JP2000332318A - Magnetoresistive effect element, magnetic head, magnetic head assembly and magnetic recorder - Google Patents
Magnetoresistive effect element, magnetic head, magnetic head assembly and magnetic recorderInfo
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Abstract
Description
【0001】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気抵抗効果素
子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装
置に関し、より詳細には、本発明は、高感度且つ高信頼
性を有するスピンバルブ膜を用いた磁気抵抗効果素子、
磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置に
関する。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 uses a spin valve film having high sensitivity and high reliability. The magnetoresistive effect element,
The present invention relates to a magnetic head, a magnetic head assembly, and a magnetic recording device.
【0002】[0002]
【従来の技術】近年、磁気記録媒体の小型・大容量化が
進められていることから、大きな出力が取り出せる磁気
抵抗効果(MR)を利用した磁気ヘッド(MRヘッド)
への期待が高まっている。このようなMRヘッドの基本
構成要素となるMR膜としては、特に磁性層/非磁性層
/磁性層のサンドイッチ構造の磁性多層膜を有し、一方
の磁性層に交換バイアスを及ぼして磁化を固定しておき
(「磁化固着層」、「固着層」あるいは「ピン層」など
と称される)、他方の磁性層を外部磁界により磁化反転
させ(「感磁層」あるいは「フリー層」などと称され
る)、これら2つの磁性層の磁化方向の相対的な角度変
化により巨大磁気抵抗効果(GMR)を示すスピンバル
ブ膜が注目されている。2. Description of the Related Art In recent years, as magnetic recording media have been reduced in size and capacity, a magnetic head (MR head) using a magnetoresistive effect (MR) capable of extracting a large output has been developed.
Expectations are growing. 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 magnetized by an external magnetic field (eg, “magnetic layer” or “free layer”). ), A spin-valve film that exhibits a giant magnetoresistance effect (GMR) due to a relative angle change in the magnetization direction of these two magnetic layers has attracted attention.
【0003】他のMR膜としては、NiFe合金などか
らなる異方性磁気抵抗効果膜(AMR膜)や人工格子膜
などが知られている。スピンバルブ膜のMR変化率は、
人工格子膜に比べると小さいものの4%以上であり、A
MR膜と比較すると十分に大きい。さらに、スピンバル
ブ膜は低磁場で磁化を飽和させることができることから
MRヘッドに適している。このようなスピンバルブ膜を
用いたMRヘッドには、実用上大きな期待が寄せられて
いる。すなわち、磁気ディスクなどの磁気記録におい
て、記録密度の高密度化を進めるのには、巨大磁気抵抗
効果(GMR)を用いた高感度な磁気ヘッド、即ちGM
Rヘッドが必要不可欠となっている。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
Although it is smaller than the artificial lattice film, it is 4% or more.
It is sufficiently large compared to the MR 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 use. That is, in magnetic recording such as a magnetic disk, a high-sensitivity magnetic head using the giant magnetoresistance effect (GMR), that is, a GM
The R head is indispensable.
【0004】初期のGMRヘッドは、磁化自由層(フリ
ー層)、非磁性中間層、磁化固着層(ピン層)および反
強磁性層からなるスピンバルブ膜をGMR素子として用
いたものである。しかしながら、記録のトラック幅を狭
めて高密度化を行うのに不可欠な感度の向上を図るため
に、磁化自由層の膜厚を減らすと、磁化固着層からの漏
洩磁界が動作点のシフトをもたらすようになり、このシ
フト量を歩留まりよく電流磁界によって補正することが
困難となる。An 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 good yield.
【0005】一方、磁化固着層を磁気結合層を介して反
強磁性結合する2層の強磁性層で構成した、いわゆる積
層フェリ固着層(以後、「SyAF」、「シンセティッ
クAF」または「反強磁性固着層」と称する)が提案さ
れている(特開平7−169026号公報)。この反強
磁性固着層では漏洩磁界を原理的には動作点をゼロにで
きるので、動作点の確保が容易である。On the other hand, a so-called laminated ferri-fixed layer (hereinafter referred to as "SyAF", "synthetic AF" or "anti-strong") in which the magnetization fixed layer is composed of two ferromagnetic layers that are antiferromagnetically coupled via a magnetic coupling layer. (Referred to as "magnetic pinned layer") (JP-A-7-169026). In this antiferromagnetic pinned layer, the operating point can be reduced to zero in principle, so that the operating point can be easily secured.
【0006】即ち、この磁化固着層の2つの強磁性層の
非磁性中間層側を強磁性層A、反強磁性層側を強磁性層
Bとすると、強磁性層Aと強磁性層Bの磁気膜厚、即ち
膜厚×飽和磁化が等しいSyAFでは、強磁性層Aと強
磁性層Bの漏洩磁界は互いに打ち消し合うので漏洩磁界
は実質的にゼロとなり、また磁化固着層が磁界には感応
しなくなるために、固着磁化の安定性が反強磁性層の交
換バアイスが消失するブロッキング温度Tb近傍まで良
好であるなど、大きなメリットを有する。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 ferromagnetic layers A and B In SyAF having the same magnetic film thickness, that is, 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 is insensitive to the magnetic field. Since the stability of the pinned magnetization is improved up to the vicinity of the blocking temperature Tb at which the exchanged baise in the antiferromagnetic layer disappears, there is a great merit.
【0007】[0007]
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来提案され
ているこれらの磁気抵抗効果素子においては、種々の問
題があった。However, there have been various problems in these magnetoresistive elements conventionally proposed.
【0008】まず、第1に、感度を向上させるためにフ
リー層を薄膜化すると、センス電流通電時のバイアスポ
イント設計が困難となるという問題があった。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】第2に、ブロッキング温度(Tb)以上の
温度においてSyAFの磁化は不安定になるので、静電
放電(ESD)電流がGMR素子に流入すると瞬間的に
固着層がTb以上の温度に加熱され、磁化の固着が乱れ
てしまうという問題が生ずる。 第3に、磁化の固着を
行うためには、Tb以上まで温度を上げて、しかもSy
AFを構成する磁気結合層を介しての反強磁性結合磁界
を上回る強い磁界(通常数kOe以上)を加えることが
必要である。このため、反強磁性層としてTbの高い反
強磁性体を用い、磁化の固着のためにTb以上まで温度
を上げると、SyAFの磁気結合層と隣接する強磁性層
との間に拡散を生じて反強磁性結合が低下する、という
問題がある。Second, since the magnetization of SyAF becomes unstable at a temperature higher than the blocking temperature (Tb), when the electrostatic discharge (ESD) current flows into the GMR element, the fixed layer instantaneously reaches a temperature higher than Tb. Heating causes a problem that the fixation of magnetization is disturbed. Third, in order to fix the magnetization, the temperature must be increased to Tb or higher, and moreover, Sy
It is necessary to apply a strong magnetic field (usually several kOe or more) exceeding the anti-ferromagnetic coupling magnetic field via the magnetic coupling layer constituting the AF. For this reason, when an antiferromagnetic material having a high Tb is used as the antiferromagnetic layer and the temperature is increased 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】第4に、温度上昇させた状態で磁気結合層
を介しての反強磁性結合磁界を上回る強い磁界(特開平
9−16920号公報では15kOe)を加えるため
に、巨大な磁化固着熱処理装置が必要となる。Fourth, in order to apply a strong magnetic field (15 kOe in JP-A-9-16920) exceeding the anti-ferromagnetic coupling magnetic field via the magnetic coupling layer with the temperature raised, a huge magnetization pinning heat treatment is performed. Equipment is required.
【0011】第5に、ピン層において反強磁性的に結合
された2つ強磁性層の磁気膜厚を異ならせた非対称構造
のSyAFにすると、外部磁界に感応するために磁化固
着は容易になるが、その反面で対称SyAFの優れた耐
熱性が失われることになるので、今後の高密度記録にお
いて必要とされる磁気ヘッドの耐熱性の要件、即ち20
0℃前後で磁化固着が安定であること、を満たすのが困
難となるという問題が生ずる。また、漏洩磁界の発生を
伴うことになるので、動作点の確保の対策も必要となる
という問題も生ずる。Fifth, when the SyAF having an asymmetric structure in which the two ferromagnetic layers antiferromagnetically coupled in the pinned layer have different magnetic film thicknesses, magnetization pinning is easily performed in order to respond to an external magnetic field. However, on the other hand, the excellent heat resistance of the symmetric SyAF is lost, so that the heat resistance requirement of the magnetic head required in the future high-density recording, that is, 20
There is a problem that the magnetization fixation is stable at around 0 ° C. and it is difficult to satisfy the condition. In addition, since a leakage magnetic field is generated, a problem arises in that a measure for securing an operating point is also required.
【0012】第6に、SyAFが対称系であっても非対
称系であっても、磁気結合層と強磁性層Bが低抵抗であ
るため、センス電流の分流を生じてGMR素子としての
抵抗変化率を低下させてしまうという問題点もある。Sixth, regardless of whether the SyAF is symmetric or asymmetric, since the magnetic coupling layer and the ferromagnetic layer B have low resistance, a shunt of the sense current occurs to change the resistance of the GMR element. There is also a problem that the rate is reduced.
【0013】さらに、以上列挙した6つの問題点に加え
て、(1)耐熱性が悪い(特に初期プロセスアニールに
対して)、(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、(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、などの問題もあった。Furthermore, in addition to the six problems listed above, (1) poor heat resistance (particularly for initial process annealing), and (2) MR change rate for further improving read sensitivity. (3) Magnetostriction cannot be controlled and good soft magnetic characteristics cannot be obtained when the magneto-sensitive layer is composed of a single CoFe alloy layer that provides a relatively large MR change rate. There were also problems.
【0014】本発明は、上述した種々の課題の認識に基
づいてなされたものである。すなわち、その目的は、バ
イアスポイントの設計が容易で、高感度且つ高信頼性を
有する磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセ
ンブリ及び磁気記録装置を提供することにある。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 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】[0015]
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の磁気抵抗効果素子は、非磁性スペーサ層
と、前記非磁性体スペーサ層によって互いに分離された
第1の強磁性体層と第2の強磁性体層と、を備え、前記
第1の強磁性体層は、印加磁界がゼロの時に前記第2の
強磁性体層の磁化方向に対してある角度を成す磁化方向
を有し、前記第2の強磁性体層は、相互に反強磁性的に
結合された一対の強磁性体膜と、前記一対の強磁性体膜
を分離しつつこれらを反強磁性的に結合する結合膜とを
含む磁気抵抗効果素子であって、前記第2の強磁性体層
中の前記一対の強磁性体膜のいずれか一方の磁化を所望
の方向に維持する手段と、前記第1の強磁性体層と前記
非磁性スペーサ層とが接する膜面と反対側の面にて第1
の強磁性体層に接する非磁性高導電層と、を有すること
を特徴とする。In order to achieve the above object, a magnetoresistive element according to the present invention comprises a nonmagnetic spacer layer and a first ferromagnetic layer separated from each other by the nonmagnetic spacer layer. And a second ferromagnetic layer, wherein the first ferromagnetic layer has a magnetization direction that forms an angle with the magnetization direction of the second ferromagnetic layer when the applied magnetic field is zero. The second ferromagnetic layer includes a pair of ferromagnetic films that are antiferromagnetically coupled to each other, and an antiferromagnetic coupling between the pair of ferromagnetic films while separating the pair of ferromagnetic films. A magnetoresistive effect element including a coupling film that maintains the magnetization of one of the pair of ferromagnetic films in the second ferromagnetic layer in a desired direction; A first surface on a surface opposite to a film surface where the ferromagnetic material layer and the nonmagnetic spacer layer are in contact with each other;
And a non-magnetic high conductive layer in contact with the ferromagnetic layer.
【0016】上記構成により、良好なバイアスポイント
を維持しつつ、極めて感度の高い磁気抵抗効果素子を実
現することができる。According to the above configuration, an extremely sensitive magnetoresistive element can be realized while maintaining a favorable bias point.
【0017】上記構成の望ましい実施の形態として、前
記非磁性高導電層は、バルク状態の室温での比抵抗の値
が10μΩcm以下である元素を含有することにより、
低Hcu実現、および極薄フリー層におけるスピンフィ
ルター効果による高MR変化率の実現が可能となる。In a preferred embodiment of the above structure, 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.
It is possible to realize a low Hcu and a high MR ratio by the spin filter effect in the ultra-thin free layer.
【0018】また、高密度記録用、および非磁性高導電
層によるスピンフィルター効果によるMR変化率上昇の
効果を実現するのに適した構成として、前記第1の強磁
性体層の膜厚は0.5nm以上4.5nm以下であるこ
とを特徴とする。The first ferromagnetic layer has a thickness of 0 to provide a structure suitable for high-density recording and for realizing the effect of increasing the MR ratio by the spin filter effect of the non-magnetic high conductive layer. It is not less than 0.5 nm and not more than 4.5 nm.
【0019】また、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
により表される波形非対称性(V1−V2)/(V1+
V2)が、マイナス0.1以上プラス0.1以下となる
ように、前記非磁性高導電層の膜厚と前記第2の強磁性
体層の膜厚とを設定したことを特徴とする。波形非対称
性をマイナス0.1以上プラス0.1以下にするために
は、必ずしもSyAFを採用する必要はなく、単層のピ
ン層を用いても良い。その場合、3.6nmT以下で、
0.5nmT以上の磁気膜厚の単層ピン層を用いること
が望ましい。3.6nmT以上では上記した非対称性を
満足することが困難であり、0.5nmT以下ではMR
変化率が著しく小さくなるからである。The waveform asymmetry (V1-V2) / (V1 +) 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.
The thickness of the non-magnetic high conductive layer and the thickness of the second ferromagnetic layer are set so that V2) is not less than −0.1 and not more than 0.1. 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 that case, at 3.6 nmT or less,
It is desirable to use a single pinned layer having a magnetic film thickness of 0.5 nmT or more. It is difficult to satisfy the above asymmetry above 3.6 nmT, and MR below 0.5 nmT.
This is because the rate of change becomes extremely small.
【0020】また、前記非磁性高導電層の膜厚をt(H
CL)(ここでは、比抵抗10μΩcmのCu層で換算
した)、前記第2の強磁性体層中の前記一対の強磁性体
膜の膜厚を1Tの飽和磁化で換算した磁気膜厚をそれぞ
れtm(pin1)、tm(pin2)(tm(pin
1)>tm(pin2)とする)としたときに、0.5
nm≦tm(pin1)−tm(pin2)+t(HC
L)≦4nm、且つt(HCL)≧0.5nmを満足す
ることを特徴とする。この関係を満足すれば、tm(p
in2)=0すなわち単層のピン層を用いても良い。上
記関係を満足することにより、波形非対称性がマイナス
0.1以上でプラス0.1以下となり、且つ高MRが実
現できる。The thickness of the non-magnetic high conductive layer is t (H
CL) (here, converted to a Cu layer having a specific resistance of 10 μΩcm), and the magnetic film thicknesses of the pair of ferromagnetic films in the second ferromagnetic layer converted to the saturation magnetization of 1T, respectively. tm (pin1), tm (pin2) (tm (pin
1)> tm (pin2)), 0.5
nm ≦ tm (pin1) −tm (pin2) + t (HC
L) ≦ 4 nm and t (HCL) ≧ 0.5 nm. If this relationship is satisfied, tm (p
in2) = 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】また、前記第1の強磁性体層は、その膜厚
と飽和磁化との積である磁気膜厚が5nmT未満である
ことを特徴とする。Further, the first ferromagnetic layer is characterized in that the magnetic film thickness, which is the product of the film thickness and the saturation magnetization, is less than 5 nmT.
【0022】また、前記非磁性高導電層は、低Hin実
現という条件を兼ね備えるのに有利となる銅(Cu)、
金(Au)、銀(Ag)、ルテニウム(Ru)、イリジ
ウム(Ir)、レニウム(Re)、ロジウム(Rh)、
白金(Pt)、パラジウム(Pd)、アルミニウム(A
l)、オスミウム(Os)及びニッケル(Ni)よりな
る群から選ばれる少なくとも一種の金属元素を含む金属
膜であることを特徴とする。Further, the non-magnetic high conductive layer is made of copper (Cu), which is advantageous for satisfying the condition of realizing low Hin,
Gold (Au), silver (Ag), ruthenium (Ru), iridium (Ir), rhenium (Re), rhodium (Rh),
Platinum (Pt), palladium (Pd), aluminum (A
l), a metal film containing at least one metal element selected from the group consisting of osmium (Os) and nickel (Ni).
【0023】また、低Hinおよび軟磁性特性制御のた
めに、前記非磁性高導電層は、少なくとも2層以上の膜
を積層した積層膜から形成されることを特徴とする。In order to control the low-Hin and soft magnetic properties, the non-magnetic high-conductive layer is formed of a laminated film in which at least two or more films are laminated.
【0024】この積層膜を用いる場合にも、必ずしもS
yAFを採用する必要はなく、単層のピン層を用いても
良い。その場合、3.6nmT以下で、0.5nmT以
上の磁気膜厚の単層ピン層を用いることが望ましい。
3.6nmT以上では上記した非対称性を満足すること
が困難であり、0.5nmT以下ではMR変化率が著し
く小さくなるからである。In the case where this laminated film is used, S
It is not necessary to employ yAF, and a single pinned layer may be used. In this case, it is desirable to use a single pinned layer having a magnetic film thickness of not more than 3.6 nmT and not less than 0.5 nmT.
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】また、前記積層膜のうちで前記第1の強磁
性体層に接する膜が、高MR変化率、低Hcu実現、軟
磁性実現のために特に優れた材料として銅(Cu)を含
むことを特徴とする。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 magnetism. It is characterized by the following.
【0026】また、前記積層膜のうちで前記第1の強磁
性体層に接しない膜が、低Hin、低Hcu、および軟
磁性制御に特に優れた材料として、ルテニウム(R
u)、レニウム(Re)、ロジウム(Rh)、パラジウ
ム(Pd)、白金(Pt)、イリジウム(Ir)及びオ
スミウム(Os)よりなる群から選ばれた少なくとも一
種の元素を含むことを特徴とする。In the laminated film, a film not in contact with the first ferromagnetic layer is made of ruthenium (R) as a material which is particularly excellent in low Hin, low Hcu, and soft magnetic control.
u), rhenium (Re), rhodium (Rh), palladium (Pd), platinum (Pt), iridium (Ir), and osmium (Os). .
【0027】また、低Hcu、高MR変化率の実現のた
めに、前記非磁性高導電層の膜厚は0.5nm以上5n
m以下であることを特徴とする。In order to realize a low Hcu and a high MR ratio, the thickness of the non-magnetic high conductive layer is 0.5 nm or more and 5 n or more.
m or less.
【0028】また、低Hin、高MR変化率を実現する
ために、前記第1の強磁性体層と反対側の面において前
記非磁性高導電層と接して、タンタル(Ta)、チタン
(Ti)、ジルコニウム(Zr)、タングステン
(W)、ハフニウム(Hf)及びモリブデン(Mo)よ
りなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を含む層を
有することを特徴とする。Further, in order to realize a low Hin and a high MR ratio, tantalum (Ta), titanium (Ti) and titanium (Ti) are in contact with the non-magnetic high conductive layer on the surface opposite to the first ferromagnetic layer. ), Zirconium (Zr), tungsten (W), hafnium (Hf), and molybdenum (Mo).
【0029】また、高MR変化率と、軟磁性実現のため
に、前記第1の強磁性体層は、ニッケル鉄(NiFe)
を含む合金層とコバルト(Co)を含む層との積層膜か
らなることを特徴とする。In order to realize a high MR ratio and a soft magnetic property, the first ferromagnetic layer is made of nickel iron (NiFe).
And a stacked film of an alloy layer containing Co and a layer containing cobalt (Co).
【0030】また、高MR変化率と、軟磁性実現のため
に、前記第1の強磁性体層は、コバルト鉄(CoFe)
を含む合金層からなることを特徴とする。In order to realize a high MR ratio and a soft magnetic property, the first ferromagnetic layer is made of cobalt iron (CoFe).
Characterized by comprising an alloy layer containing
【0031】また、前記第2の強磁性体層の磁化固着の
ために、前記第2の強磁性体層を所望の方向に維持する
手段として、反強磁性体層を用いることを特徴とする。
第2の強磁性体層は、SyAFであることが望ましい
が、単層の強磁性体層でも良い。単層の場合には、その
磁気膜厚が0.5nmT以上で3.6nmT以下である
ことが望ましい。In order to fix the magnetization of the second ferromagnetic layer, an antiferromagnetic layer is used as a means for maintaining the second ferromagnetic layer in a desired direction. .
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】また、プロセス熱処理後でも高MR変化率
実現のために、前記反強磁性体層の材料として、XzM
n1−z(ここでXは、イリジウム(Ir)、ルテニウ
ム(Ru)、ロジウム(Rh)、白金(Pt)、パラジ
ウム(Pd)及びレニウム(Re)よりなる群から選ば
れる少なくとも一種の元素とし、組成比zは、5原子%
以上40原子%以下である)を用いたことを特徴とす
る。この場合にも、必ずしもSyAFを採用する必要は
なく、単層のピン層を用いても良い。その場合、3.6
nmT以下で、0.5nmT以上の磁気膜厚の単層ピン
層を用いることが望ましい。3.6nmT以上では上記
した非対称性を満足することが困難であり、0.5nm
T以下ではMR変化率が著しく小さくなるからである。In order to realize a high MR ratio even after the process heat treatment, XzM
n1-z (where X is at least one element selected from the group consisting of iridium (Ir), ruthenium (Ru), rhodium (Rh), platinum (Pt), palladium (Pd) and rhenium (Re); Composition ratio z is 5 atomic%
At least 40 atomic%). Also in this case, it is not always necessary to adopt SyAF, and a single pinned layer may be used. In that case, 3.6
It is desirable to use a single-layer pinned layer having a magnetic film thickness of not more than nmT and not less than 0.5 nmT. It is difficult to satisfy the above asymmetry above 3.6 nmT,
This is because the MR change rate becomes extremely small below T.
【0033】また、高MR変化率を維するために、前記
反強磁性層の材料として、XzMn1−z(ここでX
は、白金(Pt)及びパラジウム(Pd)よりなる群か
ら選ばれた少なくとも一種の元素とし、組成比zは、4
0原子%以上65原子%以下である)を用いたことを特
徴とする。この場合にも、必ずしもSyAFを採用する
必要はなく、単層のピン層を用いても良い。その場合、
3.6nmT以下で、0.5nmT以上の磁気膜厚の単
層ピン層を用いることが望ましい。3.6nmT以上で
は上記した非対称性を満足することが困難であり、0.
5nmT以下ではMR変化率が著しく小さくなるからで
ある。In order to maintain a high MR ratio, XzMn1-z (here, XzMn1-z) is used as the material of the antiferromagnetic layer.
Is at least one element selected from the group consisting of platinum (Pt) and palladium (Pd), and the composition ratio z is 4
0 atomic% or more and 65 atomic% or less). Also in this case, it is not always necessary to adopt SyAF, and a single pinned layer may be used. In that 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. If it is 3.6 nmT or more, it is difficult to satisfy the above asymmetry.
This is because the MR change rate becomes extremely small below 5 nmT.
【0034】また、高MR変化率を実現すること、およ
び非磁性高導電層による高MR変化率の効果をより有効
に用いること、および低Hcuを実現するために、前記
非磁性体スペーサ層は、銅(Cu)を含む金属層からな
り、且つその膜厚が1.5nm以上2.5nm以下であ
ることを特徴とする。In order to realize a high MR ratio, to more 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 formed by And a metal layer containing copper (Cu), and has a thickness of 1.5 nm or more and 2.5 nm or less.
【0035】また、高MRを実現すること、および耐E
SD特性やピン固着層の耐熱性を向上させることを目的
として、前記反強磁性的に結合された前記一対の強磁性
体膜は、それらの膜厚が等しいかまたは前記非磁性スペ
ーサ側に接する強磁性体膜の方が厚く、且つ、前記一対
の強磁性体膜は、それぞれの膜厚と飽和磁気との積であ
る磁気膜厚の差が0nmT以上2nmT以下であること
を特徴とする。Further, realization of a high MR, and resistance to E
For the purpose of improving the SD characteristics and the heat resistance of the pinned layer, the pair of antiferromagnetically coupled ferromagnetic films have the same thickness or are in contact with the nonmagnetic spacer side. The ferromagnetic film is thicker, and the pair of ferromagnetic films has a difference in magnetic film thickness, which is the product of the film thickness and saturation magnetism, of 0 nmT or more and 2 nmT or less.
【0036】また、前記一対の強磁性体膜を反強磁性体
的に結合する前記結合膜は、ルテニウム(Ru)からな
り、且つその膜厚が0.8nm以上1.2nm以下であ
ることを特徴とする。The coupling film for coupling 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. Features.
【0037】一方、本発明の第1の発明の磁気抵抗効果
ヘッドは、非磁性中間層を介して配置された少なくとも
一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層
された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性
層とを有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気
抵抗効果膜に電流を供給するための一対の電極を有する
磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非
磁性中間層側に配置された強磁性層Aと前記反強磁性層
側に配置された強磁性層Bとからなる一対の強磁性層が
磁気結合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強
磁性層は最密面ピークのロッキングカーブ半値幅が8゜
以下となるように最密面が配向されてなることを特徴と
する磁気抵抗効果ヘッドである。On the other hand, the magnetoresistive head according to the first aspect of the present invention is characterized in that at least one pair of the magnetization fixed layer and the magnetization free layer and the magnetization layer stacked on the magnetization fixed layer are arranged via the nonmagnetic intermediate layer. A giant magnetoresistive film having an antiferromagnetic layer for fixing the magnetization of the fixed layer, and a pair of electrodes for supplying a current to the giant magnetoresistive film; The layer is composed of a pair of ferromagnetic layers consisting of a ferromagnetic layer A disposed on the non-magnetic intermediate layer side and a ferromagnetic layer B disposed on the antiferromagnetic layer side. The antiferromagnetic layer is characterized in that the densest surface is oriented such that the half-width of the rocking curve of the peak of the densest surface is 8 ° or less.
【0038】本発明の第2の発明の磁気抵抗効果ヘッド
は、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の
磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された
前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを
有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気抵抗効
果膜に電流を供給するための一対の電極を有する磁気抵
抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中
間層側に配置された強磁性層Aと前記反強磁性層側に配
置された強磁性層Bとからなる一対の強磁性層が磁気結
合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強磁性層
は膜厚が20nm以下であり、200℃における前記強
磁性層Bとの交換結合定数Jが0.02erg/cm2
以上であることを特徴とする磁気抵抗効果ヘッドであ
る。The magneto-resistance effect head according to a second aspect of the present invention is the above-described magnetization fixed layer laminated on at least one pair of the magnetization fixed layer and the magnetization free layer arranged via a non-magnetic intermediate layer. A giant magnetoresistive film having an antiferromagnetic layer for pinning the magnetization, and a magnetoresistive head having a pair of electrodes for supplying 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 has a thickness of 20 nm or less and an exchange coupling constant J with the ferromagnetic layer B at 200 ° C. of 0.02 erg / cm 2.
The magnetoresistive head is characterized by the above.
【0039】本発明の第3の発明の磁気抵抗効果ヘッド
は、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の
磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された
前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを
有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気抵抗効
果膜に電流を供給するための一対の電極を有する磁気抵
抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中
間層側に配置された強磁性層Aと前記反強磁性層側に配
置された強磁性層Bとからなる一対の強磁性層が磁気結
合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強磁性層
は膜厚が20nm以下であり、かつZx Mn1-x (Zは
Ir、Rh、Ru、Pt、Pd、Co、Niから選ばれ
た少なくとも1主であり、0<x<0.4)、Zx Mn
1-x (ZはPt、Pd、Niから選ばれた少なくとも1
種であり、0.4≦x≦0.7)、またはZx Cr1-x
(ZはMn、Al、Pt、Pd、Cu、Au、Ag、R
h、Ir、Ruから選ばれた少なくとも1種、0<x<
1)の少なくともいずれか1種を含むことを特徴とする
磁気抵抗効果ヘッドである。The magneto-resistance effect head according to a third aspect of the present invention is the above-described magnetization fixed layer laminated on at least a pair of the magnetization fixed layer and the magnetization free layer arranged via a non-magnetic intermediate layer. A giant magnetoresistive film having an antiferromagnetic layer for pinning the magnetization, and a magnetoresistive head having a pair of electrodes for supplying 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 has a thickness of 20 nm or less and Z x Mn 1-x (Z is at least one selected from the group consisting of Ir, Rh, Ru, Pt, Pd, Co, and Ni. <X <0.4), Z x Mn
1-x (Z is at least one selected from Pt, Pd and Ni
Species, 0.4 ≦ x ≦ 0.7), or Z x Cr 1-x
(Z is Mn, Al, Pt, Pd, Cu, Au, Ag, R
at least one selected from h, Ir, and Ru, 0 <x <
A magnetoresistive head comprising at least one of the above items 1).
【0040】本発明の第4の発明の磁気抵抗効果ヘッド
は、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の
磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された
前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを
有する巨大磁気抵抗効果膜、前記巨大磁気抵抗効果膜に
電流を供給するための一対の電極、および前記巨大磁気
抵抗効果膜に対する一対の縦バイアス層を有する磁気抵
抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中
間層側の強磁性層Aと前記反強磁性層側の強磁性層Bか
らなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性結
合されてなり、前記一対の電極は前記縦バイアス層の間
隔よりも狭い電極間隔を有することを特徴とする磁気抵
抗効果ヘッドである。The magneto-resistance effect head according to a fourth aspect of the present invention is the magneto-resistance effect head according to the fourth aspect of the present invention, wherein at least one pair of the fixed magnetization layer and the free magnetization layer arranged via a nonmagnetic intermediate layer and the fixed magnetization layer stacked on the fixed magnetization layer. A giant magnetoresistive film having an antiferromagnetic layer for fixing magnetization, a pair of electrodes for supplying a current to the giant magnetoresistive film, and a pair of longitudinal bias layers for the giant magnetoresistive film In the magnetoresistive effect head having a magnetic pinned layer, 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 is provided via a magnetic coupling layer. The magnetoresistive head is anti-ferromagnetically coupled, and the pair of electrodes has an electrode interval smaller than the interval between the vertical bias layers.
【0041】なお、上述した第1乃至第4の磁気抵抗効
果ヘッドの構成は、そのまま磁気抵抗効果素子の構成と
して適用することもできる。The above-described first to fourth magnetoresistive heads can be applied as they are to the magnetoresistive element.
【0042】また本発明の磁気ディスクドライブ装置
は、上記の本発明の磁気抵抗効果ヘッドを具備したこと
を特徴とするものである。そして本出願の磁気ディスク
ドライブ装置の発明は、上記の本発明の磁気抵抗効果ヘ
ッドの前記磁気抵抗効果素子に電流を供給することによ
り発生する磁界を用いて、前記磁化固着層の磁化を所定
の方向に固着させる機構を有することを特徴とするもの
である。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 effect element of the magnetoresistive head of the present invention to change the magnetization of the magnetization fixed layer to a predetermined level. It is characterized by having a mechanism for fixing in the direction.
【0043】さらに本発明の磁気抵抗効果ヘッドの製造
方法は、前記巨大磁気抵抗効果膜の成膜後であって、パ
ターンニングを行う前に、前記強磁性層Aと前記強磁性
層Bに対し、磁界中熱処理を行って磁化の方向を所定の
方向に固着させることを特徴とするものである。Further, in the method of manufacturing a magnetoresistive head according to the present invention, the ferromagnetic layers A and B are formed after the giant magnetoresistive film is formed and before patterning is performed. In addition, the direction of magnetization is fixed in a predetermined direction by performing heat treatment in a magnetic field.
【0044】一方、本発明の他の形態に基づく磁気抵抗
効果素子は、少なくとも1層の非磁性中間層と、前記非
磁性中間層を介して配置された少なくとも2層の磁性層
とを有するスピンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセ
ンス電流を供給する一対の電極とを具備する磁気抵抗効
果素子において、前記スピンバルブ膜は、前記磁性層の
前記非磁性中間層とは反対側の面と接する複数の金属膜
の積層膜からなる磁気抵抗効果向上層と、前記磁気抵抗
効果向上層の前記磁性層とは反対側の面と接する下地機
能または保護機能を有する非磁性層とを有し、かつ前記
磁気抵抗効果向上層のうち前記磁性層と接する金属膜を
主として構成する元素は、前記磁性層を主として構成す
る元素と非固溶であることを特徴としている。On the other hand, a magnetoresistive element according to another aspect of the present invention has a spin resistance having at least one non-magnetic intermediate layer and at least two magnetic layers disposed with the non-magnetic intermediate layer interposed therebetween. In a magnetoresistive element including a valve film and a pair of electrodes for supplying a sense current to the spin valve film, the spin valve film contacts a surface of the magnetic layer opposite to the nonmagnetic intermediate layer. A magnetoresistive effect improving layer composed of a laminated film of a plurality of metal films, and a nonmagnetic layer having a base function or a protective function in contact with the surface of the magnetoresistive effect improving layer opposite to the magnetic layer, and An element mainly constituting the metal film in contact with the magnetic layer in the magnetoresistance effect improving layer is insoluble in an element which mainly constitutes the magnetic layer.
【0045】または、本発明の磁気抵抗効果素子は、少
なくとも1層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介
して配置された少なくとも2層の磁性層とを有するスピ
ンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給
する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子におい
て、前記スピンバルブ膜は、前記磁性層の前記非磁性中
間層とは反対側の面と接する金属の単層膜または積層膜
からなる磁気抵抗効果向上層を有し、かつ前記磁気抵抗
効果向上層を主として構成する元素は、前記磁気抵抗効
果向上層が接する前記磁性層を主として構成する元素と
非固溶であると共に、前記磁気抵抗効果向上層は少なく
とも貴金属系の合金層を有することを特徴としている。According to another aspect of the present invention, there is provided a spin-valve film having at least one non-magnetic intermediate layer and at least two magnetic layers disposed with the non-magnetic 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 is a single-layer metal film in contact with a surface of the magnetic layer opposite to the nonmagnetic intermediate layer Alternatively, an element having a magnetoresistance effect improving layer formed of a laminated film, and an element mainly constituting the magnetoresistance effect improving layer is insoluble with the element mainly constituting the magnetic layer to which the magnetoresistance effect enhancing layer is in contact. In addition, the magnetoresistance effect improving layer has at least a noble metal alloy layer.
