer 1 is provided thereon. In particular, in the case of an inversion spin valve film or a dual spin valve film, a great effect is exhibited also as a role as an MR enhancement layer as a base film of an antiferromagnetic film.
[0401]
The spin valve film 8 shown in FIG. 41 and FIG. 42 has a non-magnetic underlayer 5 / MR enhancement layer 4 / antiferromagnetic layer 6 / magnetization pinned layer 2 / non-magnetic intermediate layer 3 / magnetic sensing layer in order from the substrate 9 side. 1 / MR enhancement layer 4 / protective layer 7 are laminated. FIG. 41 shows an example in which an alloy layer 4c is used for the MR enhancement layer 4, and FIG. 42 shows an example in which a stacked film of a plurality of metal films 4a and 4b is used for the MR enhancement layer 4. Further, similarly to FIG. 34, a stacked film of the metal film 4a and the alloy layer 4c can be used.
[0402]
As shown in FIG. 42, when a laminated film is applied to the MR enhancement layer 4 which is in contact with the magneto-sensitive layer 1, similarly to the upper MR enhancement layer 4 shown in FIG. It is preferable to dispose the first metal film 4a. Therefore, the MR improving layer 4 on the magneto-sensitive layer 1 side shown in FIG. 42 is configured by a laminated film of the first metal film 4a / the second metal film 4b / the first metal film 4a.
[0403]
The MR enhancement layer under the antiferromagnetic film in the case of the inverted structure controls the film growth, controls the lattice spacing, and controls the film microstructure to improve heat resistance and pin characteristics. This is different from magnetostriction control and improvement of the specular reflection effect. Therefore, as long as the film forming conditions for improving the film microstructure of the antiferromagnetic film are good, there is no MR improving layer on the underlayer side of the antiferromagnetic film, or on a buffer layer such as Ta or Ti which is usually used. In the case where an underlayer structure of a normal inversion structure, in which an antiferromagnetic film is formed, is applied, only the MR improving layer on the magneto-sensitive layer side exerts a sufficient effect.
[0404]
Also in the spin valve film 8 having the inversion structure, by arranging the MR enhancement layer 4 as described above in contact with the magneto-sensitive layer 1, the composition abruptness at the interface between the magneto-sensitive layer 1 and the MR enhancement layer 4 can be improved. Based on the specular reflection effect, the MR characteristics can be improved. Then, as described above, the MR change rate based on the specular reflection effect is maintained even after the process annealing, so that good heat resistance can be obtained.
[0405]
In the spin valve film 8 having the inverted structure described above, the interface between the magneto-sensitive layer 1 and the MR enhancement layer 4, the interface between the first metal film 4a and the second metal film 4b in the MR enhancement layer 4, and the second interface. The reflection is caused at the interface of the metal film 4b (FIG. 42), and the Cu / Ag laminated film having the configuration (e) shown as the prior art is different from the one that caused the reflection on the Ag film surface. Are different. The present invention also solves the problem that the reflection effect is lost when Ta is laminated on the Au film surface in the configuration shown in FIG. This is because the present invention utilizes the specular reflection effect at the metal film / metal film interface, uses the film thickness in consideration of the magnitude of the Fermi wavelength of electrons, and uses the concept of non-solid solution.
[0406]
In the configuration of (d) shown as the prior art, since Au and a solid solution Ta are laminated on an ultra-thin Au layer of about 0.4 nm, which is about the same as the Fermi wavelength, the Co-Au interface It is clear that the reflection effect is lost even if the reflection occurs at. When the thickness of the Au film is larger than the Fermi wavelength, the influence of the diffusion interface with Ta is reduced, so that the reflection effect can be obtained, but the adverse effect due to the shunt shunt increases. Therefore, when a laminated film in which a Cu layer having a non-solid solution relationship with Ta is used instead of the Au / Ta interface, such as Au / Cu / Ta, the Au film interface is not disturbed. Furthermore, by inserting an ultra-thin Cu layer at the interface between CoFe and Au, for example, the long-term diffusion of Au into the non-magnetic intermediate layer is suppressed, and at the same time, the Au layer is once passed through a layer having a short Fermi wavelength. , The reflection effect can be increased.
[0407]
In each of the embodiments described above, the case where the MR enhancement layer 4 is disposed in contact with the magneto-sensitive layer 1 and the antiferromagnetic layer 6 has been described. However, the MR enhancement layer 4 is, for example, as shown in FIG. 1 or in the pinned layer 4, the same effect as in the above-described embodiment can be obtained.
[0408]
In the spin valve film 8 shown in FIG. 43, the magnetosensitive layer 1 is composed of, for example, a NiFe layer 1a and a CoFe layer 1b, and an MR enhancement layer 4 composed of a laminated film of a plurality of metal films 4a and 4b is provided therebetween. Is interposed. The NiFe layer 1a and the CoFe layer 1b are magnetically coupled (ferromagnetically coupled) via the MR enhancement layer 4, and behave integrally as the magnetically sensitive layer 1 magnetically. As described above, when the MR improving layer 4 that is insoluble with both layers is inserted at the interface between the NiFe layer 1a and the CoFe layer 1b, the NiFe layer 1a and the CoFe layer 1b must work integrally as the magneto-sensitive layer 1. The MR enhancement layer 4 to be inserted must be thin. In addition, an MR enhancement layer 4 can be interposed in the magnetization fixed layer 2, in which case one or more magnetic films constituting the magnetization fixed layer 2 are magnetically coupled by ferromagnetic coupling or antiferromagnetic coupling. You. Whether the coupling is ferromagnetic or antiferromagnetic depends on the material and thickness of the MR enhancement layer 4.
[0409]
The magnetoresistive effect element of each of the above-described embodiments is mounted as a reproducing element section on a recording / reproducing separation type magnetic head as shown in, for example, FIGS. 44 and 45. The magnetoresistive element of the present invention is not limited to a magnetic head, and can be applied to a magnetic storage device such as a magnetoresistive memory (MRAM).
[0410]
FIGS. 44 and 45 are diagrams showing the structure of an embodiment of a recording / reproducing type magnetic head in which the magnetoresistive effect element of the present invention is applied to a reproducing element portion, respectively. FIG. 3 is a cross-sectional view as viewed from a medium facing surface direction.
[0411]
In these figures, 21 is Al₂O₃Al with layer₂O₃-A substrate such as a TiC substrate. On the main surface of such a substrate 21, a lower magnetic shield layer 22 made of a soft magnetic material such as a NiFe alloy, an FeSiAl alloy, or an amorphous CoZrNb alloy is formed. On the lower magnetic shield layer 22, AlO₃A spin valve GMR film 24 is formed via a lower reproducing magnetic gap 23 made of a nonmagnetic insulating material such as As the spin valve GMR film 24, the spin valve film 8 of each of the above-described embodiments is used.
[0412]
In FIG. 44, the spin valve GMR film 24 has a shape in which, for example, an outer region deviating from the recording track width is removed by etching so as to have a desired track width. A bias magnetic field applying film 25 for applying a bias magnetic field to the spin valve GMR film 24 is disposed outside the edge portion of the spin valve GMR film 24. The pair of bias magnetic field applying films 25 are abut-bonded to the edge of the spin valve GMR film 24.
[0413]
A pair of electrodes 26 made of Cu, Au, Zr, Ta, or the like are formed on the pair of bias magnetic field applying films 25. A sense current is supplied to the spin valve GMR film 24 from a pair of electrodes 26. The spin valve GMR film 24, the pair of bias magnetic field applying films 25, and the pair of electrodes 26 constitute a GMR reproducing element unit 27. The GMR reproducing element section 27 has a so-called abut junction structure as described above.
[0414]
Further, in FIG. 45, a pair of bias magnetic field applying films 25 for applying a bias magnetic field to the spin valve GMR film 24 in a region which is outside the track width in advance between the spin valve GMR film 24 and the lower reproducing magnetic gap 23. Is formed. The pair of bias magnetic field applying films 25 are arranged with a predetermined gap, and an outer portion of the reproduction track of the spin valve GMR film 24 is formed thereon. The spin valve GMR film 24 may be laminated on the bias magnetic field application film 25 only at both ends.
[0415]
On the spin valve GMR film 24, a pair of electrodes 26 is formed. The substantial reproduction track width of the spin valve GMR film 24 is defined by the distance between the pair of electrodes 26. The spin valve GMR film 24, the pair of bias magnetic field applying films 25 and the pair of electrodes 26 constitute a GMR reproducing element unit 27 having an overlay structure.
[0416]
44 and 45, an upper reproducing magnetic gap 28 made of a nonmagnetic insulating material similar to the lower reproducing magnetic gap 23 is formed on the GMR reproducing element section 27. Further, an upper magnetic shield layer 29 made of the same soft magnetic material as the lower magnetic shield layer 22 is formed on the upper read magnetic gap 28. These components constitute a shield type GMR head 30 as a reproducing head.
