JP3264663B2 - 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置 - Google Patents

磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置

Info

Publication number
JP3264663B2
JP3264663B2 JP2000101416A JP2000101416A JP3264663B2 JP 3264663 B2 JP3264663 B2 JP 3264663B2 JP 2000101416 A JP2000101416 A JP 2000101416A JP 2000101416 A JP2000101416 A JP 2000101416A JP 3264663 B2 JP3264663 B2 JP 3264663B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
layer
film
magnetic
thickness
ferromagnetic
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2000101416A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2000331319A (ja
Inventor
澤 英 明 福
口 裕 三 上
井 克 彦 鴻
村 新 一 中
川 将 寿 吉
本 進 橋
橋 政 司 佐
崎 仁 志 岩
藤 和 浩 斉
家 ひろみ 福
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Toshiba Corp
Original Assignee
Toshiba Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Toshiba Corp filed Critical Toshiba Corp
Priority to JP2000101416A priority Critical patent/JP3264663B2/ja
Publication of JP2000331319A publication Critical patent/JP2000331319A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP3264663B2 publication Critical patent/JP3264663B2/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気抵抗効果素
子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装
置に関し、より詳細には、本発明は、高感度且つ高信頼
性を有するスピンバルブ膜を用いた磁気抵抗効果素子、
磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置に
関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、磁気記録媒体の小型・大容量化が
進められていることから、大きな出力が取り出せる磁気
抵抗効果（ＭＲ）を利用した磁気ヘッド（ＭＲヘッド）
への期待が高まっている。このようなＭＲヘッドの基本
構成要素となるＭＲ膜としては、特に磁性層／非磁性層
／磁性層のサンドイッチ構造の磁性多層膜を有し、一方
の磁性層に交換バイアスを及ぼして磁化を固定しておき
（「磁化固着層」、「固着層」あるいは「ピン層」など
と称される）、他方の磁性層を外部磁界により磁化反転
させ（「感磁層」あるいは「フリー層」などと称され
る）、これら２つの磁性層の磁化方向の相対的な角度変
化により巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示すスピンバル
ブ膜が注目されている。
【０００３】他のＭＲ膜としては、ＮｉＦｅ合金などか
らなる異方性磁気抵抗効果膜（ＡＭＲ膜）や人工格子膜
などが知られている。スピンバルブ膜のＭＲ変化率は、
人工格子膜に比べると小さいものの４％以上であり、Ａ
ＭＲ膜と比較すると十分に大きい。さらに、スピンバル
ブ膜は低磁場で磁化を飽和させることができることから
ＭＲヘッドに適している。このようなスピンバルブ膜を
用いたＭＲヘッドには、実用上大きな期待が寄せられて
いる。すなわち、磁気ディスクなどの磁気記録におい
て、記録密度の高密度化を進めるのには、巨大磁気抵抗
効果（ＧＭＲ）を用いた高感度な磁気ヘッド、即ちＧＭ
Ｒヘッドが必要不可欠となっている。
【０００４】初期のＧＭＲヘッドは、磁化自由層（フリ
ー層）、非磁性中間層、磁化固着層（ピン層）および反
強磁性層からなるスピンバルブ膜をＧＭＲ素子として用
いたものである。しかしながら、記録のトラック幅を狭
めて高密度化を行うのに不可欠な感度の向上を図るため
に、磁化自由層の膜厚を減らすと、磁化固着層からの漏
洩磁界が動作点のシフトをもたらすようになり、このシ
フト量を歩留まりよく電流磁界によって補正することが
困難となる。
【０００５】一方、磁化固着層を磁気結合層を介して反
強磁性結合する２層の強磁性層で構成した、いわゆる積
層フェリ固着層（以後、「ＳｙＡＦ」、「シンセティッ
クＡＦ」または「反強磁性固着層」と称する）が提案さ
れている（特開平７−１６９０２６号公報）。この反強
磁性固着層では漏洩磁界を原理的には動作点をゼロにで
きるので、動作点の確保が容易である。
【０００６】即ち、この磁化固着層の２つの強磁性層の
非磁性中間層側を強磁性層Ａ、反強磁性層側を強磁性層
Ｂとすると、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚、即ち
膜厚×飽和磁化が等しいＳｙＡＦでは、強磁性層Ａと強
磁性層Ｂの漏洩磁界は互いに打ち消し合うので漏洩磁界
は実質的にゼロとなり、また磁化固着層が磁界には感応
しなくなるために、固着磁化の安定性が反強磁性層の交
換バアイスが消失するブロッキング温度Ｔｂ近傍まで良
好であるなど、大きなメリットを有する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、従来提案され
ているこれらの磁気抵抗効果素子においては、種々の問
題があった。
【０００８】まず、第１に、感度を向上させるためにフ
リー層を薄膜化すると、センス電流通電時のバイアスポ
イント設計が困難となるという問題があった。
【０００９】第２に、ブロッキング温度（Ｔｂ）以上の
温度においてＳｙＡＦの磁化は不安定になるので、静電
放電（ＥＳＤ）電流がＧＭＲ素子に流入すると瞬間的に
固着層がＴｂ以上の温度に加熱され、磁化の固着が乱れ
てしまうという問題が生ずる。 第３に、磁化の固着を
行うためには、Ｔｂ以上まで温度を上げて、しかもＳｙ
ＡＦを構成する磁気結合層を介しての反強磁性結合磁界
を上回る強い磁界（通常数ｋＯｅ以上）を加えることが
必要である。このため、反強磁性層としてＴｂの高い反
強磁性体を用い、磁化の固着のためにＴｂ以上まで温度
を上げると、ＳｙＡＦの磁気結合層と隣接する強磁性層
との間に拡散を生じて反強磁性結合が低下する、という
問題がある。
【００１０】第４に、温度上昇させた状態で磁気結合層
を介しての反強磁性結合磁界を上回る強い磁界（特開平
９−１６９２０号公報では１５ｋＯｅ）を加えるため
に、巨大な磁化固着熱処理装置が必要となる。
【００１１】第５に、ピン層において反強磁性的に結合
された２つ強磁性層の磁気膜厚を異ならせた非対称構造
のＳｙＡＦにすると、外部磁界に感応するために磁化固
着は容易になるが、その反面で対称ＳｙＡＦの優れた耐
熱性が失われることになるので、今後の高密度記録にお
いて必要とされる磁気ヘッドの耐熱性の要件、即ち２０
０℃前後で磁化固着が安定であること、を満たすのが困
難となるという問題が生ずる。また、漏洩磁界の発生を
伴うことになるので、動作点の確保の対策も必要となる
という問題も生ずる。
【００１２】第６に、ＳｙＡＦが対称系であっても非対
称系であっても、磁気結合層と強磁性層Ｂが低抵抗であ
るため、センス電流の分流を生じてＧＭＲ素子としての
抵抗変化率を低下させてしまうという問題点もある。
【００１３】さらに、以上列挙した６つの問題点に加え
て、（１）耐熱性が悪い（特に初期プロセスアニールに
対して）、（２）再生感度のより一層の向上を図る上で
ＭＲ変化率が不足している、（３）比較的大きなＭＲ変
化率が得られるＣｏＦｅ合金層単層で感磁層を構成した
場合に磁歪制御ができず、良好な軟磁気特性が得られな
い、などの問題もあった。
【００１４】本発明は、上述した種々の課題の認識に基
づいてなされたものである。すなわち、その目的は、バ
イアスポイントの設計が容易で、高感度且つ高信頼性を
有する磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセ
ンブリ及び磁気記録装置を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の磁気抵抗効果素子は、非磁性スペーサ層
と、前記非磁性体スペーサ層によって互いに分離された
第１の強磁性体層と第２の強磁性体層と、を備え、前記
第１の強磁性体層は、印加磁界がゼロの時に前記第２の
強磁性体層の磁化方向に対してある角度を成す磁化方向
を有し、前記第２の強磁性体層は、相互に反強磁性的に
結合された一対の強磁性体膜と、前記一対の強磁性体膜
を分離しつつこれらを反強磁性的に結合する結合膜とを
含む磁気抵抗効果素子であって、前記第２の強磁性体層
中の前記一対の強磁性体膜のいずれか一方の磁化を所望
の方向に維持する手段と、前記第１の強磁性体層と前記
非磁性スペーサ層とが接する膜面と反対側の面にて第１
の強磁性体層に接する非磁性高導電層と、を有すること
を特徴とする。
【００１６】上記構成により、良好なバイアスポイント
を維持しつつ、極めて感度の高い磁気抵抗効果素子を実
現することができる。
【００１７】上記構成の望ましい実施の形態として、前
記非磁性高導電層は、バルク状態の室温での比抵抗の値
が１０μΩｃｍ以下である元素を含有することにより、
低Ｈｃｕ実現、および極薄フリー層におけるスピンフィ
ルター効果による高ＭＲ変化率の実現が可能となる。
【００１８】また、高密度記録用、および非磁性高導電
層によるスピンフィルター効果によるＭＲ変化率上昇の
効果を実現するのに適した構成として、前記第１の強磁
性体層の膜厚は０．５ｎｍ以上４．５ｎｍ以下であるこ
とを特徴とする。
【００１９】また、正信号磁界における再生出力の絶対
値Ｖ１と、負信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ２と
により表される波形非対称性（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋
Ｖ２）が、マイナス０．１以上プラス０．１以下となる
ように、前記非磁性高導電層の膜厚と前記第２の強磁性
体層の膜厚とを設定したことを特徴とする。波形非対称
性をマイナス０．１以上プラス０．１以下にするために
は、必ずしもＳｙＡＦを採用する必要はなく、単層のピ
ン層を用いても良い。その場合、３．６ｎｍＴ以下で、
０．５ｎｍＴ以上の磁気膜厚の単層ピン層を用いること
が望ましい。３．６ｎｍＴ以上では上記した非対称性を
満足することが困難であり、０．５ｎｍＴ以下ではＭＲ
変化率が著しく小さくなるからである。
【００２０】また、前記非磁性高導電層の膜厚をｔ（Ｈ
ＣＬ）（ここでは、比抵抗１０μΩｃｍのＣｕ層で換算
した）、前記第２の強磁性体層中の前記一対の強磁性体
膜の膜厚を１Ｔの飽和磁化で換算した磁気膜厚をそれぞ
れｔｍ（ｐｉｎ１）、ｔｍ（ｐｉｎ２）（ｔｍ（ｐｉｎ
１）＞ｔｍ（ｐｉｎ２）とする）としたときに、０．５
ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣ
Ｌ）≦４ｎｍ、且つｔ（ＨＣＬ）≧０．５ｎｍを満足す
ることを特徴とする。この関係を満足すれば、ｔｍ（ｐ
ｉｎ２）＝０すなわち単層のピン層を用いても良い。上
記関係を満足することにより、波形非対称性がマイナス
０．１以上でプラス０．１以下となり、且つ高ＭＲが実
現できる。
【００２１】また、前記第１の強磁性体層は、その膜厚
と飽和磁化との積である磁気膜厚が５ｎｍＴ未満である
ことを特徴とする。
【００２２】また、前記非磁性高導電層は、低Ｈｉｎ実
現という条件を兼ね備えるのに有利となる銅（Ｃｕ）、
金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、ルテニウム（Ｒｕ）、イリジ
ウム（Ｉｒ）、レニウム（Ｒｅ）、ロジウム（Ｒｈ）、
白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、アルミニウム（Ａ
ｌ）、オスミウム（Ｏｓ）及びニッケル（Ｎｉ）よりな
る群から選ばれる少なくとも一種の金属元素を含む金属
膜であることを特徴とする。
【００２３】また、低Ｈｉｎおよび軟磁性特性制御のた
めに、前記非磁性高導電層は、少なくとも２層以上の膜
を積層した積層膜から形成されることを特徴とする。
【００２４】この積層膜を用いる場合にも、必ずしもＳ
ｙＡＦを採用する必要はなく、単層のピン層を用いても
良い。その場合、３．６ｎｍＴ以下で、０．５ｎｍＴ以
上の磁気膜厚の単層ピン層を用いることが望ましい。
３．６ｎｍＴ以上では上記した非対称性を満足すること
が困難であり、０．５ｎｍＴ以下ではＭＲ変化率が著し
く小さくなるからである。
【００２５】また、前記積層膜のうちで前記第１の強磁
性体層に接する膜が、高ＭＲ変化率、低Ｈｃｕ実現、軟
磁性実現のために特に優れた材料として銅（Ｃｕ）を含
むことを特徴とする。
【００２６】また、前記積層膜のうちで前記第１の強磁
性体層に接しない膜が、低Ｈｉｎ、低Ｈｃｕ、および軟
磁性制御に特に優れた材料として、ルテニウム（Ｒ