【0046】または、本発明の磁気抵抗効果素子は、少
なくとも1層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介
して配置された少なくとも2層の磁性層とを有するスピ
ンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給
する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子におい
て、少なくとも1層の前記磁性層は、複数の金属の積層
膜および合金層の少なくとも一方を有する磁気抵抗効果
向上層を介して配置されると共に、磁気的に結合された
複数の強磁性膜を有し、かつ前記磁気抵抗効果向上層を
主として構成する元素は、前記磁気抵抗効果向上層が接
する前記強磁性膜を主として構成する元素と非固溶であ
ることを特徴としている。According to another aspect of the present invention, there is provided a magnetoresistive element comprising: a spin valve film having at least one non-magnetic intermediate layer; and at least two magnetic layers disposed via the non-magnetic intermediate layer; In a magnetoresistive element having a pair of electrodes for supplying a sense current to a spin valve film, at least one magnetic layer is a magnetoresistive effect enhancement layer having at least one of a multilayer film and an alloy layer of a plurality of metals. And a plurality of magnetically coupled ferromagnetic films, and an element mainly constituting the magnetoresistive effect enhancement layer is formed of the ferromagnetic film with which the magnetoresistive effect enhancement layer is in contact. It is characterized by being insoluble in the main constituent elements.
【0047】ここで、上記した3種の磁気抵抗効果素子
において、磁気抵抗効果向上層は例えば磁性層との界
面、積層膜内の界面、下地層や保護層としての非磁性層
との界面などで、効果の一例として電子の鏡面反射効果
を示すものであり、これによりスピンバルブ膜の磁気抵
抗効果を向上させるものである。また、フリー層が薄く
なった場合には、ここでの磁気抵抗効果向上層は前述し
た非磁性高導電層として作用し、極薄フリー層と非磁性
高導電層の界面を非固溶な材料の組み合わせにより形成
することによって、電子のdiffusiveな散乱を解消し、
アップスピンの透過率を向上させることによって、高い
MR変化率を維持することができる。非固溶な界面なの
で、熱処理などによっても界面が安定で、MR変化率の
低下を解消することができる。本発明における磁気抵抗
効果向上層は、鏡面反射効果のみに基づくものではな
く、後に詳述するように、さらにスピンバルブ膜の結晶
微細構造の制御や磁歪の低減による磁気抵抗効果の向上
などももたらすものである。Here, in the above three types of magnetoresistance effect elements, the magnetoresistance effect improving layer is, for example, an interface with a magnetic layer, an interface in a laminated film, an interface with a non-magnetic layer as an underlayer or a protective layer, and the like. In this case, the mirror reflection effect of electrons is shown as an example of the effect, and thereby the magnetoresistance effect of the spin valve film is improved. 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. By forming by the combination of, eliminate the diffusive scattering of electrons,
By improving the up-spin transmittance, 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 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 the magnetostriction, as described later in detail. Things.
【0048】また、上記した3種の磁気抵抗効果素子に
おいて、磁気抵抗効果向上層の具体的な構成としては、
磁気抵抗効果向上層が接する磁性層がCoまたはCo合
金からなる場合、Cu、AuおよびAgから選ばれる少
なくとも1種の元素を含むことを特徴としている。ま
た、磁気抵抗効果向上層が接する磁性層がNi合金から
なる場合、Ru、AgおよびAuから選ばれる少なくと
も1種の元素を含むことを特徴としている。磁気抵抗効
果向上層にはCu、Au、Ag、Pt、Rh、Ru、A
l、Ti、Zn、Hf、Pd、Irなどの元素を含むも
のを適用することができる。In the above three types of magnetoresistance effect elements, the specific configuration of the magnetoresistance effect improving layer is as follows.
When the magnetic layer in contact with the magnetoresistance effect improving layer is made of Co or a Co alloy, the magnetic layer contains at least one element selected from Cu, Au, and Ag. 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. Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Ru, A
A material containing an element such as 1, Ti, Zn, Hf, Pd, or Ir can be used.
【0049】磁気抵抗効果向上層に合金層を適用する場
合、それを構成する合金としてはAuCu合金、PtC
u合金、AgPt合金、AuPd合金、AuAg合金な
どが例示される。また、磁気抵抗効果向上層に積層膜を
適用する場合、積層膜は互いに固溶の関係にある複数の
金属膜を有することが好ましい。ただし、非固溶の関係
にある複数の金属膜の積層膜を用いることも可能であ
る。When an alloy layer is applied to the magnetoresistance effect improving layer, the alloy constituting the alloy layer may be an AuCu alloy, PtC
u alloy, AgPt alloy, AuPd alloy, AuAg alloy and the like are exemplified. 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】さらに、上記した3種の磁気抵抗効果素子
においては、磁性層と非固溶の関係を有する金属膜の積
層膜や合金層を磁気抵抗効果向上層として用い、これを
磁性層と接して配置している。また、フリー層が薄くな
った場合には、ここでも磁気抵抗効果向上層は前述した
非磁性高導電層として作用し、極薄フリー層と非磁性高
導電層の界面を非固溶な材料の組み合わせにより形成す
ることによって、電子のdiffusiveな散乱を解消し、ア
ップスピンの透過率を向上させることによって、高いM
R変化率を維持することができる。非固溶な界面なの
で、熱処理などによっても界面が安定で、MR変化率の
低下を解消することができる。これら磁気抵抗効果向上
層と磁性層との界面は、非固溶の関係に基づいて組成急
俊性に優れ、さらにこの状態は熱プロセス後においても
保たれる。従って、磁気抵抗効果向上層は鏡面反射膜
(界面反射膜)として有効に機能させることができ、磁
気抵抗効果素子の特性向上に大きく寄与する。この磁気
抵抗効果特性の向上効果は熱プロセス後においても失わ
れないため、耐熱性に優れた磁気抵抗効果素子を提供す
ることができる。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。Further, in the above three types of magnetoresistive 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 a magnetoresistive effect improving layer, which is in contact with the magnetic layer. Are arranged. Also, when the free layer becomes thinner, the magnetoresistance effect-enhancing layer also acts as the above-mentioned nonmagnetic high-conductive layer, and the interface between the ultrathin free layer and the nonmagnetic high-conductive layer is made of a non-solid material. By forming in combination, it is possible to eliminate the diffusive scattering of electrons and to improve the transmittance of upspin, thereby increasing the M
The R change rate 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 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 magnetoresistance effect is not lost even after the thermal process, a magnetoresistance 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 or mixing at the interface due to the process annealing, can be favorably maintained after the process annealing according to the present invention.
【0051】上述したような本発明の磁気抵抗効果素子
の変形例としては、少なくとも1層の非磁性中間層と、
前記非磁性中間層を介して配置された少なくとも2層の
磁性層と、前記磁性層のうち少なくとも1層の磁化を固
着する反強磁性層とを有するスピンバルブ膜と、前記ス
ピンバルブ膜にセンス電流を供給する一対の電極とを具
備する磁気抵抗効果素子において、前記反強磁性層は、
複数の金属の積層膜および合金層の少なくとも一方を有
する磁気抵抗効果向上層と接して配置されており、かつ
前記磁気抵抗効果向上層を主として構成する元素は、前
記反強磁性層を主として構成する元素と非固溶である磁
気抵抗効果素子が挙げられる。As a modification of the magnetoresistive element of the present invention as described above, at least one non-magnetic intermediate layer,
A spin valve film having at least two magnetic layers disposed via the non-magnetic intermediate layer, and an antiferromagnetic layer for fixing at least one of the magnetic layers; In a magnetoresistive element including a pair of electrodes for supplying a current, the antiferromagnetic layer includes:
The element that is disposed in contact with the magnetoresistance effect improving layer having at least one of the multilayer film and the alloy layer of the plurality of metals, and mainly forms the magnetoresistance effect improving layer mainly forms the antiferromagnetic layer. A magnetoresistive element which is insoluble with the element is exemplified.
【0052】他の変形例としては、少なくとも1層の非
磁性中間層と、前記非磁性中間層を介して配置された少
なくとも2層の磁性層と、前記磁性層のうち少なくとも
1層の磁化を固着する反強磁性層とを有するスピンバル
ブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給する一
対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、前記
反強磁性層は、複数の金属の積層膜および合金層の少な
くとも一方を有する磁気抵抗効果向上層と接して配置さ
れており、かつ前記磁気抵抗効果向上層はCu、Au、
Ag、Pt、Rh、Ru、Al、Ti、Zr、Hf、P
dおよびIrから選ばれる少なくとも1種の元素を含む
磁気抵抗効果素子が挙げられる。As another modified example, at least one non-magnetic intermediate layer, at least two magnetic layers disposed via the non-magnetic intermediate layer, and magnetization of at least one of the magnetic layers. In a magnetoresistive element including a spin valve film having an antiferromagnetic layer to be fixed and a pair of electrodes for supplying a sense current to the spin valve film, the antiferromagnetic layer may be a multilayer film of a plurality of metals. And at least one of an alloy layer and a magnetoresistive effect improving layer, and the magnetoresistive effect improving layer is formed of Cu, Au,
Ag, Pt, Rh, Ru, Al, Ti, Zr, Hf, P
A magnetoresistive element containing at least one element selected from d and Ir may be used.
【0053】本発明における磁気抵抗効果向上層は、鏡
面反射膜、安定な界面によるフリー層が薄い場合の高M
R維持としての効果のみならず、膜微細構造の制御に基
づく磁気抵抗効果の向上や、CoFe合金などのCo系
磁性材料からなる感磁層の磁歪制御に対しても有効に機
能する。例えば、Cu下地層単独では例えばCoFe合
金の格子間隔が小さくなりすぎ、一方Au下地層単独で
はCoFe合金の格子間隔が大きくなりすぎる。これに
対して、上述したような積層膜や合金層を用いることに
よって、感磁層としてのCoやCoFe合金などのCo
系磁性材料を低磁歪に有効な格子間隔、すなわちd(1
11)格子間隔を0.2055〜0.2085nmの範
囲とすることができる。このような磁歪制御によって
も、磁気抵抗効果特性が向上する。The magnetoresistance effect-enhancing layer according to the present invention has a high M when the free layer is thin due to a specular reflection film and a stable interface.
In addition to the effect of maintaining R, it effectively functions to improve the magnetoresistance effect based on the control of the film microstructure and to control the magnetostriction of the magneto-sensitive layer made of a Co-based magnetic material such as a CoFe alloy. 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 the above-mentioned laminated film or alloy layer, Co or CoFe alloy such as CoFe
The lattice spacing effective for low magnetostriction, ie, d (1
11) The lattice spacing can be in the range of 0.2055 to 0.2085 nm. Such magnetostriction control also improves the magnetoresistance effect characteristics.
【0054】さらに、スピンバルブ膜の特性向上を図る
上で、結晶粒界による原子拡散の抑制なども有効であ
る。結晶粒界での原子拡散を抑えるためには、スピンバ
ルブ膜の結晶粒界を粗大化し、結晶粒界密度を下げるこ
とが好ましい。また、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ずれがない、
いわゆる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であることが望ましい。このような
サブグレインバウンダリの一例としては、小傾角粒界な
どが挙げられる。本発明の磁気抵抗効果向上層は、この
ような小傾角粒界の形成に対しても効果的であり、上述
したような金属膜の積層膜や合金層からなる磁気抵抗効
果向上層を適用することによって、スピンバルブ膜をf
cc(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って
も、磁気抵抗効果特性が向上する。In order to improve the characteristics of the spin valve film, it is effective to suppress the diffusion of atoms due to 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. Also, even if there is a crystal grain boundary, it is not a normal crystal grain boundary, and there is almost no shift in in-plane orientation,
It is desirable that the structure be a pseudo single crystal film which is a so-called sub-grain boundary. An example of such a sub-grain boundary is a small-angle 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. As a result, the spin valve film becomes f
The cc (111) orientation can be achieved, and the shift in the crystal orientation direction between crystal grains in the film plane can be made within 30 degrees. The magnetoresistance effect characteristics are also improved by controlling the crystal grains of the spin valve film.
【0055】または、本発明の磁気抵抗効果素子は、上
述したCoFe合金などの磁歪をAu−Cu合金やAu
/Cu積層膜で低減する技術に基づくものであり、少な
くとも1層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介し
て配置された少なくとも2層の磁性層とを有するスピン
バルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給す
る一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、
前記少なくとも2層の磁性層のうち、外部磁界により磁
化方向が変化する磁性層はfcc(111)配向してお
り、かつd(111)格子間隔が0.2055nm以上
であることを特徴としている。Alternatively, the magnetoresistive effect element of the present invention can be used to reduce the magnetostriction of the above-mentioned CoFe alloy or the like to an Au—Cu alloy or Au
A spin-valve film having at least one non-magnetic intermediate layer and at least two magnetic layers disposed via the non-magnetic intermediate layer; A magnetoresistive element comprising a pair of electrodes for supplying a sense current to the spin valve film;
Among the at least two magnetic layers, a magnetic layer whose magnetization direction changes due to an external magnetic field has fcc (111) orientation and a d (111) lattice spacing of 0.2055 nm or more.
【0056】上述した磁気抵抗効果素子において、磁性
層のd(111)格子間隔は0.2055〜0.208
5nmの範囲であることが好ましい。また、外部磁界に
より磁化方向が変化する磁性層は、例えばCoまたはC
o合金からなる。In the above-described magnetoresistive effect element, the d (111) lattice spacing of the magnetic layer is 0.2055 to 0.208.
Preferably it is in the range of 5 nm. The magnetic layer whose magnetization direction is changed by an external magnetic field is, for example, Co or C
o Made of alloy.
【0057】本発明の磁気ヘッドや磁気記録装置は、上
述した本発明の磁気抵抗効果素子を用いたものである。
すなわち、本発明の磁気ヘッドは、下側磁気シールド層
と、前記下側磁気シールド層上に下側再生磁気ギャップ
を介して形成された、上記した本発明の磁気抵抗効果素
子と、前記磁気抵抗効果素子上に上側再生磁気ギャップ
を介して形成された上側磁気シールド層とを具備するこ
とを特徴としている。A magnetic head and a magnetic recording apparatus according to the present invention use the above-described magnetoresistive element according to the present invention.
That is, the magnetic head of the present invention includes a lower magnetic shield layer, the above-described magnetoresistive effect element of the present invention formed on the lower magnetic shield layer through a lower reproducing magnetic gap, And an upper magnetic shield layer formed on the effect element via an upper reproducing magnetic gap.
【0058】本発明の録再分離型の磁気ヘッドは、下側
磁気シールド層と、前記下側磁気シールド層上に下側再
生磁気ギャップを介して形成された、上記した本発明の
磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子上に上側再
生磁気ギャップを介して形成された上側磁気シールド層
とを有する再生ヘッドと、前記上側磁気シールド層と共
通化された下側磁極と、前記下側磁極上に形成された記
録磁気ギャップと、前記記録磁気ギャップ上に設けられ
た上側磁極とを有する記録ヘッドとを具備することを特
徴としている。The recording / reproducing separation type magnetic head of the present invention has a lower magnetic shield layer and a magnetoresistive effect of the present invention formed on the lower magnetic shield layer via a lower reproducing magnetic gap. A read head having an element, 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 the lower magnetic pole A recording head having a recording magnetic gap formed thereon and an upper magnetic pole provided on the recording magnetic gap is provided.
【0059】本発明の磁気ヘッドアッセンブリは、上記
した本発明の録再分離型の磁気ヘッドを有するヘッドス
ライダと、前記ヘッドスライダが搭載されたサスペンシ
ョンを有するアームとを具備することを特徴としてい
る。また、本発明の磁気記録装置は、磁気記録媒体と、
前記磁気記録媒体に磁界により信号を書き込み、かつ前
記磁気記録媒体から発生する磁界により信号を読み取
る、上記した本発明の録再分離型の磁気ヘッドを備える
ヘッドスライダとを具備することを特徴としている。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, a magnetic recording medium,
A head slider provided with the recording / reproducing separation type magnetic head of the present invention described above, which writes a signal to the magnetic recording medium by a magnetic field and reads a signal by a magnetic field generated from the magnetic recording medium. .
【0060】[0060]
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て図面を参照しつつ詳細に説明する。 (第1の実施の形態:フリー層の薄膜化)最初に、「フ
リー層の薄膜化」に関する発明の実施の形態について説
明する。Embodiments of the present invention will be described below in detail with reference to the drawings. (First Embodiment: Thinning of Free Layer) First, an embodiment of the invention relating to “thinning of a free layer” will be described.
【0061】ここで、本発明の実施の形態について説明
する前に、本実施形態に至る過程で本発明者が認識した
「フリー層の薄膜化」に関する課題について詳述する。Here, before describing the embodiments of the present invention, the problem relating to “thinning the free layer” recognized by the inventor in the course of reaching the present embodiment will be described in detail.
【0062】磁気抵抗効果素子においては、前述したよ
うに、MR変化率のアップに加えて、フリー層の薄膜化
(Ms*t積の減少)によって大幅な感度向上が実現で
きる。おおまかにいうと、フリー層のMs*t積の大き
さに反比例して出力は増大する。しかし、本発明者が独
自に行った検討の結果、フリー層の薄膜化に関して、以
下の問題が生ずることが判明した。In the magnetoresistive effect element, as described above, in addition to the increase in 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). Roughly speaking, the output increases in inverse proportion to the magnitude of the Ms * t product of the free layer. However, as a result of an independent study conducted by the present inventor, it has been found that the following problems occur with respect to the thinning of the free layer.
【0063】第1の問題として、センス電流通電時のバ
イアスポイント設計が困難ということが挙げられる。ヘ
ッド動作時にかかる磁界のすべて足し合わせたときに、
トランスファーカーブの線形的な傾きをもっている部分
の中央にバイアスポイントがくれば、最適なバイアス状
態ということになる。しかしフリー層の膜厚が薄くなる
と、トランスファーカーブの傾きが急峻になるので、バ
イアスポイントをトランスファーカーブの線形領域の中
央にもってくることが非常に困難になってくる。バイア
スポイントが悪くなると、信号のアシメトリ(非対称
性)がでてきたり、さらに悪くなると出力レベルが全く
とれなくなったりする。The first problem is that it is difficult to design a bias point when a sense current is applied. When all the magnetic fields applied during head operation are added,
If the bias point comes at the center of the portion of the transfer curve having a linear slope, 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, so that it is extremely 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 appears, and when the bias point becomes worse, the output level cannot be obtained at all.
【0064】第2の問題として、従来技術でフリー層を
極薄化すると、MR変化率が大幅に低下する問題を生じ
る。MR変化率の減少は、再生出力の低下をもたらす。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】図7は、以上列挙した2つの問題を説明す
るための概念図である。すなわち、同図は、磁気抵抗効
果素子を用いた磁気ヘッドのトランスファーカーブを表
し、同図(a)はフリー層が厚い場合、同図(b)はフ
リー層が薄い場合それぞれ表している。上述したよう
に、フリー層が薄くなると、トランスファーカーブの傾
きが急峻になり(Hsが小さくなる)、またMR変化率
が減少することから、ΔVが小さくなるという、2つの
問題が生じることが図7からわかる。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 there are two problems that ΔV becomes smaller. 7 shows.
【0066】上記問題のうち、特にバイアスポイントに
関する問題は、膜構造が決定されても容易には認識でき
ず、設計上困難を極めた。今回、本発明者はモデル化し
た計算を実施し、その結果と経験上得られた「ずれ」と
を補正することにより、バイアスポイントを判断するこ
とができた。以下にバイアスポイントの計算手法につい
て述べる。Among the above problems, particularly the problem relating to the bias point cannot be easily recognized even if the film structure is determined, which 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】バイアスポイントは、フリー層に加わる様
々な外部磁界によって、シフトする。このシフトは、
1.電流磁界(Hcu)、2.ピン層からの静磁界(H
pin)、3.スペーサを介したピン層からの層間結合磁
界(Hin)、4.ハードバイアス膜からの漏洩磁界(H
hard)の和として近似することができる。上記1〜4の
磁界の中で、4.のハードバイアス磁界は比較的小さ
い。そこで、本発明者は、上記1〜3の磁界の和に注目
して、鋭意検討した。今回用いたバイアスポイントの計
算式を以下に示す。The bias point shifts due to various external magnetic fields applied to the free layer. This shift is
1. 1. Current magnetic field ( Hcu ); Static magnetic field (H
pin ), 3. 3. Interlayer coupling magnetic field (H in ) from the pin layer via the spacer; Leakage magnetic field (H
hard )). 3. Among the above magnetic fields 1 to 4, Have 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×(Hshift/Hs)+50 (1−1) Hshift =−Hin+Hpin±Hcu (1−2) Hs =Hd free + Hk (1−3) Hd free =π2(Ms*t)free/h (1−3−1) Hpin =π2(Ms*t)pin/h (1−4) Hcu =2πC×Is/ h (1−5) C =(I1 − I3)/(I1 + I2 +I3) (1−5−1) ここで、(1−1)式のb.p.が、今回注目するバイ
アスポイント[%]である。最適バイアスポイントは5
0%であり、マージンまで含めると40〜60%が使用
可能なバイアスポイントといえる。バイアスポイントが
これらの値からはずれると、アシメトリー(非対称性)
がでてきたり、もっとひどい場合には出力が全くとれな
くなってしまう。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 = π 2 (M s * t) free / h (1-3-1) H pin = Π 2 (M s * t) pin / h (1-4) H cu = 2πC × I s / h (1-5) C = (I 1 −I 3 ) / (I 1 + I 2 + I 3 ) (1-5-1) Here, b. p. Is the bias point [%] of interest this time. The optimal bias point is 5
It is 0%, 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)
Or worse, you can't get any output at all.
【0069】バイアスポイント値とアシメトリーの関係
は、バイアスポイントが40%になったときにはアシメ
トリーが+10%になり、バイアスポイントが60%に
なったときには、アシメトリーが−10%程度になる。
後述するように、この計算での最適バイアスポイントは
40〜60%ではなく、経験上30〜50%が最適値と
なる。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】図8は、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。30
〜50%のバイアスポイント値のときには、アシメトリ
ーは比較的小さく、良好な信号波形を示す。ところが、
その範囲からはずれたところにバイアスポイントがきて
しまうと、図8から分かるようにアシメトリーが大きく
なって、実用上用いることができなくなってしまう。FIG. 8 is a graph showing the relationship between the calculated bias point value and the reproduced signal waveform of the head. 30
At a bias point value of 5050%, 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】Hshiftは(1−2)式で表されるよう
に、フリー層に加わる各磁界の和[Oe]である。Hs
は図7でも示したように、トランスファーカーブ上での
傾きである。H shift is 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】図9は、これらの各磁界の関係を表す説明
図である。FIG. 9 is an explanatory diagram showing the relationship between these magnetic fields.
【0073】Hd freeは、あるMRハイト長でのフリー
層の反磁界である。hは、MRハイト長[μm]であ
る。Hpinは、ピン層からフリー層に加わるピン漏洩磁
界である。(Ms*t)freeは、フリー層のトータルの
飽和磁界Msと膜厚tの積であり、(Ms*t)pinはピ
ン層のネットのピン層(シンセティックAFの場合には
上下のピン層の磁気膜厚差分)の飽和磁化と膜厚の積で
ある。H d free is the demagnetizing field of the free layer at a certain MR height. h is the MR height length [μm]. H pin is a pin leakage magnetic field applied from the pin layer to the free layer. (Ms * t) free is the product of the total saturation magnetic field M s of the free layer and the film thickness t, and (Ms * t) pin is the pin layer of the pin layer net (the upper and lower pins in the case of synthetic AF). The product is the product of the saturation magnetization of the layer and the film thickness.
【0074】Hcuは、フリー層に加わる電流磁界であ
り、Isは、センス電流[mA]である。式(1−5−
1)における係数Cは、フリー層の上下の層に流れる電
流分流の比である。[0074] H cu is a current magnetic field applied to the free layer, I s is a sense current [mA]. Formula (1-5-
The coefficient C in 1) is a ratio of current shunts flowing in layers above and below the free layer.
【0075】図10は、各層を流れる電流分流I1〜I3
を表す概念図である。FIG. 10 shows current shunts I 1 to I 3 flowing through each layer.
FIG.
【0076】ここで説明する計算では、簡単のために、
ABS面エッジ部の影響や、シールドの影響は考慮され
ていない。本発明者の行った計算によるバイアスポイン
トの見積もりと、実際のヘッドととでは、バイアスポイ
ントが約10%程度、計算のほうがマイナス側にずれる
ことが経験上判明している。最適バイアスポイントのと
ころから、その前後プラスマイナス10%が使用可能な
バイアスポイントということを考慮すると、計算で得ら
れる30%〜50%のバイアスポイント値のところが良
好なポイントといえる。よって、上に示したような計算
で得られたバイアスポイントで30%〜50%という値
のときには、実用上良好なバイアスポイントが得られた
と判断できる。In the calculation described here, for simplicity,
The influence of the ABS surface edge 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 by 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 good bias point has been obtained.
【0077】以下に具体的に今まで知られているスピン
バルブ膜を例にとって、上述したバイアスポイント計算
式を用いて、問題点を詳しく説明する。比較例1:通常
スピンバルブ(スピンフィルターなし×シンセティック
AFなし) Ta5/NiFe2/Co0.5/Cu2/CoFe2/IrMn7/Ta5 (単位はnm) (1) 上記(1)は、スピンバルブの積層構造を表し、各層を
構成する元素と層厚(nm)を表している。この比較例
は、いわゆる従来スピンバルブ膜でフリー層だけを薄く
した従来技術の延長上にある膜である。この膜構成にお
いてバイアスポイントを計算した。Hereinafter, the problem will be described in detail by using the above-described formula for calculating the bias point, 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) is a laminated structure of the spin valve Represents 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】上述した(1−1)〜(1−5)式のバイ
アスポイント式において、特に求めることが困難なの
が、(1−5)式の電流磁界である。その理由は、(1
−5−1)式の電流分流比Cを求めることが困難である
からである。薄膜においては、各層の比抵抗は結晶性、
および電流分布等の影響を受けて、バルクの比抵抗値と
は著しく値が異なるからである。それをできるだけ実際
に則した計算を行うため、今回本発明者は以下のような
工夫を行うことにより、電流分流比Cを精度よく求める
ことができた。In the above-mentioned bias point equations (1-1) to (1-5), it is particularly difficult to find the current magnetic field of equation (1-5). The reason is (1
This is because it is difficult to obtain the current shunt ratio C in the equation -5-1). In a thin film, the specific resistance of each layer is crystalline,
This is because the resistance value is significantly different from the bulk specific resistance value due to the influence of current distribution and the like. In order to perform the calculation as much as possible, the inventor of the present invention was able to obtain the current shunt ratio C with high precision by making the following contrivances.
【0079】各層の比抵抗を求めるために、上記構成の
スピンバルブ膜を作製し、ある層の比抵抗を求めたいと
きには、前後プラスマイナス2nmまで変えた膜を数個
作製し、注目する層の膜厚とコンダクタンスの関係を直
線で外挿して求めた。そのように求めた理由は、よく用
いられる薄膜の単層膜で比抵抗を求める手法では、実際
に即した値とはならないからである。結晶性の影響と、
電流分布の影響をできるだけ小さくするためには、上下
の膜まで実際と同じ材料にして、上述したような微小な
膜厚範囲でのコンダクタンス差をみるのが最も精度が良
いことが、本発明者の検討によって判明した。In order to determine the specific resistance of each layer, a spin valve film having the above-described structure is manufactured. When it is desired to obtain the specific resistance of a certain layer, several films having different thicknesses before and after ± 2 nm are manufactured. The relationship between the film thickness and the conductance was obtained by extrapolating with a straight line. The reason for such a determination is that a method for determining the specific resistance of a single-layer thin film that is often used does not provide an actual value. The effect of crystallinity,
In order to minimize the influence of the 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 to see the conductance difference in the minute film thickness range as described above. It became clear by examination.
【0080】この手法で求めた各層の比抵抗は、結晶性
の影響が小さいだけでなく、電流分布の影響をも含んで
いるため、単層膜の比抵抗を用いて単純なパラレルコン
ダクターで求めた(1−5−1)式の電流分流比Cより
も、かなり精度がよくなる。この手法の採用によって、
従来困難だった電流磁界をより精度をあげて計算でも予
想できるようになった。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 is obtained by a simple parallel conductor using the specific resistance of the single-layer film. The accuracy is considerably higher than the current shunt ratio C of the equation (1-5-1). By adopting this technique,
The current magnetic field, which was difficult in the past, can be predicted by calculation with higher accuracy.
【0081】以上の手法により各層の比抵抗を求めた結
果、NiFeは20μΩcm 、CoFeは13μΩc
m 、スペーサCuは8μΩcm 、IrMnは250
μΩcmとなった。ここで、下地のTa(タンタル)に
ついては膜厚を厚くすると結晶化によって急激に比抵抗
が変わり、またキャップTaについても表面酸化物の影
響が大きく正確な値を求めることができなかったため、
100μΩcmと仮定した。これらの値を用いて各層の
電流分流比を求めて、(1−5)式により電流磁界Hcu
を計算した。As a result of determining the specific resistance of each layer by the above method, NiFe was 20 μΩcm and CoFe was 13 μΩc.
m, spacer Cu is 8 μΩcm, IrMn is 250
μΩcm. Here, with respect to the base Ta (tantalum), when the film thickness is increased, the specific resistance is rapidly changed by crystallization, and the effect of the surface oxide is too large to obtain an accurate value for the cap Ta.
It was assumed to be 100 μΩcm. Using these values, the current shunt ratio of each layer is obtained, and the current magnetic field Hcu is calculated by the equation (1-5).
Was calculated.
【0082】また、Hinの値としては、実測値の25O
eを用いた。Hpinは(1−4)式により求めた。[0082] In addition, as the value of H in, the measured value 25O
e was used. H pin was determined by equation (1-4).
【0083】この膜構成では、ピン層厚が厚いままハイ
ト長が短くなるため、ピン層からフリー層に加わる漏洩
磁界Hpinが大きくなり、またフリー層の下側よりも上
側に多くの電流が流れるのでフリー層に加わる電流磁界
Hcuも大きい。よって、バイアスポイントの設計手法と
して考えられるのは、大きなHpinを大きな電流磁界Hc
uでキャンセルしてバイアスポイント調整しようするこ
とになる。In this film configuration, since the height length is reduced while the thickness of the pinned layer is large, the leakage magnetic field H pin applied from the pinned layer to the free layer is increased, and a large amount of current is generated above the free layer below the free layer. Since the current flows, the current magnetic field Hcu applied to the free layer is large. Therefore, as a method of designing a bias point, a large H pin is connected to a large current magnetic field Hc.
u will cancel and try to adjust the bias point.
【0084】センス電流を4mAとしたときに、上記の
値を用いて計算したバイアスポイント値の結果を表1に
示す。 表1:比較例1の膜の計算で得られたバイアスポイント MR height 0.3μm 70% 0.5μm 61% 0.7μm 53% 表1からわかるように、MRハイト0.3〜0.5μm
ではバイアスポイントは61〜70%であり、計算上最
適なバイアスポイント値と考えられる値よりもオーバー
している。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 point 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, MR height 0.3 to 0.5 μm
In this case, the bias point is 61 to 70%, which is larger than a value considered to be an optimum bias point value in calculation.
【0085】図11は、本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。すなわち、MRハイト
を狭めるとバイアスポイントがアンチフェロ側(50%
よりも大きい側)にシフトしてしまうことが分かる。M
Rハイトは機械研磨によって行うため、どうしてもばら
つきがでてしまう。このようなMRハイトのばらつきに
よって、歩留まりが非常に悪くなってしまうことがわか
る。これは定性的にいえば、図11に表したように、大
きなピン漏洩磁界Hpinを大きな電流磁界Hcuでキャン
セルするという非常に不安定な手法でバイアスポイント
を調整しようとしていることに起因する。FIG. 11 is a conceptual diagram showing the state of the bias point in this comparative example. That is, when the MR height is narrowed, the bias point is shifted to the antiferro side (50%
It can be seen that there is a shift to the larger side. M
Since the R height is obtained by mechanical polishing, variations are inevitable. It can be seen that such a variation in the MR height significantly reduces the yield. Speaking qualitatively, as shown in FIG. 11, the bias point is adjusted by a very unstable method of canceling the large pin leakage magnetic field Hpin with the large current magnetic field Hcu. .
【0086】また、バイアスポイント以外にも本比較例
の膜は、さらに本質的な問題を有する。それは、本発明
で対象としている極薄フリー層を採用すると、MR変化
率が低下することである。本発明者が実験的に得た事実
として、フリー層の膜厚が薄くなるとプロセス熱処理後
のMR変化率が極端に劣化することが大きな問題とな
る。例えば、比較例1の構成では、as−depo(as
-deposited:堆積したままの状態)でMR変化率は11
%程度であるのに対し、プロセス熱処理後ではMR変化
率5.6%とas−depoの約半分の大きさにまで減
少してしまう。これでは高密度対応のスピンバルブ膜を
実現することはできない。In addition to the bias point, the film of this comparative example has a further essential problem. That is, when the ultra-thin free layer targeted by the present invention is employed, the MR ratio is reduced. As a fact obtained by the present inventors experimentally, 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, as-depo (as
-deposited: as-deposited) and the MR change rate is 11
%, On the other hand, after the process heat treatment, the MR change rate is 5.6%, which is reduced to about half the as-depo. With this, a spin valve film corresponding to high density cannot be realized.
【0087】さらには、このスピンバルブ膜においては
各層の膜厚がすべて薄くなってきているので、スピンバ
ルブ膜の面抵抗も30Ω程度もの大きな値になり、静電
破壊(ESD:Electric Static Discharge)の点から
も実用的ではない。よく知られているように、ESDは
抵抗が大きければ大きいほど起こりやすくなるからであ
る。Further, in this spin valve film, since the thickness of each layer is becoming thinner, the sheet resistance of the spin valve film also becomes a large value of about 30 Ω, and electrostatic breakdown (ESD: Electric Static Discharge) occurs. It is not practical from the point of view. As is well known, ESD is more likely to occur as the resistance increases.
【0088】以上のことから、比較例1の膜は、高密度
記録用ヘッドに採用されるような実用的な膜では到底な
いことがわかる。比較例2:米国特許第5422591
号(スピンフィルターあり×シンセティックAFなし) Ta5/Cux/NiFe1.5/Cu2.3/NiFe5/FeMn11/Ta5 (単位はnm) (2) 極薄フリー層におけるMRを改善するために、スペーサ
非磁性層と反対側にてフリー層に高導電層を積層した構
成のスピンバルブ膜が提案されている。例えば、特許第
2637360号、米国特許第5422591号、米国
特許第5688605号などを挙げることができる。From the above, it can be understood 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
No. (with spin filter x without synthetic AF) Ta5 / Cux / NiFe1.5 / Cu2.3 / NiFe5 / FeMn11 / Ta5 (unit: nm) (2) Spacer non-magnetic to improve MR in ultra-thin free layer A spin valve film having a configuration in which a high conductive layer is laminated on a free layer on the side opposite to the layer has been proposed. For example, Japanese Patent No. 2,637,360, US Pat. No. 5,422,591 and US Pat. No. 5,688,605 can be exemplified.