[0417]
The thin-film magnetic head 31 is formed on the shield type GMR head 30 as a recording head. The lower recording magnetic pole teeth of the thin-film magnetic head 31 and the upper magnetic shield layer 29 are formed of a common magnetic layer. The upper magnetic shield layer 29 of the shield type GMR head 30 also serves as the lower recording magnetic pole of the thin film magnetic head 31. On the lower recording magnetic pole 29 also serving as the upper magnetic shield layer, AlO_xA recording magnetic pole gap 32 and an upper recording magnetic pole 33, which are made of a non-magnetic insulating material, are formed in this order. A recording coil (not shown) for applying a recording magnetic field to the lower recording magnetic pole 29 and the upper recording magnetic pole 33 is formed on the rear surface of the medium facing surface.
[0418]
The recording / reproducing separation type magnetic head is constituted by the shield type GMR head 30 as the reproducing head and the thin film magnetic head 31 as the recording head. Such a recording / reproducing separation type magnetic head is incorporated in a head slider, and is mounted on, for example, a magnetic head assembly shown in FIG. The magnetic head assembly 60 shown in FIG. 46 has an actuator arm 61 having a bobbin for holding a drive coil, for example. A suspension 62 is connected to one end of the actuator arm 61.
[0419]
At the tip of the suspension 62, a head slider 63 having the recording / reproducing separation type magnetic head of the above-described embodiment is attached. The suspension 62 has a lead wire 64 for writing and reading signals, and the lead wire 64 is electrically connected to each electrode of the recording / reproducing magnetic head incorporated in the head slider 63. In the figure, reference numeral 65 denotes an electrode pad of the magnetic head assembly 60.
[0420]
Such a magnetic head assembly 60 is mounted on a magnetic recording device such as a magnetic disk device shown in FIG. 47, for example. FIG. 47 shows a schematic structure of a magnetic disk device 50 using a rotary actuator.
[0421]
The magnetic disk 51 is mounted on a spindle 52 and is rotated by a motor (not shown) that responds to a control signal from a drive control source (not shown). The magnetic head assembly 60 is mounted such that a head slider 63 mounted on the tip of a suspension 62 records and reproduces information while flying above the magnetic disk 51. When the magnetic disk 51 rotates, the medium facing surface (ABS) of the head slider 63 is held at a predetermined flying height (0 to 100 nm) from the surface of the magnetic disk 51.
[0422]
The actuator arm 61 of the magnetic head assembly 60 is connected to a voice coil motor 53, which is a type of linear motor. The voice coil motor 53 includes a drive coil (not shown) wound around a bobbin portion of the actuator arm 61, and a magnetic circuit including a permanent magnet and an opposing yoke, which are disposed so as to sandwich the drive coil. The actuator arm 61 is held by ball bearings (not shown) provided at two positions above and below the fixed shaft 54, and is rotatable and slidable by the voice coil motor 53.
[0423]
In the above embodiment, the recording / reproducing type magnetic head has been described. However, the magnetoresistance of the present invention may be applied to other head structures such as a recording / reproducing integrated magnetic head using a common magnetic yoke for the recording head and the reproducing head. It is also possible to apply an effect element. Further, the magnetoresistive element of the present invention is not limited to a magnetic head, and can be applied to a magnetic storage device such as a magnetoresistive memory (MRAM).
(Example)
Next, specific examples of the present invention and evaluation results thereof will be described.
(Example 1)
In Example 1, a structure of Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (2.5 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm) Was manufactured by DC nagnetron sputtering. The degree of vacuum during film formation is 1 × 10^-7Below Toff, the argon pressure was 2 to 10 mToff. The substrate used was a thermally oxidized silicon substrate. When manufacturing the magnetic head, Al₂O₃The film is formed on the gap, but it has been confirmed that the characteristics do not change.
[0424]
The above spin-valve film has an MR ratio of 9.6% in the as-depo state, and is subjected to process annealing at 250 ° C. × 4H (annealing conditions: 250 ° C. × 4H, magnetic field 5 kO 2)._eAfter that, the MR change rate was maintained at 9.0%. Magnetostriction is ± 10^-6The following order values were obtained: H_kAlso, as for the annealing H with the magnetic field applied in the easy axis direction,_kTo the saturated H_kDefined as_kAbout 80_eAnd soft magnetism was realized. In addition, H in the easy axis direction_cAlso 0-3O_eWas small.
[0425]
Here, the MR enhancement layer is an Au / Cu laminated film, and the interface between Au and Cu forms an alloy. The interface between Cu and CoFe is an insoluble interface. Ta and Au are solid-solution interfaces, but since Au / Cu has a film thickness at a sufficiently long distance compared to the electron wavelength, reflection occurs sufficiently at the interface up to that point, and there is a solid-solution relationship here. There is no problem even if an interface exists. Due to the effect of the Au / Cu underlayer having the fcc structure, CoFe is fcc (111) oriented, and the d (111) spacing of CoFe is controlled to 0.2074 nm, which is also a magnetostrictively small value. I have.
[0426]
The spin valve film of Example 1 was observed by a cross-sectional TEM. As a result, it was confirmed that the GMR basic unit portion of CoFe / Cu / CoFe grew beautifully and layer-by-layer by one atomic layer on the Au / Cu underlayer, and was oriented in fcc (111). Also, in the micro-diffusion of the CoFe layer portion as the magneto-sensitive layer, the magnitude of the fcc-d (111) spacing was 0.2074 nm, which was a magnetostrictive value. FIG. 48 shows an XRD pattern of the spin valve film. X-ray diffraction also shows that the fcc-d (111) spacing of CoFe is 0.2074 nm.
[0427]
In the XRD profile of FIG. 48, peaks 1, 2, and 3 are peaks corresponding to IrMn, peak 4 is considered to be the fcc (111) peak of the CoFe / Cu / CoFe laminated film, and d -It is difficult to find spacing. In this case, the d-spacing of the peak 4 is set as the d-spacing value of the magneto-sensitive layer.
[0428]
If Cu (2 nm) is used alone instead of the Au (1 nm) / Cu (1 nm) underlayer described above, the fcc-d (111) spacing of CoFe becomes as small as 0.2054 nm, and the magnetostriction increases on the negative side. . On the other hand, when Au (2 nm) is used alone, the fcc-d (111) spacing of CoFe increases to 0.2086 nm, and the magnetostriction increases to the positive side. By using the Au / Cu underlayer in this way, a suitable 0.2074 nm spacing can be obtained for the first time.
[0429]
The heat resistance, which was not obtained on the Cu film having the configuration (g) shown in the prior art, is one of the factors obtained in the Au / Cu laminated film. Is mentioned. In the case of a Cu underlayer, the lattice spacing becomes narrow, the lattice mismatch at the interface with IrMn increases, and the distortion increases. This is because performing the process annealing in a state where the distortion is large causes relaxation of the distortion, and particularly causes diffusion at the interface between the pinned layer and the antiferromagnetic film. Therefore, this effect becomes more remarkable as the film thickness of IrMn increases. However, since the Au / Cu underlayer is closer to the lattice spacing of IrMn, the CoFe / Cu / CoFe layered thereon becomes a distorted lattice with a lattice constant close to IrMn, and the influence of strain relaxation by annealing is reduced. Because.
On the other hand, in the case of the Au underlayer having the configuration of (h) of the related art, the lattice spacing is too wide, and the strain energy of CoFe / Cu / CoFe becomes too large, and conversely, interface dislocation tends to occur. In addition, initial annealing deterioration occurs. This is because if the Au layer and the CoFe layer are directly stacked, the Au layer may diffuse along the crystal grain boundaries to the Cu layer of the nonmagnetic intermediate layer. When Au reaches the non-magnetic intermediate layer, the MR change rate becomes very small. This affects long-term heat resistance. However, by using the Au / Cu laminated film, the Cu layer becomes a stopper layer for Au diffusion, and the long-term heat resistance is stabilized.
[0430]
Ta as a base is a buffer layer necessary for growing Au two-dimensionally. Au is amorphous Al₂O₃When the film is formed directly on the upper surface, Au grows as an island, and as a result of ferromagnetic coupling between the pinned layer and the free layer via the spacer layer, H_inCauses an increase. Further, in an actual device, since a film is formed on a substrate that has undergone a process, a buffer layer is necessary for performing stable film formation. Here, Ta is used for the base film, but Ti, Zr, Cr, W, Hf, Nb, an alloy containing these, or an oxide or nitride containing these metals may be used.
