JP2769092B2 - 磁気抵抗センサ - Google Patents
磁気抵抗センサInfo
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- magnetoresistive
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- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
- G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
- G11B5/3903—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects using magnetic thin film layers or their effects, the films being part of integrated structures
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
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- G11B5/3929—Disposition of magnetic thin films not used for directly coupling magnetic flux from the track to the MR film or for shielding
- G11B5/3932—Magnetic biasing films
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Hall/Mr Elements (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、広くは磁気抵抗（Ｍ
Ｒ）読取りセンサに関し、特に、改良された反強磁性体
膜によって強磁性体ＭＲ膜中に交換結合縦バイアス磁場
をかけるＭＲ読取りセンサに関する。
Ｒ）読取りセンサに関し、特に、改良された反強磁性体
膜によって強磁性体ＭＲ膜中に交換結合縦バイアス磁場
をかけるＭＲ読取りセンサに関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気記録システムにおけるＭＲセンサの
動作原理に関する一般的な解説としては、Ｔｓａｎｇに
よる「小型磁気抵抗センサにおける磁気学」、Ｊｏｕｒ
ｎａｌｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ，Ｖｏ
ｌ．５５（６），Ｍａｒ．１５，１９８４，ｐｐ．２２
２６−２２３１がある。本質的にＭＲセンサは、磁気抵
抗読取り素子の抵抗変化を通して、この素子が感知する
磁束の量と方向の関数として磁場信号を検知するもので
ある。ＭＲセンサは、３つの基本的理由から関心を持た
れている。即ち、第１に磁気媒体に記録された磁束変化
を検知する際の電圧出力が大きくかつ与えられた感知電
流に比例するからである。第２に、良好な線形の密度解
像度が得られることである。第３に、ＭＲセンサの出力
は、センサと媒体との相対的速度に無関係なことであ
る。
動作原理に関する一般的な解説としては、Ｔｓａｎｇに
よる「小型磁気抵抗センサにおける磁気学」、Ｊｏｕｒ
ｎａｌｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ，Ｖｏ
ｌ．５５（６），Ｍａｒ．１５，１９８４，ｐｐ．２２
２６−２２３１がある。本質的にＭＲセンサは、磁気抵
抗読取り素子の抵抗変化を通して、この素子が感知する
磁束の量と方向の関数として磁場信号を検知するもので
ある。ＭＲセンサは、３つの基本的理由から関心を持た
れている。即ち、第１に磁気媒体に記録された磁束変化
を検知する際の電圧出力が大きくかつ与えられた感知電
流に比例するからである。第２に、良好な線形の密度解
像度が得られることである。第３に、ＭＲセンサの出力
は、センサと媒体との相対的速度に無関係なことであ
る。
【０００３】従来技術において、ＭＲセンサの最適動作
のためには、２つのバイアス磁場が必要であることが知
られている。普通、ＭＲ材料の応答が磁束に対して線形
であるようにＭＲ材料にバイアスをかけるには、横バイ
アス磁場が与えられる。このバイアス磁場は、磁気媒体
の面に対して垂直であり、平面状のＭＲ素子の表面に対
して平行である。通常横バイアス磁場は、ＭＲ素子の近
傍に電気絶縁層を介して蒸着された軟磁性材料層を流れ
る電流によって与えられる。
のためには、２つのバイアス磁場が必要であることが知
られている。普通、ＭＲ材料の応答が磁束に対して線形
であるようにＭＲ材料にバイアスをかけるには、横バイ
アス磁場が与えられる。このバイアス磁場は、磁気媒体
の面に対して垂直であり、平面状のＭＲ素子の表面に対
して平行である。通常横バイアス磁場は、ＭＲ素子の近
傍に電気絶縁層を介して蒸着された軟磁性材料層を流れ
る電流によって与えられる。
【０００４】もう１つのバイアス磁場は、通常ＭＲ素子
と共に使用されるが、縦バイアス磁場と呼ばれ、磁気媒
体の表面及びＭＲ素子の長さ方向に対して平行に通って
いる。縦バイアス磁場の基本的な目的は、ＭＲ素子内の
多数の磁区（マルチドメイン）の挙動によって生じるバ
ルクハウゼン雑音を抑制することである。第２の目的と
しては、高磁場励起の存在下における磁気安定性を良く
することである。この縦バイアス磁場は、典型的には硬
い磁石もしくは交換結合バイアス磁場によって与えられ
る。
と共に使用されるが、縦バイアス磁場と呼ばれ、磁気媒
体の表面及びＭＲ素子の長さ方向に対して平行に通って
いる。縦バイアス磁場の基本的な目的は、ＭＲ素子内の
多数の磁区（マルチドメイン）の挙動によって生じるバ
ルクハウゼン雑音を抑制することである。第２の目的と
しては、高磁場励起の存在下における磁気安定性を良く
することである。この縦バイアス磁場は、典型的には硬
い磁石もしくは交換結合バイアス磁場によって与えられ
る。
【０００５】交換異方性の現象は、従来良く知られてい
る。これは、強磁性材料が反強磁性材料と接触すること
による相互作用の結果起きるものであり、双方の境界面
の両側における磁気モーメント間の交換相互作用の項に
よって記述できる。例えば、ニッケル−鉄（Ｎｉ81Ｆｅ
19）と鉄−マンガン（Ｆｅ50Ｍｎ50）の薄膜層間の交換
結合は、一軸方向の異方性を生じ、ＭＲ素子内のＢＨル
ープをシフトさせる。
る。これは、強磁性材料が反強磁性材料と接触すること
による相互作用の結果起きるものであり、双方の境界面
の両側における磁気モーメント間の交換相互作用の項に
よって記述できる。例えば、ニッケル−鉄（Ｎｉ81Ｆｅ
19）と鉄−マンガン（Ｆｅ50Ｍｎ50）の薄膜層間の交換
結合は、一軸方向の異方性を生じ、ＭＲ素子内のＢＨル
ープをシフトさせる。
【０００６】米国特許第４，１０３，３１５号には、反
強磁性体と強磁性体との交換結合を利用してセンサ内の
ＭＲ素子に均一な縦バイアス磁場を生じるＭＲセンサを
開示している。この反強磁性体と強磁性体の各層間の交
換結合は、強磁性体層（ＭＲ素子）内に単一磁区状態を
生じ、それによって多数磁区の挙動に関係するバルクハ
ウゼン雑音を抑制する。この特許には、Ｎｉ−Ｆｅを強
磁性体ＭＲ層とし、面心立方格子（ｆｃｃ）を有するγ
相マンガン（Ｍｎ）と鉄との合金（Ｆｅ−Ｍｎ）を反強
磁性体層とするＭＲセンサが記載されている。さらに、
Ｍｎとコバルト（Ｃｏ）、銅（Ｃｕ）、ゲルマニウム
（Ｇｅ）、ニッケル（Ｎｉ）、及びロジウム（Ｒｈ）と
の合金が、Ｎｉ−Ｆｅ上に蒸着されたときに安定なγ相
マンガン合金をつくり得ることを示唆している。
強磁性体と強磁性体との交換結合を利用してセンサ内の
ＭＲ素子に均一な縦バイアス磁場を生じるＭＲセンサを
開示している。この反強磁性体と強磁性体の各層間の交
換結合は、強磁性体層（ＭＲ素子）内に単一磁区状態を
生じ、それによって多数磁区の挙動に関係するバルクハ
ウゼン雑音を抑制する。この特許には、Ｎｉ−Ｆｅを強
磁性体ＭＲ層とし、面心立方格子（ｆｃｃ）を有するγ
相マンガン（Ｍｎ）と鉄との合金（Ｆｅ−Ｍｎ）を反強
磁性体層とするＭＲセンサが記載されている。さらに、
Ｍｎとコバルト（Ｃｏ）、銅（Ｃｕ）、ゲルマニウム
（Ｇｅ）、ニッケル（Ｎｉ）、及びロジウム（Ｒｈ）と
の合金が、Ｎｉ−Ｆｅ上に蒸着されたときに安定なγ相
マンガン合金をつくり得ることを示唆している。
【０００７】米国特許第４，６６３，６８５号に開示さ
れたＭＲセンサは、Ｆｅ−Ｍｎ合金による反強磁性体層
が２つの端部に分割され、基本的にそれぞれがＭＲ層の
相当する端部に交換バイアスをかける。
れたＭＲセンサは、Ｆｅ−Ｍｎ合金による反強磁性体層
が２つの端部に分割され、基本的にそれぞれがＭＲ層の
相当する端部に交換バイアスをかける。
【０００８】Ｆｅ−Ｍｎ合金をＭＲセンサの反強磁性体
層として使用する場合、２つの問題に遭遇する。即ち、
腐食によってその磁化率が変化することと、温度変化に
対して一軸異方性磁場（ＨUA）が変化することである。
この材料は、薄膜作製プロセスにおいても磁気記録シス
テム内でのＭＲセンサ動作中においても腐食性環境に曝
される。
層として使用する場合、２つの問題に遭遇する。即ち、
腐食によってその磁化率が変化することと、温度変化に
対して一軸異方性磁場（ＨUA）が変化することである。
この材料は、薄膜作製プロセスにおいても磁気記録シス
テム内でのＭＲセンサ動作中においても腐食性環境に曝
される。
【０００９】ＨUAの温度変化を低減するために、蒸着さ
れたＮｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ層は、２６０〜３５０℃の
