JP2010102805A - トンネル接合型磁気抵抗効果ヘッド - Google Patents

トンネル接合型磁気抵抗効果ヘッド Download PDF

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Abstract

【課題】記録密度の増大にともない、ＴＭＲセンサの面積抵抗ＲＡの低減が必要になっている。ＲＡを1.0Ωμm2以下に小さくすると、固定層から自由層にはたらく層間結合磁界Hintが増大し、自由層の自由な磁化回転が妨げられ、再生信号に悪影響を与える。本発明は、センサの面積抵抗ＲＡが小さくなっても、小さな層間結合磁界Hintと高いＭＲ変化率のＴＭＲヘッドを提供する。
【解決手段】Ｔａ下地層上に、ＮｉＦｅ結晶配向調整層をアルゴンと窒素ガスを用いたスパッタリングを用いて（００１）面配向して成膜する。その上にＭｎＩｒ反強磁性層を成膜すると非最稠密面（００１）面配向して結晶成長する。非最稠密面配向したＭｎＩｒは、表面凹凸が顕著に低減する。その上に積層される固定層および絶縁障壁層の界面の凹凸も同様に低減する。これによって層間結合磁界Hintが低減する。
【選択図】図１

Description

本発明は磁気ディスク装置等の磁気記録再生装置に搭載されるトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドに関する。
磁気ディスク装置は、従来のコンピュータの主記録装置の用途の他に、ビデオレコーダ、オーディオ、カーナビゲーション、ビデオカメラなどのいわゆる情報家電品向けの需要の拡大が大きく見込まれており、大容量化の要求はますます強まっている。これに伴い、面記録密度の向上を図る技術開発が強力に推進されている。記録密度の向上には、磁気ヘッドの記録および再生トラック幅および再生ギャップの微細化が必要となっている。すなわち、再生素子として用いているＭＲセンサの再生トラック幅とストライプハイトの寸法は微小化され、センサの膜厚を薄くすることが求められている。ここで、再生トラック幅とストライプハイトは磁気ヘッドの媒体対向面からみたセンサの幅と奥行き幅を表す。
高記録密度化は記録媒体上の記録トラック幅と記録ビット長の微小化によって実現されるので、記録媒体上の記録ビットから生じる再生信号磁束量の低下をもたらす。このために、高記録密度化を実現するためには、再生ヘッドに用いられるセンサの高感度化が必要である。
近年まで再生ヘッドのセンサにはＧＭＲ膜（Giant Magneto-Resistive film）が用いられてきた。磁気抵抗センサの感度性能を表す主パラメータにＭＲ比がある。ＭＲ比はセンサの抵抗変化率である。すなわち、ＭＲ比は、センサの抵抗変化をセンサ最小抵抗で割算した値を百分率（％）で表すものである。ＧＭＲセンサではＭＲ比は高々１５％である。
面記録密度が100Gb/in2以下では、ＧＭＲ膜が再生ヘッドのセンサとして用いられてきたが、100Gb/in2を超えるころから感度が不十分となってきた。ＧＭＲ膜に代わるセンサとして、さらに高感度のＴＭＲ膜（Tunnel Magneto-Resistive film）が用いられている。
ＴＭＲセンサ膜の基本構造は、所謂スピンバルブとよばれる膜（ＧＭＲ膜）構造の非磁性導電性スペーサを絶縁障壁層に置き換えた構造であり、下地層と、反強磁性層と、反強磁性層と交換結合した第１の強磁性層と、反平行結合層を介して第１の強磁性層の磁気モーメントと反平行に結合した磁気モーメントを有する第２の強磁性層と、絶縁障壁層と、第３の強磁性層が積層された構造である。第１と第２の強磁性層を固定層と呼ばれ、固定層の第１の強磁性層と第２の強磁性層は、互いに磁気モーメントが強く反平行結合しており、第１の強磁性層は、反強磁性層との交換結合により、強くその磁気モーメントを固定されているために、固定層は容易にその磁気モーメントの方行を変えることはない。一方、第３の強磁性層は自由層と呼ばれ、外部から加わる磁界によって容易にその磁気モーメントの方位を変化させる。
媒体に記録された磁気情報を再生する過程はつぎの通りである。記録ビットから生じる信号磁界がセンサに入る。信号磁界は自由層の磁気モーメントを回転させる。これにより自由層と固定層の磁気モーメントとの相対角度が変化する。相対角度が変化すると、電子のスピンによる散乱確率が変化するためにセンサの抵抗が変化する。このセンサの抵抗変化を電気信号に変えることで記録ビットの情報を再生する。
ＴＭＲセンサとＧＭＲセンサで異なる点は、ＧＭＲセンサの場合、センス電流はセンサの膜面に対して平行に流すが、ＴＭＲセンサでは膜面に対して垂直に流す。このためにセンサ膜に電流を通じるための電極構造も異なる。原理的には、電子スピンの磁性体における散乱による抵抗変化現象という点は共通であるが、その電子が金属中の伝導電子であるか、絶縁障壁層をトンネル効果で透過する電子であるかという点が異なる。
図１５は、将来の面記録密度の向上に対応するために必要とされる、再生トラック幅、ストライプハイトおよび面積抵抗ＲＡのロードマップ試算の一例である。図１５において、面積抵抗ＲＡ（以下ＲＡと呼ぶ）は、面積１μm2のセンサの膜面に垂直方向の電気抵抗である。ＴＭＲセンサは電流を膜面に垂直に通じるために、センサの抵抗はセンサの面積に逆比例する。
記録密度の上昇とともに再生トラック幅およびストライプハイトは微細化するために、検出電流の通過するセンサの面積が小さくなる。したがって、仮にＲＡが一定であるとすると、その抵抗がセンサの面積に逆比例して大きくなる。例えば図１５で記録密度が350Ｇｂ/in2から1000Gb/in2まで増大すると、センサの面積は１/４になるために、抵抗は４倍になってしまう。このように抵抗が増大すると信号処理回路系が正常動作しなくなる。したがって、信号処理回路系からみたセンサの抵抗を一定にする必要がある。すなわち、センサの微細化に伴いセンサの面積抵抗ＲＡを小さくする必要がある。図１５では、センサの面積が減少してもセンサの抵抗が一定になるようにＲＡを算出している。図１５に示すように、面記録密度500Gb/in2ではＲＡを1.0にする必要があり、面記録密度1000Gb/in2ではＲＡを0.4まで低減する必要がある。図１５はあくまでも試算であり、現実の値と多少の数値の違いは生じるものと考えられるが、将来の傾向を表している。