【0089】上記(2)の膜は、米国特許第54225
91号に基づくスピンバルブ膜の実施例である。このス
ピンバルブ膜においては、フリー層のスペーサCuとは
反対側に接したCu厚を厚くしていくことによって、ア
ップスピンの平均自由行程が長くなることによりMR変
化率が上昇してゆき、平均自由行程以上にCu厚を厚く
すると単純なシャント層になってしまうため、あるCu
厚でMR変化率のピークをとる傾向をもつ。この現象を
用いれば、比較例1での1つの問題点だった、極薄フリ
ー層でのMR変化率の減少を一部改善できる。The film of the above (2) is disclosed in US Pat. No. 5,425,225.
91 is an example of a spin valve film based on No. 91. 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 average free path of the upspin is increased, and the MR change rate is increased. If the Cu thickness is increased beyond the free path, it becomes a simple shunt layer.
There is a tendency for the MR change rate to peak at a thickness. By using this phenomenon, it is possible to partially improve the reduction of the MR ratio in the ultrathin free layer, which is one problem in Comparative Example 1.
【0090】しかしながら、米国特許第5422591
号に基づく上記(2)のスピンバルブ膜では、バイアス
ポイント、およびMR変化率の耐熱性という、二つの点
で問題を抱える膜構成となっている。However, US Pat. No. 5,422,591
The spin valve film of the above (2) based on the above-mentioned (2) has a film configuration having two problems, that is, a bias point and heat resistance of an MR change rate.
【0091】まず、バイアスポイントという観点に関し
ては、米国特許第5422591号の明細書中には直接
的な記載も間接的な示唆も全く開示されていない。そし
て、(2)の膜は到底実際のヘッドでは採用できない構
成である。以下にその理由を詳述する。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】まず電流磁界Hcuを、比較例1と全く同様
の方法により実験的に得られた各層の比抵抗を用いて算
出した。そのときの各層の比抵抗値としては、Taは1
00μΩcmと仮定し、FeMnは250μΩcm、N
iFeは20μΩcm、スペーサCuは8μΩcm、下
地Cuは10μΩcmと実験的に求まった値を用いた。
また、センス電流は4mAとした。Hinについては記述
がないが、本発明者の追試による結果として15Oe〜
25Oeが得られた。よってここでは、Hinを20Oe
とした。First, the current magnetic field H cu was calculated using the specific resistance of each layer experimentally obtained by the same method as in Comparative Example 1. At this time, the specific resistance value of each layer is Ta: 1
00 μΩcm, FeMn is 250 μΩcm, N
The iFe was 20 μΩcm, the spacer Cu was 8 μΩcm, and the underlayer Cu was 10 μΩcm.
The sense current was 4 mA. Although there is no description for H in, 15Oe~ as result of additional tests of the present inventors
25 Oe was obtained. Therefore, here, 20Oe the H in
And
【0093】素子サイズが、トラック幅Tw=0.5μ
m、MR height=0.3〜0.5μmのときの高密度用
ヘッドの場合について、バイアスポイントを計算した。
その結果を表2に示す。[0093] the element size is, the track width T w = 0.5μ
The bias point was calculated for the high-density head when m and MR height = 0.3 to 0.5 μm.
Table 2 shows the results.
【0094】表2:下地Cu厚を変えた場合の比較例2
の構成での計算で得られたバイアスポイント MR height Cu 0nm Cu 1 nm Cu 2nm 0.3μm 126% 143% 156% 0.5μm 111% 127% 140% 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Hpin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。Table 2: Comparative Example 2 when the thickness of the underlying Cu was changed
Bias point obtained by calculation in the configuration of the above. MR height Cu 0 nm Cu 1 nm Cu 2 nm 0.3 μm 126% 143% 156% 0.5 μm 111% 127% 140% In this configuration, the pin added from the pin layer to the free layer The configuration is such that the leakage magnetic field H pin is 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 0.3.
At 0.5 μm, the bias point is 111% to 126%
You can see that it has come to a place where the output cannot be obtained.
【0095】図12は、トランスファーカーブでみたと
きのHin、Hpin、Hcu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。Hpin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I3が大きくなり、(1−5)式により
得られる電流磁界Hcuが小さくなってしまう。つまり、
大きなHpinに対して、逆向きの小さなHcu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。[0095] Figure 12 is a H in, H pin, conceptual diagram showing the relationship between the size and the bias point of the H cu when viewed in the transfer curve. Since the H pin is 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, since Cu, which is a highly conductive layer, is used for the base, I 3 in FIG. 10 increases, and the current magnetic field H cu obtained by the equation (1-5) decreases. That is,
For large H pin, it becomes pulling the bias point in the vicinity of 50% by reverse small H cu,
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】以上のような検討を重ねた結果、Gurn
ey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。As a result of repeated examinations as described above, Gurn
In the configuration as described in the ey patent, it was found that the bias point could not be designed at all, and that the bias point was made more unrealistic by providing a high conductive layer of Cu as an underlayer.
【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、M
R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。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. As-depo MR change rate values are described in US Pat. No. 5,422,591.
It certainly rises due to the spin filter effect. But,
After the heat treatment simulating the actual head manufacturing process, when the ultra-thin free layer is used, a phenomenon unique to M
The inventor has found that the value of the rate of change of R is significantly reduced. This is because to get high output for high density recording,
It becomes a serious problem.
【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1
nm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C
uシャント層が、比較例2で示した米国特許第5422
591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Hcu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。[0098] Actually, when an additional test was performed using the film of the example of the Gurney patent (the film of (2) above), the thickness of the underlying Cu was 1
Although the as-depo MR change rate was 1.8% at nm, when the heat treatment simulating the process of the present inventor is performed, it is reduced to 0.8%. As 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 does not function at all. In other words, it can be seen that a simple spin filter effect cannot be achieved to realize an ultra-thin 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) JP-A-10-261209 discloses In the film of the above (3), C which is close to the free layer through Ta
U shunt layer is the same as US Pat.
It is not intended for the spin filter effect of the MR change rate as in No. 591 but by reducing the current magnetic field Hcu ,
It is intended to stabilize the asymmetry by suppressing the fluctuation of the bias point due to the sense current.
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 extremely 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】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Hsが非常に小さくなった場合、電流磁界Hcuを低減
させても、ピン漏洩磁界Hpin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Hs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。First, regarding the bias point, as shown in the film of (2) of Comparative Example 2, when H s becomes extremely small by using an extremely thin free layer, the current magnetic field H cu is reduced. However, if the pin leakage magnetic field H pin is large, an optimum bias point cannot be realized. The structure is valid for (3), the free layer is thick, that is, if H s is relatively large, when once the optimum bias point is obtained,
The point is that the sense current dependency 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. In other words, when the free layer is set to 4.5 nm or less in order to cope with high density in the film having the structure (3), the bias point shifts to the plus side.
【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。In order to show the above, Table 3 shows the bias points of the film having this structure obtained by calculation.
【0101】 表3:比較例(3)の膜でのバイアスポイント MR height NiFe 5nm NiFe 3nm 0.3μm 86% 108% 0.5μm 83% 104% 0.7μm 81% 100% 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NiF
e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。Table 3: Bias point in the film of Comparative Example (3) MR height NiFe 5 nm NiFe 3 nm 0.3 μm 86% 108% 0.5 μm 83% 104% 0.7 μm 81% 100% Here, Hin is A value of 10 Oe was used. Table 3
In the film of Comparative Example (3), NiF
Even when the film thickness is 5 nm, the bias point is shifted to the plus side, which is not a good design. However, it can be seen that when the free layer NiFe film thickness is reduced to 3 nm, the bias point increasingly exceeds the plus side. .
【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、Hpinが大きいまま、電流磁界Hcu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Hcuと層間結合磁界Hinとピン漏洩磁界
Hpin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。FIG. 13 is a conceptual diagram showing the relationship between bias point determining elements in this comparative example. As shown in the figure, since only the current magnetic field Hcu is reduced while the Hpin is large, the bias point cannot be taken at a place where the thickness of the free layer is small. That is, since the optimum bias point point when the place in which the current magnetic field H cu and the interlayer coupling magnetic field H in the pin stray magnetic field H pin all additions becomes zero, the free layer current center as the structure of the above (3) Closely approaching the current magnetic field only to zero results in a completely meaningless film design.
【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。The second problem of the structure (3) is that a high MR ratio required for high density cannot be obtained. That is, (3)
In the structure of the above, since a relatively high resistance material is inserted between the high conductive layer and the free layer as a diffusion prevention layer,
When an ultra-thin free layer is formed, the spin filter effect of MR as obtained in the Gurney patent cannot be obtained. In a region where the free layer, which is particularly effective in the present invention described later in detail, is 4.5 nm or less,
In the film having the configuration (3), the MR change rate decreases.
【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。From the above two reasons, it can be understood 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. Was.
【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/Ta
5(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Hua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)。Comparative Example 4: No Spin Filter × Synthetic AF Ta5 / NiFe2 / CoFe0.5 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / IrMn7 / Ta
5 (unit: nm) (4) In this comparative example, a synthetic AF structure was employed to improve pin characteristics. The two ferromagnetic layers via Ru (ruthenium)
Antiferrocoupling (antiferromagnetic coupling).
One of the ferromagnetic layers is fixed in one direction by an antiferromagnetic film. By adopting the synthetic AF structure,
In the case of a normal pin structure, even if the unidirectional anisotropic magnetic field Hua is small, it can be used as long as it has a certain size, and the pin heat resistance is improved. Also, 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 the bias point (Japanese Patent Laid-Open No. Hei 7 (1994)).
No. 169,026).
【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。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 which cannot be realized by a normal pin structure can be realized. Ideally, the upper and lower pin layers are the same Ms *
If they are aligned with the t product, the pin leakage magnetic field is zero. It has been considered that the bias point design of the spin valve film corresponding to high density is sufficient only by reducing such a pin leakage magnetic field. However, the present inventors have found that a stable bias point cannot be realized only with the synthetic AF structure in an ultrathin free layer corresponding to high density. The details will be described below.
【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Hcuは非常に大きい。Hin
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Hcu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。FIG. 14 is a conceptual diagram showing the relationship between the bias point determining elements in this comparative example. That is,
In the configuration of this comparative example, the free magnetic layer Hcu is very large because the free layer is located far away from the current center of the current distribution of the spin valve film. H in
Is about 20 Oe at most, and the pin leakage magnetic field is very small due to the adoption of the synthetic AF structure. This means that almost no bias is applied in the state where no current flows. When a current is caused to flow through the spin valve film having this configuration, the larger the current is caused to flow, the more the current is caused to deviate from the just bias by the large current magnetic field Hcu .
【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。Table 4 shows the results of the bias point calculation for this comparative example.
【0109】 表4:比較例4の膜の計算により得られたバイアスポイ
ント MR height Hcu↑Hpin↑ Hcu↓Hpin↑ 0.3μm 88% 22% 0.5μm 80% 16% 0.7μm 73% 10% ここでHin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。Table 4: Bias points obtained by calculation of the film of Comparative Example 4 MR height Hcu ↑ Hpin ↑ Hcu ↓ Hpin ↑ 0.3 μm 88% 22% 0.5 μm 80% 16% 0.7 μm 73% 10% where using a value of 20Oe as H in. From Table 4, it can be seen that the bias point cannot achieve a value of 30 to 50%, as expected, in either direction.
【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Hinをなるべく大きく
して、その大きなHin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Hin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、Hin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。[0110] As means for obtaining the just bias in this structure, and the pin stray magnetic field as small as possible, i.e. equal to the pin layer thickness of up and down Synthetic AF structure, that is, the pin leakage magnetic field to substantially zero, and the H in possible and large and technique to bring in just bias in the current magnetic field so as to cancel the large H in can be considered,
This is undesirable. Not only causes simple shift the linear region of the external magnetic field in response to that a large H in, resulting in even an adverse effect of reducing the linear region. Moreover, it is good to be controlled constant H in a small value, trying to produce a spin-valve film is controlled to unnaturally constant at a large value, be considered in terms of mass production very Difficult and undesirable.
【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。Further, since there is no high conductive layer on the surface of the free layer on the side 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, and the head for high density recording is used. As a result, a sufficient output cannot be secured.
This is also an essential problem.
【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。As described above, from the two points of the bias point and the high output, it is almost 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】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。As described in detail above, the present inventors have found that a film having a structure as in Comparative Examples 1 to 4 can be used as a spin valve film having an ultra-thin free layer for high-density recording with a stable bias point and a sufficient bias point. It was clarified that there was a problem that a high output could not be achieved by calculating the current magnetic field and making a prototype based on the actual situation. Further, the original prototyping was studied, and the configuration described in detail below was invented.
【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。FIG. 15 is a graph showing the dependence of the bias point of the spin valve film of each comparative example and the spin valve film of the present invention on the free layer thickness. It can be seen that in each of the spin valve films of the comparative examples described so far, there is a large problem in the bias point in any of the configurations. Here, the optimal bias point is
It is in the range of 30-50%. Then, in order to obtain sufficient sensitivity, it is necessary to obtain a bias point within this range at a low Ms * t.
【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。On the other hand, in each of the comparative examples, Ms
* Under the condition where t is low, the bias point largely deviates from the optimum range. 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】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。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】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。In FIG. 15, Ms * for Comparative Example 1
Even when t is as large as 5 nmT or more, the calculated bias point is not in the range of 30% to 50%.
This is because the MR height is a relatively large value at a low recording density in which a free layer having Ms * t of 5 nmT or more is actually used. Specifically, the MR height at the recording density targeted by the present invention is 0.3 μm to 0.3 μm.
This is because the value is larger than 5 μm.
【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。In any case, when Ms * t is in the region of 5 nmT or less, it is clearly understood that the superior difference in the bias point design between the film of the present invention and the film of the comparative example becomes large.
【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。FIG. 16 shows the MR ratio of the structure of Comparative Examples 1-4 when only Ms * t of the free layer was reduced.
It is a graph showing how the rate of change changes. 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】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Co
Fe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。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 free. Layer Co
A film having a different thickness of Fe was prepared. 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】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1
TのNiFe換算の膜厚で示した。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. Further, as the Ms * t of the free layer, the Ms of NiFe is 1T, the Ms of CoFe is 1.8T, and all Ms * t are 1T.
The film thickness was expressed in terms of NiFe equivalent film thickness of T.
【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。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 becomes small, the MR ratio rapidly deteriorates, and a high output corresponding to a high density is obtained. It is difficult to secure.
【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。Although the dependency of the MR ratio on the free layer Ms * t is relatively small in the film of Comparative Example 2 having a highly conductive layer, the antiferromagnetic film uses FeMn containing no noble metal.
Low heat resistance of MR change rate to process heat treatment. With such a small MR change rate, it is not possible to secure a high output for high density.
【0124】比較例2、比較例3の膜では、スペーサC
u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。In the films of Comparative Examples 2 and 3, the spacer C
When 0.5 nm of Co or CoFe is inserted between u and the free layer NiFe, the dependency on Ms * t is about 1 to 2% larger than the value in FIG. In any case, a small value of the MR change rate where the Ms * t of the free layer is small is sufficient in any case.
【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。On the other hand, when a free layer having a high 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 improved, and A sufficiently high output can be obtained. In particular, it can be seen that the difference in MR ratio from the comparative example increases when the value is smaller than 5 nmT.
【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。Hereinafter, the magnetoresistance effect element of the present invention will be described in detail.
【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10
7とを積層した構成を有する。FIG. 1 is a conceptual diagram showing a sectional structure 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 the antiferromagnetic film 10
7 is laminated.
【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Hsが
小さな場合において、Hcu、Hpin、Hinのすべてを小
さな値として、Hpin−Hin=Hcu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。[0128] With this configuration, in particular, in the case H s on the transfer curve of the free layer 102 due to the ultrathin small, H cu, H pin, all H in a small value, H pin -H in By realizing = Hcu , a good bias point can be realized.
Further, in general, it is difficult to realize a high MR ratio in the case of an extremely thin free layer, but a high output head can be realized by maintaining the heat resistance of a favorable MR ratio.
【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、Hpin
−Hin=Hcu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。Hpin、Hin、Hcu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。That is, with the spin-valve film structure of the present invention, a good bias point can be realized and a high MR ratio can be maintained even when an ultra-thin free layer for high density is provided, so that high output can be stabilized. Can be obtained. Specifically, as a bias point design, H pin
By realizing −H in = H cu , a good bias point can be realized. H pin, H in, that all H cu is reduced, in order to realize the above equation stable is important.
【0130】まず、Hpin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A
F構造を用いることによって、実際にHpin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、Hpinを低減できる。First, a so-called synthetic A in which the second ferromagnetic material is antiferromagnetically coupled to H pin .
By using the F structure, what actually acts as the H pin is only due to the difference in magnetic film thickness between the two layers of the first and second ferromagnetic materials, and the H pin can be reduced.
【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Hpin低減のために
有効であるということがわかる。It can be seen from equation (1-4) that reducing the (Ms * t) pin in the pinned layer is effective for reducing the H pin .
【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Hpinだけを低減しても全く意味
がなく、電流磁界Hcu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、Hcu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I3が増加し(ボト
ムタイプのスピンバルブ膜のときにはI1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
Hcu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M
R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。However, for designing the bias point of the ultra-thin free layer, it is meaningless to reduce only the H pin, and it is essential to reduce the current magnetic field H cu . For this purpose, the center of the current distribution of the current flowing in the spin valve film can be made closer to the free layer by bringing the nonmagnetic high conductive layer into contact with the surface of the free layer opposite to the spacer, thereby reducing Hcu . It is possible to do. That is, in the formulas (1-5) and (1-5-1), I 3 increases in the case of the top type spin valve film (I 1 increases in the case of the bottom type spin valve film). This is because the reduction of the ratio C suppresses the current magnetic field Hcu . Another major function of the non-magnetic high-conductivity layer is that when the ultra-thin free layer targeted by the present invention is used, the high M
The point is that the R change rate can be maintained. In other words, by providing the nonmagnetic high-conductivity layer, the difference in the mean free path of upspin can be kept large when the magnetization directions of the free layer and the pinned layer on the side in contact with the spacer are parallel and antiparallel to each other. it can.
【0133】Hpin−Hin=Hcu を安定して実現する
ためには、Hin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Hin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Hinで
本発明を用いることが重要である。[0133] In order to achieve stable the H pin -H in = H cu is, H in reduction is also important. In order to achieve 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 thickness thinner. thinner as the H in is likely to increase in general. To overcome it, it is important to use the present invention in H in the range of about 0~20Oe.
【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、Hpin、Hcu、Hinのすべてが低減されている
ため、Hpin−Hin=Hcu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。FIG. 2 is a schematic diagram of a transfer curve obtained in the spin valve film of the present invention. Also in Hs small transfer curves using ultra-thin free layer, H pin, since H cu, all H in is reduced, and enables the design of H pin -H in = H cu,
The bias point can be set to a good point near 50%. Further, since the spin filter effect by the highly conductive layer is also used, a high MR ratio can be maintained even in the extremely thin free layer, and the ordinate of FIG. 2 can realize a sufficiently large value.
【0135】次に、バイアスポイントを決定する各要
素、すなわち、Hpin、Hin及びHcuの各パラメータに
関してさらに詳細に説明する。[0135] Next, the factors that determine the bias point, i.e., H pin, described in further detail with respect to each parameter H in and H cu.
【0136】まず、低Hcu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
Hcu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。First, the low Hcu will be described. As described above, in the present invention, the value of C in the equation (1-5) is reduced by providing the high conductive layer on the side of the free layer that is in contact with the surface opposite to the spacer, and the current magnetic field Hcu Has 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 (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Hcu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Hcu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。Ta5 / Cux / CoFe2 / Cu2 / CoFe2.5 / Ru0.9 / CoFe2 / IrMn7 / Ta5 (unit: nm) FIG. 3 shows the above-mentioned film on the side opposite to the spacer in contact with the free layer. is a graph showing the relationship between the current magnetic field H cu applied to the free layer with respect to the film thickness of the high conductive layer Cu. 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 Hcu decreases. 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】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Hcu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、
Hpi n−Hin=Hcu 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。Here, one of the points of the present invention is to reduce the current magnetic field, but it is not preferable to make the current magnetic field Hcu completely zero. In the present invention,
By hold the H pi n -H in = H cu , since performing bias point adjustment, Comparative Example 3 described above
This is because the bias point adjustment becomes impossible in a design that attempts to make the current magnetic field close to zero as in the case of (1).
【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〜4
nm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Hsが小さくなってくるため、電流
磁界Hcu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10μΩc
m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。From the viewpoint of the current magnetic field, the thickness of the nonmagnetic high-conductivity layer Cu layer is, in a broad range, from 0.5 nm to 4 nm.
The range of nm is an appropriate film thickness. Since the higher the H s thickness of the free layers becomes thinner becomes smaller, the smaller is also the current magnetic field H cu is 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, the thickness can be all considered to be Cu-converted. For example, Ru1.5 nm /
In the case of a non-magnetic high conductive layer of Cu 1 nm, the specific resistances experimentally determined are Ru for 30 μΩcm and Cu for 10 μΩc.
m, so in terms of Cu (1.5 nm × 10 μΩcm 2 /
This is equivalent to a Cu film thickness equivalent to 30 μΩcm) +1 nm = 1.5 nm.
【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10μΩc
m、Irは20μΩcm、Reは70μΩcm、Rhは
20μΩcm、Ptは40μΩcm、Pdは40μΩc
m、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。Similarly, when other metals were used, the specific resistances experimentally determined were 10 μΩcm for Cu, 30 μΩcm for Ru, 10 μΩcm for Au, and 10 μΩc for Ag.
m and Ir are 20 μΩcm, Re is 70 μΩcm, Rh is 20 μΩcm, Pt is 40 μΩcm, and Pd is 40 μΩc.
The current shunt ratio can be determined using the values of 12 μΩcm for m and Al and 30 μΩcm for Os. When the nonmagnetic high-conductive layer is made of an alloy, it can be calculated as a Cu-converted film thickness using the above-mentioned specific resistance value of the element of the main component, and is proportional to the composition of the element. May be allocated.
【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。As described in connection with 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. It can be specified by the obtained value.
【0142】またHcu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Hcu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。As can be seen from equation (1-5), H cu is
Since it is determined by the current shunt ratio between the upper layer and the lower layer with respect to the free layer, the thickness of the spacer layer located on the side opposite to the non-magnetic high conductive layer is preferably as thin as possible from the viewpoint of reducing Hcu . This is consistent with the tendency required from the spin filter effect of the MR change rate described later. Specifically, the spacer film thickness is preferably about 1.5 nm to 2.5 nm.
【0143】非磁性高導電層は、電流磁界Hcu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。Hin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。The non-magnetic high-conductivity layer also functions as a layer that brings about a spin filter effect of the MR change rate as well as reducing the current magnetic field Hcu . Due to the effect, the range of the appropriate film thickness is also limited to some extent. For example, considering 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. When H in is that the extent of film thickness does not increase, the spacer thickness is about 1.5nm~2.5nm are preferred.
【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C
oFe2.5nm、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。It is preferable that the thickness of the free layer be 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 down spin of NiFe is about 1.1 nm, NiFe
Is most preferably about 1 nm to 4.5 nm, and most preferably about 1 nm to 3 nm in the case of CoFe. The optimum thickness of the high conductive layer differs depending on the pin thickness, spacer thickness and free layer thickness. However, the thinner the spacer thickness and the thinner the free layer, the peak of the MR is reached. Peaking on the side. For example, if the pinned layer is C
When the thickness of oFe is 2.5 nm, the thickness of the Cu spacer is 2 nm, and the thickness of the free layer is CoFe 2 nm, the peak is obtained at about 2 nm when Cu is used for the highly conductive layer. Experience has shown that the thickness of the free layer and the total thickness of the nonmagnetic high-conductivity layer Cu are 4 to
Since the MR change rate peaks at about 5 nm, it is preferable to set the thickness of the nonmagnetic high-conductivity layer so as to be in the vicinity of the peak. 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】次に、Hpinについて説明する。Hpin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(N
iFe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)。Next, the H pin will be described. In order to reduce the H pin , 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 (N
It is desirably 1.8 nm or less in terms of iFe.
As a means for realizing the pin layer, a synthetic AF structure is preferable. This is, for example, antiferromagnetic film / ferromagnetic film 1 /
The ferromagnetic film 1 and the ferromagnetic film 2 have a structure of Ru 0.9 nm / ferromagnetic film 2 and are magnetically coupled antiferromagnetically.
One antiferromagnetically coupled ferromagnetic film 1 is magnetization-fixed in one direction by the antiferromagnetic film. Since the magnetization directions of the ferromagnetic films 1 and 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 Application Laid-Open No. Hei 7-169026).
【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、Hpin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。For example, IrMn / CoFe2 / Ru0.
In the configuration of 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 nmT). When the effective pin layer thickness can be reduced, the H pin can be reduced as can be seen from the equation (1-4). Thus, the synthetic AF structure has a bias point of the present invention,
This is an essential structure to make full use of the ultra-thin free layer.
【0147】次に、Hin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Hin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Hin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。[0147] Next, a description will be given of H in. 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 preferably as small as possible. Specifically, the value of H in at such a small thickness, 0~20Oe, and more preferably, it is desirable to suppress to about 5~15Oe. One solution of the present invention, as a membrane structure as not to increase the H in even when the spacer is thin, and the like, such as double layer base construction.
【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。Next, the heat resistance of the MR ratio will be described. When an extremely thin free layer is used, it is also extremely difficult to maintain the heat resistance of the MR ratio to the process heat treatment. Specifically, there are two major measures to improve the MR change rate heat resistance of the ultra-thin free layer spin valve film. One of them is to provide at least a certain 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 because the thickness of the free layer is 4.
It is not so remarkable when the thickness is about 5 nm, but when the thickness is reduced to about 2 nm, it is found that the total thickness of the non-magnetic high conductive layer is 1 nm or more. For example,
When the nonmagnetic high-conductivity layer is 0 nm, as-depo MR change rate and after process heat treatment (270 ° C. × 10 hours)
Although the relative MR ratio is reduced by about 50% in the relative ratio, it can be suppressed to 0 to 30% by providing a non-magnetic high conductive layer of about 1 nm.
【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、F
eMn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IrM
n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。In addition, there is still a variation in the thermal deterioration rate of the MR change rate. The cause of this is the second measure, that is, the difference in the material of the antiferromagnetic film. As an antiferromagnetic film, F
When eMn or the like is used, the above thermal degradation rate of 30%
Is the case. However, as an antiferromagnetic film material, IrM
When n is used, the degradation rate can be reduced to 0 to 15%. Furthermore, 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, the thermal deterioration rate of 0% can be realized. This depends on whether the noble metal concentration of the antiferromagnetic film material is included or not, such as IrMn, PtMn, PdPtMn, and RuRhMn.
It has been found that the use of an antiferromagnetic film containing a noble metal as described above is particularly desirable for the ultra-thin free layer spin valve film according to the present invention.
【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。FIG. 4 summarizes the above asymmetry between -10% and + 10%, that is, the bias point 30
5 is a graph showing a specific range of a synthetic AF pin layer thickness and a non-magnetic high conductive layer thickness for realizing the percentage of 50% to 50%. FIG. Here, the “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%" means
This corresponds to “the value of (V1−V2) / (V1 + V2) is not less than −0.1 and not more than 0.1”.
【0151】Hpin−Hin=Hcu を実現するために、
Hpinが小さくなったときには、Hcu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。In order to realize H pin −H in = H cu ,
When H pin becomes small, H cu must be lowered. That is, as can be seen from the equations (1-4) and (1-5), the upper and lower pin layer thicknesses of the synthetic AF ((Ms
* T) When the pin is reduced, the thickness of the non-magnetic high-conductivity layer must be increased. When the (Ms * t) pin is increased, the thickness of the non-magnetic high-conductivity layer decreases. There must be.
【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(HC
L)≧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(p
in2)+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、t
m(pin1)−tm(pin2)+t(HCL)≦4
nm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。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 tm (pin 2).
(HCL) (converted to a Cu layer having a specific resistance of 10 μΩcm)
0.5 nm ≦ tm (pin1) −tm
(Pin2) + t (HCL) ≦ 4 nm and t (HC
L) Satisfies ≧ 0.5 nm is within the scope of the present invention. Here, 0.5 nm ≦ tm (pin1) −tm (p
in2) + t (HCL) is the limit where the bias point is around 30%, that is, the asymmetry is + 10%.
m (pin1) −tm (pin2) + t (HCL) ≦ 4
nm is the limit where the bias point is around 50%, that is, the asymmetry becomes -10%.
【0153】ここで、tm(pin1)−tm(pin
2)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。Here, tm (pin1) -tm (pin
2) is the magnetic film thickness when Ms is converted to 1T NiFe, for example, PtMn / CoFe2 / Ru0.9
In the case of a synthetic AF structure having a structure of /CoFe2.5, (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)
Is used.
【0154】また、t(HCL)は非磁性高導電層をC
u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。Further, t (HCL) indicates that the nonmagnetic high conductive layer
In the case where a non-magnetic high conductive layer other than Cu is used, the above-described specific resistance value is used to obtain Cu.
The film thickness can be reduced.
【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、ΔR
s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。In addition, t (HCL) ≧ 0.5 nm is satisfied when 4.
This defines the lower limit of the thickness of the non-magnetic high conductive layer required for realizing high MR in the free layer thinner than 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, ΔR
Since s may decrease, t (HCL) ≦ 3 nm is desirable. If the difference between the thicknesses of the upper and lower pinned layers of the synthetic AF is 3 nm or more, the heat resistance of pinning of the magnetization of the pinned layer is deteriorated, so that tm (pin1) −tm (pin2) ≦
It is preferably 3 nm.
【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A
F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。In FIG. 4, comparative examples 1 to 4 described above were used.
And the data of the film of Example 1 of the present invention described in detail later were 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 film thickness of the pin layer on the horizontal axis is set to the minus side. Synthetic A
In the case of a conventional pin layer without using F, the magnetic film thickness of the pin layer is all set to the plus side.
【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。As can be seen from the figure, the comparative examples are all 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 having a good bias point, that is, a small asymmetry can be realized. .
【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Hpinを、小さなHcuによってキャ
ンセルする、つまりHpin−Hin=Hcu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/Ir
Mn7/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。According to the present invention described above, a small H pin due to the synthetic AF is canceled by a small H cu , that is, a bias point design realizing H pin −H in = H cu and an ultra-thin free layer spin valve film are used. A specific film configuration which overcomes the difficulty of heat resistance of the specific MR change rate will be described. (Example 1) Top SFSV (NiFe / Co (Fe) free layer) Ta5 / Cux / NiFe2 / CoFe0.5 / Cu2 / CoFe (2 + y) /Ru0.9/CoFe2/Ir
Mn7 / Ta5 (7-1) First, an embodiment of a so-called top type spin valve film in which the antiferromagnetic film is located above the free layer will be described.
【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10
1、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1
07によって一方向に固着されている。反強磁性層10
7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C
uからなるタイプのものである。FIG. 5 is a conceptual diagram showing a specific film configuration of the magnetoresistive element of this embodiment. That is, on the underlying buffer layer 12, the unique high conductive layer 10 according to the present invention is provided.
1, a free layer 102 and a spacer layer 103 are laminated thereon, and the ferromagnetic pin layers 104 and 106 are antiferromagnetically coupled via 105, and the pin layer 106 is the antiferromagnetic layer 1
07 are fixed in one direction. Antiferromagnetic layer 10
The cap layer 113 is provided on 7. (7
In the film structure of -1), the free layer 102 is composed of a two-layer laminated film of 110 and 111, and the nonmagnetic high conductive layer 101 is a single layer C.
u.
【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Hpin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。The film of (7-1) has an MR
Spin filter effect, current magnetic field H cuReduction effect and thin
H by settic AFpinMR and MR
The film is compatible with the bias point. About this membrane
Calculated the bias point by the method described above.
The results are shown in Table 5.
【0161】表5 バイアスポイント計算結果 (a) y=0.5 Hin=20 Oe MR height x=2 0.3μm 37% 0.5μm 31% 0.7μm 25% (b) y=0.8 Hin=20 Oe MR height x=2 0.3μm 46% 0.5μm 40% 0.7μm 33% (c) y=0.5 Hin=10 Oe MR height x=2 0.3μm 42% 0.5μm 39% 0.7μm 36% 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Hin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Hpin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、Hin
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、Hin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、Hin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、Hpin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=0〜1n
m(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。[0161] Table 5 bias point calculation result (a) y = 0.5 H in = 20 Oe MR height x = 2 0.3μm 37% 0.5μm 31% 0.7μm 25% (b) y = 0.8 H in = 20 Oe MR height x = 2 0.3μm 46% 0.5μm 40% 0.7μm 33% (c) y = 0.5 H in = 10 Oe MR height x = 2 0.3μm 42% 0. 5 μm 39% 0.7 μm 36% The underlying Cu thickness was 2 nm. H in the case of the Cu underlayer of a simple single layer single layer made of a highly conductive layer of 20Oe
And a slightly larger value. 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 a favorable bias point value. Although this is a sufficiently practical film, the results in Table 5 (b) are obtained when y = 0.8 nm and H pin is slightly increased. This gives Table 5
If the bias point is slightly underdeveloped as in (a), the bias point can be brought close to a good value. In addition, as shown in Table 5 (c), H in
Can be similarly set to a favorable value. Table 5 (a), as is clear Come to compare the (b) and (c), more H in is small, since the height dependence of the bias point is reduced, H in is desirably reduced as much as possible. The smaller the difference between the upper and lower pin thicknesses of the synthetic AF structure, the smaller the H pin and the smaller the height dependency, but 0.3 nm for (a) and (b).
Since there is almost no effect on the difference of about y = 0 to 1n
m (Ms * t = 0 to 1.8 nm T in NiFe), more preferably, y = 0 to 0.5 nm (0 to
The range of 0.9 nmT in NiFe) is desirable because the value of y can be adjusted in consideration of not only the bias point but also an improvement in characteristics such as anti-ESD measures.
【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C
u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。The underlayer Cu thickness uses the MR spin filter effect as well as the bias point adjustment. Base C
Increasing the u thickness decreases Hcu, but reduces ΔRs. Therefore, the Cu thickness is preferably 0.5 nm to 5 nm, particularly preferably 0.5 nm to 3 nm. The thickness of the underlayer Cu at which the MR spin filter effect 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 underlayer 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】(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、ΔR
s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3
nm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C
u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、ΔR
s低下の分を十分を補うことができる。In the case of the free layer structure as shown in (7-1), when the thickness of the underlying Cu is from 0 to 1.5 nm, the effect of increasing the MR by the spin filter effect by increasing the thickness of Cu and the effect of reducing Rs by increasing the thickness of Cu. Just canceled and ΔRs
Has little change. For 1.5 nm to 2 nm, ΔR
When s is about 0.1Ω and 1.5 nm to 3 nm, ΔRs decreases by 0.25Ω. 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, this free layer configuration allows the underlying Cu thickness of 3
It is also conceivable to use nm. At this time, since the current magnetic field per unit current is small and the spin valve film resistance is also reduced, the output decrease due to the decrease of ΔRs
A method of recovering by flowing a large amount of current is considered. This is because the output amount is almost proportional to the current amount. Base C
When ΔRs decreases by 10% by increasing the u thickness, for example, by increasing the sense current from 4 mA to 5 mA in the previous calculation, the ΔRs increases by 25%.
