JP3089674B2 - 反強磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッド - Google Patents
反強磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッドInfo
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高い耐食性を有する反
強磁性膜に関し、特に磁気ディスク装置などで用いられ
る磁気ヘッドにおける磁気抵抗効果素子のバルクハウゼ
ン・ノイズを抑止するために用いられる反強磁性薄膜に
関するものである。
強磁性膜に関し、特に磁気ディスク装置などで用いられ
る磁気ヘッドにおける磁気抵抗効果素子のバルクハウゼ
ン・ノイズを抑止するために用いられる反強磁性薄膜に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】パーマロイ（Ｎｉを３５〜９０重量％含
むＮｉ−Ｆｅ系高透磁率合金の総称）を用いた磁気抵抗
効果素子のバルクハウゼン・ノイズを抑止するために、
パーマロイ薄膜に反強磁性薄膜を少なくとも一部に接触
させ、反強磁性薄膜からのバイアス磁界によってパーマ
ロイの磁壁移動を抑止する方法が既に提案された（特開
昭６２−４０６１０，同６３−１１７３０９参照）。反
強磁性薄膜用材料としては、Ｆｅ−Ｍｎ合金が用いられ
る。しかるに、Ｆｅ−Ｍｎ合金膜を含む磁気抵抗効果素
子の一部は、通常、大気に曝されるため、耐食性に劣る
Ｆｅ−Ｍｎ合金の腐食が問題となる。Ｆｅ−Ｍｎ合金の
低い耐食性は、上記方法の実用性を阻害する。そこで、
Ｆｅ−Ｍｎ系合金の耐食性を改善するために、該合金に
Ｔｉ，Ｒｈ，またはＣｒ等を添加することが提案された
（特開昭６３−２７３３７２，特開平１−２１３８９参
照）。しかし、Ｔｉ，Ｒｈ、またはＣｒの添加されたＦ
ｅ−Ｍｎ系合金薄膜の耐食性は未だ満足できるものでは
なく、耐食性の更なる改善が望まれている。
むＮｉ−Ｆｅ系高透磁率合金の総称）を用いた磁気抵抗
効果素子のバルクハウゼン・ノイズを抑止するために、
パーマロイ薄膜に反強磁性薄膜を少なくとも一部に接触
させ、反強磁性薄膜からのバイアス磁界によってパーマ
ロイの磁壁移動を抑止する方法が既に提案された（特開
昭６２−４０６１０，同６３−１１７３０９参照）。反
強磁性薄膜用材料としては、Ｆｅ−Ｍｎ合金が用いられ
る。しかるに、Ｆｅ−Ｍｎ合金膜を含む磁気抵抗効果素
子の一部は、通常、大気に曝されるため、耐食性に劣る
Ｆｅ−Ｍｎ合金の腐食が問題となる。Ｆｅ−Ｍｎ合金の
低い耐食性は、上記方法の実用性を阻害する。そこで、
Ｆｅ−Ｍｎ系合金の耐食性を改善するために、該合金に
Ｔｉ，Ｒｈ，またはＣｒ等を添加することが提案された
（特開昭６３−２７３３７２，特開平１−２１３８９参
照）。しかし、Ｔｉ，Ｒｈ、またはＣｒの添加されたＦ
ｅ−Ｍｎ系合金薄膜の耐食性は未だ満足できるものでは
なく、耐食性の更なる改善が望まれている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】かくて、本発明の主た
る目的は、Ｆｅ−Ｍｎ系合金の耐食性を、Ｔｉ，Ｒｈ、
またはＣｒを含むＦｅ−Ｍｎ合金よりも改善し、もって
実用性の高い反強磁性薄膜を提供することである。な
お、本明細書中で、Ｆｅ−Ｍｎ合金とは、反強磁性材料
として実用される範囲内のものであって、そのＦｅに対
するＭｎの原子％比が１５／８５〜７０／３０のもの
（Ｆｅ−Ｍｎ２元合金としては、Ｍｎ含有量が１５〜７
０原子％のもの）を意味する。
る目的は、Ｆｅ−Ｍｎ系合金の耐食性を、Ｔｉ，Ｒｈ、
またはＣｒを含むＦｅ−Ｍｎ合金よりも改善し、もって
実用性の高い反強磁性薄膜を提供することである。な
お、本明細書中で、Ｆｅ−Ｍｎ合金とは、反強磁性材料
として実用される範囲内のものであって、そのＦｅに対
するＭｎの原子％比が１５／８５〜７０／３０のもの
（Ｆｅ−Ｍｎ２元合金としては、Ｍｎ含有量が１５〜７
０原子％のもの）を意味する。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の第一の観点によ
れば、Ｉｒ，Ｒｕ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｇｅ，Ｖ，Ｃｏ，Ｈ
ｆ，ＰｔおよびＰｄから成る群から選ばれた少なくとも
一つを、第三合金元素Ｘとして０.１〜２０原子％量、
Ｆｅ−Ｍｎ合金に添加すると、耐食性が向上する。これ
らの元素中でも、とりわけ、ＩｒとＲｕの添加効果が顕
著である。元素Ｘは、反強磁性材としてのＦｅ−Ｍｎ合
金の特性を概ね劣化させることのない範囲内で添加さ
れ、Ｆｅ−Ｍｎ合金の耐食性を向上させ得る。元素Ｘ
は、Ｆｅ−Ｍｎ合金中で固溶体として存在し、酸化性雰
囲気中で元素Ｘを主成分とする強固な酸化膜を形成する
か、または合金自体の特性を変化させることによってＦ
ｅ−Ｍｎ合金の耐食性を向上させる。第三合金元素Ｘと
しての、推奨されるＩｒ添加量は４〜１５原子％であ
り、同じくＲｕ添加量は５.５〜１５原子％である。
れば、Ｉｒ，Ｒｕ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｇｅ，Ｖ，Ｃｏ，Ｈ
ｆ，ＰｔおよびＰｄから成る群から選ばれた少なくとも
一つを、第三合金元素Ｘとして０.１〜２０原子％量、
Ｆｅ−Ｍｎ合金に添加すると、耐食性が向上する。これ
らの元素中でも、とりわけ、ＩｒとＲｕの添加効果が顕
著である。元素Ｘは、反強磁性材としてのＦｅ−Ｍｎ合
金の特性を概ね劣化させることのない範囲内で添加さ
れ、Ｆｅ−Ｍｎ合金の耐食性を向上させ得る。元素Ｘ
は、Ｆｅ−Ｍｎ合金中で固溶体として存在し、酸化性雰
囲気中で元素Ｘを主成分とする強固な酸化膜を形成する
か、または合金自体の特性を変化させることによってＦ
ｅ−Ｍｎ合金の耐食性を向上させる。第三合金元素Ｘと
しての、推奨されるＩｒ添加量は４〜１５原子％であ
り、同じくＲｕ添加量は５.５〜１５原子％である。
【０００５】本発明の第二の観点によれば、Ｆｅ−Ｍｎ
−Ｘ合金に、更なる添加元素として、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐ
ｔ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，ＳｉおよびＧｅから成る群から
選ばれた少なくとも一つを添加することによって、その
耐食性がより向上する。
−Ｘ合金に、更なる添加元素として、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐ
ｔ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，ＳｉおよびＧｅから成る群から
選ばれた少なくとも一つを添加することによって、その
耐食性がより向上する。
【０００６】第三合金元素ＸがＩｒである場合について
言えば、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金に、第四合金元素群とし
てＲｕ，ＲｈおよびＰｔから選ばれた少なくとも一つを
添加し、Ｆｅ−Ｍｎに対する添加元素の合計量を４〜１
５原子％とすることによって、更に耐食性に優れ、バイ
アス磁界の大きい反強磁性薄膜を得ることができる。た
だし第四合金元素の総添加量はＩｒの添加量を越えない
ものとする。また、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金に、Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉおよ
びＣｕから成る群から選ばれた少なくとも一つを、０.