以上のように、高密度記録化に要求される技術は、センサの高ＭＲ比と低ＲＡ化である。初期のＴＭＲセンサでは絶縁障壁層にアルミナや酸化チタンを用いており、そのＭＲ比は３０％程度であった。ＧＭＲセンサのＭＲ比は高々１５％であったので、ＴＭＲセンサのＭＲはこれに比べて十分に大きいことから、センサ膜の高感度化に貢献し、ＴＭＲヘッドの製品化につながった。
その後、ＴＭＲセンサの絶縁障壁層材料として酸化マグネシウムの研究が精力的に行われるようになった。この材料が注目されるようになったのは、2001年にW.H.Buttlerが (001)面配向したＭｇＯを、(001)面配向した鉄でサンドイッチした構造について理論計算を行い、ＭＲ比1000％以上を実現できる可能性を示してからである。
そして、湯浅らは、ＭＢＥ法を用いて単結晶Ｆｅ（001）上にＭｇＯ(001)を整合成長させることにより、室温で180％という、当時最大のＭＲ比を示したことを発表した。
このように高いＭＲ比は応用上も魅力的な値であったが、磁気ヘッドやＭＲＡＭなどの電子デバイスへの応用を考えた場合、教示された手法によると多結晶材料の磁気シールド上にセンサを作成しなければならず、Ｆｅ単結晶上にＭｇＯを整合させるというこの構成は、そのままの構成で応用するのは困難があった。
特許文献１には、非晶質材料ＣｏＦｅＢ合金膜上にＭｇＯをスパッタリング法により作成すると結晶性のよいＭｇＯが生成でき、熱処理によって室温で180％という高いＭＲ比が得られることが記載されている。しかしながら、この発明では面積抵抗ＲＡは1000Ωμｍ２と大きく、ハードディスク用の再生ヘッドへの適用には課題が残った。
そこで、ＭｇＯを用いたＴＭＲセンサのハードディスク用再生ヘッドへの応用を目的に、低ＲＡ領域でのＭＲ比を改善するための研究がなされ、非特許文献１に絶縁障壁層の作成方法として、０．４nm程度の薄い金属マグネシウム層を成膜したのちに、酸化マグネシウムターゲットを用いて、ＲＦスパッタリング法により酸化マグネシウム層を作成する方法が開示された。この方法によりＲＡが２．０Ωμｍ２で100％という高い値を実現した。
この文献で同時に示されていたのが、層間結合磁界Hintである。層間結合磁界Hintは自由層が固定層から受ける磁界である。層間結合磁界Hintは自由層が常に受けている磁界であり、これが大きいと自由層の自由な磁化回転に悪影響を与え、再生信号波形の対称性や信号強度に悪影響を与える。この文献で、HintはＲＡの低下（すなわち酸化マグネシウムの膜厚減少）とともに増加し、ＲＡ=２．０では８０ Oeと大きな値となっており、ＲＡ＝１．０では１００ Oeをはるかに超える値となる。ＲＡを１．０よりさらに小さくすると、Hintは急激に増大し、２００ Oeにも達することを本発明者らは予測し、低いＲＡ領域でのHintの低減の必要性を予測した。因みに、ＧＭＲヘッドセンサの場合、層間結合磁界は３０ Ｏｅ以下に制御して使っていた。
非特許文献１では下地層Ｔａ上に反強磁性層ＰｔＭnを積層しているが、この構成では、固定層の磁化の固定が不十分であり実用上問題があり、ＴＭＲヘッドには、ほとんど用いられていない。現在商品化されている構成は、下地層がＴａとＲｕの積層膜やＴａとＮｉＦｅＣｒ合金の積層膜やＴａとＮｉＦｅ合金の積層膜であり、反強磁性層がＭｎＩｒ合金であり、第１の強磁性層がＣｏＦｅ合金であり、反平行結合層がＲｕである。
現在使われている、下地層にＴａとＲｕの積層膜やＴａとＮｉＦｅＣｒ合金の積層膜やＴａとＮｉＦｅ合金の積層膜を用いる場合、反強磁性層のＭｎＩｒ合金層は面心立方晶(ｆｃｃ)で、（１１１）面を膜面に平行に優先配向している。特許文献２や特許文献３には、ＭｎＩｒが面心立方構造であり、（１１１）面配向を用いること、および（１１１）面配向が望ましいことが記載されている。
通常、結晶の最稠密面が最も界面エネルギーが小さいために、結晶は最稠密面を表面に出すように成長する。図１６に結晶の整合関係を示すが、Ｒｕは六法稠密晶（ｈｃｐ）であり、その最稠密面は（００１）であるため、（００１）面が優先配向する。ＭｎＩｒは面心立方結晶でその最稠密面は（１１１）面であり、かつ、図１６に示すようにＲｕ（００１）と１．１％というわずかな格子不整合であるために、ＭｎＩrの（１１１）面配向する。ＮｉＦｅＣｒやＮｉＦｅの結晶系は面心立方結晶でその最稠密面は（１１１）面であり、（１１１）面が優先配向する。ＭｎＩｒも面心立方結晶でその最稠密面は（１１１）面であり、かつＮｉＦｅＣｒやＮｉＦｅとの格子不整合は５．９％程度であり比較的小さいことと、ＭｎＩｒの（１１１）面の界面エネルギーが小さいために、ＭｎＩrの（１１１）面配向する。
先にも述べたように将来の高密度記録を実現するためには、ＲＡを１．０Ωμm2以下にする必要がある。ＲＡを１．０Ωμm2以下にするとHintが著しく大きくなるために、Hintの低減が低ＲＡ化を行うために必須である。
Hintの発生のメカニズムのひとつとして、絶縁層と強磁性層界面の凹凸に起因することが提唱されている。図１７にその原理を示す。凹凸が大きいと界面に磁極が発生し、固定層１６０と自由層１５０の各界面の磁極（図１７の１９０と２００）同士が相互作用することによってHintが生ずる。いわいるNeelのオレンジピール結合の理論である。高密度化の要求にこたえるべく、ＲＡを低減するためにＭｇＯの膜厚を減少させると、固定層及び自由層の界面の凹凸により生じる磁極同士の相互作用が急激に強くなり、Hintが急激に大きくなるものと考えられる。非特許文献２はスピンバルブでのこの相互作用について述べた文献の一例である。
また、非特許文献１に示されているが、ＭｇＯの膜厚が薄くなりＲＡが２．０Ωμm2より小さくなると、ＭＲ比は急激に減少する。ＲＡが１．０Ωμm2以下の領域でのこのようなＭＲの急激な低下は極めて顕著であり、このＭＲ比の劣化を抑えることが高密度記録を実現するためのもう一つの必須の技術である。