温度範囲において２０〜５０時間熱処理される。このよ
うに長い熱処理を行うことによって、各層の界面におい
て相互拡散が起きることが重要である。この相互拡散に
よりＮｉ−Ｆｅ−Ｍｎの３相膜を形成して、８０℃で動
作するＭＲセンサに対しより大きなＨUA（４８Ｏｅ（エ
ルステッド）まで）を与える。またこの３相膜は、バル
クのＦｅ−Ｍｎのネール温度（約２２０℃）を越えるブ
ロッキング温度（ＨUAがゼロになる温度）を示す。しか
しながら、上記の相互拡散が起きると、本質的にＭＲセ
ンサの磁気モーメントは小さくなる。一方、耐食性を向
上させるためには、Ｃｒ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｒｈ、及びＲｕ
等の他の元素をＦｅ−Ｍｎ合金相に添加する。米国特許
第４，７５５，８９７号には、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの
合金からなる反強磁性体層を有する改良されたＭＲセン
サが開示されている。特に、４．５％のＣｒを厚さ３０
ｎｍのＦｅ−Ｍｎ膜に添加することにより、曝気された
０．１Ｎの硫化ナトリウム電解質中における腐食電流密
度（ｉc）を８ｕＡ／ｃｍ2から２ｕＡ／ｃｍ2に低減す
ることができる。さらに、積層されていない膜を１５０
℃の空気中で１時間熱処理した後は、０．５ｕＡ／ｃｍ
2まで低減できる。しかしながら、Ｃｒを添加すること
により、ＨUAの強度は室温でたった１６Ｏｅにまで下が
る。そして８０℃においてはほとんどゼロになってしま
う。
れたＮｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ層は、２６０〜３５０℃の
温度範囲において２０〜５０時間熱処理される。このよ
うに長い熱処理を行うことによって、各層の界面におい
て相互拡散が起きることが重要である。この相互拡散に
よりＮｉ−Ｆｅ−Ｍｎの３相膜を形成して、８０℃で動
作するＭＲセンサに対しより大きなＨUA（４８Ｏｅ（エ
ルステッド）まで）を与える。またこの３相膜は、バル
クのＦｅ−Ｍｎのネール温度（約２２０℃）を越えるブ
ロッキング温度（ＨUAがゼロになる温度）を示す。しか
しながら、上記の相互拡散が起きると、本質的にＭＲセ
ンサの磁気モーメントは小さくなる。一方、耐食性を向
上させるためには、Ｃｒ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｒｈ、及びＲｕ
等の他の元素をＦｅ−Ｍｎ合金相に添加する。米国特許
第４，７５５，８９７号には、Ｆｅ、Ｍｎ、及びＣｒの
合金からなる反強磁性体層を有する改良されたＭＲセン
サが開示されている。特に、４．５％のＣｒを厚さ３０
ｎｍのＦｅ−Ｍｎ膜に添加することにより、曝気された
０．１Ｎの硫化ナトリウム電解質中における腐食電流密
度（ｉc）を８ｕＡ／ｃｍ2から２ｕＡ／ｃｍ2に低減す
ることができる。さらに、積層されていない膜を１５０
℃の空気中で１時間熱処理した後は、０．５ｕＡ／ｃｍ
2まで低減できる。しかしながら、Ｃｒを添加すること
により、ＨUAの強度は室温でたった１６Ｏｅにまで下が
る。そして８０℃においてはほとんどゼロになってしま
う。
【００１０】以上により本発明の第１の目的は、温度サ
イクルの間にも安定で良好な交換結合特性を有する磁気
抵抗（ＭＲ）読取りセンサを提供することである。
イクルの間にも安定で良好な交換結合特性を有する磁気
抵抗（ＭＲ）読取りセンサを提供することである。
【００１１】さらに本発明の目的は、耐食性に優れ、か
つ交換バイアス磁場を低下させることのないＭＲ読取り
センサを提供することである。
つ交換バイアス磁場を低下させることのないＭＲ読取り
センサを提供することである。
【００１２】さらに本発明の目的は、作製において必要
な熱処理温度が低いＭＲ読取りセンサを提供することで
ある。
な熱処理温度が低いＭＲ読取りセンサを提供することで
ある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明の原理によるＭＲ
読取りセンサは、強磁性体ＭＲ層に直接接して設けられ
た反強磁性体層からなり、この反強磁性体層はＮｉとＭ
ｎの合金であり、この合金の少なくとも一部は面心正方
晶（ｆｃｔ）構造を有する。ｆｃｔ構造のＮｉ−Ｍｎ反
強磁性体層は、Ｆｅ−Ｍｎ合金による反強磁性体層を用
いた従来のＭＲセンサと比較して極めて良好な交換結合
特性を呈し、広い温度範囲に渡って熱安定性を示す。こ
のＮｉ−Ｍｎ合金に１１％までのＣｒを添加することに
よってＮｉ−Ｍｎ−Ｃｒの３相合金膜を生じる。この３
相合金膜はＮｉ−Ｆｅ膜及びＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ膜と比較
して、極めて耐食性に優れており、しかもその膜の交換
結合特性に対して悪影響を及ぼさない。さらに大きな長
所としては、必要な熱処理温度が低いことである。それ
によって相互拡散を最小限にし、低温での作製プロセス
が可能になる。
読取りセンサは、強磁性体ＭＲ層に直接接して設けられ
た反強磁性体層からなり、この反強磁性体層はＮｉとＭ
ｎの合金であり、この合金の少なくとも一部は面心正方
晶（ｆｃｔ）構造を有する。ｆｃｔ構造のＮｉ−Ｍｎ反
強磁性体層は、Ｆｅ−Ｍｎ合金による反強磁性体層を用
いた従来のＭＲセンサと比較して極めて良好な交換結合
特性を呈し、広い温度範囲に渡って熱安定性を示す。こ
のＮｉ−Ｍｎ合金に１１％までのＣｒを添加することに
よってＮｉ−Ｍｎ−Ｃｒの３相合金膜を生じる。この３
相合金膜はＮｉ−Ｆｅ膜及びＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ膜と比較
して、極めて耐食性に優れており、しかもその膜の交換
結合特性に対して悪影響を及ぼさない。さらに大きな長
所としては、必要な熱処理温度が低いことである。それ
によって相互拡散を最小限にし、低温での作製プロセス
が可能になる。
【００１４】第２の実施例のＭＲセンサにおいては、ジ
ルコニウムを下層に持つＮｉ−Ｍｎ反強磁性体膜がＭＲ
層の端部領域の下に直接蒸着され、ＭＲ層に対して縦バ
イアス磁場をかける。このような構成を有するＭＲセン
サの場合、ＭＲ層の導体（リード）を反強磁性体層上に
設けるのではなく直接ＭＲ層上に蒸着することができ、
それによってリード抵抗を小さくし、信号の損失及び反
強磁性体層の電気抵抗によるジュール熱を最小限にする
ことができる。
ルコニウムを下層に持つＮｉ−Ｍｎ反強磁性体膜がＭＲ
層の端部領域の下に直接蒸着され、ＭＲ層に対して縦バ
イアス磁場をかける。このような構成を有するＭＲセン
サの場合、ＭＲ層の導体（リード）を反強磁性体層上に
設けるのではなく直接ＭＲ層上に蒸着することができ、
それによってリード抵抗を小さくし、信号の損失及び反
強磁性体層の電気抵抗によるジュール熱を最小限にする
ことができる。
【００１５】
【実施例】図１は、磁気ディスク記憶システムにおいて
実施された本発明を示している。しかしながら、本発明
が、例えば磁気テープ記録システム等、他の磁気記録シ
ステムにも適応可能なことは明らかである。図１のシス
テムでは、少なくとも１枚の回転可能な磁気ディスク１
２が軸１４によって支持され、ディスク駆動モータ１８
によって回転させられる。各ディスク上の磁気記録媒体
は、ディスク１２の上の同心のデータ・トラック（図示
せず）からなる輪状パターンの形態をなす。
実施された本発明を示している。しかしながら、本発明
が、例えば磁気テープ記録システム等、他の磁気記録シ
ステムにも適応可能なことは明らかである。図１のシス
テムでは、少なくとも１枚の回転可能な磁気ディスク１
２が軸１４によって支持され、ディスク駆動モータ１８
によって回転させられる。各ディスク上の磁気記録媒体
は、ディスク１２の上の同心のデータ・トラック（図示
せず）からなる輪状パターンの形態をなす。
【００１６】少なくとも１個のスライダがディスク１２
上に置かれており、各スライダ１３が１個以上の読取り
／書込み変換器２１を支持している。通常これを、読取
り／書込みヘッドという。ディスクが回転すると、スラ
イダ１３がディスク表面２２上を、目的とするデータが
記録されている場所へ素早く移動することによってヘッ
ド２１がそのデータへアクセスすることができる。各ス
ライダ１３は、吊り具１５によってアクチュエータ・ア
ーム１９に取り付けられている。吊り具１５は僅かな弾
性力を有し、スライダ１３をディスク表面２２に対して
近付ける。各アクチュエータ・アーム１９は、アクチュ
エータ装置２７に取り付けられている。図１に示すよう
にアクチュエータ装置としては、例えばボイスコイルモ
ータ（ＶＣＭ）がある。ＶＣＭは、固定された磁場中に
置かれた移動可能なコイルからなり、コイルの移動方向
及び速度は、制御装置から与えられるモータ電流信号に
よって制御される。
上に置かれており、各スライダ１３が１個以上の読取り
／書込み変換器２１を支持している。通常これを、読取
り／書込みヘッドという。ディスクが回転すると、スラ
イダ１３がディスク表面２２上を、目的とするデータが
記録されている場所へ素早く移動することによってヘッ
ド２１がそのデータへアクセスすることができる。各ス
ライダ１３は、吊り具１５によってアクチュエータ・ア
ーム１９に取り付けられている。吊り具１５は僅かな弾
性力を有し、スライダ１３をディスク表面２２に対して
近付ける。各アクチュエータ・アーム１９は、アクチュ
エータ装置２７に取り付けられている。図１に示すよう
にアクチュエータ装置としては、例えばボイスコイルモ
ータ（ＶＣＭ）がある。ＶＣＭは、固定された磁場中に
置かれた移動可能なコイルからなり、コイルの移動方向
及び速度は、制御装置から与えられるモータ電流信号に
よって制御される。
【００１７】ディスク記憶システムの動作中、ディスク