１〜２原子％添加することも、耐食性向上のためより有
効である。
言えば、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金に、第四合金元素群とし
てＲｕ，ＲｈおよびＰｔから選ばれた少なくとも一つを
添加し、Ｆｅ−Ｍｎに対する添加元素の合計量を４〜１
５原子％とすることによって、更に耐食性に優れ、バイ
アス磁界の大きい反強磁性薄膜を得ることができる。た
だし第四合金元素の総添加量はＩｒの添加量を越えない
ものとする。また、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金に、Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉおよ
びＣｕから成る群から選ばれた少なくとも一つを、０.
１〜２原子％添加することも、耐食性向上のためより有
効である。
【０００７】第三合金元素ＸがＲｕである場合について
言えば、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金に、第四合金元素群とし
てＲｈおよび／またはＰｔを添加し、Ｆｅ−Ｍｎに対す
る添加元素の合計量を５.５〜１５原子％とすることに
よって、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金よりも耐食性に優れ、バ
イアス磁界の大きい反強磁性薄膜を得ることができる。
ただし、第四合金元素の総添加量はＲｕの添加量を越え
ないものとする。Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金に、Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ａｌ，ＳｉおよびＧｅから成る群から選ばれた少な
くとも一つを０.１〜２原子％添加することも、耐食性
向上のためにより有効である。
言えば、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金に、第四合金元素群とし
てＲｈおよび／またはＰｔを添加し、Ｆｅ−Ｍｎに対す
る添加元素の合計量を５.５〜１５原子％とすることに
よって、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金よりも耐食性に優れ、バ
イアス磁界の大きい反強磁性薄膜を得ることができる。
ただし、第四合金元素の総添加量はＲｕの添加量を越え
ないものとする。Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金に、Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ａｌ，ＳｉおよびＧｅから成る群から選ばれた少な
くとも一つを０.１〜２原子％添加することも、耐食性
向上のためにより有効である。
【０００８】
【作用】かかる耐食性の改善された反強磁性薄膜を、磁
気抵抗効果素子の少なくとも一部に用いることにより、
バルクハウゼン・ノイズのなく、実用的な耐食性を有す
る磁気抵抗効果素子を得ることができる。そして、該磁
気抵抗効果素子を磁気ヘッドの少なくとも一部に用いる
ことにより、バルクハウゼン・ノイズのない高感度磁気
ヘッドを得ることができる。さらに、磁気ヘッドにおけ
るシールド層あるいは記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜
から成る２層膜とすることによって、ヘッド記録動作し
た後も、シールド層または磁極には再現性よく同じ磁区
構造が実現されるので、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘ
ッド）の出力変動が生ぜず、安定した出力が得られる。
気抵抗効果素子の少なくとも一部に用いることにより、
バルクハウゼン・ノイズのなく、実用的な耐食性を有す
る磁気抵抗効果素子を得ることができる。そして、該磁
気抵抗効果素子を磁気ヘッドの少なくとも一部に用いる
ことにより、バルクハウゼン・ノイズのない高感度磁気
ヘッドを得ることができる。さらに、磁気ヘッドにおけ
るシールド層あるいは記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜
から成る２層膜とすることによって、ヘッド記録動作し
た後も、シールド層または磁極には再現性よく同じ磁区
構造が実現されるので、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘ
ッド）の出力変動が生ぜず、安定した出力が得られる。
【０００９】本発明の他の特徴は、図面を引用いた以下
の実施例の説明によって、より明確になされるだろう。
の実施例の説明によって、より明確になされるだろう。
【００１０】
［実施例１］ 反強磁性薄膜およびパーマロイ薄膜の作製にはイオンビ
ーム・スパッタリング装置を用いた。スパッタリングは
以下の条件で行った。
ーム・スパッタリング装置を用いた。スパッタリングは
以下の条件で行った。
【００１１】 イオンガス・・・Ａｒ 装置内Ａｒガス圧力・・・２.５×１０-2Ｐａ 蒸着用イオンガン加速電圧・・・４００Ｖ 蒸着用イオンガンイオン電流・・・６０ｍＡ ターゲット基板間距離・・・１２７ｍｍ 基板にはコーニング社製７０５９ガラスを用いた。ま
ず、基板上に、膜厚４０ｎｍのパーマロイ薄膜を形成
し、その上に、従来例の膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｍｎ合金
薄膜、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＴｉ，Ｒｈ，Ｃｒを添加した合
金薄膜、および本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金薄膜を、
それぞれ形成した複数の試料を用意した。
ず、基板上に、膜厚４０ｎｍのパーマロイ薄膜を形成
し、その上に、従来例の膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｍｎ合金
薄膜、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＴｉ，Ｒｈ，Ｃｒを添加した合
金薄膜、および本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金薄膜を、
それぞれ形成した複数の試料を用意した。
【００１２】形成された薄膜を温度６０℃，湿度９０％
の環境に７日間放置し、その耐食性を比較した。耐食性
は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金からパーマロイ薄
膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界
との比によって評価した。この比が１.０の時に、上記
恒温恒湿試験を行なっても、バイアス磁界が変化しない
ことを示す。また、この比が０の時、上記恒温恒湿試験
により、Ｆｅ−Ｍｎ系合金薄膜が完全に腐食して、バイ
アス磁界が消失したことを示す。
の環境に７日間放置し、その耐食性を比較した。耐食性
は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金からパーマロイ薄
膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界
との比によって評価した。この比が１.０の時に、上記
恒温恒湿試験を行なっても、バイアス磁界が変化しない
ことを示す。また、この比が０の時、上記恒温恒湿試験
により、Ｆｅ−Ｍｎ系合金薄膜が完全に腐食して、バイ
アス磁界が消失したことを示す。
【００１３】図１に、添加したＩｒ濃度と試験前後のバ
イアス磁界の比との関係を示す。図中、１１はＩｒ添加
による耐食性の変化、１２はＴｉ添加による耐食性の変
化、１３はＲｈ添加による耐食性の変化、１４はＣｒ添
加による耐食性の変化である。この図のように、Ｉｒ濃
度が０％、すなわち、Ｉｒを添加していないＦｅ−Ｍｎ
合金は、耐食性が悪く、恒温恒湿試験によって、バイア
ス磁界は３０％程度に減少している。これに対し、Ｉｒ
を０.１原子％以上添加すると、耐食性は向上する。ま
た、Ｉｒを４原子％以上添加した合金薄膜は、全く腐食
せず、パーマロイに印加されるバイアス磁界の変化がな
い。
イアス磁界の比との関係を示す。図中、１１はＩｒ添加
による耐食性の変化、１２はＴｉ添加による耐食性の変
化、１３はＲｈ添加による耐食性の変化、１４はＣｒ添
加による耐食性の変化である。この図のように、Ｉｒ濃
度が０％、すなわち、Ｉｒを添加していないＦｅ−Ｍｎ
合金は、耐食性が悪く、恒温恒湿試験によって、バイア
ス磁界は３０％程度に減少している。これに対し、Ｉｒ
を０.１原子％以上添加すると、耐食性は向上する。ま
た、Ｉｒを４原子％以上添加した合金薄膜は、全く腐食
せず、パーマロイに印加されるバイアス磁界の変化がな
い。
【００１４】以上の結果から、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＩｒを
添加した合金は、Ｉｒを添加しない合金に比べて、優れ
た耐食性を示すことがわかった。また、第１図のよう
に、特開昭６３−２７３３７２、特開平１−２１３８１
９に記載の、Ｔｉ，Ｒｈ，Ｃｒを添加した合金よりも、
Ｉｒを添加した合金の方が、少ない添加量で耐食性を改
善できる。
添加した合金は、Ｉｒを添加しない合金に比べて、優れ
た耐食性を示すことがわかった。また、第１図のよう
に、特開昭６３−２７３３７２、特開平１−２１３８１
９に記載の、Ｔｉ，Ｒｈ，Ｃｒを添加した合金よりも、
Ｉｒを添加した合金の方が、少ない添加量で耐食性を改
善できる。
【００１５】なお、上記のＦｅ−Ｍｎ系合金のＦｅとＭ
ｎの組成比は約５：４であるが、Ｆｅ−Ｍｎ系合金が反
強磁性を示す限り、ＦｅとＭｎの組成比が変化しても、
上記の添加元素による耐食性の向上は、上記実施例と同
様となる。
ｎの組成比は約５：４であるが、Ｆｅ−Ｍｎ系合金が反
強磁性を示す限り、ＦｅとＭｎの組成比が変化しても、
上記の添加元素による耐食性の向上は、上記実施例と同
様となる。
【００１６】また、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
【００１７】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
【００１８】 ［実施例２］ 実施例１と同様の方法で、パーマロイ薄膜上にＦｅ−Ｍ
ｎ−Ｉｒ合金薄膜を重ねた試料を作製した。Ｆｅ−Ｍｎ
系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイアス磁界と
添加したＩｒ元素濃度との関係を図２に示す。同図のよ
うに、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＩｒを添加すると、バイアス磁
界は減少する。Ｉｒ濃度を１５原子％以下にすると、５
Ｏｅ以上のバイアス磁界が得られる。実施例１では、Ｉ
ｒを４原子％以上添加すると良好な耐食性を示すことを
示した。従って、良好な耐食性および５Ｏｅ以上のバイ
アス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度を４〜１５原
子％とすることが好ましい。
ｎ−Ｉｒ合金薄膜を重ねた試料を作製した。Ｆｅ−Ｍｎ
系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイアス磁界と