特開2008-135432号公報 特開2008-60273号公報（段落0030） 特許第3083237号公報 K. Tsunekawa 外、"CoFeB/MgO/CoFeB Magnetic Tunnel Junctions with High TMR and Low Junction Resistance", InterMag 2005, FB-05,Apr.7, 2005 J.C.S. Kools 外、"Effects of finite magnetic film thickness on Neel coupling in spin valves", J. Appl. Phys., Vol.85, No8, (1999), p.4466-4468
以上背景技術で説明したように、今後のさらなる高記録密度化を実現するためには面積抵抗ＲＡを１．０Ωμm2以下に低減する必要がある。ところが、こうした低いＲＡの領域では前述のように、固定層と自由層の間の層間結合磁界が急激に大きくなり、自由層の本来あるべき自由に磁化する性質を阻害することになる。また、ＲＡを１．０Ωμm2以下にすると急激なＭＲ比の低下を生じるために、センサ感度が低下する。
本発明の目的は、面積抵抗ＲＡが１．０Ωμm2以下の領域で、層間結合磁界Hintが小さく、かつＭＲ比の低下の少ないトンネル型磁気抵抗効果ヘッド及びその製造方法を提供することである。
ＴＭＲセンサ膜の構造として、下地層と、該下地層上の結晶配向調整層と、該結晶配向調整層上の反強磁性層と、該反強磁性層と交換結合した第１の強磁性層と、反平行結合層を介して該第１の強磁性層の磁気モーメントと反平行に結合した磁気モーメントを有する第２の強磁性層と、該第２の強磁性層上の絶縁障壁層と、該絶縁障壁層上の第３の強磁性層の積層膜であり、該反強磁性層が立方晶系または正方晶系の結晶構造を有し、その結晶の非最稠密面（例えば（００１）面）を膜面平行配向させる。
本願の発明者らは、ＭｎＩｒの最稠密面と異なる面を結晶成長させると、ＭｎＩｒの表面の凹凸が低減することを見出した。そして、その上に積層される各層の界面の凹凸も小さくなることを見出した。これによって、固定層と絶縁障壁層の界面および自由層と絶縁障壁層の界面の凹凸が低減し、固定層の絶縁障壁層界面および自由層の絶縁障壁層界面に現れる磁極の量が低減し、層間結合磁界Hintが低減することを見出した。
ここで重要なことは、ＭｎＩｒの非最稠密面である（００１）面を面配向させると、表面の凹凸が低減するという事実である。この事実は、次のようなメカニズムによることが明らかとなった。
先に述べたようにＭｎＩｒの最稠密面は（１１１）であるので、（１１１）面は界面エネルギーの最も小さな面である。このため、通常は、（１１１）面が優先成長し、（１１１）面が膜面平行配向となる。これに対して（００１）面は最稠密面ではなく、界面エネルギーが大きいために、通常は優先成長せず、（００１）面配向となることはない。しかしながら、本発明では、通常優先成長しない最稠密面と異なる面（００１）を成長させることでその表面の凹凸を低減した。表面エネルギーは表面積と界面エネルギーの積で与えられる。界面エネルギーのより大きな面が表面に現れると、表面積をできるだけ小さくして表面のエネルギーの増大を抑制しようとする。表面積が最も小さい状態は表面の凹凸がない状態である。したがって、界面エネルギーの大きな面が表面に現れて成長する際は、界面エネルギーの小さな面が表面に現れて結晶成長する場合に比べて、凹凸の小さな面を形成することになる。
通常、界面エネルギーの大きな面は、表面に現れないために上述の利点を利用することができないが、本発明では、界面エネルギーの大きな結晶面を表面に配向させる結晶成長技術を用いることにより、通常では得られない凹凸の少ない界面を実現した。その結果として、課題となっている固定層と自由層の間の層間結合磁界を低減することに成功した。
次に、界面エネルギーの大きな結晶面を表面に面配向させる結晶成長技術について述べる。下地層Ｔａ上に、例えばＮｉＦｅを普通に積層すると、先に述べたようにＮｉＦeの最稠密面である（１１１）面が優先成長しＮｉＦｅは（１１１）面配向となる。この状態で反強磁性層ＭｎＩｒを積層すると、ＭｎＩｒも最稠密面である（１１１）面が優先成長してしまい、界面エネルギーの大きな（００１）結晶面を表面に面配向させることはできない。
本発明では、ＮｉＦｅをスパッタリングで成膜する際に、アルゴンガスに窒素を混合してスパッタを行った。窒素原子はＮｉＦe結晶内部に侵入型に取り込まれる。その結果、（１１１）面よりも（００１）面の界面エネルギーが低下し、（００１）面が優先成長し、（００１）面配向したＮｉＦｅを実現することができた。次に（００１）面配向したＮｉＦｅ上にＭｎＩｒを形成すると、ＭｎＩｒは、その優先配向面が（１１１）であるにもかかわらず、ＮｉＦｅとの界面の界面エネルギーを低下させるために、（００１）面配向して成長する。このようにして界面エネルギーの大きな結晶面を配向することができる。
一般的な表現をとると、層界面エネルギーの大きなある材料Ａの結晶面を膜面平行に配向させるには、まず、結晶調整層Ｂを積層する。結晶調整層Ｂは、材料Ａの配向させようとする結晶面と格子整合性のよい結晶面を有する材料層で、その整合性のよい結晶面が面配向している。上の例では、ＮｉＦｅをＡｒと窒素雰囲気で成膜し、（００１）面配向したＮｉＦe層である。次に、結晶調整層Ｂ上に材料Ａを成膜する。材料Ａは材料Ｂの配向面に整合して成長するので、界面エネルギーの大きな結晶面を表面に出して成長することになる。
結晶調整層として要求される特性は、その上に積層する材料の界面エネルギーの大きな配向面とよい整合関係をもつ面を優先配向面として有することである。