ｕ）、レニウム（Ｒｅ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウ
ム（Ｐｄ）、白金（Ｐｔ）、イリジウム（Ｉｒ）及びオ
スミウム（Ｏｓ）よりなる群から選ばれた少なくとも一
種の元素を含むことを特徴とする。
【００２７】また、低Ｈｃｕ、高ＭＲ変化率の実現のた
めに、前記非磁性高導電層の膜厚は０．５ｎｍ以上５ｎ
ｍ以下であることを特徴とする。
【００２８】また、低Ｈｉｎ、高ＭＲ変化率を実現する
ために、前記第１の強磁性体層と反対側の面において前
記非磁性高導電層と接して、タンタル（Ｔａ）、チタン
（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、タングステン
（Ｗ）、ハフニウム（Ｈｆ）及びモリブデン（Ｍｏ）よ
りなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を含む層を
有することを特徴とする。
【００２９】また、高ＭＲ変化率と、軟磁性実現のため
に、前記第１の強磁性体層は、ニッケル鉄（ＮｉＦｅ）
を含む合金層とコバルト（Ｃｏ）を含む層との積層膜か
らなることを特徴とする。
【００３０】また、高ＭＲ変化率と、軟磁性実現のため
に、前記第１の強磁性体層は、コバルト鉄（ＣｏＦｅ）
を含む合金層からなることを特徴とする。
【００３１】また、前記第２の強磁性体層の磁化固着の
ために、前記第２の強磁性体層を所望の方向に維持する
手段として、反強磁性体層を用いることを特徴とする。
第２の強磁性体層は、ＳｙＡＦであることが望ましい
が、単層の強磁性体層でも良い。単層の場合には、その
磁気膜厚が０．５ｎｍＴ以上で３．６ｎｍＴ以下である
ことが望ましい。
【００３２】また、プロセス熱処理後でも高ＭＲ変化率
実現のために、前記反強磁性体層の材料として、ＸｚＭ
ｎ１−ｚ（ここでＸは、イリジウム（Ｉｒ）、ルテニウ
ム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、白金（Ｐｔ）、パラジ
ウム（Ｐｄ）及びレニウム（Ｒｅ）よりなる群から選ば
れる少なくとも一種の元素とし、組成比ｚは、５原子％
以上４０原子％以下である）を用いたことを特徴とす
る。この場合にも、必ずしもＳｙＡＦを採用する必要は
なく、単層のピン層を用いても良い。その場合、３．６
ｎｍＴ以下で、０．５ｎｍＴ以上の磁気膜厚の単層ピン
層を用いることが望ましい。３．６ｎｍＴ以上では上記
した非対称性を満足することが困難であり、０．５ｎｍ
Ｔ以下ではＭＲ変化率が著しく小さくなるからである。
【００３３】また、高ＭＲ変化率を維するために、前記
反強磁性層の材料として、ＸｚＭｎ１−ｚ（ここでＸ
は、白金（Ｐｔ）及びパラジウム（Ｐｄ）よりなる群か
ら選ばれた少なくとも一種の元素とし、組成比ｚは、４
０原子％以上６５原子％以下である）を用いたことを特
徴とする。この場合にも、必ずしもＳｙＡＦを採用する
必要はなく、単層のピン層を用いても良い。その場合、
３．６ｎｍＴ以下で、０．５ｎｍＴ以上の磁気膜厚の単
層ピン層を用いることが望ましい。３．６ｎｍＴ以上で
は上記した非対称性を満足することが困難であり、０．
５ｎｍＴ以下ではＭＲ変化率が著しく小さくなるからで
ある。
【００３４】また、高ＭＲ変化率を実現すること、およ
び非磁性高導電層による高ＭＲ変化率の効果をより有効
に用いること、および低Ｈｃｕを実現するために、前記
非磁性体スペーサ層は、銅（Ｃｕ）を含む金属層からな
り、且つその膜厚が１．５ｎｍ以上２．５ｎｍ以下であ
ることを特徴とする。
【００３５】また、高ＭＲを実現すること、および耐Ｅ
ＳＤ特性やピン固着層の耐熱性を向上させることを目的
として、前記反強磁性的に結合された前記一対の強磁性
体膜は、それらの膜厚が等しいかまたは前記非磁性スペ
ーサ側に接する強磁性体膜の方が厚く、且つ、前記一対
の強磁性体膜は、それぞれの膜厚と飽和磁気との積であ
る磁気膜厚の差が０ｎｍＴ以上２ｎｍＴ以下であること
を特徴とする。
【００３６】また、前記一対の強磁性体膜を反強磁性体
的に結合する前記結合膜は、ルテニウム（Ｒｕ）からな
り、且つその膜厚が０．８ｎｍ以上１．２ｎｍ以下であ
ることを特徴とする。
【００３７】一方、本発明の第１の発明の磁気抵抗効果
ヘッドは、非磁性中間層を介して配置された少なくとも
一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層
された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性
層とを有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気
抵抗効果膜に電流を供給するための一対の電極を有する
磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非
磁性中間層側に配置された強磁性層Ａと前記反強磁性層
側に配置された強磁性層Ｂとからなる一対の強磁性層が
磁気結合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強
磁性層は最密面ピークのロッキングカーブ半値幅が８゜
以下となるように最密面が配向されてなることを特徴と
する磁気抵抗効果ヘッドである。
【００３８】本発明の第２の発明の磁気抵抗効果ヘッド
は、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の
磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された
前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを
有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気抵抗効
果膜に電流を供給するための一対の電極を有する磁気抵
抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中
間層側に配置された強磁性層Ａと前記反強磁性層側に配
置された強磁性層Ｂとからなる一対の強磁性層が磁気結
合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強磁性層
は膜厚が２０ｎｍ以下であり、２００℃における前記強
磁性層Ｂとの交換結合定数Ｊが０．０２ｅｒｇ／ｃｍ2
以上であることを特徴とする磁気抵抗効果ヘッドであ
る。
【００３９】本発明の第３の発明の磁気抵抗効果ヘッド
は、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の
磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された
前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを
有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気抵抗効
果膜に電流を供給するための一対の電極を有する磁気抵
抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中
間層側に配置された強磁性層Ａと前記反強磁性層側に配
置された強磁性層Ｂとからなる一対の強磁性層が磁気結
合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強磁性層
は膜厚が２０ｎｍ以下であり、かつＺx Ｍｎ1-x （Ｚは
Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｃｏ、Ｎｉから選ばれ
た少なくとも１主であり、０＜ｘ＜０．４）、Ｚx Ｍｎ
1-x （ＺはＰｔ、Ｐｄ、Ｎｉから選ばれた少なくとも１
種であり、０．４≦ｘ≦０．７）、またはＺx Ｃｒ1-x
（ＺはＭｎ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒ
ｈ、Ｉｒ、Ｒｕから選ばれた少なくとも１種、０＜ｘ＜
１）の少なくともいずれか１種を含むことを特徴とする
磁気抵抗効果ヘッドである。
【００４０】本発明の第４の発明の磁気抵抗効果ヘッド
は、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の
磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された
前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを
有する巨大磁気抵抗効果膜、前記巨大磁気抵抗効果膜に
電流を供給するための一対の電極、および前記巨大磁気
抵抗効果膜に対する一対の縦バイアス層を有する磁気抵
抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中
間層側の強磁性層Ａと前記反強磁性層側の強磁性層Ｂか
らなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性結
合されてなり、前記一対の電極は前記縦バイアス層の間
隔よりも狭い電極間隔を有することを特徴とする磁気抵
抗効果ヘッドである。
【００４１】なお、上述した第１乃至第４の磁気抵抗効
果ヘッドの構成は、そのまま磁気抵抗効果素子の構成と
して適用することもできる。
【００４２】また本発明の磁気ディスクドライブ装置
は、上記の本発明の磁気抵抗効果ヘッドを具備したこと
を特徴とするものである。そして本出願の磁気ディスク
ドライブ装置の発明は、上記の本発明の磁気抵抗効果ヘ
ッドの前記磁気抵抗効果素子に電流を供給することによ
り発生する磁界を用いて、前記磁化固着層の磁化を所定
の方向に固着させる機構を有することを特徴とするもの
である。
【００４３】さらに本発明の磁気抵抗効果ヘッドの製造
方法は、前記巨大磁気抵抗効果膜の成膜後であって、パ
ターンニングを行う前に、前記強磁性層Ａと前記強磁性
層Ｂに対し、磁界中熱処理を行って磁化の方向を所定の
方向に固着させることを特徴とするものである。
【００４４】一方、本発明の他の形態に基づく磁気抵抗
効果素子は、少なくとも１層の非磁性中間層と、前記非
磁性中間層を介して配置された少なくとも２層の磁性層
とを有するスピンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセ
ンス電流を供給する一対の電極とを具備する磁気抵抗効
果素子において、前記スピンバルブ膜は、前記磁性層の
前記非磁性中間層とは反対側の面と接する複数の金属膜
の積層膜からなる磁気抵抗効果向上層と、前記磁気抵抗
効果向上層の前記磁性層とは反対側の面と接する下地機
能または保護機能を有する非磁性層とを有し、かつ前記
磁気抵抗効果向上層のうち前記磁性層と接する金属膜を
主として構成する元素は、前記磁性層を主として構成す
る元素と非固溶であることを特徴としている。
【００４５】または、本発明の磁気抵抗効果素子は、少
なくとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介
して配置された少なくとも２層の磁性層とを有するスピ
ンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給
する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子におい
て、前記スピンバルブ膜は、前記磁性層の前記非磁性中
間層とは反対側の面と接する金属の単層膜または積層膜
からなる磁気抵抗効果向上層を有し、かつ前記磁気抵抗
効果向上層を主として構成する元素は、前記磁気抵抗効
果向上層が接する前記磁性層を主として構成する元素と
非固溶であると共に、前記磁気抵抗効果向上層は少なく
とも貴金属系の合金層を有することを特徴としている。
【００４６】または、本発明の磁気抵抗効果素子は、少
なくとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介
して配置された少なくとも２層の磁性層とを有するスピ
ンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給
する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子におい
て、少なくとも１層の前記磁性層は、複数の金属の積層
膜および合金層の少なくとも一方を有する磁気抵抗効果
向上層を介して配置されると共に、磁気的に結合された
複数の強磁性膜を有し、かつ前記磁気抵抗効果向上層を
主として構成する元素は、前記磁気抵抗効果向上層が接
する前記強磁性膜を主として構成する元素と非固溶であ
ることを特徴としている。
【００４７】ここで、上記した３種の磁気抵抗効果素子
において、磁気抵抗効果向上層は例えば磁性層との界
面、積層膜内の界面、下地層や保護層としての非磁性層
との界面などで、効果の一例として電子の鏡面反射効果
を示すものであり、これによりスピンバルブ膜の磁気抵
抗効果を向上させるものである。また、フリー層が薄く
なった場合には、ここでの磁気抵抗効果向上層は前述し
た非磁性高導電層として作用し、極薄フリー層と非磁性
高導電層の界面を非固溶な材料の組み合わせにより形成
することによって、電子のdiffusiveな散乱を解消し、
アップスピンの透過率を向上させることによって、高い
ＭＲ変化率を維持することができる。非固溶な界面なの
で、熱処理などによっても界面が安定で、ＭＲ変化率の
低下を解消することができる。本発明における磁気抵抗
効果向上層は、鏡面反射効果のみに基づくものではな
く、後に詳述するように、さらにスピンバルブ膜の結晶
微細構造の制御や磁歪の低減による磁気抵抗効果の向上
などももたらすものである。
【００４８】また、上記した３種の磁気抵抗効果素子に
おいて、磁気抵抗効果向上層の具体的な構成としては、
磁気抵抗効果向上層が接する磁性層がＣｏまたはＣｏ合
金からなる場合、Ｃｕ、ＡｕおよびＡｇから選ばれる少
なくとも１種の元素を含むことを特徴としている。ま