添加したＩｒ元素濃度との関係を図２に示す。同図のよ
うに、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＩｒを添加すると、バイアス磁
界は減少する。Ｉｒ濃度を１５原子％以下にすると、５
Ｏｅ以上のバイアス磁界が得られる。実施例１では、Ｉ
ｒを４原子％以上添加すると良好な耐食性を示すことを
示した。従って、良好な耐食性および５Ｏｅ以上のバイ
アス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度を４〜１５原
子％とすることが好ましい。
【００１９】また、図２のように、１０Ｏｅ以上のバイ
アス磁界を得るためには、Ｉｒ濃度を１１原子％以下に
する必要がある。従って、良好な耐食性および１０Ｏｅ
以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度を
４〜１１原子％とすることが好ましい。
アス磁界を得るためには、Ｉｒ濃度を１１原子％以下に
する必要がある。従って、良好な耐食性および１０Ｏｅ
以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度を
４〜１１原子％とすることが好ましい。
【００２０】また、図２のように、１５Ｏｅ以上のバイ
アス磁界を得るためには、Ｉｒ濃度を７.５原子％以下
にする必要がある。従って、良好な耐食性および１５Ｏ
ｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度
を４〜７.５原子％とすることが好ましい。
アス磁界を得るためには、Ｉｒ濃度を７.５原子％以下
にする必要がある。従って、良好な耐食性および１５Ｏ
ｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度
を４〜７.５原子％とすることが好ましい。
【００２１】なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
【００２２】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
【００２３】 ［実施例３］ 実施例１と同様の方法で、パーマロイ合金薄膜上に、Ｆ
ｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金に第４の元素としてＲｕ，Ｒｈ，Ｐ
ｔを添加した合金薄膜を形成した。Ｉｒ濃度は、７.５
原子％、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｔ濃度は３.０原子％とした。
また、比較例として、パーマロイ薄膜上に、Ｉｒを１
０.５原子％添加したＦｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金薄膜を形成
した。
ｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金に第４の元素としてＲｕ，Ｒｈ，Ｐ
ｔを添加した合金薄膜を形成した。Ｉｒ濃度は、７.５
原子％、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｔ濃度は３.０原子％とした。
また、比較例として、パーマロイ薄膜上に、Ｉｒを１
０.５原子％添加したＦｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金薄膜を形成
した。
【００２４】形成した薄膜を温度６０℃，湿度９０％の
環境に１４日間置き、その耐食性を比較した。耐食性
は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄
膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界
との比によって評価した。
環境に１４日間置き、その耐食性を比較した。耐食性
は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄
膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界
との比によって評価した。
【００２５】添加元素と試験前後のバイアス磁界の比と
の関係を表１に示す。
の関係を表１に示す。
【００２６】
【表１】
【００２７】表１に示すごとく、Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｔを添
加することにより、耐食性がさらに向上する。また、Ｒ
ｕ，Ｒｈ，Ｐｔの添加によるバイアス磁界の減少は、Ｉ
ｒ添加の時とほぼ同様であるため、良好な耐食性および
５Ｏｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ
と添加元素の合計の濃度を４〜１５原子％とすることが
好ましい。
加することにより、耐食性がさらに向上する。また、Ｒ
ｕ，Ｒｈ，Ｐｔの添加によるバイアス磁界の減少は、Ｉ
ｒ添加の時とほぼ同様であるため、良好な耐食性および
５Ｏｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ
と添加元素の合計の濃度を４〜１５原子％とすることが
好ましい。
【００２８】また、良好な耐食性および１０Ｏｅ以上の
バイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒと添加元素の
合計の濃度を４〜１１原子％とすることが好ましい。ま
た、良好な耐食性および１５Ｏｅ以上のバイアス磁界を
同時に得るためには、Ｉｒと添加元素の合計の濃度を４
〜７.５原子％とすることが好ましい。
バイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒと添加元素の
合計の濃度を４〜１１原子％とすることが好ましい。ま
た、良好な耐食性および１５Ｏｅ以上のバイアス磁界を
同時に得るためには、Ｉｒと添加元素の合計の濃度を４
〜７.５原子％とすることが好ましい。
【００２９】なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
【００３０】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
【００３１】 ［実施例４］ 実施例１と同様の方法で、パーマロイ合金薄膜上に、Ｆ
ｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金にＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕを添加した合金薄膜を
形成した。Ｉｒ濃度は、７.５原子％、添加元素濃度は
２原子％とした。
ｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金にＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕを添加した合金薄膜を
形成した。Ｉｒ濃度は、７.５原子％、添加元素濃度は
２原子％とした。
【００３２】形成した薄膜を温度６０℃、湿度９０％の
環境に１４日間放置し、その耐食性を比較した。耐食性
は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄
膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界
との比によって評価した。
環境に１４日間放置し、その耐食性を比較した。耐食性
は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄
膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界
との比によって評価した。
【００３３】添加元素と試験前後のバイアス磁界の比と
の関係を表２に示す。
の関係を表２に示す。
【００３４】
【表２】
【００３５】表２に示すごとく、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕを第４の
元素として添加することにより、耐食性がさらに向上す
る。また、これらの添加元素濃度が０.１原子％以上に
おいて、上記添加元素の効果が生じる。また、添加元素
濃度を２原子％より多くしても、添加元素濃度２原子％
の時と耐食性はほぼ同等である。バイアス磁界は、添加
元素量にほぼ比例して減少する。以上の結果より、Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎ
ｉ，Ｃｕの添加量は０.１〜２原子％が好ましい。
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕを第４の
元素として添加することにより、耐食性がさらに向上す
る。また、これらの添加元素濃度が０.１原子％以上に
おいて、上記添加元素の効果が生じる。また、添加元素
濃度を２原子％より多くしても、添加元素濃度２原子％
の時と耐食性はほぼ同等である。バイアス磁界は、添加
元素量にほぼ比例して減少する。以上の結果より、Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎ
ｉ，Ｃｕの添加量は０.１〜２原子％が好ましい。
【００３６】なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
【００３７】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
【００３８】 ［実施例５］ 実施例１〜４で論じたパーマロイ薄膜上にＦｅ−Ｍｎ系
合金薄膜を重ねた試料を用いて、磁気抵抗効果素子を作
製した。磁気抵抗効果素子の印加磁界による出力変化を
調べたところ、バルクハウゼンノイズのない磁気抵抗効
果素子が得られたことが確認された。
合金薄膜を重ねた試料を用いて、磁気抵抗効果素子を作
製した。磁気抵抗効果素子の印加磁界による出力変化を
調べたところ、バルクハウゼンノイズのない磁気抵抗効
果素子が得られたことが確認された。
【００３９】また、上記磁気抵抗効果素子を用いた磁気
ヘッドには、バルクハウゼンノイズによる再生波形の歪
みは見られなかった。
ヘッドには、バルクハウゼンノイズによる再生波形の歪
みは見られなかった。
【００４０】 ［実施例６］ 反強磁性薄膜およびパーマロイ薄膜の作製にはイオンビ
ーム・スパッタリング装置を用いた。スパッタリングは
以下の条件で行った。
ーム・スパッタリング装置を用いた。スパッタリングは
以下の条件で行った。
【００４１】イオンガス・・・Ａｒ 装置内Ａｒガス圧力・・・２.５×１０-2Ｐａ 蒸着用イオンガン加速電圧・・・４００Ｖ 蒸着用イオンガンイオン電流・・・６０ｍＡ ターゲット基板間距離・・・１２７ｍｍ 基板にはコーニング社製７０５９ガラスを用いた。ま
ず、基板上に膜厚４０ｎｍのパーマロイ薄膜を形成し、
その上に、従来例の膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｍｎ合金薄
膜、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＴｉ，Ｒｈ，Ｃｒを添加した合金
薄膜、および本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金薄膜をそれ
ぞれ形成した複数の試料を用意した。Ｒｕ，Ｔｉ，Ｒ
ｈ，Ｃｒの添加量はそれぞれ、８.４，１２.５，１２.