[0431]
As described above, even if a layer having a total thickness of 220 nm is not used as the underlayer of Au as in the configuration (f) of the related art, the use of the Ta underlayer sufficiently prevents the island growth of Au and prevents a flat film surface. And the interface of the Cu / CoFe film formed thereon becomes flat. Also, there is no need to perform heat treatment at a high temperature of 350 ° C. Optimally, a heat treatment at about 270 ° C. × 4 H is performed, and an interface with the most steep composition can be formed. As described above, a nonmagnetic underlayer such as Ta is important, and a flat Au film can be obtained in combination with a commonly used underlayer.
[0432]
In addition, Ti (5 nm), Zr (5 nm), W (5 nm), Cr (5 nm), V (5 nm), Nb (5 nm), Mo (5 nm), Hf (5 nm) and non-magnetic underlayers are used as the nonmagnetic underlayer. Similar effects were obtained when an alloy (5 nm) was used. Further, Au (0.5 to 2 nm) / Cu (0.5 to 2 nm), Au (0.3 to 1 nm) / Cu (0.3 to 1 nm) / Au (0.3 to 1 nm) as an MR enhancement layer. The same effect was obtained when using / Cu (0.3 to 1 nm) and AuCu (0.5 to 5 nm) / Cu (0.5 to 2 nm).
[0433]
As described above, the MR enhancement layer may be composed of two layers, may have more layers, or may be a single layer if it is an alloy layer. However, in the case where an additive element for increasing the resistance is not added, the shunt shunt increases as the film thickness increases, so that the thickness is desirably 5 nm or less. However, since there must be a seed effect of fcc orientation as a base, the thickness of the MR enhancement layer when it is located below the magnetic layer is preferably about 2 to 5 nm.
[0434]
When the magnetic layer is made of a Co-based alloy, Ru-Cu, Au-Cu, Pt-Cu, Rh-Cu, Pd-Cu, Ir —Cu, Ag—Pt, Ag—Pd, Ag—Au, Au—Pt, Au—Pd, and Au—Al. Among these combinations, the main element of the MR enhancement layer in contact with the Co-based magnetic layer is one of Cu, Au, and Ag.
[0435]
Regarding the film configuration, as described above in the case of Au-Cu, a two-layer laminated film, a three-layer laminated film, a larger number of layers, a single layer in the case of an alloy layer, and more. The number of layers may be used. The film thickness is the same as that of Au-Cu described above, and when there is no third additive element, the total film thickness is preferably about 2 to 3 nm.
[0436]
Of the above combinations in the case of the Co system, Au-Cu, Ag-Pt, Au-Pd, Au-Ag, Pt-Cu, and the like, which are preferable in terms of the film microstructure, are also highly soluble in each other. Especially desirable. Among these, an optimum material is determined by a combination that can be controlled to an appropriate lattice constant.
[0437]
Just as when the above magnetic layer is Cu-based, when the magnetic layer is Ni-based, Au-Pt, Au-Pd, and Au are used as a combination of a laminated film of the MR enhancement layer or an alloy film of the MR enhancement layer. -Ag, Au-Al, Ag-Pt, Ag-Pd, Ru-Rh, Ru-Ir, Ru-Pt and the like. Among these combinations, the main element of the MR enhancement layer on the side in contact with the Ni-based magnetic layer is one of Au, Ag, and Ru. The film configuration and thickness are exactly the same.
[0438]
Further, the combination of the two elements forming the MR enhancement layer may be insoluble in each other. For example, when the magnetic layer is a Co-based magnetic layer, it may be a laminated film of Cu-Ru and Cu-Ag. It does not matter. In the case of these insoluble combinations, even if an attempt is made to form an alloy layer, two phases are separated, which is not preferable, and it is preferable to use them in a laminated film. Here, specific examples of the case where the magnetic layer is a Ni-based magnetic layer include NiFe, NifcCr, NiFeNb, and NiFeRh.
[0439]
As the pin film configuration, a type in which a pin layer is simply laminated directly on an antiferromagnetic film is shown here, but a synthetic antiferro structure may be used. For example, as the pin film configuration, CoFe 3 nm / Ru 0.9 nm / CoFe 3 nm / IrMn 7 nm, CoFe 3 nm / Cr 0.9 nm / CoFe 3 nm / IrMn 7 nm may be used instead of CoFe 2.5 nm / IrMn 7 nm.
[0440]
The antiferromagnetic film may be made of a material such as PtMn, NiMn, RuRhMn, CrMn, FeMn, and NiO. The pin layer material may be Co or NiFe.
[0441]
The non-magnetic underlayer is not limited to a metal film such as Ta._xIt is also possible to use an oxide film such as TaO instead of Ta._xSimilarly, a good effect was obtained when a base was used. In this case, electrons that could not be completely reflected by the MR enhancement layer are transferred to Ta having a large potential difference. O_xThe light can be reflected at the interface between the underlayer and the MR improving layer, and the MR ratio can be further improved. However, TaO_x If CoFe is formed directly on the underlayer, fcc (111) orientation will not be obtained, and a desirable fcc-d (111) spacing in terms of magnetostriction will not be obtained. On the other hand, TaO_xThe / Au / Cu underlayer is excellent in practicality. TaO_xAlternatively, an oxide such as Ti, Zr, Cr, W, Hf, or Nb can be used. Also, a nitride such as TiN or TaN can be used.
(Example 2)
In Example 2, Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (2.5 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Au (0.5 nm) ) / Cu (0.5 nm) / Ta (5 nm) structure was prepared in the same manner as in Example 1.
[0442]
Since the lattice constant of the Au / Cu laminated film as the upper MR enhancement layer is closer to IrMn than the lattice constant of the CoFe / Cu / CoFe laminated film, the IrMn lattice is formed by forming the Au / Cu laminated film on IrMn. The constant can be kept more stable, and the thermal stability can be further improved. When the Au layer is disposed immediately below Ta of the protective film, a layer having a small surface energy such as Au is present immediately below a layer having a large surface energy such as Ta, so that Au can easily diffuse to the Ta surface. In addition, the thermal stability of the layer deteriorates. Therefore, it is desirable not to arrange Au, Ag, etc. directly under Ta. It is preferable to form a Ta protective film via a Cu layer as in this embodiment. A similar effect can be obtained with the AuCu alloy layer.
(Example 3)
In Example 3, Ta (5 nm) / NiCoFe (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (2.5 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / A spin valve film having a Ta (5 nm) structure was produced in the same manner as in Example 1. In this spin valve film, the magneto-sensitive layer is a laminated film of NiCoFe (5 nm) and CoFe (3 nm) with an Au / Cu film interposed.
[0443]
As a comparative example with the present invention, a Ta (5 nm) / NiCoFe (5 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (2.5 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm) structure is used. A spin valve film was produced in the same manner.
[0444]
The spin valve film of the comparative example had an MR change rate of 8.6% as-bepo, but deteriorated to 6.6% after process annealing at 250 ° C. × 4H, reaching a deterioration rate of 23%. did. This is because CoFe and NiFeCr are in a solid solution system, so that at the as-bepo stage, there is not much mixing at the CoFe / NiFeCr interface and the MR change rate is high. However, when annealing is performed at about 250 ° C. × 4H, the CoFe / NiFeCr interface is easily disturbed. This is the result of NiFeCr in which about 4% of Cr was added to NiFe for shunting.₈₁Fe₁₉(Atomic%).
[0445]
On the other hand, by inserting the Au / Cu laminated film as in Example 3, the diffusion between the CoFe layer and the NiFeCr layer can be suppressed, so that the MR ratio was 8.7% at the as-depo stage. Even after the 250 ° C. × 4 H process annealing, the MR deterioration was remarkably suppressed to 8.1%. This is because, as an effect of preventing diffusion by Au / Cu insertion, the effect of interfacial reflection with the CoFe layer is maintained even after annealing.
[0446]
Instead of Au (1 nm) / Cu (1 nm), Au (0.5 nm) / Cu (0.5 nm), Cu (0.5 nm) / Au (0.5 nm), Au (0.3 nm) / Cu ( 0.3 nm) / Au (0.3 nm), Au (0.3 nm) / Cu (0.3 nm) / Au (0.3 nm) / Cu (0.3 nm), AuCu (0.5 nm) / Cu (0 0.5 nm), AuCu (1 nm) / Cu (0.5 nm), Ag (0.5 nm) / Cu (0.5 nm), Cu (0.5 nm) / Ag (0.5 nm), Ag (0.3 nm) / Cu (0.3 nm) / Ag (0.3 nm), Ag (0.3 nm) / Cu (0.3 nm) / Ag (0.3 nm) / Cu (0.3 nm), Pt (0.5 nm) / Cu (0.5 nm), Cu (0.5 nm) / Pt (0.5 nm), Pt (0.5 nm) / C (0.5 nm), Pt (0.5 nm), Pt (0.5 nm) / Cu (0.5 nm) / Pt (0.5 nm) / Cu (0.5 nm), AuCu (0.5-1.5 nm) ) Etc., the same effect was obtained.