１２の回転によって、スライダ１３とディスク表面２２
との間にエア・ベアリングを生じ、それがスライダを浮
かせる力となる。従って動作中このエア・ベアリング
は、吊り具１５の僅かな弾性力と互いのバランスを取
り、そしてスライダ１３がディスク表面に触れずかつ実
質的に一定の隙間を介してディスク表面から僅かに上に
あるように支持する。
１２の回転によって、スライダ１３とディスク表面２２
との間にエア・ベアリングを生じ、それがスライダを浮
かせる力となる。従って動作中このエア・ベアリング
は、吊り具１５の僅かな弾性力と互いのバランスを取
り、そしてスライダ１３がディスク表面に触れずかつ実
質的に一定の隙間を介してディスク表面から僅かに上に
あるように支持する。
【００１８】ディスク記憶システムの種々の構成部分
は、制御装置２９から送られる制御信号によって、動作
中制御される。例えばアクセス制御信号及び相互クロッ
ク信号等である。通常、制御装置２９は、論理制御回
路、記憶装置、及びマイクロプロセッサ等から構成され
る。制御装置２９は、制御信号を送って種々のシステム
動作を制御する。例えばライン２３を介したモータ駆動
制御信号、ライン２８を介したヘッド位置及び探査制御
信号等である。ライン２８上の制御信号によって、その
関連するディスク１２上の目的とするデータ・トラック
へ選択されたスライダ１３を最適に移動及び位置決めす
るために必要な電流波形が与えられる。読取り及び書込
み信号は、読取り／書込みヘッド２１へもしくは当該ヘ
ッドから記録チャネル２５を介して伝達される。
は、制御装置２９から送られる制御信号によって、動作
中制御される。例えばアクセス制御信号及び相互クロッ
ク信号等である。通常、制御装置２９は、論理制御回
路、記憶装置、及びマイクロプロセッサ等から構成され
る。制御装置２９は、制御信号を送って種々のシステム
動作を制御する。例えばライン２３を介したモータ駆動
制御信号、ライン２８を介したヘッド位置及び探査制御
信号等である。ライン２８上の制御信号によって、その
関連するディスク１２上の目的とするデータ・トラック
へ選択されたスライダ１３を最適に移動及び位置決めす
るために必要な電流波形が与えられる。読取り及び書込
み信号は、読取り／書込みヘッド２１へもしくは当該ヘ
ッドから記録チャネル２５を介して伝達される。
【００１９】上記の典型的な磁気ディスク記憶システ
ム、及びそれを示す図１は、単に説明する目的のための
ものである。ここでディスク記憶装置が、多数のディス
ク及びアクチュエータを有し、そして各アクチュエータ
が複数のスライダを支持していてもよいことはもちろん
である。
ム、及びそれを示す図１は、単に説明する目的のための
ものである。ここでディスク記憶装置が、多数のディス
ク及びアクチュエータを有し、そして各アクチュエータ
が複数のスライダを支持していてもよいことはもちろん
である。
【００２０】図２及び図３に、本発明による薄膜ＭＲセ
ンサを示す。この薄膜ＭＲセンサは、基板３２、横バイ
アス層３１、スペーサ層３３、ＭＲ層３５、及び反強磁
性体層３９から構成される。Ｎｉ81Ｆｅ19等の強磁性体
材料からなるＭＲ層３５は電気伝導体３７に取り付けら
れ、ここから出力電流が得られる。このＭＲ層３５から
の出力電流は、記録チャネル２５内にある別の感知回路
がＭＲ層の抵抗変化を判断するための信号である。この
抵抗変化は、磁気記憶媒体２２上に記録されたデータか
らの磁場がＭＲ層３５によって遮られたことによるその
磁場の変化の関数である。
ンサを示す。この薄膜ＭＲセンサは、基板３２、横バイ
アス層３１、スペーサ層３３、ＭＲ層３５、及び反強磁
性体層３９から構成される。Ｎｉ81Ｆｅ19等の強磁性体
材料からなるＭＲ層３５は電気伝導体３７に取り付けら
れ、ここから出力電流が得られる。このＭＲ層３５から
の出力電流は、記録チャネル２５内にある別の感知回路
がＭＲ層の抵抗変化を判断するための信号である。この
抵抗変化は、磁気記憶媒体２２上に記録されたデータか
らの磁場がＭＲ層３５によって遮られたことによるその
磁場の変化の関数である。
【００２１】ＭＲ層３５が確実に一軸異方性を有するよ
うに、ＭＲ層３５の上に反強磁性体層３９が形成され
る。反強磁性体層３９は、反強磁性体のＭｎ合金からな
り、この合金は、規則的なＣｕＡｕ−Ｉ型構造、即ち面
心正方晶（ｆｃｔ）構造を有し、好ましくはＮｉ−Ｍｎ
合金である。反強磁性体層３９は、強磁性体層３５と共
に界面交換結合を生じる。これによって、ＭＲ層３５に
縦交換バイアス磁場（ＨUA）がかかり、ＭＲ層３５内に
単一磁区状態が生じる。ＭＲ層に単一磁区状態が存在す
ることは、実質的にバルクハウゼン雑音を抑制すること
になる。なぜならバルクハウゼン雑音は、多数磁区（マ
ルチドメイン）状態を呈すＭＲ材料に関連する現象だか
らである。
うに、ＭＲ層３５の上に反強磁性体層３９が形成され
る。反強磁性体層３９は、反強磁性体のＭｎ合金からな
り、この合金は、規則的なＣｕＡｕ−Ｉ型構造、即ち面
心正方晶（ｆｃｔ）構造を有し、好ましくはＮｉ−Ｍｎ
合金である。反強磁性体層３９は、強磁性体層３５と共
に界面交換結合を生じる。これによって、ＭＲ層３５に
縦交換バイアス磁場（ＨUA）がかかり、ＭＲ層３５内に
単一磁区状態が生じる。ＭＲ層に単一磁区状態が存在す
ることは、実質的にバルクハウゼン雑音を抑制すること
になる。なぜならバルクハウゼン雑音は、多数磁区（マ
ルチドメイン）状態を呈すＭＲ材料に関連する現象だか
らである。
【００２２】横バイアス層３１は、一般に媒体２２に垂
直な方向の磁場を生じる。それによってＭＲ層３５内の
磁場は、媒体２２に非平行な方向に多少傾く。この横バ
イアス磁場は、ＭＲ層３５を線形応答モードに維持す
る。従ってその電流出力は、実質的に抵抗変化に線形な
関数となる。横バイアス層３１は、薄い非磁性体の、例
えばタンタル（Ｔａ）等のスペーサ層を介してＭＲ層３
５から離れている。周知のように、横バイアス磁場は、
シャント・バイアス、軟フィルム・バイアス、あるいは
永久磁石バイアスによってかけることが可能である。
直な方向の磁場を生じる。それによってＭＲ層３５内の
磁場は、媒体２２に非平行な方向に多少傾く。この横バ
イアス磁場は、ＭＲ層３５を線形応答モードに維持す
る。従ってその電流出力は、実質的に抵抗変化に線形な
関数となる。横バイアス層３１は、薄い非磁性体の、例
えばタンタル（Ｔａ）等のスペーサ層を介してＭＲ層３
５から離れている。周知のように、横バイアス磁場は、
シャント・バイアス、軟フィルム・バイアス、あるいは
永久磁石バイアスによってかけることが可能である。
【００２３】図４は、本発明によるＭＲセンサの第２の
実施例であり、パターン化された縦バイアス磁場を与え
るものである。そのために反強磁性体層は、２つの端部
４１に分割され、それぞれがＭＲ層３５の端領域４２上
のみを被覆するように蒸着されている。反強磁性体層部
分４１は、ＭＲ層３５の端領域４２にのみ縦バイアス磁
場ＨUAを生じ、それによってＭＲ層３５の端領域４２の
みを単一磁区状態に維持する。反強磁性体層４１に間隔
を設けることにより、この部分がＭＲ層３５の中央検知
領域４４となる。従って遮られた磁場に応答し、この検
知領域４４内の抵抗変化の関数として電流信号を与え
る。ＭＲ層３５の中央領域４４には縦バイアス磁場が直
接的にはかからないが、ＭＲ層に沿った静磁場及び交換
結合により、端領域４２の単一磁区状態がＭＲ層の中央
領域４４にも単一磁区状態を誘起する。横バイアス層３
１は、中央領域４４に横バイアス磁場を与え、それによ
って中央領域４４が線形応答モードに維持される。
実施例であり、パターン化された縦バイアス磁場を与え
るものである。そのために反強磁性体層は、２つの端部
４１に分割され、それぞれがＭＲ層３５の端領域４２上
のみを被覆するように蒸着されている。反強磁性体層部
分４１は、ＭＲ層３５の端領域４２にのみ縦バイアス磁
場ＨUAを生じ、それによってＭＲ層３５の端領域４２の
みを単一磁区状態に維持する。反強磁性体層４１に間隔
を設けることにより、この部分がＭＲ層３５の中央検知
領域４４となる。従って遮られた磁場に応答し、この検
知領域４４内の抵抗変化の関数として電流信号を与え
る。ＭＲ層３５の中央領域４４には縦バイアス磁場が直
接的にはかからないが、ＭＲ層に沿った静磁場及び交換
結合により、端領域４２の単一磁区状態がＭＲ層の中央
領域４４にも単一磁区状態を誘起する。横バイアス層３
１は、中央領域４４に横バイアス磁場を与え、それによ
って中央領域４４が線形応答モードに維持される。
【００２４】図２及び図３に類似した従来のＭＲセンサ
で反強磁性体層３９にγ相マンガン合金を用いたもの及
び別の実施例についての包括的な説明は、前記の米国特
許第４，１０３，３１５号に記載されている。図４に示
したＭＲセンサに類似した従来のＭＲセンサで反強磁性
体層にＭｎ−Ｆｅを用いたものは、米国特許第４，６６
３，６８５号に記載されている。
で反強磁性体層３９にγ相マンガン合金を用いたもの及
び別の実施例についての包括的な説明は、前記の米国特
許第４，１０３，３１５号に記載されている。図４に示
したＭＲセンサに類似した従来のＭＲセンサで反強磁性
体層にＭｎ−Ｆｅを用いたものは、米国特許第４，６６
３，６８５号に記載されている。
【００２５】ｆｃｔ構造のＮｉ−Ｍｎ合金からなる反強
磁性体層を有するＭＲセンサにおいて、その材料の範囲
及び動作特性を明らかにするために、積層構造を有する
種々の薄膜が、マグネトロン・スパッタリング・システ
ムにより約４０Ｏｅの均一磁場中で作製された。直径２
００ｍｍのＮｉ19Ｆｅ81、Ｎｉ50Ｍｎ50、Ｆｅ50Ｍ
ｎ50、及び純粋なＴａのターゲットを用い、Ｔａ／Ｎｉ
−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｔａ及びＴａ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ
−Ｍｎ／Ｔａの多層膜がガラス基板上に蒸着された。こ
のシステムのパワー密度及び圧力は、それぞれ３．２ｗ
／ｃｍ2及び２×１０-7Ｔｏｒｒに固定されている。Ｔ
ａ、Ｎｉ−Ｍｎ、及びＦｅ−Ｍｎの膜厚はそれぞれ２
２．０、５０．４、１２．６ｎｍであり、３×１０-3Ｔ
ｏｒｒのアルゴン（Ａｒ）を用い、パレット回転速度３
０ｒｐｍでＤＣマグネトロン・スパッタリングにより蒸
着された。同じ蒸着パラメータに加え、ＲＦ基板バイア
ス電圧を−８０ボルト（Ｖ）とするＲＦマグネトロン・
スパッタリングにより、膜厚２８．５ｎｍのＮｉ−Ｆｅ
膜が蒸着された。Ｎｉ−Ｍｎ及びＦｅ−Ｍｎの反強磁性
体層をＮｉ−ＦｅのＭＲ層の前または後に蒸着した多層
構造が作製された。また耐食性を向上させるために、Ｎ
ｉ−Ｍｎと純粋なＣｒのターゲットを同時にＤＣマグネ
トロン・スパッタリングすることにより、Ｎｉ−Ｍｎ−
Ｃｒの３相ベースの合金を反強磁性体層として形成し
た。Ｎｉ−Ｍｎ−Ｃｒ膜中のＣｒ含有率を変えるため
に、純粋Ｃｒターゲットに使用されるパワー密度を変化
させた。約８００Ｏｅの磁場によって磁化容易方向に配
向した磁化軸を有する全ての膜は、真空硬化焼成装置内
で３×１０-5Ｔｏｒｒにおいて熱処理された。２層構造
の誘導ヘッドの作製の際に使用されるフォトレジスト硬
化焼成プロセスをシミュレートするために、５通りの熱
処理サイクルが実行された。その後、以上の工程により
得られた試料の構造を試験し、種々のパラメータにおけ
るＮｉ−ＦｅのＭＲ層中の交換バイアス磁場ＨUAと、反
強磁性体層の耐食性を測定した。電子マイクロプローブ
解析の結果、ＤＣマグネトロンによるＮｉ−Ｍｎ膜に
は、４６．７％のＭｎが含まれていた。Ｘ線回折パター
ン及び透過型電子顕微鏡写真により、Ｍｎ合金がｆｃｔ
構造を有することが確かめられた。
磁性体層を有するＭＲセンサにおいて、その材料の範囲
及び動作特性を明らかにするために、積層構造を有する
種々の薄膜が、マグネトロン・スパッタリング・システ
ムにより約４０Ｏｅの均一磁場中で作製された。直径２
００ｍｍのＮｉ19Ｆｅ81、Ｎｉ50Ｍｎ50、Ｆｅ50Ｍ
ｎ50、及び純粋なＴａのターゲットを用い、Ｔａ／Ｎｉ
−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｔａ及びＴａ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ
−Ｍｎ／Ｔａの多層膜がガラス基板上に蒸着された。こ
のシステムのパワー密度及び圧力は、それぞれ３．２ｗ
／ｃｍ2及び２×１０-7Ｔｏｒｒに固定されている。Ｔ
ａ、Ｎｉ−Ｍｎ、及びＦｅ−Ｍｎの膜厚はそれぞれ２
２．０、５０．４、１２．６ｎｍであり、３×１０-3Ｔ
ｏｒｒのアルゴン（Ａｒ）を用い、パレット回転速度３
０ｒｐｍでＤＣマグネトロン・スパッタリングにより蒸
着された。同じ蒸着パラメータに加え、ＲＦ基板バイア
ス電圧を−８０ボルト（Ｖ）とするＲＦマグネトロン・
スパッタリングにより、膜厚２８．５ｎｍのＮｉ−Ｆｅ
膜が蒸着された。Ｎｉ−Ｍｎ及びＦｅ−Ｍｎの反強磁性
体層をＮｉ−ＦｅのＭＲ層の前または後に蒸着した多層
構造が作製された。また耐食性を向上させるために、Ｎ
ｉ−Ｍｎと純粋なＣｒのターゲットを同時にＤＣマグネ
トロン・スパッタリングすることにより、Ｎｉ−Ｍｎ−
Ｃｒの３相ベースの合金を反強磁性体層として形成し
た。Ｎｉ−Ｍｎ−Ｃｒ膜中のＣｒ含有率を変えるため
に、純粋Ｃｒターゲットに使用されるパワー密度を変化
させた。約８００Ｏｅの磁場によって磁化容易方向に配
向した磁化軸を有する全ての膜は、真空硬化焼成装置内
で３×１０-5Ｔｏｒｒにおいて熱処理された。２層構造
の誘導ヘッドの作製の際に使用されるフォトレジスト硬
化焼成プロセスをシミュレートするために、５通りの熱
処理サイクルが実行された。その後、以上の工程により
得られた試料の構造を試験し、種々のパラメータにおけ
るＮｉ−ＦｅのＭＲ層中の交換バイアス磁場ＨUAと、反
強磁性体層の耐食性を測定した。電子マイクロプローブ
解析の結果、ＤＣマグネトロンによるＮｉ−Ｍｎ膜に
は、４６．７％のＭｎが含まれていた。Ｘ線回折パター
ン及び透過型電子顕微鏡写真により、Ｍｎ合金がｆｃｔ
構造を有することが確かめられた。
【００２６】次に図５〜図８を参照する。種々の構造に
おけるＨUAを、図５は熱処理サイクルに対して、図６は
周囲温度もしくは動作温度に対してそれぞれ示したもの
である。ここで、Ｎｉ−Ｍｎの膜厚は５０．４ｎｍ、Ｆ
ｅ−Ｍｎの膜厚は１２．６ｎｍである。蒸着しただけの
Ｎｉ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ膜のＨUAは約４．５Ｏｅであ
り、蒸着しただけのＮｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ膜（約３
８．４Ｏｅ）よりもかなり小さい。しかしながらＮｉ−
Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ膜のＨUAは、１回の熱処理サイクルの
後、急に２８．７Ｏｅまで増加し、さらに５回の熱処理
サイクルの後には１１３．０Ｏｅまで増加する。ＨUAの
増加は、高い熱処理温度において観察されるが、実用的
に十分なＨUAが、フォトレジストの硬化焼成プロセスに
通常使用される温度範囲内での熱処理によって得られ
る。例えば２６０℃以下の温度である。対照的にＮｉ−
Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ膜のＨUAは、５回の熱処理サイクルの
後にも４０．４Ｏｅまで僅かに増加するのみである。各
層の蒸着順序を逆にした場合、Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ
膜では５回の熱処理サイクルの後、ＨUAが３２．４Ｏｅ
になるが、Ｆｅ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ膜では、交換結合が
観られなかった。さらに、全ての熱処理された交換結合
膜において、Ｎｉ−ＦｅのＭＲ層の磁気モーメントに変
化がなかった。
おけるＨUAを、図５は熱処理サイクルに対して、図６は
周囲温度もしくは動作温度に対してそれぞれ示したもの
である。ここで、Ｎｉ−Ｍｎの膜厚は５０．４ｎｍ、Ｆ
ｅ−Ｍｎの膜厚は１２．６ｎｍである。蒸着しただけの
Ｎｉ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ膜のＨUAは約４．５Ｏｅであ
り、蒸着しただけのＮｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ膜（約３
８．４Ｏｅ）よりもかなり小さい。しかしながらＮｉ−
Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ膜のＨUAは、１回の熱処理サイクルの
後、急に２８．７Ｏｅまで増加し、さらに５回の熱処理
サイクルの後には１１３．０Ｏｅまで増加する。ＨUAの
増加は、高い熱処理温度において観察されるが、実用的
に十分なＨUAが、フォトレジストの硬化焼成プロセスに
通常使用される温度範囲内での熱処理によって得られ
る。例えば２６０℃以下の温度である。対照的にＮｉ−
Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ膜のＨUAは、５回の熱処理サイクルの
後にも４０．４Ｏｅまで僅かに増加するのみである。各
層の蒸着順序を逆にした場合、Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ
膜では５回の熱処理サイクルの後、ＨUAが３２．４Ｏｅ
になるが、Ｆｅ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ膜では、交換結合が
観られなかった。さらに、全ての熱処理された交換結合
膜において、Ｎｉ−ＦｅのＭＲ層の磁気モーメントに変
化がなかった。
【００２７】図６のデータによれば、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｎｉ
−Ｍｎ膜のＨUAは、周囲温度が１６０℃に上がるまでは
僅かに増加して１２０Ｏｅに達し、その後は減少して４
００℃においては４２．９Ｏｅになる。対照的にＮｉ−
Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ膜のＨUAは、線形に減少して９０℃に
おいて２２．５Ｏｅになり、さらに１５０℃においてゼ
ロになる。各層の蒸着順序を逆にした場合、Ｎｉ−Ｍｎ
／Ｎｉ−Ｆｅ膜のＨUAは、８０℃において３２．２Ｏｅ
であり、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ膜よりも小さく、Ｎｉ
−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ膜よりも、尚大きい。
−Ｍｎ膜のＨUAは、周囲温度が１６０℃に上がるまでは
僅かに増加して１２０Ｏｅに達し、その後は減少して４
００℃においては４２．９Ｏｅになる。対照的にＮｉ−
Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ膜のＨUAは、線形に減少して９０℃に
おいて２２．５Ｏｅになり、さらに１５０℃においてゼ
ロになる。各層の蒸着順序を逆にした場合、Ｎｉ−Ｍｎ
／Ｎｉ−Ｆｅ膜のＨUAは、８０℃において３２．２Ｏｅ
であり、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ膜よりも小さく、Ｎｉ