０，１０.０原子％とした。
ず、基板上に膜厚４０ｎｍのパーマロイ薄膜を形成し、
その上に、従来例の膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｍｎ合金薄
膜、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＴｉ，Ｒｈ，Ｃｒを添加した合金
薄膜、および本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金薄膜をそれ
ぞれ形成した複数の試料を用意した。Ｒｕ，Ｔｉ，Ｒ
ｈ，Ｃｒの添加量はそれぞれ、８.４，１２.５，１２.
０，１０.０原子％とした。
【００４２】形成した薄膜を温度６０℃、湿度９０％の
環境に置き、その耐食性を比較した。耐食性は、耐食性
試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄膜に印加さ
れるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界との比よっ
て評価した。この比が１.０の時に、上記恒温恒湿試験
を行なっても、バイアス磁界が変化しないことを示す。
また、この比が０の時、上記恒温恒湿試験により、Ｆｅ
−Ｍｎ系合金薄膜が完全に腐食して、バイアス磁界が消
失したことを示す。
環境に置き、その耐食性を比較した。耐食性は、耐食性
試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄膜に印加さ
れるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界との比よっ
て評価した。この比が１.０の時に、上記恒温恒湿試験
を行なっても、バイアス磁界が変化しないことを示す。
また、この比が０の時、上記恒温恒湿試験により、Ｆｅ
−Ｍｎ系合金薄膜が完全に腐食して、バイアス磁界が消
失したことを示す。
【００４３】図３に、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＴｉ，Ｒｈ，Ｃ
ｒを添加した合金薄膜および本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ
合金薄膜の試験前後のバイアス磁界の比と試験時間との
関係を示す。Ｒｈを添加した合金薄膜３２（この数字
は、グラフ中に示された引用符号である。以下同様）、
Ｃｒを添加した合金薄膜３３、Ｔｉを添加した合金薄膜
３４に示すように、これらの従来からの合金薄膜に恒温
恒湿試験を行うと、腐食し、バイアス磁界が減少する。
これに対し、本発明のＲｕを添加した合金薄膜３１は、
腐食せず、１０００時間を越えても、膜面に変化は現れ
ない。
ｒを添加した合金薄膜および本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ
合金薄膜の試験前後のバイアス磁界の比と試験時間との
関係を示す。Ｒｈを添加した合金薄膜３２（この数字
は、グラフ中に示された引用符号である。以下同様）、
Ｃｒを添加した合金薄膜３３、Ｔｉを添加した合金薄膜
３４に示すように、これらの従来からの合金薄膜に恒温
恒湿試験を行うと、腐食し、バイアス磁界が減少する。
これに対し、本発明のＲｕを添加した合金薄膜３１は、
腐食せず、１０００時間を越えても、膜面に変化は現れ
ない。
【００４４】図４に、添加したＲｕ濃度と試験前後のバ
イアス磁界の比との関係を示す。この図のように、Ｒｕ
濃度が０％、すなわち、Ｒｕを添加していないＦｅ−Ｍ
ｎ系合金は、耐食性が悪く、恒温恒湿試験によって、バ
イアス磁界は３０％程度に減少している。これに対し、
Ｒｕを０.１原子％以上添加すると、耐食性は向上す
る。また、Ｒｕを５.５原子％以上添加した合金薄膜
は、全く腐食せず、パーマロイに印加させるバイアス磁
界の変化がない。以上の結果から、Ｆｅ−Ｍｎ系合金に
Ｒｕを添加した合金は、Ｒｕを添加しない合金に比べ
て、優れた耐食性を示すことがわかった。
イアス磁界の比との関係を示す。この図のように、Ｒｕ
濃度が０％、すなわち、Ｒｕを添加していないＦｅ−Ｍ
ｎ系合金は、耐食性が悪く、恒温恒湿試験によって、バ
イアス磁界は３０％程度に減少している。これに対し、
Ｒｕを０.１原子％以上添加すると、耐食性は向上す
る。また、Ｒｕを５.５原子％以上添加した合金薄膜
は、全く腐食せず、パーマロイに印加させるバイアス磁
界の変化がない。以上の結果から、Ｆｅ−Ｍｎ系合金に
Ｒｕを添加した合金は、Ｒｕを添加しない合金に比べ
て、優れた耐食性を示すことがわかった。
【００４５】また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化しやすいた
め、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸
素が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食
性の向上は、上記実施例と同様となる。
め、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸
素が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食
性の向上は、上記実施例と同様となる。
【００４６】なお、上記のＦｅ−Ｍｎ系合金のＦｅとＭ
ｎの組成比は約５：４であるが、Ｆｅ−Ｍｎ系合金が反
強磁性を示す限り、ＦｅとＭｎの組成比が変化しても、
上記の添加元素による耐食性の向上は、上記実施例と同
様となる。
ｎの組成比は約５：４であるが、Ｆｅ−Ｍｎ系合金が反
強磁性を示す限り、ＦｅとＭｎの組成比が変化しても、
上記の添加元素による耐食性の向上は、上記実施例と同
様となる。
【００４７】また、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
【００４８】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
【００４９】 ［実施例７］ 実施例６と同様の方法で、パーマロイ薄膜上にＦｅ−Ｍ
ｎ−Ｒｕ合金薄膜を重ねた試料を作製した。Ｆｅ−Ｍｎ
系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイアス磁界と
添加したＲｕ元素濃度の関係を図５に示す。同図のよう
に、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＲｕを添加すると、バイアス磁界
は減少する。Ｒｕ濃度を１５原子％以下にすると、５Ｏ
ｅ以上のバイアス磁界が得られる。実施例６では、Ｒｕ
を５.５原子％以上添加すると良好な耐食性を示すこと
を示した。従って、良好な耐食性および５Ｏｅ以上のバ
イアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃度を５.５〜
１５原子％とすることが好ましい。
ｎ−Ｒｕ合金薄膜を重ねた試料を作製した。Ｆｅ−Ｍｎ
系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイアス磁界と
添加したＲｕ元素濃度の関係を図５に示す。同図のよう
に、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＲｕを添加すると、バイアス磁界
は減少する。Ｒｕ濃度を１５原子％以下にすると、５Ｏ
ｅ以上のバイアス磁界が得られる。実施例６では、Ｒｕ
を５.５原子％以上添加すると良好な耐食性を示すこと
を示した。従って、良好な耐食性および５Ｏｅ以上のバ
イアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃度を５.５〜
１５原子％とすることが好ましい。
【００５０】また、図５のように、１０Ｏｅ以上のバイ
アス磁界を得るためには、Ｒｕ濃度を１０.３原子％以
下にする必要がある。従って、良好な耐食性および１０
Ｏｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃
度を５.５〜１０.３原子％とすることが好ましい。
アス磁界を得るためには、Ｒｕ濃度を１０.３原子％以
下にする必要がある。従って、良好な耐食性および１０
Ｏｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃
度を５.５〜１０.３原子％とすることが好ましい。
【００５１】また、図５のように、１５Ｏｅ以上のバイ
アス磁界を得るためには、Ｒｕ濃度を７.５原子％以下
にする必要がある。従って、良好な耐食性および１５Ｏ
ｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃度
を５.５〜７.５原子％とすることが好ましい。
アス磁界を得るためには、Ｒｕ濃度を７.５原子％以下
にする必要がある。従って、良好な耐食性および１５Ｏ
ｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃度