[0447]
The reason why NiFeCr was used as the second magnetic layer is as follows. By adding Cr to NiFe, ρ is improved without lowering Ms, and the effect of shunt shunt is reduced. Further, in order to suppress the magnetostriction λ due to the addition of Cr from rising to the positive side, it is desirable that the ratio of Ni and Fe be slightly richer than Ni: Fe = 81: 19, which is a normal zero magnetostriction composition. The composition satisfying all of Ms, ρ and magnetostriction is Ni₈₁Fe_FifteenCr₄Is preferred. In addition, Ni₈₀Fe₂₀, NiFeNb, NiFeRh, etc. may be used.
(Example 4)
In Example 4, Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Cu (2.5 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (0.5 nm) ) / Au (0.5 nm) / Cu (0.5 nm) / Ta (5 nm) structure was prepared in the same manner as in Example 1.
[0448]
Example 4 is a spin valve film having a so-called inversion structure in which the magnetization fixed layer is below the nonmagnetic intermediate layer. The upper Cu / Au / Cu layer is an MR improving layer, and improves heat resistance and MR ratio. The lower Au / Cu layer serves as an IrMn underlying film and at the same time is an MR enhancement layer that functions to stably maintain the IrMn lattice constant. The MR change rate of this film as-depo was 10%, and the MR change rate after annealing at 250 ° C. × 4H was 9.5%. The Cu / Au interface formed an AuCu alloy.
[0449]
Ta on the upper side of the fourth embodiment is a protective film, and is not intended to cause reflection on the surface of the Ta film. In the fourth embodiment, since the Cu / Au / Cu layer is the MR improving layer, reflection occurs at the CoFe / Cu interface and the Cu / Au interface (or AuCu alloy layer). As described above, the configuration is clearly different from the configurations of (e) and (d) shown as the related art. Further, since an ultra-thin Cu layer is inserted at the CoFe / Au interface, long-term diffusion of Au into the nonmagnetic intermediate layer (Cu) is suppressed, and at the same time, the Au layer is temporarily interposed through a layer having a short Fermi wavelength. , The reflection effect can be increased.
[0450]
Instead of Au (1 nm) / Cu (1 nm) as the upper MR enhancement layer, Au (0.5-3 nm) / Cu (0.5-3 nm), Cu (0.5-3 nm) / Au (0 0.5-3 nm) / Cu (0.5 nm), AuCu (0.5-3 nm) / Cu (0.5-3 nm), Cu (0.5-3 nm) / AuCu (0.5-3 nm) / Cu (0.5-3 nm), Ag (0.5-3 nm) / Cu (0.5-3 nm), Cu (0.5-3 nm) / Ag (0.5-3 nm) / Cu (0.5-3 nm) 3 nm), Pt (0.5-3 nm) / Cu (0.5-3 nm), Cu (0.5-3 nm) / Pt (0.5-3 nm) / Cu (0.5-3 nm), PtCu ( 0.5 to 3 nm) / Cu (0.5 to 3 nm), Cu (0.5 to 3 nm) / PtCu (0.5 to 3 nm) / Cu (0.5 to 3 nm) nm) even when using a similar effect was obtained.
[0451]
As for other materials, the materials used in the first embodiment are used. Since the seed layer is not required for the MR enhancement layer laminated on the free layer in the fourth embodiment, the thickness may be as thin as about 1 nm. However, since the adverse effect of increasing the shunt shunt when the thickness is large is similar to that of the first embodiment, the thickness is preferably 5 nm or less.
[0452]
The MR enhancement layer under the antiferromagnetic film sets the lattice spacing of the antiferromagnetic film to an appropriate value to suppress interface mixing caused by lattice mismatch at the interface between the pin CoFe and the antiferromagnetic film. By controlling the lattice spacing of the antiferromagnetic film itself to an appropriate value, the pin characteristics themselves are also improved. At this time, specific MR improving layers include Al-Cu, Pt-Cu, Rh-Cu, Pd-Cu, Ir-Cu, Ag-Pt, Ag-Pd, Ag-Au, Au-Pt, and Au-Pd. , Au-Al, Ru-Rh, Ru-Ir, Ru-Pt, Ru-Cu, Ag-Au, a laminated film, an alloy film, and the like.
[0453]
As an MR enhancement layer suitable for each antiferromagnetic film, a laminated film or an alloy film of two elements selected from Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Ru, Pd, Al, Ti, Zr, and Hf is used as an underlayer. As an effect. If an effect only on the pin side is aimed at, the MR enhancement layer laminated on the free layer of the inversion structure spin valve film may be omitted. Furthermore, the MR enhancement layer underlying the antiferromagnetic film may have a pinned film configuration of the above-described synthetic antiferro structure. Examples include Ta5 nm / AuCu2 nm / IrMn7 nm / CoFe3 nm / Ru0.9 nm / CoFe3 nm / Cu3 nm / CoFe1 nm / NiFe5 nm / Ta5 nm.
[0454]
The same applies to the case where Ti, Zr, Cr, W, Hf, Nb or the like is used instead of the Ta protective film.
(Example 5)
In Example 5, a structure of Ta (5 nm) / AuCu (2 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / AuCu (2.5 nm) / CoFe (4 nm) / AuCu (2 nm) / Ta (5 nm) Was produced in the same manner as in Example 1. Here, the AuCu layer disposed between the lower CoFe layer (magnetic pinned layer) and the upper CoFe layer (magnetic layer) controls the magnetostriction of the magnetic layer at the same time as being a non-magnetic intermediate layer. This is the MR improving layer to be formed.
[0455]
In the spin valve film having the inverted structure, the fcc-d (111) of the magnetosensitive layer formed on the nonmagnetic intermediate layer made of Cu or the like becomes small, and the magnetostriction becomes large. On the other hand, by forming a CoFe magneto-sensitive layer on the AuCu alloy layer which is both a non-magnetic intermediate layer and an MR improving layer as in Example 5, the fcc-d of the CoFe magneto-sensitive layer is formed. The (111) spacing can be adjusted to an appropriate value, thereby reducing the magnetostriction of the magnetosensitive layer.
[0456]
By the way, in the nonmagnetic intermediate layer made of the AuCu alloy, the spin-dependent scattering at the interface with the CoFe layer is slightly reduced as compared with the case of the Cu single layer, and the MR ratio may be slightly reduced. Such a problem can be solved by using, for example, a Cu (0.8 nm) / AuCu (0.8 nm) / Cu (0.8 nm) laminated film for the nonmagnetic intermediate layer.
[0457]
The use of the MR enhancement layer as well as the non-magnetic intermediate layer is effective not only for a spin valve film having an inversion structure but also for a normal spin valve film or a dual element type spin valve film. Examples of using a non-magnetic intermediate layer and an MR enhancement layer for a dual element type spin valve film include Ta (5 nm) / AuCu (2 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe magnetization fixed layer (2.5 nm) / AuCu non-magnetic layer. The structure includes a magnetic intermediate layer / MR improving layer (2.5 nm) / CoFe magnetic sensing layer (3 nm) / Cu (2.5 nm) / CoFe magnetization fixed layer (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm). Can be As an example of using a non-magnetic intermediate layer and an MR enhancement layer in a normal spin valve film, Ta (5 nm) / AuCu (2 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (0.8 nm) / AuCu (0.8 nm) / Cu (0.8 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm) structure.
[0458]
Note that the fcc-d (111) spacing of the CoFe magnetically sensitive layer is reduced due to the effect of the AuCu layer used as the underlayer of the antiferromagnetic film such as IrMn in the spin valve film having the inverted structure and the dual element type spin valve film. If sufficiently controlled, a general Cu layer or the like can be used for the nonmagnetic intermediate layer.
[0459]
As other specific examples of the spin valve film of the inverted structure and the dual element type spin valve film,
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (4 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (4 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / NiFe (2 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / NiFe (2 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (2 nm) / CoFe (3 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (1 nm) / NiFe (2 nm) / CoFe (1 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (1 nm) / NiFe (2 nm) / CoFe (1 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm)
And the like. Instead of the Au / Cu underlayer described above, various laminated films and alloy layers as described above can be used.
[0460]
Another structural example is substrate / Ta (5 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2.5 nm) / MR enhancement layer / CoFe (2.5 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm). In this structure, the CoFe / MR enhancement layer / CoFe is a free layer and is ferromagnetically coupled.
[0461]
Further, in each of the above-described embodiments, an example in which IrMn is used for the antiferromagnetic film has been described. However, even when various antiferromagnetic materials such as NiMn, PtMn, PdPtMn, RuRhMn, CrMn, and NiO are used. The same effect can be obtained.
[0462]
Further, as described above, a spin valve film using an antiferromagnetic coupling (antiferromagnetic coupling between CoFe via Ru) such as CoFe / Ru / CoFe / IrMn for the magnetization fixed layer is also used. The present invention is effective. In the laminated film as described above, antiferromagnetic coupling is performed at a certain film thickness.