−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ膜よりも、尚大きい。
【００２８】図５及び図６のデータによって、Ｎｉ−Ｍ
ｎ薄膜層をＭＲセンサの反強磁性体層として使用すれ
ば、動作温度８０℃において十分な交換結合が得られる
ことがわかる。上記の結果、１００℃以下の温度で蒸着
されたＮｉ−Ｍｎ膜は、Ｎｉ−ＦｅのＭＲ層の上にあっ
ても下にあっても部分的に配列した構造を有しており、
その配列は、２６０℃以下の比較的低温において熱処理
した後、さらに完全なものとすることができる。
ｎ薄膜層をＭＲセンサの反強磁性体層として使用すれ
ば、動作温度８０℃において十分な交換結合が得られる
ことがわかる。上記の結果、１００℃以下の温度で蒸着
されたＮｉ−Ｍｎ膜は、Ｎｉ−ＦｅのＭＲ層の上にあっ
ても下にあっても部分的に配列した構造を有しており、
その配列は、２６０℃以下の比較的低温において熱処理
した後、さらに完全なものとすることができる。
【００２９】図７は熱処理サイクルに対するＨUAを、図
８は周囲温度に対するＨUAをそれぞれ示したものであ
る。ここで、膜厚５０．４ｎｍのＮｉ−Ｍｎ膜及びＮｉ
−Ｍｎ−Ｃｒ膜が膜厚２８．５ｎｍのＮｉ−Ｆｅ膜上に
蒸着されている。図７は、Ｃｒの含有率が０、６．４、
１０．７、及び１４．９％のＮｉ−Ｍｎ膜における５回
の熱処理の後のＨUAが示され、それぞれ１１３．０、７
８．３、３６．１、及び１．２Ｏｅである。図８はＮｉ
−Ｍｎ−Ｃｒ膜のＣｒ量がゼロから１０．７％まで増加
するとき、室温におけるＨUAは１１６．０から３７．８
Ｏｅに単調に減少している。熱処理されたＮｉ−Ｍｎ−
Ｃｒ膜の場合、そのＣｒ含有率がゼロから１０．７％ま
での範囲では、Ｆｅ−Ｍｎ膜の場合（図５及び図６参
照）よりもＨUAが大きくかつ熱的に安定である。
８は周囲温度に対するＨUAをそれぞれ示したものであ
る。ここで、膜厚５０．４ｎｍのＮｉ−Ｍｎ膜及びＮｉ
−Ｍｎ−Ｃｒ膜が膜厚２８．５ｎｍのＮｉ−Ｆｅ膜上に
蒸着されている。図７は、Ｃｒの含有率が０、６．４、
１０．７、及び１４．９％のＮｉ−Ｍｎ膜における５回
の熱処理の後のＨUAが示され、それぞれ１１３．０、７
８．３、３６．１、及び１．２Ｏｅである。図８はＮｉ
−Ｍｎ−Ｃｒ膜のＣｒ量がゼロから１０．７％まで増加
するとき、室温におけるＨUAは１１６．０から３７．８
Ｏｅに単調に減少している。熱処理されたＮｉ−Ｍｎ−
Ｃｒ膜の場合、そのＣｒ含有率がゼロから１０．７％ま
での範囲では、Ｆｅ−Ｍｎ膜の場合（図５及び図６参
照）よりもＨUAが大きくかつ熱的に安定である。
【００３０】種々の２相及び３相合金膜の耐食性を調べ
るために、ポテンショダイナミック・スキャンが０．１
Ｎの硫化ナトリウム電解質（ｐＨ＝７．０）中において
実行され、大気中における耐食性が評価された。Ｆｅ−
Ｍｎ、Ｎｉ−Ｆｅ、及びＣｏ−Ｐｔ−Ｃｒの各膜におけ
る腐食特性も、比較のために評価された。
るために、ポテンショダイナミック・スキャンが０．１
Ｎの硫化ナトリウム電解質（ｐＨ＝７．０）中において
実行され、大気中における耐食性が評価された。Ｆｅ−
Ｍｎ、Ｎｉ−Ｆｅ、及びＣｏ−Ｐｔ−Ｃｒの各膜におけ
る腐食特性も、比較のために評価された。
【００３１】図９は、蒸着しただけのＮｉ−Ｍｎ、Ｎｉ
−Ｍｎ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｃｒ−
Ｐｔの各膜についての０．１Ｎ硫化ナトリウム電解質中
におけるポテンショダイナミック・スキャンを示してい
る。各膜についての腐食電位（Ｅc）、Ｅcにおける腐食
電流密度（ｉc）、及び１００ｍＶにおける電流密度
（ｉ100）を、下記の表１にまとめて示す。種々のＮｉ
−Ｍｎ−Ｃｒ膜における腐食特性の違いは、Ｆｅ−Ｍｎ
膜よりもはるかに大きい正のＥcとして現れており、こ
のことは優れた耐食性を示している。Ｎｉ−Ｍｎ膜は、
０．４６ｕＡ／ｃｍ2のｉcを示し、Ｆｅ−Ｍｎ膜の１
７．６ｕＡ／ｃｍ2よりもかなり小さい．Ｃｒの含有率
が１４．９％まで増加するにつれ、ｉcは単調に０．１
８ｕＡ／ｃｍ2まで下がる。このようにＮｉ−Ｍｎ膜及
びＮｉ−Ｍｎ−Ｃｒ膜の耐食性は、Ｆｅ−Ｍｎ膜と比較
するとかなり向上しており、またＮｉ−Ｆｅ膜及びＣｏ
−Ｃｒ−Ｐｔ膜に匹敵するものである。この結果はさら
に、ｉ100の比較からも確かめられ、それは大気中にお
ける腐食特性を比較するのに最もよい方法である。
−Ｍｎ−Ｃｒ、Ｆｅ−Ｍｎ、Ｎｉ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｃｒ−
Ｐｔの各膜についての０．１Ｎ硫化ナトリウム電解質中
におけるポテンショダイナミック・スキャンを示してい
る。各膜についての腐食電位（Ｅc）、Ｅcにおける腐食
電流密度（ｉc）、及び１００ｍＶにおける電流密度
（ｉ100）を、下記の表１にまとめて示す。種々のＮｉ
−Ｍｎ−Ｃｒ膜における腐食特性の違いは、Ｆｅ−Ｍｎ
膜よりもはるかに大きい正のＥcとして現れており、こ
のことは優れた耐食性を示している。Ｎｉ−Ｍｎ膜は、
０．４６ｕＡ／ｃｍ2のｉcを示し、Ｆｅ−Ｍｎ膜の１
７．６ｕＡ／ｃｍ2よりもかなり小さい．Ｃｒの含有率
が１４．９％まで増加するにつれ、ｉcは単調に０．１
８ｕＡ／ｃｍ2まで下がる。このようにＮｉ−Ｍｎ膜及
びＮｉ−Ｍｎ−Ｃｒ膜の耐食性は、Ｆｅ−Ｍｎ膜と比較
するとかなり向上しており、またＮｉ−Ｆｅ膜及びＣｏ
−Ｃｒ−Ｐｔ膜に匹敵するものである。この結果はさら
に、ｉ100の比較からも確かめられ、それは大気中にお
ける腐食特性を比較するのに最もよい方法である。
【００３２】 表１ 試料 Ｅc（mV vs SCE） ｉc（uA/cm2） ｉ100（uA/cm2） Ｎｉ53−Ｍｎ47 −１６０ ０．４６ ６．０ Ｎｉ50−Ｍｎ44−Ｃｒ6 ＋１３５ ０．２４ ０．３ Ｎｉ47−Ｍｎ42−Ｃｒ11 ＋１３５ ０．２１ ０．２ Ｎｉ45−Ｍｎ40−Ｃｒ15 ＋１１０ ０．１８ ０．２ Ｆｅ50−Ｍｎ50 −１０４０ １７．６ ３０００ Ｎｉ81−Ｆｅ19 −７５ ０．０２ ０．０８ Ｃｏ77−Ｐｔ13−Ｃｒ10 −３００ ０．１５ ８．０
【００３３】Ｎｉ−Ｍｎによる反強磁性体層を使用する
ことによって得られる大きな利点は、ＭＲセンサの作製
の際に、熱処理温度を低くすることができることであ
る。蒸着しただけのＮｉ−Ｍｎ膜は実質上ＨUAはゼロで
あるが、熱処理サイクルを２回行うだけで必要な交換結
合を得るに十分な程度に配列させることができる。熱処
理されたＮｉ−Ｍｎ膜によって生じたＨUAは、従来のＦ
ｅ−Ｍｎ膜によって生じるＨUAよりも極めて大きい。Ｎ
ｉ−Ｍｎのネール温度は、Ｎｉ−Ｆｅのキュリー温度よ
りも高いため、Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ膜の示すブロッ
キング温度はＮｉ−Ｆｅ膜のキュリー温度に近く、それ
はＦｅ−Ｍｎのブロッキング温度（約２２０℃）よりも
ずっと高い。安定な配列のＡｕＣｕ−Ｉ型、即ちｆｃｔ
構造を有する反強磁性体のＭｎベース合金膜は、様々な
組成のものについても（例えば、Ｎｉ−Ｍｎ、Ｉｒ−Ｍ
ｎ、Ｐｄ−Ｍｎ、Ｐｔ−Ｍｎ、Ｒｈ−Ｍｎが夫々４６−
６０、４５−６３、３６−５２、３３−６０及び５０−
６５、原子％のＭｎを含む）、熱処理後に同様な交換結
合を示すのではないかと期待されている。それらはネー
ル温度が低いため、それらのブロッキング温度は、Ｆｅ
−Ｍｎ膜とＮｉ−Ｍｎ膜の間になるはずである。さら
に、Ｃｒ以外にもＩｒ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔｉ、及び
Ｚｒを含む群から選択された元素は、３相Ｍｎ合金を形
成して耐食性を向上させるために適当な添加物として期
待される。
ことによって得られる大きな利点は、ＭＲセンサの作製
の際に、熱処理温度を低くすることができることであ
る。蒸着しただけのＮｉ−Ｍｎ膜は実質上ＨUAはゼロで
あるが、熱処理サイクルを２回行うだけで必要な交換結
合を得るに十分な程度に配列させることができる。熱処
理されたＮｉ−Ｍｎ膜によって生じたＨUAは、従来のＦ
ｅ−Ｍｎ膜によって生じるＨUAよりも極めて大きい。Ｎ
ｉ−Ｍｎのネール温度は、Ｎｉ−Ｆｅのキュリー温度よ
りも高いため、Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ膜の示すブロッ
キング温度はＮｉ−Ｆｅ膜のキュリー温度に近く、それ
はＦｅ−Ｍｎのブロッキング温度（約２２０℃）よりも
ずっと高い。安定な配列のＡｕＣｕ−Ｉ型、即ちｆｃｔ
構造を有する反強磁性体のＭｎベース合金膜は、様々な
組成のものについても（例えば、Ｎｉ−Ｍｎ、Ｉｒ−Ｍ
ｎ、Ｐｄ−Ｍｎ、Ｐｔ−Ｍｎ、Ｒｈ−Ｍｎが夫々４６−
６０、４５−６３、３６−５２、３３−６０及び５０−
６５、原子％のＭｎを含む）、熱処理後に同様な交換結
合を示すのではないかと期待されている。それらはネー
ル温度が低いため、それらのブロッキング温度は、Ｆｅ
−Ｍｎ膜とＮｉ−Ｍｎ膜の間になるはずである。さら
に、Ｃｒ以外にもＩｒ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔｉ、及び
Ｚｒを含む群から選択された元素は、３相Ｍｎ合金を形
成して耐食性を向上させるために適当な添加物として期
待される。
【００３４】図１０は、本発明による薄膜ＭＲセンサ５
０の第２の実施例を示している。その構成は、基板４
５、第１スペーサ層４７、及びＭＲ層５１の端部分５７
の下にのみ設けられている反強磁性体層４９、及び第２
スペーサ層５４によってＭＲ層５１と隔てられ、ＭＲ層
５１の中央部分５９の下方にのみ設けられている横バイ
アス層５３からなる。ＭＲ層５１はＮｉ81Ｆｅ19等の強
磁性体材料から形成され、例えば電気伝導体５５が図２
に関して前記したのと同様な方法により取り付けられて