た、磁気抵抗効果向上層が接する磁性層がＮｉ合金から
なる場合、Ｒｕ、ＡｇおよびＡｕから選ばれる少なくと
も１種の元素を含むことを特徴としている。磁気抵抗効
果向上層にはＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ａ
ｌ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｈｆ、Ｐｄ、Ｉｒなどの元素を含むも
のを適用することができる。
【００４９】磁気抵抗効果向上層に合金層を適用する場
合、それを構成する合金としてはＡｕＣｕ合金、ＰｔＣ
ｕ合金、ＡｇＰｔ合金、ＡｕＰｄ合金、ＡｕＡｇ合金な
どが例示される。また、磁気抵抗効果向上層に積層膜を
適用する場合、積層膜は互いに固溶の関係にある複数の
金属膜を有することが好ましい。ただし、非固溶の関係
にある複数の金属膜の積層膜を用いることも可能であ
る。
【００５０】さらに、上記した３種の磁気抵抗効果素子
においては、磁性層と非固溶の関係を有する金属膜の積
層膜や合金層を磁気抵抗効果向上層として用い、これを
磁性層と接して配置している。また、フリー層が薄くな
った場合には、ここでも磁気抵抗効果向上層は前述した
非磁性高導電層として作用し、極薄フリー層と非磁性高
導電層の界面を非固溶な材料の組み合わせにより形成す
ることによって、電子のdiffusiveな散乱を解消し、ア
ップスピンの透過率を向上させることによって、高いＭ
Ｒ変化率を維持することができる。非固溶な界面なの
で、熱処理などによっても界面が安定で、ＭＲ変化率の
低下を解消することができる。これら磁気抵抗効果向上
層と磁性層との界面は、非固溶の関係に基づいて組成急
俊性に優れ、さらにこの状態は熱プロセス後においても
保たれる。従って、磁気抵抗効果向上層は鏡面反射膜
（界面反射膜）として有効に機能させることができ、磁
気抵抗効果素子の特性向上に大きく寄与する。この磁気
抵抗効果特性の向上効果は熱プロセス後においても失わ
れないため、耐熱性に優れた磁気抵抗効果素子を提供す
ることができる。言い換えると、従来のスピンバルブ膜
ではプロセスアニールにより界面での拡散やミキシング
により損われていたＭＲ特性が、本発明によればプロセ
スアニール後においても良好に保つことができる。
【００５１】上述したような本発明の磁気抵抗効果素子
の変形例としては、少なくとも１層の非磁性中間層と、
前記非磁性中間層を介して配置された少なくとも２層の
磁性層と、前記磁性層のうち少なくとも１層の磁化を固
着する反強磁性層とを有するスピンバルブ膜と、前記ス
ピンバルブ膜にセンス電流を供給する一対の電極とを具
備する磁気抵抗効果素子において、前記反強磁性層は、
複数の金属の積層膜および合金層の少なくとも一方を有
する磁気抵抗効果向上層と接して配置されており、かつ
前記磁気抵抗効果向上層を主として構成する元素は、前
記反強磁性層を主として構成する元素と非固溶である磁
気抵抗効果素子が挙げられる。
【００５２】他の変形例としては、少なくとも１層の非
磁性中間層と、前記非磁性中間層を介して配置された少
なくとも２層の磁性層と、前記磁性層のうち少なくとも
１層の磁化を固着する反強磁性層とを有するスピンバル
ブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給する一
対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、前記
反強磁性層は、複数の金属の積層膜および合金層の少な
くとも一方を有する磁気抵抗効果向上層と接して配置さ
れており、かつ前記磁気抵抗効果向上層はＣｕ、Ａｕ、
Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｐ
ｄおよびＩｒから選ばれる少なくとも１種の元素を含む
磁気抵抗効果素子が挙げられる。
【００５３】本発明における磁気抵抗効果向上層は、鏡
面反射膜、安定な界面によるフリー層が薄い場合の高Ｍ
Ｒ維持としての効果のみならず、膜微細構造の制御に基
づく磁気抵抗効果の向上や、ＣｏＦｅ合金などのＣｏ系
磁性材料からなる感磁層の磁歪制御に対しても有効に機
能する。例えば、Ｃｕ下地層単独では例えばＣｏＦｅ合
金の格子間隔が小さくなりすぎ、一方Ａｕ下地層単独で
はＣｏＦｅ合金の格子間隔が大きくなりすぎる。これに
対して、上述したような積層膜や合金層を用いることに
よって、感磁層としてのＣｏやＣｏＦｅ合金などのＣｏ
系磁性材料を低磁歪に有効な格子間隔、すなわちｄ（１
１１）格子間隔を０．２０５５〜０．２０８５ｎｍの範
囲とすることができる。このような磁歪制御によって
も、磁気抵抗効果特性が向上する。
【００５４】さらに、スピンバルブ膜の特性向上を図る
上で、結晶粒界による原子拡散の抑制なども有効であ
る。結晶粒界での原子拡散を抑えるためには、スピンバ
ルブ膜の結晶粒界を粗大化し、結晶粒界密度を下げるこ
とが好ましい。また、結晶粒界が存在したとしても通常
の結晶粒界ではなく、ほとんど面内配向のずれがない、
いわゆるサブグレインバウンダリである疑似的な単結晶
膜ともいうべき構造であることが望ましい。このような
サブグレインバウンダリの一例としては、小傾角粒界な
どが挙げられる。本発明の磁気抵抗効果向上層は、この
ような小傾角粒界の形成に対しても効果的であり、上述
したような金属膜の積層膜や合金層からなる磁気抵抗効
果向上層を適用することによって、スピンバルブ膜をｆ
ｃｃ（１１１）配向させ、かつ膜面内における結晶粒間
の結晶配向方向のずれを３０度以内とすることができ
る。このようなスピンバルブ膜の結晶粒制御によって
も、磁気抵抗効果特性が向上する。
【００５５】または、本発明の磁気抵抗効果素子は、上
述したＣｏＦｅ合金などの磁歪をＡｕ−Ｃｕ合金やＡｕ
／Ｃｕ積層膜で低減する技術に基づくものであり、少な
くとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介し
て配置された少なくとも２層の磁性層とを有するスピン
バルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給す
る一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、
前記少なくとも２層の磁性層のうち、外部磁界により磁
化方向が変化する磁性層はｆｃｃ（１１１）配向してお
り、かつｄ（１１１）格子間隔が０．２０５５ｎｍ以上
であることを特徴としている。
【００５６】上述した磁気抵抗効果素子において、磁性
層のｄ（１１１）格子間隔は０．２０５５〜０．２０８
５ｎｍの範囲であることが好ましい。また、外部磁界に
より磁化方向が変化する磁性層は、例えばＣｏまたはＣ
ｏ合金からなる。
【００５７】本発明の磁気ヘッドや磁気記録装置は、上
述した本発明の磁気抵抗効果素子を用いたものである。
すなわち、本発明の磁気ヘッドは、下側磁気シールド層
と、前記下側磁気シールド層上に下側再生磁気ギャップ
を介して形成された、上記した本発明の磁気抵抗効果素
子と、前記磁気抵抗効果素子上に上側再生磁気ギャップ
を介して形成された上側磁気シールド層とを具備するこ
とを特徴としている。
【００５８】本発明の録再分離型の磁気ヘッドは、下側
磁気シールド層と、前記下側磁気シールド層上に下側再
生磁気ギャップを介して形成された、上記した本発明の
磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子上に上側再
生磁気ギャップを介して形成された上側磁気シールド層
とを有する再生ヘッドと、前記上側磁気シールド層と共
通化された下側磁極と、前記下側磁極上に形成された記
録磁気ギャップと、前記記録磁気ギャップ上に設けられ
た上側磁極とを有する記録ヘッドとを具備することを特
徴としている。
【００５９】本発明の磁気ヘッドアッセンブリは、上記
した本発明の録再分離型の磁気ヘッドを有するヘッドス
ライダと、前記ヘッドスライダが搭載されたサスペンシ
ョンを有するアームとを具備することを特徴としてい
る。また、本発明の磁気記録装置は、磁気記録媒体と、
前記磁気記録媒体に磁界により信号を書き込み、かつ前
記磁気記録媒体から発生する磁界により信号を読み取
る、上記した本発明の録再分離型の磁気ヘッドを備える
ヘッドスライダとを具備することを特徴としている。
【００６０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て図面を参照しつつ詳細に説明する。 （第１の実施の形態：フリー層の薄膜化）最初に、「フ
リー層の薄膜化」に関する発明の実施の形態について説
明する。
【００６１】ここで、本発明の実施の形態について説明
する前に、本実施形態に至る過程で本発明者が認識した
「フリー層の薄膜化」に関する課題について詳述する。
【００６２】磁気抵抗効果素子においては、前述したよ
うに、ＭＲ変化率のアップに加えて、フリー層の薄膜化
（Ｍｓ＊ｔ積の減少）によって大幅な感度向上が実現で
きる。おおまかにいうと、フリー層のＭｓ＊ｔ積の大き
さに反比例して出力は増大する。しかし、本発明者が独
自に行った検討の結果、フリー層の薄膜化に関して、以
下の問題が生ずることが判明した。
【００６３】第１の問題として、センス電流通電時のバ
イアスポイント設計が困難ということが挙げられる。ヘ
ッド動作時にかかる磁界のすべて足し合わせたときに、
トランスファーカーブの線形的な傾きをもっている部分
の中央にバイアスポイントがくれば、最適なバイアス状
態ということになる。しかしフリー層の膜厚が薄くなる
と、トランスファーカーブの傾きが急峻になるので、バ
イアスポイントをトランスファーカーブの線形領域の中
央にもってくることが非常に困難になってくる。バイア
スポイントが悪くなると、信号のアシメトリ（非対称
性）がでてきたり、さらに悪くなると出力レベルが全く
とれなくなったりする。
【００６４】第２の問題として、従来技術でフリー層を
極薄化すると、ＭＲ変化率が大幅に低下する問題を生じ
る。ＭＲ変化率の減少は、再生出力の低下をもたらす。
【００６５】図７は、以上列挙した２つの問題を説明す
るための概念図である。すなわち、同図は、磁気抵抗効
果素子を用いた磁気ヘッドのトランスファーカーブを表
し、同図（ａ）はフリー層が厚い場合、同図（ｂ）はフ
リー層が薄い場合それぞれ表している。上述したよう
に、フリー層が薄くなると、トランスファーカーブの傾
きが急峻になり（Ｈｓが小さくなる）、またＭＲ変化率
が減少することから、ΔＶが小さくなるという、２つの
問題が生じることが図７からわかる。
【００６６】上記問題のうち、特にバイアスポイントに
関する問題は、膜構造が決定されても容易には認識でき
ず、設計上困難を極めた。今回、本発明者はモデル化し
た計算を実施し、その結果と経験上得られた「ずれ」と
を補正することにより、バイアスポイントを判断するこ
とができた。以下にバイアスポイントの計算手法につい
て述べる。
【００６７】バイアスポイントは、フリー層に加わる様
々な外部磁界によって、シフトする。このシフトは、
１．電流磁界（Ｈcu）、２．ピン層からの静磁界（Ｈ
pin）、３．スペーサを介したピン層からの層間結合磁
界（Ｈin）、４．ハードバイアス膜からの漏洩磁界（Ｈ
hard）の和として近似することができる。上記１〜４の
磁界の中で、４．のハードバイアス磁界は比較的小さ
い。そこで、本発明者は、上記１〜３の磁界の和に注目
して、鋭意検討した。今回用いたバイアスポイントの計
算式を以下に示す。
【００６８】 ｂ．ｐ．＝５０×（Ｈshift／Ｈs）＋５０ （１−１） Ｈshift ＝−Ｈin＋Ｈpin±Ｈcu （１−２） Ｈs ＝Ｈd free ＋ Ｈk （１−３） Ｈd free ＝π2（Ｍs＊ｔ）free／ｈ （１−３−１） Ｈpin ＝π2（Ｍs＊ｔ）pin／ｈ （１−４） Ｈcu ＝２πＣ×Ｉs／ ｈ （１−５） Ｃ ＝（Ｉ1 − Ｉ3）／（Ｉ1 ＋ Ｉ2 ＋Ｉ3） （１−５−１） ここで、（１−１）式のｂ．ｐ．が、今回注目するバイ
アスポイント［％］である。最適バイアスポイントは５
０％であり、マージンまで含めると４０〜６０％が使用
可能なバイアスポイントといえる。バイアスポイントが
これらの値からはずれると、アシメトリー（非対称性）
がでてきたり、もっとひどい場合には出力が全くとれな
くなってしまう。
【００６９】バイアスポイント値とアシメトリーの関係
は、バイアスポイントが４０％になったときにはアシメ
トリーが＋１０％になり、バイアスポイントが６０％に
なったときには、アシメトリーが−１０％程度になる。
後述するように、この計算での最適バイアスポイントは
４０〜６０％ではなく、経験上３０〜５０％が最適値と
なる。
【００７０】図８は、計算上のバイアスポイント値とヘ
ッドの再生信号波形の関係を示すグラフ図である。３０
〜５０％のバイアスポイント値のときには、アシメトリ
ーは比較的小さく、良好な信号波形を示す。ところが、
その範囲からはずれたところにバイアスポイントがきて
しまうと、図８から分かるようにアシメトリーが大きく
なって、実用上用いることができなくなってしまう。
【００７１】Ｈshiftは（１−２）式で表されるよう
に、フリー層に加わる各磁界の和［Ｏｅ］である。Ｈｓ
は図７でも示したように、トランスファーカーブ上での
傾きである。
【００７２】図９は、これらの各磁界の関係を表す説明
図である。
【００７３】Ｈd freeは、あるＭＲハイト長でのフリー
層の反磁界である。ｈは、ＭＲハイト長［μｍ］であ
る。Ｈpinは、ピン層からフリー層に加わるピン漏洩磁
界である。（Ｍs＊ｔ）freeは、フリー層のトータルの
飽和磁界Ｍsと膜厚ｔの積であり、（Ｍs＊ｔ）pinはピ
ン層のネットのピン層（シンセティックＡＦの場合には
上下のピン層の磁気膜厚差分）の飽和磁化と膜厚の積で
ある。
【００７４】Ｈcuは、フリー層に加わる電流磁界であ
り、Ｉsは、センス電流［ｍＡ］である。式（１−５−
１）における係数Ｃは、フリー層の上下の層に流れる電
流分流の比である。
【００７５】図１０は、各層を流れる電流分流Ｉ1〜Ｉ3