[0463]
In this case, the intermediate layer can be the MR enhancement layer of the present invention. For example, CoFe (2.5 nm) / AuCu (1 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (antiferromagnetic coupling), IrMn / CoFe (2 nm) / AuCu (1 nm) / CoFe (2 nm) (antiferromagnetic coupling) And ferromagnetic coupling such as CoFe (1 nm) / AuCu (0.5 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (7 nm). The AuCu layer, etc., disposed in the middle of the magnetization pinned layer, couples the magnetic layers on both sides in an antiferromagnetic manner, provides a mirror-reflection effect, and at the same time keeps the lattice of IrMn or the like stable. And to improve the MR characteristics. In such a case, the thickness of the MR enhancement layer is preferably in the range of 0.5 to 2 nm.
(Example 6)
There is almost no normal crystal grain boundary that causes deterioration of heat resistance, and even if it is not a perfect single crystal, even if a grain boundary exists, a crystal structure with excellent heat resistance such as a small angle grain boundary is realized. As a means for achieving this, an MR improving layer composed of a laminated film of Au / Cu or the like or an alloy layer is effective. As an example, a structure of a thermally oxidized silicon substrate / Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm) Was evaluated by a cross-sectional TEM and a diffraction pattern. The spot diameter of the diffraction pattern was set so as to include the entire region in the thickness direction of the laminated film. For more detailed examination, a microdiffraction with a smaller spot diameter may be used.
[0464]
From the diffraction pattern, it was found that almost all diffraction patterns having a single crystal structure were obtained over a region of 1 μm or more, and a structure close to a single crystal was obtained. Except for the Ta underlayer and the protective film, the films are fcc (111) oriented. In the diffraction pattern, spots were seen at points slightly different in radius R from the center point. This is because the magnitude of the fcc (111) spacing differs between IrMn and CoFe / Cu / CoFe. From the lattice image, it was confirmed that a very clean fcc (111) orientation was formed. Occasionally, the grid points in the horizontal direction were slightly discontinuous. Since the diffraction pattern shows almost only a single spot in all regions, it is considered that the lattice discontinuity described above is a sub-grain boundary such as a small-angle grain boundary.
[0465]
Such a structure close to a single crystal not only has an excellent MR ratio and heat resistance of magnetic properties, but also has almost no crystal grain boundaries that cause scattering of electrons, so that the mean free path of electrons is also low. This is a desirable film structure because the length of the film becomes longer and the absolute value of the MR change rate increases. A technique for obtaining such a structure close to a single crystal on an amorphous substrate such as thermally oxidized silicon or amorphous alumina is also one of the features of the present invention. Although a thermally oxidized silicon substrate is used here, amorphous AlO on an AlTiC substrate usually used in an actual head is used._xIt may be on a film, another oxide-based amorphous film, nitride-based amorphous film, or diamond-like carbon.
[0466]
The underlayer Ta of Au in this embodiment does not necessarily have to be Ta, but some underlayer buffer layer is required. Even if Au is directly formed on a thermally oxidized silicon substrate, a film having a crystal structure close to a single crystal as in the present invention cannot be obtained. As a material other than Ta, Ti, W, Zr, Mo, Hf, an alloy containing them, or the like can be used. In the case of a Ta / Au / Cu underlayer, since Ta and Au form an alloy, island growth of Au when Au is formed is hindered, and secondary growth becomes easy. That is, the fact that the bonding force with the substrate side is superior to the cohesive force as crystal grains has a good effect on the film growth.
[0467]
In addition, an underlayer structure such as Ta / Au / Cu is effective in promoting single crystal-like growth. As in this case, even when a material for forming an alloy is formed into a laminated film, Au is not grown while keeping crystal grains as it is on the film when Au is formed, but the bond with the base is increased. Form single crystal grains. Such a structure has a simple Ta / Cu underlayer such as Ta (5 nm) / Cu (2 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm). You can't get it.
[0468]
As another structure that can be satisfactorily realized, as in the case of Example 1, when the magnetic layer is a Co-based film, Al-Cu, Pt-Cu, Rh-Cu, Pd-Cu, Ir-Cu, Ag A laminated film or an alloy film of —Pt, Ag—Pd, Ag—Au, Au—Pt, Au—Pd, and Au—Al; In the case of a laminated film, the number of repeating layers may be any number as long as it is two or more. When the magnetic layer is a Ni-based film, a combination of Au-Pt, Au-Pd, Au-Ag, Au-Al, Ag-Pt, Ag-Pd, Ru-Rh, Ru-Ir, and Ru-Pt is used. Laminated films, alloy films and the like can be mentioned. Just as in the case of the Co-based layer, the number of layers of the laminated film may be any number as long as it is two or more. Among the combinations of the two metals as described above, there are Au-Cu, Ag-Pt, Au-Pd, Au-Ag, Pt-Cu and the like having a wide solid solution range. In addition, there is a laminated film of a combination such as Ru-Cu and Ag-Cu even if the combination is not a solid solution.
[0469]
Other structures include Ta / Cu / Au / Cu base, Ta / Pt / Cu base, Ta / Cu / Pt base, Ta / Rh / Cu base, Ta / Cu / Rh base, TA / Pd / Cu base, Ta / Cu / Pd base. These materials may be used to increase the number of laminations on the buffer layer such as Ta. Further, instead of Ta, Ti, W, Zr, Mo, Hf, an alloy containing them, or the like can be used. In order to prevent a decrease in the MR ratio due to the shunt shunt, the fcc metal layer portion is preferably not too thick unless an element for increasing the resistance is added. Conversely, if the thickness is too small, the effect of the fcc as a seed layer is reduced, so it is preferable that the thickness is not too small. Specifically, the thickness of the base seed layer excluding the base buffer layer such as Ta is preferably about 2 to 5 nm. However, when the resistance of the underlying seed layer increases due to the added element and the like and the fear of shunt shunting is reduced, the thickness may be set to 5 nm or more.
[0470]
In addition to the above-described combination for forming fcc, an alloy obtained by further adding an additional element to the above-described combination for forming fcc is used instead of the laminated film of fcc metal forming the above-described alloy. In addition, as a nonmagnetic fcc alloy made of an alloy with Ni instead of Cu, a PtNi alloy (preferably Pt-rich than Pt 26 at%), a RhNi alloy, and a PdNi alloy (most of the compositions are magnetic, IrNi alloy (Ir-rich is preferable to Ir12 at%). In the case of these alloys, Ti, W, Zr, Mo, Hf, alloys containing them, and the like can be used instead of the Ta buffer. Further, the thickness of the fcc alloy film is preferably about 2 to 5 nm as in the case of the above-mentioned laminated film. When the resistance increases due to an added element or the like, the thickness may be set to 5 nm or more.
[0471]
As a specific example of the configuration described above,
Ta (5 nm) / Pt (1 nm) / Cu (1 nm) / CoFe (2 to 8 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / PtCu (2 nm) / CoFe (2 to 8 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (1 nm) / NiFe (5 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (1 nm) / NiFe (5 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (4 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm),
Ta (5 nm) / AuCu (2 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm)
And the like.
(Example 7)
The MR enhancement layer as described above can also be applied to an artificial lattice sensor as shown in FIG. In this case, the number of laminated layers of the magnetic layer 71 such as a film containing Co and a film containing Ni and the nonmagnetic layer 72 is larger than that of the spin valve film. At this time, the MR enhancement layer 73 is arranged in contact with the uppermost or lowermost magnetic layer. The concept of the specific material is exactly the same as that of the first embodiment.
[0472]
The first to seventh embodiments of the present invention have been described above with reference to specific examples. However, the present invention is not limited to these specific examples.
[0473]
For example, FIGS. 50 to 52 are conceptual diagrams illustrating further modified examples of the present invention.
[0474]
That is, FIG. 50 shows a cross section of the spin valve element portion viewed from the ABS (air bearing surface), and FIG. 51 is a perspective view of the spin valve element excluding the gap film and the shield film. .
