JP3135117B2 - 磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果型ヘッドおよび磁気抵抗効果素子の製造方法 - Google Patents
磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果型ヘッドおよび磁気抵抗効果素子の製造方法Info
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Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
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- H01F10/3268—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer the exchange coupling being asymmetric, e.g. by use of additional pinning, by using antiferromagnetic or ferromagnetic coupling interface, i.e. so-called spin-valve [SV] structure, e.g. NiFe/Cu/NiFe/FeMn
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は低磁界で大きな磁気
抵抗変化をおこす磁気抵抗効果素子、およびそれを用い
て構成される、高密度磁気記録再生に適した磁気抵抗効
果型ヘッドおよび磁気抵抗効果素子の製造方法に関する
ものである。
抵抗変化をおこす磁気抵抗効果素子、およびそれを用い
て構成される、高密度磁気記録再生に適した磁気抵抗効
果型ヘッドおよび磁気抵抗効果素子の製造方法に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より磁気抵抗効果素子（以下ＭＲ素
子とも記す）を用いた磁気抵抗センサ−（以下ＭＲセン
サ−という）、磁気抵抗ヘッド（以下ＭＲヘッドとい
う）の開発、実用化が進められており、磁性体には主に
Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2のパ−マロイやＮｉ0.8Ｃｏ0.2合金膜が
用いられている。これら磁気抵抗効果材料の場合は磁気
抵抗変化率（以下ＭＲ比と記す）が２％程度であり、よ
り高感度な磁気抵抗素子を得るためにはよりＭＲ比の大
きなものが求められている。近年Ｃｒ，Ｒｕ等の金属非
磁性薄膜を介して反強磁性的結合をしている［Ｆｅ／Ｃ
ｒ］，［Ｃｏ／Ｒｕ］人工格子膜が強磁場（１〜１０
ｋＯｅ）で約１００％の大きな抵抗変化（巨大磁気抵抗
効果）を示すことが発見された（フィジカル レヴュー
レター ６１ 第２４７２頁（１９８８年）；同６４
第２３０４頁（１９９０）（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｒｅｖ
ｉｅｗ Ｌｅｔｔｅｒ Ｖｏｌ．６１，ｐ２４７２，１
９８８；同Ｖｏｌ．６４，ｐ２３０４，１９９０））。
しかしながらこれらの人工格子膜は大きなＭＲ変化を得
るのに数ｋＯｅ〜数１０ｋＯｅの磁界を必要とし、磁気
ヘッド等の用途には実用的でない。
子とも記す）を用いた磁気抵抗センサ−（以下ＭＲセン
サ−という）、磁気抵抗ヘッド（以下ＭＲヘッドとい
う）の開発、実用化が進められており、磁性体には主に
Ｎｉ0.8Ｆｅ0.2のパ−マロイやＮｉ0.8Ｃｏ0.2合金膜が
用いられている。これら磁気抵抗効果材料の場合は磁気
抵抗変化率（以下ＭＲ比と記す）が２％程度であり、よ
り高感度な磁気抵抗素子を得るためにはよりＭＲ比の大
きなものが求められている。近年Ｃｒ，Ｒｕ等の金属非
磁性薄膜を介して反強磁性的結合をしている［Ｆｅ／Ｃ
ｒ］，［Ｃｏ／Ｒｕ］人工格子膜が強磁場（１〜１０
ｋＯｅ）で約１００％の大きな抵抗変化（巨大磁気抵抗
効果）を示すことが発見された（フィジカル レヴュー
レター ６１ 第２４７２頁（１９８８年）；同６４
第２３０４頁（１９９０）（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｒｅｖ
ｉｅｗ Ｌｅｔｔｅｒ Ｖｏｌ．６１，ｐ２４７２，１
９８８；同Ｖｏｌ．６４，ｐ２３０４，１９９０））。
しかしながらこれらの人工格子膜は大きなＭＲ変化を得
るのに数ｋＯｅ〜数１０ｋＯｅの磁界を必要とし、磁気
ヘッド等の用途には実用的でない。
【０００３】微小印加磁界で動作するものとしては反強
磁性材料のＦｅ−ＭｎをＮｉ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｎｉ−Ｆｅ
につけたスピンバルブ型のものが提案されている（ジャ
ーナル オブ マグネティズム アンド マグネティッ
ク マテリアルズ ９３第１０１頁（１９９１年）（Ｊ
ｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｓｍ ａｎｄＭａ
ｇｎｅｔｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ９３，ｐ１０１，
１９９１））。このタイプのスピンバルブ膜において
は、反強磁性材料に接した強磁性膜（ピン層）は、交換
結合により一方向異方性を与えられ、磁化方向が一方向
に固定される。これに対して、ピン層と非磁性層を介し
て設けられた強磁性層（フリー層）においては、外部か
らの信号磁界に対して比較的自由に磁化方向を回転でき
るので、ピン層とフリー層の相対的磁化方向が変化し、
電気抵抗が変化する。このタイプのＭＲ材料は、動作磁
界は確かに小さく、直線性も良いもののＭＲ比は約２％
と小さい点や、Ｆｅ−Ｍｎ膜の耐蝕性の問題点、Ｆｅ−
Ｍｎ薄膜のネ−ル温度が低いために素子の特性の温度依
存性が大きい等の欠点があった。
磁性材料のＦｅ−ＭｎをＮｉ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｎｉ−Ｆｅ
につけたスピンバルブ型のものが提案されている（ジャ
ーナル オブ マグネティズム アンド マグネティッ
ク マテリアルズ ９３第１０１頁（１９９１年）（Ｊ
ｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｓｍ ａｎｄＭａ
ｇｎｅｔｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ９３，ｐ１０１，
１９９１））。このタイプのスピンバルブ膜において
は、反強磁性材料に接した強磁性膜（ピン層）は、交換
結合により一方向異方性を与えられ、磁化方向が一方向
に固定される。これに対して、ピン層と非磁性層を介し
て設けられた強磁性層（フリー層）においては、外部か
らの信号磁界に対して比較的自由に磁化方向を回転でき
るので、ピン層とフリー層の相対的磁化方向が変化し、
電気抵抗が変化する。このタイプのＭＲ材料は、動作磁
界は確かに小さく、直線性も良いもののＭＲ比は約２％
と小さい点や、Ｆｅ−Ｍｎ膜の耐蝕性の問題点、Ｆｅ−
Ｍｎ薄膜のネ−ル温度が低いために素子の特性の温度依
存性が大きい等の欠点があった。
【０００４】スピンバルブ膜に用いられる反強磁性体と
しては、ＮｉＯ（日本応用磁気学会誌 １８ 第３５５
頁、１９９４）、α−Ｆｅ2Ｏ3等（特開平８−２７９１
１７，特開平９−９２９０４）の酸化物反強磁性体を用
いることも提案されている。ＮｉＯ膜を用いたスピンバ
ルブ膜の場合、ＭＲ比は４−５％と、Ｆｅ−Ｍｎを用い
たものより大きいが、作成上の困難、交換バイアス磁界
の熱安定性の悪さなどの難点もあり、実用化には至って
いない。α−Ｆｅ2Ｏ3膜を用いたスピンバルブ膜は、ピ
ン層に発生する一方向異方性が弱く、保磁力が大きいの
で、後述の保磁力差タイプのスピンバルブ膜となりやす
い。また、成膜後熱処理をしないと、十分なＭＲ比を得
られない等の問題があった。
しては、ＮｉＯ（日本応用磁気学会誌 １８ 第３５５
頁、１９９４）、α−Ｆｅ2Ｏ3等（特開平８−２７９１
１７，特開平９−９２９０４）の酸化物反強磁性体を用
いることも提案されている。ＮｉＯ膜を用いたスピンバ
ルブ膜の場合、ＭＲ比は４−５％と、Ｆｅ−Ｍｎを用い
たものより大きいが、作成上の困難、交換バイアス磁界
の熱安定性の悪さなどの難点もあり、実用化には至って
いない。α−Ｆｅ2Ｏ3膜を用いたスピンバルブ膜は、ピ
ン層に発生する一方向異方性が弱く、保磁力が大きいの
で、後述の保磁力差タイプのスピンバルブ膜となりやす
い。また、成膜後熱処理をしないと、十分なＭＲ比を得
られない等の問題があった。
【０００５】反強磁性体を用いず、代わりにＣｏ−Ｐｔ
等の硬質磁性材料を用いた、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ−
Ｐｔ等の構成の硬質磁性膜と軟磁性膜の保磁力差を利用
したタイプのスピンバルブ膜も提案されている。この場
合は硬質磁性膜の保磁力以下で、軟磁性層（Ｎｉ−Ｆｅ
膜）の磁化を回転することにより磁化の平行、反平行状
態を作り出すものである。ただしこの場合も軟磁性層の
特性をよくするのは難しく、実用化には至っていない。
等の硬質磁性材料を用いた、Ｎｉ−Ｆｅ／Ｃｕ／Ｃｏ−
Ｐｔ等の構成の硬質磁性膜と軟磁性膜の保磁力差を利用
したタイプのスピンバルブ膜も提案されている。この場
合は硬質磁性膜の保磁力以下で、軟磁性層（Ｎｉ−Ｆｅ
膜）の磁化を回転することにより磁化の平行、反平行状
態を作り出すものである。ただしこの場合も軟磁性層の
特性をよくするのは難しく、実用化には至っていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】従来のスピンバルブ型
のＭＲ素子は、ＭＲ比が十分高くなかった。また、ＭＲ
比の高いＮｉＯを用いたスピンバルブ膜については、熱
安定性やＭＲ曲線のヒステリシスの問題、およびピン止
め磁界が十分大きくない問題があった。また従来のα−
Ｆｅ2Ｏ3膜を用いたスピンバルブ膜の場合、ＮｉＯを用
いたものに比べてＭＲ比が低く、作成後の熱処理が無い
と十分な特性が得られにくい問題があった。
のＭＲ素子は、ＭＲ比が十分高くなかった。また、ＭＲ
比の高いＮｉＯを用いたスピンバルブ膜については、熱
安定性やＭＲ曲線のヒステリシスの問題、およびピン止
め磁界が十分大きくない問題があった。また従来のα−
Ｆｅ2Ｏ3膜を用いたスピンバルブ膜の場合、ＮｉＯを用
いたものに比べてＭＲ比が低く、作成後の熱処理が無い
と十分な特性が得られにくい問題があった。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の磁気抵抗効果素
子は、非磁性基板上に直接または下地層を介して反強磁
性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜および第２の強磁性
膜を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗効果素子
であって、該反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜を含んで
おり、該多層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下であり、そ
のことにより上記目的が達成される。該第１の強磁性膜
は、Ｃｏ1-XＦｅX合金（０＜ｘ≦０．５、ｘは原子組成
比）層を含んでもよい。該第１の強磁性膜は、Ｎｉ−Ｆ
ｅ合金またはＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ合金層上にＣｏ1-XＦｅX
合金（０＜ｘ≦０．５、ｘは原子組成比）層を積層して
構成されていてもよい。該下地層は、ＰｔまたはＡｕを
主成分としてもよい。該α−Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚は、５ｎ
ｍ以上４０ｎｍ以下であってもよい。該第２の強磁性膜
の磁化容易軸は、検知すべき信号磁界方向に垂直となる
ように構成されていてもよい。本発明に係る他の磁気抵
抗効果素子は、非磁性基板上に直接または下地層を介し
て反強磁性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜および第２
の強磁性膜を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗
効果素子であって、該反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜
と他の反強磁性体との積層体を含んでおり、 該他の反強
磁性体は、ＮｉＯ膜またはＣｏＯ膜を含んでおり、その
ことにより上記目的が達成される。該ＮｉＯ膜は、該α
−Ｆｅ2Ｏ3膜上に積層されていてもよい。該α−Ｆｅ2
Ｏ3膜は、該ＮｉＯ膜上に積層されていてもよい。該第
２の強磁性膜の磁化容易軸は、検知すべき信号磁界方向
に垂直となるように構成されていてもよい。非磁性基板
上に直接または下地層を介して第１の反強磁性体膜、第
１の強磁性膜、第１の非磁性膜、第２の強磁性膜、第２
の非磁性膜、第３の強磁性膜および第２の反強磁性体膜
を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗効果素子で
あって、該第１の反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜を含
んでおり、該多層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下であっ
てもよい。該第２の強磁性膜の磁化容易軸は、検知すべ
き信号磁界方向に垂直となるように構成されていてもよ
い。本発明に係る他の磁気抵抗効果素子は、非磁性基板
上に直接または下地層を介して第１の反強磁性体膜、第
１の強磁性膜、第１の非磁性膜、第２の強磁性膜、第２
の非磁性膜、第３の強磁性膜および第２の反強磁性体膜
を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗効果素子で
あって、該第１の反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜と他
の反強磁性体との積層体を含んでおり、 該他の反強磁性
体は、ＮｉＯ膜またはＣｏＯ膜を含んでおり、そのこと
により上記目的が達成される。該第２の強磁性膜の磁化
容易軸は、検知すべき信号磁界方向に垂直となるように
構成されていてもよい。該第１の強磁性膜と該第３の強
磁性膜との少なくとも一方は、間接交換結合膜を含んで
いてもよい。本発明に係るさらに他の磁気抵抗効果素子
は、非磁性基板上に直接または下地層を介してα−Ｆｅ
2Ｏ3を主成分とする反強磁性体膜、間接交換結合膜、第
１の非磁性膜および第１の強磁性膜を順次積層してなる
多層膜から成り、そのことにより上記目的が達成され
る。該一対の強磁性層は、Ｃｏを主成分としていてもよ
い。該第２の非磁性層は、Ｒｕを主成分していてもよ
い。本発明に係る磁気抵抗効果型ヘッドは、本発明に係
る磁気抵抗効果素子と、該磁気抵抗効果素子とシールド
部とを絶縁するシールドギャップ部とを備え、そのこと