ただし、この結晶成長技術はＭｎＩｒ系については適用できるが、他の材料系についても必ずしも適用できるわけではない。例えば（００１）面配向したＮｉＦｅ層上に、非稠密面（００１）配向したＣｏＦｅ合金層を配向することはできない。ＣｏＦｅでこの手法が適用できない理由は、最稠密面（１１１）と非最稠密面が（００１）の界面エネルギーに差が大きすぎるためである。すなわち、下地層と非最稠密面（００１）が整合性がよいために、界面から２〜３原子層は（００１）面配向となるが、最稠密面（１１１）の界面エネルギーが（００１）面にくらべて著しく小さいために膜厚が厚くなるにつれて（１１１）面配向に変化していくためである。
以上のように（００１）面配向して作成された表面凹凸の小さい反強磁性層上には、第１の強磁性層、反平行結合層、第２の強磁性層、絶縁障壁層、第３の強磁性層を順次積層する。反強磁性層上の凹凸は、第２の強磁性層と絶縁障壁層の界面、および絶縁障壁層と第３の強磁性層の界面にまで転写される。したがって、反強磁性層上の凹凸が小さい場合、第２の強磁性層と絶縁障壁層の界面、および絶縁障壁層と第３の強磁性層の界面の凹凸も小さくなる。したがって、両界面に現れる磁極が少なくなるために両磁性層間の磁気的相互作用が小さくなり、結果として層間結合磁界Hintを減少させることができる。
また、前記非最稠密面が膜面平行に面配向した反強磁性層の上に、第１の強磁性層および反平行結合層を順次積層し、第２の強磁性層として、ＣｏＦｅＢ合金層とＣｏＦｅ合金を積層する構成を検討した。これにより層間結合磁界が顕著に減少することを見出した。これについては、メカニズムは未だ、明らかでないが、非最稠密面（００１）が膜面平行に面配向した反強磁性層ＭｎＩｒの上に適用した場合にその低減効果は顕著で大きい。実施例でその効果についてその詳細を述べる。ＣｏＦｅの膜厚が１０オングストロームを超えると、さらなるHintの低減する効果がなくなり、ＭＲ比を劣化させるのみとなるので、ＣｏＦｅの膜厚はオングストローム以下が望ましい。
また、前記非最稠密面が膜面平行に面配向した反強磁性層の上に、第１の強磁性層および反平行結合層を順次積層し、第２の強磁性層として、ＣｏＦｅＢ合金層を作成した後、アルゴンプラズマエッチングによって、ＣｏＦｅＢ層をエッチングする。エッチング量を増やすにつれて、ＣｏＦｅＢ表面の凹凸は小さくなり、凹凸は１オングストローム以下と超平坦な表面を実現することができる。
前記第２の強磁性層ＣｏＦｅＢ上にプラズマエッチングを施すと、超平坦な表面を実現することができるが、同時にＭＲ比が劣化するという問題が生じる。そこで、プラズマエッチングを施した後にＣｏＦｅＢを再度追加成膜する。これにより、界面の凹凸をほとんど増大させることなく劣化したＭＲ比を回復させることができる。
本発明によれば、面積抵抗ＲＡが１．０Ωμm2以下の領域で、層間結合磁界Hintが小さく、かつＭＲ比の低下の少ないトンネル型磁気抵抗効果ヘッドを提供することができる。
始めに、図２を参照して本発明に係る磁気トンネル接合型ヘッド（ＴＭＲヘッド）の基本構成を説明する。図２はＴＭＲヘッドを浮上面側から見た図である。ＴＭＲヘッド１０は、下部磁気シールド層（兼電極層）１４と上部磁気シールド層（兼電極層）１６の間に、ＴＭＲ膜１２が積層配置された構成である。ＴＭＲ膜１２は、基板となる下部磁気シールド層（兼電極層）１４上に、下地層２０と、結晶配向調整層２２と、反強磁性層２４と、反強磁性層２４と交換結合した第１の強磁性層２６２と、反平行結合層２６４を介して第１の強磁性層２６２の磁気モーメントと反平行に結合した磁気モーメントを有する第２の強磁性層２６６と、絶縁障壁層２８と、第３の強磁性層３０と、キャップ層３２が積層されて構成される。第１と第２の強磁性層は固定層と呼ばれ、固定層２６の第１の強磁性層２６２と第２の強磁性層２６６は、互いに磁気モーメントが強く反平行結合しており、第１の強磁性層２６２は、反強磁性層２４との交換結合により、強くその磁気モーメントを固定されているために、固定層２６は容易にその磁気モーメントの方向を変えることはない。一方、第３の強磁性層３０は自由層と呼ばれ、外部から加わる磁界によって容易にその磁気モーメントの方位を変化させる。以下、図面を用いて実施例について詳細に説明する。
＜実施例１＞
まず、基板上にスパッタリング法により、次の５種類の積層膜を同一真空設備内で形成し、X線回折によって積層膜中の反強磁性層ＭｎＩｒの結晶面配向を調べた。
（１）基板/Ta3nm(Ar)/Ni-15at%Fe2nm(Ar)/Mn-22at%Ir10nm(Ar)/Ru4nm(Ar)
（２）基板/Ta3nm(Ar)/Ru2nm(Ar)/Mn-22at%Ir10nm(Ar)/Ru4nm(Ar)
（３）基板/Ta3nm(Ar)/Ni-15at%Fe2nm(Ar10sccm+N2 3sccm)/Mn-22at%Ir10nm(Ar)
/Ru4nm(Ar)
（４）基板/Ta3nm(Ar)/Ni-15at%Fe2nm(Ar10sccm+N2 6sccm)/Mn-22at%Ir10nm(Ar)
/Ru4nm(Ar)
（５）基板/Ta3nm(Ar)/Ni-15at%Fe2nm(Ar10sccm+N2 10sccm)/Mn-22at%Ir10nm(Ar)
/Ru4nm(Ar)
（１）、（２）は従来より用いられている積層構造である。（１）は基板上に下地層２０としてＴａ層を3nm形成し、下地層上に結晶配向調整層２２としてＮｉＦｅ合金層を2nm形成し、結晶配向調整層上に反強磁性層２４としてＭｎＩｒ合金層を10nm形成し、反強磁性層上に保護層としてＲｕ層を4nmを形成したものである。下地層から保護層まですべての層をスパッタリング法で形成する際の、スパッタリングガスにはすべて純アルゴン（Aｒ）ガスを用いた。上記（１）から（４）の括弧内の元素記号が、スパッタリングガスの種類を、また、必要に応じてガスの流量を示している。（２）もアルゴン（Ar）ガスを用いて（１）と同様の構成を形成したものである。（１）と異なるのは、結晶配向調整層２２としてＮｉＦｅ合金層の代わりに2nmのＲｕ層を用いた点である。