The decrease in s can be sufficiently compensated for.
【0164】フリー層厚が厚いNiFe4/CoFe
0.5(nm)の場合には、下地Cu厚は0.5〜2n
m程度が好ましく、フリー層が薄いNiFe1/CoF
e0.5nm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。NiFe4 / CoFe with Free Layer Thick
In the case of 0.5 (nm), the underlying Cu thickness is 0.5 to 2 n
m is preferable, and the free layer is thin NiFe1 / CoF.
When e is 0.5 nm, the thickness of the underlying Cu is preferably about 1 to 4 nm. The thickness of the interface CoFe is 0.3-1.
It may be changed in the range of 5 nm. Further, Co or another Co alloy may be used instead of CoFe. When 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】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。For example, when NiFe is 4 nm, Co
Is 0 to 1 nm, and when NiFe is 2 nm, 0 to 0.
5 nm, when NiFe is 1 nm, 0 to 0.3 nm
Is preferred. When the interface diffusion with the underlying Cu is to be taken into consideration, the interface between the underlying Cu and the material insoluble in Cu, such as Co, is also used.
Or CoFe may be interposed. For example, Co0.3 /
NiFe2 / Co0.5, CoFe0.5 / NiFe2
A free layer such as /CoFe0.5 is conceivable.
【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。In place of such a laminated film of ultra-thin magnetic films, a NiFeCo alloy-free layer may be used.
【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、Ni
Fe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Ni80Fe20(a
t%)で良いが、本発明の4.5nmT以下のフリー層
の場合には、Ni80Fe20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Ni81Fe19(at%)よりもNiリッチに、N
iFe膜厚が3nm程度のときにはNi81.5Fe
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、Ni90Fe10(at%)
程度が好ましい。Further, it is difficult to realize low magnetostriction in an extremely thin free layer as the object of the present invention. One difficulty is that as the film thickness of NiFe becomes thinner, NiFe becomes thinner.
The magnetostriction of Fe is positively increased. To overcome this, NiFe8nm / CoFe1nm
In the free layer, the composition of NiFe is Ni 80 Fe 20 (a
Good with t%), but in the case of 4.5nmT following free layer of the present invention, it is desirable to Ni-rich than Ni 80 Fe 20. Specifically, when the thickness of the NiFe film is about 4 nm, the N-rich film is more Ni-rich than Ni 81 Fe 19 (at%).
When the iFe film thickness is about 3 nm, Ni 81.5 Fe
It is desirable to make it richer than 18.5 (at%). The upper limit of the Ni concentration is Ni 90 Fe 10 (at%).
The degree is preferred.
【0168】上記のように、下地Cuは電流磁界Hcu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。As described above, the Cu underlayer reduces the current magnetic field H cu to achieve a good bias point even in the ultra-thin free layer, and the MR is used in the ultra-thin free layer.
It is two major purposes to use the spin filter effect without deterioration of the rate of change.
【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Hpinが小さくなるため、それをキャンセル
する電流磁界Hcu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。From the viewpoint of the bias point, y and x are not determined independently in the film (7-1), but are determined by paying attention to the mutual values. For example, as y decreases, Hpin decreases, and the current magnetic field Hcu for canceling Hpin is preferably smaller. Therefore, the optimum point of x is shifted to a larger value.
【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。Specifically, as one example, the following film thickness design can be considered. As a design in the case where the nonmagnetic high-conductivity layer is a Cu layer, when the pinned layer has a thickness of 2 nm, the Cu layer has a thickness of 0.1 mm.
5 to 1.5 nm, when the pinned layer is 1.5 nm T, Cu
When the pinned layer is 1 nmT, the Cu layer is 1.5 to 2.5 nm. When the pinned layer is 0.5 nmT, the Cu layer is 2 to 3 nm. When the pinned layer is 0 nmT, the Cu layer is Cu.
The layer will be between 2.5 and 3.5 nm.
【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/1.8
T [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。Here, when the pinned layer is Co or CoFe, the thickness of the pinned layer is t = (Ms * t) pin / 1.8.
T [nm], and when the pinned layer is NiFe, the pinned layer thickness is t = (Ms * t) pin / 1T [nm].
【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、Hin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。The spacer Cu is composed of Au, Ag,
Alternatively, an alloy containing these elements may be used. Most preferred, however, is Cu. The spacer thickness is preferably as thin as possible in order to achieve 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, it becomes strong ferro-specific magnetic coupling and too thin pin layer and the free layer, since the H in an increase occurs, 1.5nm~2.5nm, and more preferably, 1.8 to 2. About 3 nm is desirable.
【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Hin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。The underlayer high-conductivity layer which plays a significant role for the spin filter effect and the reduction of the current magnetic field is constituted by a single layer of Cu here, but may be formed by a laminated film. At this time, since the top spin valve film also has a role of an fcc seed layer, an fcc or hcp metal material is preferable as a base material. Specifically, Au, Ag, Al, Zr, Ru, Rh, Re,
A metal alloy layer made of Ir, Pt, or the like, or a laminated film is conceivable. Although MR spin filter effect and the current magnetic field reduction effect a sufficient effect simple Cu underlayer if for is obtained, as an effect to bother alloy layer or a laminated film base material, the magnetostriction control and H in the ultra-thin free layers Control 2
There are two roles. Specifically, the following embodiment can be considered.
【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
Hinを容易に実現することができる。低Hin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R
u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。Ta5 / Ru1 / Cu1.5 / NiFe2 / CoFe0.5 / Cu2 / CoFe2.
5 / Ru0.9 / CoFe2 / IrMn7 / Ta5 (7-2) By using Ru1 nm as a base, the flatness of the film is improved, and Ms * t of the free layer is 2 nm in terms of NiFe with a spacer of 2 nm.
About 10Oe Despite 9nmT and ultra-thin free layer of a low H in it can be easily realized. Realization of a low H in the preferred in that the MR height dependence of the bias point is reduced. Also, synthetic AF
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. Where R
Although the film thickness of u is 1 nm, it 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】(7−2)の膜では、Hcu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、Hcu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Ni
Fe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。In the film of (7-2), when calculating H cu , it is the sum of the thickness of Ru and the thickness of Cu and the electric shunt layer. For example, in the case of Ru, 30 μΩcm
About three times that for the baboon resistance of Cu, films in terms of H cu (7-2) will be referred to as equivalent film of 1.8nm in Cu thickness conversion. However, in terms of MR, Ru has a high resistance and a short mean free path of electrons.
By making direct contact with Fe, the spin filter effect can hardly be obtained. 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 formed into two layers via Cu, Au, Ag, or the like. This is one reason why both layers are intentionally used.
【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。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 the Zr layer is Ru
For example, when Ta is used instead of Ta, it is possible to eliminate Ta.
【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。When a buffer layer is used, Ti, Zr, W, Cu, Hf, Mo, or an alloy thereof can be used in addition to Ta. Whichever of these materials is used, the film thickness is preferably 1 nm to 7 nm, more preferably about 2 nm to 5 nm.
【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。Here, IrMn (Ir: 5) was used as the AF film.
-40 at%), but the film thickness of IrMn is
About 3 nm to 13 nm is preferable. The advantage of using IrMn is that good pin characteristics can be realized even with a thin film thickness, so that it is suitable for a narrow gap head for high density. Since it contains a noble metal, it can maintain a high MR ratio 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】また、反強磁性膜としてはCrMn、Ni
Mn、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I
r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PtM
nを用いることも望ましい実施例のひとつである。As the antiferromagnetic film, CrMn, Ni
Mn or NiO may be used, but AF containing a noble metal element is desirable for realizing a high MR ratio. For example, I
Pd, Rh or the like may be used instead of r. FeMn
Since the MR ratio is improved as compared with NiMn or NiMn, a high MR ratio is maintained even after annealing heat treatment indispensable for the head. In addition, PtM in which the concentration of the noble metal element is higher
The use of n is also one of the preferred embodiments.
【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M
R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%)。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) The advantage of using PtMn (Pt: 40 to 65 at%) is that the noble metal concentration is higher than IrMn, so that the MR deterioration due to process annealing is further reduced, and the high M
R rate of change can be realized, ΔRs can be increased,
High output can be obtained. In a spin valve film of an ultra-thin free layer in which good heat resistance of MR is hardly realized, the 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】MR耐熱性という観点からいうと、下地C
u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、Ni
Fe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。From the viewpoint of MR heat resistance, the base C
The u thickness is desirably 1 nm or more. This is because if the film thickness is less than that, the heat resistance of the MR deteriorates. However, Ni
When the thickness of Fe 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】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。PtMn also has an electrical resistivity value of IrMn.
Since the value is substantially the same as the value and is large, the contribution to the current magnetic field is small and preferable. As described above, the films (7-3) and (7-4) are extremely excellent in practical use.
【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。However, as a disadvantage of PtMn, 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, it is preferably about 7 nm to 12 nm. PtMn
In the case of (3), the concept of the double layer of the free layer as in (7-4) is exactly the same.
【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、P
t、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Hin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。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, Cu, Ru, P
A single-layer film or a laminated film of t, Au, Ag, Re, Rh, Pd, or the like may be used. Can achieve low H in even when the thin spacer film thickness by this configuration. 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.
【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。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 the optimum bias point can be reliably obtained. .
【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。Further, as described above with reference to FIG. 16, the spin valve film of the present example can obtain a higher MR ratio as compared with 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, the free layer is not a laminated free layer such as NiFe / Co or NiFe / CoFe as in the first embodiment, but a CoFe. A simple free layer configuration consisting of a single layer was used. 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】(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、A
u、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C
oでは軟磁性が実現できない。CoFeはCo85Fe15
at%〜Co96Fe4at%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。There are various difficulties in realizing an ultra-thin free layer realizing (5 nm T in NiFe), but a single layer CoFe-based free layer has a soft magnetic property in an ultra-thin region. There is an advantage that control is relatively easy since the film configuration is a single layer. Co, B, Cu, Al, Rh, Pd, Ag, Ir, A
A material such as u, Pt, Ru, Re, and Os may be added. However, instead of CoFe alloy, pure C
With o, soft magnetism cannot be realized. CoFe is Co 85 Fe 15
At% to Co 96 Fe 4 at% are desirable. As described later, this is from the viewpoint of magnetostriction control.
【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。The CoFe free layer is desirably fcc (111) oriented from the viewpoint of soft magnetism.
From the viewpoint of effectively obtaining the 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】シンプルCoFeフリー層はMsがNiF
e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CoF
e2.5nm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/Co
Fe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。In the simple CoFe free layer, Ms is NiF
Since e is larger than e, the same Ms * t can be realized with a small film thickness, which is advantageous from the viewpoint of the spin filter effect. For example, to realize a free layer of 4.5 nmT, NiFe / CoFe requires NiFe3.
6 / CoFe0.5 (nm) and total film thickness about 4nm
On the other hand, in the simple CoFe free layer, CoF
e2.5 nm, which is about 1.10 nm over NiFe / CoFe.
5 nm thinner. If a high-conductivity layer is provided in contact with the both layers below the free layer, the down-spin electrons are filtered out because both the films are thicker than the value of the mean free path of down-spin of about 1 nm. NiFe / Co
When the total film thickness of Fe is about 4 nm, the value becomes close to the mean free path of the upspin. Therefore, the high conductive layer thereunder provides a simple shunt effect, and the thicker the high conductive layer becomes, MR is reduced by the influence of the shunt effect.
【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、N
iFe/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、CoF
e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。On the other hand, as for simple CoFe,
Since the mean free path is longer than 5 nm, up to a certain 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, the Cu layer and NiFe / CoFe,
Alternatively, it has been experimentally obtained that the MR peak is obtained when the total thickness of the free layer made of the CoFe layer is about 4 nm or 3 to 5 nm. In other words, if there is a high conductive layer thickness necessary for bias point design, N
In the case of iFe / CoFe, the MR is reduced due to the shunt effect rather than the spin filter effect.
In the case of e, the spin filter effect is advantageous because the bias point adjustment and the MR increasing effect can both be achieved. This is because, as described above, the MR peak value is determined by the total film thickness of the high conductive layer and the free layer, so that the thinner the CoFe film thickness is, the thicker the Cu layer having the MR peak becomes. The combined effect of the filter effect and the bias point adjustment effect appears. For the above reasons, the simple CoFe free layer is more preferable for the spin filter spin valve.
【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。Since the laminated NiFe / CoFe has lower MR heat resistance, the simple CoFe free layer is better because it has a higher MR.
【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。Magnetostriction control is also performed on NiFe which is an extremely thin layered film.
Control is easier with a single layer of CoFe than with / CoFe.
In particular, since interfacial magnetostriction is important in an extremely thin free layer, NiFe / CoFe, which has one more interface, is disadvantageous.
【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。The bias point in the configuration of (8-1) 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】フリー層のMs*t依存性に関しては、M
s*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。Regarding the dependence of the free layer on Ms * t, M
As s * t is smaller, the saturation magnetic field Hs on the transfer curve is smaller, so that 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, the thinner the thickness of the free layer is, the more the thickness of the high conductive layer where the MR peak appears due to the spin filter effect shifts to the thicker one. 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】具体的には、フリー層Ms*t〜4.5n
mT、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、Co
Fe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、CoF
e膜厚1nmのときにはCu膜換算で、2nm〜5.5
nm、さらに望ましくは、2.5nm〜5nm程度とす
る。Specifically, the free layer Ms * t to 4.5n
When the film thickness of mT and CoFe 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 * t to 3.6 nm.
When the Fe film thickness is 2 nm, it is 1 nm to 4.0 in terms of Cu film.
5 nm, more preferably 1.5 to 3.5 nm, Ms *
When the thickness is t to 2.7 nmT and the CoFe film thickness is 1.5 nm, it is 1.5 to 5 nm in terms of Cu film, more preferably 2 to 4.5 nm, Ms * t to 1.8 nmT, CoF
e When the film thickness is 1 nm, 2 nm to 5.5 in terms of Cu film.
nm, and more desirably, about 2.5 nm to 5 nm.
【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Hin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、IrM
nを用いたときよりも、電流磁界Hcuを低減させるか、
Hpin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。Hcu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、Hpin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C
u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CoF
e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。In (8-1), IrMn was used as the antiferromagnetic film.
In contrast, (8-2) uses PtMn. 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, because there is a problem that should have H in is likely to increase when using the PtMn, in order to design the bias point to the good thing about, IrM
reduce the current magnetic field H cu compared to when n is used,
Either one or both measures to increase the H pin are necessary. To reduce the H cu increases the σt of high conductive layer, it is conceivable to increase i.e. the thickness of the high conductive layer. In order to increase the H pin , it is conceivable to make the thickness difference between the upper and lower pin layers of the synthetic AF larger than that of IrMn. However, increasing the thickness of the highly conductive layer also leads to a decrease in ΔRs.
Adjustment in the range of about 0 to 2 nm in terms of u is desirable. Also, increasing the Δt of the synthetic AF structure also increases the MR height dependence of the bias point as described above, so that it is not desirable to increase the bias point too much.
It is desirable to design with an increase of about 0 to 1 nm in terms of e. As variations of (8-1) and (8-2),
The following configuration is also conceivable. 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 was 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磁歪制御 2.Hin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、Co90Fe
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、A
l、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、Co90Fe10〜Co96Fe4の組成範囲のCoF
e合金フリー層が用いられる。一方、上記2.のHin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、Hinはできるだけ小さいところでHcuとHpin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Hin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*t3.6n
mT、CoFe膜厚2nmという極薄フリー層、スペー
サCu2nmというもので、Hinとして7〜13Oeと
いう低Hinを実現することができる。(7−1)、(7
−2)の実施例においてはHinが20Oe程度であった
ことを考慮すると、このHin低減効果は大きい。1. 1. CoFe magnetostriction control H in reduction effect 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, the fcc-d (111) plane spacing of CoFe is increased from that of simple Cu, and Co 90 Fe
When the 10 (atmic%) free layer is used, the magnetostriction of the CoFe free layer, which tends to increase to the negative side, is controlled to be close to 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, A
1, 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, CoF in a composition range of Co 90 Fe 10 to Co 96 Fe 4
An e-alloy free layer is used. On the other hand, 2. Regarding the H in reduction, the effect of improving the flatness when the film growth is because there is the Ru. As we have already mentioned, because H in it is desirable to bias point designed by H cu and H pin at as small as possible. In particular, in SFSV, the spin filter effect of MR,
Spacer thickness in two ways that the upper layer of the shunt reduction of the free layer is as thin as possible should desirably, the technique to master ultrathin spacer of about Cu~2nm is required, difficulties generally spacer thickness dependence is great H in control Become.
By forming a Ru / Cu laminated film, Ru 1.5 nm
/ Cu underlayer of 1 nm to 2 nm, free layer Ms * t3.6n
mT, ultra-thin free layer of CoFe thickness 2 nm, but that the spacer Cu2nm, it is possible to realize a low H in that 7~13Oe as H in. (7-1), (7
Considering that H in was about 20Oe in the embodiment -2), the H in reducing effect is significant.
【0198】Hcu計算という観点からみたときには、R
u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。From the viewpoint of Hcu calculation, R
It is only necessary to convert from the specific resistance of u to σt and Cu film thickness. Since the specific resistance of Ru determined experimentally is 30 μΩcm, the shunt effect of σt is a specific resistance of 10 μΩcm.
Is 1/3 of the Cu film thickness. For example, in the configuration of Ru 1.5 nm / Cu 1 nm, the converted value of the shunt Cu film thickness is (1.5 nm / 3) +1 nm =
This is equivalent to 1.5 nm.
【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、R
u、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Hin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12
6、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。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, Cu, R
A single-layer film or a laminated film of u, Pt, Au, Ag, Re, Rh, Pd, or the like may be used. Can achieve low H in even when the thin spacer film thickness by this configuration. 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. (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) The so-called bottom where the antiferromagnetic film is located below the free layer. An example of the type 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 underlying buffer layer 131, and the pinned layer 12
6, 124 are antiferromagnetically coupled via a layer 125. A spacer layer 123, a free layer 122,
The nonmagnetic high-conductivity layer 121 is sequentially laminated, and finally a cap layer 132 is provided.
【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R
u、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12
9、130の2層膜から形成された場合の実施例であ
る。In the embodiment (9-1), the antiferromagnetic film crystal control layer 128 is made of a single Ru film, the antiferromagnetic film 127 is made of PtMn, and the free layer 122 is made of a two-layered film of 129 and 130. Is formed. In the embodiment of (9-2), the antiferromagnetic film
u and 134 are formed from a two-layer film of NiFeCr, the antiferromagnetic film 127 is IrMn, and the free layer is 12
This is an embodiment in the case of forming a two-layer film of Nos. 9 and 130.
【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〜5
nm程度用いる。例えば、Cu、Au、Ru、Pt、R
h、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/Ni
FeCr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Hinを実現する働きがある。In the bottom type spin valve film, an fcc or hcp base film of 1 nm to 5 nm is further formed on the buffer layer of Ta or the like as an antiferromagnetic film crystal control layer.
Use about nm. For example, Cu, Au, Ru, Pt, R
h, 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. (9-
In the embodiment of 1) PtMn, a single Ru layer is used.
In the embodiment of IrMn of (9-2), Ru / Ni
The laminated film of FeCr was used. The antiferromagnetic film crystal control layer promotes a sufficiently high blocking temperature of the antiferromagnetic film and promotes flattening of the film, and is required in the present invention.
There is work to realize a low H in even with the extremely thin spacer of about 5Nm~2.5Nm.
【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Ni
Feの代わりに、NiFeにCr、Nb、Hf、W、T
a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。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, low-resistance Ni
Cr, Nb, Hf, W, T on NiFe instead of Fe
An example is considered in which the specific resistance is increased by adding a or the like. In (9-2), NiFeCr is used instead of NiFe.
【0203】反強磁性膜としては、(9−1)ではPt
Mn、(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ΔR
s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。As the antiferromagnetic film, (9-1) uses Pt
Mn and (9-2) use IrMn. PtMn
The advantages of using are that the blocking temperature is high, the Hu.a. is large, the MR thermal degradation after process heat treatment is very small, and high MR and high ΔR
s can be realized. As in the case of the top type, the use of PtMn, which is an antiferromagnetic film containing a noble metal, is very advantageous in that a high MR can be maintained after the process heat treatment when an extremely thin free layer is used. 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】(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3n
m〜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R
uRhMnを用いてもよい。The advantage of using IrMn in (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 film thickness of IrMn is 3n
m to 13 nm is desirable. Since IrMn is also an antiferromagnetic film containing the noble metal element Ir, it has excellent MR change rate heat resistance. R containing a noble metal element instead of IrMn
uRhMn may be used.
【0205】上記のように、反強磁性膜としては、Pt
Mn、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−Fe2O3等
のその他の反強磁性膜を用いても構わない。As described above, the antiferromagnetic film is made of Pt.
Mn, IrMn, and PdPtMn are the most preferable, but the bias point merit of the spin valve film of the present invention is not limited by the antiferromagnetic film material, and is not limited by NiO, CrMnPt, NiMn, α-Fe 2 O 3, and the like. Other antiferromagnetic films may be used.
【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。As the two ferromagnetic materials of the synthetic pin layer, a CoFe alloy layer was used here.
NiFe or a stacked 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. It can be changed in close relation to the thickness of the highly conductive layer provided.
【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。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】フリー層としては、ここでの実施例ではN
iFe/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N
iFe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。As the free layer, in this embodiment, N
A laminated film of iFe / Co is used. 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, N
The composition of iFe is slightly different from that of the top type. Specifically, in the case of a 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, so that the optimum magnetostriction is smaller than that of the top type even if the composition of NiFe is Ni poor. realizable.
【0209】例えば、NiFe3nm/CoFe0.5
nm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、Ni81Fe19(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N
i81Fe19(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。For example, NiFe3 nm / CoFe0.5
In the case of a nm free layer, the top type is NiFe
As for the composition of Ni 81 Fe 19 (at%), the value is still large on the positive side and cannot be used.
With i 81 Fe 19 (at%), the film has a small positive magnetostriction value and has no practical problem.
【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。[0210] A Cu film is used as the high conductive layer which is the second major point of the present invention. The greatest 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】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。As another effect, since the spin filter effect of MR by the Cu conductive layer is used, the MR ratio does not deteriorate even though the ultra-thin free layer is used.
【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Hin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Hin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。The optimum range of the Cu film thickness is the same as in the case of the top SFSV, and the optimum value slightly shifts due to the free layer thickness and the difference between the upper and lower pin layer film thicknesses of the synthetic AF as in the case of the top type. is there. 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 that a low Hin can be realized in the ultrathin free layer. For example, what H in had more 30Oe in the absence of Cu cap at the same free layer thickness is Cu
The use of a cap can reduce it to about 10 Oe.
【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C
u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CoF
e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Hin
を実現することが本発明においては重要だが、低Hin制
御目的のためにも、2層にすることがある。Here, as variations of (9-1) and (9-2), the high conductive layer C in contact with the free layer CoFe
Instead of u, it may be constituted by a high conductive layer composed of two or more laminated films. For example, Cu / Ru, Cu / Re, Cu
/ Rh, Cu / Pt and the like. The effect of forming two layers is that CoF
Since the magnetostriction of the e-free layer is affected by the strain, the main purpose is to adjust the magnetostriction λs. In addition, low H in
But critical to the present invention can be realized, even for low H in control purposes, it may be in two layers.
【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。As a specific film configuration, the following can be considered.
【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/Ta 5(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/T
a5 (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、N
iFe/Co(Fe)だとNiFe4/Co0.5(n
m)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。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/Ta 5 (9-4) In the above film configuration, Ru is 30 μΩcm for the specific resistance of the Cu thin film of 10 μΩcm. Therefore, as an electrical shunt effect, Ru 3 nm has the same effect as Cu 1 nm. That is, the above (9-3),
In the film of (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 also used in the range of 0.5 nm to 6 nm. However, in Ru, the specific resistance is high and the spin filter effect is Cu.
Since it is weaker than the case, Cu is preferable as the high conductive layer in contact with CoFe, and too thick Ru is not preferable from the viewpoint of a narrow gap, so that Cu or the like is used in contact with CoFe, It is preferable to use a Cu film having a thickness of about 0.5 nm to 2 nm and to use two layers of another metal material. (Example 4) Bottom SFSV (CoFe free layer) Ta5 / Ru2 / PtMn10 / CoFe2 / Ru0.9 / CoFe2.5 / Cu2 / CoFe2 / Cu2 / T
a5 (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.
This 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 exactly the same as in the third embodiment. The merit of using the CoFe free layer is the same as that of the top type. Further, in this example, when Ms * t is 3.6 nmT in terms of NiFe, when compared with Ms * t to 4.5 nmT, if the CoFe single-layer free layer has a film thickness of 2.5 nm
And a thin spin filter effect is obtained, whereas N
If iFe / Co (Fe), NiFe4 / Co0.5 (n
m), the total film thickness becomes large, and the spin filter effect of MR cannot be obtained by providing a highly conductive layer, and since it becomes a simple shunt layer and also has a shunt effect of NiFe itself, a single layer of CoFe with ΔRs Compared with the free layer, it is reduced by 0 to 30%.
【0216】以上のことから、Ms*tの広い範囲でM
s*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。From the above, it can be seen that M is large in a wide range of Ms * t.
Because the spin filter effect of s * t is obtained,
This embodiment, which is an embodiment of the CoFe free layer, is more preferable than the third embodiment.
【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Hinを実現することが本発明におい
ては重要だが、低Hin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CoF
eが積層されることになり、そのときにはCo90Fe10
(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C
oFeを用いることが望ましい。具体的には、Co90F
e10〜 Co96Fe4(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、Co98Fe2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。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 laminated films is used. Good. For example, Cu / Ru, Cu / Re,
Cu / Rh and the like. 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. Although important in the present invention is to realize a low H in, even for low H in control purposes, it may be in two layers. 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 laminated non-magnetic high conductive layer as described above, the magnetostriction by changing the composition of CoFe is also controlled. is there. 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. CoF on Cu for bottom type
e are laminated, and then Co 90 Fe 10
When (at%) is used, the magnetostriction on the negative side tends to be large. To shift it to the positive side, Co-rich C
It is desirable to use oFe. Specifically, Co 90 F
It is desirable to use a CoFe free layer of e 10 to Co 96 Fe 4 (at%). However, make it rich and hcp
If the phases are mixed, the soft magnetic property of the free layer is deteriorated (Hc
It is not desirable to use a CoFe alloy that is too rich in Co, such as Co 98 Fe 2 .
【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、Ru
3nm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。In the above film configuration, Ru is 30 μΩcm with respect to the specific resistance of the Cu thin film of 10 μΩcm. Therefore, the electrical shunt effect is as follows.
3 nm will give an equivalent effect. 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 the range of 0.5 nm to 3 nm, Ru is also used in the range of 0.5 nm to 6 nm. However, since Ru has a high specific resistance and the spin filter effect is weaker than that of Cu, Cu is more preferable as the high conductive layer in contact with CoFe.
Since it is not preferable to make Ru too thick from the viewpoint of a narrow gap, Cu or the like is used in contact with CoFe, and a Cu film thickness of about 0.5 nm to 1 nm is used.
It is preferred to use another metal material of the layer. (Second to Sixth Embodiments: Improvement of High-Temperature Stability and Reproduction Output) Next, second to sixth embodiments of the present invention from the viewpoint of high-temperature stability and improvement of reproduction output will be described. .
【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。First, technical ideas common to the second to sixth embodiments will be outlined.
【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。FIG. 17 shows one 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】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HUA*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Δ
θ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。Table 6 shows the material composition and film thickness of the antiferromagnetic layer coupled to the SyAF ferromagnetic layer when SyAF according to the embodiment of the present invention was used for the magnetization fixed layer, and exchange coupling at 200 ° C. Constant J, exchange bias fields H UA * and H
5 shows UA , blocking temperature Tb, and 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 shows the rocking curve half width Δ of the diffraction line peak from the closest surface of the antiferromagnetic layer bonded to SyAF.
The relationship between θ, the exchange coupling constant J of SyAF with the antiferromagnetic layer side ferromagnetic layer at 200 ° C., and the blocking temperature Tb is shown.
【0222】[0222]
【表1】 [Table 1]
【0223】[0223]
【表2】 [Table 2]
【0224】[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/cm2 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HUA* 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。[Table 3]As shown in Tables 6 and 8, the inventor noted that 1) antiferromagnetic
The pinned layer combined with the layer is composed of SyAF,
If the composition of the ferromagnetic layer is selected, exchange coupling at a temperature of 200 ° C
0.02 erg / cm as constant JTwoTo get more
What can be done 2) Rocking of the peak of the densest surface of the antiferromagnetic layer
Orient the closest surface so that the half-width of the curve is small.
The rocking curve half width is preferably 8 ° or less.
More preferably, it should be less than 5 mm.
To increase the exchange coupling constant J at a temperature of 200 ° C.
3) The magnetic film thickness of the antiferromagnetic layer is 20 nm or less.
Below, more preferably 10 nm or less,
Spin bar composed of a single pinned magnetization layer
The resistance change rate of the lube element can be increased to be equal to or more than that.
And 4) exchange coupling constant J at a temperature of 200 ° C.
0.02 erg / cm TwoBy doing above, the temperature
Exchange bias magnetic field H at 200 ° C.UA* To 200 Oe
The reproduction element can be switched from a recording medium or the like.
The maximum magnetic field applied to the pin valve element is 200 Oe
That a stable pinned layer can be obtained.
Was reached.
【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HUA* を示す模式
図である。図18で交換バイアス磁界HAU* 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
HUA* 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。FIG. 18 is a schematic diagram showing a change in the resistance value of the spin valve film with respect to an external magnetic field and the exchange bias magnetic field H UA *. In FIG. 18, the exchange bias magnetic field H AU * is the maximum value of the magnetic field in which the magnetization of the magnetization 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. It is defined as the value of the obtained magnetic field. The magnetization pinned layer having an exchange bias magnetic field H UA * of 200 Oe or more has a resistance-magnetic field characteristic in the case where an external magnetic field is applied in the magnetization pinning direction. A resistance change in which only the layer is magnetized responds.
【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。In FIG. 18, when the magnetic field, which is the operating point of the magnetic field sensor, is near zero, 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. With respect to the external magnetic field, there is no change in resistance except for the magnetization response of the magnetization free layer.
It shows that there is no substantial response to the magnetic field after the magnetization free layer is saturated.
【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。The conventional NiO antiferromagnetic layer, FeMnCr
When an antiferromagnetic layer is used, J is hardly obtained at 200 ° C. In addition, a 30 nm thick CrMnPt
The use of an antiferromagnetic layer is not preferable because the rate of change in resistance is lower than that of a conventional single-layer magnetization fixed layer.
【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20
nm厚以上で高いHUA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。In the conventional single-layer magnetization fixed layer, Table 7
As shown in the figure, when PtMn is used, 20
Although a high H UA can be obtained with a thickness of nm or more, the rate of change in resistance in that case shows a relatively low value of 6.4 to 6.7%.
【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、Pt
Mn、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HUA*
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。On the other hand, according to the embodiment of the present invention shown in Table 6, IrMn, RhMn, RhRuMn, Pt
By using an antiferromagnetic layer having a thickness of 20 nm or less such as Mn, NiMn, and CrMnPt, H UA * at 200 ° C.
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】図19はHUA* 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HUAが500O
e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HUA* が200Oe
と、単層磁化固着層のHUA、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。FIG. 19 shows a spin valve film according to an embodiment of the present invention in which H UA * is 200 Oe, and a conventional H UA in which the H UA is 500 Oe.
e of the spin-valve film of the single-layer magnetization fixed layer
The relationship between the elapsed time when a simulated bias magnetic field of 200 Oe is applied at a temperature of ° C and the angle at which the magnetization of the magnetization fixed layer moves is shown. As shown in FIG. 19, the spin valve film according to the embodiment of the present invention has a H UA * at 200 ° C. of 200 Oe as compared with the conventional spin valve film of the single-layer magnetization fixed layer.
When, H UA single layer pinned layer, even though smaller than the 510Oe, aging of fixed magnetization at 200 ° C. is a little, it can be seen that the excellent stability.
【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。Also, IrMn, RhMn, RhRuMn
As can be seen in the case of using a Mn-rich γ-Mn antiferromagnetic material film such as that described above, when the antiferromagnetic layer thickness is 10 nm or less, the resistance is larger than when a conventional single-layer magnetization fixed layer is used. A change rate is obtained, which is more preferable.
【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。Further, in the embodiment of the present invention shown in Table 6, the antiferromagnetic layer having a 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 ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B does not cause a problem, the magnetization can be fixed at 300 ° C. or less.
【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。Magnetic Coupling Layer, Ferromagnetic Layer A and Ferromagnetic Layer B
In order to prevent diffusion between them and the effect of the diffusion, it is preferable that the thickness of the magnetic coupling layer exceeds 0.8 nm, and it is preferable to use Ru, Rh, Cr, Ir, or the like.
The ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B are made of Co such as CoFe.
It is effective to use an alloy 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】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。In the heat treatment for defining the magnetization direction of the pinned layer, the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B must be saturated in the same direction.
When the thickness of the magnetic coupling layer is reduced to about 0.8 nm, the antiferromagnetic coupling magnetic field of the magnetic coupling layer increases to about 7 kOe or more when the thickness of the magnetic coupling layer is 0.8 nm or less. Heat treatment becomes difficult. For this reason, it is preferable that the thickness of the magnetic coupling layer be more than 0.8 nm, since 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】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2.5
nm、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。In the SyAF magnetic coupling layer employed in the embodiment of the present invention shown in Table 6, the ferromagnetic layers A and B made of a CoFe alloy have a thickness of 2.5%.
By setting the thickness of the magnetic coupling layer made of nm and Ru to 0.9 nm, the antiferromagnetic coupling magnetic field is about 4 kOe, and this level of antiferromagnetic magnetic field sufficiently secures the heat resistance of the magnetization fixed layer. Can be done.
【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。In the present invention, it is preferable that the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B is 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】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、ES
D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0.02er
g/cm2 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−M
n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。On the other hand, when the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A is
When the magnetic film thickness is larger than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B, a better ESD characteristic free of pinned magnetization reversal due to ESD can be realized as compared with the case where the magnetic film thicknesses of the ferromagnetic layers A and B are almost equal.