いる。この電気伝導体５５によって、ＭＲ層の中央部分
５９の抵抗変化を表す出力電流が与えられる。反強磁性
体層４９は反強磁性体Ｍｎ合金からなり、配列したＣｕ
Ａｕ−Ｉ型であるｆｃｔ構造を有し、好ましくはｆｃｔ
構造のＮｉ−Ｍｎである。一方、その下層となる第１ス
ペーサ層４７は適当な材料からなり、例えばジルコニウ
ム（Ｚｒ）が好ましく、ＭＲ層５１中に強くかつ熱的に
安定なＨUAを得るためのものである。このように反転し
た構成、即ち反強磁性体層をＭＲ層の下に設けることに
よって、ＭＲ層の上に導体リード５５を直接蒸着するこ
とができる。従って、導体リードが反強磁性体層を介し
て蒸着されている図４の場合と比較してＭＲ層と導体リ
ードが物理的に接触している。反強磁性体層４９とその
下層４７全体の厚さは、横バイアス層５３と第２スペー
サ層５４の厚さと同程度になるべきである。従来のＭＲ
センサは、例えば横バイアス層としてＮｉ−Ｆｅ−Ｒｈ
合金を用い、第２スペーサ層としてＴａを用いており、
Ｎｉ−Ｆｅ−Ｒｈ、Ｔａ、及びＮｉ−Ｆｅの各膜の厚さ
は、それぞれ約２１、２０、及び３０ｎｍである。従っ
てこの従来のＭＲセンサについては、反強磁性体層とそ
の下層全体の厚さは約４１ｎｍとなるべきである。
０の第２の実施例を示している。その構成は、基板４
５、第１スペーサ層４７、及びＭＲ層５１の端部分５７
の下にのみ設けられている反強磁性体層４９、及び第２
スペーサ層５４によってＭＲ層５１と隔てられ、ＭＲ層
５１の中央部分５９の下方にのみ設けられている横バイ
アス層５３からなる。ＭＲ層５１はＮｉ81Ｆｅ19等の強
磁性体材料から形成され、例えば電気伝導体５５が図２
に関して前記したのと同様な方法により取り付けられて
いる。この電気伝導体５５によって、ＭＲ層の中央部分
５９の抵抗変化を表す出力電流が与えられる。反強磁性
体層４９は反強磁性体Ｍｎ合金からなり、配列したＣｕ
Ａｕ−Ｉ型であるｆｃｔ構造を有し、好ましくはｆｃｔ
構造のＮｉ−Ｍｎである。一方、その下層となる第１ス
ペーサ層４７は適当な材料からなり、例えばジルコニウ
ム（Ｚｒ）が好ましく、ＭＲ層５１中に強くかつ熱的に
安定なＨUAを得るためのものである。このように反転し
た構成、即ち反強磁性体層をＭＲ層の下に設けることに
よって、ＭＲ層の上に導体リード５５を直接蒸着するこ
とができる。従って、導体リードが反強磁性体層を介し
て蒸着されている図４の場合と比較してＭＲ層と導体リ
ードが物理的に接触している。反強磁性体層４９とその
下層４７全体の厚さは、横バイアス層５３と第２スペー
サ層５４の厚さと同程度になるべきである。従来のＭＲ
センサは、例えば横バイアス層としてＮｉ−Ｆｅ−Ｒｈ
合金を用い、第２スペーサ層としてＴａを用いており、
Ｎｉ−Ｆｅ−Ｒｈ、Ｔａ、及びＮｉ−Ｆｅの各膜の厚さ
は、それぞれ約２１、２０、及び３０ｎｍである。従っ
てこの従来のＭＲセンサについては、反強磁性体層とそ
の下層全体の厚さは約４１ｎｍとなるべきである。
【００３５】次に図１１〜図１４を参照する。従来のＦ
ｅ−Ｍｎによる反強磁性体膜と比較して、必要な交換結
合条件を有しかつ耐食性に優れた、下層を有する反強磁
性体層を得るために、ここでは、種々の多層膜Ａｌ2Ｏ3
／Ｘ／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ａｌ2Ｏ3（Ｘ＝Ａｕ、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ）が、
図５〜図１０に関して前記したのと同様な条件下におい
てマグネトロン・スパッタリング・システム中で磁場の
存在下でガラス基板上に蒸着された。約８００Ｏｅの磁
場により磁化容易方向に配向したＮｉ−Ｆｅ膜を有する
膜が、基本圧力３×１０-5Ｔｏｒｒの真空装置内で熱処
理された。各熱処理サイクルは、一定時間の間に約２４
０℃まで昇温した後、２４０〜２６０℃に一定時間維持
し、その後降温するものである。使用された熱処理プロ
セスは、通常のＭＲ読取り／誘導書込みセンサの作製プ
ロセスにおいてフォトレジストの硬化焼成に必要とされ
る条件をシミュレートしたものである。種々の材料から
なる下層を有する反強磁性体の蒸着されたままの膜は、
１Ｏｅよりも小さなＨUAを示す。しかしながら、熱処理
後は、下層としてＡｌ2Ｏ3、Ａｕ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｄ、
Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｗ、、Ｚｒを有するＮｉ−Ｍｎ（２
５．２ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）膜のＨ
UAは、それぞれ２１．６、１３．７、１８．７、４０．
６、１２．６、２９．２、３４．９、３２．４、１８．
４、１６５．９Ｏｅである。Ｚｒを下層に持つ膜のみが
実質的な高いＨUAを示す。
ｅ−Ｍｎによる反強磁性体膜と比較して、必要な交換結
合条件を有しかつ耐食性に優れた、下層を有する反強磁
性体層を得るために、ここでは、種々の多層膜Ａｌ2Ｏ3
／Ｘ／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ａｌ2Ｏ3（Ｘ＝Ａｕ、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｗ、Ｚｒ）が、
図５〜図１０に関して前記したのと同様な条件下におい
てマグネトロン・スパッタリング・システム中で磁場の
存在下でガラス基板上に蒸着された。約８００Ｏｅの磁
場により磁化容易方向に配向したＮｉ−Ｆｅ膜を有する
膜が、基本圧力３×１０-5Ｔｏｒｒの真空装置内で熱処
理された。各熱処理サイクルは、一定時間の間に約２４
０℃まで昇温した後、２４０〜２６０℃に一定時間維持
し、その後降温するものである。使用された熱処理プロ
セスは、通常のＭＲ読取り／誘導書込みセンサの作製プ
ロセスにおいてフォトレジストの硬化焼成に必要とされ
る条件をシミュレートしたものである。種々の材料から
なる下層を有する反強磁性体の蒸着されたままの膜は、
１Ｏｅよりも小さなＨUAを示す。しかしながら、熱処理
後は、下層としてＡｌ2Ｏ3、Ａｕ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｄ、
Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｗ、、Ｚｒを有するＮｉ−Ｍｎ（２
５．２ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）膜のＨ
UAは、それぞれ２１．６、１３．７、１８．７、４０．
６、１２．６、２９．２、３４．９、３２．４、１８．
４、１６５．９Ｏｅである。Ｚｒを下層に持つ膜のみが
実質的な高いＨUAを示す。
【００３６】一般に、蒸着されただけの膜の最密充填構
造の結晶面は、アモルファス基板と膜との界面に平行で
ある。従ってこの面内の最近接原子間距離は、次に蒸着
される膜の結晶構造及び組織を決定する。Ｚｒによる下
層は、六方最密充填（ｈｃｐ）構造をとる（ａ＝０．３
２３ｎｍ、ｃ＝０．５１５ｎｍ、ｃ／ａ＝１．５９
４）。その最近接原子間距離（０．３２３ｎｍ）は、試
験された他の下層材料のそれよりかなり大きい（Ａｕ、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｗに対してそれ
ぞれ０．２８８、０．２５０、０．２５６、０．２７
５、０．２６９、０．２６５、０．２８６、０．２７４
ｎｍ）。このように原子間距離が最も大きいことが、熱
処理後の交換結合の向上に重要な役割を果たしているよ
うである。なぜなら、Ｚｒによる下層の結晶構造と類似
しているＹによる下層もｈｃｐ構造をとり（ａ＝０．３
６５ｎｍ、ｃ＝０．５７３ｎｍ、ｃ／ａ＝１．５７
０）、しかも同様に強い交換結合を与えることがわかっ
たからである。
造の結晶面は、アモルファス基板と膜との界面に平行で
ある。従ってこの面内の最近接原子間距離は、次に蒸着
される膜の結晶構造及び組織を決定する。Ｚｒによる下
層は、六方最密充填（ｈｃｐ）構造をとる（ａ＝０．３
２３ｎｍ、ｃ＝０．５１５ｎｍ、ｃ／ａ＝１．５９
４）。その最近接原子間距離（０．３２３ｎｍ）は、試
験された他の下層材料のそれよりかなり大きい（Ａｕ、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｗに対してそれ
ぞれ０．２８８、０．２５０、０．２５６、０．２７
５、０．２６９、０．２６５、０．２８６、０．２７４
ｎｍ）。このように原子間距離が最も大きいことが、熱
処理後の交換結合の向上に重要な役割を果たしているよ
うである。なぜなら、Ｚｒによる下層の結晶構造と類似
しているＹによる下層もｈｃｐ構造をとり（ａ＝０．３
６５ｎｍ、ｃ＝０．５７３ｎｍ、ｃ／ａ＝１．５７
０）、しかも同様に強い交換結合を与えることがわかっ
たからである。
【００３７】ＭＲ層に生じるＨUAの強さは、３つの蒸着
層の厚さ全てに大きく依存する。即ちＺｒからなる下
層、Ｎｉ−Ｍｎからなる反強磁性体層、及びＮｉ−Ｆｅ
からなる強磁性体ＭＲ層である。図１１は、熱処理され
たＺｒ／Ｎｉ−Ｍｎ（２５．２ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２
８．５ｎｍ）膜における、Ｚｒ下層の厚さ（ｔz）に対
するＨUAを示している。ｔzが０から２４．３ｎｍまで
増加するとＨUAは２１．６から１６５．９Ｏｅまで増加
し、その後はｔzがさらに増えてもほとんど変化せず一
定のままである。図１２は、熱処理されたＺｒ（２４．
３ｎｍ）／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）膜
における、Ｎｉ−Ｍｎ層の厚さ（ｔNM）に対するＨUAを