を５.５〜７.５原子％とすることが好ましい。
【００５２】なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
【００５３】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
【００５４】また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化しやすいた
め、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸
素が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食
性の向上は、上記実施例と同様となる。
め、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸
素が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食
性の向上は、上記実施例と同様となる。
【００５５】 ［実施例８］ 実施例６と同様の方法で、パーマロイ合金薄膜上に、Ｆ
ｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金にさらにＲｈまたはＰｔを添加した
合金薄膜を形成した。Ｒｕ濃度は、７.５原子％、Ｒ
ｈ，Ｐｔ濃度は３.０原子％とした。また、比較例とし
て、パーマロイ薄膜上に、Ｒｕを１０.５原子％添加し
たＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金薄膜を形成した。形成した薄膜
を温度８５℃、湿度９０％の環境に１０００時間放置
し、その耐食性を比較した。耐食性は、耐食性試験前の
Ｆｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイ
アス磁界と、試験後のバイアス磁界との比によって評価
した。
ｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金にさらにＲｈまたはＰｔを添加した
合金薄膜を形成した。Ｒｕ濃度は、７.５原子％、Ｒ
ｈ，Ｐｔ濃度は３.０原子％とした。また、比較例とし
て、パーマロイ薄膜上に、Ｒｕを１０.５原子％添加し
たＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金薄膜を形成した。形成した薄膜
を温度８５℃、湿度９０％の環境に１０００時間放置
し、その耐食性を比較した。耐食性は、耐食性試験前の
Ｆｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイ
アス磁界と、試験後のバイアス磁界との比によって評価
した。
【００５６】添加元素と試験前後のバイアス磁界の比と
の関係を表３に示す。
の関係を表３に示す。
【００５７】
【表３】
【００５８】表３に示すごとく、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金
にさらにＲｈまたはＰｔを添加することにより、耐食性
がさらに向上する。また、ＲｈまたはＰｔの添加による
バイアス磁界の減少は、Ｒｕ添加の時とほぼ同様である
ため、良好な耐食性および５Ｏｅ以上のバイアス磁界を
同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の合計の濃度を
５.５〜１５原子％とすることが好ましい。
にさらにＲｈまたはＰｔを添加することにより、耐食性
がさらに向上する。また、ＲｈまたはＰｔの添加による
バイアス磁界の減少は、Ｒｕ添加の時とほぼ同様である
ため、良好な耐食性および５Ｏｅ以上のバイアス磁界を
同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の合計の濃度を
５.５〜１５原子％とすることが好ましい。
【００５９】また、良好な耐食性および１０Ｏｅ以上の
バイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の
合計の濃度を５.５〜１０.３原子％とすることが好まし
い。また、良好な耐食性および１５Ｏｅ以上のバイアス
磁界を同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の合計の濃
度を５.５〜７.５原子％とすることが好ましい。
バイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の
合計の濃度を５.５〜１０.３原子％とすることが好まし
い。また、良好な耐食性および１５Ｏｅ以上のバイアス
磁界を同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の合計の濃
度を５.５〜７.５原子％とすることが好ましい。
【００６０】なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
【００６１】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
【００６２】また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化しやすいた
め、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸
素が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食
性の向上は、上記実施例と同様となる。
め、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸
素が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食
性の向上は、上記実施例と同様となる。
【００６３】 ［実施例９］ 実施例６と同様の方法で、パーマロイ合金薄膜上に、Ｆ
ｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金にさらにＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｓｉ，
Ｇｅを添加した合金薄膜を形成した。Ｒｕ濃度は、７.
５原子％、添加元素濃度は２原子％とした。
ｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金にさらにＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｓｉ，
Ｇｅを添加した合金薄膜を形成した。Ｒｕ濃度は、７.
５原子％、添加元素濃度は２原子％とした。
【００６４】形成した薄膜を温度８５℃、湿度９０％の
環境に１０００時間放置し、その耐食性を比較した。耐
食性は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロ
イ薄膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス
磁界との比によって評価した。
環境に１０００時間放置し、その耐食性を比較した。耐
食性は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロ
イ薄膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス
磁界との比によって評価した。
【００６５】添加元素と試験前後のバイアス磁界の比と
の関係を表４に示す。
の関係を表４に示す。
【００６６】
【表４】
【００６７】表４に示すごとく、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金
にさらにＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅからなる群より
選択される少なくとも一の元素を添加することにより、
耐食性がさらに向上する。また、添加元素濃度が０.１
原子％以上において、上記添加元素の効果が生じる。ま
た、添加元素濃度を２原子％より多くしても、添加元素
濃度２原子％の時と耐食性はほぼ同等である。バイアス
磁界は、添加元素量にほぼ比例して減少する。以上の結
果より、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅの添加量は、
０.１〜２原子％が好ましい。
にさらにＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅからなる群より
選択される少なくとも一の元素を添加することにより、
耐食性がさらに向上する。また、添加元素濃度が０.１
原子％以上において、上記添加元素の効果が生じる。ま
た、添加元素濃度を２原子％より多くしても、添加元素
濃度２原子％の時と耐食性はほぼ同等である。バイアス
磁界は、添加元素量にほぼ比例して減少する。以上の結
果より、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｇｅの添加量は、