により上記目的が達成される。本発明に係る磁気抵抗効
果素子の製造方法は、非磁性基板上に直接または下地層
を介して反強磁性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜およ
び第２の強磁性膜を順次積層してなる多層膜から成る磁
気抵抗効果素子の製造方法であって、該非磁性基板上に
直接または下地層を介して、膜厚が５ｎｍ以上４０ｎｍ
以下である該反強磁性体膜を形成する第１工程と、該多
層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下となるように、該反強
磁性体膜上に該第１の強磁性膜、該非磁性膜および該第
２の強磁性膜を順次積層する第２工程とを含んでおり、
該第１工程は、主な成分がα−Ｆｅ2Ｏ3から成るターゲ
ットをスパッタリングする工程を包含し、そのことによ
り上記目的が達成される。本発明に係る他の磁気抵抗効
果素子の製造方法は、非磁性基板上に直接または下地層
を介して第１の反強磁性体膜、第１の強磁性膜、第１の
非磁性膜、第２の強磁性膜、第２の非磁性膜、第３の強
磁性膜および第２の反強磁性体膜を順次積層してなる多
層膜から成る磁気抵抗効果素子の製造方法であって、該
非磁性基板上に直接または下地層を介して該第１の反強
磁性体膜を形成する第１工程と、該多層膜の表面粗さが
０．５ｎｍ以下となるように、該反強磁性体膜上に該第
１の強磁性膜、該第１の非磁性膜、該第２の強磁性膜、
該第２の非磁性膜、該第３の強磁性膜および該第２の反
強磁性体膜を順次積層する第２工程とを含んでおり、該
第１工程は、主な成分がα−Ｆｅ2Ｏ3から成るターゲッ
トをスパッタリングする工程を包含し、そのことにより
上記目的が達成される。
子は、非磁性基板上に直接または下地層を介して反強磁
性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜および第２の強磁性
膜を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗効果素子
であって、該反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜を含んで
おり、該多層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下であり、そ
のことにより上記目的が達成される。該第１の強磁性膜
は、Ｃｏ1-XＦｅX合金（０＜ｘ≦０．５、ｘは原子組成
比）層を含んでもよい。該第１の強磁性膜は、Ｎｉ−Ｆ
ｅ合金またはＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ合金層上にＣｏ1-XＦｅX
合金（０＜ｘ≦０．５、ｘは原子組成比）層を積層して
構成されていてもよい。該下地層は、ＰｔまたはＡｕを
主成分としてもよい。該α−Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚は、５ｎ
ｍ以上４０ｎｍ以下であってもよい。該第２の強磁性膜
の磁化容易軸は、検知すべき信号磁界方向に垂直となる
ように構成されていてもよい。本発明に係る他の磁気抵
抗効果素子は、非磁性基板上に直接または下地層を介し
て反強磁性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜および第２
の強磁性膜を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗
効果素子であって、該反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜
と他の反強磁性体との積層体を含んでおり、 該他の反強
磁性体は、ＮｉＯ膜またはＣｏＯ膜を含んでおり、その
ことにより上記目的が達成される。該ＮｉＯ膜は、該α
−Ｆｅ2Ｏ3膜上に積層されていてもよい。該α−Ｆｅ2
Ｏ3膜は、該ＮｉＯ膜上に積層されていてもよい。該第
２の強磁性膜の磁化容易軸は、検知すべき信号磁界方向
に垂直となるように構成されていてもよい。非磁性基板
上に直接または下地層を介して第１の反強磁性体膜、第
１の強磁性膜、第１の非磁性膜、第２の強磁性膜、第２
の非磁性膜、第３の強磁性膜および第２の反強磁性体膜
を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗効果素子で
あって、該第１の反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜を含
んでおり、該多層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下であっ
てもよい。該第２の強磁性膜の磁化容易軸は、検知すべ
き信号磁界方向に垂直となるように構成されていてもよ
い。本発明に係る他の磁気抵抗効果素子は、非磁性基板
上に直接または下地層を介して第１の反強磁性体膜、第
１の強磁性膜、第１の非磁性膜、第２の強磁性膜、第２
の非磁性膜、第３の強磁性膜および第２の反強磁性体膜
を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗効果素子で
あって、該第１の反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜と他
の反強磁性体との積層体を含んでおり、 該他の反強磁性
体は、ＮｉＯ膜またはＣｏＯ膜を含んでおり、そのこと
により上記目的が達成される。該第２の強磁性膜の磁化
容易軸は、検知すべき信号磁界方向に垂直となるように
構成されていてもよい。該第１の強磁性膜と該第３の強
磁性膜との少なくとも一方は、間接交換結合膜を含んで
いてもよい。本発明に係るさらに他の磁気抵抗効果素子
は、非磁性基板上に直接または下地層を介してα−Ｆｅ
2Ｏ3を主成分とする反強磁性体膜、間接交換結合膜、第
１の非磁性膜および第１の強磁性膜を順次積層してなる
多層膜から成り、そのことにより上記目的が達成され
る。該一対の強磁性層は、Ｃｏを主成分としていてもよ
い。該第２の非磁性層は、Ｒｕを主成分していてもよ
い。本発明に係る磁気抵抗効果型ヘッドは、本発明に係
る磁気抵抗効果素子と、該磁気抵抗効果素子とシールド
部とを絶縁するシールドギャップ部とを備え、そのこと
により上記目的が達成される。本発明に係る磁気抵抗効
果素子の製造方法は、非磁性基板上に直接または下地層
を介して反強磁性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜およ
び第２の強磁性膜を順次積層してなる多層膜から成る磁
気抵抗効果素子の製造方法であって、該非磁性基板上に
直接または下地層を介して、膜厚が５ｎｍ以上４０ｎｍ
以下である該反強磁性体膜を形成する第１工程と、該多
層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下となるように、該反強
磁性体膜上に該第１の強磁性膜、該非磁性膜および該第
２の強磁性膜を順次積層する第２工程とを含んでおり、
該第１工程は、主な成分がα−Ｆｅ2Ｏ3から成るターゲ
ットをスパッタリングする工程を包含し、そのことによ
り上記目的が達成される。本発明に係る他の磁気抵抗効
果素子の製造方法は、非磁性基板上に直接または下地層
を介して第１の反強磁性体膜、第１の強磁性膜、第１の
非磁性膜、第２の強磁性膜、第２の非磁性膜、第３の強
磁性膜および第２の反強磁性体膜を順次積層してなる多
層膜から成る磁気抵抗効果素子の製造方法であって、該
非磁性基板上に直接または下地層を介して該第１の反強
磁性体膜を形成する第１工程と、該多層膜の表面粗さが
０．５ｎｍ以下となるように、該反強磁性体膜上に該第
１の強磁性膜、該第１の非磁性膜、該第２の強磁性膜、
該第２の非磁性膜、該第３の強磁性膜および該第２の反
強磁性体膜を順次積層する第２工程とを含んでおり、該
第１工程は、主な成分がα−Ｆｅ2Ｏ3から成るターゲッ
トをスパッタリングする工程を包含し、そのことにより
上記目的が達成される。
【０００８】
【０００９】
【００１０】
【００１１】
【００１２】
【００１３】
【００１４】
【００１５】
【００１６】
【００１７】
【００１８】
【００１９】
【００２０】
【００２１】
【００２２】
【００２３】
【００２４】
【００２５】
【００２６】
【００２７】
【００２８】
【００２９】
【００３０】
【００３１】
【発明の実施の形態】以下本発明の磁気抵抗効果素子お
よび磁気抵抗効果型ヘッドを図面に基づいて説明する。
よび磁気抵抗効果型ヘッドを図面に基づいて説明する。
【００３２】図１、２に本発明の磁気抵抗効果素子の構
成を示す。本発明の磁気抵抗効果素子は、基板１上に反
強磁性体膜３、第１の強磁性膜４、非磁性膜５、第２の
強磁性膜６を順次積層した構成となっている。図１で
は、第１の強磁性体膜４は反強磁性体膜３から交換バイ
アス磁界を受け、磁化方向は一方向に固定される。一
方、非磁性膜５を介して形成された第２の強磁性膜６
は、外部からの磁界に応じて比較的自由に磁化方向を変
えるので、第２の強磁性膜（フリー層）６と第１の強磁
性膜（ピン層）４の磁化方向の相対的角度が変化し、電
気抵抗（磁気抵抗）が変化する。ＭＲセンサーとして
は、外部からの磁界により生じた抵抗変化を電気信号と
して読みとることができる。
成を示す。本発明の磁気抵抗効果素子は、基板１上に反
強磁性体膜３、第１の強磁性膜４、非磁性膜５、第２の
強磁性膜６を順次積層した構成となっている。図１で
は、第１の強磁性体膜４は反強磁性体膜３から交換バイ
アス磁界を受け、磁化方向は一方向に固定される。一
方、非磁性膜５を介して形成された第２の強磁性膜６
は、外部からの磁界に応じて比較的自由に磁化方向を変
えるので、第２の強磁性膜（フリー層）６と第１の強磁
性膜（ピン層）４の磁化方向の相対的角度が変化し、電
気抵抗（磁気抵抗）が変化する。ＭＲセンサーとして
は、外部からの磁界により生じた抵抗変化を電気信号と
して読みとることができる。
【００３３】反強磁性体膜３としてはＮｉＯ，ＣｏＯ，
α−Ｆｅ2Ｏ3膜等の酸化物反強磁性体膜が優れており、
中でもα−Ｆｅ2Ｏ3膜は最も優れた特性を示す。従来酸
化物反強磁性体の中ではＮｉＯを用いたスピンバルブ膜
のＭＲ比が、Ｆｅ−Ｍｎ等の金属反強磁性体を用いたも
のに比べて高いことが知られている。この原因は、Ｎｉ
Ｏを用いたスピンバルブ膜の場合、反強磁性体膜３と第
１の強磁性膜４（ピン層）との界面で伝導電子の鏡面反
射が起こることで説明される（フィジカル レヴュー
Ｂ第５３巻第９１０８頁（１９９６年）（Ｐｈｙｓｉｃ
ａｌ Ｒｅｖｉｅｗ Ｂ Ｖｏｌ．５３，ｐ９１０８，
１９９６−ＩＩ）。界面で鏡面反射が起こる条件として
は、伝導電子の波長（数オングストローム）から見て反
強磁性体膜３と第１の強磁性膜４との界面が平滑になっ
ている必要がある。本発明では、従来、高いＭＲ比を示
すスピンバルブ膜が作製されなかったα−Ｆｅ2Ｏ3膜を
用いたスピンバルブにおいて（特開平８−２７９１１
７，特開平９−９２９０４）、界面の平滑性を向上させ
ることにより、大きなＭＲ比を得ることが出来た。
α−Ｆｅ2Ｏ3膜等の酸化物反強磁性体膜が優れており、
中でもα−Ｆｅ2Ｏ3膜は最も優れた特性を示す。従来酸
化物反強磁性体の中ではＮｉＯを用いたスピンバルブ膜
のＭＲ比が、Ｆｅ−Ｍｎ等の金属反強磁性体を用いたも
のに比べて高いことが知られている。この原因は、Ｎｉ
Ｏを用いたスピンバルブ膜の場合、反強磁性体膜３と第
１の強磁性膜４（ピン層）との界面で伝導電子の鏡面反
射が起こることで説明される（フィジカル レヴュー
Ｂ第５３巻第９１０８頁（１９９６年）（Ｐｈｙｓｉｃ
ａｌ Ｒｅｖｉｅｗ Ｂ Ｖｏｌ．５３，ｐ９１０８，
１９９６−ＩＩ）。界面で鏡面反射が起こる条件として
は、伝導電子の波長（数オングストローム）から見て反
強磁性体膜３と第１の強磁性膜４との界面が平滑になっ
ている必要がある。本発明では、従来、高いＭＲ比を示
すスピンバルブ膜が作製されなかったα−Ｆｅ2Ｏ3膜を
用いたスピンバルブにおいて（特開平８−２７９１１
７，特開平９−９２９０４）、界面の平滑性を向上させ
ることにより、大きなＭＲ比を得ることが出来た。
【００３４】反強磁性体膜と強磁性膜との界面の平滑性
を評価する場合、直接界面あるいは反強磁性体の平面の
平滑性が評価できればより望ましいが、それが困難な場
合には、多層膜表面の平滑性で評価しても良い。多層膜
表面の平滑性としては、全表面にわたって完全に平滑で
あれば申し分ないが、例えば数百オングストロームの大
きな凹凸があったとしても、表面の一部分がオングスト
ローム単位の平滑な部分が形成されていればよい。具体
的には、０．５ｎｍ以下の凹凸の平滑な表面が１０ｎｍ
×１０ｎｍ以上の領域で形成されている部分が、概略全
表面の１０％以上、望ましくは２０％以上必要である。
を評価する場合、直接界面あるいは反強磁性体の平面の
平滑性が評価できればより望ましいが、それが困難な場
合には、多層膜表面の平滑性で評価しても良い。多層膜
表面の平滑性としては、全表面にわたって完全に平滑で
あれば申し分ないが、例えば数百オングストロームの大
きな凹凸があったとしても、表面の一部分がオングスト
ローム単位の平滑な部分が形成されていればよい。具体
的には、０．５ｎｍ以下の凹凸の平滑な表面が１０ｎｍ
×１０ｎｍ以上の領域で形成されている部分が、概略全
表面の１０％以上、望ましくは２０％以上必要である。
【００３５】図１、２では反強磁性体膜として、α−Ｆ
ｅ2Ｏ3膜を用いた例について示している。酸化物反強磁
性体膜が、Ｆｅ−Ｍｎ，Ｎｉ−Ｍｎ，Ｐｄ−Ｍｎ，Ｐｔ
−Ｍｎ，Ｉｒ−Ｍｎ，Ｆｅ−Ｉｒ，等の金属反強磁性体
膜に比べて優れている点は、一般にＭＲ比が高いことが
あげられる。他に酸化物反強磁性体の優れている点は、
ＭＲ素子をＭＲヘッドとして用いた場合、酸化物反強磁
性体は絶縁膜なので、下地の絶縁膜（シールドギャッ
プ）の一部としてとらえることが出来るため、シールド
ギャップ材を含めたＭＲ素子全体の厚み（図６のシール
ドギャップ間距離ｄに当たる距離）を薄く押さえること
が出来る点である。シールド間ギャップ距離ｄの小さい
ＭＲヘッドは将来の高密度記録に適する。
ｅ2Ｏ3膜を用いた例について示している。酸化物反強磁
性体膜が、Ｆｅ−Ｍｎ，Ｎｉ−Ｍｎ，Ｐｄ−Ｍｎ，Ｐｔ
−Ｍｎ，Ｉｒ−Ｍｎ，Ｆｅ−Ｉｒ，等の金属反強磁性体
膜に比べて優れている点は、一般にＭＲ比が高いことが
あげられる。他に酸化物反強磁性体の優れている点は、
ＭＲ素子をＭＲヘッドとして用いた場合、酸化物反強磁
性体は絶縁膜なので、下地の絶縁膜（シールドギャッ
プ）の一部としてとらえることが出来るため、シールド
ギャップ材を含めたＭＲ素子全体の厚み（図６のシール
ドギャップ間距離ｄに当たる距離）を薄く押さえること
が出来る点である。シールド間ギャップ距離ｄの小さい
ＭＲヘッドは将来の高密度記録に適する。
【００３６】図１（ａ）に示すようにα−Ｆｅ2Ｏ3膜を
単独で用いる場合には、少なくとも５ｎｍ以上の膜厚が
望ましい。また、最高でも４０ｎｍ以下とすることが望
ましい。
単独で用いる場合には、少なくとも５ｎｍ以上の膜厚が
望ましい。また、最高でも４０ｎｍ以下とすることが望
ましい。
【００３７】一方、α−Ｆｅ2Ｏ3膜とＮｉＯ，ＣｏＯ等
の他の反強磁性体を積層する事により、α−Ｆｅ2Ｏ3膜