を表す概念図である。
【００７６】ここで説明する計算では、簡単のために、
ＡＢＳ面エッジ部の影響や、シールドの影響は考慮され
ていない。本発明者の行った計算によるバイアスポイン
トの見積もりと、実際のヘッドととでは、バイアスポイ
ントが約１０％程度、計算のほうがマイナス側にずれる
ことが経験上判明している。最適バイアスポイントのと
ころから、その前後プラスマイナス１０％が使用可能な
バイアスポイントということを考慮すると、計算で得ら
れる３０％〜５０％のバイアスポイント値のところが良
好なポイントといえる。よって、上に示したような計算
で得られたバイアスポイントで３０％〜５０％という値
のときには、実用上良好なバイアスポイントが得られた
と判断できる。
【００７７】以下に具体的に今まで知られているスピン
バルブ膜を例にとって、上述したバイアスポイント計算
式を用いて、問題点を詳しく説明する。 比較例１：通常スピンバルブ（スピンフィルターなし×
シンセティックＡＦなし） Ta5/NiFe2/Co0.5/Cu2/CoFe2/IrMn7/Ta5 （単位はｎｍ） （１） 上記（１）は、スピンバルブの積層構造を表し、各層を
構成する元素と層厚（ｎｍ）を表している。この比較例
は、いわゆる従来スピンバルブ膜でフリー層だけを薄く
した従来技術の延長上にある膜である。この膜構成にお
いてバイアスポイントを計算した。
【００７８】上述した（１−１）〜（１−５）式のバイ
アスポイント式において、特に求めることが困難なの
が、（１−５）式の電流磁界である。その理由は、（１
−５−１）式の電流分流比Ｃを求めることが困難である
からである。薄膜においては、各層の比抵抗は結晶性、
および電流分布等の影響を受けて、バルクの比抵抗値と
は著しく値が異なるからである。それをできるだけ実際
に則した計算を行うため、今回本発明者は以下のような
工夫を行うことにより、電流分流比Ｃを精度よく求める
ことができた。
【００７９】各層の比抵抗を求めるために、上記構成の
スピンバルブ膜を作製し、ある層の比抵抗を求めたいと
きには、前後プラスマイナス２ｎｍまで変えた膜を数個
作製し、注目する層の膜厚とコンダクタンスの関係を直
線で外挿して求めた。そのように求めた理由は、よく用
いられる薄膜の単層膜で比抵抗を求める手法では、実際
に即した値とはならないからである。結晶性の影響と、
電流分布の影響をできるだけ小さくするためには、上下
の膜まで実際と同じ材料にして、上述したような微小な
膜厚範囲でのコンダクタンス差をみるのが最も精度が良
いことが、本発明者の検討によって判明した。
【００８０】この手法で求めた各層の比抵抗は、結晶性
の影響が小さいだけでなく、電流分布の影響をも含んで
いるため、単層膜の比抵抗を用いて単純なパラレルコン
ダクターで求めた（１−５−１）式の電流分流比Ｃより
も、かなり精度がよくなる。この手法の採用によって、
従来困難だった電流磁界をより精度をあげて計算でも予
想できるようになった。
【００８１】以上の手法により各層の比抵抗を求めた結
果、ＮｉＦｅは２０μΩｃｍ 、ＣｏＦｅは１３μΩｃ
ｍ 、スペーサＣｕは８μΩｃｍ 、ＩｒＭｎは２５０
μΩｃｍとなった。ここで、下地のＴａ（タンタル）に
ついては膜厚を厚くすると結晶化によって急激に比抵抗
が変わり、またキャップＴａについても表面酸化物の影
響が大きく正確な値を求めることができなかったため、
１００μΩｃｍと仮定した。これらの値を用いて各層の
電流分流比を求めて、（１−５）式により電流磁界Ｈcu
を計算した。
【００８２】また、Ｈinの値としては、実測値の２５Ｏ
ｅを用いた。Ｈpinは（１−４）式により求めた。
【００８３】この膜構成では、ピン層厚が厚いままハイ
ト長が短くなるため、ピン層からフリー層に加わる漏洩
磁界Ｈpinが大きくなり、またフリー層の下側よりも上
側に多くの電流が流れるのでフリー層に加わる電流磁界
Ｈcuも大きい。よって、バイアスポイントの設計手法と
して考えられるのは、大きなＨpinを大きな電流磁界Ｈc
uでキャンセルしてバイアスポイント調整しようするこ
とになる。
【００８４】センス電流を４ｍＡとしたときに、上記の
値を用いて計算したバイアスポイント値の結果を表１に
示す。 表１：比較例１の膜の計算で得られたバイアスポイント MR height ０．３μｍ ７０％ ０．５μｍ ６１％ ０．７μｍ ５３％ 表１からわかるように、ＭＲハイト０．３〜０．５μｍ
ではバイアスポイントは６１〜７０％であり、計算上最
適なバイアスポイント値と考えられる値よりもオーバー
している。
【００８５】図１１は、本比較例におけるバイアスポイ
ントの状態を表す概念図である。すなわち、ＭＲハイト
を狭めるとバイアスポイントがアンチフェロ側（５０％
よりも大きい側）にシフトしてしまうことが分かる。Ｍ
Ｒハイトは機械研磨によって行うため、どうしてもばら
つきがでてしまう。このようなＭＲハイトのばらつきに
よって、歩留まりが非常に悪くなってしまうことがわか
る。これは定性的にいえば、図１１に表したように、大
きなピン漏洩磁界Ｈpinを大きな電流磁界Ｈcuでキャン
セルするという非常に不安定な手法でバイアスポイント
を調整しようとしていることに起因する。
【００８６】また、バイアスポイント以外にも本比較例
の膜は、さらに本質的な問題を有する。それは、本発明
で対象としている極薄フリー層を採用すると、ＭＲ変化
率が低下することである。本発明者が実験的に得た事実
として、フリー層の膜厚が薄くなるとプロセス熱処理後
のＭＲ変化率が極端に劣化することが大きな問題とな
る。例えば、比較例１の構成では、ａｓ−ｄｅｐｏ（as
-deposited：堆積したままの状態）でＭＲ変化率は１１
％程度であるのに対し、プロセス熱処理後ではＭＲ変化
率５．６％とａｓ−ｄｅｐｏの約半分の大きさにまで減
少してしまう。これでは高密度対応のスピンバルブ膜を
実現することはできない。
【００８７】さらには、このスピンバルブ膜においては
各層の膜厚がすべて薄くなってきているので、スピンバ
ルブ膜の面抵抗も３０Ω程度もの大きな値になり、静電
破壊（ＥＳＤ：Electric Static Discharge）の点から
も実用的ではない。よく知られているように、ＥＳＤは
抵抗が大きければ大きいほど起こりやすくなるからであ
る。
【００８８】以上のことから、比較例１の膜は、高密度
記録用ヘッドに採用されるような実用的な膜では到底な
いことがわかる。 比較例２：米国特許第５４２２５９１号（スピンフィル
ターあり×シンセティックＡＦなし） Ta5/Cux/NiFe1.5/Cu2.3/NiFe5/FeMn11/Ta5 （単位はｎｍ） （２） 極薄フリー層におけるＭＲを改善するために、スペーサ
非磁性層と反対側にてフリー層に高導電層を積層した構
成のスピンバルブ膜が提案されている。例えば、特許第
２６３７３６０号、米国特許第５４２２５９１号、米国
特許第５６８８６０５号などを挙げることができる。
【００８９】上記（２）の膜は、米国特許第５４２２５
９１号に基づくスピンバルブ膜の実施例である。このス
ピンバルブ膜においては、フリー層のスペーサＣｕとは
反対側に接したＣｕ厚を厚くしていくことによって、ア
ップスピンの平均自由行程が長くなることによりＭＲ変
化率が上昇してゆき、平均自由行程以上にＣｕ厚を厚く
すると単純なシャント層になってしまうため、あるＣｕ
厚でＭＲ変化率のピークをとる傾向をもつ。この現象を
用いれば、比較例１での１つの問題点だった、極薄フリ
ー層でのＭＲ変化率の減少を一部改善できる。
【００９０】しかしながら、米国特許第５４２２５９１
号に基づく上記（２）のスピンバルブ膜では、バイアス
ポイント、およびＭＲ変化率の耐熱性という、二つの点
で問題を抱える膜構成となっている。
【００９１】まず、バイアスポイントという観点に関し
ては、米国特許第５４２２５９１号の明細書中には直接
的な記載も間接的な示唆も全く開示されていない。そし
て、（２）の膜は到底実際のヘッドでは採用できない構
成である。以下にその理由を詳述する。
【００９２】まず電流磁界Ｈcuを、比較例１と全く同様
の方法により実験的に得られた各層の比抵抗を用いて算
出した。そのときの各層の比抵抗値としては、Ｔａは１
００μΩｃｍと仮定し、ＦｅＭｎは２５０μΩｃｍ、Ｎ
ｉＦｅは２０μΩｃｍ、スペーサＣｕは８μΩｃｍ、下
地Ｃｕは１０μΩｃｍと実験的に求まった値を用いた。
また、センス電流は４ｍＡとした。Ｈinについては記述
がないが、本発明者の追試による結果として１５Ｏｅ〜
２５Ｏｅが得られた。よってここでは、Ｈinを２０Ｏｅ
とした。
【００９３】素子サイズが、トラック幅Ｔw＝０．５μ
ｍ、MR height＝０．３〜０．５μｍのときの高密度用
ヘッドの場合について、バイアスポイントを計算した。
その結果を表２に示す。
【００９４】表２：下地Ｃｕ厚を変えた場合の比較例２
の構成での計算で得られた バイアスポイント MR height Cu 0nm Cu 1 nm Cu 2nm ０．３μｍ １２６％ １４３％ １５６％ ０．５μｍ １１１％ １２７％ １４０％ この構成では、ピン層からフリー層に加わるピン漏洩磁
界Ｈpinが非常に大きく、バイアスポイントがプラス側
にずれやすい構成である。表２のバイアスポイントの計
算結果からもわかるように、スピンフィルター効果を用
いない、下地Ｃｕ厚がゼロの場合では、ハイト０．３〜
０．５μｍで、バイアスポイントが１１１％〜１２６％
とまるで出力がとれないようなところに来てしまってい
ることがわかる。
【００９５】図１２は、トランスファーカーブでみたと
きのＨin、Ｈpin、Ｈcuの大きさとバイアスポイントと
の関係を表した概念図である。Ｈpinが大きいため、電
流ゼロの状態でバイアスポイントがかなりオーバーした
ところにきてしまい、それを電流磁界によってなんとか
５０％のほうへもってこようとする設計となる。しかし
この構成では下地に高導電層であるＣｕを用いているた
め、図１０でのＩ3が大きくなり、（１−５）式により
得られる電流磁界Ｈcuが小さくなってしまう。つまり、
大きなＨpinに対して、逆向きの小さなＨcuによってバ
イアスポイントを５０％近傍に引き下げることとなり、
バイアスポイントを良好なポイントにもってくることが
困難となってしまう。さらに、下地Ｃｕ厚をあげるに従
って、バイアスポイントがさらに悪くなる様子が表２か
らわかる。
【００９６】以上のような検討を重ねた結果、Ｇｕｒｎ
ｅｙ特許に記載のあるような構成では、バイアスポイン
ト設計が全くできず、下地に高導電層のＣｕを設けるこ
とによって、バイアスポイントがさらに非現実的な構成
になってしまうことが判明した。
【００９７】さらに、ＭＲ変化率の耐熱性という観点か
らみても、米国特許第５４２２５９１号の膜は実用的な
膜とはなっていない。ａｓ−ｄｅｐｏでのＭＲ変化率の
値は米国特許第５４２２５９１号に記載のあるように、
スピンフィルタ効果によって確かに上昇する。しかし、
実際のヘッド作製プロセスを模擬した熱処理後において
は、極薄フリー層を用いたときに特有の現象として、Ｍ
Ｒ変化率の値は著しく減少することを本発明者は見いだ
した。これは、高密度記録用の高出力を得るためには、
深刻な問題となる。
【００９８】実際に、Ｇｕｒｎｅｙ特許の実施例の膜
（上記（２）の膜）により追試すると、下地Ｃｕ厚が１
ｎｍのときにａｓ−ｄｅｐｏでＭＲ変化率が１．８％で
あったものが、本発明者のプロセスを模擬した熱処理を
行うと、０．８％まで劣化する。後に述べるように、こ
の主な原因は反強磁性膜にＦｅＭｎを用いていることに
よる。これでは、高いＭＲ値を実現するのに困難な極薄
フリー層を用いたスピンバルブ膜において、せっかくス
ピンフィルター効果によって高い値に復帰させたＭＲ変
化率を全く機能させていないことになる。つまり、高い
ＭＲ変化率を示す極薄フリー層スピンバルブ膜を実現す
るためには、単純なスピンフィルター効果だけでは達成
できないことがわかる。 比較例３： 特開平１０−２６１２０９号 Ta5/Cu3/Ta1/NiFe5/Cu2.5/Co2.5/FeMn10/Ta5 （単位はｎｍ）（３） 特開平１０−２６１２０９号明細書に開示されている上
記（３）の膜では、Ｔａを介してフリー層に近接するＣ
ｕシャント層が、比較例２で示した米国特許第５４２２
５９１号のようにＭＲ変化率のスピンフィルター効果を
目的としたものではなく、電流磁界Ｈcuを低減させて、
センス電流によるバイアスポイントの変動を抑えて、ア
シメトリーを安定させることを目的としたものである。
しかしながら、このような発想は、（３）の膜のよう
に、比較的フリー層が厚い領域においては十分有効だ
が、本発明でターゲットにしている極薄フリー層のとき
には、バイアスポイント、およびＭＲ変化率という点
で、到底実用的な膜とはならない。以下にその理由につ
いて説明する。
【００９９】まず、バイアスポイントについては、比較
例２の（２）の膜で示したように、極薄フリー層を用い
てＨsが非常に小さくなった場合、電流磁界Ｈcuを低減
させても、ピン漏洩磁界Ｈpinが大きければ最適なバイ
アスポイントは実現できない。上記（３）の構造が有効
なのは、フリー層が厚い、つまりＨsが比較的大きな場
合に、一旦最適なバイアスポイントが得られたときに、
バイアスポイントのセンス電流依存性が小さいという点
である。しかしながら、上記（３）の膜構成でフリー層
が極薄になったときには、そもそも最適なバイアスポイ
ントが実現できない。つまり（３）の構成の膜で高密度
化対応にするためにフリー層を４．５ｎｍ以下にする
と、バイアスポイントがプラス側にずれることになる。
【０１００】そのことを示すために、計算により求めた
この構成の膜でのバイアスポイントを表３に示す。
【０１０１】表３：比較例（３）の膜でのバイアスポイ
ント MR height NiFe 5nm NiFe 3nm ０．３μｍ ８６％ １０８％ ０．５μｍ ８３％ １０４％ ０．７μｍ ８１％ １００％ ここでＨinとしては、１０Ｏｅという値を用いた。表３
をみると、比較例（３）の構成の膜ではそもそもＮｉＦ
ｅ膜厚が５ｎｍのときでもバイアスポイントがプラス側
にずれていて、良い設計とはいえない構成だが、フリー