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, for the ferromagnetic layer A, a 2.5 nm CoFe alloy,
The ferromagnetic layer B is preferably made of 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). By, ES
It is possible to realize a drive that can be re-fixed even if the pinned magnetization reversal due to D occurs. The value of J at 200 ° C. is 0.02er
In order to realize g / cm 2 or more, Mn is mainly used,
Γ-M made of IrMn, RhMn, RhRuMn, etc.
an antiferromagnetic layer having an n phase or an ordered phase of the AuCuII type as a main phase (Mn composition is more than 0 and less than 40% is easy to realize), or PtMn, PtPdMn, NiMn
An antiferromagnetic layer containing a face-centered tetragonal ordered phase (CuAuI type) (Mn composition is easily realized at a Mn composition of 40% or more and 70% or less) or Cr such as CrMn or CrAl.
It is preferable to use a system antiferromagnetic layer.
【0238】さらにこれらの合金で200℃におけるJ
の値が0.02erg/cm2 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。Further, J at 200 ° C.
In order to realize a value of 0.02 erg / cm 2 or more 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】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/cm2 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(00
2)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(1
11)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。From the relationship between the half-width Δθ of the rocking curve of the diffraction line peak from the closest plane, which is a parameter indicating the degree of orientation shown in Table 8, and Tb and J, the value of J was obtained when the half-width Δθ was 8 ° or less. Is 0.02 erg / cm 2 or more,
It can be seen that the magnetoresistive head of the present invention can be realized. Similarly, in the case of an antiferromagnetic layer such as PtMn or the like which is ordered into a face-centered tetragonal crystal, or a bcc antiferromagnetic layer such as CrMn, when the closest-packed plane is oriented similarly, a thin antiferromagnetic film having a high Tb thickness of 200 mm
High J at ℃ can be realized. Here, the closest surface has a (111) peak in the case of the fcc phase, and (00) in the case of the hcp phase.
2) The peak means the (110) peak in the case of the bcc phase. In the case of PtMn including an ordered phase composed of a face-centered tetragonal crystal, the remaining fcc phase is (1).
11) It means that it is plane-oriented, or that the ordered (111) plane of face-centered tetragonal crystal is oriented. Note that the fcc phase or hcp phase may include stacking faults.
【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。As shown in FIG. 20, the rocking curve half width of the diffraction line peak from the closest surface is the fluctuation of the closest surface spot in the transmission electron microscope diffraction image from the head cross section from the direction perpendicular to the film surface. The half-width of the rocking curve due to the X-ray diffraction and the fluctuation angle of the spot on the closest plane of the transmission electron microscope diffraction image are almost the same.
【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、N
iCu、NiFeCr、NiFeTaなどのNi系合金
層を設ける、などの方法がある。To realize such a 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, sputtered atoms apply a suitable energy to the substrate by a method such as film formation using a device capable of preliminary exhaustion to the order of 10 −9 Torr, film formation using a sputter target having an oxygen content suppressed to 500 ppm or less, substrate bias sputtering, etc. Deposition during deposition, an underlayer between the alumina cap layer and the spin valve film, for example, Au, Cu, Ag, Ru, Rh, Ir, Pt, Pd
Noble metal simple substance or alloy underlayer, NiFe, N
There is a method of providing a Ni-based alloy layer such as iCu, NiFeCr, NiFeTa, or the like.
【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。The common technical ideas regarding the second to sixth embodiments of the present invention relating to "improvement of heat resistance and reproduction output" have been outlined above.
【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。Next, second to sixth embodiments of the present invention will be described in detail.
【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(Al2 O3 ・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5〜1
00nmのアルミナや窒化アルミなどが用いられる。(Embodiment 2) FIG. 17 shows an example of a magnetoresistive head according to this embodiment. In FIG. 17, a lower shield 11 and a lower gap film 12 are formed on an Altic (Al 2 O 3 .TiC) substrate 10, and a spin valve element 13 is formed thereon. Here, the lower shield 11 is made of NiFe having a thickness of 0.5 to 3 μm, a Co-based amorphous magnetic alloy, a FeAlSi alloy, or the like.
In the case of FeAlSi alloys, it is preferable to remove surface irregularities by polishing. The lower gap film 12 has a thickness of 5-1.
Alumina, aluminum nitride, or the like having a thickness of 00 nm is used.
【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。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 includes a nonmagnetic underlayer 141 of 1 to 10 nm in thickness such as Ta, Nb, Zr, and Hf, a second underlayer 142 of 0.5 to 5 nm in thickness 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】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5〜100
nm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。A gap layer 17 and an upper shield 18 are formed thereon.
Is formed. Although not shown, a recording unit is further formed thereon. The gap layer 17 has a thickness of 5 to 100.
nm of alumina, aluminum nitride, or the like is used, and the upper shield 18 is made of NiFe or Co having a thickness of 0.5 to 3 μm.
Amorphous magnetic alloys, FeAlSi alloys and the like are used.
【0247】反強磁性層143としてIrMn、RhM
n、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9−2
29736号に記載のNi、Ni系合金、NiFe、N
iFe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。For the antiferromagnetic layer 143, IrMn, RhM
n, when a γ-Mn-based Mn-rich alloy such as RhRuMn or a face-centered tetragonal ordered alloy such as PtMn or NiMn is used, the underlayer 142 is formed of Cu, Ag,
Pt, Au, Rh, Ir, Ni or the like or an alloy containing Au, Cu, Cr or the like as a main component;
29736, Ni, Ni-based alloy, NiFe, N
An hcp phase metal composed of Ru, Ti, or an alloy containing these as a main component, such as an iFe alloy, is preferable.
【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。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 Cr, V, Fe, or the like made of a bcc layer. A base layer made of an alloy as a main component is also suitable.
【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144
1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。The magnetization fixed layer 144 is composed of two ferromagnetic layers B 144 anti-ferromagnetically coupled via the magnetic coupling layer 1442.
1 and 1443 of a ferromagnetic layer A. 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, the ferromagnetic layer A
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 therebetween (or a ferromagnetic layer B) is preferable.
【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.Le
tt. 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。The magnetic coupling layer 1442 is made of Ru, Rh, Ir,
Metals composed of Cr, particularly Ru having a large antiferromagnetic coupling function or Ru having an antiferromagnetic coupling function in a wide film thickness range
Cr that can provide an antiferromagnetic coupling function in a wide range of film thickness is preferable. The thickness of the magnetic coupling layer is described in the literature (Phy. Rev. Le
tt. 67. (1991) 3598) can be used as long as it can exhibit the antiferromagnetic coupling function.
【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M
r/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。FIG. 21 shows a Co ferromagnetic layer and CoFe
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 of the ferromagnetic layer of the alloy is shown by the residual magnetization ratio Mr / Ms. Where M
When r / Ms = 1, the antiferromagnetic coupling completely disappears, and Mr / Ms
= 0 indicates perfect antiferromagnetic coupling.
【0252】図21に示されたように、磁気結合層にR
u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。As shown in FIG. 21, R is added to the magnetic coupling layer.
When u is used, the heat treatment for determining the magnetization direction of the magnetization fixed layer 144 and the heat treatment at 250 to 300 ° C. which may be required in other head processes depending on the case may be performed. The thickness is preferably 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 layer A and the magnetic coupling layer. 0.8 nm Ru layer
In the following, it is necessary to pay attention to the deterioration of the antiferromagnetic coupling function due to mutual diffusion. On the other hand, when the thickness exceeds 1.2 nm, the antiferromagnetic coupling becomes difficult. When Cr is used for the magnetic coupling layer, for the same reason as when Ru is used,
The thickness is preferably more than 0.8 nm and 1.5 nm or less. The ferromagnetic layers B and A are preferably made of Co or a Co-based alloy.
【0253】強磁性層Bおよび強磁性層AにCo1-x F
e合金(0<x≦0.5)を用いれば、IrMn、Rh
Mn、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。Co 1-x F is applied to the ferromagnetic layers B and A.
If an e alloy (0 <x ≦ 0.5) is used, IrMn, Rh
A large exchange coupling coefficient with the antiferromagnetic layer 143 made of a γ-Mn-based Mn-rich alloy such as Mn or RhRuMn can be obtained, and diffusion between Ru and the ferromagnetic layers B and A can be prevented. This is particularly preferred. When Co is used instead of the CoFe alloy, J becomes about 2/3, and as shown in FIG. 21, a film of a magnetic coupling layer capable of maintaining a stable magnetic coupling function even at a heat treatment of about 270 ° C. for one hour. The thickness range becomes narrower than that of the CoFe alloy.
【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、10nm2 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。The surface smoothness of the magnetic coupling layer is also important for maintaining the heat resistance of the antiferromagnetic coupling function, and the magnetic coupling layer has a small area of about 10 nm 2 within the film plane. If surface irregularities larger than the thickness occur, 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】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。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】[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。[Table 4] From Table 9, the thickness of the ferromagnetic layers B and A is 1 to 5 nm.
Is preferable for obtaining a large resistance change rate, and particularly 1 nm
In addition to the magnetization pinned layer having a film thickness of 33 nm which is stable with respect to the external magnetic field shown in FIG. 22 (the resistance is slightly reduced even when an external magnetic field of +600 Oe is applied), a large spin valve film surface resistance Rs is obtained. This is particularly preferable because the sheet resistance change ΔRs is also satisfactory. 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】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。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】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。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 a high magnetic field of +600 Oe is small. In addition, it is possible to realize a magnetization fixed layer that is remarkably stable against an external magnetic field during the heat treatment for forming the recording portion.
In addition, the problem of magnetization reversal of the pinned 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 pinned magnetization direction incorporated in the drive as described above.
【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。On the other hand, by making the magnetic film thicknesses of the ferromagnetic layers A and B different, the following advantages can be obtained. 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 ESD, and a stable reproduction output can be obtained up to near 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】[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2
5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。[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 was set to 0.7 to 0.9 and the thickness of the ferromagnetic layer B was set to 2.5 nm, FIGS.
5 and good ESD characteristics as shown in Table 11 can be obtained. 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 according to the test patterns for the spin valve element.
【0261】[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。[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) A is the inverse ratio of the magnetic film thickness, (Ms · t) A /
Since (Ms · t) B substantially coincides with each other, the amount of energy change between the magnetization of the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B and the external magnetic field cancels out, and the energy change as a whole, M (Ms · t)・ H (current)} A -{(Ms ・ t) H
This is because a state where (curreent)} B is small can be realized, and as a result, the magnetization of the magnetization fixed layer cannot be moved by the ESD current magnetic field.
【0262】図23に示すように、強磁性層Aが3n
m、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、HUA* 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。As shown in FIG. 23, the ferromagnetic layer A has a thickness of 3n.
m, the ferromagnetic layer B is 2 nm, and therefore (Ms · t)
When B / (Ms · t) A = 0.67, both the ferromagnetic layer A and the ferromagnetic layer B have a lower H UA * than the case of FIG. The heat resistance of the fixed layer also decreases. When the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B is smaller than that of the ferromagnetic layer A, the same direction as 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 ferromagnetic layer A has the same thickness as the conventional spin-valve film of the single-layer magnetization fixed layer.
A leakage magnetic field corresponding to the difference in magnetic film thickness between the magnetic layer and the ferromagnetic layer B is applied to the magnetization free layer, so that the magnetization orthogonal arrangement between the magnetization free layer and the magnetization fixed layer is disturbed, and the reduction in the reproduction output is caused by the asymmetry of the reproduction waveform in the vertical direction. The leakage magnetic field causes magnetization and the leakage magnetic field in the spin valve.
As shown in (1), the sense current 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】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1〜1
0nm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。For the non-magnetic intermediate layer, it is preferable to use Cu, Au, Ag alone or an alloy containing these as main components. The film thickness is in a range from 1 to 1 in which the resistance change rate can be obtained.
Basically, it can be used as long as it is about 0 nm. In particular, in the spin valve film of the present invention, the thickness range of 1.5 nm to 2.5 nm is limited to the ferromagnetic coupling generated between the magnetization fixed layer and the magnetization free layer. It is particularly preferable because the magnetic field can be suppressed to 15 Oe or less and a high resistance change rate can be obtained.
【0264】磁化自由層には、CoやCoFe、CoN
i、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0.3〜1.5n
m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。The magnetization free layer is made of Co, CoFe, CoN.
i, a Co alloy such as CoFeNi, a NiFe alloy or a laminated structure thereof, for example, 0.3 to 1.5 n on the intermediate layer side
An NiFe alloy with Co having a small thickness of m is used. The thickness of the magnetization free layer is preferably 1 to 10 nm.
【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。Table 12 is a table showing the relationship between the thickness of the magnetization free layer and the rate of change in resistance ΔR / R with the thickness of the magnetization fixed layer (magnetization fixed layer) 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】[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。[Table 7] Table 13 is a table showing the relationship between the thickness of the ferromagnetic layer A of the magnetization fixed layer and the resistance change rate 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 ≦ Δt (F) −t (P )} / T (F) ≦ 0.
It is preferable to have the relationship of 67 in order to obtain a high resistance change rate.
【0267】[0267]
【表8】 保護膜にはTa、Nb、Zr、Cr、Hf、Ti、M
o、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、P
t、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、C
u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。[Table 8] Ta, Nb, Zr, Cr, Hf, Ti, M
Metals such as o and W, alloys thereof, and oxides and nitrides of these metals are used. In particular, for oxides and nitrides, for example, 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 it becomes easy to remove the protective film by etching when forming the electrodes and the vertical bias layers described later. Ag, Au, Ru, Ir, Cu, P
A single layer or a laminate of a precious metal such as t, Pd, Re, or the like, or a laminate of, for example, a CoFe magnetization free layer, Cu
Ag, Ru, Ru / Ag, Ru / Cu, C in the case of a NiFe magnetization free layer such as / Ru, Cu, Au, Cu alloy, etc.
u or the like 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】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35
0℃で1分程度行う。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, in the height direction, heat treatment is performed to align the exchange coupling bias magnetic field direction of the antiferromagnetic layer 143 in one direction. In addition,
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, the magnetic coupling layer It is preferable to form up to 1442 layers.
This heat treatment is performed in vacuum without leak after film formation,
It is preferable to perform the treatment at a temperature higher than Tb for a short time, preferably 10 minutes or less, in a magnetic field where the ferromagnetic layer B is completely saturated. For example, for IrMn with a Tb of 300 ° C., 35
Perform at 0 ° C for about 1 minute.
【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1〜2
0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。Next, a magnetic field is applied in the direction of the track width 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-based antiferromagnetic layer, it is not always necessary to form the film up to the ferromagnetic layer B in a magnetic field. No subsequent heat treatment is performed at a high temperature of 200 ° C. or more, preferably at 270 to 350 ° C. for several hours, preferably 1 to 2 hours.
It needs to be done for 0 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】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/Co
Fe2nm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。For any of the antiferromagnetic layers, the heat treatment during the formation of the spin valve can be performed after the formation of the spin valve. 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, ferromagnetic layer B / magnetic coupling layer /
The ferromagnetic layer A is made of CoFe2 nm / Ru0.9 nm / Co
In the case of Fe2 nm, since the coupling magnetic field of Ru is about 6 kOe, 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】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1
00〜300Oe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。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 easy axis of magnetization of the magnetization free layer 146 and 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 orient the easy axis of magnetization of the magnetization free layer and the lower shield in the track width direction, in the resist curing step of the recording head, the minimum magnetic field required to saturate the shield and the magnetization free layer in the track width direction, for example, 1
It is preferable to add about 100 to 300 Oe 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】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1
2nmT以下となる。In the element structure of the abutment type shown in FIG. 17, that is, the element 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 CoPt or CoPtCr formed on a base such as Cr or FrCo, or a hardened ferromagnetic layer obtained by sequentially laminating a ferromagnetic layer 151 and an antiferromagnetic layer 152 is used. 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 for the magnetization free layer, that is, the hard magnetic layer or the antiferromagnetic film. It is preferable to set the magnetic film thickness ratio of the ferromagnetic layer, (Ms · t) LB / (Ms · t) F, to 2 or less. When the thickness of the magnetization free layer is reduced to about 2 to 5 nm or a magnetic film thickness of about 3 to 6 nm T, (Ms
In order to make t) LB / (Ms.t) F equal to or less than 2, the longitudinally biased ferromagnetic layer also becomes very thin.
It becomes 2 nmT or less.
【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、20
00Oeの高保磁力であったものが、10nmでは80
0Oe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、M
s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16
0Oe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。However, in general, when the thickness of the hard magnetic film is reduced to about 10 nm, it becomes difficult to obtain a high coercive force. For example, in the case of a CoPt hard magnetic film having Ms of 1T, a thickness of 20 nm
The high coercive force of 00 Oe is 80 at 10 nm.
It decreases to 0 Oe. On the other hand, in a 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, M
In the vertical bias layer in which NiFe having s 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 16
0 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, a region having a thickness of 5 nm or less, it is desirable to use a ferromagnetic film / antiferromagnetic film type vertical bias layer.
【0274】さらに、強磁性膜151/反強磁性膜15
2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。Further, the ferromagnetic film 151 / antiferromagnetic film 15
In the second longitudinal bias layer, it is preferable that the saturation magnetization of the ferromagnetic film 151 be substantially equal to or greater than the saturation magnetization of the magnetization free layer in order to sufficiently remove Barkhausen noise with a minimum longitudinal bias magnetic field. 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】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10
nm以下が好ましい。Although FIG. 17 shows the case where the vertical bias layer is formed without removing the entire spin valve film,
The base 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 baisic layer 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 magnetic coupling between the magnetization free layer and the longitudinal bias layer, the thickness of the underlayer 153 is set to 10
nm or less is preferred.
【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。Even when a hard magnetic film is used, 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 of using a film of high saturation magnetization such as FeCo as a base of the hard magnetic film and keeping the balance with the saturation magnetization with the magnetization free layer is suitable for removing the Hulkhausen noise with a small longitudinal bias magnetic field.
【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。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 anti-ferromagnetic layer of the spin valve is in the height direction, and the anti-ferromagnetic film 152 of the longitudinal bias layer.
Must be perpendicular to the track width direction. Therefore, for example, the blocking bias temperature Tb of the two is made different, and the exchange bias magnetic field direction of the antiferromagnetic layer having a high Tb is first defined by heat treatment.
The anti-ferromagnetic film having a lower Tb is subjected to a lower temperature heat treatment, and the exchange bias magnetic field of the anti-ferromagnetic film having a lower Tb is maintained while the exchange bias direction of the higher Tb anti-ferromagnetic layer is kept stable. By setting the direction, the exchange bias magnetic fields can be made orthogonal to each other.
【0278】具体的には、反強磁性膜152には、Pt
MnやPdPtMnなどの熱処理により、HUA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、Ir
Mn、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、C
rMn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。Specifically, the antiferromagnetic film 152 has Pt
By heat treatment, such as Mn or PdPtMn, or antiferromagnetic membranes expressing H UA, but the Tb is 200 to 300 [° C. to the magnetization pinned layer can be heat-treated at a stable temperature, RhMn, Ir
Mn, RhRuMn, FeMn and the like, and an antiferromagnetic material having a higher Tb than that of the antiferromagnetic layer of the spin valve film, that is, IrMn, PtMn, PtPdMn, etc. are used. The exchange bias direction of the antiferromagnetic film 152 can be defined in the track width direction without disturbing the direction of magnetization of the pinned layer of the film. 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, but even if it is several tens degrees Celsius, The bias and the magnetization of the pinned layer can be satisfactorily orthogonalized. IrMn capable of applying an exchange bias magnetic field to the antiferromagnetic film 152 by deposition in a magnetic field;
FeMn, RhMn, RhRuMn, CrMnPt, C
The use of rMn or the like does not require heat treatment, so that the bias magnetic field direction of the antiferromagnetic layer 143 of the spin valve film is not disturbed. Even if a layer is used, the longitudinal bias direction and the magnetization direction of the pinned layer can be made orthogonal.
【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F
e、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。On the other hand, as shown in FIG. 27, 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 can be applied to the magnetization free layer. The longitudinal bias layer 15 is preferably provided with a buffer layer 1511 for strengthening exchange coupling between the antiferromagnetic layer 152 and the magnetic free layer as a base thereof. This buffer layer 1511
The ferromagnetic layer is preferably made of e, Co, Ni, or the like. The definition of the magnetization direction of the longitudinal bias is defined by the ferromagnetic layer 151 /
This is similar to the case of the longitudinal bias of the 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】(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、H
f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。(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 is made of Ta, Nb, Zr, H
f, a non-magnetic underlayer 141 having a thickness of 1 to 10 nm, a second underlayer 142 having a thickness of 0.5 to 5 nm as required, a magnetization free layer 146, an intermediate layer 145 having a thickness of 0.5 to 4 nm,
It is composed of a magnetization fixed layer 144, an antiferromagnetic layer 143, and a protective film 147 having a thickness of 0.5 to 10 nm as required. 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】下地層142には、Au、Cu、Ru、C
r、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。For the underlayer 142, Au, Cu, Ru, C
When r, Ni, Ag, Pt, or Rh or an alloy containing these as a main component is used, CoFe is particularly formed in the magnetization free layer.
When an alloy is used, the heat resistance of the resistance change rate can be increased.
【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。In FIG. 27, a spin valve 14 is formed by a pair of vertical bias layers 15 and a pair of electrodes 16 as in FIG.
Together with this, the spin valve element 13 is configured. Further, an upper gap layer 17 and an upper shield 18 are formed thereon similarly to FIG.
【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。(Embodiment 4) FIG. 29 shows still another embodiment of the present invention, in which the present invention is applied to a dual type spin valve structure.
【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1
1、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1
4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2
1および図27とは異なる。In FIG. 29, as in the case of FIG. 21 of the second embodiment and FIG.
1. On the lower gap 12, a pair of vertical bias layers 15,
A pair of electrodes 16, a vertical bias layer 15, a spin valve film 1
4 are 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 FIG.
1 and FIG.
【0285】スピンバルブ膜14は、Ta、Nb、Z
r、Hfなどの厚さ1〜10nmの非磁性下地層14
1、必要に応じて厚さ0.5〜5nmの第2の下地層1
42、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。The spin valve film 14 is made of Ta, Nb, Z
Nonmagnetic underlayer 14 having a thickness of 1 to 10 nm, such as r or Hf
1. A second underlayer 1 having a thickness of 0.5 to 5 nm as required
42, antiferromagnetic layer 143, magnetization fixed layer 144, thickness
An intermediate layer 145 having a thickness of 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 antiferromagnetic layer 150, and a thickness as required. The protective film 147 has a thickness of 0.5 to 10 nm.
【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。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. And 1) a combination of a SyAF magnetization fixed layer for the magnetization fixed layer 149, a combination of a conventional single-layer magnetization fixed layer for the magnetization fixed layer 144,
2) Conversely, a SyAF magnetization fixed layer is used as the magnetization fixed layer 144, and a combination of a conventional single-layer magnetization fixed layer is used as the magnetization fixed layer 149, or 3) The magnetization fixed layer 149 and the magnetization fixed layer 144 are combined.
In both cases, a combination of the SyAF magnetization fixed layer can be used.
【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2
7、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。The vertical bias layer 15 has a so-called abut junction type element structure.
7, the vertical bias layer 15 similar to that of FIG.
That is, using a photoresist as a mask, the track width end of the spin valve film is removed by etching, followed by sputtering,
When the vertical bias layer 15 is formed by a method such as vapor deposition or ion beam deposition, it is preferable that the spin valve film 14 be removed by etching so that at least the conductor layer portion of the spin valve film 14 is left. For example, when the antiferromagnetic layer 143 is a γ-Mn-based alloy such as IrMn, it is preferable that at least a part of the antiferromagnetic layer 143 is left.
【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。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 removing all of the spin valve film at the end of the track width by etching.
【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。The electrode 16 may be lift-off formed together with the vertical bias layer, but in this case, the electrode interval 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 influence of the leakage magnetic field from the hard magnetic layer can be confined in the vicinity of the track width edge where the electrode and the spin valve film are stacked, and the reproduction track width defined between the electrodes can be reduced.
There is an advantage that the sensitivity profile in the track width direction can be sharply defined with high accuracy. In particular, in high-density recording in which the reproduction track width is submicron, the merits become clearer than in the conventional method. This lead overlay structure can naturally be applied to the embodiments shown in FIGS.
【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。(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 further, 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 of the vertical bias layer, an underlayer 153, a ferromagnetic film 151, an antiferromagnetic film 152
The case where the laminated body consisting of was used was shown. Naturally, a hard magnetic film such as CoPt can be used for the vertical bias layer.
【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L
D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。The electrode 16 is formed using a material containing at least a low-resistance metal such as Ta / Au / Ta.
D is formed to be narrower than the vertical bias layer interval HMD, and the spin valve film 13 and the electrode 16 have a surface contact area near both ends of the track width. 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】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。In the region of the spin valve film 13 immediately below the electrode 16 where the vertical bias layer 15 does not exist, when the resistance value of the electrode is sufficiently smaller than the resistance value of the spin valve film, for example, 1/10 or less, Furthermore, when the magnetization of the magnetization free layer 146 of the spin valve film is substantially defined in the track width direction when the medium magnetic field is almost zero, the reproduction sensitivity is significantly increased in a portion other than between the electrodes such as immediately below the electrodes of the spin valve film. Since the width is reduced, 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】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。Further, since the surface contact area of 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, and as a result, a low-resistance spin A valve element can be realized, and a magnetoresistive head with low noise and high resistance to ESD can be realized.
【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。Here, in order to reduce the reproduction track width in order to increase the recording density in the future, it is necessary to narrow the electrode interval LD. On the other hand, if the distance between the electrodes is significantly reduced, it becomes difficult to further reduce the width of the element, that is, the height.
Therefore, it is preferable to make HD larger than 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】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。The first problem is that the reproduction output decreases because the resistance of the spin valve film region for reproduction decreases. This problem was 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. The total thickness of the non-magnetic intermediate layer and the magnetization free layer to 14 nm or less to achieve a high sheet resistance of 16 Ω or more and 8
% Or higher resistance change.
【0296】[0296]
【表9】 [Table 9]
【0297】[0297]
【表10】 [Table 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C
o、CoFe、CoNi、CoFeNi合金を用いるこ
と、3)反強磁性膜にはPtMn、PtPdMn、Ir
Mn、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。To realize a high rate of change in resistance using such an ultra-thin spin valve film, 1) CoFe, whose fcc phase is stable,
CoNi or CoFeNi alloy is used. 2) C is present in the magnetization free layer at least in the vicinity of the interface with the intermediate nonmagnetic layer.
o, using CoFe, CoNi, CoFeNi alloy; 3) PtMn, PtPdMn, Ir
It is preferable to use an antiferromagnetic layer containing a noble metal element such as Mn, RhMn, and RhRuMn.
【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H
D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。The second problem when HD is set larger than LD is the occurrence of Barkhausen noise. In the conventional abut junction type spin valve element in which the interval HMD of the electrode and the interval HMD of the vertical bias film are almost the same,
HMD becomes smaller than HD, and the shape of the magnetization free layer becomes H
The direction D becomes a long rectangular shape, and the magnetization of the magnetization free layer is easily oriented in the height direction where the demagnetizing field is weak, and as a result, Barkhausen noise occurs. 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】具体例として、1)HD=0.5μm、L
D=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。As a specific example, 1) HD = 0.5 μm, L
D = 0.45 μm, HMD = 1.3 μm, 2) HD =
0.4 μm, LD = 0.35 μm, HMD = 0.8 μm
Thus, the effects of the present invention are sufficiently exhibited.
【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。Although FIG. 29 shows the case where the magnetization fixed layer is arranged between the magnetization free layer and the substrate, the same applies to the case where the magnetization free layer exists between the substrate and the magnetization fixed layer. Applicable.
【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1
53、IrMn、RhMn、CrMnなどの反強磁性膜
152、CoFe、NiFe、Coなどの強磁性膜15
1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。(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 1 suitable for an antiferromagnetic layer similar to that shown in the second embodiment is used.
53, an antiferromagnetic film 152 of IrMn, RhMn, CrMn, etc., a ferromagnetic film 15 of CoFe, NiFe, Co, etc.
Although the case of the single stacked body is shown, other vertical bias layers described in the second embodiment can be applied.
【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。[0303] The 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. An underlayer 141 of the magnetization free layer 143,
The thickness of 142 is preferably 10 nm in order to effectively apply a bias magnetic field from the vertical bias layer to the magnetization free layer. Further, it is preferable to minimize the surface contact area between the spin valve film 13 and the vertical bias 15 from the viewpoint of suppressing Barkhausen noise.
【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。On the spin valve 13, a pair of electrodes 16
Are formed 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】また実施の形態5にて示したと同様に、H
D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。Also, as shown in the fifth embodiment, H
By setting D to be larger than LD and smaller than HMD, it is possible to manufacture with high yield without a reproducing head suitable for the 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】(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。(Embodiment 7: Realization of Heat Resistance and Specular Reflection Effect and Low Magnetostriction) Next, from the viewpoint of "realization of heat resistance, mirror reflection effect and low magnetostriction", a seventh embodiment of the present invention. Will be described.
【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。First, before introducing a specific example of the present embodiment, a problem recognized by the inventor in the course of reaching the present embodiment will be described.
【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。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)耐熱性が悪い(特に初期プロセスア
ニールに対して)。(1) Poor heat resistance (particularly for initial process annealing).
【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。(2) The MR ratio is insufficient for further improving the reproduction sensitivity.
【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。(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.
【0312】これらのSV膜の課題について以下に詳述
する。The problems of these SV films will be described in detail below.
【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)/C
oFe(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)/I
rMn(7nm)/Ta(5nm) (b) Ta(5nm)/Cu(2nm)/CoFe
(3nm)/Cu(3nm)/CoFe(2nm)/I
rMn(7nm)/Ta(5nm) などが挙げられる。(1) Heat resistance The general structure of the magnetosensitive layer of the SV film is NiFe (several nm) / Co (about 1 nm) or NiFe (several nm) / C
oFe (about 1 nm) is known. The SV film structure using such a magneto-sensitive layer includes: (a) Ta (5 nm) / NiFe (10 nm) / Co
(1 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / I
rMn (7 nm) / Ta (5 nm) (b) Ta (5 nm) / Cu (2 nm) / CoFe
(3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) / I
rMn (7 nm) / Ta (5 nm).
【0314】上記したようなSV膜では、250℃×4
H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M
R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−de
po時のMR変化率は8.1%であるのに対して、25
0℃×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。In the SV film as described above, 250 ° C. × 4
The process annealing of about H causes MR degradation of about 20% or more in relative ratio to the MR value at the time of as-depo. For example, in the case of the SV film shown in FIG.
The R change rate is 6.4% after annealing at 250 ° C. × 3H, which is 4.7%, which is a deterioration of 20% or more as a relative ratio to the as-depo state. This annealing step is an essential step in head fabrication. Further, even in the SV film of FIG.
The MR change rate at the time of po is 8.1%, whereas the MR change rate is 25%.
6.5% as-depo after annealing at 0 ° C. × 3H
Approximately 20% deterioration occurs as compared with the time. Such MR
A method for improving the deterioration of the rate of change without sacrificing magnetic properties, that is, a measure for improving heat resistance has not been found so far.
【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−d
epo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。For a magnetic head for higher density, an SV film having a higher MR ratio is desired. However, as described above, the SV film obtained to date has an as-d
The MR change rate obtained at the time of epo is remarkably reduced in a thermal process which is indispensable in a head manufacturing process. This is a problem that must be solved when developing an MR head corresponding to a recording density of 10 Gdpsi or more.
【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。(2) Improvement of MR ratio by use of reflection effect In order to achieve a high MR ratio, as shown in (1),
In addition to how to maintain the MR change rate obtained at the time of depo during the thermal process, how to increase the absolute value of the MR change rate or obtain the full potential MR change rate at the time of as-depo Even if it is not performed, it is important how to realize a film that can obtain a good MR ratio after a thermal process.
【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。In the GMR effect, in a range shorter than the mean free path of electrons, the number of spin-dependent scatterings increases as the number of laminated layers of the magnetic layer / non-magnetic layer increases, so that the MR ratio increases. However, like the SV film structure,
In the structure of the GMR film actually used in the head,
Since there are only units such as a magnetization fixed layer / a non-magnetic intermediate layer / a magnetically sensitive layer, the thickness is generally shorter than the mean free path, and the MR change rate is impaired.
【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Hk
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。In order to improve this even slightly, as a structure in which the number of layers is increased, a dual spin-valve film (or a symmetry-spin-valve film (hereinafter, referred to as a “spin-valve film” hereinafter) having two upper and lower magnetization fixed layers and a magneto-sensitive layer interposed therebetween. D-SV film)) is known. Although this is one measure, it has not yet solved all practical problems at this stage.
For example, the D under which the underlayer for the magneto-sensitive layer is a non-magnetic intermediate layer
In the -SV film, the soft magnetic characteristics of the magneto-sensitive layer, for example, the demagnetizing field H k
And magnetostriction λ are all difficult to satisfy. further,
When two upper and lower magnetization pinned layers are used, it is desirable that the blocking temperatures of the two antiferromagnetic films for fixing the magnetizations of these two layers be equal, but actually, the antiferromagnetic films located on the lower side have the same blocking temperature. It is difficult to equalize the characteristics of the antiferromagnetic films 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】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。Therefore, as one means for improving the characteristics of an SV film having a general structure in which an antiferromagnetic film is in practical use and has a single layer, a specular reflection effect is being studied. This is because a reflective film is disposed on one side or both 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】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G
MR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。Conventionally, since the upper and lower layers of the basic unit of the GMR film are inelastically scattered, electrons cannot move by the distance of the mean free path, which should be originally possessed.
Since it cannot receive spin-dependent scattering more than the thickness of the basic unit of the film, the MR change rate is impaired. If it uses the ideal upper and lower reflective films,
Since the MR basic unit becomes equivalent to an infinite artificial lattice and can receive spin-dependent scattering by the mean free path that should be able to move, the MR change rate is improved. As described above, the reflection film itself outside the magnetic layer located above and below the nonmagnetic intermediate layer can sufficiently exhibit the effect of spin-independent reflection, even if it is not a spin-dependent reflection film.
【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。The effects described above are not limited to the general SV film structure, but are also exerted on a D-SV film. However, an artificial lattice having an infinite number of layers originally having a large number of layers and undergoing 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 originally has a smaller number of layers.
【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。Conventionally, several structures as shown below have been proposed as SV films that positively utilize the above-described specular reflection effect.