を単独で用いる場合よりも有効に、交換バイアス磁界を
ピン層に働かせることが出来る。従って同一の膜厚で比
較した場合には、積層膜を用いた方が交換バイアス磁界
が大きくなったり、ＭＲ比が大きくなる等のメリットが
ある。また、同等のＭＲ特性を得るためには積層した方
が全体の膜厚を薄くできるメリットがある。
の他の反強磁性体を積層する事により、α−Ｆｅ2Ｏ3膜
を単独で用いる場合よりも有効に、交換バイアス磁界を
ピン層に働かせることが出来る。従って同一の膜厚で比
較した場合には、積層膜を用いた方が交換バイアス磁界
が大きくなったり、ＭＲ比が大きくなる等のメリットが
ある。また、同等のＭＲ特性を得るためには積層した方
が全体の膜厚を薄くできるメリットがある。
【００３８】ＮｉＯ，ＣｏＯ膜の上にα−Ｆｅ2Ｏ3膜を
積層する場合、α−Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚を５ｎｍ以上−４
０ｎｍ以下、望ましくは１０ｎｍ以上−４０ｎｍ以下の
膜厚で、大きな交換バイアス磁界をピン層（第１の強磁
性層）に与えることが出来る。このときのＮｉＯ，Ｃｏ
Ｏ膜の膜厚は５ｎｍ以上４０ｎｍ以下、望ましくは１０
ｎｍ以上３０ｎｍ以下とするのがよい。また、α−Ｆｅ
2Ｏ3膜の膜厚は少なくともＮｉＯ，ＣｏＯ膜の膜厚と同
じかそれ以上にする必要がある。
積層する場合、α−Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚を５ｎｍ以上−４
０ｎｍ以下、望ましくは１０ｎｍ以上−４０ｎｍ以下の
膜厚で、大きな交換バイアス磁界をピン層（第１の強磁
性層）に与えることが出来る。このときのＮｉＯ，Ｃｏ
Ｏ膜の膜厚は５ｎｍ以上４０ｎｍ以下、望ましくは１０
ｎｍ以上３０ｎｍ以下とするのがよい。また、α−Ｆｅ
2Ｏ3膜の膜厚は少なくともＮｉＯ，ＣｏＯ膜の膜厚と同
じかそれ以上にする必要がある。
【００３９】また、反強磁性体膜としては、α−Ｆｅ2
Ｏ3膜の上にＮｉＯ膜を積層したものも優れている。こ
の場合は、積層順を逆にしたものに比べて、若干ＭＲ比
が低下する傾向があるが、交換バイアス磁界を大きくで
きる。従って全体の膜厚を薄くすることが出来るメリッ
トがある。具体的には併せて２０ｎｍの膜厚でも十分な
交換バイアス磁界を得ることが出来る。この場合、α−
Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚は５ｎｍ以上３０ｎｍ以下、ＮｉＯ膜
の膜厚は５ｎｍ以上２０ｎｍ以下とするのが望ましい。
Ｏ3膜の上にＮｉＯ膜を積層したものも優れている。こ
の場合は、積層順を逆にしたものに比べて、若干ＭＲ比
が低下する傾向があるが、交換バイアス磁界を大きくで
きる。従って全体の膜厚を薄くすることが出来るメリッ
トがある。具体的には併せて２０ｎｍの膜厚でも十分な
交換バイアス磁界を得ることが出来る。この場合、α−
Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚は５ｎｍ以上３０ｎｍ以下、ＮｉＯ膜
の膜厚は５ｎｍ以上２０ｎｍ以下とするのが望ましい。
【００４０】またピン層に与えるバイアス磁界をさらに
大きくするために、言い換えるとピン層の磁化方向をよ
り安定にするために図２（ａ）に示すような、間接交換
結合膜５０を用いるのも有効である。この間接結合膜
は、強磁性膜５１，５３の中間に適当な非磁性膜５２を
挿入したものである。例えば、非磁性膜５２として０．
７ｎｍのＲｕ、強磁性膜５１，５３としてＣｏを用いれ
ば、二つの強磁性膜５１、５３の間に強い間接交換相互
作用が働き、ピン層の磁化方向が安定化される。これ
に、さらにα−Ｆｅ2Ｏ3膜３により、強磁性膜５３の磁
化方向が固定されればより強くピン層の磁化方向が安定
化される。
大きくするために、言い換えるとピン層の磁化方向をよ
り安定にするために図２（ａ）に示すような、間接交換
結合膜５０を用いるのも有効である。この間接結合膜
は、強磁性膜５１，５３の中間に適当な非磁性膜５２を
挿入したものである。例えば、非磁性膜５２として０．
７ｎｍのＲｕ、強磁性膜５１，５３としてＣｏを用いれ
ば、二つの強磁性膜５１、５３の間に強い間接交換相互
作用が働き、ピン層の磁化方向が安定化される。これ
に、さらにα−Ｆｅ2Ｏ3膜３により、強磁性膜５３の磁
化方向が固定されればより強くピン層の磁化方向が安定
化される。
【００４１】図２（ａ）で、強磁性膜５１、５３として
はＣｏだけでなくＣｏ−Ｆｅ，Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ等も良
い。また強磁性膜の膜厚としては少なくとも１ｎｍ以上
は必要で、４ｎｍ以下とするのがよい。この時、強磁性
膜５１と５３の膜厚は同じであるよるよりも、少なくと
も０．５ｎｍ以上異なっている方がよい。また非磁性層
としては、Ｒｕの他に、Ｃｕ，Ａｇなども良い。非磁性
層の膜厚としては０．３ｎｍ以上１．２ｎｍ以下が適当
である。
はＣｏだけでなくＣｏ−Ｆｅ，Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ等も良
い。また強磁性膜の膜厚としては少なくとも１ｎｍ以上
は必要で、４ｎｍ以下とするのがよい。この時、強磁性
膜５１と５３の膜厚は同じであるよるよりも、少なくと
も０．５ｎｍ以上異なっている方がよい。また非磁性層
としては、Ｒｕの他に、Ｃｕ，Ａｇなども良い。非磁性
層の膜厚としては０．３ｎｍ以上１．２ｎｍ以下が適当
である。
【００４２】基板１としては、Ｓｉ，ガラス、サファイ
ア、ＭｇＯ等があるが、通常、磁気抵抗ヘッド用として
は、Ａｌ2Ｏ3−ＴｉＣ基板が用いられる。
ア、ＭｇＯ等があるが、通常、磁気抵抗ヘッド用として
は、Ａｌ2Ｏ3−ＴｉＣ基板が用いられる。
【００４３】第１および第２の強磁性膜４，６として
は、Ｃｏ1-XＦｅX合金（０＜ｘ≦０．５、ｘは原子組成
比）を用いることにより、大きなＭＲ比が得られる。特
に、第２の強磁性膜６に関しては、軟磁気特性が重要で
あるために、主に、Ｎｉ−Ｆｅ，Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ合金
を用いるのが有効であるが、第１の強磁性膜４に関して
は、ＭＲ比を最大にするために、Ｃｏ1-XＦｅX合金を用
いるのがよい。Ｃｏ1-XＦｅX合金は、特に非磁性膜とし
てＣｕを用いた場合、スピンに依存した散乱が大きく、
結果としてＭＲ比が大きくなるためである。また、α−
Ｆｅ2Ｏ3膜と接して交換バイアスを受ける膜に関して
は、Ｎｉ−Ｆｅ膜またはＮｉ高濃度のＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ
膜が優れているので、第１の強磁性膜４に関しては、α
−Ｆｅ2Ｏ3膜側は、Ｎｉ−ＦｅまたはＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ
膜、非磁性層側はＣｏ−Ｆｅ膜と積層構造にするのがよ
り望ましい。第１の強磁性膜の総膜厚としては薄すぎる
とＭＲ比が低下し、厚すぎると交換バイアス磁界が低下
するので、２ｎｍ以上１０ｎｍ以下、より望ましくは５
ｎｍ以下とするのが望ましい。
は、Ｃｏ1-XＦｅX合金（０＜ｘ≦０．５、ｘは原子組成
比）を用いることにより、大きなＭＲ比が得られる。特
に、第２の強磁性膜６に関しては、軟磁気特性が重要で
あるために、主に、Ｎｉ−Ｆｅ，Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ合金
を用いるのが有効であるが、第１の強磁性膜４に関して
は、ＭＲ比を最大にするために、Ｃｏ1-XＦｅX合金を用
いるのがよい。Ｃｏ1-XＦｅX合金は、特に非磁性膜とし
てＣｕを用いた場合、スピンに依存した散乱が大きく、
結果としてＭＲ比が大きくなるためである。また、α−
Ｆｅ2Ｏ3膜と接して交換バイアスを受ける膜に関して
は、Ｎｉ−Ｆｅ膜またはＮｉ高濃度のＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ
膜が優れているので、第１の強磁性膜４に関しては、α
−Ｆｅ2Ｏ3膜側は、Ｎｉ−ＦｅまたはＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ
膜、非磁性層側はＣｏ−Ｆｅ膜と積層構造にするのがよ
り望ましい。第１の強磁性膜の総膜厚としては薄すぎる
とＭＲ比が低下し、厚すぎると交換バイアス磁界が低下
するので、２ｎｍ以上１０ｎｍ以下、より望ましくは５
ｎｍ以下とするのが望ましい。
【００４４】第２の強磁性膜６としては、Ｎｉ−Ｆｅま
たはＮｉ−Ｃｏ−Ｆｅ合金が適している。Ｎｉ−Ｃｏ−
Ｆｅ膜の原子組成比としては、ＮｉXＣｏYＦｅZ ０．６≦ｘ≦０．９ ０≦ｙ≦０．４ ０≦ｚ≦０．３ のＮｉ−ｒｉｃｈの軟磁性膜、もしくは、ＮｉX’Ｃ
ｏY’ＦｅZ’ ０≦ｘ≦０．４ ０．２≦ｙ≦０．９５ ０≦ｚ≦０．５ のＣｏ−ｒｉｃｈ膜を用いるのが望ましい。これらの組
成の膜はセンサーやＭＲヘッド用として要求される低磁
歪特性（１×１０ -5 ）を有する。また他の第２の強磁性
膜６の材料としては、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｂ、Ｃｏ−Ｆｅ−
Ｂ，Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ，Ｃｏ−Ｎｂ−Ｂ等のアモルファ
ス膜も良い。
たはＮｉ−Ｃｏ−Ｆｅ合金が適している。Ｎｉ−Ｃｏ−
Ｆｅ膜の原子組成比としては、ＮｉXＣｏYＦｅZ ０．６≦ｘ≦０．９ ０≦ｙ≦０．４ ０≦ｚ≦０．３ のＮｉ−ｒｉｃｈの軟磁性膜、もしくは、ＮｉX’Ｃ
ｏY’ＦｅZ’ ０≦ｘ≦０．４ ０．２≦ｙ≦０．９５ ０≦ｚ≦０．５ のＣｏ−ｒｉｃｈ膜を用いるのが望ましい。これらの組
成の膜はセンサーやＭＲヘッド用として要求される低磁
歪特性（１×１０ -5 ）を有する。また他の第２の強磁性
膜６の材料としては、Ｃｏ−Ｍｎ−Ｂ、Ｃｏ−Ｆｅ−
Ｂ，Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ，Ｃｏ−Ｎｂ−Ｂ等のアモルファ
ス膜も良い。
【００４５】第２の強磁性膜６の膜厚としては１ｎｍ以
上１０ｎｍ以下がよい。膜厚が厚いとシャント効果でＭ
Ｒ比が低下するが、薄すぎると軟磁気特性が劣化する。
より望ましくは２ｎｍ以上５ｎｍ以下とするのがよい。
上１０ｎｍ以下がよい。膜厚が厚いとシャント効果でＭ
Ｒ比が低下するが、薄すぎると軟磁気特性が劣化する。
より望ましくは２ｎｍ以上５ｎｍ以下とするのがよい。
【００４６】また、ＭＲ比を更に大きくするために、第
２の強磁性膜６と非磁性膜５との界面に界面磁性層とし
てＣｏ−Ｆｅ合金を挿入するのも有効である。界面磁性
層の膜厚が厚いと、ＭＲ比の磁界感度が低下するので、
界面磁性層の膜厚は２ｎｍ以下、望ましくは１ｎｍ以下
とする必要がある。またこの界面磁性層が有効に働くた
めには、少なくとも０．４ｎｍ以上の膜厚は必要であ
る。
２の強磁性膜６と非磁性膜５との界面に界面磁性層とし
てＣｏ−Ｆｅ合金を挿入するのも有効である。界面磁性
層の膜厚が厚いと、ＭＲ比の磁界感度が低下するので、
界面磁性層の膜厚は２ｎｍ以下、望ましくは１ｎｍ以下
とする必要がある。またこの界面磁性層が有効に働くた
めには、少なくとも０．４ｎｍ以上の膜厚は必要であ
る。
【００４７】非磁性膜５としては、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕ，
Ｒｕなどがあるが、特にＣｕが優れている。非磁性膜５
の膜厚としては、磁性層間の相互作用を弱くするために
少なくとも１．５ｎｍ以上、望ましくは１．８ｎｍ以上
は必要である。また非磁性層５が厚くなるとＭＲ比が低
下してしまうので膜厚は１０ｎｍ以下、望ましくは３ｎ
ｍ以下とするべきである。
Ｒｕなどがあるが、特にＣｕが優れている。非磁性膜５
の膜厚としては、磁性層間の相互作用を弱くするために
少なくとも１．５ｎｍ以上、望ましくは１．８ｎｍ以上
は必要である。また非磁性層５が厚くなるとＭＲ比が低
下してしまうので膜厚は１０ｎｍ以下、望ましくは３ｎ
ｍ以下とするべきである。
【００４８】図１（ｂ）に示す下地膜２としてはＰｔ，
Ａｕなどが優れている。このような下地膜上にα−Ｆｅ
2Ｏ3膜を形成すると、α−Ｆｅ2Ｏ3膜の結晶性が改善さ
れて、第１の強磁性膜４にかかる交換バイアス磁界の大
きさが大きくなり、ＭＲ特性の向上につながる。また下
地膜２のもう一つの効果としては、薄膜表面の平坦化の
効果である。この効果のために、反強磁性膜３と第１の
強磁性膜４との界面が平坦化され、鏡面反射効果が現れ
てＭＲ比が増加する。下地層の膜厚としては少なくとも
１ｎｍ以上、望ましくは１０ｎｍ以上がよい。また厚す
ぎると生産性が低下するので、５０ｎｍ以下、望ましく
は２０ｎｍ以下がよい。
Ａｕなどが優れている。このような下地膜上にα−Ｆｅ
2Ｏ3膜を形成すると、α−Ｆｅ2Ｏ3膜の結晶性が改善さ
れて、第１の強磁性膜４にかかる交換バイアス磁界の大
きさが大きくなり、ＭＲ特性の向上につながる。また下
地膜２のもう一つの効果としては、薄膜表面の平坦化の
効果である。この効果のために、反強磁性膜３と第１の
強磁性膜４との界面が平坦化され、鏡面反射効果が現れ
てＭＲ比が増加する。下地層の膜厚としては少なくとも
１ｎｍ以上、望ましくは１０ｎｍ以上がよい。また厚す
ぎると生産性が低下するので、５０ｎｍ以下、望ましく
は２０ｎｍ以下がよい。
【００４９】また以上はピン層が１つであるいわゆるシ
ングルスピンバルブ膜について説明したが、ピン層が２
つであるいわゆるデュアルスピンバルブ膜の場合にも本
発明は有効である。この場合の構成を図２（ｂ）に示
す。図２（ｂ）に示すように、デュアルスピンバルブ膜
の場合はシングルスピンバルブ膜の構成に加えて、非磁
性層５を介して、第３の強磁性膜７及び反強磁性体膜８
がさらに形成された構成となっている。この場合の第３
の強磁性体膜の材料は第１の強磁性体膜の材料と全く同
様である。ただし、反強磁性体膜の材料は、α−Ｆｅ2
Ｏ3膜やＮｉＯ膜ではなくＦｅ−Ｍｎ，Ｎｉ−Ｍｎ，Ｐ
ｄ−Ｍｎ，Ｐｔ−Ｍｎ，Ｉｒ−Ｍｎ，Ｃｒ−Ａｌ，Ｃｒ
−Ｍｎ−Ｐｔ，Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｈ，Ｐｄ−Ｐｔ−Ｍｎ，
Ｒｕ−Ｒｈ−Ｍｎ，Ｍｎ−Ｒｕ，Ｃｒ−Ａｌ等の金属膜
が優れている。その理由は、このように上層として形成
する場合には、酸化物よりも金属反強磁性体膜の方が交
換バイアスが作用しやすいためである。このうちＦｅ−
Ｍｎは従来のスピンバルブ膜でもっともよく用いられて
いたが、耐食性などの観点から実用に問題がある。この
面からは、Ｉｒ−Ｍｎが特に優れている。ＩｒZＭｎ1-Z
膜の適当な組成としては、原子組成比で、 ０．１≦ｚ≦０．５ がよい。
ングルスピンバルブ膜について説明したが、ピン層が２
つであるいわゆるデュアルスピンバルブ膜の場合にも本
発明は有効である。この場合の構成を図２（ｂ）に示
す。図２（ｂ）に示すように、デュアルスピンバルブ膜
の場合はシングルスピンバルブ膜の構成に加えて、非磁
性層５を介して、第３の強磁性膜７及び反強磁性体膜８
がさらに形成された構成となっている。この場合の第３
の強磁性体膜の材料は第１の強磁性体膜の材料と全く同