層ＮｉＦｅ膜厚が３ｎｍと薄くなるとますますバイアス
ポイントがプラス側にオーバーすることがわかる。
【０１０２】図１３は、本比較例におけるバイアスポイ
ントの決定要素の関係を表す概念図である。同図に表し
たように、Ｈpinが大きいまま、電流磁界Ｈcuだけを低
減させてしまったためにバイアスポイントがフリー層厚
が薄いところでは全くとれない構成になっている。すな
わち、電流磁界Ｈcuと層間結合磁界Ｈinとピン漏洩磁界
Ｈpinすべての足し算をしたところがゼロになるときが
最適バイアスポイント点なので、上記（３）の構造のよ
うに電流センターをフリー層に近づけて、電流磁界だけ
をゼロにしようとしても、全く意味のない膜設計とな
る。
【０１０３】さらに、上記（３）の構造が有する第２点
目の不具合として、高密度化に必要な高いＭＲ変化率を
得られない点を挙げることができる。すなわち、（３）
の構造においては、拡散防止層として、比較的高抵抗の
材料が高導電層とフリー層の間に挿入されているため、
極薄フリー層になったときに、Ｇｕｒｎｅｙ特許で得ら
れているようなＭＲのスピンフィルター効果が得られな
くなってしまう。後に詳述する本発明で特に威力を発揮
するようなフリー層が４．５ｎｍ以下の領域では、
（３）の構成の膜ではＭＲ変化率が低下してきてしま
う。
【０１０４】以上２点の理由により、上記（３）の構造
はあくまでもフリー層が比較的厚い領域での発想であっ
て、極薄フリー層においては到底実用的な膜構成とはな
らないことがわかった。
【０１０５】比較例４：スピンフィルターなし×シンセ
ティックＡＦ Ta5/NiFe2/CoFe0.5/Cu2/CoFe2.5/Ru0.9/CoFe2/IrMn7/Ta
5（単位はｎｍ）（４） 本比較例においては、ピン特
性を向上させるために、シンセティックＡＦ構造を採用
した。Ｒｕ（ルテニウム）を介した２層の強磁性層は、
アンチフェロカップリング（反強磁性結合）している。
その一方の強磁性層は反強磁性膜によって一方向に固着
されている。シンセティックＡＦ構造の採用によって、
ノーマルピン構造では一方向性異方性磁界Ｈuaが小さい
場合でも、ある程度の大きさがあれば用いることが可能
となり、ピン耐熱性が向上する。また、既に述べたよう
に、シンセティックＡＦ構造では、Ｒｕを介した上下の
強磁性層はお互いの磁化方向が逆向きに向いており、そ
の結合磁界は数ｋＯｅとヘッド動作時の媒体磁界よりも
はるかに大きいため、近似的に、外部にでる磁化モーメ
ントは上下のピン層のＭｓ＊ｔの差がネットのモーメン
トと考えられる。すなわち、フリー層におよぼすピン漏
洩磁界の影響を小さくすることが可能になり、バイアス
ポイント上有利になることが予想されている（特開平７
−１６９０２６号）。
【０１０６】例えば、比較例の場合にはネットのピン厚
は０．５ｎｍのピン層と等価と考えられ、ノーマルピン
構造では実現不可能な薄いピン層と等価のピン漏洩磁界
を実現できる。理想的には、上下のピン層を同じＭｓ＊
ｔ積に揃えれば、ピン漏洩磁界はゼロということにな
る。このようなピン漏洩磁界を低減させることのみによ
って、高密度化対応スピンバルブ膜のバイアスポイント
設計は充分だと考えられていた。しかしながら、高密度
対応の極薄フリー層においては、シンセティックＡＦ構
造だけでは安定したバイアスポイントを実現できないこ
とを、今回本発明者は見出した。以下にその内容を説明
する。
【０１０７】図１４は、本比較例におけるバイアスポイ
ントの決定要素の関係を表す概念図である。すなわち、
本比較例の構成においては、フリー層はスピンバルブ膜
の電流分布の電流センターから大きくはずれたところに
位置しているため、電流磁界Ｈcuは非常に大きい。Ｈin
が高々２０Ｏｅ程度で、ピン漏洩磁界もシンセティック
ＡＦ構造の採用によって非常に小さくなっているという
ことは、電流を全く流さない状態で、ほぼジャストバイ
アスの状態になっている。この構成のスピンバルブ膜で
電流を流すと、大きな電流磁界Ｈcuにより、電流を流せ
ば流すほど、ジャストバイアスからはずれていくことに
なる。
【０１０８】本比較例についてのバイアスポイント計算
の結果を表４に示す。
【０１０９】表４：比較例４の膜の計算により得られた
バイアスポイント MR height Hcu↑Hpin↑ Hcu↓Hpin↑ ０．３μｍ ８８％ ２２％ ０．５μｍ ８０％ １６％ ０．７μｍ ７３％ １０％ ここでＨinとして２０Ｏｅという値を用いた。表４か
ら、予想どおり、電流をどちらの向きに流してもバイア
スポイントは３０〜５０％の値を実現することができな
いことがわかる。
【０１１０】この構造でジャストバイアスを得る手段と
して、ピン漏洩磁界を極力小さくして、つまりシンセテ
ィックＡＦ構造で上下のピン層厚を等しく、つまりピン
漏洩磁界をほぼゼロにして、かつＨinをなるべく大きく
して、その大きなＨinをキャンセルするように電流磁界
でジャストバイアスにもってくる手法が考えられるが、
これは望ましくない。大きなＨinというのは単純に外部
磁界応答の線形領域をシフトさせるだけではなく、線形
領域を減少させる悪影響をももたらす。また、Ｈinを小
さい値で一定に制御しようとすることはよいが、不自然
に大きな値で一定に制御してスピンバルブ膜を作製しよ
うとすることは、大量生産という点から考えても非常に
困難で好ましくない。
【０１１１】また、フリー層のスペーサと反対側の面に
高導電層がないので、比較例１と全く同様の理由で極薄
フリー層のときにはＭＲ変化率が劣化し、高密度記録用
のヘッドとして充分な出力を確保することはできない。
これも本質的な問題である。
【０１１２】以上のように、バイアスポイント、高出力
という二つの点から、シンセティックＡＦ構造だけの採
用によるスピンバルブ膜では、高密度記録用の極薄フリ
ー層スピンバルブ膜を実現することは到底できない。
【０１１３】以上詳述したように、本発明者は、比較例
１〜４のような構成の膜では、高密度記録用の極薄フリ
ー層をもつスピンバルブ膜として、安定したバイアスポ
イント、充分な高出力は達成することはできないという
問題があることを、実際に即した電流磁界の計算と試作
を行うことによって明らかにした。そして、さらに独自
の試作検討を実施し、以下に詳述する構成を発明するに
至った。
【０１１４】図１５は、前述した各比較例のスピンバル
ブ膜と本発明によるスピンバルブ膜のバイアスポイント
のフリー層厚依存性を比較しつつ表したグラフ図であ
る。これまで示してきた各比較例のスピンバルブ膜では
いずれの構成でも、バイアスポイントに大きな問題があ
ることがわかる。ここで、最適なバイアスポイントは、
３０〜５０％の範囲にある。そして、感度を十分に得る
ためには、低いＭｓ*ｔにおいて、この範囲内のバイア
スポイントを得る必要がある。
【０１１５】これに対して、各比較例は、いずれもＭｓ
*ｔが低い条件において、バイアスポイントが最適な範
囲から大きく外れている。さらに、Ｍｓ*ｔに対するバ
イアスポイントの変動が極めて大きく、バイアスポイン
トの調節が困難であることがわかる。
【０１１６】これに対して、後に詳述する本発明の実施
例１は、Ｍｓ*ｔに対するバイアスポイントの変動が極
めて小さく、バイアスポイントは、常に最適な範囲内に
あることがわかる。
【０１１７】図１５において、比較例１に関してＭｓ*
ｔが５ｎｍＴ以上の大きなところでも計算上のバイアス
ポイントが３０％〜５０％の範囲にはいっていないが、
これは、実際にはＭｓ*ｔが５ｎｍＴ以上のフリー層を
用いるような低い記録密度においてはＭＲハイト長が大
きめの値であるためである。具体的には、本発明で対象
としている記録密度でのＭＲハイト長０．３μｍ〜０．
５μｍよりも大きめの値であるためである。
【０１１８】いずれにしてもＭｓ*ｔが５ｎｍＴ以下の
領域になってきたところで、本発明の膜と比較例の膜と
のバイアスポイント設計の優位差が大きくなることが明
確に分かる。
【０１１９】図１６は、上述した比較例１〜４の構造に
おいて、フリー層のＭｓ*ｔだけを小さくした時にＭＲ
変化率がどのように変化するかを表したグラフ図であ
る。ここで、縦軸のＭＲ変化率は、図９のトランスファ
カーブの縦軸にほぼ比例する量である。比較のため、後
に説明する本発明の実施例１及び２の膜についても示し
た。
【０１２０】ここで、比較例１〜４の膜と、本発明の実
施例１の膜のＭｓ*ｔは、フリー層のＮｉＦｅ膜厚を変
えたサンプルを製作し、実施例２の膜はフリー層のＣｏ
Ｆｅの膜厚を変えたものを作成した。これらの値は、す
べて７ｋＯｅの磁場中で２７０℃で１０時間のプロセス
アニールを行った後の結果である。
【０１２１】また、比較例２と実施例１、２の高導電層
は膜厚２ｎｍのＣｕとした。フリー層のＭｓ*ｔとし
て、比較例のフリー層の膜厚のものを同図中に矢印で示
した。また、フリー層のＭｓ*ｔとしては、ＮｉＦｅの
Ｍｓは１Ｔ、ＣｏＦｅのＭｓは１．８Ｔとし、すべて１
ＴのＮｉＦｅ換算の膜厚で示した。
【０１２２】フリー層に接する高導電層を有しない比較
例１、３、４の膜では、フリー層のＭｓ*ｔが小さくな
るとＭＲ変化率が急激に劣化し、高密度化対応の高出力
を確保することが困難となる。
【０１２３】高導電層を有する比較例２の膜ではＭＲ変
化率のフリー層Ｍｓ*ｔ依存性が比較的小さいが、反強
磁性膜に貴金属を含まないＦｅＭｎを用いているため、
プロセス熱処理に対するＭＲ変化率の耐熱性が低い。こ
のような小さなＭＲ変化率では、高密度化の高出力を確
保することができない。
【０１２４】比較例２、比較例３の膜では、スペーサＣ
ｕとフリー層ＮｉＦｅとの間に０．５ｎｍのＣｏ若しく
はＣｏＦｅを挿入すると、１〜２％ほど同図中の値より
も大きくなるが、Ｍｓ*ｔに対する依存性はＮｉＦｅ単
層のフリー層の場合と変わらず、いずれにしてもフリー
層のＭｓ*ｔが小さいところでのＭＲ変化率は小さな値
で十分である。
【０１２５】一方、本発明によるフリー層に接した高導
電層を有するフリー層と、貴金属を有する反強磁性膜を
用いると、プロセス熱処理に対するＭＲ変化率の耐熱性
も改善し、高密度対応の十分な高出力を得ることができ
る。特に、５ｎｍＴよりも小さくなったところで、比較
例とのＭＲ変化率の差が大きくなることが分かる。
【０１２６】以下に、本発明の磁気抵抗効果素子につい
て詳細に説明する。
【０１２７】図１は、本発明の磁気抵抗効果素子の断面
構成を表す概念図である。すなわち、本発明の磁気抵抗
効果素子は、高導電層１０１と、フリー層１０２と、ス
ペーサ層１０３と、第１の強磁性体層１０４と、結合膜
１０５と、第２の強磁性体層１０６と、反強磁性膜１０
７とを積層した構成を有する。
【０１２８】この構成により、特に、フリー層１０２を
極薄化したことによるトランスファーカーブ上のＨsが
小さな場合において、Ｈcu、Ｈpin、Ｈinのすべてを小
さな値として、Ｈpin−Ｈin＝Ｈcuを実現することによ
り、良好なバイアスポイントを実現することができる。
さらに、一般的に極薄フリー層の場合には高ＭＲ変化率
が実現しにくくなるのを、良好なＭＲ変化率の耐熱性を
維持することによって、高出力のヘッドを実現すること
ができる。
【０１２９】すなわち、本発明のスピンバルブ膜構成に
よって、高密度用の極薄フリー層を有する場合でも、良
好なバイアスポイントが実現でき、かつ高いＭＲ変化率
を維持できるため、高出力を安定して得ることができ
る。具体的には、バイアスポイント設計として、Ｈpin
−Ｈin＝Ｈcuを実現することにより良好なバイアスポイ
ントが実現できる。Ｈpin、Ｈin、Ｈcuのすべてが小さ
くすることが、上の式を安定して実現するためには重要
である。
【０１３０】まず、Ｈpinに対しては、前記第２の強磁
性体が反強磁性的に結合したいわゆるシンセティックＡ
Ｆ構造を用いることによって、実際にＨpinとして作用
するのは前記第１、第２の強磁性体の２層の磁気的な膜
厚の差によるものだけになり、Ｈpinを低減できる。
【０１３１】これは、（１−４）式をみても、ピン層の
（Ｍｓ＊ｔ）pinを低減させることがＨpin低減のために
有効であるということがわかる。
【０１３２】しかしながら、極薄フリー層のバイアスポ
イント設計のためにはＨpinだけを低減しても全く意味
がなく、電流磁界Ｈcuも低減することが必須である。そ
のために、非磁性高導電層をフリー層のスペーサとは反
対側の面に接しさせることによって、スピンバルブ膜中
を流れる電流の電流分布の中心をフリー層に近づけるこ
とができ、Ｈcuを低減させることが可能となる。つま
り、（１−５）式、（１−５−１）式において、トップ
タイプのスピンバルブ膜のときにはＩ3が増加し（ボト
ムタイプのスピンバルブ膜のときにはＩ1が増加す
る）、電流分流比Ｃが低下することによって、電流磁界
Ｈcuが抑えられるからである。非磁性高導電層のもう一
つの大きな働きとして、本発明で対象としている極薄フ
リー層のときに、スピンフィルター効果によって高いＭ
Ｒ変化率を維持できることにある。つまり、非磁性高導
電層を設けることによって、フリー層とスペーサに接す
る側のピン層の磁化方向が互いに平行状態と反平行状態
のときで、アップスピンの平均自由行程の差を大きく保
つことができる。
【０１３３】Ｈpin−Ｈin＝Ｈcu を安定して実現する
ためには、Ｈin低減も重要である。上述のような極薄フ
リー層に接した高導電層による高ＭＲ変化率実現（スピ
ンフィルター効果）のためには、スペーサ厚を薄くする
ことが重要だが、スペーサ厚が薄くなるほど、またフリ
ー層が薄くなるほどＨinは一般的には大きくなりやす
い。それを克服して、０〜２０Ｏｅ程度の範囲のＨinで
本発明を用いることが重要である。
【０１３４】図２は、本発明のスピンバルブ膜において
えられるトランスファーカーブの概略図である。極薄フ
リー層を用いたＨｓが小さなトランスファーカーブにお
いても、Ｈpin、Ｈcu、Ｈinのすべてが低減されている
ため、Ｈpin−Ｈin＝Ｈcuの設計が可能となっており、
バイアスポイントが５０％近傍のよいところに設定する
ことができている。さらに、高導電層によるスピンフィ
ルター効果も用いているため、極薄フリー層においても
高ＭＲ変化率が維持できており、図２の縦軸も充分大き