（１）及び（２）の膜を広角X線回折によって面配向を調べた結果を図３の符号４１及び４２にそれぞれ示す。２θ＝４４°付近にＭｎＩｒ(１１１)回折線と、２θ＝９２°付近にＭｎＩｒ(２２２)回折線が認められる。ＭｎＩｒ(１１１)の回折線はＲｕ（００２）と重なっているので分かりにくいが、ＭｎＩｒ(２２２)はＲｕ(００４)から明らかに分離して認められる。したがって、（１）及び（２）の構成では、反強磁性層ＭｎＩｒは（１１１）の最稠密面配向していることが分かる。この事実は、先に述べた特許文献２および３において示されているとおりである。
一方、（３）、（４）、（５）の膜構成は（１）と似ているが、結晶配向調整層としてのＮｉＦｅ合金層を形成する際に、スパッタリングガスとしてアルゴン(Ar)と窒素(N2)の混合ガスを用いている点が異なる。（３）の構成ではArガス流量10 sccm(standard cubic centimeter per minute)に加えてN2ガス流量3 sccmを流している。（４）の構成では、Arガス流量10sccmに加えてN2ガス流量6 sccmを流している。（５）の構成では、Arガス流量10sccmに加えてN2ガス流量10 sccmを流している。結晶配向調整層ＮｉＦｅ上に反強磁性層ＭｎＩｒを形成する際はArガスのみを用いているのは（１）や（２）と同じである。
結晶配向調整層のＮｉＦｅ合金層を形成する際に、アルゴンと窒素の混合ガスを用いた場合の結晶配向を調べた結果を図３の符号４３、４４、４５に示す。図からわかるように、２θ＝４４°付近のＭｎＩｒ(１１１)回折線と、２θ＝９２°付近のＭｎＩｒ(２２２)回折線は認められなくなり、その代りに２θ＝４８°付近に回折線が現れる。この回折線はＭｎＩｒ(００１)と平行な（００２）面の回折線であり、（３）、（４）、（５）で、結晶配向調整層にアルゴンと窒素の混合ガスを用いてスパッタしたＮｉＦｅ層を用いた場合、反強磁性層ＭｎＩｒは非最稠密面（００１）配向になっていることがわかる。
図１６に、（１）及び（２）の構成の結晶調整層ＮｉＦｅまたはＲｕと反強磁性層ＭｎＩｒの界面の原子配列を示す。（２）の場合、Ｒｕのｈｃｐ（００１）最稠密面とＭｎＩｒのｆｃｃ（１１１）最稠密面との格子不整合は１．１％と小さく、かつ、ｆｃｃ（１１１）は界面エネルギーが低いため、優先成長するためにＭｎＩｒは（１１１）面配向となっている。（１）の場合は、ＮｉＦｅのｆｃｃ（１１１）最稠密面とＭｎＩｒのｆｃｃ（１１１）最稠密面との格子不整合は５．９％と比較的小さいので、同様にＭｎＩｒは（１１１）面配向となっている。
一方、（３）、（４）、（５）の構成の結晶配向調整層ＮｉＦｅと反強磁性層ＭｎＩｒの界面の原子配列を図１に示す。結晶配向調整層ＮｉＦｅは、アルゴンと窒素でスパッタするために、その配向はｆｃｃ（００１）である。これは、先に述べたように、窒素原子はＮｉＦe結晶内部に侵入型に取り込まれ、その結果、（１１１）面よりも（００１）面の界面エネルギーが低下し、（００１）面が優先成長するためである。ＮｉＦｅ（００１）面とＭｎＩｒの（００１）面との格子不整合性は５．９％と小さいので、ＭｎＩｒはＮｉＦｅとの界面エネルギーを低減するために（００１）面配向して成長する。結果として図３の符号４３、４４、４５に示すようにＭｎＩｒは非最稠密面（００１）配向となる。本検討は、結晶配向調整層としてＮｉＦｅを用いているが、ＮｉＦｅＣｒとＮｉＦｅの積層として両層ともにアルゴンと窒素の混合ガスで成膜することでも同じ結果が得られる。
以上の検討は配向性検討のための試料を作成したものであり、下地層から反強磁性層までの積層であって、ＴＭＲセンサの完成された積層体にはなっていない。そこで、図４（Ａ）、図４（Ｂ）に示すプロセスにて、次に示す完成されたＴＭＲ膜を作成し、センサとしての性能を評価した。ここで基板は下部磁気シールド層（兼電極層）である。
（６）基板/Ta 3nm/Ni-15at%Fe(111) 2nm/Mn-22at%Ir(111) 6nm/Co25at%Fe1.9nm/
Ru0.4nm/ Co-34at%Fe-15at%B 2.1nm/MgO/Co-10at%Fe 0.4nm/Co-8at%Fe-16at%B
3.5nm/Ta 3nm/Ru 4nm
（７）基板/Ta 3nm/Ni-15at%Fe(001) 2nm/Mn-22at%Ir(001) 6nm/Co25at%Fe1.9nm/
Ru0.4nm/Co-34at%Fe-15at%B 2.1nm/MgO/Co-10at%Fe 0.4nm/Co-8at%Fe-16at%B
3.5nm/Ta 3nm/Ru 4nm
従来例である（６）のセンサ構成は、結晶調整層ＮｉＦｅと反強磁性層ＭｎＩｒがともに（１１１）最稠密面配向している。一方、（７）のセンサ構成は、実施例１に基づく構成で、結晶調整層ＮｉＦｅと反強磁性層ＭｎＩｒがともに（００１）の非最稠密面配向している。（６）及び（７）の構成の、抵抗変化率ＭＲ比及び層間結合磁界Hintの面積抵抗ＲＡ依存性を、図５及び図６の符号１及び符号２にそれぞれ示す。（７）の実施例１の構成の方が、（６）に比べて、ＭＲ比が１０〜１５％向上し、Hintが２０〜３０Oe低減している。結晶配向調整層ＮｉＦｅと反強磁性層ＭｎＩｒがともに（００１）の非最稠密面配向することで、センサの性能が著しく改善している。
このような性能改善の原因を調べるために、（６）及び（７）のセンサの断面構造を透過電子顕微鏡像により調べた。図７に（６）の断面像を、図８に実施例１による（７）の断面像を示す。符号２８は絶縁障壁層ＭｇＯを表す。（６）にくらべて（７）の方が、ＭｇＯのうねりが低減している。画像の詳細な分析によるＭｇＯ界面の凹凸ｈとうねりの周期λを評価した結果を図１１に示す。従来の（１１１）面配向構造（６）では、グラフのＦに示すようにｈ＝12.7オングストローム(1.27nm)、λ＝180オングストローム(18nm)であるのに対して、実施例１の（００１）面配向構造（７）では、グラフのＥに示すようにｈ＝4.9オングストローム(0.49nm)、λ＝110オングストローム(11nm)とＭｇＯ界面の凹凸が低減している。この結果、層間結合磁界が低減する原理を図１７を参照して説明する。図１７の符号１９０及び２００は絶縁障壁層２８とその上部の強磁性層３０との界面に生じる磁極と、絶縁障壁層２８とその下部の強磁性層２６６との界面に生じる磁極を表す。界面の凹凸が小さいと、符号１９０および２００に示す磁極の量が減少するために、層間結合磁界Hintが低減したと考えられる。また、同時にＭＲ比の増加も得られている。