[0475]
The lower shield 11 (NiFe, Co-based amorphous magnetic alloy, FeAlSi alloy, etc., thickness: 0.5 to 3 μm) is formed on the Altic substrate 10, and the surface unevenness of NiFe or FeAlSi alloy is reduced to less than the thickness of the intermediate magnetic coupling layer of the synthetic pin layer by polishing. The lower gap film 12 (alumina, aluminum nitride, or the like) is formed, and the spin valve element 13 is formed thereon. The spin valve element 13 includes a spin valve film 14, a pair of vertical bias films 15, and a pair of electrodes 16. The spin valve film 14 is formed from the bottom type SV shown in the fourth embodiment. That is, a nonmagnetic underlayer 141 (thickness: 1 to 10 nm) of Ta, Nb, Zr, Hf or the like, a second underlayer 142 (thickness: 0.5 to 5 nm) of Ru or NiFeCr if necessary, A ferromagnetic layer 143, a synthetic pin layer 144 composed of a ferromagnetic layer / a magnetic coupling layer / a ferromagnetic layer, a nonmagnetic spacer 145, a free layer 146, a high electric conduction layer 147, and a protective film 148 (0.5 -10 nm). An upper gap layer 17 (alumina, aluminum nitride, etc.) and an upper shield 18 (NiFe, Co-based amorphous magnetic alloy, FeAlSi alloy, etc., thickness: 0.5 to 3 μm) are formed thereon. Although not shown, a recording unit is further formed thereon. The spin valve element 13 has a so-called abut junction type element structure in which a track bias end of the spin valve film 14 is removed and a vertical bias layer 15 is formed there. The longitudinal bias layer 15 is a hard magnetic film (such as CoPt or CoPtCr formed on an underlayer of Cr, FeCo, or the like) or a ferromagnetic layer 151 and an antiferromagnetic film 152 that are sequentially laminated to form a hard ferromagnetic layer. Is used. The antiferromagnetic film 152 may be formed first, and then the ferromagnetic film 151 may be formed. In order to obtain a steep reproduction sensitivity profile at the track width end corresponding to a future narrow track, a longitudinally biased ferromagnetic layer (a ferromagnetic layer exchange-biased by a hard magnetic layer or an antiferromagnetic film) with respect to the magnetization free layer is required. The ratio Ms * t (longitudinal bias) / Ms * t (free) of the layer is set to 7 or less, preferably 5 or less. When the thickness of the magnetization free layer is reduced to 4.5 nm or less (magnetic film thickness ratio: 5 nm T or less), the longitudinal bias ferromagnetic layer is satisfied in order to satisfy Ms * t (longitudinal bias) / Ms * t (free) ≦ 5. Is also very thin (magnetic film thickness ratio is 25 nmT or less).
[0476]
In general, it is difficult to obtain a high coercive force when the film thickness of the hard magnetic film is thin, but on the other hand, in the case of the vertical bias layer of the ferromagnetic film / antiferromagnetic film type, the exchange bias magnetic field increases as the thickness of the ferromagnetic film 151 becomes thinner and becomes fixed. Is stronger, it is preferable to use a ferromagnetic film 151 / antiferromagnetic film 152 type vertical bias layer. Further, in the longitudinal bias layer of the ferromagnetic film 151 / antiferromagnetic film 152, the saturation magnetization of the ferromagnetic layer 151 is substantially equal to or higher than the saturation magnetization of the free layer, and complete BHN (Barkhausen noise) removal is performed. This is preferable for realizing with a vertical bias magnetic field as small as possible. That is, a NiFe alloy may be used, but an alloy having a larger saturation magnetization, such as CoFe or Co, is desirable. When the BHN removal is realized by increasing the film thickness of the ferromagnetic film 151 having a small saturation magnetization to increase the leakage magnetic field, the reproduction output is reduced particularly when the track width becomes narrow.
[0477]
Although FIG. 50 shows a case where the vertical bias layer is formed by leaving the antiferromagnetic layer 143 without removing all of the spin valve film 14 by etching, the underlying layer 141 may be removed by etching. Forming the vertical bias layer 15 thereon while leaving the antiferromagnetic layer 143 has the advantage of improving the electrical contact between the vertical bias layer and the spin valve film. In a general abut junction in which the electrode 16 is substantially equal to the interval between the vertical bias layers 15, there is a great merit that the antiferromagnetic film 143 is left because the electrode and the spin valve film cannot make direct surface contact. It is desirable that the pinned layer 144 on the antiferromagnetic film be completely removed to form a vertical bias layer thereon. The reason is that the magnetization direction of the pinned layer 144 and the magnetization direction of the longitudinal bias layer 15 need to be substantially orthogonal to each other as described later. This is because the magnetization of the bias layer becomes unstable. Alternatively, the vertical bias layer may be formed on the high conductive layer 147 without etching to completely remove the free layer.
[0478]
In order to improve the crystallinity or to weaken the magnetic coupling between the antiferromagnetic layer 143 and the longitudinal bias layer 15, an extremely thin underlayer 153 similar to the underlayer 142 is provided below the ferromagnetic layer 151. Is also good. Magnetic coupling is likely to occur between the ferromagnetic layers even if a nonmagnetic layer with a small thickness exists between the ferromagnetic layers, but at least a nonmagnetic layer exists between the antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer. Then no magnetic coupling occurs. In order to effectively apply a bias magnetic field from the vertical bias layer to the free layer, the thickness of the underlayer 153 is desirably 10 nm or less. Similarly, when using a hard magnetic film, it is desirable to make the free layer and the hard magnetic film have the same saturation magnetization, but it is usually difficult to produce a high saturation magnetization hard magnetic film comparable to a high saturation free layer such as CoFe. It is.
[0479]
Therefore, it is suitable to remove BHN with a small longitudinal bias magnetic field by using a base having a high saturation magnetization comparable to CoFe such as FeCo as the base of the hard magnetic film to maintain the balance of the saturation magnetization with the free layer. For the antiferromagnetic film 152, the same antiferromagnetic film material as that used for the spin valve film can be used.
[0480]
However, the exchange bias direction of the antiferromagnetic layer of the spin valve and the antiferromagnetic film 152 of the longitudinal bias layer must be orthogonal (the exchange bias direction of the antiferromagnetic layer of the spin valve film is the element width (height) direction, The exchange bias direction of the antiferromagnetic film 152 of the vertical bias layer is in the track width direction.
[0481]
Thus, for example, by changing the blocking temperature Tb of both antiferromagnetic films, the exchange bias direction of the antiferromagnetic film on the high Tb side is first specified by heat treatment, and Tb is first set at a lower temperature. By setting Tb of the other antiferromagnetic film near the temperature at which the magnetization direction of the ferromagnetic film fixed by the specified exchange bias of the antiferromagnetic film is stable, the exchange bias of the two antiferromagnetic films becomes orthogonal. Can be realized. To apply an exchange bias to the antiferromagnetic layer 152, use a film formation in a magnetic field (using IrMn, RhMn or the like) or a resist curing heat treatment process at 200 to 250 ° C. (using PtMn, PdPtMn, IrMn or the like) in forming a recording portion. It is desirable to do. When an antiferromagnetic film having a higher Tb (IrMn, PtMn, PdPtMn, etc.) is used as the antiferromagnetic layer of the spin valve film, the magnetization direction of the pin layer of the spin valve film is not disturbed in the resist curing heat treatment process. The exchange bias direction of the antiferromagnetic film 152 can be defined in the track width direction.
[0482]
In the conventional single-layer pin-layer spin valve, if the heat treatment for applying the exchange bias to the antiferromagnetic film 152 is not considerably reduced, the direction of the exchange bias magnetic field for pin layer fixation is disturbed, which makes it difficult to use the pin magnetization. Utilizing the properties of a synthetic pin layer, whose heat resistance is rapidly stabilized, it is possible to achieve good longitudinal bias and orthogonalization of pin layer magnetization even with a slight difference in blocking temperature of several tens of degrees Celsius between both antiferromagnetic films. . When an ordered antiferromagnetic film PtMn or PdPtMn is used for the antiferromagnetic layer 152, an antiferromagnetic film that causes ordering at a resist cure temperature (200 to 250 ° C.) is preferable.
[0483]
It is preferable that the distance LD between the electrodes 16 is smaller than the distance HMD between the vertical bias layers in order to reduce the read element resistance and realize a head that is resistant to ESD. Since the LD substantially defines the reproduction track, the submicron width of 0.1 to 0.7 μm is used for high-density recording (10 Gbpsi or more) targeted by the present invention. On the other hand, by making the HMD wider than the LD by about 0.3 to 1 μm, a sharp track width direction sensitivity profile can be realized with less influence of the hard film magnetic field even with a narrow track width, and high-sensitivity reproduction becomes possible. Further, by satisfying HD (element width)> LD and HMD> HD, the resistance of the spin valve element between the electrodes can be reduced, and the shape of the spin valve magnetic sensing part also becomes a rectangular shape long in the track width direction. Barkhausen noise can be easily suppressed. Specifically, the element width HD is desirably about 0.4 μm in consideration of ESD resistance, and it is desirable to increase the hard film interval HMD to about 0.8 μm in narrow track width reproduction in which the electrode interval is reduced to 0.4 μm or less. .