い値が実現できている。
【０１３５】次に、バイアスポイントを決定する各要
素、すなわち、Ｈpin、Ｈin及びＨcuの各パラメータに
関してさらに詳細に説明する。
【０１３６】まず、低Ｈcuについて説明する。既に説明
したように、本発明においてはフリー層のスペーサとは
反対側の面に接する側に高導電層を設けることによっ
て、（１−５）式におけるＣの値を低減させ、電流磁界
Ｈcuを低減させている。具体的な例として、以下のよう
な膜構成を用いて説明する。
【０１３７】 Ta5/Cux/CoFe2/Cu2/CoFe2.5/Ru0.9/CoFe2/IrMn7/Ta5 （単位はｎｍ） 図３は、上記の膜において、フリー層に接しているスペ
ーサとは反対側の高導電層Ｃｕの膜厚に対するフリー層
に加わる電流磁界Ｈcuの関係を表すグラフ図である。こ
こで、センス電流は４ｍＡとした。同図からわかるよう
に、Ｃｕの膜厚を増加させるほど、（１−５）式のＣの
値が小さくなることによって、電流磁界Ｈcuが低減され
ていく。フリー層よりも上層側と下層側との電流分流比
が等しくなったときには、フリー層に加わる電流磁界は
いくらセンス電流を流してもゼロ磁界となる。
【０１３８】ここで、電流磁界を低減させていることが
本発明のポイントの一つだが、電流磁界Ｈcuを完全にゼ
ロにすることは逆に好ましくない。本発明においては、
Ｈpi n−Ｈin＝Ｈcu を成り立たせることによって、バイ
アスポイント調整を行っているので、前述した比較例３
のように、電流磁界をゼロに近くしようとする設計では
バイアスポイント調整が不可能になってしまうからであ
る。
【０１３９】電流磁界の観点からすると非磁性高導電層
Ｃｕ層の膜厚は、大きな範囲でいうと、０．５ｎｍ〜４
ｎｍの範囲内が適正膜厚ということになる。フリー層の
膜厚が薄くなるほどＨsが小さくなってくるため、電流
磁界Ｈcuも小さいほうが望ましくなる。ここでは非磁性
高導電層として、Ｃｕを用いたが、ほかの金属材料、も
しくは積層膜を用いる場合には、すべてＣｕに換算した
膜厚で考えることができる。例えば、Ｒｕ１．５ｎｍ／
Ｃｕ１ｎｍという非磁性高導電層の場合には、実験的に
求めた比抵抗はＲｕは３０μΩｃｍ、Ｃｕは１０μΩｃ
ｍなので、Ｃｕ換算で（１．５ｎｍ×１０μΩｃｍ ／
３０μΩｃｍ）＋１ｎｍ＝１．５ｎｍ相当のＣｕ膜厚と
同等ということになる。
【０１４０】同様にほかの金属を用いた場合には、実験
的に求めた比抵抗として、Ｃｕは１０μΩｃｍ、Ｒｕは
３０μΩｃｍ、Ａｕは１０μΩｃｍ、Ａｇは１０μΩｃ
ｍ、Ｉｒは２０μΩｃｍ、Ｒｅは７０μΩｃｍ、Ｒｈは
２０μΩｃｍ、Ｐｔは４０μΩｃｍ、Ｐｄは４０μΩｃ
ｍ、Ａｌは１２μΩｃｍ、Ｏｓは３０μΩｃｍという値
を用いて電流分流比を求めることができる。また、非磁
性高導電層が合金からなる場合には、その主成分の元素
の上記の比抵抗の値を用いて、Ｃｕ換算の膜厚として計
算することができ、元素の組成に応じて比例配分しても
良い。
【０１４１】比較例に関して説明したように、この比抵
抗の値は隣接する材料によって変わるが、非磁性高導電
層が接する材料は大きく異なることはないので、適正膜
厚はこれらの値を用いて求めた値で規定できる。
【０１４２】またＨcuは（１−５）式でわかるように、
フリー層に対して上層と下層との電流分流比によって決
まるので、非磁性高導電層とは逆側に位置するスペーサ
層の膜厚はＨcu低減という観点から、できるだけ薄いほ
うが好ましい。これは後の説明のＭＲ変化率のスピンフ
ィルター効果から要求される傾向とも一致する。具体的
には、スペーサ膜厚は１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が好
ましい。
【０１４３】非磁性高導電層は、電流磁界Ｈcu低減とと
もに、ＭＲ変化率のスピンフィルター効果をもたらす層
としての機能も果たしている。その効果に起因して適性
膜厚の範囲もある程度限定される。例えばピン側からの
フリー層側に移動する伝導電子を考えると、フリー層の
磁化方向がピン層に平行か反平行かで平均自由行程差が
大きくなるのが好ましい構成となるので、スピンのアッ
プ、ダウンに依存しないスペーサの厚さは薄いほうが好
ましい。Ｈinが増大しない程度の膜厚ということになる
と、スペーサ厚は１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が好まし
い。
【０１４４】また、フリー層厚はダウンスピンの平均自
由行程よりは厚く、アップスピンの平均自由行程よりは
充分薄いほうが好ましい。例えば、ＮｉＦｅのダウンス
ピンの平均自由行程は１．１ｎｍ程度なので、ＮｉＦｅ
の膜厚としては１ｎｍ〜４．５ｎｍ程度が最も好まし
く、ＣｏＦｅの場合には１ｎｍ〜３ｎｍ程度が最も好ま
しい。高導電層厚はピン厚、スペーサ厚、フリー層厚に
よって最適膜厚は異なるが、スペーサ厚が薄いほど、ま
たフリー層厚が薄いほどＭＲのピークをとる高導電層厚
の厚さは厚膜側にピークしていく。例えば、ピン層がＣ
ｏＦｅ２．５ｎｍ、Ｃｕスペーサ厚２ｎｍ、フリー層厚
ＣｏＦｅ２ｎｍの場合には、高導電層にＣｕを用いた場
合には２ｎｍ程度のところでピークをとる。経験上フリ
ー層の膜厚と非磁性高導電層Ｃｕのトータル膜厚が４〜
５ｎｍ程度になるときにＭＲ変化率のピークをとるの
で、その近傍になるように非磁性高導電層の膜厚を設定
するのが好ましい。Ｃｕをフリー層に接する非磁性高導
電層に用いている場合にはＣｕ膜厚とフリー層膜厚のト
ータル膜厚は、マージンも含めて３ｎｍ〜５．５ｎｍ程
度が好ましい範囲となる。
【０１４５】次に、Ｈpinについて説明する。Ｈpinを低
減させるためには、Ｂｓが１．８ＴのＣｏＦｅで実効的
なピン厚を約２ｎｍ以下（ＮｉＦｅ換算で３．６ｎｍ以
下）、さらに望ましくは実効的なピン厚１ｎｍ以下（Ｎ
ｉＦｅ換算で１．８ｎｍ以下）にすることが望ましい。
そのピン層の実現手段としては、シンセティックＡＦ構
造が望ましい。これは例えば反強磁性膜／強磁性膜１／
Ｒｕ０．９ｎｍ／強磁性膜２という構成からなり、強磁
性膜１と強磁性膜２は反強磁性的に磁気結合している。
反強磁性的に結合した一方の強磁性膜１は反強磁性膜に
よって一方向に磁化固着されている。強磁性膜１と強磁
性膜２の磁化方向は逆向きでその結合磁界は数ｋＯｅと
大きいため、一次近似として、強磁性膜１のＭｓ*ｔと
強磁性膜２のＭｓ*ｔの差が実効的なピン漏洩磁界に寄
与すると考えられる（特開平７−１６９０２６号公
報）。
【０１４６】例えば、ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．
９／ＣｏＦｅ２．５（膜厚の単位はｎｍ）という構成で
は実効的なピン厚は２．５ｎｍ−２ｎｍ＝０．５ｎｍ
（磁気膜厚は０．９ｎｍＴ）ということになる。実効的
なピン層厚が低減できると、（１−４）式からわかるよ
うに、Ｈpinを低減できる。このように、シンセティッ
クＡＦ構造は、本発明のバイアスポイントという点で、
極薄フリー層を使いこなすには必須の構造である。
【０１４７】次に、Ｈinについて説明する。バイアスポ
イントおよびスピンフィルター効果の点からいうと、ス
ペーサとして使われるＣｕ層の厚さはできるだけ薄くす
ることが望ましいことを既に述べた。そのような薄い膜
厚での具体的なＨinの値としては、０〜２０Ｏｅ、さら
に望ましくは、５〜１５Ｏｅ程度に抑えることが望まし
い。本発明の一つの解決方法として、スペーサが薄いと
きでもＨinを増大させないような膜構成として、二層下
地構成などがあげられる。
【０１４８】次に、ＭＲ変化率の耐熱性について説明す
る。極薄フリー層を用いた場合には、ＭＲ変化率のプロ
セス熱処理に対する耐熱性を維持することも、著しく困
難になる。具体的には、極薄フリー層スピンバルブ膜の
ＭＲ変化率耐熱性を改善するために大きくわけて２つの
施策がある。その１つがある一定以上の非磁性高導電層
をフリー層に接して設けることである。非磁性高導電層
はスピンフィルター効果としての役割ももちろんある
が、ＭＲ変化率の耐熱性を向上させるという役割も果た
すことが明らかになった。これはフリー層の膜厚が４．
５ｎｍ程度ではそれほど顕著ではないが、２ｎｍ程度に
まで薄くなると、非磁性高導電層のトータル膜厚とし
て、１ｎｍ以上は必須であることがわかった。例えば、
非磁性高導電層が０ｎｍのときには、ａｓ−ｄｅｐｏの
ＭＲ変化率とプロセス熱処理後（２７０℃×１０時間）
のＭＲ変化率では相対比で約５０％も減少してしまう
が、１ｎｍ程度の非磁性高導電層を設けることによっ
て、０〜３０％の減少に抑えることができる。
【０１４９】さらにこれだけではまだＭＲ変化率の熱劣
化率にばらつきがある。この原因が２つ目の施策であ
る、反強磁性膜材料の差である。反強磁性膜として、Ｆ
ｅＭｎなどを用いているときが、上記の熱劣化率３０％
の場合である。ところが、反強磁性膜材料としてＩｒＭ
ｎを用いているときには、０〜１５％の劣化率まで低減
させることができる。さらに、ＰｔＭｎを用いていると
きにはａｓ−ｄｅｐｏのＭＲ変化率は測定不能だが、お
おむねＩｒＭｎのａｓ−ｄｅｐｏのＭＲ変化率の値、つ
まり熱劣化率０％を実現することができる。これは、反
強磁性膜材料の貴金属濃度を含むかどうかに依存してお
り、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＲｕＲｈＭｎ
のような貴金属を含む反強磁性膜を用いることが、本発
明による極薄フリー層のスピンバルブ膜には特に望まし
いことが判明した。
【０１５０】図４は、以上のまとめとして、アシメトリ
が−１０％〜＋１０％、つまり、バイアスポイント３０
％〜５０％を実現するためのシンセティックＡＦのピン
層厚と、非磁性高導電層厚との具体的な範囲を表したグ
ラフ図である。ここで、「アシメトリ」すなわち「波形
非対称性」とは、正信号磁界における再生出力の絶対値
Ｖ１と、負信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ２とに
より、（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋Ｖ２）と定義する。従
って、「アシメトリが−１０％〜＋１０％」とは、
「（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋Ｖ２）の値が、マイナス
０．１以上プラス０．１以下」であることに対応する。
【０１５１】Ｈpin−Ｈin＝Ｈcu を実現するために、
Ｈpinが小さくなったときには、Ｈcuも下げなければな
らない。つまり、式（１−４）、（１−５）からわかる
ように、シンセティックＡＦの上下のピン層厚（（Ｍｓ
＊ｔ）pinを小さくした時には、非磁性高導電層の膜厚
を厚くしなければならず、（Ｍｓ＊ｔ）pinを大きめの
値にしたときには、非磁性高導電層の膜厚を薄くしなけ
ればならない。
【０１５２】具体的には、シンセティックＡＦを形成す
る厚いピン層の膜厚をｔｍ（ｐｉｎ１）、薄いピン層の
膜厚をｔｍ（ｐｉｎ２）、非磁性高導電層の膜厚をｔ
（ＨＣＬ）（比抵抗１０μΩｃｍのＣｕ層に換算した）
としたときに、０．５ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ
（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）≦４ｎｍ、かつｔ（ＨＣ
Ｌ）≧０．５ｎｍを満足するところが本発明の範囲であ
る。ここで、０．５ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐ
ｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）はバイアスポイントが３０％近
傍、つまりアシメトリが＋１０％になる限界であり、ｔ
ｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）≦４
ｎｍはバイアスポイントが５０％近傍、つまりアシメト
リが−１０％になる限界である。
【０１５３】ここで、ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ
２）は、Ｍｓが１ＴのＮｉＦｅに換算したときの磁気膜
厚であり、例えば、ＰｔＭｎ／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９
／ＣｏＦｅ２．５という構成のシンセティックＡＦ構造
のときには、（２．５−２）×１．８Ｔ＝０．９ｎｍと
いうことになる。また、比較のために示した比較例の単
層ｐｉｎ構造の場合には、単層ｐｉｎ層の（Ｍｓ＊ｔ）
を用いる。
【０１５４】また、ｔ（ＨＣＬ）は非磁性高導電層をＣ
ｕ換算の膜厚にした場合であり、Ｃｕ以外の非磁性高導
電層を用いる場合には、前述した比抵抗値を用いてＣｕ
換算の膜厚にすることができる。
【０１５５】また、ｔ（ＨＣＬ）≧０．５ｎｍは、４．
５ｎｍよりも薄いフリー層における、高ＭＲ実現のため
に必要な非磁性高導電層の膜厚の下限値を規定するもの
である。 また、上記範囲のさらに好ましい範囲とし
て、非磁性高導電層の膜厚が３ｎｍ以上になると、ΔＲ
ｓが低下する場合があるので、ｔ（ＨＣＬ）≦３ｎｍが
望ましい。また、シンセティックＡＦの上下ピン層厚の
差が３ｎｍ以上になると、ピン層の磁化固着の耐熱性が
劣化するので、ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）≦
３ｎｍであることが望ましい。
【０１５６】図４においては、前述した比較例１〜４
と、後に詳述する本発明の実施例１の膜のデータをプロ
ットした。ここで、シンセティックＡＦ構造の場合に
は、スペーサ層側のピン層が、もう一方のピン層よりも
磁気的膜厚が厚い場合には、横軸のピン層の磁気膜厚を
プラス側とし、スペーサ層側のピン層がもう一方のピン
層よりも磁気膜厚が薄い場合には、横軸のピン層の磁気
膜厚をマイナス側にとることとした。シンセティックＡ
Ｆを用いない従来のピン層の場合には、ピン層の磁気的
膜厚はすべてプラス側にとることにした。