０.１〜２原子％が好ましい。
【００６８】なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍｎ
系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形成
の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施例と
同様の効果がある。
【００６９】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。
【００７０】また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化しやすいた
め、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸
素が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食
性の向上は、上記実施例と同様となる。
め、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸
素が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食
性の向上は、上記実施例と同様となる。
【００７１】 ［実施例１０］ 実施例６〜９で論じたパーマロイ薄膜上にＦｅ−Ｍｎ系
合金を重ねた試料を用いて、磁気抵抗効果素子を作製し
た。磁気抵抗効果素子の印加磁界による出力変化を調べ
たところ、バルクハウゼンノイズのない磁気抵抗効果素
子が得られたことが確認された。
合金を重ねた試料を用いて、磁気抵抗効果素子を作製し
た。磁気抵抗効果素子の印加磁界による出力変化を調べ
たところ、バルクハウゼンノイズのない磁気抵抗効果素
子が得られたことが確認された。
【００７２】 ［実施例１１］ 本発明のＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を有する磁気抵抗効果素
子を用いた磁気ヘッドを作製した。本実施例では、Ｒｕ
を８.４原子％添加したＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金を用いた
場合について述べる。磁気ヘッドの構造を以下に示す。
図６は、記録再生分離型ヘッドの一部分を切断した場合
の斜視図である。磁気抵抗効果素子５０をシールド層４
２，４３で挾んだ部分が再生ヘッドとして働き、コイル
４４を挾む２つの記録磁極４５，４６の部分が記録ヘッ
ドとして働く。磁気抵抗効果素子５０は磁気抵抗効果を
持つ軟磁性膜４１、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ反強磁性膜４７お
よび導体層４９の３層膜からなる。以下にこのヘッドの
作製方法を示す。
子を用いた磁気ヘッドを作製した。本実施例では、Ｒｕ
を８.４原子％添加したＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金を用いた
場合について述べる。磁気ヘッドの構造を以下に示す。
図６は、記録再生分離型ヘッドの一部分を切断した場合
の斜視図である。磁気抵抗効果素子５０をシールド層４
２，４３で挾んだ部分が再生ヘッドとして働き、コイル
４４を挾む２つの記録磁極４５，４６の部分が記録ヘッ
ドとして働く。磁気抵抗効果素子５０は磁気抵抗効果を
持つ軟磁性膜４１、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ反強磁性膜４７お
よび導体層４９の３層膜からなる。以下にこのヘッドの
作製方法を示す。
【００７３】Ａｌ2Ｏ3・ＴｉＣを主成分とする焼結体を
スライダ用の基体４８とした。シールド層４２，４３、
記録磁極４５，４６にはスパッタ法で形成したＮｉ−Ｆ
ｅ合金、磁気抵抗効果素子の軟磁性膜４１には蒸着法に
より成膜したＮｉ−Ｆｅ合金を用いた。Ｆｅ−Ｍｎ系反
強磁性膜４７は、イオンビームスパッタリング法で形成
した。各磁性膜の膜厚は、以下のようにした。上下のシ
ールド層４２，４３は１.０μｍ、記録磁極４５，４６
は３.０μｍ、磁気抵抗効果素子の軟磁性膜４１の膜厚
は３０ｎｍとした。Ｆｅ−Ｍｎ系反強磁性膜４７の膜厚
は２０ｎｍとした。図６に示す４５，４３，５０，４２
等の各層間のギャップ充填材としてはスパッタ法で形成
したＡｌ2Ｏ3を用いた。ギャップ層の膜厚は、シールド
層と磁気抵抗効果素子間で０.２μｍ、記録磁極間では
０.４μｍとした。さらに再生ヘッド記録ヘッドの間隔
は約４μｍとし、このギャップもＡｌ2Ｏ3で形成した。
コイル４４には膜厚３μｍのＣｕを使用した。
スライダ用の基体４８とした。シールド層４２，４３、
記録磁極４５，４６にはスパッタ法で形成したＮｉ−Ｆ
ｅ合金、磁気抵抗効果素子の軟磁性膜４１には蒸着法に
より成膜したＮｉ−Ｆｅ合金を用いた。Ｆｅ−Ｍｎ系反
強磁性膜４７は、イオンビームスパッタリング法で形成
した。各磁性膜の膜厚は、以下のようにした。上下のシ
ールド層４２，４３は１.０μｍ、記録磁極４５，４６
は３.０μｍ、磁気抵抗効果素子の軟磁性膜４１の膜厚
は３０ｎｍとした。Ｆｅ−Ｍｎ系反強磁性膜４７の膜厚
は２０ｎｍとした。図６に示す４５，４３，５０，４２
等の各層間のギャップ充填材としてはスパッタ法で形成
したＡｌ2Ｏ3を用いた。ギャップ層の膜厚は、シールド
層と磁気抵抗効果素子間で０.２μｍ、記録磁極間では
０.４μｍとした。さらに再生ヘッド記録ヘッドの間隔
は約４μｍとし、このギャップもＡｌ2Ｏ3で形成した。
コイル４４には膜厚３μｍのＣｕを使用した。
【００７４】磁気抵抗効果素子をヘッドとして動作させ
るためには、バイアス磁界を印加する手段が必要であ
り、本実施例では、シャントバイアス法を用いた。磁気
抵抗効果素子の上のＦｅ−Ｍｎ系反強磁性膜４７の上
に、導体層４９として膜厚４０ｎｍのＴｉ膜を形成し、
これに分流した電流でバイアス磁界を発生させた。
るためには、バイアス磁界を印加する手段が必要であ
り、本実施例では、シャントバイアス法を用いた。磁気
抵抗効果素子の上のＦｅ−Ｍｎ系反強磁性膜４７の上
に、導体層４９として膜厚４０ｎｍのＴｉ膜を形成し、
これに分流した電流でバイアス磁界を発生させた。
【００７５】以上のような磁気ヘッドの作製の重要な点
は、軟磁性膜とＦｅ−Ｍｎ系反強磁性膜を交換結合させ
て、軟磁性膜の磁区構造を制御することである。ヘッド
製造プロセス中に、ＦｅＭｎのネール温度をこえて温度
が上昇する場合があり、軟磁性膜の磁区は所望の構造か
らずれて複雑になる。このまま温度が下がると複雑な磁
区構造が固着されるため、安定した出力を得ることは困
難になる。これを防止するためには、作製プロセスの最
後に、磁場中熱処理を施すことによって所望の磁区構造
にすることが好ましい。本実施例ではトラック幅方向に
約１０ｋＯｅの磁界を印加しながら、２２０℃まで温度
をあげた後室温まで戻す熱処理を行なった。
は、軟磁性膜とＦｅ−Ｍｎ系反強磁性膜を交換結合させ
て、軟磁性膜の磁区構造を制御することである。ヘッド
製造プロセス中に、ＦｅＭｎのネール温度をこえて温度
が上昇する場合があり、軟磁性膜の磁区は所望の構造か
らずれて複雑になる。このまま温度が下がると複雑な磁
区構造が固着されるため、安定した出力を得ることは困
難になる。これを防止するためには、作製プロセスの最
後に、磁場中熱処理を施すことによって所望の磁区構造
にすることが好ましい。本実施例ではトラック幅方向に
約１０ｋＯｅの磁界を印加しながら、２２０℃まで温度
をあげた後室温まで戻す熱処理を行なった。
【００７６】このヘッドの記録再生特性を測定したとこ
ろ、バルクハウゼンノイズによる再生波形の歪みは見ら
れなかった。また、上記実施例ではＭＲヘッドのバイア
ス法としてはシャントバイアスの場合を示したが、従来
から知られているソフトバイアス、相互バイアスなど別
のバイアス法を使用しても同様な効果が得られる。さら
に、本実施例では検出用の電極線として、ＭＲ膜とシャ
ント膜の積層膜を兼用したが、ＭＲ膜およびシャント膜
とは別に電極線を積層することもできる。また、磁気抵
抗効果素子の全面に反強磁膜を形成した場合を示した
が、例えば素子の両端部だけに反強磁膜を設けるなどの
ように部分的に形成しても磁区制御の効果が得られる。
ろ、バルクハウゼンノイズによる再生波形の歪みは見ら
れなかった。また、上記実施例ではＭＲヘッドのバイア
ス法としてはシャントバイアスの場合を示したが、従来
から知られているソフトバイアス、相互バイアスなど別
のバイアス法を使用しても同様な効果が得られる。さら
に、本実施例では検出用の電極線として、ＭＲ膜とシャ
ント膜の積層膜を兼用したが、ＭＲ膜およびシャント膜
とは別に電極線を積層することもできる。また、磁気抵
抗効果素子の全面に反強磁膜を形成した場合を示した
が、例えば素子の両端部だけに反強磁膜を設けるなどの
ように部分的に形成しても磁区制御の効果が得られる。
【００７７】また、実施例６〜９に記載した、他の本発
明のＦｅ−Ｍｎ−Ｘ合金を反強磁性膜としても、磁区制