＜実施例２＞
実施例１で述べたように、層間結合磁界HintとＭＲ比の性能の改善の原因はＭｇＯ界面の凹凸の低減である。そこで、さらにＭｇＯ界面の凹凸を低減するために第２の強磁性層２６６を形成した後に、プラズマエッチング処理を施した。
（８）基板/Ta 3nm/Ni-15at%Fe(001) 2nm/Mn-22at%Ir(001) 6nm/ Co25at%Fe 1.9nm
/Ru0.4nm/Co-34at%Fe-15at%B 4.5nm/プラズマエッチング/MgO/
Co-10at%Fe 0.4nm/Co-8at%Fe-16at%B 3.5nm/Ta 3nm/Ru 4nm
プラズマエッチングによるCo-34at%Fe-15at%Bのエッチング量に対する層間結合磁界Hint，面積抵抗ＲＡ，ＭＲ比の変化を図１２に示す。エッチング量２オングストローム程度でHintは200 Oeから100 Oeまで急激に減少する。第２の強磁性層２６６を４５オングストロームと厚く形成したために界面の凹凸が非常に大きくなっており、Hintが非常に大きく200 Oeという値を示している。この初期状態では凹凸が大きいが故に、２オングストローム程度のわずかのエッチング量で急激に凹凸が減少する。その後は、エッチング量に対してゆっくりとHintは減少し、同時にＭＲ比もゆっくりと減少していく。エッチング量を２４オングストローム施して作成したＴＭＲセンサ膜の透過電子顕微鏡による断面像を図９に示す。符号２６４は反平行結合層Ruを表し、符号２８は絶縁障壁層ＭｇＯを表す。反平行結合層Ｒｕの凹凸に比べて、絶縁障壁層ＭｇＯの凹凸は顕著に平坦になっている。ＭｇＯ界面の凹凸の値を評価した結果を図１１のＣに表すが、凹凸高さｈは0.8オングストロームであり、１原子層以下の凹凸であり、超平坦な界面を実現している。図５及び図６の符号４には、このようにして作成したセンサ膜のＭｇＯ膜厚を変えた時のＭＲ比とHintのＲＡ依存性を示す。Hintは従来例の符号１に対して３０〜４０Oe程度低減している。このようなHintの低減は、図９に示したＭｇＯ界面の平坦化によってもたらされている。ただし、ＭＲ比は従来例１対して１０〜１５％低下している。
＜実施例３＞
実施例２において第２の強磁性層ＣｏＦｅＢ上にプラズマエッチングを施すとＭｇＯ界面が１オングストローム以下の凹凸に平坦化し、層間結合磁界Hintの低減を実現できた。しかしながら同時にＭＲ比が劣化した。そこで、このＭＲ比の劣化を補うために第２の強磁性層をプラズマエッチングしたのち、再度ＣｏＦｅＢ合金を６オングストローム追加形成した。このときのＭＲ比とHintのＲＡに対する依存性を図５及び図６の符号５に示す。膜構成は次のとおりである。
（９）基板/ Ta 3nm/Ni-15at%Fe(001) 2nm/Mn-22at%Ir(001) 6nm/ Co25at%Fe1.9nm
/Ru0.4nm/Co-34at%Fe-15at%B 4.5nm/プラズマエッチング2.5nm/
Co-34at%Fe -15at%B 0.6nm /MgO/Co-10at%Fe 0.4nm/Co-8at%Fe-16at%B 3.5nm
/Ta 3nm/Ru 4nm
図５の符号５のデータからわかるように、第２の強磁性層にプラズマエッチングを施すのみの符号４に比べて、ＭＲ比は回復しており、従来例１に比べると１０％程度高い値を示している。また、Hintは、符号４に比べると若干大きくなっているが、従来例１に比べると２０〜３０ Oe程度小さい値を示している。
本実施例（プラズマエッチングの後に再度ＣｏＦｅＢを成膜する）構造のＭｇＯの界面を透過電子顕微鏡によって観察した結果を図１０に示す。プラズマエッチングのみを加えて超平坦な界面となった図９に比べても、ＭｇＯ界面は同様に平坦になっている。図１１のグラフＡに、本実施例の界面の凹凸ｈの値を示しているが、その値は１オングストロームであり、従来例のＦに示す凹凸値１３オングストロームに比べて、顕著な凹凸の減少を示している。このような凹凸の減少が従来例１に比べて、顕著なHintの減少効果（図６）をもたらしている。
＜実施例４＞
実施例１において、ＭｎＩｒの非最稠密面である（００１）を配向させると、第２の強磁性層表面の凹凸が低減し、層間結合磁界Hintが低減することを示した。実施例１に示した構造（７）では第２の強磁性層はCo-34at%Fe-15at%Bの単層構造である。本実施例では、第２の強磁性層にCo-34at%Fe-15at%BとCo25at%Feの２層構造（１０）とした。２層の総膜厚を一定として、Co-25at%Feの膜厚を変化させた。
（１０）基板/ Ta 3nm/Ni-15at%Fe(001) 2nm/Mn-22at%Ir(001) 6nm/
Co25at%Fe1.9nm/Ru0.4nm/Co-34at%Fe-15at%B (2.1-X)nm/ Co25at%Fe
Xnm/MgO/Co-10at%Fe 0.4nm/Co-8at%Fe-16at%B 3.5nm/Ta 3nm/Ru 4nm
その結果を図１３に示す。図中の記号ＣＦはCo-25at%Fe層を表しており、数値はCo-25at%Feの層厚を表している。図１３の(ｂ)からわかるように、Co-25at%Feの層厚を０から６オングストローム（0.6nm）まで厚くすると層間結合磁界Hintは大幅に減少する。RA１．０では、層間結合磁界Hintは、７０ Oeから３８ Oeまで半減している。またCo-25at%Feの層厚６オングストローム（0.6nm）と８オングストローム（0.8nm）ではHintに差がみられないことから、６オングストローム（0.6nm）より厚くしてもHintの低減効果は見られない。一方ＭＲ比を図１３(a)に示す。Co-25at%Feの層厚０から６オングストローム（0.6nm）までは顕著な劣化はみとめられないが、８オングストロームにするとＭＲ比は急激に劣化する。したがって、Co-25at%Feの層厚６オングストローム（0.6nm）以下で、ＭＲ比の劣化は少なく、層間結合磁界Hintを顕著に低減できることが明らかとなった。図５及び図６に本実施例のＭＲ比と層間結合磁界Hintを符号３で示すが、図６から従来例１に対して４０〜７０Oe、層間結合磁界Hintが低減している。またＭＲ比は、図５から従来例１に比べて１５〜２０％改善している。