[0484]
In FIG. 50, assuming that the distance from the center of the thickness of the free layer to the upper shield surface is gf and the distance from the lower shield surface is gp, gf <gp in order to weaken the current magnetic field Hcu applied to the free layer. desirable. This is because the free layer is closer to the upper shield than the lower shield, the free layer is strongly affected by the magnetic field from the lower shield, and the center of the sense current flows on the non-magnetic spacer 145 side. This is because a magnetic field from the lower shield (generated by magnetizing the shield by the sense current) is applied in a direction opposite to the sense current magnetic field direction (see FIG. 50). When the sense current magnetic field is weakened, a larger sense current can be supplied, and a higher reproduced output and a better BP, that is, a reproduced waveform with less asymmetry between the upper and lower reproduced waveforms can be obtained. Specifically, if gp is 35 to 80 nm and gf is 25 to 50 nm and gf <gp, then a remarkably narrow gap with a total reproduction gap length of 60 to 130 nm can be achieved while maintaining the insulating properties of the gap.
[0485]
FIG. 52 is a conceptual diagram showing one embodiment of a head suitable for the top type spin valve film illustrated in FIGS. The difference from FIG. 50 is that the vertical bias layer 15 is formed on the lower gap film 12 after the entire spin valve film is removed by etching. Further, it is desirable that the distance gf between the center of the thickness of the free layer and the lower shield surface is smaller than the distance gp between the upper shield surface. This is because the free layer is closer to the lower shield than the upper shield, the free layer is strongly affected by the magnetic field from the lower shield, and the center of the sense current flows on the non-magnetic spacer 145 side. This is because a magnetic field from the lower shield (generated because the shield is magnetized by the sense current) is applied in a direction opposite to the sense current magnetic field direction. When the sense current magnetic field is weakened, a larger sense current can be supplied, and a higher reproduced output and a better BP, that is, a reproduced waveform with less asymmetry between the upper and lower reproduced waveforms can be obtained. Specifically, if gp is 35 to 80 nm and gf is 25 to 50 nm and gf <gp, then a remarkably narrow gap with a total reproduction gap length of 60 to 130 nm can be achieved while maintaining the insulating properties of the gap.
[0486]
Further, the film configuration of the magnetoresistance effect element according to the present invention can be identified by various analysis techniques.
[0487]
FIG. 53 is a graph showing the results of nano-EDX analysis on a cross section of a film of a magnetic head using the magnetoresistive element according to the present invention. For example, a sample for observation of a cross section TEM (transmission electron microscopy) is prepared, and the material constituting the magnetoresistive element and the film thickness are determined by nano EDX using a beam having a diameter of about 1 nm with respect to the film cross section. Can be identified. By appropriately considering the measurement limit and the influence of interfacial diffusion due to heat treatment, the film configuration can be generally reproduced. In particular, as can be seen from FIG. 53, the interface between the free layer and the spacer Cu and the interface between the free layer and Cu of the non-magnetic high conductive layer are relatively sharp, and the film thickness can be easily specified.
[0488]
As a definition of the film thickness determination, the half width of the peak of the material of the main element constituting the desired film can be defined as the film thickness. For example, since the thickness of the spacer Cu and the underlying nonmagnetic high-conductivity layer Cu is sharp, the film thickness can be easily determined. Therefore, the thickness of the free layer is defined as the free layer thickness between the upper and lower Cu layers. . In the example of FIG. 53, the spacer Cu is determined to be 2.4 nm and the non-magnetic high conductive layer is determined to be 2 nm, and the total thickness of the free layer sandwiched between both Cus can be 4.1 nm. The thickness of the free layer is a value substantially reproducing the desired free layer thickness of 3.7 nm. By such an analysis method, the film configuration of the spin valve film can be generally understood, and the extremely thin film thickness of the spacer layer, the non-magnetic highly conductive layer, and the free layer can be measured relatively accurately.
[0489]
【The invention's effect】
The present invention is implemented in the form described above, and has the effects described below.
[0490]
First, according to the present invention, by applying the above-described first embodiment, a favorable bias point and a high MR that cannot be achieved by simply reducing the thickness of the free layer of the spin valve film conventionally. Next, a next-generation spin-valve film which realizes high ΔRs and has a wide margin for manufacturing variations can be obtained.
[0490]
According to the present invention, by applying the second to sixth embodiments described above, the temperature of the magnetic head during operation of the hard disk drive may be, for example, about 200 ° C. with the increase in the recording density of the hard disk drive. In this case, the pinned layer is stable, and even if an electrostatic discharge current flows into the GMR element of the magnetoresistive head, the pinned magnetization of the pinned layer is stable without being disturbed. Also, since the shunt of the sense current is small, a high resistance change rate is maintained as a GMR element, and reproduction sensitivity is ensured. Therefore, higher density recording becomes possible and a high reproduction output can be obtained.
[0492]
Further, according to the present invention, by applying the above-described seventh embodiment, the initial process annealing deterioration can be suppressed by the MR improving layer, and at the same time, the MR ratio is improved by the mirror reflection effect. be able to. Further, when the free layer is thin, the interface between the MR enhancement layer and the free layer can be made a stable interface, so that even after the heat treatment, the electron transmittance can be maintained at the interface at a high level. The MR change rate can be maintained. Further, for example, the magnetosensitive layer made of a Co-based magnetic material can be reduced in magnetostriction by the MR enhancement layer, and the crystal microstructure can be controlled. As a result, it is possible to provide a magnetoresistive element having high output, low noise, and high heat resistance.
[0493]
As described above in detail, according to the present invention, it is possible to realize a magnetoresistive element having high performance and high reliability, and industrial advantages are great.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a conceptual diagram illustrating a cross-sectional configuration of a magnetoresistance effect element according to the present invention.
FIG. 2 is a schematic view of a transfer curve obtained in the spin valve film of the present invention.
FIG. 3 shows a current magnetic field H applied to the free layer with respect to the thickness of the high conductive layer Cu on the side opposite to the spacer in contact with the free layer._cuIt is a graph figure showing the relationship of.
FIG. 4 shows a specific range of a pin layer thickness of a synthetic AF for realizing an asymmetry of −10% to + 10%, that is, a bias point of 30% to 50%, and a nonmagnetic high conductive layer thickness. FIG.
FIG. 5 is a conceptual diagram showing a specific film configuration of a magnetoresistive element according to one embodiment of the present invention.
FIG. 6 is a conceptual diagram showing a configuration of a spin valve film according to one embodiment of the present invention.
FIG. 7 is a conceptual diagram for explaining two problems of a conventional magnetoresistance effect element.
FIG. 8 is a graph showing a relationship between a calculated bias point value and a reproduced signal waveform of a head.
FIG. 9 is an explanatory diagram showing the relationship between magnetic fields.
FIG. 10 shows a current shunt I flowing through each layer.₁~ I₃It is a conceptual diagram showing.
FIG. 11 is a conceptual diagram illustrating a state of a bias point in a comparative example.
FIG. 12 shows H when viewed from a transfer curve._in, H_pin, H_cuFIG. 4 is a conceptual diagram illustrating a relationship between the magnitude of a bias and a bias point.
FIG. 13 is a conceptual diagram illustrating a relationship between bias point determining elements in a comparative example.
FIG. 14 is a conceptual diagram showing a relationship between bias point determining elements in a comparative example.
FIG. 15 is a graph showing the dependence of the bias point on the free layer thickness of the spin valve film of each comparative example and the spin valve film according to the present invention in comparison.
FIG. 16 is a graph showing how the MR ratio changes when only Ms * t of the free layer is reduced in the structures of Comparative Examples 1 to 4.
FIG. 17 is a diagram showing one embodiment of the magnetoresistive head of the present invention.
FIG. 18 shows a change in the resistance value of the spin valve film with respect to an external magnetic field and an exchange bias magnetic field H_UAIt is a schematic diagram which shows *.
FIG. 19 is a diagram showing the relationship between the elapsed time when a simulated bias magnetic field is applied and the angle at which the magnetization of the magnetization fixed layer moves.
FIG. 20 is a diagram showing a rocking curve half width of a diffraction line peak from the closest surface of the antiferromagnetic layer.
FIG. 21 is a diagram showing the relationship between the Ru thickness after heat treatment and the degree of reduction in antiferromagnetic coupling when Ru is used for the magnetic coupling layer, by the residual magnetization ratio Mr / Ms.
FIG. 22 is a diagram showing a change in resistance value of a spin valve film with respect to a magnetic field.
FIG. 23 is a view showing that a resistance change due to a magnetic field differs by making the thicknesses of the ferromagnetic layers A and B different.
FIG. 24 is a diagram showing resistance and output after applying a simulated ESD voltage based on a human body model to a spin valve element.
FIG. 25 is a diagram showing resistance and output after applying a simulated ESD voltage based on a human body model to a spin valve element.
FIG. 26 is a diagram showing a leakage magnetic field of the spin valve element.
FIG. 27 is a diagram showing another embodiment of the magnetoresistive head of the present invention.
FIG. 28 is a view showing still another embodiment of the magnetoresistance effect head of the present invention.
FIG. 29 is a diagram showing still another embodiment of the magnetoresistance effect head of the present invention.