【０１５７】同図からわかるように、比較例は全て良好
な範囲から外れ、バイアスポイントが悪い、つまりアシ
メトリが大きいが、本発明によれば、良好なバイアスポ
イント、つまりアシメトリが小さい膜が実現できる。
【０１５８】以上説明した本発明による、シンセティッ
クＡＦによる小さなＨpinを、小さなＨcuによってキャ
ンセルする、つまりＨpin−Ｈin＝Ｈcuを実現するバイ
アスポイント設計と、極薄フリー層スピンバルブ膜に特
有のＭＲ変化率の耐熱性の困難点を克服した、具体的な
膜構成について示す。 （実施例１）トップＳＦＳＶ（NiFe/Co(Fe)フリー層） Ta5/Cux/NiFe2/CoFe0.5/Cu2/CoFe(2+y)/Ru0.9/CoFe2/Ir
Mn7/Ta5 （７−１） まず、反強磁性膜がフリー層よ
りも上層側に位置する、いわゆるトップタイプのスピン
バルブ膜の実施例について説明する。
【０１５９】図５は、本実施例の磁気抵抗効果素子の具
体的な膜構成を示す概念図である。すなわち、下地バッ
ファ層１２の上に、本発明による特有の高導電層１０
１、その上にフリー層１０２、スペーサ層１０３、が積
層され、強磁性ピン層１０４，１０６が、１０５を介し
て反強磁性的に結合し、１０６のピン層が反強磁性層１
０７によって一方向に固着されている。反強磁性層１０
７の上には、キャップ層１１３が設けられている。（７
−１）の膜構造は、フリー層１０２が１１０、１１１の
二層の積層膜からなり、非磁性高導電層１０１が単層Ｃ
ｕからなるタイプのものである。
【０１６０】（７−１）の膜は、Ｃｕ下地によるＭＲの
スピンフィルター効果、電流磁界Ｈ cu低減効果と、シン
セティックＡＦによるＨpin低減効果を用いて、ＭＲと
バイアスポイントとを両立した膜となる。この膜に関し
て、前述した方法によりバイアスポイントを計算した結
果を表５に示す。
【０１６１】 ここで下地Ｃｕ厚は、２ｎｍとした。単純な単層の高導
電層からなる単層のＣｕ下地のときにはＨinが２０Ｏｅ
と若干大きめの値となる。そのときにはシンセティック
ＡＦのピン厚差が０．５ｎｍでは良好なバイアスポイン
ト値の４０％よりも若干マイナス側にずれることが、表
５（ａ）の結果からわかる。これでも充分実用的な膜で
あるが、ｙ＝０．８ｎｍとＨpinを若干増大させた場合
が、表５（ｂ）の結果である。これによって、表５
（ａ）のようにバイアスポイントがアンダー気味にずれ
ていた場合には、バイアスポイントを良好な値に近づけ
ることが可能になる。また、表５（ｃ）のように、Ｈin
を下げても同様にバイアスポイントを良好な値にするこ
とができる。表５（ａ）、（ｂ）と（ｃ）を比べてみれ
ば明らかなように、Ｈinが小さいほうが、バイアスポイ
ントのハイト依存性が小さくなるため、Ｈinはできるだ
け低減することが望ましい。シンセティックＡＦ構造の
上下ピン厚差は小さいほうが、Ｈpinが小さくなりハイ
ト依存性が小さくなるが、（ａ）と（ｂ）の０．３ｎｍ
ぐらいの差ではほとんど影響がないので、ｙ＝０〜１ｎ
ｍ（Ｍｓ*ｔ＝０〜１．８ｎｍＴ ｉｎ ＮｉＦｅ）が
好ましく、さらに望ましくはｙ＝０〜０．５ｎｍ（０〜
０．９ｎｍＴ ｉｎ ＮｉＦｅ）の範囲が、バイアスポ
イントとともに、耐ＥＳＤ対策等の特性向上なども考慮
にいれてｙの値の調整が可能であるため望ましい。
【０１６２】下地Ｃｕ厚はバイアスポイント調整ととも
に、ＭＲのスピンフィルター効果も用いている。下地Ｃ
ｕ厚を厚くすればＨｃｕが小さくなるが、ΔＲｓが低減
してしまうため、Ｃｕ厚０．５ｎｍ〜５ｎｍ、特に望ま
しくは０．５〜３ｎｍが好ましい。ＭＲのスピンフィル
ター効果が得られる下地Ｃｕ厚はフリー層構成に依存
し、フリー層厚が薄いときほど、ＭＲのスピンフィルタ
ー効果が得られる下地Ｃｕ厚の最適厚さは厚いほうにシ
フトする。実験的に得られた結果では、下地Ｃｕ厚と磁
性フリー層の膜厚の和が４ｎｍ〜５ｎｍのときにＭＲ変
化率がピーク値をとる。
【０１６３】（７−１）のようなフリー層構成の場合に
は、下地Ｃｕ厚が０〜１．５ｎｍまではＣｕ厚増加によ
るスピンフィルター効果によるＭＲ増加と、Ｃｕ厚増加
によるＲｓ低減の効果がちょうどキャンセルし、ΔＲｓ
はほとんど変化がない。１．５ｎｍ〜２ｎｍでは、ΔＲ
ｓが約０．１Ω、１．５ｎｍ〜３ｎｍでは、ΔＲｓが
０．２５Ω減少してしまう。ΔＲｓの低下はそのまま出
力低下にほぼ比例してしまうため、好ましくない。しか
し、バイアスポイント上、下地Ｃｕ厚が厚くすることが
望ましい場合には、このフリー層構成で、下地Ｃｕ厚３
ｎｍを用いることも考えられる。このときには、単位電
流あたりの電流磁界は小さく、かつスピンバルブ膜抵抗
も低下しているため、ΔＲｓの低下による出力低下を、
電流を多めに流すことによって回復する手法が考えられ
る。出力量も電流量にほぼ比例するからである。下地Ｃ
ｕ厚を増加することによってΔＲｓが１０％低下したと
きには、例えばセンス電流をこれまでの計算の４ｍＡか
ら５ｍＡにすることによって２５％増加するので、ΔＲ
ｓ低下の分を十分を補うことができる。
【０１６４】フリー層厚が厚いＮｉＦｅ４／ＣｏＦｅ
０．５（ｎｍ）の場合には、下地Ｃｕ厚は０．５〜２ｎ
ｍ程度が好ましく、フリー層が薄いＮｉＦｅ１／ＣｏＦ
ｅ０．５ｎｍの場合には、下地Ｃｕ厚は、１〜４ｎｍ程
度が好ましい。また界面ＣｏＦｅの厚さは０．３〜１．
５ｎｍの範囲で変えても構わない。また、ＣｏＦｅのか
わりに、Ｃｏ、もしくは他のＣｏ合金を用いても構わな
い。ＣｏＦｅのかわりにＣｏを用いる場合にはＣｏ単体
では軟磁性が実現できないため、できるだけ薄くするこ
とが望ましい。
【０１６５】例えば、ＮｉＦｅが４ｎｍのときにはＣｏ
は０〜１ｎｍ、ＮｉＦｅが２ｎｍのときには、０〜０．
５ｎｍ、ＮｉＦｅが１ｎｍのときには、０〜０．３ｎｍ
が好ましい。また、下地Ｃｕとの界面拡散を気にする場
合には下地Ｃｕとの界面にもＣｕと非固溶な材料のＣｏ
やＣｏＦｅを挟んでも構わない。例えば、Ｃｏ０．３／
ＮｉＦｅ２／Ｃｏ０．５、ＣｏＦｅ０．５／ＮｉＦｅ２
／ＣｏＦｅ０．５などのフリー層が考えられる。
【０１６６】また、このような極薄磁性膜の積層膜にす
るかわりに、ＮｉＦｅＣｏの合金フリー層を用いてもよ
い。
【０１６７】また、本発明で対象にしているような極薄
フリー層では低磁歪を実現することも困難になる。一つ
の困難点として、ＮｉＦｅの膜厚が薄くなるほど、Ｎｉ
Ｆｅの磁歪が正に大きくなることが挙げられる。それを
克服するために、通常ＮｉＦｅ８ｎｍ／ＣｏＦｅ１ｎｍ
というフリー層ではＮｉＦｅの組成はＮｉ80Ｆｅ20（ａ
ｔ％）で良いが、本発明の４．５ｎｍＴ以下のフリー層
の場合には、Ｎｉ80Ｆｅ20よりもＮｉリッチにすること
が望ましい。具体的には、ＮｉＦｅ膜厚が４ｎｍ程度の
ときでＮｉ81Ｆｅ19（ａｔ％）よりもＮｉリッチに、Ｎ
ｉＦｅ膜厚が３ｎｍ程度のときにはＮｉ81.5Ｆｅ
18.5（ａｔ％）よりもＮｉリッチにすることが望まし
い。Ｎｉ濃度の上限としては、Ｎｉ90Ｆｅ10（ａｔ％）
程度が好ましい。
【０１６８】上記のように、下地Ｃｕは電流磁界Ｈcuを
低減させて、極薄フリー層においても良好なバイアスポ
イントを実現するという目的と、極薄フリー層でもＭＲ
変化率の劣化なくスピンフィルター効果を用いるという
ことが２つの大きな目的である。
【０１６９】バイアスポイントという点からいうと、上
記（７−１）の膜でｙとｘは独立に決められるものでは
なく、相互の値に注意して決定される。例えば、ｙが小
さくなるとＨpinが小さくなるため、それをキャンセル
する電流磁界Ｈcuも小さいほうがよいため、ｘの値は大
きめの値のほうに最適点がシフトする。
【０１７０】具体的には、一つの例として次のような膜
厚設計が考えられる。非磁性高導電層がＣｕ層の場合の
設計として、ピン層が２ｎｍＴのときにはＣｕ層は０．
５〜１．５ｎｍ、ピン層が１．５ｎｍＴのときにはＣｕ
層は１〜２ｎｍ、ピン層が１ｎｍＴのときにはＣｕ層は
１．５〜２．５ｎｍ、ピン層が０．５ｎｍＴのときには
Ｃｕ層は２〜３ｎｍ、ピン層が０ｎｍＴのときにはＣｕ
層は２．５〜３．５ｎｍということになる。
【０１７１】ここでピン層がＣｏ、もしくはＣｏＦｅの
ときにはピン層の膜厚はｔ＝（Ｍｓ＊ｔ）pin／１．８
Ｔ ［ｎｍ］、ピン層がＮｉＦｅのときにはピン層膜厚
はｔ＝（Ｍｓ＊ｔ）pin／１Ｔ ［ｎｍ］ということに
なる。
【０１７２】スペーサＣｕはＣｕの他に、Ａｕ、Ａｇ、
またはこれらの元素を含む合金などを用いても構わな
い。しかし最も望ましいのは、Ｃｕである。高いＭＲを
実現すること、およびフリー層の下地側とは反対側のシ
ャント層をできるだけ小さくして電流磁界を低減させる
ためにも、スペーサ厚さは、できるだけ薄いほうが好ま
しい。しかし、あまり薄すぎるとピン層とフリー層のフ
ェロ的な磁気結合が強くなってしまい、Ｈin増大が生じ
てしまうので、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ、さらに望まし
くは、１．８〜２．３ｎｍ程度が望ましい。
【０１７３】スピンフィルター効果と電流磁界低減のた
めに大きな役割を果たしている下地高導電層は、ここで
は単層のＣｕで構成されているが、積層膜で形成しても
構わない。このとき、トップスピンバルブ膜において
は、ｆｃｃのシード層という役割もあるため、下地材料
としては、ｆｃｃもしくはｈｃｐ金属材料がよい。具体
的には、Ａｕ，Ａｇ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｒｅ，
Ｉｒ，Ｐｔなどからなる金属の合金層、もしくは積層膜
が考えられる。ＭＲのスピンフィルター効果と電流磁界
低減効果だけのためなら単純なＣｕ下地で十分効果が得
られるが、下地材料をわざわざ合金層や積層膜にする効
果として、極薄フリー層の磁歪制御とＨin制御という２
つの役割がある。具体的には次のような実施例が考えら
れる。
【０１７４】Ta5/Ru1/Cu1.5/NiFe2/CoFe0.5/Cu2/CoFe2.
5/Ru0.9/CoFe2/IrMn7/Ta5（７−２） Ｒｕ１ｎｍを下
地として用いることによって、膜の平坦性が向上し、ス
ペーサ２ｎｍでフリー層のＭｓ*ｔがＮｉＦｅ換算２．
９ｎｍＴと極薄フリー層にも関わらず１０Ｏｅ程度の低
Ｈinを容易に実現することができる。低Ｈinの実現はバ
イアスポイントのＭＲハイト依存性がすくなくなるとい
う点で望ましい。また、いたずらにシンセティックＡＦ
の上下ピン層の膜厚差をつけなくても良好なバイアスポ
イントが実現できるという点でも好ましい。ここではＲ
ｕの膜厚は１ｎｍとしたが、０．５ｎｍ〜５ｎｍ、さら
に望ましくは、１ｎｍ〜３ｎｍ程度が望ましい。Ｒｕ以
外の材料でも望ましい膜厚はそれほど変わらない。
【０１７５】（７−２）の膜では、Ｈcuを計算するとき
には、Ｒｕの厚さとＣｕの厚さの電気的なシャント層の
足し算になる。例えば、Ｒｕの場合には、３０μΩｃｍ
とＣｕの比比抵抗の約３倍なため、Ｈcuという観点では
（７−２）の膜はＣｕ厚換算で１．８ｎｍの膜と同等と
いうことになる。ただしＭＲという観点ではＲｕでは抵
抗が高く、電子の平均自由行程が短いため、ＲｕをＮｉ
Ｆｅにダイレクトに接しさせることではスピンフィルタ
ー効果はほとんど得られない。よって、フリー層に接す
る層としては、できるだけ低抵抗のＣｕ、Ａｕ、Ａｇな
どが望ましく、Ｒｕなどの材料はＣｕ、Ａｕ、Ａｇなど
を介して二層にすることが好ましいわけである。これが
わざわざ二層下地にする１つの理由である。
【０１７６】また、ここではバッファ層ＴａとＲｕをわ
けて考えたが、Ｒｕ層がバッファ層としての効果も発揮
するならばＴａ層はなくてもよい。例えばＺｒ層をＲｕ
の変わりに用いるときなどは、Ｔａをなくすことも可能
である。
【０１７７】バッファ層を用いる場合には、Ｔａの他
に、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｗ，Ｃｕ，Ｈｆ，Ｍｏもしくはこれら
の合金などを用いることができる。これらのいずれの材
料を用いても、膜厚は１ｎｍ〜７ｎｍ、さらに好ましく
は、２ｎｍ〜５ｎｍ程度が好ましい。
【０１７８】ここではＡＦ膜としてＩｒＭｎ（Ｉｒ：５
〜４０ａｔ％）を用いたが、ＩｒＭｎの膜厚としては、
３ｎｍ〜１３ｎｍ程度が好ましい。ＩｒＭｎを用いるメ
リットとしては、薄い膜厚でも良好なピン特性が実現で
きるため、高密度化に向けた狭ギャップヘッドに適して
いる、貴金属を含んでいるため、熱処理後に高ＭＲ変化
率を維持できるという特徴がある。比較例２で示したよ
うなＦｅＭｎを反強磁性膜に用いた膜では、高ＭＲ変化
率を熱処理後に維持することはできない。これは本発明
のような極薄フリー層を用いるときに顕著に表れる現象
である。
【０１７９】また、反強磁性膜としてはＣｒＭｎ、Ｎｉ
Ｍｎ、ＮｉＯを用いても良いが、高ＭＲ変化率実現のた
めには、貴金属元素を含むＡＦが望ましい。たとえばＩ
ｒの代わりにＰｄ、Ｒｈなどを用いても良い。ＦｅＭｎ
やＮｉＭｎなどに比べてＭＲ変化率が向上するため、ヘ
ッドに不可欠なアニール熱処理後でも高ＭＲ変化率が維
持される。また、貴金属元素の濃度がさらに高いＰｔＭ
ｎを用いることも望ましい実施例のひとつである。
【０１８０】 Ta5/Cux/NiFe2/CoFe0.5/Cu2/CoFe2.5/Ru0.9/CoFe2/PtMn10/Ta5 （７−３） Ta5/Rux/Cuy/NiFe2/CoFe0.5/Cu2/CoFe2.5/Ru0.9/CoFe2/PtMn10/Ta5（７−４） ＰｔＭｎ（Ｐｔ：４０〜６５ａｔ％）を使うメリットと
しては、貴金属濃度がＩｒＭｎよりもさらに高いためプ
ロセスアニールによるＭＲ劣化がさらに少なく、高いＭ
Ｒ変化率が実現でき、ΔＲｓを大きくすることができ、
高出力が得られることが挙げられる。ＭＲの良好な耐熱
性が実現しにくい極薄フリー層のスピンバルブ膜におい
て、スピンフィルター効果による下地Ｃｕなどがある構
成と、ＰｔＭｎとの組み合わせが最もＭＲ耐熱性がよ
い。ＰｔＭｎの代わりにＰｄＭｎ、ＰｄＰｔＭｎを用い
ても良い（貴金属濃度：４０〜６５ａｔ％）。
【０１８１】ＭＲ耐熱性という観点からいうと、下地Ｃ
ｕ厚は１ｎｍ以上あることが望ましい。それ以下の膜厚