以上の説明のとおり、実施例１から実施例４においては、結晶配向調整層を（００１）面配向したＮｉＦｅ合金層としたが、（００１）面配向したＮｉＦｅＣｒ合金層と（００１）面配向したＮｉＦｅ合金層の積層、すなわち、（００１）面配向した少なくともＮｉを含む合金の積層を用いることもできる。また、反強磁性層にはMn-22at%Irを用いたが、Ｉｒ組成は１５at%から３０at%の範囲を選択することもできる。また、第１の強磁性層にはCo-25at%Feを用いたが、Ｆｅ組成を20at%以上の組成を選択することができる。また、第２の強磁性層にはCo-34at%Fe-15at%Bを用いたが、図１４にＢ濃度と層間結合磁界の関係の一例を示すが、Ｂ濃度とともに層間結合磁界Hintは減少し、Ｂ濃度１０at%以上でその値はほぼ低いレベルに落ち着く。したがってＢ濃度は１０at%以上を選択するのがよい。また、実施例４で、第２の強磁性の絶縁障壁層側にCo-25at%Feを用いたが、ＣｏとＦｅの少なくとも一方を含む合金を選択することができる。さらに、第３の強磁性層として、Co-10at%Fe とCo-8at%Fe-16at%B の積層構造を用いたが、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｎｉの少なくともひとつを含む合金層またはその積層構造を選択することもできる。なお、絶縁障壁層には、ＭｇＯを用いたが、その膜厚は１０オングストローム以下にする必要がある。
本発明に係るＴＭＲセンサ膜のＮｉＦｅ結晶配向調整層の（００１）結晶面と、ＭｎＩｒ反強磁性層の非最稠密面（００１）との格子不整合性を示す図である。 本発明に係るＴＭＲヘッドの基本構成を示す図である。 結晶配向性検討のために作成した積層膜におけるＭｎＩｒ反強磁性層の広角X線回折スペクトルによる結晶配向を示す図である。 実施例１によるＴＭＲセンサ膜の成膜プロセスを示す工程図である。 実施例１によるＴＭＲセンサ膜の成膜プロセスを示す工程図である。 実施例のＴＭＲヘッドと従来例のＴＭＲヘッドの面積抵抗（ＲＡ）とＭＲ比性能を表すグラフである。 実施例のＴＭＲヘッドと従来例のＴＭＲヘッドの面積抵抗（ＲＡ）と層間結合磁界（Hint）性能を表すグラフである。 従来のＴＭＲセンサ膜を透過電子顕微鏡により調べた断面図である。 実施例１によるＴＭＲセンサ膜を透過電子顕微鏡により調べた断面図である。 実施例２によるＴＭＲセンサ膜を透過電子顕微鏡により調べた断面図である。 実施例３によるＴＭＲセンサ膜を透過電子顕微鏡により調べた断面図である。 第２の強磁性層と絶縁障壁層との界面凹凸ｈおよび凹凸周期λを評価した結果を示す図である。 第２の強磁性上にプラズマエッチングを施した際の、エッチング量に対する層間結合磁界Hint，面積抵抗ＲＡ，ＭＲ比を表すグラフである。 第２の強磁性層をＣｏＦｅＢ合金層とＣｏＦｅ合金で構成したＴＭＲセンサの、ＭＲ比と層間結合磁界Hintの面積抵抗ＲＡ依存性を表すグラフである。 第２の強磁性層を構成するＣｏＦｅＢ合金のＢ濃度と層間結合磁界Hintの関係を示すグラフである。 面記録密度に対する、必要再生トラック幅、スロートハイト及び面積抵抗ＲＡの予測を示す図である。 最稠密面配向したＲｕ（００１）配向面とＮｉＦｅ（１１１）配向面のそれぞれの面に対するＭｎＩｒ（１１１）面の格子不整合性を示す図である。 層間結合磁界Hintの発生起源を説明するオレンジピール結合モデルを説明する図である。
符号の説明
１０…ＴＭＲヘッド、
１２…ＴＭＲ膜、
１４…下部磁気シールド層（兼電極層）、
１６…上部磁気シールド層（兼電極層）、
２０…下地層、
２２…結晶配向調整層、
２４…反強磁性層、
２６…固定層、
２６２…第１強磁性層、
２６４…反平行結合層、
２６６…第１強磁性層、
２８…絶縁障壁層、
３０…第３の強磁性層（自由層）、
３２…キャップ層、
１７０…第３の強磁性層（自由層）の磁気モーメント、
１８０…第２の強磁性層の磁気モーメント、
１９０…第３の強磁性層の絶縁障壁層界面に生じる磁極、
２００…第２の強磁性層の絶縁障壁層界面に生じる磁極。

Claims (15)

  1. 下部磁気シールド層と上部磁気シールド層の間に、下地層と、結晶配向調整層と、反強磁性層と、第１の強磁性層と、反平行結合層と、第２の強磁性層と、絶縁障壁層と、第３の強磁性層の積層膜を有するトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記結晶配向調整層と前記反強磁性層が実質的に整合成長することによって、該反強磁性層の結晶の非最稠密面が膜面に平行に面配向していることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッド。
  2. 請求項１記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記結晶調整層が少なくともNiを含む合金層であり、その結晶配向が（００１）であることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッド。
  3. 請求項２記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記反強磁性層が面心立方晶系または面心正方晶系の結晶構造を有し、その結晶構造の（００１）面が膜面に平行に面配向していることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッド。