御の効果が得られる。
明のＦｅ−Ｍｎ−Ｘ合金を反強磁性膜としても、磁区制
御の効果が得られる。
【００７８】 ［実施例１２］ 実施例１１と同様の方法で、本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｘ合
金薄膜を磁気シールド、記録磁極に積層した磁気ヘッド
を作製した。本実施例では、Ｒｕを８.４原子％添加し
たＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金を用いた場合について述べる。
金薄膜を磁気シールド、記録磁極に積層した磁気ヘッド
を作製した。本実施例では、Ｒｕを８.４原子％添加し
たＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金を用いた場合について述べる。
【００７９】図７は、記録再生分離型ヘッドの一部分を
切断した場合の斜視図である。本実施例の磁気ヘッド
は、この図のように、磁気抵抗効果膜５１、シールド５
２，５３、コイル５４、記録磁極５５，５６、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系反強磁性膜５７、基体５８、導体層５９よりなる。
シールド層５２，５３および記録磁極５５，５６には、
Ｆｅ−Ｍｎ系反強磁性膜５７を積層した。本実施例によ
り、シールド層や記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜から
なる２層膜とすることによって、ヘッドが記録動作した
後もシールド層、磁極には、再現性良く同じ磁区構造が
実現されるので、ＭＲヘッドの出力の変動が生じず、安
定した出力が得られるという結果が得られた。
切断した場合の斜視図である。本実施例の磁気ヘッド
は、この図のように、磁気抵抗効果膜５１、シールド５
２，５３、コイル５４、記録磁極５５，５６、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系反強磁性膜５７、基体５８、導体層５９よりなる。
シールド層５２，５３および記録磁極５５，５６には、
Ｆｅ−Ｍｎ系反強磁性膜５７を積層した。本実施例によ
り、シールド層や記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜から
なる２層膜とすることによって、ヘッドが記録動作した
後もシールド層、磁極には、再現性良く同じ磁区構造が
実現されるので、ＭＲヘッドの出力の変動が生じず、安
定した出力が得られるという結果が得られた。
【００８０】また、実施例６〜９に記載した、他の本発
明のＦｅ−Ｍｎ−Ｘ合金を反強磁性膜としても、上記の
ような磁区制御の効果が得られる。
明のＦｅ−Ｍｎ−Ｘ合金を反強磁性膜としても、上記の
ような磁区制御の効果が得られる。
【００８１】なお、反強磁性膜との積層は、シールド
層、記録磁極のどちらか一方でも、上記のような、効果
が得られる。
層、記録磁極のどちらか一方でも、上記のような、効果
が得られる。
【００８２】 ［実施例１３］ ガラス基板上にＦｅ−４７原子％Ｍｎ−３原子％Ｚｒ合
金をスパッタリングで約５０ｎｍの厚さで形成した。こ
れと同じ方法でＦｅ−５０原子％Ｍｎ合金を比較試料と
して作製し、相対湿度９０％、温度６０℃の環境下で耐
食性試験をした。
金をスパッタリングで約５０ｎｍの厚さで形成した。こ
れと同じ方法でＦｅ−５０原子％Ｍｎ合金を比較試料と
して作製し、相対湿度９０％、温度６０℃の環境下で耐
食性試験をした。
【００８３】図８は、上記Ｆｅ−ＭｎおよびＦｅ−Ｍｎ
−Ｚｒ合金を上記環境下に放置したときの電気抵抗の変
化と保持時間との関係で、Ｆｅ−Ｍｎの電気抵抗は腐食
による導電層の減少で著しく増大するが、Ｚｒを３原子
％添加したＦｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金では、電気抵抗の変化
が全くみられない。
−Ｚｒ合金を上記環境下に放置したときの電気抵抗の変
化と保持時間との関係で、Ｆｅ−Ｍｎの電気抵抗は腐食
による導電層の減少で著しく増大するが、Ｚｒを３原子
％添加したＦｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金では、電気抵抗の変化
が全くみられない。
【００８４】一方、反強磁性体としての特性を評価する
ために、ガラス基板上にＮｉ−１８.５原子％Ｆｅから
なるパーマロイ膜を５０ｎｍ真空蒸着し、引きつづき、
Ｆｅ−Ｍｎおよび上記のＦｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金を５０ｎ
ｍスパッタリングした２層膜でのパーマロイに対する反
強磁性体バイアス効果を測定した。図９は上記測定結果
を示し、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｚｒを使用しても、Ｆｅ−Ｍｎを
使用した場合に比較して、ほぼ同等の性能を有すること
が明らかになった。
ために、ガラス基板上にＮｉ−１８.５原子％Ｆｅから
なるパーマロイ膜を５０ｎｍ真空蒸着し、引きつづき、
Ｆｅ−Ｍｎおよび上記のＦｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金を５０ｎ
ｍスパッタリングした２層膜でのパーマロイに対する反
強磁性体バイアス効果を測定した。図９は上記測定結果
を示し、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｚｒを使用しても、Ｆｅ−Ｍｎを
使用した場合に比較して、ほぼ同等の性能を有すること
が明らかになった。
【００８５】次にＦｅ−Ｍｎの反強磁性体としての性
能、すなわち第９図で示したバイアス磁界量の減少量を
実用に十分な３０％以下に抑えるためのＺｒ添加量の最
大値は８％であった。一方、耐食性向上に必要な最小の
添加量は０.５原子％であった。以上の検討から、Ｚｒ
の添加量は０.５〜８原子％の間が適当である。
能、すなわち第９図で示したバイアス磁界量の減少量を
実用に十分な３０％以下に抑えるためのＺｒ添加量の最
大値は８％であった。一方、耐食性向上に必要な最小の
添加量は０.５原子％であった。以上の検討から、Ｚｒ
の添加量は０.５〜８原子％の間が適当である。
【００８６】 ［実施例１４］ 実施例１３と同様にＦｅ−ＭｎにＨｆを添加した場合に
も耐食性の向上が得られた。
も耐食性の向上が得られた。
【００８７】 ［実施例１５］ 実施例１３と同様にＦｅ−ＭｎにＮｂを添加した場合に
も耐食性の向上が得られた。
も耐食性の向上が得られた。
【００８８】ここで、実施例１３〜１５の耐食性向上
は、表面に添加物を主成分とする緻密な酸化被膜が形成
されるためである。
は、表面に添加物を主成分とする緻密な酸化被膜が形成
されるためである。
【００８９】 ［実施例１６］ 実施例１３と同様な方法でＰｔまたはＰｄを添加した合
金膜を作製して耐食性の検討をした効果、０.５原子％
以上の添加で顕著な耐食性向上を示した。これらは、表
面近傍にＰｔやＰｄの高濃度の層が生成するためとみら
れる。
金膜を作製して耐食性の検討をした効果、０.５原子％
以上の添加で顕著な耐食性向上を示した。これらは、表
面近傍にＰｔやＰｄの高濃度の層が生成するためとみら
れる。
【００９０】 ［実施例１７］ 実施例１３と同様な方法でＧｅ，Ｖ，Ｃｏを添加した場
合も０.３％以上の添加量で耐食性向上の効果が見られ
た。
合も０.３％以上の添加量で耐食性向上の効果が見られ
た。
【００９１】
【発明の効果】本発明の反強磁性薄膜を、磁気抵抗効果
素子の少なくとも一部に用いることにより、バルクハウ
ゼン・ノイズのなく、実用的な耐食性を有する磁気抵抗
効果素子を得ることができる。そして、該磁気抵抗効果
素子を磁気ヘッドの少なくとも一部に用いることによ
り、バルクハウゼン・ノイズのない高感度磁気ヘッドを
得ることができる。さらに、磁気ヘッドにおけるシール
ド層あるいは記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜から成る
２層膜とすることによって、ヘッド記録動作した後も、
再現性よく同じ磁区構造が実現されるので、ＭＲヘッド
の出力変動が生ぜず、安定した出力が得られる。
素子の少なくとも一部に用いることにより、バルクハウ
ゼン・ノイズのなく、実用的な耐食性を有する磁気抵抗
効果素子を得ることができる。そして、該磁気抵抗効果
素子を磁気ヘッドの少なくとも一部に用いることによ
り、バルクハウゼン・ノイズのない高感度磁気ヘッドを
得ることができる。さらに、磁気ヘッドにおけるシール
ド層あるいは記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜から成る
２層膜とすることによって、ヘッド記録動作した後も、
再現性よく同じ磁区構造が実現されるので、ＭＲヘッド
の出力変動が生ぜず、安定した出力が得られる。
【図１】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金製反強磁性薄膜お