【0323】(c) Si基板/NiO(50nm)/
Co(2.5nm)/Cu(1.8nm)/Co(4n
m)/Cu(1.8nm)/Co(2.5nm)/Ni
O(50nm) (d) Si基板/NiO(50nm)/Co(2.5
nm)/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(5n
m)/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/Si3 N4 (200nm)/Bi2
O3 (20nm)/Au(4nm)/NiFe(4n
m)/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。(C) Si substrate / NiO (50 nm) /
Co (2.5 nm) / Cu (1.8 nm) / Co (4n
m) / Cu (1.8 nm) / Co (2.5 nm) / Ni
O (50 nm) (d) Si substrate / NiO (50 nm) / Co (2.5
nm) / Cu (2 nm) / Co (3 nm) / Au (0.
4 nm) (Ref. JRJody et.al., IEEE Mag. 33 No. 5.3580 (1997)) (e) MgO substrate / Pt (10 nm) / Cu (5n)
m) / NiFe (5 nm) / Cu (2.8 nm) / Co
(5 nm) / Cu (1.2 nm) / Ag (3 nm) (Ref. Yasuhiro Kawabun et al., Abstracts of the JSME 1997 Spring Meeting p142) (f) Si substrate / Si 3 N 4 (200 nm) / Bi 2
O 3 (20 nm) / Au (4 nm) / NiFe (4n
m) / 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 portion is This is a portion considered to be a specular reflection film.
【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。In the SV film of (c), both upper and lower layers use a mirror reflection film made of an oxide. In simple terms, in order to cause reflection of electron waves, it is better to use an insulating oxide with a higher potential barrier than a metal,
It is considered that the specular reflection effect is large and effective. Further, since the NiO film is not only an oxide reflective 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 structure having one antiferromagnetic film such as a normal SV film and an inverted SV film. However, such films have several disadvantages and are not practical at this stage.
【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 d
ischarge: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。First, NiO has a 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 is used or another oxide is used as the cap layer. The increase in contact resistance is due to the ESD (electro static d
ischarge (electrostatic destruction), which is not desirable. Furthermore, when CoFe is used for the magnetosensitive layer,
It is known that good soft magnetism cannot be realized unless CoFe is oriented in fcc (111). When the magneto-sensitive layer is located at the lower layer, the use of the oxide layer as the underlayer of the magneto-sensitive layer causes CoFe to lose the buffer layer having the fcc (111) orientation, so that it is difficult to achieve compatibility with soft magnetic characteristics. Become.
【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。In the case of the SV film shown in FIG.
And an Au layer on the film surface is a reflection film. Similarly, in the SV film of (e), the Ag film on the film surface is a reflection film, and the specular reflection effect is obtained by utilizing the potential difference between the Ag film and the film surface. It is not clear why the noble metal film such as Au or Ag was 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 the 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】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。[0327] The reflective 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 with the oxide reflective 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 normal that some film is laminated on the SV film.
【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。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 will naturally change. 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】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。Actually, on the Au film surface of the SV film of (d),
When a Ta film commonly used as a protective film is laminated,
It is reported that the reflection effect is lost. As described above, the SV film using the mirror reflection effect on the film surface is not a practical SV film because the effect varies when an actual device structure is assumed.
【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S
V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。The SV film of (f) uses an Au film as a specular reflection film in the same manner as (d), but this is not a reflection effect on the film surface but a mirror reflection effect on a film interface between metal films. Is drawn. 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 the case of the V film, the surface of the Au film is made as flat as possible by elaborating the underlayer, and the interface with NiFe laminated thereon is sharpened.
【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Bi2 O3 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Bi2 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.Else
vier,1982 、L.I.Maissel et al.,Handbook of Thin Fi
lm Technology.McGRAW-Hill Publishing Company,198
3)。However, the underlayer (f) is not a practical method. That is, by forming a Au film on Bi 2 O 3 film, by utilizing the fact that draw a good reflection effect when annealing at 350 ° C., with a thickness of 20 nm Bi 2 O
Three films are used as a base (Ref. CRTellier and A.
J.Tosser.Size Ellects in Thin Films, Chapter I.Else
vier, 1982, LIMaissel et al., Handbook of Thin Fi
lm Technology.McGRAW-Hill Publishing Company, 198
3).
【0332】さらに、Si2 O3 膜の下地として厚さ2
00nmのSi3 N4 膜を用いている。つまり、合計2
20nm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(CoF
e)/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。Further, as a base for the Si 2 O 3 film,
A 00 nm Si 3 N 4 film is used. That is, a total of 2
An annealing process at a high temperature of 350 ° C. has been performed after using a base film as thick as 20 nm as a base of the Au film. The film thickness of 220 nm is not only disadvantageous in view of the fact that the gap will be further narrowed with the increase in density in the future, but is extremely low in practical use. further,
The 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 remarkably deteriorated. This temperature is set even if Co (CoF
e) The temperature at which interface diffusion occurs even in an SV film using a / Cu / Co (CoFe) laminated film.
【0333】(3)CoFeの磁歪制御 CoFe層を感磁層として用いる場合、fcc(11
1)配向した下地層を適用することでCoFe層をfc
c(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A
u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。(3) Control of magnetostriction of CoFe When a CoFe layer is used as a magneto-sensitive layer, fcc (11
1) By applying an oriented underlayer, the CoFe layer becomes fc
It has been found that it is possible to improve the soft magnetic properties by performing c (111) orientation. Here, a Cu layer or A
A u layer is used. 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(5nm)/Cu(2nm)
/CoFe(3nm)/Cu(3nm)/CoFe(2
nm)/IrMn(7nm)/Ta(5nm) (h) Ta(5nm)/Au(2nm)/CoFe
(3nm)/Cu(3nm)/CoFe(2nm)/I
rMn(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2
0%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。(G) Ta (5 nm) / Cu (2 nm)
/ CoFe (3nm) / Cu (3nm) / 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) / I
rMn (7 nm) / Ta (5 nm) In the film (g) described above, the Cu film has fcc (111) orientation, and the CoFe on the fcc (111) Cu film
Although the layer can also realize soft magnetism by fcc (111) orientation, (i) poor heat resistance (as-depo: 8.1% →
After 250 ° C. × 4H: 6.5% (MR change rate is 2 in relative ratio)
0% degradation)), and (ii) the magnetostriction λ has a large absolute value of −14 × 10 −7 . Although there is no clear guideline for the magnetostriction λ, it can be said that one standard is preferably about −10 × 10 −7 to + 10 × 10 −7 .
【0335】さらに、fcc材料としてCuに代えてA
u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))、(i
i)磁歪λは+33×10-7と絶対値が大きいなど、C
u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。Further, A was used instead of Cu as the fcc material.
When u is used (the film of (h)), (i) heat resistance is poor (as-depo: 8.4% → after 250 ° C. × 4H):
6.5% (MR change rate is 23% deteriorated in relative ratio)), (i
i) The magnetostriction λ has a large absolute value of + 33 × 10 -7
As in the case of using the u film, it cannot be said that practicality is always sufficiently satisfied.
【0336】上記(g)、(h)のスピンバルブ膜のX
RD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CoF
e/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Co
Fe/Cu/CoFe3層のfcc配向のd−(11
1)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。The X of the spin valve film of (g) and (h) above
The RD pattern was measured and evaluated by θ-2θ scan.
Since the CoFe / Cu / CoFe3 layer had almost the same d-spacing value, it had one peak, and the peak value was taken. At this time, CoF on Cu
d- (111) of fcc orientation of e / Cu / CoFe3 layer
The spacing value is 2.054 nm and Co on Au
The fcc-oriented d- (11) of the Fe / Cu / CoFe3 layer
1) The spacing value was 2.086 nm. As will be described later, d- (111) on Cu and Au
If an intermediate value of the spacing value is used, a small appropriate magnetostriction value can be obtained.
(111) spacing value, too large d- on Au
The (111) spacing value was found to be undesirable.
【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Ni80Fe20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M
R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。As described above, it was found that in the case of using the magneto-sensitive layer made of the CoFe layer, it was insufficient from the viewpoint of magnetostriction even if the film was formed on the underlayer that was simply oriented to fcc (111). As one of techniques to satisfy the magnetostriction of CoFe is deposited on zero magnetostriction near the and fcc (111) Ni 80 Fe 20, which has been oriented, magnetostrictive overall magnetosensitive layer by NiFe magnetostrictive manner substantially zero (See (a) above)
), But as described above, this configuration is M
There is a problem that thermal process deterioration of the R characteristic is large.
【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。As described above, the conventional spin valve film has a large decrease in MR change rate due to a thermal process.
It is desired to improve the heat resistance of the spin valve film.
【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。The mirror reflection effect is 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, Due to the use of the reflection effect, for example, ESD increases due to an increase in contact resistance with the lead electrode.
Or the formation of a protective film or the like on the spin valve film causes a problem such that the specular reflection effect is lost and the practicality is poor. Further, the use of the reflection effect at the interface has been studied, but the practicality has been extremely low, for example, a large number of underlayers have to be provided. For this reason, it is desired to improve the MR ratio of the spin valve film by the mirror reflection effect in consideration of the practicality as an element or a magnetic head.
【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。Further, in order to enhance the soft magnetic properties 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】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。In particular, regarding the effect of improving the MR ratio of the spin valve film and the effect of reducing magnetostriction by the mirror reflection effect,
In order to enhance the practicality of the spin valve film, it is necessary to suppress deterioration due to a thermal process.
【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。The present embodiment has been invented in order to address such a problem, and has been considered in consideration of a magnetoresistive element having a spin valve film in which a decrease in MR characteristics due to a thermal process is suppressed, and practicality. MR due to specular reflection effect
It is an object of the present invention to provide a spin-valve film with an improved rate of change, a spin-valve film with low magnetostriction, and a magneto-resistive element having a spin-valve film that suppresses these thermal process deteriorations. It is still another object of the present invention to provide a magnetic head and a magnetic recording apparatus having improved recording / reproducing characteristics and practicability by using such a magnetoresistance effect element.
【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。Hereinafter, an embodiment for solving the above-mentioned problem will be described with reference to the drawings.
【0344】図32は、本発明の磁気抵抗効果素子(M
R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。FIG. 32 shows a magnetoresistance effect element (M) of the present invention.
FIG. 4 is a cross-sectional view illustrating a main structure of an embodiment of an (R element).
In the figure, 1 is a first magnetic layer, and 2 is 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】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。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. Of 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】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、P
t、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。As the Co alloy constituting the magnetic layers 1 and 2, Co, Fe, Ni, Au, Ag, Cu, Pd, P
1 selected from t, Ir, Rh, Ru, Os, Hf, etc.
An alloy to which a seed or two or more elements are added is used.
The amount of the added element is preferably 5 to 50 at%, and more preferably 8 to 20 at%. 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】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、T
i、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。The lower first magnetic layer 1 of the first and second magnetic layers 1 and 2 is formed on the magnetoresistance effect improving layer (MR improving 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 made of, for example, Ta, T
A layer containing at least one element selected from i, Zr, W, Cr, Nb, Mo, Hf and Al, and is made of a single metal or alloy thereof, or a compound such as an oxide or a nitride. 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】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、RuR
hMn、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。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, IrMn, NiMn, PtMn, FeMn, RuR
An antiferromagnetic layer 6 made of hMn, PdPtMn, MiO or the like is formed. The second magnetic layer 2 includes an antiferromagnetic layer 6
, A bias magnetic field is applied, and the magnetization is fixed. That is, the second magnetic layer 2 is a magnetization fixed layer.
【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/CoF
e、Co/Ru/Co、CoFe/Cr/CoFe、C
o/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。Although not shown in FIG. 32, as a method of fixing the second magnetic layer, in addition to the method of fixing the magnetization direction by directly contacting the antiferromagnetic film as described above, A third magnetic layer is laminated with a layer of Ru, Cr, etc., and the second magnetic layer and the third magnetic layer are anti-ferromagnetically coupled by RKKY, and the third magnetic layer is anti-ferromagnetic. A so-called synthetic antiferro structure to be bonded may be used. By using the synthetic antiferro structure, the bias point is stabilized, and the stability of the pin characteristics at high temperatures is increased. Specifically, as a configuration from the second magnetic layer to the third magnetic layer, CoFe / Ru / CoF
e, Co / Ru / Co, CoFe / Cr / CoFe, C
o / Cr / Co and the like. The antiferromagnetic film at this time is the same as a group of the above antiferromagnetic films.
【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。The constituent material of the non-magnetic layer 3 disposed between the first and second magnetic layers 1 and 2 is Cu, Au, Ag
And alloys thereof, or paramagnetic alloys containing these and magnetic elements, Pd, Pt, and alloys containing these as main components.
【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。A protective layer 7 is provided on the antiferromagnetic layer 6, and this 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 application film made of a hard magnetic film for applying a bias magnetic field to the magnetosensitive 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 the drawing, reference numeral 9 denotes a substrate.
【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、Z
r、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。Among the layers constituting the above-described spin valve film 8, the MR improving layer 4 is a characteristic part of the present invention.
The MR enhancement layer 4 shown in FIG. 32 is constituted by a laminated film of a first metal film 4a and a second metal film 4b. The metal films 4a and 4b functioning as bases of the spin valve film 8 include:
For example, Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Al, Ti, Z
A metal film containing at least one element selected from r, Hf, Pd, and Ir can be used.
【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。Of 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 is insoluble with the element mainly constituting the magnetically sensitive layer 1 In a relationship. Also for the second metal film 4b, it is preferable that the elements mainly constituting the second metal film 4b have a non-solid solution relationship with the elements mainly constituting the magneto-sensitive layer 1, especially
In some cases, the elements that mainly constitute the second metal films 4a and 4b are in a solid solution relationship with each other. Further, a first metal film 4a made of a metal having a short electron wavelength, for example, is disposed on the side in contact with the magneto-sensitive layer 1, and a second metal film having a long electron wavelength (more than the first metal film 1a) is disposed outside the first metal film 4a. It is desirable that the film 4b is disposed.
【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,
2nd 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。Here, the relationship of non-solid solution in the present invention will be described. In the present invention, the state in which the two types of elements, the element A and the element B, have a non-solid solution relationship,
Phase diagram of two elements (for example, Binary Alloy Phase Diagram,
2n d Edition, ASM International. In 1990, etc.), in a low temperature range of about room temperature, and the atomic% quantity B can solute when a matrix of A, atom A can solute when the B matrix The combination of elements whose percentages are both 10% or less is shown.
【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、R
u、Ag、Auの3元素となる。但し、磁性層としてN
i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、M
R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、N
i合金とCuとは非固溶と判断される。As a specific example, a magnetic layer (for example, magneto-sensitive layer 1)
Will be described when Co is a Co or Co alloy and when the magnetic layer is a Ni alloy. Since the underlayer is desirably an fcc metal or an hcp metal in order to make the magnetic layer have the fcc orientation, specific constituent elements of the MR improving 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. Also,
An element that satisfies the above condition of being insoluble with Ni is R
The three elements are u, Ag, and Au. However, as the magnetic layer, N
When the i-alloy is used, Cu has a solid solution relationship only with reference to the phase diagram.
When it was used as an R improving layer, it was found that it could be said to be non-solid solution. That is, based on the following experimental results, N
The i-alloy and Cu are determined to be insoluble.
【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。That is, when the free layer is thin, the MR
The enhancement layer functions as the non-magnetic high-conductivity layer in the first embodiment described above. However, when atoms diffuse at the interface between the non-magnetic high-conductivity layer and the free layer and become a diffusive interface, the free layer becomes free. This lowers the transmittance of electrons from the layer to the non-magnetic highly conductive layer. In other words, even when the magnetization directions of the pinned layer and the free layer are parallel to each other, the pinned layer is 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 form 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 a method for confirming such a phenomenon was adopted, an experiment in which Cu was applied to a thin Ni alloy layer did not show a decrease in MR change rate.
【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。From the above results, it is determined that the Ni alloy and Cu are not dissolved. Therefore, in the present invention, as an element satisfying the relationship between the Ni alloy and the non-solid solution, Cu, Ru, Ag, Au, Cu is added to the combination of elements obtained from the phase diagram.
Can be defined as By arranging such a non-solid solution element in contact with the magnetic layer, it is possible to expect a mirror reflection effect without losing the composition abruptness at the interface between the magnetic layer and the MR enhancement layer even by heat treatment or the like.
【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。Here, it is assumed that the magnetic layer is fcc-oriented, but of course, these MR enhancing layers may be used for a magnetic layer having a non-oriented or microcrystalline structure.
Specifically, CoFeB, CoZrNb,
An amorphous magnetic layer in which Ti, Zr, Nb, Hf, Mo, Ta, or the like is added to Cr, a magnetic layer having a microcrystalline structure, or the like can be given.
【0359】さらに、上記の元素によって構成されたM
R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、A
l、Ti、Cu、Zr、Ru、Rh、Pd、Ag、H
f、Ir、Pt、Auなどが挙げられる。Further, the M composed of the above elements
In order to control d-spacing and make the film microstructure more accurate for a part of the R-improved layer, a layer formed with a different metal film or a layer alloyed with another element is used. And the MR enhancement layer according to the present invention. As an element constituting the laminated film, fcc metal or hcp metal is desirable.
1, Ti, Cu, Zr, Ru, Rh, Pd, Ag, H
f, Ir, Pt, Au and the like.
【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。When a laminated film is applied to the MR improving layer, a preferable example of the metal film not in contact with the magnetic layer is a metal having a solid solution relationship with the metal film in contact with the magnetic layer. Can be Here, the state in which the two types of elements A and B have a solid solution relationship means that, as in the case of the above-mentioned non-solid solution, A is used as a base material in a low temperature range around room temperature. 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 in the base material of B exceeds 10% is shown.
【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、A
u、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。A preferred example when a laminated film is applied to the MR improving 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 4a, the metal film 4b is made of Al, A which satisfies the above-mentioned condition of solid solution.
at least one selected from u, Pt, Rh, Pd, and Ir
It is preferable to configure the metal film including a seed. Metal film 4a
Is composed of Ag, the metal film 4b is made of Pt, Pd, Au
It is preferable that the metal film includes at least one metal film selected from the group consisting of: 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 made of 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 has at least one of Rh, Ir and Pt which satisfies the above-mentioned condition of solid solution.
It is preferable to configure the metal film including a seed. When using Ag and Au, it is as described above.
【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。Of the combinations described above, it is desirable that the two elements constituting the MR enhancement layer 4 should form a solid solution with each other by 10% or more. For example, Au—Cu, Ag—Pt, and Au—
Pd, Pt-Cu, Au-Ag and the like can be 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. MR composed of laminated films
The enhancement layer 4 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 three or more laminated films.
【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。The MR improving layer 4 is not limited to a laminated film of the first metal film 4a and the second metal film 4b. For example, as shown in FIG. The MR improving layer 4 may be constituted by an alloy layer 4c of an element having the following relationship. In this case, the same concept as the above-described laminated film can be applied to the alloy layer 4c. That is, the magnetic layer 1 is made of Co
Alternatively, when composed of 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 has Ru, Ag,
At least one selected from the four elements of Au and Cu is included.
【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、C
u−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。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 the main constituent element of the alloy layer 4c, Cu—Au, Cu—Pt, C
Noble metal-based alloys such as u-Rh, Cu-Pd, and Cu-Ir are used. When Ag is used as the 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, Au—Pt, Au—Pd,
Precious metal alloys such as Au-Ag and Au-Al are used.
【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、A
u−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。[0365] Among the alloys described above, the MR enhancement layer 4
In the alloy layer 4c, it is desirable that the two elements be in solid solution with each other by 10% or more. For example, Au—Cu, Ag—Pt, and A
u-Pd, Au-Ag, and the like. in this way,
Various forms can be applied to the MR improving layer 4, and for example, as shown in FIG. 34, the MR improving layer 4 can be formed of a laminated film of a metal film 4a and an alloy layer 4c.
【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C
u、Au、Ag、Pt、Rh、Pd、Al、Ti、Z
r、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C
o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。When using a Co-based magnetic material for the magnetosensitive layer 1,
It is preferable to use a metal material having the same fcc crystal structure as that of the Co-based magnetic material, or a metal material having an hcp structure that facilitates fcc orientation of a film thereon, for the MR enhancement layer 4 as a base of the magnetosensitive layer 1. From such a point, the above-mentioned C
u, Au, Ag, Pt, Rh, Pd, Al, Ti, Z
r, Hf, Ir, 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, as described later in detail, it is possible to use a CFe alloy such as a CoFe alloy.
The magnetostriction of the magneto-sensitive layer 1 made of an o-based magnetic material can be reduced.
【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1
0nm以下とすることが好ましく、さらに望ましくは5
nm以下である。The thickness of the MR improving layer 4 is desirably 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 branch current.
0 nm or less, more preferably 5 nm or less.
nm or less.
【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。The MR improving layer 4 as described above functions to improve the heat resistance of the spin valve film 8, and the spin valve film 8
Acts as a specular reflection film (interface reflection film), maintains the MR ratio high even when the free layer is thin,
It has a function of reducing the magnetostriction of the magnetosensitive layer 1 made of a system magnetic material, a function of controlling the crystal microstructure of the spin valve film 8, and the like, and improving the MR characteristics of the spin valve film 8 based on these. It is. Hereinafter, the function of the MR enhancement layer 4 will be described in detail.
【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、IFS はスピン依存散乱される界
面、IFM 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(a
s−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。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 specular 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. Incidentally, in FIG. 35, IF S the interface, IF M is spin-dependent scattering shows the interface that is specularly confusion rather than spin-dependent scattering. FIGS. 35A and 35B show the ideal state (a
(corresponding to s-depo time), and FIG. 35 (c) schematically shows the state after process annealing.
【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。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 the spin valve GMR, (See FIG. 35 (c)), the mirror scattering effect of as-depo occurs at the time of as-depo (even if the interface is the interface with the metal film). In such a system, it is conceivable that interface diffusion occurs and the interface becomes a scattering interface, the specular reflection effect is weakened, and the MR characteristics deteriorate.
【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。There are few reported examples of the specular reflection effect at the metal film interface, and its proof is not necessarily established. However, even at the metal film interface where the potential difference is small as described later, the specular reflection effect is ideal. Can occur. For example, a specular reflection effect was obtained in the as-depo state where mixing is relatively small even at the NiFe / CoFe interface, but interface diffusion easily occurs at the NiFe-CoFe interface in the solid solution system after the process annealing, and the interface diffuses. It is conceivable that the abruptness is lost and the MR change rate deteriorates.
【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。Specifically, in a spin valve film using a magneto-sensitive layer composed of a NiFe / CoFe laminated film, NiFe / CoFe
The mirror reflection effect at the CoFe interface is lost by the process annealing. For example, the MR change rate from 7.3% at the time of as-depo 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】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、M
R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。In the conventional thinking, 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 considered, but the as-depo state In this case, since a uniform interface with relatively little mixing or the like is formed, it is considered that a specular reflection effect also occurs at the metal film interface. However, NiFe
Since / CoFe is in a solid solution relationship, the interface is easily diffused and mixed by process annealing, the abruptness of the composition at the interface is lost, the mirror reflection coefficient is reduced, and
It is considered that the R characteristic deteriorates. Conversely, as
In the −depo state, it means that the MR change rate was increased by the specular reflection effect.
【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。When the free layer is thin, the MR enhancement layer functions as the non-magnetic high conductive layer in the first embodiment, but the diffusion of atoms at the interface between the non-magnetic high conductive layer and the free layer. When a diffusive interface is formed due to the occurrence of, the transmittance of electrons from the free layer toward the non-magnetic high conductive layer is reduced. In other words, even when the magnetization directions of the pinned layer and the free layer are parallel to each other, the pinned layer is 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 form 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】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、A
u、Agは非抵抗が低いので特に望ましい。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 materials of the free layer and the non-magnetic high conductive layer are made non-solid solution. For example, when a Co alloy is used for the magnetic layer, Cu, Au,
Ag and Ru can be mentioned. Here, Cu, A
u and Ag are particularly desirable because of their low non-resistance.
【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(1
11)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CoF
e合金を用いる場合には、磁歪制御も重要である。As described above, 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. is there. Further, when a material such as a CoFe alloy is used for the GMR basic unit, the CoFe alloy layer is formed of fcc (1
11) Since it must also function as a seed layer for orientation, it can be seen that a metal material that is easily oriented to fcc (111) is preferable. In addition, CoF
When an e-alloy is used, magnetostriction control is also important.
【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。As another factor of the deterioration of the MR characteristics due to the process annealing, there is a change in the film fine structure of the spin valve film due to the 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 the pinned magnetization 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 a spin-dependent interface scattering effect is strongly brought out at the interface between the free layer / non-magnetic intermediate layer and the non-magnetic intermediate layer / magnetic fixed layer, and the interface on both sides of each magnetic layer is not spin-dependent. 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 on the side in contact with the non-magnetic intermediate layer and the magnetic film on the outside of the non-magnetic intermediate layer is spin-dependent, which causes the mirror scattering effect referred to here. Not considered as an interface.
【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/CoF
e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。In order to realize the above conditions, it is desirable to select materials that are in a non-solid solution relationship with each other for the magnetic layer / nonmagnetic layer (for example, CoFe / Cu or Co / Cu), the 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, a crystal (for example, CoFe /
In the case of Cu / CoFe, since the lattice constants are close, the crystal grains are not present in each layer, but in CoFe / Cu / CoF.
(crystal grains connected by e) 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】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。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 quasi-single-crystal film that is a sub-grain boundary with almost no in-plane orientation. It is desirable to have a structure that should be said to be. In the present invention, the MR as described above is used.
By applying the enhancement layer 4, a spin valve film having a small tilt grain boundary as a sub-grain boundary can be obtained with good reproducibility. Specifically, the spin valve film is
It can be (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】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/CoF
e/IrMnなどの結晶粒界を通って、例えばMnがC
u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。Furthermore, for example, CoFe / Cu / CoFe
When magnetization is fixed by a Mn-based antiferromagnetic film such as / IrMn, if Mn passes through a crystal grain boundary, penetrates a CoFe layer and diffuses to a Cu layer, there is a high possibility that MR characteristics will be degraded. Therefore, CoFe / Cu / CoF
e / IrMn through a grain boundary such as Mn
It is preferable to suppress diffusion to the u layer. On the other hand, the interface of the magnetic layer on the side not in contact with the nonmagnetic intermediate layer is:
Since the interface provides a mirror-reflection effect, a film microstructure that makes the interface less likely to be disturbed is desirable. First, it is important that the material be in a non-solid solution with the elements that mainly constitute the magnetic layer.
【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/IrM
n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IrM
n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。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, CoFe / IrM
Dislocation of atoms occurs at the n interface. As means for suppressing such an interface phenomenon, for example, IrM
It is conceivable to stack a layer that stably maintains the lattice spacing of IrMn on the n-layer, that is, an fcc metal material having the same lattice spacing as IrMn. Even with such a configuration, the heat resistance of the spin valve film can be improved.
【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。Further, when an MR enhancement layer is used as a base film of the antiferromagnetic film, the effect of improving the pin characteristics by setting the lattice spacing of the antiferromagnetic film to an appropriate value in addition to the above effect is also obtained. is there. 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, Cr, or the like 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 do not extremely diffuse due to the heat treatment. , Y such as RuRhMn
In order to stably maintain the crystal structure of the antiferromagnetic film when using a -Mn antiferromagnetic film, it is preferable that the material be an fcc metal material or an hcp metal material.
【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。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 improves the MR characteristics, the heat resistance, and the like.
This is to improve pin characteristics. At this time, the following two points are particularly worrisome in a specular reflection film using a 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 conventional ideas. Secondly, if the film thickness is set to a certain value in order to obtain the effect as a reflective film, the current flowing through the GMR basic unit is reduced due to the shunt shunt, since the resistance of the metal film is generally small. is expected.
【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。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, from the viewpoint of practicality, the metal reflection film is compared with the oxide reflection film. Provides significant benefits. The present invention has been made in view of such a point.
【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θc よりも低角に入射したもの
(θc >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θc 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。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 description based on the electron potential which is usually used. As shown in FIG. 36, when an electron having a certain Fermi wavelength arrives at the metal film interface, the electron changes its wavelength. At this time, if the Fermi wavelength in the metal film corresponding to the reflection film p is shorter, electrons which are incident at an angle lower than a certain critical angle θ c (θ c > θ) are totally exposed. become. The larger the difference between the Fermi wavelength in the reflective film p and the Fermi wavelength in the metal film in contact with the reflective film p, the larger the critical angle θ c becomes, and the average reflectance for all electrons contributing to conduction p increases.
【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θc 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θc 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。[0386] FIGS. 37 and 38 show the ferrule of the reflection film p.
Fermi wave of GMR film in contact with reflection wavelength p and wavelength ミ (p)
Ratio to the length Λ (GMR) (Λ (GMR) / Λ (p));
Critical angle θcThe following shows an example of the relationship with. 37 and 38
As you can see from the figure, the concrete figures are not so large
Even if there is no difference in electron wavelength, sufficient reflection occurs. Rice cake
It is thought that the electron wavelength is infinite with a reflective film made of insulating film.
The critical angle θ cMetal film / gold
Sufficient reflection occurs even at the interface of the metal film. FIG. 38 shows Au
Critical angle θ causing specular reflection at (Ag) / Cu interfacecTo
5 is a graph simply calculated from the Fermi wavelength. FIG.
As can be seen from the figure, the Au (Ag) / Cu interface
Specular reflection occurs.
【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。As described above, when a reflective film is formed of 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. You can see that. Since the Fermi wavelength is usually on the order of several angstroms, it is considered that if interface diffusion occurs and the composition abruptness is lost, wave reflection changes adaptively in wavelength, 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,
For (1), the correlation with specular reflection is not known,
It is also difficult to calculate the Fermi wavelength, and it is unclear whether this is a necessary condition. Here, the present inventors have inferred that conditions that particularly satisfy the condition (2) are indispensable.
【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。As one of the major guidelines for satisfying (2), it is particularly important that the metal film / metal film 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 on the order of several angstroms, it is desirable that the composition abruptness at the film interface be flat in that order. In addition, the above (1)
Regarding the above point, 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】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。As described above, as a guide for selecting a material when the mirror reflection effect is more realistically brought out at the metal film / metal film interface, the magnetic layer and the non-solid-solution metal layer are used as the MR improving layer. That is, it is arranged so as to be in contact with the surface opposite to the spacer layer. 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】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。Further, when an alloy film is used as the reflection film,
Generally, the resistance will be higher than pure metal unless a perfectly 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 may be a method of laminating films of a system for forming an alloy 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】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。As described above, in the spin valve film 8 shown in FIGS. 32, 33, and 34, the MR improving layer 4 used as a reflective film has a non-solid solution relationship with the magnetic layer (magnetic layer 1). (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 by laminating a plurality of metal films 4a, 4b. A structure in which the film is formed or the MR enhancement layer 4 is formed by the alloy layer 4c is employed. 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,
Of these, the first metal having a short electron wavelength is used as the MR enhancement layer 4.
It is preferable to arrange on the side. The other constituent conditions are also based on the aforementioned guidelines.
【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。As described above, the MR change rate based on the mirror reflection effect is maintained even after the process annealing. This is because the material agility of the interface is maintained even after the process annealing due to the selection of the material of the MR improving layer 4 (such as a non-solid solution relationship). In other words, in the conventional spin valve film, the MR was damaged by diffusion and mixing at the interface due to process annealing.
According to the present invention, the characteristics can be kept good even after the process annealing. Thus, the spin valve film 8 of the present invention has excellent heat resistance.
【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。Since 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 Cu film, the Ag film is laminated on the film surface to form a laminated film. Is a mirror reflection effect.
This is clearly different from the structure 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 flattening technology on the film surface (conventional technology)
The technology for improving the composition agility of the film interface (the present invention) is clearly different from the material laminated thereon.
【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。The MR improving layer, which exerts an effect on the heat resistance of the MR, not only has an effect as a specular reflection film, but also enables the control of the film fine structure as described above, thereby making it possible to control the MR characteristics of the spin valve film 8. Contribute to the improvement of The function of such an 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. As described above, the laminated film or alloy layer of the plurality of metal films 4a and 4b is formed 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】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。Further, other pin characteristics are also 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 at this time, the lattice spacing of the antiferromagnetic film can be freely controlled to an appropriate value by the laminated film or 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】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。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, Au
The second metal film 4b made of a metal having a small surface energy, such as, for example, is preferably disposed on the antiferromagnetic layer 6 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 or the like,
The first metal film 4a made of Cu or the like may diffuse Au, Ag or the like into the protective layer 7 to lower the heat resistance.
Is preferably disposed on the protective layer 7 side. Further, the MR enhancement layer 4B on the antiferromagnetic layer 6 is composed of the first metal film 4a / second
Or a stacked film such as the metal film 4b / first metal film 4a.
【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。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 magnetosensitive layer 1 is not used.
Since the lattice spacing of the CoFe alloy single layer is too small, negative magnetostriction exceeding -1 ppm results. 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】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Co
Fe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(1
11)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。On the other hand, Cu, Au, Ag, Pt,
The MR improving layer 4 composed of a metal film containing at least one element selected from the group consisting of Rh, Pd, Al, Ti, Zr, Hf, and Ir, or the MR improving layer 4 composed of the alloy layer 4 c is formed of a CoFe alloy as the magnetosensitive layer 1. By using as a base, Co or Co
After the fcc (111) orientation of a Co-based magnetic material such as an Fe alloy, the lattice spacing effective for low magnetostriction, that is, d (1)
11) The 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 of 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 laminated film of Au and Cu is changed in the laminated film. Au and Cu in alloy films
And the like.
【0399】Au−Cu合金の具体的な組成は、Au25
Cu75〜Au75Cu25(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 25Cu75〜Au95Cu
5 (原子%)の組成とすることが好ましい。The specific composition of the Au—Cu alloy is Autwenty five
Cu75~ Au75Cutwenty five(Atomic%)
Good. Also, when using a laminated film of an alloy layer and a metal film,
In this case, the Au-Cu alloy is slightly Au
Rich composition, ie Au twenty fiveCu75~ Au95Cu
Five(Atomic%).
【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4
4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。FIG. 32, FIG. 33 and FIG.
Is shown for the spin valve film 8 below, but the present invention is not limited to this.
As shown in FIG. 4, the present invention can also be applied to a spin valve film 8 having an inverted structure in which the magneto-sensitive layer 1 is provided thereon or a dual element type spin valve film. In particular, in the case of an inversion spin valve film or a dual spin valve film, a great effect is exerted also as a role as an MR enhancement layer as a base film of an antiferromagnetic film.
【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。The spin valve film 8 shown in FIGS. 41 and 42 has a non-magnetic underlayer 5 / MR enhancement layer 4 / antiferromagnetic layer 6 / magnetic pinned layer 2 / non-magnetic intermediate layer 3 / It has a structure in which a magneto-sensitive layer 1 / MR improving 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.
This is an example using the laminated film of FIG. 4b. Further, similarly to FIG. 34, a stacked film of the metal film 4a and the alloy layer 4c can be used.