様である。ただし、反強磁性体膜の材料は、α−Ｆｅ2
Ｏ3膜やＮｉＯ膜ではなくＦｅ−Ｍｎ，Ｎｉ−Ｍｎ，Ｐ
ｄ−Ｍｎ，Ｐｔ−Ｍｎ，Ｉｒ−Ｍｎ，Ｃｒ−Ａｌ，Ｃｒ
−Ｍｎ−Ｐｔ，Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｈ，Ｐｄ−Ｐｔ−Ｍｎ，
Ｒｕ−Ｒｈ−Ｍｎ，Ｍｎ−Ｒｕ，Ｃｒ−Ａｌ等の金属膜
が優れている。その理由は、このように上層として形成
する場合には、酸化物よりも金属反強磁性体膜の方が交
換バイアスが作用しやすいためである。このうちＦｅ−
Ｍｎは従来のスピンバルブ膜でもっともよく用いられて
いたが、耐食性などの観点から実用に問題がある。この
面からは、Ｉｒ−Ｍｎが特に優れている。ＩｒZＭｎ1-Z
膜の適当な組成としては、原子組成比で、 ０．１≦ｚ≦０．５ がよい。
【００５０】なお以上述べた各層１ー８の構成方法とし
ては、スパッタリング法または蒸着法との併用で作製で
きる。スパッタリング法としてはＤＣスパッタリング
法、ＲＦスパッタリング法、イオンビームスパッタリン
グ法などがあるが、いずれの方法でも本発明の磁気抵抗
効果素子を作製できる。ただし、α−Ｆｅ2Ｏ3膜やＮｉ
Ｏ膜を作製する場合にはＲＦスパッタリング法がよい。
ては、スパッタリング法または蒸着法との併用で作製で
きる。スパッタリング法としてはＤＣスパッタリング
法、ＲＦスパッタリング法、イオンビームスパッタリン
グ法などがあるが、いずれの方法でも本発明の磁気抵抗
効果素子を作製できる。ただし、α−Ｆｅ2Ｏ3膜やＮｉ
Ｏ膜を作製する場合にはＲＦスパッタリング法がよい。
【００５１】以上述べたような本発明の磁気抵抗効果素
子を用いて、磁気抵抗効果型ヘッドを構成することがで
きる。図４にＭＲヘッドの構成の一例を示す。図４を矢
印Ａの方向から見た図が、図３であり、点線Ｂで示した
平面で切った断面が図５に示してある。以下、図３を中
心にして説明する。
子を用いて、磁気抵抗効果型ヘッドを構成することがで
きる。図４にＭＲヘッドの構成の一例を示す。図４を矢
印Ａの方向から見た図が、図３であり、点線Ｂで示した
平面で切った断面が図５に示してある。以下、図３を中
心にして説明する。
【００５２】図３ではＭＲ素子部９は上部および下部の
シールドキャップ１４、１１に挟まれるように構成され
ている。シールドキャップ材としては、Ａｌ2Ｏ3、Ｓｉ
Ｏ2等の絶縁膜が使われる。シールドキャップ１１、１
４の更に外側は上部および下部のシールド１０、１５が
あるがこれはＮｉ−Ｆｅ合金などの軟磁性膜が使われ
る。ＭＲ素子の磁区制御のためにＣｏ−Ｐｔ合金等のハ
ードバイアス部１２によるバイアス磁界を加える。ここ
では、バイアスの印加方法としてはハード膜を用いる場
合について説明したが、Ｆｅ−Ｍｎ等の反強磁性体を用
いた場合も同様である。ＭＲ素子部９はシールドキャッ
プ１１、１４によってシールド１０、１５等と絶縁され
ており、リード部１３を介して電流を流すことにより、
ＭＲ素子部９の抵抗変化を読みとる。
シールドキャップ１４、１１に挟まれるように構成され
ている。シールドキャップ材としては、Ａｌ2Ｏ3、Ｓｉ
Ｏ2等の絶縁膜が使われる。シールドキャップ１１、１
４の更に外側は上部および下部のシールド１０、１５が
あるがこれはＮｉ−Ｆｅ合金などの軟磁性膜が使われ
る。ＭＲ素子の磁区制御のためにＣｏ−Ｐｔ合金等のハ
ードバイアス部１２によるバイアス磁界を加える。ここ
では、バイアスの印加方法としてはハード膜を用いる場
合について説明したが、Ｆｅ−Ｍｎ等の反強磁性体を用
いた場合も同様である。ＭＲ素子部９はシールドキャッ
プ１１、１４によってシールド１０、１５等と絶縁され
ており、リード部１３を介して電流を流すことにより、
ＭＲ素子部９の抵抗変化を読みとる。
【００５３】またＭＲヘッドは読みとり専用ヘッドなの
で、通常書き込み用の誘導型ヘッドと組み合わせて用い
られる。図５および図６には再生ヘッド部３２だけでな
く、書き込みヘッド部３１も併せて描かれている。図３
にさらに書き込みヘッド部を形成した場合の図が、図６
である。書き込みヘッド部としては、上部シールド１５
上に記録ギャップ膜４０を介して形成された上部コア１
６がある。
で、通常書き込み用の誘導型ヘッドと組み合わせて用い
られる。図５および図６には再生ヘッド部３２だけでな
く、書き込みヘッド部３１も併せて描かれている。図３
にさらに書き込みヘッド部を形成した場合の図が、図６
である。書き込みヘッド部としては、上部シールド１５
上に記録ギャップ膜４０を介して形成された上部コア１
６がある。
【００５４】なお、図６は従来のアバティッド接合（ａ
ｂｕｔｔｅｄ ｊｕｎｃｔｉｏｎ）によるＭＲヘッド構
造について説明したが、高密度化による狭トラック化に
伴い、よりトラック幅４１規制が精密にできる、図７に
示したオーバーレイ（ｏｖｅｒｌａｉｄ）構造を用いた
ものも有効である。
ｂｕｔｔｅｄ ｊｕｎｃｔｉｏｎ）によるＭＲヘッド構
造について説明したが、高密度化による狭トラック化に
伴い、よりトラック幅４１規制が精密にできる、図７に
示したオーバーレイ（ｏｖｅｒｌａｉｄ）構造を用いた
ものも有効である。
【００５５】次に、ＭＲヘッドの記録再生のメカニズム
を同５を用いて説明する。図５に示すように、記録する
際には、コイル１７に流した電流により発生した磁束
が、上部コア１６と上部シールド１５の間より漏れ、磁
気ディスク２１に記録することができる。ヘッド３０
は、ディスク２１に対して相対的に矢印ｃの方向に進む
ので、コイル１７に流す電流を反転させることにより、
記録磁化の方向２３を反転させることができる。また、
高密度化に伴い、記録長２２が短くなるので、それにと
もない記録キャップ長１９を小さくする必要がある。
を同５を用いて説明する。図５に示すように、記録する
際には、コイル１７に流した電流により発生した磁束
が、上部コア１６と上部シールド１５の間より漏れ、磁
気ディスク２１に記録することができる。ヘッド３０
は、ディスク２１に対して相対的に矢印ｃの方向に進む
ので、コイル１７に流す電流を反転させることにより、
記録磁化の方向２３を反転させることができる。また、
高密度化に伴い、記録長２２が短くなるので、それにと
もない記録キャップ長１９を小さくする必要がある。
【００５６】再生する場合には、磁気ディスク２１の記
録磁化部から漏れた磁束２４が、シールド１０、１５に
挟まれたＭＲ素子部９に作用して、ＭＲ素子の抵抗を変
化させる。ＭＲ素子部９には、リード部１３を介して電
流が流されているので、抵抗の変化を電圧の変化（出
力）として読みとることができる。
録磁化部から漏れた磁束２４が、シールド１０、１５に
挟まれたＭＲ素子部９に作用して、ＭＲ素子の抵抗を変
化させる。ＭＲ素子部９には、リード部１３を介して電
流が流されているので、抵抗の変化を電圧の変化（出
力）として読みとることができる。
【００５７】次に、ＭＲヘッドの作成方法は概略、図８
のように説明できる。
のように説明できる。
【００５８】すなわち、図３に示すように、まず、基板
上に適当な処理を施した後、下部シールド膜１０を形成
する（Ｓ８０１）。さらに、下部ギャップシールド１１
を形成した後（Ｓ８０２）、ＭＲ素子部９を形成する
（Ｓ８０３）。次に、ＭＲ索子部９を図３に示すように
パターニングした後（Ｓ８０４）、ハードバイアス部１
２、リード膜１３を形成する（Ｓ８０５、Ｓ８０６）。
次に上部シールドキャップ１４、上部シールド膜１５を
形成する（Ｓ８０７、Ｓ８０８）。この後、図６に示す
ような記録ヘッド部を形成して、ＭＲヘッドが完成する
（Ｓ８０９）。
上に適当な処理を施した後、下部シールド膜１０を形成
する（Ｓ８０１）。さらに、下部ギャップシールド１１
を形成した後（Ｓ８０２）、ＭＲ素子部９を形成する
（Ｓ８０３）。次に、ＭＲ索子部９を図３に示すように
パターニングした後（Ｓ８０４）、ハードバイアス部１
２、リード膜１３を形成する（Ｓ８０５、Ｓ８０６）。
次に上部シールドキャップ１４、上部シールド膜１５を
形成する（Ｓ８０７、Ｓ８０８）。この後、図６に示す
ような記録ヘッド部を形成して、ＭＲヘッドが完成する
（Ｓ８０９）。
【００５９】図９を参照して、Ｓ８０３で説明したＭＲ
素子部９の製造方法をさらに詳しく説明する。図１
（ａ）に示すように非磁性基板１上にα−Ｆｅ2Ｏ3より
成るターゲットをスパッタリングすることにより、反強
磁性体膜３が形成される（Ｓ９０１）。次に、反強磁性
体膜３上に、第１の強磁性膜４、非磁性膜５および第２
の強磁性膜６が順次積層され、ＭＲ素子部９が形成され
る（Ｓ９０２）。
素子部９の製造方法をさらに詳しく説明する。図１
（ａ）に示すように非磁性基板１上にα−Ｆｅ2Ｏ3より
成るターゲットをスパッタリングすることにより、反強
磁性体膜３が形成される（Ｓ９０１）。次に、反強磁性
体膜３上に、第１の強磁性膜４、非磁性膜５および第２
の強磁性膜６が順次積層され、ＭＲ素子部９が形成され
る（Ｓ９０２）。
【００６０】なお、図２（ｂ）に示すＭＲ素子を製造す
る場合は、第２の強磁性膜６上にさらに非磁性膜５Ａ、
第３の強磁性膜７および反強磁性体膜８が順次積層さ
れ、ＭＲ素子部が形成される。
る場合は、第２の強磁性膜６上にさらに非磁性膜５Ａ、
第３の強磁性膜７および反強磁性体膜８が順次積層さ
れ、ＭＲ素子部が形成される。
【００６１】将来のハードディスクドライブの高密度化
を考慮すると、記録波長を短くする必要性があり、その
ためには図３に示したシールド間の距離ｄ（図５の距離
１８）を短くする必要がある。そのためには図３から明
らかな様に、ＭＲ素子部９を薄くする必要があり、反強
磁性体膜を除いたＭＲ素子部９の膜厚は少なくとも２０
ｍｍ以下とするのが望ましい。また本発明の反強磁性体
α−Ｆｅ2Ｏ3は絶縁膜なので、絶縁膜の一部として図３
でギャップシールド１１の一部として存在する場合に
は、膜厚に関する制限は少ない。しかし、ＭＲ素子部９
の一部として存在する場合、なるべく薄いのが望まし
く、４０ｎｍ以下、望ましくは２０ｎｍ以下とするべき
である。
を考慮すると、記録波長を短くする必要性があり、その
ためには図３に示したシールド間の距離ｄ（図５の距離
１８）を短くする必要がある。そのためには図３から明
らかな様に、ＭＲ素子部９を薄くする必要があり、反強
磁性体膜を除いたＭＲ素子部９の膜厚は少なくとも２０
ｍｍ以下とするのが望ましい。また本発明の反強磁性体
α−Ｆｅ2Ｏ3は絶縁膜なので、絶縁膜の一部として図３
でギャップシールド１１の一部として存在する場合に
は、膜厚に関する制限は少ない。しかし、ＭＲ素子部９
の一部として存在する場合、なるべく薄いのが望まし
く、４０ｎｍ以下、望ましくは２０ｎｍ以下とするべき
である。
【００６２】またＭＲ素子部においては、軟磁性膜の磁
化反転時にバルクハウゼンノイズの発生を押さえるため
に、図１，２の第２の強磁性膜（フリー層）６の磁化容
易軸は、検知すべき信号磁界方向に概略垂直となるよう
に構成されているのがよい。
化反転時にバルクハウゼンノイズの発生を押さえるため
に、図１，２の第２の強磁性膜（フリー層）６の磁化容
易軸は、検知すべき信号磁界方向に概略垂直となるよう
に構成されているのがよい。
【００６３】
【実施例】本発明の磁気抵抗効果素子および磁気抵抗効
果型ヘッドについて以下具体的な実施例を用いて説明す
る。
果型ヘッドについて以下具体的な実施例を用いて説明す
る。
【００６４】（実施例１）ターゲットとして、α−Ｆｅ
2Ｏ3、Ｃｏ、Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15、Ｎｉ0.68Ｆｅ0.2 0ＣＯ
0.12、Ｃｕ、Ｆｅ0.5Ｍｎ0.5を備えたスパッタ装置を用
い、真空チャンバー内を１×１０-8Ｔｏｒｒ以下まで排
気した後、Ａｒガスを約０．８ｍＴｏｒｒになるように
流しながら、ガラス基板上に、スパッタリング法を用い
て、図１（ａ）の構成のＭＲ素子を作製した。第１の強
磁性層４としてはＣｏ0.85Ｆｅ0.15合金を用い、非磁性
膜５としてはＣｕ、第２の磁性層６としてはＣｏ0.85Ｆ
ｅ0. 15／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12の積層とした。ま
た、保護層としてさらにＣｕ層を表面に形成した。各層
の膜厚等の試料の詳細は以下に示す。ここで、かっこ内
は各層の膜厚をｎｍ単位で示している。比較のために、
反強磁性体としてＦｅ−Ｍｎ膜を用いたものも作製して
いる。この場合には、反強磁性体をピン層の後で作製す
る必要性があるために、α−Ｆｅ2Ｏ3膜の場合とは逆
に、フリー層から先に形成した。カソードとしては、α
−Ｆｅ2Ｏ3膜の場合にはｒｆカソードを用い、その他の
場合にはＤＣカソードを用いた。
2Ｏ3、Ｃｏ、Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15、Ｎｉ0.68Ｆｅ0.2 0ＣＯ
0.12、Ｃｕ、Ｆｅ0.5Ｍｎ0.5を備えたスパッタ装置を用
い、真空チャンバー内を１×１０-8Ｔｏｒｒ以下まで排
気した後、Ａｒガスを約０．８ｍＴｏｒｒになるように
流しながら、ガラス基板上に、スパッタリング法を用い
て、図１（ａ）の構成のＭＲ素子を作製した。第１の強
磁性層４としてはＣｏ0.85Ｆｅ0.15合金を用い、非磁性
膜５としてはＣｕ、第２の磁性層６としてはＣｏ0.85Ｆ
ｅ0. 15／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12の積層とした。ま
た、保護層としてさらにＣｕ層を表面に形成した。各層
の膜厚等の試料の詳細は以下に示す。ここで、かっこ内
は各層の膜厚をｎｍ単位で示している。比較のために、
反強磁性体としてＦｅ−Ｍｎ膜を用いたものも作製して
いる。この場合には、反強磁性体をピン層の後で作製す
る必要性があるために、α−Ｆｅ2Ｏ3膜の場合とは逆
に、フリー層から先に形成した。カソードとしては、α
−Ｆｅ2Ｏ3膜の場合にはｒｆカソードを用い、その他の
場合にはＤＣカソードを用いた。
【００６５】Ａｌ：α−Ｆｅ2Ｏ3（５０）／Ｃｏ0.85Ｆ
ｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.45Ｆｅ0.15（１）／
Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（２）／Ｃｕ（０．４） Ａ２：α−Ｆｅ2Ｏ3（５０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）
／Ｃｏ（１）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（２）／Ｃｕ
（０．４） Ａ３：Ｎｉ0.88Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（１）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）Ｆｅ
0.5Ｍｎ0.5（１０）／Ｃｕ（０．４） Ａ４：α−Ｆｅ2Ｏ3（５０）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（１）
Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｃｕ（２）Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15