  4. 請求項１記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記下地層がＴａ層であり、前記結晶配向調整層がＮｉＦｅＣｒ合金層とＮｉＦｅ合金層の積層または、ＮｉＦｅ合金層であり、前記反強磁性層がＭｎＩｒ合金層であり、前記絶縁障壁層がＭｇＯ層であることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果型ヘッド。
  5. 請求項１記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記絶縁障壁層がＭｇＯ層であり、前記第２の強磁性層がＣｏＦｅＢ合金層とＣｏＦｅ合金層の積層であり、前記該絶縁障壁層と接触する側にＣｏＦｅ合金層が配置されることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッド。
  6. 請求項５記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記第２の強磁性層のＣｏＦｅ合金層の膜厚が６オングストローム以下であることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッド。
  7. 請求項５記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記第３の強磁性層がＣｏＦｅ合金層とＣｏＦｅＢ合金層の積層であり、前記該絶縁障壁層と接触する側にＣｏＦｅ合金層が配置されることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッド。
  8. 請求項１記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記反強磁性層がＭｎＩｒ合金層であり、前記絶縁障壁層と前記第２の強磁性層及び第３の強磁性層との界面の凹凸の谷と山の差が６オングストローム以下であり、谷と谷の間の平均間隔が６０オングストローム以上であることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果型ヘッド。
  9. 請求項１記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記下地層がＴａ層であり、前記結晶配向調整層がＮｉＦｅＣｒ合金層とＮｉＦｅ合金層の積層またはＮｉＦｅ合金層であり、前記反強磁性層がＭｎＩｒ合金層であり、前記第１の強磁性層がＣｏＦｅ合金層であり、前記反平行結合層がＲｕ層であり、前記第２の強磁性層がＣｏＦｅＢ合金層であり、絶縁障壁層がＭｇＯ層であり、第３の強磁性層がＣｏＦｅＢ合金層であることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果型ヘッド。
  10. 請求項９記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記第２の強磁性層と前記絶縁障壁層の間にＣｏＦｅ合金層が配置され、前記絶縁障壁層と前記第３の強磁性層との間にＣｏＦｅ合金層が配置されていることを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果型ヘッド。
  11. 下部磁気シールド層と上部磁気シールド層の間に、下地層と、結晶配向調整層と、反強磁性層と、第１の強磁性層と、反平行結合層と、第２の強磁性層と、絶縁障壁層と、第３の強磁性層を積層してなるトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法において、
    前記結晶配向調整層を形成する工程は、Ｎｉ合金層をアルゴンと窒素の混合ガスを用いてスパッタリング法によって形成することにより、その結晶配向を（００１）に優先配向させる工程を含むことを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法。
  12. 請求項１１記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法において、前記反強磁性層を形成する工程は、前記結晶配向調整層の上にＭｎＩｒ合金層を整合成長させる工程を含むことを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法。
  13. 請求項１１記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法において、前記反平行結合層上に前記第２の強磁性層を形成する工程は、ＣｏＦｅＢ合金層を形成した後、該ＣｏＦｅＢ合金層をアルゴンプラズマエッチングすることにより、その一部を除去することで、前記絶縁障壁層との界面の凹凸を低減する工程を含むことを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法。
  14. 請求項１３記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法において、前記ＣｏＦｅＢ合金層をアルゴンプラズマエッチングすることにより、その一部を除去した後、再度ＣｏＦｅＢ合金層を追加成膜することを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法。
  15. 請求項１１記載のトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法において、前記反平行結合層上に前記第２の強磁性層を形成する工程は、ＣｏＦｅＢ合金層を形成した後、ＣｏＦｅ合金層を追加成膜することにより、前記絶縁障壁層との界面の凹凸を低減する工程を含むことを特徴とするトンネル接合型磁気抵抗効果ヘッドの製造方法。
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