【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4
aの積層膜で構成している。As shown in FIG. 42, when a laminated film is applied to the MR enhancing layer 4 in contact with the magneto-sensitive layer 1, the protective layer 7 is provided on the protective layer 7 side similarly to the upper MR enhancing layer 4 shown in FIG. It is preferable to dispose the first metal film 4a made of Cu or the like.
Therefore, the MR improving layer 4 on the magneto-sensitive layer 1 side shown in FIG.
First metal film 4a / second metal film 4b / first metal film 4
a.
【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。The MR of the base of the antiferromagnetic film in the case of the inverted structure
The enhancement layer controls the film growth, improves the heat resistance and pin characteristics by controlling the lattice spacing and the film microstructure, and differs from the magnetostriction control of the magneto-sensitive layer and the improvement of the mirror reflection effect. It is. Therefore, as long as the film forming conditions for improving the film microstructure of the antiferromagnetic film are good, there is no MR enhancement 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】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。In the spin valve film 8 having the inverted structure,
By arranging the MR enhancement layer 4 as described above in contact with the magneto-sensitive layer 1, the MR characteristics can be improved by a mirror reflection effect based on the composition abruptness of the interface between the magneto-sensitive layer 1 and the MR enhancement layer 4. Can be planned. 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】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。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 and the first metal film 4a / the second metal film 4b in the MR enhancement layer 4
The reflection is caused at the interface and the interface of the second metal film 4b (FIG. 42), and in the Cu / Ag laminated film having the configuration (e) shown as the prior art, the reflection is caused at the Ag film surface. The configuration is different from the one. 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】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A
u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。In the configuration of (d) shown as the prior art,
Ultra-thin A comparable to Fermi wavelength of only 0.4 nm
Since Au and solid solution Ta are laminated on the u layer, it is obvious that the reflection effect is lost even if reflection occurs at the Co-Au interface. 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.
Further, by inserting an ultra-thin Cu layer, for example, at the interface between CoFe and Au, long-term diffusion of Au into the non-magnetic intermediate layer is suppressed, and at the same time, the Au layer is first passed through a layer having a short Fermi wavelength. , The reflection effect can be increased.
【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。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. The same effect as that of the above-described embodiment can be obtained even when it is arranged in the magneto-sensitive layer 1 or the magnetization fixed layer 4.
【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、N
iFe層1a/CoFe層1b界面に両者と非固溶のM
R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M
R向上層4の材料、膜厚によって決まる。In the spin valve film 8 shown in FIG.
The magneto-sensitive layer 1 includes, for example, a NiFe layer 1a and a CoFe layer 1b, and a plurality of metal films 4a,
An MR enhancement layer 4 made of a laminated film 4b 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 a magnetically sensitive layer 1 magnetically. Thus, N
At the interface between the iFe layer 1a and the CoFe layer 1b, M
When the R enhancement layer 4 is inserted, the NiFe layer 1a and the CoFe
Since the layer 1b must function as the magneto-sensitive layer 1 integrally, the inserted MR enhancement layer 4 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 ferromagnetic or antiferromagnetic coupling is M
It is determined by the material and thickness of the R improving layer 4.
【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。The magneto-resistance 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 FIGS. 44 and 45, for example. 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】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。FIGS. 44 and 45 are views showing the structure of a recording / reproducing separation type magnetic head in which the magnetoresistive effect element of the present invention is applied to a reproducing element section, respectively. FIG. 3 is a cross-sectional view of the magnetic head as viewed from a medium facing surface direction.
【0411】これらの図において、21はAl2 O3 層
を有するAl2 O3 ・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、Fe
SiAl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、AlO3 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。[0411] In these drawings, 21 is a substrate such as Al 2 O 3 · TiC substrate having the Al 2 O 3 layer. On the main surface of such a substrate 21, a NiFe alloy, Fe
A lower magnetic shield layer 22 made of a soft magnetic material such as an SiAl alloy or an amorphous CoZrNb alloy is formed.
On the lower magnetic shield layer 22, a spin valve GMR film 24 is formed via a lower reproducing magnetic gap 23 made of a nonmagnetic insulating material such as AlO 3 . As the spin valve GMR film 24, the spin valve film 8 of each of the above-described embodiments is used.
【0412】図44において、スピンバルブGMR膜2
4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。In FIG. 44, the spin valve GMR film 2
Reference numeral 4 denotes, for example, a shape in which 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 application 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 application films 25 are abut-bonded to the edge of the spin valve GMR film 24.
【0413】一対のバイアス磁界印加膜25上には、C
u、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。[0413] On the pair of bias magnetic field applying films 25, C
A pair of electrodes 26 made of u, Au, Zr, Ta or the like is formed. 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】また、図45においては、スピンバルブG
MR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2
5が形成されている。この一対のバイアス磁界印加膜2
5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。In FIG. 45, the spin valve G
Between the MR film 24 and the lower reproducing magnetic gap 23, a spin valve GMR film 24
Magnetic field applying film 2 for applying a bias magnetic field to
5 are formed. This pair of bias magnetic field applying films 2
Reference numeral 5 is arranged with a predetermined gap, on which an outer portion of the reproduction track of the spin valve GMR film 24 is laminated. The spin valve GMR film 24 may be laminated on the bias magnetic field application film 25 with only the two ends thereof.
【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2
4、一対のバイアス磁界印加膜25および一対の電極2
6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。[0415] On the spin valve GMR film 24, a pair of electrodes 26 is formed. Spin valve GMR film 24
Is substantially defined by the distance between the pair of electrodes 26. These spin valve GMR films 2
4. A pair of bias magnetic field applying films 25 and a pair of electrodes 2
Reference numeral 6 denotes a GMR reproducing element 27 having an overlay structure.
【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GM
Rヘッド30が構成されている。In FIGS. 44 and 45, an upper reproducing magnetic gap 28 made of a non-magnetic 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. With these components, a shield type GM as a reproducing head
An R head 30 is configured.
【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。A thin-film magnetic head 31 as a recording head is
It is formed on a shield type GMR head 30. 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
Recording pole gap 32 made of a non-magnetic insulating material such as x
And the upper recording magnetic pole 33 are formed in this order. A lower recording magnetic pole 29 and an upper recording magnetic pole 33 are provided behind the medium facing surface.
Is formed with a recording coil (not shown) for applying a recording magnetic field.
【0418】上述した再生ヘッドとしてのシールド型G
MR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6
0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。The shield type G as the above-described reproducing head
MR head 30 and thin-film magnetic head 31 as recording head
Thus, the recording / reproducing separation type magnetic head is constituted.
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. Magnetic head assembly 6 shown in FIG.
Numeral 0 has an actuator arm 61 having a bobbin for holding a drive coil, for example, and a suspension 62 is connected to one end of the actuator arm 61.
【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。[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 type 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】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。[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 drive 50 using a rotary actuator.
【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。[0421] The magnetic disk 51 is mounted on a spindle 52, and is rotated by a motor (not shown) responsive to a control signal from a drive device 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 changes to the magnetic disk 51.
Is held at a predetermined flying height (0 to 100 nm) from the surface of the substrate.
【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6
1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。[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 the bobbin of the actuator arm 61, and a magnetic circuit including a permanent magnet and a facing yoke, which are opposed to each other so as to sandwich the drive coil. Actuator arm 6
Reference numeral 1 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】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(MRA
M)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)/C
u(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2〜1
0mToff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Al2 O3 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。Although the above embodiment has been described using the recording / reproducing separated magnetic head, the present invention is applicable 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. Can be applied. Further, the magneto-resistance effect element of the present invention is not limited to a magnetic head, but may be a magneto-resistance effect memory (MRA
M) and the like. (Examples) Next, specific examples of the present invention and evaluation results thereof will be described. (Example 1) In Example 1, Ta (5 nm) / Au
(1 nm) / Cu (1 nm) / CoFe (4 nm) / C
u (2.5 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn
(7 nm) / Ta (5 nm) spin valve film
It was produced by DC nagnetron sputtering. The degree of vacuum during film formation is 1 × 10 −7 Toff or less, and the argon pressure is 2-1.
0 mToff. The substrate used was a thermally oxidized silicon substrate. When the magnetic head is manufactured, the film is formed on the Al 2 O 3 gap on the Altic substrate, but it has been confirmed that the characteristics do not change.
【0424】上記したスピンバルブ膜は、as−dep
o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
5kOe )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。Hk 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Hk を飽和Hk と定義すると、飽和Hk
で約8Oe と小さく、軟磁性も実現できていた。また、
容易軸方向のHc も0〜3Oe と小さかった。[0424] The above-described spin valve film has an as-dep
The MR change rate in the o state was 9.6%, and the MR change rate was maintained at 9.0% even after process annealing at 250 ° C. × 4H (annealing conditions: 250 ° C. × 4H, magnetic field 5 kO e ). The magnetostriction has a value on the order of ± 10 -6 or less. For even H k, when the annealing up H k of left plus magnetic field in the easy axis direction is defined as a saturated H k, saturated H k
In small as about 8O e, it was also able to achieve a soft magnetic. Also,
The easy axis of the H c was small and 0~3O e.
【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。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 a non-solid solution interface. Ta and Au are solid-solution interfaces, but since Au / Cu has a sufficiently long film thickness 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 a magnetostrictively small value. I have.
【0426】この実施例1のスピンバルブ膜を断面TE
Mにより観察した。その結果、Au/Cu下地上にCo
Fe/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、fc
c−d(111)スペーシングの大きさは0.2074
nm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。The spin-valve film of Example 1 was replaced with a section TE.
M. As a result, Co on the Au / Cu base
The GMR basic unit portion of Fe / Cu / CoFe is finely grown one atomic layer at a time, and the fcc (111)
It was confirmed that they were oriented. Further, in the micro-diffraction of the CoFe layer portion as the magneto-sensitive layer, fc
The size of the cd (111) spacing is 0.2074.
nm and a magnetostrictive value. Further, 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】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fc
c(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。In the XRD profile of FIG. 48, peaks 1, 2, and 3 are peaks corresponding to IrMn, and peak 4 is fc of the CoFe / Cu / CoFe laminated film.
This is considered to be the c (111) peak, and it is difficult to determine d-spacing of only the magneto-sensitive layer. In this case, the d-spacing of the peak 4 is set as the d-spacing value of the magneto-sensitive layer.
【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CoF
eのfcc−d(111)スペーシングは0.2054
nmと小さくなり、磁歪は負側に大きくなる。一方、A
u(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0.2074n
mのスペーシングが得られる。The above-mentioned Au (1 nm) / Cu (1 nm)
If Cu (2 nm) is used alone instead of the base, CoF
The fcc-d (111) spacing of e is 0.2054
nm, and the magnetostriction increases on the negative side. On the other hand, A
When u (2 nm) is used alone, the fcc-d of CoFe
The (111) spacing increases to 0.2086 nm, and the magnetostriction increases to the positive side. By using the Au / Cu underlayer as described above, the preferable 0.2074n
A spacing of m is obtained.
【0429】なお、従来技術で示した(g)の構成のC
u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/C
u/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/C
oFe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。The C of the configuration shown in FIG.
One of the factors of the heat resistance, which was not obtained on the u film, obtained on the Au / Cu laminated film is a difference in lattice spacing which also affects magnetostriction. 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 thickness of IrMn increases. However, since the Au / Cu underlayer is closer to the lattice spacing of IrMn, the CoFe / C
This is because u / CoFe becomes a strain lattice with a lattice constant close to IrMn, and the effect of strain relaxation by annealing is reduced. 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 CoFe / Cu / C
The strain energy of oFe becomes too large, and conversely, dislocation of the interface easily occurs, and initial annealing deterioration occurs. When the Au layer and the CoFe layer are directly laminated, the Au layer is formed along the crystal grain boundary by the Cu nonmagnetic intermediate layer.
This is because there is a possibility of diffusion to the layer. When Au reaches the non-magnetic intermediate layer, the MR change rate becomes very small. This affects long-term heat resistance. However, Au
By using the / Cu laminated film, the Cu layer becomes a stopper layer for Au diffusion, and the long-term heat resistance becomes stable.
【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Al2 O3 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、Hin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、C
r、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。The underlayer Ta is a buffer layer necessary for growing Au two-dimensionally. When Au is directly formed on amorphous Al 2 O 3 , Au grows as an island and ferromagnetic coupling between the pinned layer and the free layer via the spacer layer causes an increase in Hin. . Further, in an actual device, a film is formed on a substrate that has undergone a process. Therefore, a buffer layer is necessary for performing stable film formation. Here, Ta was used for the base film, but Ti, Zr, C
r, W, Hf, Nb, or alloys containing these, or oxides or nitrides containing these metals may be used.
【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。As described above, even if a layer having a total thickness of 220 nm is not used as the Au underlayer as in the configuration (f) of the prior art, the use of the Ta underlayer prevents the Au island growth from being sufficiently hindered. Membrane surface can be obtained,
The interface of the Cu / CoFe film formed thereon is also flat. Further, it is not necessary to perform a 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】また、非磁性下地層としてTi(5n
m)、Zr(5nm)、W(5nm)、Cr(5n
m)、V(5nm)、Nb(5nm)、Mo(5n
m)、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)/C
u(0.5〜2nm)を用いた場合においても、同様な
効果が得られた。Further, Ti (5n) is used as the nonmagnetic underlayer.
m), Zr (5 nm), W (5 nm), Cr (5n
m), V (5 nm), Nb (5 nm), Mo (5n
m), Hf (5 nm) and their alloys (5 nm)
The same effect was obtained also when using. Further, Au (0.5 to 2 nm) / Cu is used as an MR enhancement layer.
(0.5-2 nm), Au (0.3-1 nm) / Cu
(0.3-1 nm) / Au (0.3-1 nm) / Cu
(0.3-1 nm), AuCu (0.5-5 nm) / C
Similar effects were obtained when u (0.5 to 2 nm) was used.
【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。As described above, the MR enhancement layer may be composed of two layers, may have more layers, or may be one layer if it is an alloy layer. However, when no additional element for increasing the resistance is added, the shunt shunt increases as the film thickness increases, so that the thickness is preferably 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 2 to 5 nm.
A degree is desirable.
【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−C
u、Rh−Cu、Pd−Cu、Ir−Cu、Ag−P
t、Ag−Pd、Ag−Au、Au−Pt、Au−P
d、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C
u、Au、Agのいずれかである。As a combination of a laminated film and an alloy film other than the above-mentioned combination of Au—Cu, when the magnetic layer is a Co-based alloy, Ru—Cu, Au—Cu, Pt—C
u, Rh-Cu, Pd-Cu, Ir-Cu, Ag-P
t, Ag-Pd, Ag-Au, Au-Pt, Au-P
d, Au-Al and the like. Among these combinations, the main element of the MR enhancement layer in contact with the Co-based magnetic layer is C
u, Au, or Ag.
【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A
u−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。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, and a single layer in the case of an alloy layer. More layers may be used. Regarding the film thickness,
As in the case of u-Cu, when there is no third additive element, the total film thickness is desirably about 2 to 3 nm.
【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−P
d、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。Of the above combinations for the Co system,
In particular, Au—Cu, Ag—Pt, and Au—P, which are highly soluble in each other, are also desirable in terms of the film microstructure.
d, Au-Ag, Pt-Cu and the like are particularly desirable. Among these, an optimum material is determined by a combination that can be controlled to an appropriate lattice constant.
【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−A
l、Ag−Pt、Ag−Pd、Ru−Rh、Ru−I
r、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。In the same manner as when the magnetic layer is made of Cu, when the magnetic layer is made of Ni, Au—Pt, Au— Pd, Au-Ag, Au-A
1, Ag-Pt, Ag-Pd, Ru-Rh, Ru-I
r, 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】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、C
u−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、NiFeN
b、NiFeRhなどが挙げられる。Further, as a combination of the two elements forming the MR enhancement layer, they may be insoluble in each other. For example, when the magnetic layer is a Co-based magnetic layer, Cu—Ru, C
It may be a laminated film of u-Ag. In the case of these non-solid solution combinations, even if an attempt is made to form an alloy layer,
It is not preferable because two phases are separated, and it is preferable to use it in a laminated film. Here, as a specific example when the magnetic layer is a Ni-based magnetic layer, NiFe, NifcCr, NiFeN
b, NiFeRh and the like.
【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/I
rMn7nmの代えて、CoFe3nm/Ru0.9n
m/CoFe3nm/IrMn7nm、CoFe3nm
/Cr0.9nm/CoFe3nm/IrMn7nmな
どでも構わない。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 a pin film configuration, CoFe2.5 nm / I
CoFe3nm / Ru0.9n instead of rMn7nm
m / CoFe 3 nm / IrMn 7 nm, CoFe 3 nm
/ Cr 0.9 nm / CoFe 3 nm / IrMn 7 nm.
【0440】反強磁性膜は、PtMn、NiMn、Ru
RhMn、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。The antiferromagnetic film is made of PtMn, NiMn, Ru.
Materials such as RhMn, CrMn, FeMn, and NiO may be used. The pin layer material may be Co or NiFe.
【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TaOx のような酸化膜を使用するこ
ともでき、Taに代えてTaOx 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 Ox 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、TaOx 下地層上に直接CoFeを成膜するとf
cc(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。TaOx 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)/C
u(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。The nonmagnetic underlayer is a metal film such as Ta.
Not limited to, for example, TaOxUse an oxide film like
TaO instead of TaxWhen using a base
Also exhibited a good effect. In this case, MR improvement
Large potential difference for electrons that could not be reflected by the layer
Ta OxCan be reflected at the interface between the underlayer and the MR enhancement layer.
Thus, the MR ratio can be further improved. However
And TaOxWhen CoFe is formed directly on the underlayer, f
The cc (111) orientation does not occur, and magnetostriction is desirable.
No fcc-d (111) spacing is obtained. This
TaO x/ Au / Cu underlayer has excellent practicality
Things. TaOxInstead of Ti, Zr, Cr, W,
Oxides such as Hf and Nb can also be used. Also,
A nitride such as TiN or TaN can also be used. (Example 2) In Example 2, Ta (5 nm) / Au
(1 nm) / Cu (1 nm) / CoFe (4 nm) / C
u (2.5 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrMn
(7 nm) / Au (0.5 nm) / Cu (0.5 nm)
/ Ta (5 nm) structure spin valve film according to Example 1
It was produced in the same manner.
【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/C
u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。Au
Cu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)/Ni
CoFe(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(3
nm)との積層膜である。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, Au / C
By forming the u-laminated film, the lattice constant of IrMn 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 exists immediately below a layer having a large surface energy such as Ta, and therefore, Au is easily diffused 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. Cu as in this example
It is preferable to form a Ta protective film via a layer. Au
The same effect can be obtained with the Cu alloy layer. Example 3 In Example 3, Ta (5 nm) / Ni
CoFe (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm)
/CoFe(3nm)/Cu(2.5nm)/CoFe
(2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm)
A spin valve film having a structure was manufactured in the same manner as in Example 1. In this spin valve film, the magneto-sensitive layer is made of Au / Cu.
NiCoFe (5 nm) and CoFe (3
nm).
【0443】また、本発明との比較例として、Ta(5
nm)/NiCoFe(5nm)/CoFe(3nm)
/Cu(2.5nm)/CoFe(2.5nm)/Ir
Mn(7nm)/Ta(5nm)構造のスピンバルブ膜
を同様にして作製した。As a comparative example with the present invention, Ta (5
nm) / NiCoFe (5 nm) / CoFe (3 nm)
/Cu(2.5nm)/CoFe(2.5nm)/Ir
A spin valve film having a Mn (7 nm) / Ta (5 nm) structure was similarly manufactured.
【0444】比較例のスピンバルブ膜は、as−bep
oでMR変化率8.6%であったものが、250℃×4
H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Co
Fe/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、Ni81Fe19
(原子%)でも同様である。The spin valve film of the comparative example was as-bep
The rate of change of the MR at 8.6% was 250 ° C. × 4
After the process annealing of H, it deteriorated to 6.6%, and the deterioration rate reached 23%. This is because CoFe and NiFeCr are in a solid solution system, so at the as-bepo stage, Co
The MR ratio is increased without mixing at the Fe / NiFeCr interface. However, if annealing is performed at about 250 ° C. × 4H, the CoFe / NiFeCr interface is easily disturbed. This is 4% Cr in NiFe for shunting
The results with NiFeCr added to a certain degree, but Ni 81 Fe 19
(Atomic%).
【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。On the other hand, by inserting the Au / Cu laminated film as in the third embodiment, the diffusion between the CoFe layer and the NiFeCr layer is suppressed, so that the MR change rate is as-depo.
Although it was 8.7% at the stage, the MR deterioration was remarkably suppressed to 8.1% even after the process annealing at 250 ° C. × 4H. 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】Au(1nm)/Cu(1nm)に代え
て、Au(0.5nm)/Cu(0.5nm)、Cu
(0.5nm)/Au(0.5nm)、Au(0.3n
m)/Cu(0.3nm)/Au(0.3nm)、Au
(0.3nm)/Cu(0.3nm)/Au(0.3n
m)/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。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 n
m) / Cu (0.3 nm) / Au (0.3 nm), Au
(0.3 nm) / Cu (0.3 nm) / Au (0.3 n
m) / Cu (0.3 nm), AuCu (0.5 nm) /
Cu (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) / Cu (0.5 nm),
Pt (0.5 nm), Pt (0.5 nm) / Cu (0.
5 nm) / Pt (0.5 nm) / Cu (0.5 nm),
Similar effects were obtained when AuCu (0.5 to 1.5 nm) or the like was used.
【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、N
i: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、Ni81Fe15Cr4 の組成が好適である。これ以
外に、Ni80Fe20、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)/C
oFe(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。The reason for using NiFeCr 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. Also,
In order to prevent the magnetostriction λ due to the addition of Cr from rising to the positive side, the ratio of Ni and Fe is a normal zero magnetostriction composition.
It is desirable to make it slightly more Ni-rich than i: Fe = 81: 19. As a composition satisfying all of Ms, ρ and magnetostriction, a composition of Ni 81 Fe 15 Cr 4 is preferable. Alternatively, Ni 80 Fe 20 , NiFeNb, NiFeRh, or the like may be used. Example 4 In Example 4, Ta (5 nm) / Au
(1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / C
oFe (2.5 nm) / Cu (2.5 nm) / CoFe
(4 nm) / Cu (0.5 nm) / Au (0.5 nm)
A spin valve film having a / Cu (0.5 nm) / Ta (5 nm) structure was produced in the same manner as in Example 1.
【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、I
rMn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。Example 4 is a spin valve film having a so-called inverted structure in which the pinned layer is located below the nonmagnetic intermediate layer. The upper Cu / Au / Cu layer is an MR improving layer, and improves heat resistance and MR ratio. Au on the lower side
/ Cu layer serves as an underlayer of IrMn and
An MR enhancement layer that functions to stably maintain the lattice constant of rMn. The MR change rate of this film as-depo is 10%.
And the MR change rate after annealing at 250 ° C. × 4H is 9.5.
%Met. The Cu / Au interface formed an AuCu alloy.
【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。The upper Ta in Example 4 is a protective film, and is not intended to cause reflection on the Ta film surface. 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 the ultra-thin Cu layer is inserted at the CoFe / Au interface, long-term diffusion of Au into the non-magnetic intermediate layer (Cu) is suppressed, and at the same time, Au is temporarily passed through the layer having a short Fermi wavelength.
Since the layers are arranged, the reflection effect can be increased.
【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)/A
u(0.5〜3nm)/Cu(0.5nm)、AuCu
(0.5〜3nm)/Cu(0.5〜3nm)、Cu
(0.5〜3nm)/AuCu(0.5〜3nm)/C
u(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)/C
u(0.5〜3nm)、Cu(0.5〜3nm)/Pt
Cu(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。Au (1 nm) as upper MR enhancement layer
Au (0.5-3 nm) / in place of / Cu (1 nm)
Cu (0.5-3 nm), Cu (0.5-3 nm) / A
u (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) / C
u (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), 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 (0.5-3 nm) / C
u (0.5-3 nm), Cu (0.5-3 nm) / Pt
Similar effects were obtained when using Cu (0.5 to 3 nm) / Cu (0.5 to 3 nm) or the like.
【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。As for the other materials, the materials used in the first embodiment are used. Since the MR enhancement layer laminated on the free layer of the fourth embodiment does not need the seed effect,
The film thickness may be as thin as about 1 nm. However, since the adverse effect of the increase in the shunt branch current when the thickness is large is similar to that of the first embodiment, the thickness is preferably 5 nm or less.
【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、P
d−Cu、Ir−Cu、Ag−Pt、Ag−Pd、Ag
−Au、Au−Pt、Au−Pd、Au−Al、Ru−
Rh、Ru−Ir、Ru−Pt、Ru−Cu、Ag−A
u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。The MR enhancing layer under the antiferromagnetic film sets the lattice spacing of the antiferromagnetic film to an appropriate value to prevent interface mixing caused by lattice mismatch at the interface between the pin CoFe and the antiferromagnetic film. The pin characteristic itself is also improved by controlling the lattice spacing of the antiferromagnetic film itself to an appropriate value while suppressing the same. At this time, as specific MR improving layers, Al—Cu, Pt—Cu, Rh—Cu, P
d-Cu, Ir-Cu, Ag-Pt, Ag-Pd, Ag
-Au, Au-Pt, Au-Pd, Au-Al, Ru-
Rh, Ru-Ir, Ru-Pt, Ru-Cu, Ag-A
A laminated film, an alloy film, and the like of a combination of u are exemplified.
【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、A
l、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/Ir
Mn7nm/CoFe3nm/Ru0.9nm/CoF
e3nm/Cu3nm/CoFe1nm/NiFe5n
m/Ta5nmなどがある。The MR improving layer suitable for each antiferromagnetic film includes Cu, Au, Ag, Pt, Rh, Ru, Pd, A
A laminated film or alloy film of two elements selected from l, Ti, Zr, and Hf exhibits an effect as a base. 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. Further, the MR enhancement layer underlying the antiferromagnetic film may have a pinned film configuration having the above-described synthetic antiferro structure. As an example, Ta5 nm / AuCu2 nm / Ir
Mn7nm / CoFe3nm / Ru0.9nm / CoF
e3nm / Cu3nm / CoFe1nm / NiFe5n
m / Ta5 nm.
【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)/Au
Cu(2nm)/IrMn(7nm)/CoFe(2.
5nm)/AuCu(2.5nm)/CoFe(4n
m)/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CoF
e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。Also, instead of the Ta protective film, Ti, Zr,
The same applies to the case where Cr, W, Hf, Nb or the like is used. (Example 5) In Example 5, Ta (5 nm) / Au
Cu (2 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe (2.
5 nm) / AuCu (2.5 nm) / CoFe (4n
m) / AuCu (2 nm) / Ta (5 nm) structure was prepared in the same manner as in Example 1. Here, the lower CoFe layer (the magnetization fixed layer) and the upper CoF
The AuCu layer disposed between the e-layer (magnetic-sensitive layer) and the e-layer (magnetic-sensitive layer) is a non-magnetic intermediate layer and an MR for controlling magnetostriction of the magnetic-sensitive layer.
It is an enhancement layer.
【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。[0455] In the spin valve film having the inverted structure, the fcc- of the magneto-sensitive layer formed on the non-magnetic intermediate layer made of Cu or the like is obtained.
d (111) becomes small and magnetostriction becomes large. On the other hand, by forming a CoFe free magnetic layer on the AuCu alloy layer which is a non-magnetic intermediate layer and an MR improving layer as in Example 5, the CoFe magnetic sensing layer is formed.
The fcc-d (111) spacing of the free layer can be adjusted to an appropriate value, thereby reducing the magnetostriction of the free layer.
【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C
u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)/C
u(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。In the nonmagnetic intermediate layer made of AuCu alloy, the spin-dependent scattering at the interface with the CoFe layer is C
There is a possibility that the MR ratio is slightly lowered as compared with the case of the u single layer, and the MR ratio is slightly lowered. Such a point is that, for example, Cu (0.8 nm) / AuCu (0.8 nm) / C
The problem can be solved by using a u (0.8 nm) laminated film or the like.
【0457】このような非磁性中間層であると同時にM
R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(2
nm)/CoFe(4nm)/Cu(0.8nm)/A
uCu(0.8nm)/Cu(0.8nm)/CoFe
(2.5nm)/IrMn(7nm)/Ta(5nm)
構造が挙げられる。[0457] Such a non-magnetic intermediate layer and M
The use of the R enhancement layer is effective not only for a spin valve film having an inverted structure but also for a normal spin valve film or a dual element type spin valve film. As an example of using a non-magnetic intermediate layer and an MR enhancement layer in a dual element type spin valve film, Ta (5 nm) / AuCu
(2 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe magnetization pinned layer (2.5 nm) / AuCu nonmagnetic intermediate layer and MR enhancement layer (2.5 nm) / CoFe magnetosensitive layer (3 nm) / Cu
(2.5 nm) / CoFe magnetization fixed layer (2.5 nm) /
IrMn (7 nm) / Ta (5 nm) structure. 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) / A
uCu (0.8 nm) / Cu (0.8 nm) / CoFe
(2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm)
Structure.
【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Ir
Mn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(11
1)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。In the spin valve film of the inverted structure and the dual element type spin valve film, Ir
Due to the effect of the AuCu layer used as the base of the antiferromagnetic film such as Mn, the fcc-d (11
1) If the spacing is sufficiently controlled, a general Cu layer or the like can be used for the nonmagnetic intermediate layer.
【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(5n
m)/Au(1nm)/Cu(1nm)IrMn(7n
m)/CoFe(2.5nm)/Cu(3nm)/Co
Fe(4nm)/Ta(5nm)、Ta(5nm)/A
u(1nm)/Cu(1nm)/IrMn(7nm)/
CoFe(2.5nm)/Ru(0.9nm)/CoF
e(3nm)/Cu(3nm)/CoFe(2nm)/
NiFe(2nm)/Ta(5nm)、Ta(5nm)
/Au(1nm)/Cu(1nm)/IrMn(7n
m)/CoFe(2.5nm)/Cu(3nm)/Co
Fe(2nm)/NiFe(2nm)/Ta(5n
m)、Ta(5nm)/Au(1nm)/Cu(1n
m)/IrMn(7nm)/CoFe(3nm)/Cu
(3nm)/CoFe(3nm)/Cu(2nm)/C
oFe(3nm)/IrMn(7nm)/Ta(5n
m)、Ta(5nm)/Au(1nm)/Cu(1n
m)/IrMn(7nm)/CoFe(3nm)/Cu
(3nm)/CoFe(1nm)/NiFe(2nm)
/CoFe(1nm)/Cu(3nm)/CoFe(3
nm)/IrMn(7nm)/Ta(5nm)、Ta
(5nm)/Au(1nm)/Cu(1nm)/IrM
n(7nm)/CoFe(2.5nm)/Ru(0.9
nm)/CoFe(3nm)/Cu(3nm)/CoF
e(3nm)/Cu(3nm)/CoFe(3nm)/
Ru(0.9nm)/CoFe(2.5nm)/IrM
n(7nm)/Ta(5nm)、Ta(5nm)/Au
(1nm)/Cu(1nm)/IrMn(7nm)/C
oFe(2.5nm)/Ru(0.9nm)/CoFe
(3nm)/Cu(3nm)/CoFe(1nm)/N
iFe(2nm)/CoFe(1nm)/Cu(3n
m)/CoFe(3nm)/Ru(0.9nm)/Co
Fe(2.5nm)/IrMn(7nm)/Ta(5n
m)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。As other specific examples of the spin valve film having 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 (5n)
m) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) IrMn (7n
m) / CoFe (2.5 nm) / Cu (3 nm) / Co
Fe (4 nm) / Ta (5 nm), Ta (5 nm) / A
u (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) /
CoFe (2.5 nm) / Ru (0.9 nm) / CoF
e (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2 nm) /
NiFe (2 nm) / Ta (5 nm), Ta (5 nm)
/ Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7n
m) / CoFe (2.5 nm) / Cu (3 nm) / Co
Fe (2 nm) / NiFe (2 nm) / Ta (5n
m), Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1n)
m) / IrMn (7 nm) / CoFe (3 nm) / Cu
(3 nm) / CoFe (3 nm) / Cu (2 nm) / C
oFe (3 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5n
m), Ta (5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1n)
m) / 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) / IrM
n (7 nm) / CoFe (2.5 nm) / Ru (0.9
nm) / CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoF
e (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (3 nm) /
Ru (0.9 nm) / CoFe (2.5 nm) / IrM
n (7 nm) / Ta (5 nm), Ta (5 nm) / Au
(1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / C
oFe (2.5 nm) / Ru (0.9 nm) / CoFe
(3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (1 nm) / N
iFe (2 nm) / CoFe (1 nm) / Cu (3n
m) / CoFe (3 nm) / Ru (0.9 nm) / Co
Fe (2.5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5n
m) and the like. Instead of the above-described Au / Cu underlayer, various laminated films and alloy layers as described above can be used.
【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)/R
u(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。As another structural example, a substrate / Ta (5 nm) / IrMn
(7nm) / CoFe (2.5nm) / Ru (0.9nm) / CoFe (3nm) / Cu (3nm) / CoFe
(2.5nm) / MR improvement layer / CoFe (2.5nm) / Cu (3nm) / CoFe (3nm) / R
u (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】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、N
iO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。Also, in each of the embodiments described above, an example was described in which IrMn was used for the antiferromagnetic film.
PtMn, PdPtMn, RuRhMn, CrMn, N
Similar effects can be obtained even when various antiferromagnetic materials such as iO are used.
【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。Further, as described above, a spin valve using an antiferromagnetic coupling (for example, antiferromagnetic coupling between CoFe via Ru) such as CoFe / Ru / CoFe / IrMn in the magnetization fixed layer. The present invention is also effective for films. In the above-described laminated film, antiferromagnetic coupling is performed at a certain film thickness.
【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)/A
uCu(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)/IrM
n(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(7
nm)/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。In this case, the intermediate layer can be the MR improving layer of the present invention. For example, CoFe (2.5 nm) / A
uCu (1 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (antiferromagnetic coupling), IrMn / CoFe (2 nm)
/ AuCu (1 nm) / CoFe (2 nm) (antiferromagnetic coupling) and the like, and CoFe (1 nm) /
AuCu (0.5 nm) / CoFe (2 nm) / IrM
Ferromagnetic coupling, such as n (7 nm), can also be applied. AuCu placed in the middle of the magnetization pinned layer
The layers and the like provide antiferromagnetic coupling between the magnetic layers on both sides, and further provide a specular reflection effect, stably maintain a lattice such as IrMn, and improve the heat resistance and MR characteristics of the spin valve film. 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 ordinary crystal grain boundary that causes deterioration of heat resistance, and even if the crystal grain is not a perfect single crystal, even if a grain boundary exists, it has excellent heat resistance such as a small-angle grain boundary. As a means for realizing a crystal structure, an MR enhancement layer made of a laminated film of Au / Cu or the like or an alloy layer is effective. As an example, 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 micro-diffusion with a smaller spot diameter may be used.