よび従来の反強磁性薄膜についての各耐食性試験結果を
示すグラフ。
よび従来の反強磁性薄膜についての各耐食性試験結果を
示すグラフ。
【図２】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金製反強磁性薄膜の
Ｉｒ濃度とバイアス磁界の変化との関係を示すグラフ。
Ｉｒ濃度とバイアス磁界の変化との関係を示すグラフ。
【図３】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金製反強磁性薄膜お
よび従来の反強磁性薄膜についての各耐食性試験結果を
示すグラフ。
よび従来の反強磁性薄膜についての各耐食性試験結果を
示すグラフ。
【図４】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金製反強磁性薄膜の
Ｒｕ濃度と耐食性との関係を示すグラフ。
Ｒｕ濃度と耐食性との関係を示すグラフ。
【図５】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金製反強磁性薄膜の
Ｒｕ濃度とバイアス磁界の変化との関係を示すグラフ。
Ｒｕ濃度とバイアス磁界の変化との関係を示すグラフ。
【図６】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金製反強磁性薄膜を
磁気抵抗効果素子に積層した磁気ヘッドの構造を示す
図。
磁気抵抗効果素子に積層した磁気ヘッドの構造を示す
図。
【図７】本発明反強磁性薄膜をシールド層および記録磁
極に積層した磁気ヘッドの構造を示す図。
極に積層した磁気ヘッドの構造を示す図。
【図８】本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金膜およびＦｅ−
Ｍｎ合金膜の耐食性を評価するための電気抵抗と放置時
間との関係を示すグラフ。
Ｍｎ合金膜の耐食性を評価するための電気抵抗と放置時
間との関係を示すグラフ。
【図９】Ｆｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金のＺｒ添加量と反強磁性
体としての特性（バイアス量）との関係を示すグラフ。
体としての特性（バイアス量）との関係を示すグラフ。
５０…磁気抵抗効果素子、４１，５１…磁気抵抗効果
膜、４２，４３，５２，５３…シールド層、４４，５４
…コイル、４５，４６，５５，５６…記録磁極、４７，
５７…Ｆｅ−Ｍｎ系反強磁性膜、４８，５８…基体、４
９，５９…導体層。
膜、４２，４３，５２，５３…シールド層、４４，５４
…コイル、４５，４６，５５，５６…記録磁極、４７，
５７…Ｆｅ−Ｍｎ系反強磁性膜、４８，５８…基体、４
９，５９…導体層。
フロントページの続き (72)発明者 田辺 英男 東京都国分寺市東恋ケ窪１丁目280番地 株式会社日立製作所中央研究所内 (72)発明者 清水 昇 東京都国分寺市東恋ケ窪１丁目280番地 株式会社日立製作所中央研究所内 (72)発明者 小山 直樹 東京都国分寺市東恋ケ窪１丁目280番地 株式会社日立製作所中央研究所内 (56)参考文献 特開 昭54−10997（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01F 10/14 C22C 22/00 C22C 38/00 303 C22C 38/04 G11B 5/39
Claims (9)
- 【請求項１】軟磁性膜の磁区を制御するために軟磁性膜
に隣接して配置される反強磁性薄膜であって、Ｆｅに対
するＭｎの原子％比が１５／８５〜７０／３０であるＦ
ｅ−Ｍｎ合金に、０.１〜２０原子％の、以下の第三合
金元素Ｘを加えて成るＦｅ−Ｍｎ−Ｘ合金で形成されて
いる反強磁性膜：Ｒｕ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｇｅ，Ｖ，Ｃｏ，
Ｈｆ，ＰｔおよびＰｄから成る群から選ばれた少なくと
も一つの元素よりなる合金元素Ｘ。 - 【請求項２】第三合金元素ＸがＲｕであり、Ｆｅ−Ｍｎ
−Ｒｕ合金中のＲｕの濃度が５.５〜１５原子％である
請求項１に記載の反強磁性膜。 - 【請求項３】更なる添加元素として、Ｒｈおよび／また
はＰｔが、Ｒｕを含めて５.５〜１５原子％になるよう
に添加され、かつＲｈおよび／またはＰｔの添加量はＲ
ｕの添加量を越えないことを特徴とする請求項２に記載
の反強磁性膜。 - 【請求項４】更なる添加元素としてＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，
ＳｉおよびＧｅから成る群から選ばれた少なくとも一つ
を、０.１〜２原子％添加して成る請求項２に記載の反
強磁性膜。 - 【請求項５】Ｆｅに対するＭｎの原子％比が１５／８５
〜７０／３０であるＦｅ−Ｍｎ合金に、Ｒｕ，Ｚｒ，Ｎ
ｂ，Ｇｅ，Ｖ，Ｃｏ，Ｈｆ，ＰｔおよびＰｄから成る群
から選ばれた一つの元素を、第三合金元素Ｘとして、
０.１〜２０原子％添加して成る合金で形成された反強
磁性膜を含む磁気抵抗効果素子。 - 【請求項６】第三合金元素ＸがＲｕであり、Ｆｅ−Ｍｎ
−Ｒｕ合金中のＲｕの濃度が５.５〜１５原子％である
前記合金で形成された反強磁性膜を含む請求項５に記載
の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項７】更なる添加元素として、Ｒｈおよび／また
はＰｔが、Ｒｕを含めて５.５〜１５原子％になるよう
に添加され、かつＲｈおよび／またはＰｔの添加量がＲ
ｕの添加量を越えない前記合金で形成された反強磁性膜
を含む請求項６に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項８】更なる添加元素としてＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，
ＳｉおよびＧｅから成る群から選ばれた少なくとも一つ
が、０.１〜２原子％添加されて成る前記合金で形成さ
れた反強磁性膜を含む請求項６に記載の磁気抵抗効果素
子。 - 【請求項９】請求項５ないし８のうちいずれかに記載の
磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッド。
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6418090 | 1990-03-16 | ||
| JP2-64180 | 1990-03-16 | ||
| JP2-295326 | 1990-11-02 | ||
| JP29532690 | 1990-11-02 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04211106A JPH04211106A (ja) | 1992-08-03 |
| JP3089674B2 true JP3089674B2 (ja) | 2000-09-18 |
Family
ID=26405307
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3983991A Expired - Fee Related JP3089674B2 (ja) | 1990-03-16 | 1991-03-06 | 反強磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッド |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3089674B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| KR100232667B1 (ko) * | 1994-12-13 | 1999-12-01 | 니시무로 타이죠 | 교환결합막과 자기저항효과소자 |
| JPH0981915A (ja) * | 1995-07-12 | 1997-03-28 | Fujitsu Ltd | 磁気抵抗効果素子及び磁気記録装置 |
| US6007643A (en) * | 1995-07-12 | 1999-12-28 | Fujitsu Limited | Method of manufacturing magnetoresistive head |
| JP2871670B1 (ja) * | 1997-03-26 | 1999-03-17 | 富士通株式会社 | 強磁性トンネル接合磁気センサ、その製造方法、磁気ヘッド、および磁気記録／再生装置 |
| JP6009994B2 (ja) * | 2012-06-12 | 2016-10-19 | 国立大学法人九州大学 | 磁気冷凍材料 |
-
1991
- 1991-03-06 JP JP3983991A patent/JP3089674B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04211106A (ja) | 1992-08-03 |
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