（１）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（２）／Ｃｕ（０．
４） できた膜の組成は、それぞれ単層膜を作製して分析した
ところ、ほぼターゲット組成に近い組成であった。α−
Ｆｅ2Ｏ3膜に関しては、α−Ｆｅ2Ｏ3本来の組成では Ｆｅ／Ｏ＝１／１.５ であるが、分析組成は、 Ｆｅ／Ｏ＝１／１．４５ であった。実際この割合が正確に１／１．５でなくて
も、ターゲットとして、α−Ｆｅ2Ｏ3を用いた場合に
は、スパッタ圧力等の作製条件を多少変化させても、優
れたＭＲ特性が得られた。また、この時の組成比は、 Ｆｅ／Ｏ＝１／１．３５〜１／１．５５ の範囲に入っており、この範囲であれば本発明は有効で
ある。
ｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.45Ｆｅ0.15（１）／
Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（２）／Ｃｕ（０．４） Ａ２：α−Ｆｅ2Ｏ3（５０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）
／Ｃｏ（１）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（２）／Ｃｕ
（０．４） Ａ３：Ｎｉ0.88Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（１）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）Ｆｅ
0.5Ｍｎ0.5（１０）／Ｃｕ（０．４） Ａ４：α−Ｆｅ2Ｏ3（５０）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（１）
Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｃｕ（２）Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15
（１）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（２）／Ｃｕ（０．
４） できた膜の組成は、それぞれ単層膜を作製して分析した
ところ、ほぼターゲット組成に近い組成であった。α−
Ｆｅ2Ｏ3膜に関しては、α−Ｆｅ2Ｏ3本来の組成では Ｆｅ／Ｏ＝１／１.５ であるが、分析組成は、 Ｆｅ／Ｏ＝１／１．４５ であった。実際この割合が正確に１／１．５でなくて
も、ターゲットとして、α−Ｆｅ2Ｏ3を用いた場合に
は、スパッタ圧力等の作製条件を多少変化させても、優
れたＭＲ特性が得られた。また、この時の組成比は、 Ｆｅ／Ｏ＝１／１．３５〜１／１．５５ の範囲に入っており、この範囲であれば本発明は有効で
ある。
【００６６】このようにして作製したＭＲ素子の特性を
室温、直流４端子法にて最大４０ｋＡ／ｍ（５００Ｏ
ｅ）の磁界を印加して評価した。
室温、直流４端子法にて最大４０ｋＡ／ｍ（５００Ｏ
ｅ）の磁界を印加して評価した。
【００６７】このようにして評価した試料Ａ１のＭＲ曲
線を図１０に示す。図１０で横軸は印加磁界であり、縦
軸は４０ｋＡ／ｍの磁界を印加して測定した電気抵抗を
基準とした抵抗の変化率（ＭＲ比）を％単位で示す。図
１０ではＭＲ曲線９１の（ａ），（ｂ），（ｃ）の各ポ
イントでのピン層（第１の強磁性層４）とフリー層（第
２の強磁性層６）の大まかな磁化方向を併せて示してい
る。図１０より本発明のＭＲ素子は非常に大きなＭＲ比
を示していることがわかる。−４０ｋＡ／ｍ磁界を印加
するとピン層、フリー層の磁化方向は一方向に揃えられ
る（ａ）。そして、磁界をだんだん減少させて更に＋側
に反転させると、第２の強磁性膜６（フリー層）の磁化
反転により、ＭＲ比が大きく増加する（ｂ）。さらに＋
側の大きな磁界をかけるとピン層も反転してＭＲ比は低
下する（ｃ）。図１０より、α−Ｆｅ2Ｏ3膜の交換バイ
アス磁界の大きさを評価する目安として、ＭＲ比が
（ｂ）点で最大値を取り、さらに磁界を印加していった
時にＭＲ比が半分になる点での磁界の大きさをピン層に
働いている交換バイアス磁界の大きさＨｐとして定義す
る。一般に、交換バイアス磁界の大きさは大きい方が、
ピン層の磁化方向の安定性が大きく、よりＭＲ素子に適
しているといえる。Ａ１−Ａ４の試料についてこの様に
して測定した、ＭＲ比及びＨｐの値を表１に示す。
線を図１０に示す。図１０で横軸は印加磁界であり、縦
軸は４０ｋＡ／ｍの磁界を印加して測定した電気抵抗を
基準とした抵抗の変化率（ＭＲ比）を％単位で示す。図
１０ではＭＲ曲線９１の（ａ），（ｂ），（ｃ）の各ポ
イントでのピン層（第１の強磁性層４）とフリー層（第
２の強磁性層６）の大まかな磁化方向を併せて示してい
る。図１０より本発明のＭＲ素子は非常に大きなＭＲ比
を示していることがわかる。−４０ｋＡ／ｍ磁界を印加
するとピン層、フリー層の磁化方向は一方向に揃えられ
る（ａ）。そして、磁界をだんだん減少させて更に＋側
に反転させると、第２の強磁性膜６（フリー層）の磁化
反転により、ＭＲ比が大きく増加する（ｂ）。さらに＋
側の大きな磁界をかけるとピン層も反転してＭＲ比は低
下する（ｃ）。図１０より、α−Ｆｅ2Ｏ3膜の交換バイ
アス磁界の大きさを評価する目安として、ＭＲ比が
（ｂ）点で最大値を取り、さらに磁界を印加していった
時にＭＲ比が半分になる点での磁界の大きさをピン層に
働いている交換バイアス磁界の大きさＨｐとして定義す
る。一般に、交換バイアス磁界の大きさは大きい方が、
ピン層の磁化方向の安定性が大きく、よりＭＲ素子に適
しているといえる。Ａ１−Ａ４の試料についてこの様に
して測定した、ＭＲ比及びＨｐの値を表１に示す。
【００６８】
【表１】 表１に示すようにα−Ｆｅ2Ｏ3を用いた本発明のＭＲ素
子Ａ１は従来のＦｅ−Ｍｎ合金を用いたものＡ３に比べ
て、大きな磁気抵抗変化を示すことがわかる。また、強
磁性層としてＣｏを用いたＭＲ素子に比べてＣｏ−Ｆｅ
合金を用いたＭＲ素子はより大きなＭＲ比を示すことが
わかる。さらに、第１の磁性層をＮｉ−Ｆｅ／Ｃｏ−Ｆ
ｅ合金と２層構造とすることにより、ＭＲ比はほとんど
変化無いが、交換バイアス磁界の強さが約２倍になって
おり、より外部磁界に対して安定なＭＲ素子が形成され
ていることがわかる。
子Ａ１は従来のＦｅ−Ｍｎ合金を用いたものＡ３に比べ
て、大きな磁気抵抗変化を示すことがわかる。また、強
磁性層としてＣｏを用いたＭＲ素子に比べてＣｏ−Ｆｅ
合金を用いたＭＲ素子はより大きなＭＲ比を示すことが
わかる。さらに、第１の磁性層をＮｉ−Ｆｅ／Ｃｏ−Ｆ
ｅ合金と２層構造とすることにより、ＭＲ比はほとんど
変化無いが、交換バイアス磁界の強さが約２倍になって
おり、より外部磁界に対して安定なＭＲ素子が形成され
ていることがわかる。
【００６９】次に、ピン層のＣｏ1-XＦｅX層（ｘは原子
組成比）の組成依存性を調べるために以下の試料を作成
して、ＭＲ特性を評価した。
組成比）の組成依存性を調べるために以下の試料を作成
して、ＭＲ特性を評価した。
【００７０】Ａ５：α−Ｆｅ2Ｏ3（６０）／Ｃｏ1-XＦ
ｅX（２）／Ｃｕ（３）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（５）／Ｃ
ｕ（０．４） 図１１にＡ５の試料のＭＲ比の原子組成比に対する依存
性を示す。Ｃｏ1-XＦｅXの組成によってＭＲ比が大きく
変化しているのが分かる。０＜ｘ≦０．５の組成でＭＲ
比が大きな値を示している。
ｅX（２）／Ｃｕ（３）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（５）／Ｃ
ｕ（０．４） 図１１にＡ５の試料のＭＲ比の原子組成比に対する依存
性を示す。Ｃｏ1-XＦｅXの組成によってＭＲ比が大きく
変化しているのが分かる。０＜ｘ≦０．５の組成でＭＲ
比が大きな値を示している。
【００７１】次に本発明Ａ１および比較例Ａ２，Ａ３の
膜をＭＲ素子９として用いて、図３に示すようなＭＲヘ
ッドを構成して、特性を評価した。この場合、基板とし
てはＡｌ2Ｏ3−ＴｉＣ基板を用い、シールド１０、１５
材にはＮｉ0.8Ｆｅ0.2合金を用い、シールドギャップ１
１、１４にはＡｌ2Ｏ3を用いた。またハードバイアス部
１２にはＣｏ−Ｐｔ合金を用い、リード部１３をＡｕで
構成した。また、フリー層（第２の強磁性膜６）の磁化
容易軸の方向が検知すべき信号磁界方向と垂直になるよ
うに、ピン層（第１の強磁性膜４）の磁化容易軸の方向
が検知すべき信号磁界方向と平行になるように磁性膜に
異方性を付与した。この方法では、磁性膜を成膜する
際、膜面内で異方性を付与したい方向に、永久磁石で磁
界を付与して成膜した。これらのヘッドに約５０Ｏｅの
交流信号磁界を印加して両ヘッドの出力を評価したとこ
ろ、本発明のＡ１のＭＲ素子を用いたＭＲヘッドの出力
はＡ２，Ａ３を用いた従来のＭＲヘッドに比べてそれぞ
れ約５０％、１００％の高出力であった。
膜をＭＲ素子９として用いて、図３に示すようなＭＲヘ
ッドを構成して、特性を評価した。この場合、基板とし
てはＡｌ2Ｏ3−ＴｉＣ基板を用い、シールド１０、１５
材にはＮｉ0.8Ｆｅ0.2合金を用い、シールドギャップ１
１、１４にはＡｌ2Ｏ3を用いた。またハードバイアス部
１２にはＣｏ−Ｐｔ合金を用い、リード部１３をＡｕで
構成した。また、フリー層（第２の強磁性膜６）の磁化
容易軸の方向が検知すべき信号磁界方向と垂直になるよ
うに、ピン層（第１の強磁性膜４）の磁化容易軸の方向
が検知すべき信号磁界方向と平行になるように磁性膜に
異方性を付与した。この方法では、磁性膜を成膜する
際、膜面内で異方性を付与したい方向に、永久磁石で磁
界を付与して成膜した。これらのヘッドに約５０Ｏｅの
交流信号磁界を印加して両ヘッドの出力を評価したとこ
ろ、本発明のＡ１のＭＲ素子を用いたＭＲヘッドの出力
はＡ２，Ａ３を用いた従来のＭＲヘッドに比べてそれぞ
れ約５０％、１００％の高出力であった。
【００７２】（実施例２）図１（ｂ）の構成のＭＲ素子
を、実施例１と全く同様の方法で作製した。以下にその
構成を示す。
を、実施例１と全く同様の方法で作製した。以下にその
構成を示す。
【００７３】Ｂ１：Ｐｔ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（４
０）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２．１）／Ｃｏ
0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ
（０．４） Ｂ２：Ａｕ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（４０）／Ｃｏ0.85
Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２．１）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（０．４） Ｂ３：α−Ｆｅ2Ｏ3（４０）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｃｕ（２．１）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎｉ0.8
Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（０．４） また、実施例１と同じ方法で評価したところ以下の結果
を得た。
０）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２．１）／Ｃｏ
0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ
（０．４） Ｂ２：Ａｕ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（４０）／Ｃｏ0.85
Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２．１）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（０．４） Ｂ３：α−Ｆｅ2Ｏ3（４０）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｃｕ（２．１）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎｉ0.8
Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（０．４） また、実施例１と同じ方法で評価したところ以下の結果
を得た。
【００７４】
【表２】 表２に示すように、Ｐｔ，Ａｕ下地層を用いることによ
りα−Ｆｅ2Ｏ3層が薄い場合にも大きな交換バイアス磁
界Ｈｐが得られることが分かる。下地のない場合にはα
−Ｆｅ2Ｏ3層が薄いと、交換バイアス磁界の効き方が悪
く、交換バイアス磁界が小さい。この場合、ピン層とフ
リー層の完全な磁化の反平行状態が実現できないため、
ＭＲ比が低下する。
りα−Ｆｅ2Ｏ3層が薄い場合にも大きな交換バイアス磁
界Ｈｐが得られることが分かる。下地のない場合にはα
−Ｆｅ2Ｏ3層が薄いと、交換バイアス磁界の効き方が悪
く、交換バイアス磁界が小さい。この場合、ピン層とフ
リー層の完全な磁化の反平行状態が実現できないため、
ＭＲ比が低下する。
【００７５】（実施例３）図１（ａ）のタイプのＭＲ素
子において、反強磁性体として、積層した酸化物反強磁
性体を用いたＭＲ素子を、実施例１と全く同様の方法で
作製した。この場合、ＮｉＯ，ＣｏＯ膜に関してはｒｆ
カソードを用いた。以下にその構成を示す。
子において、反強磁性体として、積層した酸化物反強磁
性体を用いたＭＲ素子を、実施例１と全く同様の方法で
作製した。この場合、ＮｉＯ，ＣｏＯ膜に関してはｒｆ
カソードを用いた。以下にその構成を示す。
【００７６】Ｃ１：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（３
０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15
（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ２：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ３：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ４：ＣｏＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（３０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ５：α−Ｆｅ2Ｏ3（３０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２．
５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0. 15（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ
0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ６：α−Ｆｅ2Ｏ3（４０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ７：α−Ｆｅ2Ｏ3（３０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ８：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ９：α−Ｆｅ2Ｏ3（１０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ１０：ＮｉＯ（４０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２．５）
／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／
Ｃｕ（２） Ｃ１１：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（８）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ１２：α−Ｆｅ2Ｏ3（４０）／ＮｉＯ（４）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） また、実施例１と同じ方法で評価したところ以下の結果
を得た。
０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15
（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ２：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ３：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ４：ＣｏＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（３０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ５：α−Ｆｅ2Ｏ3（３０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２．
５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0. 15（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ
0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ６：α−Ｆｅ2Ｏ3（４０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ７：α−Ｆｅ2Ｏ3（３０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ８：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ９：α−Ｆｅ2Ｏ3（１０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ１０：ＮｉＯ（４０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２．５）
／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／
Ｃｕ（２） Ｃ１１：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（８）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） Ｃ１２：α−Ｆｅ2Ｏ3（４０）／ＮｉＯ（４）／Ｃｏ
（２）／Ｃｕ（２．５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｕ（２） また、実施例１と同じ方法で評価したところ以下の結果
を得た。
【００７７】
【表３】 表３から明らかなように、Ｃ１−Ｃ４，Ｃ６−Ｃ９の積
層酸化物反強磁性体を用いた本発明のＭＲ素子は、従来
の単層反強磁性体からなるＭＲ素子Ｃ５に比べてＭＲ比
が大きくなっている。この原因はＣ５の試料において
は、第１の強磁性層に対する交換バイアス磁界が小さい
ために、十分な磁化の反平行状態が実現されずＭＲ比が
低いのに対して、反強磁性体を積層する事により、良好
な交換バイアスが強磁性層に印加され、磁化の反平行状
態が実現されたためと考えられる。
層酸化物反強磁性体を用いた本発明のＭＲ素子は、従来
の単層反強磁性体からなるＭＲ素子Ｃ５に比べてＭＲ比
が大きくなっている。この原因はＣ５の試料において
は、第１の強磁性層に対する交換バイアス磁界が小さい
ために、十分な磁化の反平行状態が実現されずＭＲ比が
低いのに対して、反強磁性体を積層する事により、良好
な交換バイアスが強磁性層に印加され、磁化の反平行状
態が実現されたためと考えられる。
【００７８】また、Ｃ１−Ｃ３と、Ｃ６−Ｃ９を比較す
ることにより、α−Ｆｅ2Ｏ3／ＮｉＯの積層順に関して
は、ＮｉＯ膜を先に形成したＣ１−Ｃ３の場合には、Ｍ
Ｒ比は高いがＨｐはやや下がる傾向があり、α−Ｆｅ2
Ｏ3膜を先に形成したＣ６−Ｃ９の場合にはＭＲ比が若
干劣るが、薄くとも大きな交換バイアス磁界Ｈｐが得ら
れる傾向にある。又ＮｉＯ膜を単独で反強磁性体膜とし
て作製した場合Ｃ１０よりも，α−Ｆｅ2Ｏ3／ＮｉＯ膜
積層の反強磁性体を用いた場合Ｃ６−Ｃ９の方がより大
きなＭＲ比、交換バイアス磁界Ｈｐが得られる。
ることにより、α−Ｆｅ2Ｏ3／ＮｉＯの積層順に関して
は、ＮｉＯ膜を先に形成したＣ１−Ｃ３の場合には、Ｍ
Ｒ比は高いがＨｐはやや下がる傾向があり、α−Ｆｅ2
Ｏ3膜を先に形成したＣ６−Ｃ９の場合にはＭＲ比が若
干劣るが、薄くとも大きな交換バイアス磁界Ｈｐが得ら
れる傾向にある。又ＮｉＯ膜を単独で反強磁性体膜とし
て作製した場合Ｃ１０よりも，α−Ｆｅ2Ｏ3／ＮｉＯ膜
積層の反強磁性体を用いた場合Ｃ６−Ｃ９の方がより大
きなＭＲ比、交換バイアス磁界Ｈｐが得られる。
【００７９】さらに、ＮｉＯ／α−Ｆｅ2Ｏ3をこの順番
で積層する反強磁性体の場合は、実施例Ｃ１−Ｃ３と比
較例Ｃ１１の比較で分かるようにＮｉＯ膜の膜厚に比べ
てα−Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚を同等かまたはそれ以上にする
のが望ましい。
で積層する反強磁性体の場合は、実施例Ｃ１−Ｃ３と比
較例Ｃ１１の比較で分かるようにＮｉＯ膜の膜厚に比べ
てα−Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚を同等かまたはそれ以上にする
のが望ましい。
【００８０】また、α−Ｆｅ2Ｏ3／ＮｉＯをこの順番で
積層する反強磁性体の場合は、Ｃ６，Ｃ１２の比較によ
り明らかなように、ＮｉＯ膜の膜厚を少なくとも５ｎｍ
以上とするのが望ましい。
積層する反強磁性体の場合は、Ｃ６，Ｃ１２の比較によ
り明らかなように、ＮｉＯ膜の膜厚を少なくとも５ｎｍ
以上とするのが望ましい。
【００８１】（実施例４）実施例１と同様の方法で、図
２に示すタイプのＭＲ素子を作製した。
２に示すタイプのＭＲ素子を作製した。
【００８２】Ｄ１：α−Ｆｅ2Ｏ3（６０）／Ｃｏ0.85Ｆ
ｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0. 85Ｆｅ0.15（０．
４）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（０．４）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8（８） Ｄ２：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（３０）／Ｃｏ
0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（０．４）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃ
ｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（２）／Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8（８） Ｄ３：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（０．４）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃ
ｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（２）／Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8（８） Ｄ４：α−Ｆｅ2Ｏ3（６０）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0. 85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｎｉ0.68
Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／ＦｅＭｎ
（８） Ｄ５：α−Ｆｅ2Ｏ3（６０）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0. 85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｎｉ0.68
Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／α−Ｆｅ2Ｏ3
（６０） Ｄ６：Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8（８）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0. 85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｎｉ0.68
Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｉｒ0.2Ｍｎ
0.8（８） 実施例１と同様の方法で測定した試料Ｄ１のＭＲ曲線を
図１２に示す。非常に大きなＭＲ比と、十分なバイアス
磁界の試料が作成されていることが分かる。その他の試
料の測定結果を含めて、ＭＲ比の値を表４に示す。
ｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0. 85Ｆｅ0.15（０．
４）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（０．４）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8（８） Ｄ２：ＮｉＯ（１０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（３０）／Ｃｏ
0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（０．４）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃ
ｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（２）／Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8（８） Ｄ３：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／ＮｉＯ（１０）／Ｃｏ
0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（０．４）／Ｎｉ0.68Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃ
ｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ
0.15（２）／Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8（８） Ｄ４：α−Ｆｅ2Ｏ3（６０）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0. 85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｎｉ0.68
Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／ＦｅＭｎ
（８） Ｄ５：α−Ｆｅ2Ｏ3（６０）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0. 85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｎｉ0.68
Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／α−Ｆｅ2Ｏ3
（６０） Ｄ６：Ｉｒ0.2Ｍｎ0.8（８）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0. 85Ｆｅ0.15（０．４）／Ｎｉ0.68
Ｆｅ0.20Ｃｏ0.12（５）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（０．４）
／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｉｒ0.2Ｍｎ
0.8（８） 実施例１と同様の方法で測定した試料Ｄ１のＭＲ曲線を
図１２に示す。非常に大きなＭＲ比と、十分なバイアス
磁界の試料が作成されていることが分かる。その他の試
料の測定結果を含めて、ＭＲ比の値を表４に示す。
【００８３】
【表４】 表４に示すように、本発明の実施例Ｄ２，Ｄ３は、Ｄ１
とＭＲ比は大差がないが、反強磁性体を積層する事によ
り、薄い膜厚でＤ１と同程度のＭＲ比を実現できている
ことが分かる。従来例Ｄ４−６と異なり、大きなＭＲ比
を示す。第２の反強磁性体としてＦｅＭｎを用いたもの
（Ｄ４），第１第２の反強磁性体ともにＩｒ−Ｍｎを用
いたもの（Ｄ６）はＭＲ比が低くなっていることが分か
る。また、第１、第２の反強磁性体ともにα−Ｆｅ2Ｏ3
膜を用いたもの（Ｄ５）は、ＭＲ比は大きいが、Ｄ１と
比較すると交換バイアス磁界Ｈｐが約半分となってい
る。この原因は第２の反強磁性体として用いたα−Ｆｅ
2Ｏ3膜のピン止め効果が小さいためであり、第２の反強
磁性体としてはＩｒ−Ｍｎ等の金属反強磁性体が優れて
いる。
とＭＲ比は大差がないが、反強磁性体を積層する事によ
り、薄い膜厚でＤ１と同程度のＭＲ比を実現できている
ことが分かる。従来例Ｄ４−６と異なり、大きなＭＲ比
を示す。第２の反強磁性体としてＦｅＭｎを用いたもの