【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(11
1)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。[0464] From the diffraction pattern, it was found that a diffraction pattern having a substantially single crystal structure was 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 film is fcc (11
1) It is oriented. A spot was observed at a point slightly different in radius R from the center point in the diffraction pattern. This is because the magnitude of 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】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AlOx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。Such a structure close to a single crystal is excellent not only in the MR ratio and the heat resistance of the magnetic properties, but also because there is almost no crystal grain boundary causing the scattering of electrons. The free path becomes longer, and the absolute value of the MR ratio is increased, which is a desirable film structure.
One of the features of the present invention is a technique for obtaining such a structure close to a single crystal on an amorphous substrate such as thermally oxidized silicon or amorphous alumina. Here, a thermally oxidized silicon substrate was used, but also on an amorphous AlO x film on an AlTiC substrate, which is usually used in an actual head, and on other oxide-based amorphous films, nitride-based amorphous films, and diamond-like carbon. I do not care.
【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。In this embodiment, Ta of Au underlayer is not necessarily 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. Materials other than Ta include 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, the Au island growth when the Au film is formed is hindered, and secondary growth is facilitated. In other words, 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】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)/C
u(3nm)/CoFe(2nm)/IrMn(7n
m)/Ta(5nm)のように、単純なTa/Cu下地
では得られない。In addition, even a base film 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 used as a laminated film, Au does not grow while keeping crystal grains as it is on Cu when the film is formed, but the bond with the base becomes large. Form single crystal grains. Such a structure is
(5 nm) / Cu (2 nm) / CoFe (4 nm) / C
u (3 nm) / CoFe (2 nm) / IrMn (7n
m) / Ta (5 nm) cannot be obtained with a simple Ta / Cu underlayer.
【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−C
u、Ag−Pt、Ag−Pd、Ag−Au、Au−P
t、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、A
u−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、P
t−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。Another structure that can be realized well is that, when the magnetic layer is a Co-based film, the Al-
Cu, Pt-Cu, Rh-Cu, Pd-Cu, Ir-C
u, Ag-Pt, Ag-Pd, Ag-Au, Au-P
A laminated film or an alloy film of t, Au-Pd, and Au-Al can be given. 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, Au-Pt, Au-Pd, Au-Ag,
u-Al, Ag-Pt, Ag-Pd, Ru-Rh, Ru
A laminated film, an alloy film, or the like of a combination of —Ir, Ru—Pt. Just as in the case of the Co type, 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, Au-Cu, Ag-Pt, Au-Pd, Au-Ag, P
t-Cu and the like. 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】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、Z
r、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。As another structure, Ta / Cu / Au / Cu
Base, Ta / Pt / Cu base, Ta / Cu / Pt base,
Ta / Rh / Cu underlayer, Ta / Cu / Rh underlayer, TA /
Pd / Cu underlayer, Ta / Cu / Pd underlayer and the like can be mentioned. These materials may be used to increase the number of laminations on a buffer layer such as Ta. Also, instead of Ta, Ti, W, Z
r, Mo, Hf and alloys containing them can be used. The fcc metal layer portion is MR
In order to prevent a decrease in the rate of change, when not adding an element for increasing the resistance, it is preferable not to be too thick. 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. In particular,
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】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、PdN
i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。Also, the fcc for forming the above alloy is
In place of the metal laminated film, in addition to the above-described combination for forming fcc, an alloy in which an additional element is further added thereto can be used. Another example is a PtNi alloy (Pt26at%
Pt rich is more preferable), RhNi alloy, PdN
i-alloy (preferably the addition of a third element because it has magnetism in most compositions); and IrNi alloy (preferably Ir-rich rather than Ir12 at%). In the case of these alloys, Ti, W, Zr,
Mo, Hf, an alloy containing them, or the like can be used. 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】上述したような構成の具体例としては、T
a(5nm)/Pt(1nm)/Cu(1nm)/Co
Fe(2〜8nm)/Cu(3nm)/CoFe(2.
5nm)/IrMn(7nm)/Ta(5nm)、Ta
(5nm)/PtCu(2nm)/CoFe(2〜8n
m)/Cu(3nm)/CoFe(2.5nm)/Ir
Mn(7nm)/Ta(5nm)、Ta(5nm)/A
u(1nm)/Cu(1nm)/IrMn(7nm)/
CoFe(3nm)/Ru(1nm)/CoFe(3n
m)/Cu(3nm)/CoFe(1nm)/NiFe
(5nm)/Ta(5nm)、Ta(5nm)/Au
(1nm)/Cu(1nm)/IrMn(7nm)/C
oFe(2.5nm)/Cu(3nm)/CoFe(1
nm)/NiFe(5nm)/Ta(5nm)、Ta
(5nm)/Au(1nm)/Cu(1nm)/IrM
n(7nm)/CoFe(3nm)/Ru(1nm)/
CoFe(3nm)/Cu(3nm)/CoFe(4n
m)/Ta(5nm)、Ta(5nm)/Au(1n
m)/Cu(1nm)/IrMn(7nm)/CoFe
(3nm)/Ru(1nm)/CoFe(3nm)/C
u(3nm)/CoFe(4nm)/Cu(3nm)/
CoFe(3nm)/Ru(1nm)/CoFe(3n
m)/IrMn(7nm)/Ta(5nm)、Ta(5
nm)/AuCu(2nm)/IrMn(7nm)/C
oFe(3nm)/Ru(1nm)/CoFe(3n
m)/Cu(3nm)/CoFe(4nm)/Cu(3
nm)/CoFe(3nm)/Ru(1nm)/CoF
e(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。As a specific example of the above configuration, T
a (5 nm) / Pt (1 nm) / Cu (1 nm) / Co
Fe (2 to 8 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (2.
5 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm), Ta
(5 nm) / PtCu (2 nm) / CoFe (2-8 n
m) / Cu (3 nm) / CoFe (2.5 nm) / Ir
Mn (7 nm) / Ta (5 nm), Ta (5 nm) / A
u (1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) /
CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3n
m) / Cu (3 nm) / CoFe (1 nm) / NiFe
(5 nm) / Ta (5 nm), Ta (5 nm) / Au
(1 nm) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / C
oFe (2.5 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (1
nm) / NiFe (5 nm) / Ta (5 nm), Ta
(5 nm) / Au (1 nm) / Cu (1 nm) / IrM
n (7 nm) / CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) /
CoFe (3 nm) / Cu (3 nm) / CoFe (4n
m) / Ta (5 nm), Ta (5 nm) / Au (1n
m) / Cu (1 nm) / IrMn (7 nm) / CoFe
(3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3 nm) / C
u (3 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (3 nm) /
CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3n
m) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm), Ta (5
nm) / AuCu (2 nm) / IrMn (7 nm) / C
oFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoFe (3n
m) / Cu (3 nm) / CoFe (4 nm) / Cu (3
nm) / CoFe (3 nm) / Ru (1 nm) / CoF
e (3 nm) / IrMn (7 nm) / Ta (5 nm). (Embodiment 7) The MR enhancement layer as described above can 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 the film containing Co and the 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】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。As described above, the first to fourth embodiments of the present invention will be described with reference to specific examples.
The seventh embodiment has been described. However, the present invention is not limited to these specific examples.
【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。For example, FIGS. 50 to 52 are conceptual diagrams showing further modified examples of the present invention.
【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。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. FIG.
【0475】アルチック基板10に下シールド11(N
iFe、Co系アモルファス磁性合金、FeAlSi合
金など、厚み:0.5〜3μm、NiFeやFeAlS
i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S
V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(Ni
Fe、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)。[0475] A lower shield 11 (N
iFe, Co-based amorphous magnetic alloy, FeAlSi alloy, etc., thickness: 0.5-3 μm, NiFe or FeAlS
In the case of the i-alloy, it is desirable to remove surface irregularities by polishing to a thickness equal to or less than the thickness of the intermediate magnetic coupling layer of the synthetic pin layer), the lower gap film 12 (alumina, aluminum nitride, etc.)
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 of the bottom type S shown in the fourth embodiment.
V. That is, Ta, Nb, Zr, Hf
Non-magnetic underlayer 141 (thickness: 1 to 10 nm), and a second underlayer 142 such as Ru or NiFeCr if necessary.
(Thickness: 0.5 to 5 nm), an antiferromagnetic 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, If necessary, a protective film 148 (0.5 to
10 nm). The upper gap layer 17
(Alumina, aluminum nitride, etc.), upper shield 18 (Ni
An Fe, Co-based amorphous magnetic alloy, FeAlSi alloy, or the like is formed with a thickness of 0.5 to 3 μm. 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 portion of the spin valve film 14 is removed and a vertical bias layer 15 is formed there. The longitudinal bias layer 15 has a hard magnetic film (Cr, FeCo).
For example, a ferromagnetic layer 151 and an antiferromagnetic film 152 are sequentially stacked to form a hard ferromagnetic layer. 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 with a hard magnetic layer or an antiferromagnetic film) with respect to the magnetization free layer is required. Layer), Ms * t (longitudinal bias) / Ms * t (free) as 7
Hereinafter, it is desirably set to 5 or less. 3. magnetization free layer
When the thickness is reduced to 5 nm or less (magnetic film thickness ratio: 5 nmT or less), Ms * t (longitudinal bias) / Ms * t (free)
In order to satisfy ≦ 5, the vertical bias ferromagnetic layer also becomes extremely thin (magnetic film thickness ratio is 25 nmT or less).
【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1
52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N
iFe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1
51を用いてその膜厚増大により漏洩磁界を強めてBH
N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。In general, it is difficult to obtain a high coercive force when the film thickness of the hard magnetic film is small, but on the other hand, in the case of the ferromagnetic film / antiferromagnetic film type vertical bias layer, the exchange bias magnetic field increases as the ferromagnetic film 151 becomes thin. And the fixation becomes strong,
A ferromagnetic film 151 / antiferromagnetic film 152 type vertical bias layer is desirable. Further, the ferromagnetic film 151 / the antiferromagnetic film 1
In the vertical bias layer 52, the saturation magnetization of the ferromagnetic layer 151 is substantially the same as or higher than the saturation magnetization of the free layer, which is preferable for realizing complete BHN (Barkhausen noise) removal with a vertical bias magnetic field as small as possible. . That is, N
An iFe alloy may be used, but an alloy having a larger saturation magnetization, such as CoFe or Co, is desirable. Ferromagnetic film 1 with small saturation magnetization
51 to increase the leakage magnetic field and increase the BH
When N removal is realized, the reproduction output is reduced particularly when the track width is narrow.
【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14
3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14
4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。Although FIG. 50 shows the case where the spin valve film 14 is not etched and removed and the anti-ferromagnetic layer 143 is left to form the vertical bias layer, the underlying layer 141 may be etched and removed. 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 longitudinal bias layers 15, the electrode and the spin valve film cannot make direct surface contact, so that the antiferromagnetic film 14
The merit of leaving 3 is great. 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 longitudinal bias layer becomes unstable due to the magnetic interaction between the longitudinal bias layer 4 and the longitudinal bias layer 15 thereon. Alternatively, the vertical bias layer may be formed on the high conductive layer 147 by etching without completely removing the free layer by etching.
【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。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 under the ferromagnetic layer 151 is formed. May be provided. Magnetic coupling is likely to occur between the ferromagnetic layers even if there is a small thickness of nonmagnetic layer between the ferromagnetic layers. However, even a small amount of 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 a hard magnetic film is used, it is desirable that the free layer and the hard magnetic film have the same saturation magnetization.
It is generally difficult to produce a high saturation magnetization hard magnetic film comparable to the high saturation magnetization free layer.
【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。Therefore, maintaining the balance of the saturation magnetization with the free layer by using an underlayer of high saturation magnetization comparable to CoFe such as FeCo as the underlayer of the hard magnetic film is necessary to remove BHN with a small longitudinal bias magnetic field. Suitable for. For the antiferromagnetic film 152, the same antiferromagnetic film material as that used for the spin valve film can be used.
【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)。However, the exchange bias direction of the antiferromagnetic layer of the spin valve and the antiferromagnetic film 152 of the vertical bias layer needs to 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 the track width direction).
【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(IrM
n,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。Therefore, 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 defined by heat treatment, and the exchange bias direction is set at a lower temperature and the first. By setting the Tb of the other antiferromagnetic film near the temperature at which the magnetization direction of the ferromagnetic film fixed by the exchange bias of the antiferromagnetic film defining Tb is stable, the exchange between the two antiferromagnetic films is performed. Bias orthogonalization can be realized. To apply an exchange bias to the antiferromagnetic layer 152,
It is desirable to use a resist curing heat treatment process (using PtMn, PdPtMn, IrMn, or the like) at 200 to 250 ° C. in film formation in a magnetic field (using IrMn, RhMn, or the like) or forming a recording portion. The antiferromagnetic layer having a higher Tb than that of the spin valve film (IrM
Using n, PtMn, PdPtMn, etc.), the exchange bias direction of the antiferromagnetic film 152 can be defined in the track width direction without disturbing the direction of the pin layer magnetization of the spin valve film in the resist curing heat treatment step.
【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。In the conventional single-layer pin layer spin valve, unless the heat treatment for applying the exchange bias to the antiferromagnetic film 152 is considerably reduced, the direction of the exchange bias magnetic field for fixing the pin layer is disturbed, which is practically difficult. Utilizing the properties of the synthetic pin layer, in which the heat resistance of the pin magnetization is rapidly stabilized, a good longitudinal bias and orthogonalization of the pin layer magnetization can be achieved even with a slight blocking temperature difference of about several tens of degrees Celsius between the antiferromagnetic films. Will be possible. When the ordered antiferromagnetic film PtMn or PdPtMn is used for the antiferromagnetic layer 152,
An antiferromagnetic film that causes ordering at a resist curing temperature (200 to 250 ° C.) is preferable.
【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ES
D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。The distance LD between the electrodes 16 is smaller than the distance HMD between the vertical bias layers.
This is preferable for realizing a head resistant to D. 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. Furthermore, by setting HD (element width)> LD and HMD> HD, the resistance of the spin valve element between the electrodes can be reduced,
In addition, since the shape of the spin-valve magnetic sensing unit is a rectangular shape that is 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】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35〜80n
m、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。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, the current magnetic field Hcu applied to the free layer
In order to weaken, it is desirable that gf <gp.
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 because the shield is magnetized by the sense current) is applied in the 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 applied, and a higher reproduction output and a better BP, that is, a reproduction waveform with a small asymmetry of the upper and lower reproduction waveforms can be obtained. Specifically, gp is 35 to 80 n
When m and gf are 25 to 50 nm and gf <gp,
A remarkably narrow gap of 60 to 130 nm can be realized while maintaining the gap insulating property and the total reproducing gap length.
【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。FIG. 52 is a conceptual diagram showing an embodiment of a head suitable for the top type spin valve film exemplified in FIGS. The difference from FIG. 50 is that the vertical bias layer 15 is formed on the lower gap film 12 after the spin valve film is entirely 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 more affected by the magnetic field from the lower shield because the free layer is closer to the lower shield than the upper shield, and the center of the sense current flows through the nonmagnetic spacer 145.
This is because a magnetic field from the lower shield (which is generated because the shield is magnetized by the sense current) is applied to the free layer in the direction opposite to the sense current magnetic field direction. When the sense current magnetic field is weakened, a larger sense current can be applied, and a higher reproduction output and a better BP, that is, a reproduction waveform with a small asymmetry of the upper and lower reproduction waveforms can be obtained. Specifically, gp is 35 to 80 nm, and gf is 25 to 50 nm.
Assuming that gf <gp, it is possible to realize a remarkably narrow gap of 60 to 130 nm while maintaining the insulating properties of the gap.
【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。The film configuration of the magnetoresistive element according to the present invention can be identified by various analytical techniques.
【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(tran
smission 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。FIG. 53 is a graph showing the results of nano-EDX analysis on the cross section of the film of the magnetic head using the magnetoresistive element according to the present invention. For example, a cross-sectional TEM (tran
A sample for observation (smission electron microscopy) is prepared, and the material and film thickness of the magnetoresistive element can be specified by nano-EDX using a beam having a diameter of about 1 nm with respect to the cross section of the film. . 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】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。As a definition for determining the film thickness, 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 is sharp because the peak is sharp, 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. With 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】[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。The present invention is embodied in the form described above, and has the following effects.
【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。First, according to the present invention, by applying the above-described first embodiment, it is possible to obtain a good bias point, which cannot be achieved by simply reducing the thickness of the spin valve film by simply reducing the thickness of the free layer. And high MR, high ΔRs
And a next-generation spin-valve film having a wide margin for manufacturing variations can be obtained.
【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。Also, according to the present invention, by applying the above-described second to sixth embodiments, the temperature of the magnetic head during operation in the hard disk drive will be reduced as the density of the hard disk drive increases in the future. Even at around 200 ° C., the magnetization fixed layer is stable, and even if an electrostatic discharge current flows into the GMR element of the magnetoresistive head, the magnetization fixed of the magnetization fixed 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, so that higher density recording can be performed and a high reproduction output can be obtained.
【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。Furthermore, according to the present invention, by applying the seventh embodiment described above, the initial process annealing deterioration can be suppressed by the MR enhancement layer, and at the same time, the MR change rate can be reduced by the mirror reflection effect. Improvement can be achieved. When the free layer is thin, the MR
Since the interface between the enhancement layer and the free layer can be made a stable interface, even after the heat treatment, the electron transmittance can be kept high at the interface, and a high 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. These make it possible to provide a magnetoresistive element having high output, low noise, and high heat resistance.
【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。As described in detail above, according to the present invention, it is possible to realize a magnetoresistive element having high performance and high reliability, and the industrial advantage is great.
【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。FIG. 1 is a conceptual diagram illustrating a cross-sectional configuration of a magnetoresistive element of the present invention.
【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。FIG. 2 is a schematic view of a transfer curve obtained in the spin valve film of the present invention.
【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。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.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between cu .
【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。FIG. 4 shows a specific range of a synthetic AF pin layer thickness and a non-magnetic high conductive layer thickness for achieving an asymmetry of −10% to + 10%, that is, a bias point of 30% to 50%. FIG.
【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。FIG. 5 is a conceptual diagram showing a specific film configuration of a magnetoresistive element according to one embodiment of the present invention.
【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。FIG. 6 is a conceptual diagram showing a configuration of a spin valve film according to one embodiment of the present invention.
【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。FIG. 7 is a conceptual diagram for explaining two problems of a conventional magnetoresistance effect element.
【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。FIG. 8 is a graph showing a relationship between a calculated bias point value and a reproduced signal waveform of a head.
【図9】各磁界の関係を表す説明図である。FIG. 9 is an explanatory diagram showing a relationship between magnetic fields.
【図10】各層を流れる電流分流I1〜I3を表す概念図
である。FIG. 10 is a conceptual diagram illustrating current shunts I 1 to I 3 flowing through each layer.
【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。FIG. 11 is a conceptual diagram illustrating a state of a bias point in a comparative example.
【図12】トランスファーカーブでみたときのHin、H
pin、Hcu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。[12] H in when viewed in the transfer curve, H
It is a conceptual diagram showing the relationship between the magnitude of pin and Hcu and a bias point.
【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。FIG. 13 is a conceptual diagram illustrating a relationship between bias point determining elements in a comparative example.
【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。FIG. 14 is a conceptual diagram illustrating a relationship between bias point determining elements in a comparative example.
【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。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.
【図16】比較例1〜4の構造において、フリー層のM
s*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。FIG. 16 shows the structure of the free layer in the structures of Comparative Examples 1 to 4.
FIG. 9 is a graph showing how the MR ratio changes when only s * t is reduced.
【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。FIG. 17 is a diagram showing one embodiment of the magnetoresistive head of the present invention.
【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HUA*を示す模式図である。FIG. 18 is a schematic diagram showing 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 UA *.
【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。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.
【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。FIG. 20 is a diagram showing a half width of a rocking curve of a diffraction line peak from the closest surface of the antiferromagnetic layer.
【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。FIG. 21 is a diagram showing 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, by the residual magnetization ratio Mr / Ms.
【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。FIG. 22 is a diagram showing a change in resistance value of a spin valve film with respect to a magnetic field.
【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。FIG. 23 is a diagram showing that a resistance change due to a magnetic field differs by making the thicknesses of the ferromagnetic layers A and B different.
【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。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.
【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。FIG. 25 is a diagram illustrating resistance and output after applying a simulated ESD voltage based on a human body model to a spin valve element.
【図26】スピンバルブ素子の漏洩磁界を示す図であ
る。FIG. 26 is a diagram showing a leakage magnetic field of the spin valve element.
【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。FIG. 27 is a diagram showing another embodiment of the magnetoresistive head of the present invention.
【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。FIG. 28 is a view showing still another embodiment of the magnetoresistance effect head of the present invention.
【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。FIG. 29 is a diagram showing still another embodiment of the magnetoresistance effect head of the present invention.
【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。FIG. 30 is a view showing still another embodiment of the magnetoresistive head of the present invention.
【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。FIG. 31 is a view showing still another embodiment of the magnetoresistance effect head of the present invention.
【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。FIG. 32 is a cross-sectional view showing a main part structure of the first embodiment of the magnetoresistive element of the present invention.
【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。FIG. 33 is a sectional view showing a modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG. 32;
【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。FIG. 34 is a sectional view showing another modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG. 32;
【図35】従来のスピンバルブ膜の熱プロセスによるM
R変化率の低下モデルを示す図である。FIG. 35 shows M by a conventional thermal process of a spin valve film.
It is a figure showing a fall model of R change rate.
【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。FIG. 36 is a view for explaining that a specular reflection effect is obtained at the metal film / metal film interface.
【図37】反射膜のフェルミ波長およびそれと接するG
MR膜のフェルミ波長の比と臨界角度θc との関係の一
例を示す図である。FIG. 37 shows the Fermi wavelength of a reflective film and G in contact with it.
Is a diagram illustrating an example of a relationship between the ratio and the critical angle theta c Fermi wavelength of the MR film.
【図38】Au(Ag)/Cu界面で鏡面反射を起こす
臨界角度θc をフェルミ波長から算出した結果を示す図
である。FIG. 38 is a diagram showing a result of calculating a critical angle θ c at which specular reflection occurs at an Au (Ag) / Cu interface from the Fermi wavelength.
【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。FIG. 39 is a sectional view showing still another modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG. 32;
【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。40 is a cross-sectional view showing a modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG.
【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。FIG. 41 is a cross-sectional view showing a main structure of a magnetoresistive element according to a second embodiment of the present invention.
【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。42 is a sectional view showing a modification of the magnetoresistance effect element shown in FIG. 41.
【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。FIG. 43 is a cross-sectional view showing a main structure of a magnetoresistive element according to a third embodiment of the present invention.
【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。FIG. 44 is a sectional view showing the 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.
【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。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.
【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。FIG. 46 is a perspective view showing the structure of an embodiment of a magnetic head assembly to which a recording / reproducing separation type magnetic head of the present invention is applied.
【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。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.
【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。FIG. 48 is a diagram showing an XRD pattern of the spin valve film manufactured in Example 1 of the present invention.
【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。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.
【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。FIG. 50: ABS (Air Bearing Surface)
FIG. 3 is a conceptual diagram showing a cross section of a spin valve element portion viewed from the side.
【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。FIG. 51 is a perspective view of the spin valve element excluding a gap film and a shield film.
【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。FIG. 52 is a conceptual diagram showing an embodiment of a head suitable for the top type spin valve film illustrated in FIGS. 1 and 5 and the like.
【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。FIG. 53 is a graph showing the result of nano-EDX analysis on a cross section of a film of a magnetic head using a magnetoresistive element according to the present invention.
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 REFERENCE SIGNS LIST 1 magnetic sensing layer 2 magnetization pinned 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, Reference Signs List 17 gap film 13 spin valve element 14 spin valve film 15 longitudinal bias film 16 electrode 141, 142 nonmagnetic underlayer 143 antiferromagnetic layer 144 magnetization pinned layer 145 intermediate layer 146 magnetization free layer 147 protective film 151 ferromagnetic film 152 anti-strong Magnetic film 153 Underlayer 1441 Ferromagnetic layer B 1442 Magnetic coupling layer 1443 Ferromagnetic layer A
フロントページの続き (72)発明者 鴻 井 克 彦 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内 (72)発明者 中 村 新 一 神奈川県横浜市磯子区新杉田町8番地 株 式会社東芝横浜事業所内 (72)発明者 吉 川 将 寿 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内 (72)発明者 橋 本 進 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内 (72)発明者 佐 橋 政 司 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内 (72)発明者 岩 崎 仁 志 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内 (72)発明者 斉 藤 和 浩 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内 (72)発明者 福 家 ひろみ 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式会 社東芝川崎事業所内Continued on the front page (72) Inventor Katsuhiko Konoi 72 Horikawa-cho, Saiwai-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa Prefecture Inside the Toshiba Kawasaki Office (72) Inventor Shinichi Nakamura 8 Shinsugita-cho, Isogo-ku, Yokohama-shi, Kanagawa Prefecture (72) Inventor: Masatoshi Yoshikawa, 72, Horikawa-cho, Saiwai-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa Prefecture (72) Inventor: Susumu Hashimoto 72, Horikawa-cho, Saiwai-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa, Japan Inside the Toshiba Kawasaki Plant (72) Inventor Masaji Sabashi 72 Horikawa-cho, Saiwai-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa Prefecture Inside the Toshiba Kawasaki Plant (72) Inventor Hitoshi Iwasaki, Horikawa-cho, Kochi-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa 72 Toshiba Kawasaki Office (72) Inventor Kazuhiro Saito 72 Horikawa-cho, Saiwai-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa Prefecture 72 Toshiba Kawasaki Office (72) Inventor: Hiromi Fukuya Horikawa, Yuki-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa 72 Tochiba Toshiba Kawasaki Office
Claims (19)
も一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積
層された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁
性層とを有する磁気抵抗効果素子であって、 前記反強磁性層は、厚みが20nm以下のZxMn1−
x(ZはPt、Pd、Niから選ばれた少なくともいず
れかであり、0.4≦x≦0.7)からなり、 前記磁化固着層は、前記非磁性中間層側に設けられた強
磁性層Aと前記反強磁性層側に設けられた強磁性層Bと
からなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性
結合されてなり、 前記強磁性層A及びBの厚みは、それぞれ3nm以下で
あり、 前記強磁性層Bの磁気膜厚は、前記強磁性層Aの磁気膜
厚よりも薄いことを特徴とする磁気抵抗効果素子。An at least one pair of a fixed magnetization layer and a free magnetization layer disposed via a nonmagnetic intermediate layer and an antiferromagnetic layer for fixing the magnetization of the fixed magnetization layer stacked on the fixed magnetization layer. Wherein the antiferromagnetic layer has a thickness of 20 nm or less.
x (Z is at least one selected from Pt, Pd, and Ni, and 0.4 ≦ x ≦ 0.7); and the magnetization fixed layer is a ferromagnetic layer provided on the nonmagnetic intermediate layer side. A pair of ferromagnetic layers consisting of a layer A and a ferromagnetic layer B provided on the antiferromagnetic layer side are antiferromagnetically coupled via a magnetic coupling layer, and the thickness of the ferromagnetic layers A and B is Wherein the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B is smaller than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A.
も一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積
層された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁
性層とを有する磁気抵抗効果素子であって、 前記反強磁性層は、厚みが20nm以下のZxMn1−
x(ZはIr、Ru、Rhから選ばれた少なくともいず
れかであり、0<x<0.4)からなり、 前記磁化固着層は、前記非磁性中間層側に設けられた強
磁性層Aと前記反強磁性層側に設けられた強磁性層Bと
からなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性
結合されてなり、 前記強磁性層A及びBの厚みは、それぞれ3nm以下で
あり、 前記強磁性層Bの磁気膜厚は、前記強磁性層Aの磁気膜
厚よりも薄いことを特徴とする磁気抵抗効果素子。2. A magnetic pinned layer / free magnetic layer disposed at least via a non-magnetic intermediate layer and an antiferromagnetic layer for pinning the magnetization of the pinned layer laminated on the pinned layer. Wherein the antiferromagnetic layer has a thickness of 20 nm or less.
x (Z is at least one selected from Ir, Ru, and Rh, and 0 <x <0.4); and the magnetization fixed layer is a ferromagnetic layer A provided on the nonmagnetic intermediate layer side. And a pair of ferromagnetic layers provided on the antiferromagnetic layer side are antiferromagnetically coupled via a magnetic coupling layer. The thicknesses of the ferromagnetic layers A and B are respectively The magnetoresistance effect element is 3 nm or less, and the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B is smaller than the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A.
層Aの磁気膜厚の0.7倍以上0.9倍以下であること
を特徴とする請求項1または2に記載の磁気抵抗効果素
子。3. The magnetic film thickness of the ferromagnetic layer B is 0.7 to 0.9 times the magnetic film thickness of the ferromagnetic layer A. Magnetoresistive effect element.
グカーブ半値幅が8°以下となるように最密面が配向し
てなることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1つに
記載の磁気抵抗効果素子。4. The close-packed surface of the antiferromagnetic layer according to claim 1, wherein the close-packed surface is oriented such that the half-width of the rocking curve of the close-packed surface peak is 8 ° or less. 3. The magnetoresistive element according to any one of the above.
記磁化自由層の厚みの合計は、14nm以下であること
を特徴とする請求項1〜4のいずれか1つに記載の磁気
抵抗効果素子。5. The magnetoresistive device according to claim 1, wherein the total thickness of said pinned layer, said non-magnetic intermediate layer and said free layer is 14 nm or less. Effect element.
も大きく1.2nm以下であることを特徴とする請求項
1〜5のいずれか1つに記載の磁気抵抗効果素子。6. The magnetoresistive element according to claim 1, wherein the thickness of the magnetic coupling layer is greater than 0.8 nm and not more than 1.2 nm.
合層の厚みよりも小さいことを特徴とする請求項1〜6
のいずれか1つに記載の磁気抵抗効果素子。7. The magnetic coupling layer according to claim 1, wherein an average surface roughness of said magnetic coupling layer is smaller than a thickness of said magnetic coupling layer.
The magnetoresistive element according to any one of the above.
nm以下であることを特徴とする請求項1〜7のいずれ
か1つに記載の磁気抵抗効果素子。8. The magnetic free layer has a thickness of not less than 2 nm and not more than 5 nm.
The magnetoresistance effect element according to any one of claims 1 to 7, wherein the diameter is equal to or less than nm.
化固着層、前記非磁性中間層、前記磁化自由層及び保護
膜が形成されてなることを特徴とする請求項1〜8のい
ずれ1つに記載の磁気抵抗効果素子。9. The method according to claim 1, wherein the antiferromagnetic layer, the magnetization fixed layer, the nonmagnetic intermediate layer, the magnetization free layer, and the protective film are formed sequentially from the substrate side. The magnetoresistance effect element according to any one of the above.
非磁性中間層、前記磁化固着層、及び前記反強磁性層が
積層されてなることを特徴とする請求項1〜9のいずれ
か1つに記載の磁気抵抗効果素子。10. The semiconductor device according to claim 1, wherein the magnetization free layer, the nonmagnetic intermediate layer, the magnetization fixed layer, and the antiferromagnetic layer are sequentially stacked from the substrate side. The magnetoresistance effect element according to one of the above.
層、非磁性中間層、磁化自由層、非磁性中間層、磁気固
着層、及び反強磁性層が形成されてなることを特徴とす
る請求項1〜9のいずれ1つに記載の磁気抵抗効果素
子。11. An antiferromagnetic layer, a magnetization pinned layer, a nonmagnetic intermediate layer, a magnetization free layer, a nonmagnetic intermediate layer, a magnetic pinned layer, and an antiferromagnetic layer are sequentially formed from the substrate side. The magnetoresistance effect element according to any one of claims 1 to 9, wherein
磁気抵抗効果素子を備えたことを特徴とする磁気ヘッ
ド。12. A magnetic head comprising the magnetoresistive element according to claim 1. Description:
ャップ層と、 前記下側再生磁気ギャップ層の上に設けられた請求項1
〜11のいずれか1つに記載の磁気抵抗効果素子と、 前記磁気抵抗効果素子上に設けられた上側再生磁気ギャ
ップ層と前記上側磁気ギャップ層の上に設けられた上側
磁気シールド層と、 を具備することを特徴とする磁気ヘッド。13. A lower magnetic shield layer, a lower read magnetic gap layer provided on the lower magnetic shield layer, and a read magnetic gap layer provided on the lower read magnetic gap layer.
A magnetoresistive element according to any one of Claims 1 to 11; 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: a magnetic head;
プ層の表面の凹凸が前記磁気結合層の膜厚よりも小さい
ことを特徴とする請求項13記載の磁気ヘッド。14. The magnetic head according to claim 13, wherein the unevenness on the surface of the lower reproducing magnetic gap layer in the magnetic sensing portion is smaller than the thickness of the magnetic coupling layer.
ら前記非磁性中間層を介して前記上側磁気シールド層と
前記下側磁気シールド層のいずれか一方に至る距離をD
1、前記第磁化自由層を膜厚方向にみた中心から前記非
磁性中間層を介さずに前記上側磁気シールド層と前記下
側磁気シールド層のいずれか他方に至る距離をD2とし
たときに、D1>D2であることを特徴とする請求項1
3または14に記載の磁気ヘッド。15. 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 nonmagnetic intermediate layer is represented by D.
1, the distance to reach the other one of the first magnetization free layer from said center viewed in the thickness direction without passing through the non-magnetic intermediate layer upper magnetic shield layer and the lower magnetic shield layer is taken as D 2 , D 1 > D 2.
15. The magnetic head according to 3 or 14.
設けられた下側磁極と、 前記下側磁極上に設けられた記録磁気ギャップ層と、 前記記録磁気ギャップ層上に設けられた上側磁極と、 を有する記録ヘッドをさらに備えたことを特徴とする請
求項13〜15のいずれか1つに記載の磁気ヘッド。16. A lower magnetic pole provided in common with the upper magnetic shield layer, a recording magnetic gap layer provided on the lower magnetic pole, and an upper magnetic pole provided on the recording magnetic gap layer. The magnetic head according to claim 13, further comprising: a recording head having the following.
の磁気ヘッドを有するヘッドスライダと、 前記ヘッドスライダが搭載されたサスペンションを有す
るアームと、 を具備することを特徴とする磁気ヘッドアッセンブリ。17. A magnetic head assembly, comprising: a head slider having the magnetic head according to claim 12; and an arm having a suspension on which the head slider is mounted. .
生する磁界が前記強磁性層Bの磁化方向とほぼ同方向と
なるように、前記信号磁界を検出するための前記電流を
前記磁気抵抗効果素子に供給することを特徴とする請求
項18記載の磁気記録装置。19. The current for detecting the signal magnetic field is applied to the magnetoresistive effect 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 the magnetic recording medium is supplied to an element.
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