示している。ＨUAは、ｔNMが８．４ｎｍまでは１Ｏｅ以
下であるが、ｔNMが１２．６、１６．８、２１．０、２
５．２ｎｍと増加すると、ＨUAの値はそれぞれ５０．
５、１０６．２、１５５．９、１６５．０ｎｍと急激に
増加する。さらにｔNMが増えると、ＨUAはまた急速に減
少する。図１３は、熱処理されたＺｒ（２４．３ｎｍ）
／Ｎｉ−Ｍｎ（２５．２ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ膜におけ
る、Ｎｉ−Ｆｅ層の厚さ（ｔNF）に対するＨUAを示して
いる。ほぼ２．５ｎｍ以下の非常に薄い膜を除いて、Ｈ
UAは、１／ｔNFに粗く比例して変化する。ｔNFが１１
８．５から２．５ｎｍまで減少すると、ＨUAは３０．３
から６６８．０Ｏｅまで増加する。
層の厚さ全てに大きく依存する。即ちＺｒからなる下
層、Ｎｉ−Ｍｎからなる反強磁性体層、及びＮｉ−Ｆｅ
からなる強磁性体ＭＲ層である。図１１は、熱処理され
たＺｒ／Ｎｉ−Ｍｎ（２５．２ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２
８．５ｎｍ）膜における、Ｚｒ下層の厚さ（ｔz）に対
するＨUAを示している。ｔzが０から２４．３ｎｍまで
増加するとＨUAは２１．６から１６５．９Ｏｅまで増加
し、その後はｔzがさらに増えてもほとんど変化せず一
定のままである。図１２は、熱処理されたＺｒ（２４．
３ｎｍ）／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）膜
における、Ｎｉ−Ｍｎ層の厚さ（ｔNM）に対するＨUAを
示している。ＨUAは、ｔNMが８．４ｎｍまでは１Ｏｅ以
下であるが、ｔNMが１２．６、１６．８、２１．０、２
５．２ｎｍと増加すると、ＨUAの値はそれぞれ５０．
５、１０６．２、１５５．９、１６５．０ｎｍと急激に
増加する。さらにｔNMが増えると、ＨUAはまた急速に減
少する。図１３は、熱処理されたＺｒ（２４．３ｎｍ）
／Ｎｉ−Ｍｎ（２５．２ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ膜におけ
る、Ｎｉ−Ｆｅ層の厚さ（ｔNF）に対するＨUAを示して
いる。ほぼ２．５ｎｍ以下の非常に薄い膜を除いて、Ｈ
UAは、１／ｔNFに粗く比例して変化する。ｔNFが１１
８．５から２．５ｎｍまで減少すると、ＨUAは３０．３
から６６８．０Ｏｅまで増加する。
【００３８】ＭＲ層の厚さの関数としてのＨUAの１／ｔ
NF特性は、Ｚｒ（２４．３ｎｍ）／Ｎｉ−Ｍｎ（２５．
２ｎｍ）膜が３０及び１５ｎｍに蒸着されたとき、Ｎｉ
−ＦｅのＭＲ層のＨUAが、それぞれ１５７．６及び３１
５．２Ｏｅとなることを示している。反強磁性体層及び
その下層の全厚みが、横バイアス層及びそのスペーサの
全厚みと同程度でなければならない要件を満たすなら
ば、例えば熱処理されたＺｒ（２０．２ｎｍ）／Ｎｉ−
Ｍｎ（２１．０ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（３０．０ｎｍ）膜
及びＺｒ（６．１ｎｍ）／Ｎｉ−Ｍｎ（２１．０ｎｍ）
／Ｎｉ−Ｆｅ（１５．０ｎｍ）膜は、それぞれＨUAの値
が１１１．７及び２４９．２Ｏｅになる。僅か６．１ｎ
ｍのｔzによって比較的高いＨUAが得られる一方、ｔNM
をさらに減少させてもＨUAは急激に低下することにな
る。例えば、熱処理されたＺｒ（６．１ｎｍ）／Ｎｉ−
Ｍｎ（１２．６ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（１５．０ｎｍ）膜
は、ＨUAが５２．１Ｏｅである。この値はかなり小さい
が、縦バイアスをかけるには十分な強さである。
NF特性は、Ｚｒ（２４．３ｎｍ）／Ｎｉ−Ｍｎ（２５．
２ｎｍ）膜が３０及び１５ｎｍに蒸着されたとき、Ｎｉ
−ＦｅのＭＲ層のＨUAが、それぞれ１５７．６及び３１
５．２Ｏｅとなることを示している。反強磁性体層及び
その下層の全厚みが、横バイアス層及びそのスペーサの
全厚みと同程度でなければならない要件を満たすなら
ば、例えば熱処理されたＺｒ（２０．２ｎｍ）／Ｎｉ−
Ｍｎ（２１．０ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（３０．０ｎｍ）膜
及びＺｒ（６．１ｎｍ）／Ｎｉ−Ｍｎ（２１．０ｎｍ）
／Ｎｉ−Ｆｅ（１５．０ｎｍ）膜は、それぞれＨUAの値
が１１１．７及び２４９．２Ｏｅになる。僅か６．１ｎ
ｍのｔzによって比較的高いＨUAが得られる一方、ｔNM
をさらに減少させてもＨUAは急激に低下することにな
る。例えば、熱処理されたＺｒ（６．１ｎｍ）／Ｎｉ−
Ｍｎ（１２．６ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（１５．０ｎｍ）膜
は、ＨUAが５２．１Ｏｅである。この値はかなり小さい
が、縦バイアスをかけるには十分な強さである。
【００３９】図１４は、熱処理されたＺｒ（２４．３ｎ
ｍ）／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）膜の反
強磁性体層の膜厚ｔNMを変えたものについて、周囲温度
に対するＨUA示したものである。厚さ２５．２ｎｍのＮ
ｉ−Ｍｎ膜におけるＨUAは、周囲温度が１６０℃まで上
昇すると、１８２．２Ｏｅまで増加する。その後単調に
減少して４００℃においては１．７Ｏｅとなる。厚さ１
２．６ｎｍのＮｉ−Ｍｎ膜におけるＨUAは、１６０℃に
おいてなお５５．１Ｏｅある。従って、図１４のデータ
から明らかなように、Ｚｒの下層を有するＮｉ−Ｍｎの
反強磁性体層を用いると、ＭＲセンサの通常の動作温度
８０℃及びそれ以上の温度において必要とされる温度安
定性が得られる。
ｍ）／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）膜の反
強磁性体層の膜厚ｔNMを変えたものについて、周囲温度
に対するＨUA示したものである。厚さ２５．２ｎｍのＮ
ｉ−Ｍｎ膜におけるＨUAは、周囲温度が１６０℃まで上
昇すると、１８２．２Ｏｅまで増加する。その後単調に
減少して４００℃においては１．７Ｏｅとなる。厚さ１
２．６ｎｍのＮｉ−Ｍｎ膜におけるＨUAは、１６０℃に
おいてなお５５．１Ｏｅある。従って、図１４のデータ
から明らかなように、Ｚｒの下層を有するＮｉ−Ｍｎの
反強磁性体層を用いると、ＭＲセンサの通常の動作温度
８０℃及びそれ以上の温度において必要とされる温度安
定性が得られる。
【００４０】前記第１及び第２の実施例において、高い
交換結合バイアス磁場を得るためにＴａ及びＺｒの双方
を下層として使用したが、下層を設けない２層のＮｉ−
Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ膜及びＮｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ膜であ
っても十分な縦バイアスをかけることができる交換結合
磁場を生じる。また下層の無い場合は、特に反強磁性体
Ｎｉ−Ｍｎ膜におけるＭｎ含有率を増加することによっ
て交換結合バイアス磁場をきわめて強くすることができ
る。例えばＭｎ含有率を５４．４％まで増加すると、下
層の無い熱処理されたＮｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）／Ｎ
ｉ−Ｍｎ（３１．７ｎｍ）膜及びＮｉ−Ｍｎ（３１．７
ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）膜はそれぞれ７
９．０及び８０．２Ｏｅもの交換結合バイアス磁場を生
じる。さらに、Ｎｉ45.6−Ｍｎ54.4膜は、耐食性も維持
している。
交換結合バイアス磁場を得るためにＴａ及びＺｒの双方
を下層として使用したが、下層を設けない２層のＮｉ−
Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ膜及びＮｉ−Ｍｎ／Ｎｉ−Ｆｅ膜であ
っても十分な縦バイアスをかけることができる交換結合
磁場を生じる。また下層の無い場合は、特に反強磁性体
Ｎｉ−Ｍｎ膜におけるＭｎ含有率を増加することによっ
て交換結合バイアス磁場をきわめて強くすることができ
る。例えばＭｎ含有率を５４．４％まで増加すると、下
層の無い熱処理されたＮｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）／Ｎ
ｉ−Ｍｎ（３１．７ｎｍ）膜及びＮｉ−Ｍｎ（３１．７
ｎｍ）／Ｎｉ−Ｆｅ（２８．５ｎｍ）膜はそれぞれ７
９．０及び８０．２Ｏｅもの交換結合バイアス磁場を生
じる。さらに、Ｎｉ45.6−Ｍｎ54.4膜は、耐食性も維持
している。
【００４１】
【発明の効果】本発明によって、温度サイクルの間にも
安定で良好な交換結合特性を有し、さらに、耐食性に優
れかつ交換バイアス磁場を低下させることのないＭＲ読
取りセンサが提供される。該センサの作製において必要
な熱処理温度を低くすることができる。
安定で良好な交換結合特性を有し、さらに、耐食性に優
れかつ交換バイアス磁場を低下させることのないＭＲ読
取りセンサが提供される。該センサの作製において必要
な熱処理温度を低くすることができる。
【図１】本発明を実施するために、磁気ディスク記憶シ
ステムの簡略化したブロック図である。
ステムの簡略化したブロック図である。
【図２】本発明による薄膜ＭＲセンサの構成を描いた概
略図である。
略図である。
【図３】図２の薄膜ＭＲセンサの好ましい実施例の側面
図である。
図である。
【図４】図２の薄膜ＭＲセンサの別の実施例の側面図で
ある。
ある。
【図５】図２に示したＭＲセンサについて熱処理サイク
ル回数の関数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