（Ｄ４），第１第２の反強磁性体ともにＩｒ−Ｍｎを用
いたもの（Ｄ６）はＭＲ比が低くなっていることが分か
る。また、第１、第２の反強磁性体ともにα−Ｆｅ2Ｏ3
膜を用いたもの（Ｄ５）は、ＭＲ比は大きいが、Ｄ１と
比較すると交換バイアス磁界Ｈｐが約半分となってい
る。この原因は第２の反強磁性体として用いたα−Ｆｅ
2Ｏ3膜のピン止め効果が小さいためであり、第２の反強
磁性体としてはＩｒ−Ｍｎ等の金属反強磁性体が優れて
いる。
【００８４】（実施例５）まず、ガラス基板を様々な条
件でイオンビームを用いて表面処理し、表面粗さを変化
させた。この様にして処理したガラス基板上に実施例１
と全く同様の方法で、以下に示すＭＲ素子を作製した。
件でイオンビームを用いて表面処理し、表面粗さを変化
させた。この様にして処理したガラス基板上に実施例１
と全く同様の方法で、以下に示すＭＲ素子を作製した。
【００８５】Ｅ：Ａｕ（２０）／α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）
／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｎｉ0.68Ｆｅ
0.20Ｃｏ0.12（３） 作成した試料の表面粗さとＭＲ比を表５に示す。この場
合の表面粗さは、ＳＴＭ（Scanning Tunneling microsc
ope）を用いて評価した。１０ｍｍ角の試料の表面上
で、無作為に１０ｎｍ×１０ｎｍのエリアを１０カ所選
び、各エリアで最も高い点と低い点の差をそのエリアの
表面粗さとし、それを１０カ所で平均してその試料の表
面粗さとした。
／Ｃｏ0.85Ｆｅ0.15（２）／Ｃｕ（２）／Ｎｉ0.68Ｆｅ
0.20Ｃｏ0.12（３） 作成した試料の表面粗さとＭＲ比を表５に示す。この場
合の表面粗さは、ＳＴＭ（Scanning Tunneling microsc
ope）を用いて評価した。１０ｍｍ角の試料の表面上
で、無作為に１０ｎｍ×１０ｎｍのエリアを１０カ所選
び、各エリアで最も高い点と低い点の差をそのエリアの
表面粗さとし、それを１０カ所で平均してその試料の表
面粗さとした。
【００８６】
【表５】 表５の結果から、表面粗さが０．５ｎｍ以下のものは大
きなＭＲ比を示すことが分かる。
きなＭＲ比を示すことが分かる。
【００８７】（実施例６）基板としてシリコン基板を用
い、まず、２×１０-6Ｔｏｒｒ以下に基板前処理室を真
空排気した後、Ａｒガスを約４，５×１０-4Ｔｏｒｒに
なるまで導入し、ＥＣＲイオン源を用いて、約１００Ｖ
の加速電圧で、基板表面を約２０分クリーニングした。
その後、基板を基板前処理室と連続した成膜室に移し
て、実施例１と同様の方法を用いて、以下の結成のＭＲ
素子を作製した。
い、まず、２×１０-6Ｔｏｒｒ以下に基板前処理室を真
空排気した後、Ａｒガスを約４，５×１０-4Ｔｏｒｒに
なるまで導入し、ＥＣＲイオン源を用いて、約１００Ｖ
の加速電圧で、基板表面を約２０分クリーニングした。
その後、基板を基板前処理室と連続した成膜室に移し
て、実施例１と同様の方法を用いて、以下の結成のＭＲ
素子を作製した。
【００８８】Ｆ：α−Ｆｅ2Ｏ3（ｔ）／Ｃｏ（２）／Ｃ
ｕ（２）／Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20
（５）／Ｔａ（３） Ｆの試料で、α−Ｆｅ2Ｏ3の膜厚ｔ＝１０の試料のＭＲ
曲線を図１３に示す。図１３は、約６ｋＡ／ｍの小さな
磁界を印加して測定したＭＲ曲線であり、ピン層の磁化
は固定されたまま、フリー層の磁化のみの反転によるＭ
Ｒ比の変化が測定できる。図１３のＭＲ曲線で、図に示
すように、磁化曲線の保磁力に相当するものをＨｃ、Ｍ
Ｒ曲線の中心の０磁界からのシフト量をＨｄと定義す
る。ＭＲ素子の動作に関しては、Ｈｃ、Ｈｄが小さいほ
ど、０磁界付近で抵抗変化が大きいことを示しており、
感度が高くデバイスとして望ましい。
ｕ（２）／Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20
（５）／Ｔａ（３） Ｆの試料で、α−Ｆｅ2Ｏ3の膜厚ｔ＝１０の試料のＭＲ
曲線を図１３に示す。図１３は、約６ｋＡ／ｍの小さな
磁界を印加して測定したＭＲ曲線であり、ピン層の磁化
は固定されたまま、フリー層の磁化のみの反転によるＭ
Ｒ比の変化が測定できる。図１３のＭＲ曲線で、図に示
すように、磁化曲線の保磁力に相当するものをＨｃ、Ｍ
Ｒ曲線の中心の０磁界からのシフト量をＨｄと定義す
る。ＭＲ素子の動作に関しては、Ｈｃ、Ｈｄが小さいほ
ど、０磁界付近で抵抗変化が大きいことを示しており、
感度が高くデバイスとして望ましい。
【００８９】Ｆの試料で、α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚、ｔを
変化させたときのＭＲ比、図１０で定義された、Ｈｐ、
Ｈｄ、Ｈｃを図１４に示す。図１４で明らかなように、
この範囲でα−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚を変化させても、ＭＲ
比は大きく変わらない。ＨＰに関しては、α−Ｆｅ2Ｏ3
層の腹厚が大きいほどＨｐが大きくなる。これは、α−
Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚を薄くしたときの問題点ではあるが、
ただし、次の実施例７でも分かるように、この試料を４
０ｋＡ／ｍの磁界中で３００℃で処理することにより、
４０ｋＡ／ｍ以上のＨｐを確保することができた。従っ
て、Ｈｐは決定的な問題ではないといえる。これに対し
て、ＨｃやＨｄはα−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚が小さくなるに
従い、低下する。以上、図１４から、α−Ｆｅ2Ｏ3層の
膜厚を１０ｎｍ以上４０ｍｍ以下程度とした本発明のＭ
Ｒ素子は、従来の５０ｍｍ以上の膜厚のものに比べて、
磁界感度が優れており、高感度ＭＲ素子として最適であ
ることが分かる。
変化させたときのＭＲ比、図１０で定義された、Ｈｐ、
Ｈｄ、Ｈｃを図１４に示す。図１４で明らかなように、
この範囲でα−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚を変化させても、ＭＲ
比は大きく変わらない。ＨＰに関しては、α−Ｆｅ2Ｏ3
層の腹厚が大きいほどＨｐが大きくなる。これは、α−
Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚を薄くしたときの問題点ではあるが、
ただし、次の実施例７でも分かるように、この試料を４
０ｋＡ／ｍの磁界中で３００℃で処理することにより、
４０ｋＡ／ｍ以上のＨｐを確保することができた。従っ
て、Ｈｐは決定的な問題ではないといえる。これに対し
て、ＨｃやＨｄはα−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚が小さくなるに
従い、低下する。以上、図１４から、α−Ｆｅ2Ｏ3層の
膜厚を１０ｎｍ以上４０ｍｍ以下程度とした本発明のＭ
Ｒ素子は、従来の５０ｍｍ以上の膜厚のものに比べて、
磁界感度が優れており、高感度ＭＲ素子として最適であ
ることが分かる。
【００９０】（実施例７）基板としてガラス基板を用
い、実施例１と同様の方法を用いて、以下の構成のＭＲ
素子を作製した。
い、実施例１と同様の方法を用いて、以下の構成のＭＲ
素子を作製した。
【００９１】Ｇ：α−Ｆｅ2Ｏ3（ｔ）／Ｃｏ（２）／Ｃ
ｕ（２）／Ｃｏ（５）／Ｃｕ（０．４） ＧのＭＲ素子を１０-5Ｔｏｒｒ以下の真空中で、約４０
ｋＡ／ｍの磁界を印加しながら、３０分間熱処理した。
熱処理した後に測定したＭＲ曲線より求めた、ＭＲ比と
Ｈｐを図１５に示す。この図より、３００℃の熱処理に
より、ＭＲ比は、α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚ｔが、５０ｎｍ
の場合、熱処理前（グラフ上では温度２５℃の時の値）
の約３０％低下するが、ｔが３０ｎｍの場合には１０％
しか低下しないことが分かる．またα−Ｆｅ2Ｏ3層の膜
厚が１０ｎｍの場合には、熱処理前にはＭＲ比が低い
が、熱処理に伴ってＭＲ比が増加することが分かる。結
局、３００℃の熱処理後には、α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚が
１０ｎｍや３０ｎｍの試料の方が、ＭＲ比が高く、熱安
定性が高いことが分かる。
ｕ（２）／Ｃｏ（５）／Ｃｕ（０．４） ＧのＭＲ素子を１０-5Ｔｏｒｒ以下の真空中で、約４０
ｋＡ／ｍの磁界を印加しながら、３０分間熱処理した。
熱処理した後に測定したＭＲ曲線より求めた、ＭＲ比と
Ｈｐを図１５に示す。この図より、３００℃の熱処理に
より、ＭＲ比は、α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚ｔが、５０ｎｍ
の場合、熱処理前（グラフ上では温度２５℃の時の値）
の約３０％低下するが、ｔが３０ｎｍの場合には１０％
しか低下しないことが分かる．またα−Ｆｅ2Ｏ3層の膜
厚が１０ｎｍの場合には、熱処理前にはＭＲ比が低い
が、熱処理に伴ってＭＲ比が増加することが分かる。結
局、３００℃の熱処理後には、α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚が
１０ｎｍや３０ｎｍの試料の方が、ＭＲ比が高く、熱安
定性が高いことが分かる。
【００９２】以上は、３０分の熱処理について説明した
が、実際のＭＲヘッドの製造工程ではさらに長時間の熱
処理が必要とされる。実際、３時間の長時間の熱処理で
はｔ＝５０ｎｍのものはＭＲ比が約７０％低下したが、
ｔ＝１０、３０ｎｍのものでは、ＭＲ比の低下は２０％
以下であった。つまり、ＭＲ比の熱安定性の観点から、
α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚が５０ｎｍ以上あるものに比べ
て、α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚が、１０ｎｍ以上４０ｎｍ以
下のものがＭＲ素子として、優れている。
が、実際のＭＲヘッドの製造工程ではさらに長時間の熱
処理が必要とされる。実際、３時間の長時間の熱処理で
はｔ＝５０ｎｍのものはＭＲ比が約７０％低下したが、
ｔ＝１０、３０ｎｍのものでは、ＭＲ比の低下は２０％
以下であった。つまり、ＭＲ比の熱安定性の観点から、
α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚が５０ｎｍ以上あるものに比べ
て、α−Ｆｅ2Ｏ3層の膜厚が、１０ｎｍ以上４０ｎｍ以
下のものがＭＲ素子として、優れている。
【００９３】また、Ｈｐは４０ｋＡ／ｍの磁界でＭＲ比
を測定しているので、図１５で、４０ｋＡ／ｍの値は実
際はそれ以上のＨｐの試料であることを示している。こ
の図より、３００℃程度の熱処理で、Ｈｐが４０ｋＡ／
ｍ以上となるので、Ｆの試料では３００℃程度の熱処理
後に用いればＨｐは実用上十分であることが分かる。
を測定しているので、図１５で、４０ｋＡ／ｍの値は実
際はそれ以上のＨｐの試料であることを示している。こ
の図より、３００℃程度の熱処理で、Ｈｐが４０ｋＡ／
ｍ以上となるので、Ｆの試料では３００℃程度の熱処理
後に用いればＨｐは実用上十分であることが分かる。
【００９４】（実施例８）実施例６と同様の方法で、以
下のＭＲ素子を作製した。この中で、Ｈ２は図２（ａ）
に示す、間接交換結合膜を有するＭＲ素子である。 Ｈ１：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）
／Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｎｉ0.6Ｆｅ0.20（５）／
Ｔａ（５） Ｈ２：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ（１）／Ｒｕ（０．
７）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.90Ｆｅ
0.10（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｔａ（５） Ｈ３：ＮｉＯ（２０）／Ｃｏ（１）／Ｒｕ（０．７）／
Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｔａ（５） 上記ＭＲ素子の磁気抵抗変化を実施例１と同様の方法で
評価した。
下のＭＲ素子を作製した。この中で、Ｈ２は図２（ａ）
に示す、間接交換結合膜を有するＭＲ素子である。 Ｈ１：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）
／Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｎｉ0.6Ｆｅ0.20（５）／
Ｔａ（５） Ｈ２：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ（１）／Ｒｕ（０．
７）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.90Ｆｅ
0.10（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｔａ（５） Ｈ３：ＮｉＯ（２０）／Ｃｏ（１）／Ｒｕ（０．７）／
Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｎ
ｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｔａ（５） 上記ＭＲ素子の磁気抵抗変化を実施例１と同様の方法で
評価した。
【００９５】
【表６】 以上に示したように、本発明の実施例Ｈ２は、間接交換
結合膜を用いないＨ１に比べて、ＭＲ比は低下するが大
きなバイアス磁界Ｈｐを有しており、磁気抵抗効果素子
として安定した動作が期待できることがわかる。
結合膜を用いないＨ１に比べて、ＭＲ比は低下するが大
きなバイアス磁界Ｈｐを有しており、磁気抵抗効果素子
として安定した動作が期待できることがわかる。
【００９６】またＨ３は本発明の比較例であり、反強磁
性体としてＮｉＯを用いた場合である。Ｈ３は室温での
特性ではほとんどＨ２と違いがないが、ＭＲ特性を２０
０℃で比較したところ、Ｈ２はＭＲが７．１％、Ｈｐが
５２ｋＡ／ｍであるのに対し、Ｈ３はＭＲ比２．２％、
Ｈｐ ５ｋＡ／ｍと大きく低下していた。
性体としてＮｉＯを用いた場合である。Ｈ３は室温での
特性ではほとんどＨ２と違いがないが、ＭＲ特性を２０
０℃で比較したところ、Ｈ２はＭＲが７．１％、Ｈｐが
５２ｋＡ／ｍであるのに対し、Ｈ３はＭＲ比２．２％、
Ｈｐ ５ｋＡ／ｍと大きく低下していた。
【００９７】なお、以上は、間接交換結合膜５０に用い
る磁性層５１，５３としてＣｏを用いた場合について述
べたが、Ｃｏ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ合金もＣｏの代
わりに用いることができる。またこのときの磁性層の膜
厚は、１ｎｍ以上４ｎｍ以下とするのがよい。また２つ
の磁性層の膜厚は例に示すように少なくとも０．５ｎｍ
以上異なっているのがよい。