FIG. 30 is a view showing still another embodiment of the magnetoresistance effect head of the present invention.
FIG. 31 is a view showing still another embodiment of the magnetoresistance effect head of the present invention.
FIG. 32 is a cross-sectional view showing a main structure of the magnetoresistive element according to the first embodiment of the present invention.
FIG. 33 is a sectional view showing a modification of the magnetoresistive element shown in FIG. 32;
FIG. 34 is a sectional view showing another modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG. 32;
FIG. 35 is a view showing a model of a decrease in MR change rate due to a thermal process of a conventional spin valve film.
FIG. 36 is a view for explaining that a specular reflection effect is obtained at the metal film / metal film interface.
FIG. 37 shows the ratio between the Fermi wavelength of the reflective film and the Fermi wavelength of the GMR film in contact with the reflective film, and the critical angle θ._cFIG. 4 is a diagram showing an example of the relationship with the following.
FIG. 38: Critical angle θ at which specular reflection occurs at the Au (Ag) / Cu interface_cFIG. 5 is a diagram showing a result of calculating from a Fermi wavelength.
FIG. 39 is a sectional view showing still another modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG. 32;
40 is a cross-sectional view showing a modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG.
FIG. 41 is a cross-sectional view showing a main structure of a magnetoresistive element according to a second embodiment of the present invention.
42 is a sectional view showing a modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG. 41.
FIG. 43 is a cross-sectional view showing a main structure of a magnetoresistive element according to a third embodiment of the present invention.
FIG. 44 is a cross-sectional view showing a structure of a first embodiment of a recording / reproducing separation type magnetic head to which the magnetoresistance effect element of the present invention is applied.
FIG. 45 is a cross-sectional view showing a structure of a second embodiment of a recording / reproducing separation type magnetic head to which the magnetoresistive element of the present invention is applied.
FIG. 46 is a perspective view showing the structure of an embodiment of a magnetic head assembly to which the recording / reproducing separation type magnetic head of the present invention is applied.
FIG. 47 is a perspective view showing the structure of an embodiment of a magnetic disk drive to which the recording / reproducing separation type magnetic head of the present invention is applied.
FIG. 48 is a diagram showing an XRD pattern of the spin valve film manufactured in Example 1 of the present invention.
FIG. 49 is a cross-sectional view showing a main structure of an example in which the magnetoresistance effect element of the present invention is applied to an artificial lattice film.
FIG. 50 is a conceptual diagram showing a cross section of a spin valve element portion viewed from an ABS (air bearing surface).
FIG. 51 is a perspective view of the spin valve element excluding a gap film and a shield film.
FIG. 52 is a conceptual diagram showing an example of a head suitable for the top type spin valve film illustrated in FIGS. 1 and 5 and the like.
FIG. 53 is a graph showing the results of nano-EDX analysis on a cross section of a film of a magnetic head using a magnetoresistive element according to the present invention.
[Explanation of symbols]
1 Magnetic layer
2 magnetization fixed layer
3 Non-magnetic intermediate layer
4 MR enhancement layer
4a, 4b metal film
4c alloy layer
5 Non-magnetic underlayer
6 Antiferromagnetic layer
7 Protective layer
8 Spin valve film
10 Substrate
11,18 shield
12,17 gap film
13 Spin valve element
14 Spin valve film
15 Vertical bias film
16 electrodes
141,142 Non-magnetic underlayer
143 Antiferromagnetic layer
144 magnetization fixed layer
145 middle class
146 magnetization free layer
147 Protective film
151 Ferromagnetic film
152 antiferromagnetic film
153 Underlayer
1441 Ferromagnetic layer B
1442 Magnetic coupling layer
1443 Ferromagnetic layer A

Claims (19)

A magnetoresistive effect having at least one pair of a magnetization fixed layer and a magnetization free layer arranged via a non-magnetic intermediate layer and an antiferromagnetic layer for fixing the magnetization of the magnetization fixed layer stacked on the magnetization fixed layer. An element,
The antiferromagnetic layer is made of ZxMn1-x having a thickness of 20 nm or less (Z is at least one selected from Pt, Pd, and Ni, and 0.4 ≦ x ≦ 0.7);
The magnetization fixed layer includes a pair of ferromagnetic layers including a ferromagnetic layer A provided on the non-magnetic intermediate layer side and a ferromagnetic layer B provided on the antiferromagnetic layer side via a magnetic coupling layer. Antiferromagnetically coupled,
The thickness of each of the ferromagnetic layers A and B is 3 nm or less,
The magneto-resistance effect element, wherein the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B is smaller than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A. A magnetoresistive effect having at least one pair of a magnetization fixed layer and a magnetization free layer arranged via a non-magnetic intermediate layer and an antiferromagnetic layer for fixing the magnetization of the magnetization fixed layer stacked on the magnetization fixed layer. An element,
The antiferromagnetic layer is made of ZxMn1-x (Z is at least one selected from Ir, Ru, Rh and 0 <x <0.4) having a thickness of 20 nm or less;
The magnetization fixed layer includes a pair of ferromagnetic layers including a ferromagnetic layer A provided on the non-magnetic intermediate layer side and a ferromagnetic layer B provided on the antiferromagnetic layer side via a magnetic coupling layer. Antiferromagnetically coupled,
The thickness of each of the ferromagnetic layers A and B is 3 nm or less,
The magneto-resistance effect element, wherein the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B is smaller than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A. 3. The magnetoresistive element according to claim 1, wherein the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B is 0.7 times or more and 0.9 times or less the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A. . The magnetic field according to any one of claims 1 to 3, wherein the close-packed surface is oriented such that the half-width of the rocking curve of the close-packed surface peak of the antiferromagnetic layer is 8 ° or less. Resistance effect element. The magnetoresistive element according to any one of claims 1 to 4, wherein the total thickness of the magnetization fixed layer, the nonmagnetic intermediate layer, and the magnetization free layer is 14 nm or less. The magnetoresistive element according to any one of claims 1 to 5, wherein the thickness of the magnetic coupling layer is greater than 0.8 nm and equal to or less than 1.2 nm. The magnetoresistive element according to any one of claims 1 to 6, wherein an average surface roughness of the magnetic coupling layer is smaller than a thickness of the magnetic coupling layer. 8. The magnetoresistive element according to claim 1, wherein the thickness of the magnetization free layer is 2 nm or more and 5 nm or less. 9. The method according to claim 1, wherein the antiferromagnetic layer, the magnetization pinned layer, the nonmagnetic intermediate layer, the magnetization free layer, and the protective film are sequentially formed from the substrate side. Magnetoresistive element. Sequentially from the substrate side, the magnetization free layer, the nonmagnetic intermediate layer, the magnetization pinned layer, and the according to any one of claims 1-8 antiferromagnetic layer is equal to or formed by stacking Magnetoresistive element. 2. An antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, a free magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, a magnetic pinned layer, and an antiferromagnetic layer are sequentially formed from the substrate side. 9. The magnetoresistance effect element according to any one of items 8 to 8 . A magnetic head comprising the magnetoresistance effect element according to claim 1. A lower magnetic shield layer,
A lower read magnetic gap layer provided on the lower magnetic shield layer,
The magnetoresistive element according to any one of claims 1 to 11, which is provided on the lower read magnetic gap layer.
An upper read magnetic gap layer provided on the magnetoresistive element and an upper magnetic shield layer provided on the upper magnetic gap layer;
A magnetic head comprising: 14. The magnetic head according to claim 13, wherein the unevenness of the surface of the lower reproducing magnetic gap layer in the magnetic sensing portion is smaller than the thickness of the magnetic coupling layer. The distance from the center of the magnetization free layer as viewed in the film thickness direction to one of the upper magnetic shield layer and the lower magnetic shield layer via the non-magnetic intermediate layer is D ₁ , and the thickness of the magnetization free layer is the distance from the center as viewed in a direction to the other of said upper magnetic shield layer and the lower magnetic shield layer without passing through the non-magnetic intermediate layer is taken as D _2, that is D _1> D ₂ The magnetic head according to claim 13, wherein: A lower magnetic pole provided in common with the upper magnetic shield layer,
A recording magnetic gap layer provided on the lower magnetic pole,
An upper magnetic pole provided on the recording magnetic gap layer;
The magnetic head according to any one of claims 13 to 15, further comprising a recording head having: A head slider having the magnetic head according to any one of claims 12 to 16,
An arm having a suspension on which the head slider is mounted,
A magnetic head assembly comprising: A magnetic recording medium,
A magnetic head assembly according to claim 17,
A magnetic recording device comprising: Supplying the current for detecting the signal magnetic field to the magnetoresistive element so that the magnetic field generated by the current for detecting the signal magnetic field is substantially the same as the magnetization direction of the ferromagnetic layer B; 19. The magnetic recording apparatus according to claim 18, wherein:

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