ル回数の関数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
【図６】図２に示したＭＲセンサについて周囲温度の関
数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
【図７】反強磁性体層がＮｉ−Ｍｎ−Ｃｒ合金からな
る、図２に示したＭＲセンサについて熱処理サイクル回
数の関数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
る、図２に示したＭＲセンサについて熱処理サイクル回
数の関数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
【図８】図７に示したＭＲセンサについて周囲温度の関
数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
【図９】図７に示したＭＲセンサについて水溶液中にお
ける反強磁性体層の腐食特性を描いた図である。
ける反強磁性体層の腐食特性を描いた図である。
【図１０】本発明によるＭＲセンサの別の実施例の側面
図である。
図である。
【図１１】図１０に示したＭＲセンサについて下層の厚
さの関数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
さの関数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
【図１２】図１０に示したＭＲセンサについて反強磁性
体層の厚さの関数としてＨUAの強さを描いたグラフであ
る。
体層の厚さの関数としてＨUAの強さを描いたグラフであ
る。
【図１３】図１０に示したＭＲセンサについてＭＲ層の
厚さの関数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
厚さの関数としてＨUAの強さを描いたグラフである。
【図１４】図１０に示したＭＲセンサで、反強磁性体層
の厚さの異なるものについて周囲温度の関数としてＨUA
の強さを描いたグラフである。
の厚さの異なるものについて周囲温度の関数としてＨUA
の強さを描いたグラフである。
１２ 磁気ディスク １３ スライダ １５ 吊り具 １８ ディスク駆動モータ １９ アクチュエータ・アーム ２１ 読取り／書込みヘッド ３０、４０、５０ 薄膜ＭＲセンサ ３１、５３ 横バイアス層 ３２、４５ 基板 ３３ スペーサ層 ３５、５１ ＭＲ層 ３７、５５ 電気伝導体 ３９、４９ 反強磁性体層 ４１ 反強磁性体層端部 ４２、５７ ＭＲ層端領域 ４４ 検知領域 ４７ 第１スペーサ層 ５４ 第２スペーサ層 ５９ ＭＲ層中央部分
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ジェームス・ケント・ホワード アメリカ合衆国95037 カリフォルニア 州、モーガン・ヒル、カサ・グランデ 2705 (72)発明者 チェルニ・フワン アメリカ合衆国95119 カリフォルニア 州、サン・ノゼ、サン・アンセルモ・ウ ェイ 6713 (72)発明者 ダニエレ・モーリ アメリカ合衆国95111 カリフォルニア 州、サン・ノゼ、エバーリー・ドライブ 4990 (72)発明者 ノルバート・スタウド アメリカ合衆国95111 カリフォルニア 州、サン・ノゼ、ブロデリック・ドライ ブ 468 (56)参考文献 特開 平３−144909（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−62130（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) G11B 5/39
Claims (20)
- 【請求項１】磁気抵抗特性を呈す強磁性体層と該強磁性
体に直接接する反強磁性体層とを有する磁気抵抗読取り
センサにおいて、 該反強磁性体層が該強磁性体層中に縦バイアス磁場を生
じ、かつ少なくとも一部に面心正方晶（ｆｃｔ）構造を
有するマンガン（Ｍｎ）合金からなることを特徴とす
る、 上記磁気抵抗読取りセンサ。 - 【請求項２】前記マンガン合金が、所与の組成を有する
ニッケル−マンガン（Ｎｉ−Ｍｎ）合金からなることを
特徴とする請求項１記載の磁気抵抗読取りセンサ。 - 【請求項３】前記Ｎｉ−Ｍｎ合金のＭｎ原子含有率が、
約４６乃至約６０％の範囲内であることを特徴とする請
求項２記載の磁気抵抗読取りセンサ。 - 【請求項４】前記磁気抵抗特性を呈す強磁性体が、ニッ
ケル−鉄（Ｎｉ−Ｆｅ）合金からなることを特徴とする
請求項１記載の磁気抵抗読取りセンサ。 - 【請求項５】前記マンガン合金が、ニッケルとマンガン
と選択された耐食性材料との３相合金からなることを特
徴とする請求項１記載の磁気抵抗読取りセンサ。 - 【請求項６】前記選択された耐食性材料が、イリジウム
（Ｉｒ）、白金（Ｐｔ）、ロジウム（Ｒｈ）、ルテニウ
ム（Ｒｕ）、チタン（Ｔｉ）、及びジルコニウム（Ｚ
ｒ）からなる群から選択されることを特徴とする請求項
５記載の磁気抵抗読取りセンサ。 - 【請求項７】前記選択された耐食性材料が、クロミウム
（Ｃｒ）であることを特徴とする請求項５記載の磁気抵
抗読取りセンサ。 - 【請求項８】前記Ｃｒを含む３相合金のＣｒ原子含有率
が、０乃至１１％であることを特徴とする請求項７記載
の磁気抵抗読取りセンサ。 - 【請求項９】前記Ｍｎ合金が、Ｎｉ、Ｉｒ、パラジウム
（Ｐｄ）、Ｐｔ、及びＲｈのそれぞれとＭｎとの合金の
群から選択されることを特徴とする請求項１記載の磁気
抵抗読取りセンサ。 - 【請求項１０】前記Ｍｎ合金が、Ｎｉ−Ｍｎ、Ｉｒ−Ｍ
ｎ、Ｐｄ−Ｍｎ、Ｐｔ−Ｍｎ、及びＲｈ−Ｍｎの群にお
いてＭｎ原子含有率がそれぞれ、４６乃至６０、４５乃
至６３、３６乃至５２、３３乃至６０、及び５０乃至６
５％の範囲内である該群から選択されることを特徴とす
る請求項９記載の磁気抵抗読取りセンサ。 - 【請求項１１】基板上に蒸着される横バイアス層と、 非磁性体からなるスペーサ層を介して該横バイアス層の
上方に蒸着され、磁気抵抗特性を呈す強磁性体層と、 該強磁性体層の上に直接蒸着され、少なくとも一部が面
心正方晶（ｆｃｔ）構造を有するマンガン（Ｍｎ）合金
からなる反強磁性体層とからなる、磁気抵抗センサ。 - 【請求項１２】前記磁気抵抗特性を呈す強磁性体層が中
央領域によって分割された端領域からなり、また前記反
強磁性体が該強磁性体層の該端領域の上にのみ直接蒸着
されており、さらに該中央領域は、遮られた磁場に応答
して該中央領域内の抵抗変化を表す信号を発生すること
を特徴とする請求項１１記載の磁気抵抗センサ。 - 【請求項１３】前記強磁性体層の前記端領域の上に蒸着
された電気伝導性のリードを有することを特徴とする請
求項１２記載の磁気抵抗センサ。 - 【請求項１４】データを記録するための複数のトラック
を有する磁気記憶媒体と、 該磁気記憶媒体に対して相対的に運動する際に該磁気記
憶媒体と僅かな隙間を介して近接する位置に維持され、
基板上に形成された磁気抵抗センサを有する磁気変換器
であって、該磁気抵抗センサが磁気抵抗特性を呈す強磁
性体層と該強磁性体に直接接する反強磁性体層とを有し
ており、該反強磁性体層は該強磁性体層中に縦バイアス
磁場を生じ、かつ少なくとも一部に面心正方晶（ｆｃ
ｔ）構造を有するマンガン（Ｍｎ）合金からなる、上記
磁気変換器と、 該磁気変換器を該磁気記憶媒体上の選択されたトラック
へ移動するための、該磁気変換器に接続されたアクチュ
エータ手段と、 該磁気抵抗センサによって遮られた該磁気記憶媒体中の
データ・ビットを表す磁場に応答して、該強磁性体中の
抵抗変化を検知するための該磁気抵抗センサに接続され
た手段とからなる、 磁気記憶システム。 - 【請求項１５】前記磁気抵抗センサが、 前記基板上に蒸着された横バイアス層と、 非磁性体からなるスペーサ層を介して該横バイアス層の
上方に蒸着された前記磁気抵抗特性を呈す強磁性体層
と、 該強磁性体層に直接蒸着された前記反強磁性体層を有す
ることを特徴とする、請求項１４記載の磁気記憶システ
ム。 - 【請求項１６】基板上に蒸着された磁気抵抗特性を呈す
強磁性体層と、 該基板上に蒸着され、該強磁性体層の下層に位置する反
強磁性体層とを有する磁気記憶システムにおいて、 該反強磁性体層は少なくとも一部がｆｃｔ構造を有する
マンガン（Ｍｎ）合金からなり、また該反強磁性体層は
該強磁性体層中に縦バイアス磁場を生じることを特徴と
する、 上記磁気記憶システム。 - 【請求項１７】前記強磁性体層が、中央領域によって分
割された端領域を有し、 前記反強磁性体層が該端領域の下にのみ設けられ、かつ
該端領域中に縦バイアス磁場を生じることを特徴とす
る、 請求項１６記載の磁気記憶システム。 - 【請求項１８】前記基板上に蒸着され、かつ前記反強磁
性体層の下に設けられた下層を有することを特徴とする
請求項１６記載の磁気記憶システム。 - 【請求項１９】磁気抵抗特性を呈す強磁性体層に直接接
し、かつ該強磁性体層中に縦バイアス磁場を生じる反強
磁性体層を有する磁気抵抗センサを作製するための方法
において、 基板上に磁気抵抗特性を呈す強磁性体層を蒸着し、 該強磁性体層に直接接するように該基板上にＭｎ合金か
らなる反強磁性体層を蒸着し、 該蒸着された強磁性体層及び反強磁性体層を熱処理し
て、該反強磁性体層の少なくとも一部がｆｃｔ構造を有
するＭｎ合金となるようにその結晶構造を配列させるこ
とを特徴とする、 上記磁気抵抗センサを作製するための方法。 - 【請求項２０】前記強磁性体層及び反強磁性体層が、約
２６０℃以下の温度において熱処理されることを特徴と
する請求項１９記載の磁気抵抗センサを作製するための
方法。
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