る磁性層５１，５３としてＣｏを用いた場合について述
べたが、Ｃｏ−Ｆｅ、Ｃｏ−Ｎｉ−Ｆｅ合金もＣｏの代
わりに用いることができる。またこのときの磁性層の膜
厚は、１ｎｍ以上４ｎｍ以下とするのがよい。また２つ
の磁性層の膜厚は例に示すように少なくとも０．５ｎｍ
以上異なっているのがよい。
【００９８】次に、間接交換結合膜５０に用いる非磁性
層５２としては、Ｃｕ，Ｒｕ，ＡｇなどがあるがＲｕが
もっとも適している。非磁性層の膜厚としては０．３ｎ
ｍ以上１．２ｎｍ以下とするのがよい。
層５２としては、Ｃｕ，Ｒｕ，ＡｇなどがあるがＲｕが
もっとも適している。非磁性層の膜厚としては０．３ｎ
ｍ以上１．２ｎｍ以下とするのがよい。
【００９９】また、基本的に図２（ｂ）の構成の場合に
も、強磁性膜４、７の少なくとも一方を間接交換結合膜
とすることにより、より大きなバイアス磁界を得ること
ができる。
も、強磁性膜４、７の少なくとも一方を間接交換結合膜
とすることにより、より大きなバイアス磁界を得ること
ができる。
【０１００】図２（ｂ）の基本構成の以下の膜を作製し
た。 Ｈ４：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）
／Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｎｉ0.2Ｆｅ0.20（５）／
Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ（２）／Ｐ
ｔ0.50Ｍｎ0.50（２５）／Ｔａ（５） Ｈ５：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ（２）／Ｒｕ（０．
７）／Ｃｏ（３）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.90Ｆｅ
0.10（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｏ0.90Ｆｅ
0.10（１）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ（２）／Ｐｔ0.50Ｍｎ
0.50（２５）／Ｔａ（５）
た。 Ｈ４：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ（２）／Ｃｕ（２）
／Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｎｉ0.2Ｆｅ0.20（５）／
Ｃｏ0.90Ｆｅ0.10（１）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ（２）／Ｐ
ｔ0.50Ｍｎ0.50（２５）／Ｔａ（５） Ｈ５：α−Ｆｅ2Ｏ3（２０）／Ｃｏ（２）／Ｒｕ（０．
７）／Ｃｏ（３）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ0.90Ｆｅ
0.10（１）／Ｎｉ0.8Ｆｅ0.20（５）／Ｃｏ0.90Ｆｅ
0.10（１）／Ｃｕ（２）／Ｃｏ（２）／Ｐｔ0.50Ｍｎ
0.50（２５）／Ｔａ（５）
【０１０１】
【表７】 表７に示すように間接交換結合膜Ｃｏ／Ｒｕ／Ｃｏ膜を
用いることにより、ＭＲ比は単層のＣｏ膜を用いた場合
よりも多少低下するが、大きなＨｐを示す膜を作製でき
る。
用いることにより、ＭＲ比は単層のＣｏ膜を用いた場合
よりも多少低下するが、大きなＨｐを示す膜を作製でき
る。
【０１０２】なお、以上は図２（ｂ）の強磁性膜４に間
接交換結合膜を用いる場合について説明したが、強磁性
膜７に間接結合膜を用いる場合も本発明は有効である。
また、強磁性膜４、７ともに、間接結合膜を用いるのも
良い。
接交換結合膜を用いる場合について説明したが、強磁性
膜７に間接結合膜を用いる場合も本発明は有効である。
また、強磁性膜４、７ともに、間接結合膜を用いるのも
良い。
【０１０３】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、反強磁
性体としてα−Ｆｅ2Ｏ3膜またはα−Ｆｅ2Ｏ3膜／Ｎｉ
Ｏ積層膜を用い、界面の表面荒さを緻密に制御すること
により、大きなＭＲ比を示す磁気抵抗効果素子を得るこ
とができる。
性体としてα−Ｆｅ2Ｏ3膜またはα−Ｆｅ2Ｏ3膜／Ｎｉ
Ｏ積層膜を用い、界面の表面荒さを緻密に制御すること
により、大きなＭＲ比を示す磁気抵抗効果素子を得るこ
とができる。
【図１】本発明の磁気抵抗効果素子の断面の模式図。
【図２】本発明の別の磁気抵抗効果素子の断面の模式
図。
図。
【図３】本発明の磁気抵抗効果型磁気ヘッドの断面図の
一例を示す図。
一例を示す図。
【図４】本発明のＭＲヘッドの立体図。
【図５】本発明のＭＲヘッドと磁気ディスクの一断面
図。
図。
【図６】本発明の記録ヘッド一体型ＭＲヘッドの一断面
図。
図。
【図７】本発明の別のＭＲヘッドの一断面図。
【図８】本発明のＭＲヘッドの製造工程を示すフローチ
ャートの一例。
ャートの一例。
【図９】本発明のＭＲ素子部９の製造工程を示すフロー
チャートの一例。
チャートの一例。
【図１０】本発明の磁気抵抗効果素子のＭＲ曲線の一例
を示す図。
を示す図。
【図１１】Ｃｏ1-XＦｅX合金を第１の強磁性層として用
いた本発明の磁気抵抗効果素子のＭＲ比の組成依存性を
示す図。
いた本発明の磁気抵抗効果素子のＭＲ比の組成依存性を
示す図。
【図１２】本発明の磁気抵抗効果素子のＭＲ曲線の一例
を示す図。
を示す図。
【図１３】本発明のＭＲ素子のＭＲ曲線の一例。
【図１４】本発明のＭＲ素子におけるα−Ｆｅ2Ｏ3膜の
膜厚ｔと、ＭＲ比、Ｈｐ、Ｈｃ，Ｈｄの相関を表す図。
膜厚ｔと、ＭＲ比、Ｈｐ、Ｈｃ，Ｈｄの相関を表す図。
【図１５】本発明の一ＭＲ素子における熱処理温度とＭ
Ｒ比、ＨＰの相関を表す図。
Ｒ比、ＨＰの相関を表す図。
１ 基板 ２ 下地膜 ３ α−Ｆｅ2Ｏ3層 ４ 第１の強磁性膜（ピン層） ５ 非磁性膜 ６ 第２の強磁性膜 ７ 第３の強磁性膜 ８ 反強磁性体膜 ９ ＭＲ素子部 １０ 下部シールド １１ 下部シールドギャップ １２ ハードバイアス部 １３ リード部 １４ 上部シールドギャップ １５ 上部シールド １６ 上部記録コア ４０ 記録ギャップ部 ５０ 間接交換結合膜 ５１、５３ 強磁性膜 ５２ 非磁性膜
フロントページの続き (72)発明者 杉田 康成 大阪府門真市大字門真1006番地 松下電 器産業株式会社内 (72)発明者 榊間 博 大阪府門真市大字門真1006番地 松下電 器産業株式会社内 (56)参考文献 特開 平７−297465（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−148651（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−92904（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−50612（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−204253（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−169026（ＪＰ，Ａ)
Claims (21)
- 【請求項１】 非磁性基板上に直接または下地層を介し
て反強磁性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜および第２
の強磁性膜を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗
効果素子であって、 該反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜を含んでおり、 該多層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下である磁気抵抗効
果素子。 - 【請求項２】 該第１の強磁性膜は、Ｃｏ1-XＦｅX合金
（０＜ｘ≦０．５、ｘは原子組成比）層を含む、請求項
１に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項３】 該第１の強磁性膜は、Ｎｉ−Ｆｅ合金ま
たはＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ合金層上にＣｏ1-XＦｅX合金（０
＜ｘ≦０．５、ｘは原子組成比）層を積層して構成され
ている、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項４】 該下地層は、ＰｔまたはＡｕを主成分と
する、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項５】 該α−Ｆｅ2Ｏ3膜の膜厚は、５ｎｍ以上
４０ｎｍ以下である、請求項１に記載の磁気抵抗効果素
子。 - 【請求項６】 該第２の強磁性膜の磁化容易軸は、検知
すべき信号磁界方向に垂直となるように構成されてい
る、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項７】 非磁性基板上に直接または下地層を介し
て反強磁性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜および第２
の強磁性膜を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵抗
効果素子であって、 該反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜と他の反強磁性体と
の積層体を含んでおり、 該他の反強磁性体は、ＮｉＯ膜またはＣｏＯ膜を含んで
いる 磁気抵抗効果素子。 - 【請求項８】 該ＮｉＯ膜は、該α−Ｆｅ2Ｏ3膜上に積
層されている、請求項７に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項９】 該α−Ｆｅ2Ｏ3膜は、該ＮｉＯ膜上に積
層されている、請求項７に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１０】 該第２の強磁性膜の磁化容易軸は、検
知すべき信号磁界方向に垂直となるように構成されてい
る、請求項７に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１１】 非磁性基板上に直接または下地層を介
して第１の反強磁性体膜、第１の強磁性膜、第１の非磁
性膜、第２の強磁性膜、第２の非磁性膜、第３の強磁性
膜および第２の反強磁性体膜を順次積層してなる多層膜
から成る磁気抵抗効果素子であって、 該第１の反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜を含んでお
り、 該多層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下である磁気抵抗効
果素子。 - 【請求項１２】 該第２の強磁性膜の磁化容易軸は、検
知すべき信号磁界方向に垂直となるように構成されてい
る、請求項１１に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１３】 非磁性基板上に直接または下地層を介
して第１の反強磁性体膜、第１の強磁性膜、第１の非磁
性膜、第２の強磁性膜、第２の非磁性膜、第３の強磁性
膜および第２の反強磁性体膜を順次積層してなる多層膜
から成る磁気抵抗効果素子であって、 該第１の反強磁性体膜は、α−Ｆｅ2Ｏ3膜と他の反強磁
性体との積層体を含んでおり、 該他の反強磁性体は、ＮｉＯ膜またはＣｏＯ膜を含んで
いる磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１４】 該第２の強磁性膜の磁化容易軸は、検
知すべき信号磁界方向に垂直となるように構成されてい
る、請求項１３に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１５】 該第１の強磁性膜と該第３の強磁性膜
との少なくとも一方は、間接交換結合膜を含んでいる、
請求項１３に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１６】 非磁性基板上に直接または下地層を介
してα−Ｆｅ2Ｏ3を主成分とする反強磁性体膜、間接交
換結合膜、第１の非磁性膜および第１の強磁性膜を順次
積層してなる多層膜から成る磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１７】 該一対の強磁性層は、Ｃｏを主成分と
している、請求項１６に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１８】 該第２の非磁性層は、Ｒｕを主成分し
ている、請求項１７に記載の磁気抵抗効果素子。 - 【請求項１９】 請求項６、請求項１０、請求項１２、
請求項１４、請求項１５または請求項１８のいずれかに
記載の磁気抵抗効果素子と、 該磁気抵抗効果素子とシールド部とを絶縁するシールド
ギャップ部とを備えている磁気抵抗効果型ヘッド。 - 【請求項２０】 非磁性基板上に直接または下地層を介
して反強磁性体膜、第１の強磁性膜、非磁性膜および第
２の強磁性膜を順次積層してなる多層膜から成る磁気抵
抗効果素子の製造方法であって、 該非磁性基板上に直接または下地層を介して、膜厚が５
ｎｍ以上４０ｎｍ以下である該反強磁性体膜を形成する
第１工程と、 該多層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下となるように、該
反強磁性体膜上に該第１の強磁性膜、該非磁性膜および
該第２の強磁性膜を順次積層する第２工程とを含んでお
り、 該第１工程は、主な成分がα−Ｆｅ2Ｏ3から成るターゲ
ットをスパッタリングする工程を包含する磁気抵抗効果
素子の製造方法。 - 【請求項２１】 非磁性基板上に直接または下地層を介
して第１の反強磁性体膜、第１の強磁性膜、第１の非磁
性膜、第２の強磁性膜、第２の非磁性膜、第３の強磁性
膜および第２の反強磁性体膜を順次積層してなる多層膜
から成る磁気抵抗効果素子の製造方法であって、 該非磁性基板上に直接または下地層を介して該第１の反
強磁性体膜を形成する第１工程と、 該多層膜の表面粗さが０．５ｎｍ以下となるように、該
反強磁性体膜上に該第１の強磁性膜、該第１の非磁性
膜、該第２の強磁性膜、該第２の非磁性膜、該第３の強
磁性膜および該第２の反強磁性体膜を順次積層する第２
工程とを含んでおり、 該第１工程は、主な成分がα−Ｆｅ2Ｏ3から成るターゲ
ットをスパッタリングする工程を包含する磁気抵抗効果
素子の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10276181A JP3135117B2 (ja) | 1997-09-29 | 1998-09-29 | 磁気抵抗効果素子、磁気抵抗効果型ヘッドおよび磁気抵抗効果素子の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
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