だとＭＲの耐熱性が悪くなるからである。ただし、Ｎｉ
Ｆｅの膜厚が４ｎｍ以上あるときには、下地Ｃｕ厚は
０．５ｎｍ以上あればＭＲの耐熱性を確保できる。
【０１８２】ＰｔＭｎは電気的な比抵抗の値もＩｒＭｎ
とほぼ同じ値で大きいので、電流磁界に対する寄与は小
さく好ましい。このように、（７−３）、（７−４）の
膜は実用上非常に優れた膜である。
【０１８３】ただし、ＰｔＭｎのデメリットとして一方
向異方性磁界がでる臨界膜厚がＩｒＭｎの場合よりも厚
いため、５ｎｍ程度まで薄くすることが困難なことが挙
げられる。よってＰｔＭｎを用いた場合にはＰｔＭｎの
膜厚としては、５ｎｍ〜３０ｎｍが望ましい。さらに望
ましくは、７ｎｍ〜１２ｎｍ程度が望ましい。ＰｔＭｎ
の場合にも、（７−４）のような、フリー層の下地の二
層化に対する考え方は全く同様である。
【０１８４】（７−１）〜（７−４）の実施例のバリエ
ーションとして、反強磁性膜の上にさらに貴金属元素膜
を積層することが考えられる。例えば、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｐ
ｔ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｐｄなどの単層膜もしく
は積層膜を用いてもよい。この構成によって薄いスペー
サ膜厚のときでも低Ｈinを実現できる。ただし、あまり
膜厚が厚くなると、電流分流比がフリー層の上層側で多
くなってしまうので、単層膜もしくは積層膜のトータル
膜厚としては０．５ｎｍ〜３ｎｍ程度が好ましい。
【０１８５】図１５に関して前述したように、本実施例
のスピンバルブ膜は、比較例１〜４と比べて、バイアス
ポイントの制御性がはるかに優れ、最適なバイアスポイ
ントを確実に得ることができる。
【０１８６】また、図１６に関して前述したように、本
実施例のスピンバルブ膜は、比較例１〜４と比べて高い
ＭＲ変化率を得ることができる。 （実施例２） トップＳＦＳＶ（シンプルＣｏＦｅフリ
ー層） Ta5/Cux/CoFe2/Cu2/CoFe2.5/Ru0.9/CoFe2/IrMn7/Ta5 （８−１） Ta5/Cux/CoFe2/Cu2/CoFe2.5/Ru0.9/CoFe2/PtMn10/Ta5 （８−２） 本実施例においては、フリー層として、（実施例１）の
ようなＮｉＦｅ／ＣｏやＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのような積
層フリー層ではなく、ＣｏＦｅ単層からなるシンプルな
フリー層構成を用いた。つまり図１において、フリー層
１０２が単層膜のＣｏＦｅからなり、高導電層１０１が
単層膜Ｃｕからなる構造である。
【０１８７】（５ｎｍＴ ｉｎ ＮｉＦｅ）を実現する
ような極薄フリー層を実現するには、様々な困難な点が
生じてくるが、単層からなるＣｏＦｅ系フリー層では極
薄域での軟磁性制御が膜構成が単層なことから比較的容
易というメリットがある。ＣｏＦｅに第３の添加元素と
して、Ｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ａ
ｕ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｏｓのようなものを添加しても
構わない。しかし、ＣｏＦｅ合金のかわりにピュアなＣ
ｏでは軟磁性が実現できない。ＣｏＦｅはＣｏ85Ｆｅ15
ａｔ％〜Ｃｏ96Ｆｅ4ａｔ％が望ましい。後に述べるよ
うに、これは磁歪制御という観点からによる。
【０１８８】また、ＣｏＦｅフリー層は軟磁性という観
点からｆｃｃ（１１１）配向していることが望ましい。
スピンフィルター効果を効果的に得るという点からも抵
抗が小さくなるようにｆｃｃ（１１１）配向してことが
好ましいが、ＣｏＦｅＢのような微結晶構造やアモルフ
ァス構造のフリー層の実施例も考えられる。
【０１８９】シンプルＣｏＦｅフリー層はＭｓがＮｉＦ
ｅよりも大きいことから同じＭｓ*ｔを実現するにも薄
い膜厚で実現できることから、スピンフィルター効果の
観点からも有利となる。例えば４．５ｎｍＴのフリー層
を実現するにはＮｉＦｅ／ＣｏＦｅでは、ＮｉＦｅ３．
６／ＣｏＦｅ０．５（ｎｍ）でトータル膜厚が約４ｎｍ
となるのに対し、シンプルＣｏＦｅフリー層ではＣｏＦ
ｅ２．５ｎｍであり、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅよりも約１．
５ｎｍ薄くできる。この両者の膜にフリー層の下に接し
て高導電層を設けると、ダウンスピン電子は両者の膜と
もダウンスピンの平均自由行程の値である約１ｎｍと比
べて厚いためフィルタアウトされるが、ＮｉＦｅ／Ｃｏ
Ｆｅのトータル膜厚４ｎｍ程度になるとアップスピンの
平均自由行程と近い値になってくるため、その下の高導
電層は単純なシャント効果をもたらすことになり、高導
電層を厚くすればするほどシャント効果の影響でＭＲが
低減してしまう。
【０１９０】一方、シンプルＣｏＦｅに関しては、２．
５ｎｍよりも平均自由行程が長いため、ある程度の膜厚
までは高導電層をつけるほどアップスピンの平均自由行
程が長くなり、ＭＲが上昇する。経験的には高導電層に
Ｃｕを用いた場合には、Ｃｕ層とＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ、
もしくはＣｏＦｅ層からなるフリー層のトータル膜厚が
４ｎｍ程度、もしくは３ｎｍ〜５ｎｍのときにＭＲピー
クをとることが実験的に得られている。つまり、バイア
スポイント設計上必要な高導電層膜厚があった場合、Ｎ
ｉＦｅ／ＣｏＦｅではスピンフィルター効果というより
もシャント効果のためＭＲの減少をもたらすが、ＣｏＦ
ｅではスピンフィルター効果によって、バイアスポイン
ト調整とともにＭＲ上昇効果の両立をはかることができ
るので、有利となる。これは上述のように、高導電層と
フリー層とのトータル膜厚でＭＲピーク値がきまるの
で、ＣｏＦｅ膜厚が薄いほど、ＭＲピークをとるＣｕ層
の膜厚が厚くなることになり、スピンフィルター効果と
バイアスポイント調整効果の兼用効果がでてくる。以上
の理由により単純ＣｏＦｅフリー層のほうがスピンフィ
ルタースピンバルブでは望ましい。
【０１９１】積層ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのほうがＭＲ耐熱
性が悪いので、単純ＣｏＦｅフリー層のほうがＭＲが大
きいのでよい。
【０１９２】磁歪制御も極薄層の積層膜であるＮｉＦｅ
／ＣｏＦｅよりもＣｏＦｅの単層のほうが制御が容易。
特に、極薄フリー層では界面磁歪が重要であるので、界
面が一つ増えるＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのほうが不利であ
る。
【０１９３】（８−１）の構成でのバイアスポイント
も、実施例１の場合とほぼ同様に３０〜５０％の良好な
範囲内になる。ハイト依存性も実施例１と同様に小さ
い。
【０１９４】フリー層のＭｓ*ｔ依存性に関しては、Ｍ
ｓ*ｔが小さいほどトランスファーカーブ上の飽和磁界
Ｈｓが小さくなってくるため、より厳密なバイアスポイ
ント調整が要求される。具体的には電流磁界をより低減
させることが重要になってくるので、高導電層の膜厚を
増加させる必要がでてくる。本発明によるスピンバルブ
膜では既に述べたようにフリー層の膜厚が薄くなるほど
スピンフィルター効果によりＭＲピークが出現する高導
電層の膜厚が厚いほうにシフトするため、そのトレンド
とも一致しており、本発明のスピンバルブ膜の設計思想
が高密度用ヘッドの膜として利にかなっていることがわ
かる。
【０１９５】具体的には、フリー層Ｍｓ*ｔ〜４．５ｎ
ｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚２．５ｎｍのときには高導電層の良
好な膜厚はＣｕ換算で０．５ｎｍ〜４ｎｍ、さらに望ま
しくは１ｎｍ〜３ｎｍ、Ｍｓ*ｔ〜３．６ｎｍＴ、Ｃｏ
Ｆｅ膜厚２ｎｍのときにはＣｕ膜換算で、１ｎｍ〜４．
５ｎｍ、さらに望ましくは１．５〜３．５ｎｍ、Ｍｓ*
ｔ〜２．７ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚１．５ｎｍのときには
Ｃｕ膜換算で、１．５ｎｍ〜５ｎｍ、さらに望ましくは
２ｎｍ〜４．５ｎｍ、Ｍｓ*ｔ〜１．８ｎｍＴ、ＣｏＦ
ｅ膜厚１ｎｍのときにはＣｕ膜換算で、２ｎｍ〜５．５
ｎｍ、さらに望ましくは、２．５ｎｍ〜５ｎｍ程度とす
る。
【０１９６】（８−１）では反強磁性膜としてＩｒＭｎ
を用いているのに対し、（８−２）ではＰｔＭｎを用い
ている。ＰｔＭｎを用いることにより、さらにＭＲ耐熱
性が向上し、出力の向上がはかれるというメリットが得
られる。これは、ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）フリー層のと
きと同様である。ただし、ＰｔＭｎを用いたときのほう
がＨinが上昇しやすいという問題点があるため、バイア
スポイントを良好なところに設計するためには、ＩｒＭ
ｎを用いたときよりも、電流磁界Ｈcuを低減させるか、
Ｈpinを増加させるかの、どちらかもしくは両者の対策
が必要である。Ｈcuを低減させるためには、高導電層の
σｔを増加させる、つまり高導電層の膜厚を増加させる
ことが考えられる。また、Ｈpinを増加させるには、シ
ンセティックＡＦの上下のピン層膜厚差をＩｒＭｎのと
きよりも大きめにすることが考えられる。しかし、高導
電層の膜厚を増加させることはΔＲｓの低下を招くこと
にもなるので、ＩｒＭｎのときよりも高導電層膜厚でＣ
ｕ換算で０〜２ｎｍ程度の範囲での調整が望ましい。ま
た、シンセティックＡＦ構造のΔｔを増加させることは
これまでのべてきたようにバイアスポイントのＭＲハイ
ト依存性を増加させることにもなるのであまり大きくす
ることは望ましくなく、ＩｒＭｎのときと比べてＣｏＦ
ｅ換算で０〜１ｎｍ程度の増加で設計することが望まし
い。（８−１）、（８−２）のバリエーションとして、
次のような構成も考えられる 。 Ta5/Rux/Cuy/CoFe2/Cu2/CoFe2.5/Ru0.9/CoFe2/IrMn7/Ta5 （８−３） Ta5/Rux/Cuy/CoFe2/Cu2/CoFe2.5/Ru0.9/CoFe2/PtMn10/Ta5 （８−４） この構成においては、高導電層として、Ｃｕ単層ではな
く、Ｒｕ／Ｃｕという積層膜で構成した。積層膜にする
理由は次の二つの理由による。
【０１９７】１．ＣｏＦｅ磁歪制御 ２．Ｈin低減効果 上記１．のＣｏＦｅ磁歪制御に関しては、後に詳述する
ように、ＣｏＦｅの歪み制御によって磁歪を制御しよう
とするものである。つまり、単純ＣｕよりもＣｏＦｅの
ｆｃｃ−ｄ（１１１）面間隔を広げて、Ｃｏ90Ｆｅ
10（ａｔｍｉｃ％）フリー層を用いたときには負側に大
きくなりやすいＣｏＦｅフリー層の磁歪を、ゼロ近傍に
制御しようとするものである。よって、Ｃｕ層の下に位
置する材料としてはＣｕよりも原子半径が大きいものが
望ましい。例えば、Ｒｕの他に、Ｒｅ、Ａｕ、Ａｇ、Ａ
ｌ、Ｐｔ、Ｒｈ、ＩｒあるいはＰｄなどが望ましい。磁
歪制御という意味では下地二層化の他にＣｏＦｅ組成を
９０−１０から変えることによっても可能である。具体
的には、Ｃｏ90Fｅ10〜Ｃｏ96Ｆｅ4の組成範囲のＣｏＦ
ｅ合金フリー層が用いられる。一方、上記２．のＨin低
減効果に関しては、膜成長のときの平坦性を向上させる
効果がＲｕにはあるからである。既に述べてきたよう
に、Ｈinはできるだけ小さいところでＨcuとＨpinによ
ってバイアスポイント設計することが望ましいからであ
る。特に、ＳＦＳＶではＭＲのスピンフィルター効果、
フリー層の上層のシャント低減という２つの点でスペー
サ厚はできるだけ薄いほうが望ましく、Ｃｕ〜２ｎｍ程
度の極薄スペーサを使いこなす技術が必要なので、一般
的にスペーサ厚依存性が大きなＨin制御が困難になる。
Ｒｕ／Ｃｕ積層膜にすることによって、Ｒｕ１．５ｎｍ
／Ｃｕ１ｎｍ〜２ｎｍ下地、フリー層Ｍｓ*ｔ３．６ｎ
ｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚２ｎｍという極薄フリー層、スペー
サＣｕ２ｎｍというもので、Ｈinとして７〜１３Ｏｅと
いう低Ｈinを実現することができる。（７−１）、（７
−２）の実施例においてはＨinが２０Ｏｅ程度であった
ことを考慮すると、このＨin低減効果は大きい。
【０１９８】Ｈcu計算という観点からみたときには、Ｒ
ｕの比抵抗からσｔとＣｕ膜厚に換算すればよいだけで
ある。実験的に求まったＲｕの比抵抗は３０μΩｃｍな
ので、σｔのシャント効果としては比抵抗１０μΩｃｍ
のＣｕ膜厚にして１／３の膜厚ということになる。例え
ば、Ｒｕ１．５ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍという構成ではシャン
トのＣｕ膜厚換算値で（１．５ｎｍ／３）＋１ｎｍ＝
１．５ｎｍと同等ということになる。
【０１９９】また（８−１）〜（８−４）の実施例のバ
リエーションとして、反強磁性膜の上にさらに貴金属元
素膜を積層することが考えられる。例えば、Ｃｕ、Ｒ
ｕ、Ｐｔ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｐｄなどの単層膜
もしくは積層膜を用いてもよい。この構成によって薄い
スペーサ膜厚のときでも低Ｈinを実現できる。ただしあ
まり膜厚が厚くなると、電流分流比がフリー層の上層側
で多くなってしまうので、単層膜もしくは積層膜のトー
タル膜厚としては０．５ｎｍ〜３ｎｍ程度が好ましい。 （実施例３）ボトムＳＦＳＶ（NiFe/Co(Fe)フリー層） Ta5/Ru2/PtMn10/CoFe2/Ru0.9/CoFe2.5/Cu2/Co0.5/NiFe2/Cu2/Ta5 （９−１） Ta5/Ru1/NiFeCr2/IrMn7/CoFe2/Ru0.9/CoFe2.5/Cu2/Co0.5/NiFe2/Cu2/Ta5（９ −２） 反強磁性膜がフリー層よりも下層側に位置する、いわゆ
るボトムタイプの実施例について示す。図６は、本実施
例にかかるスピンバルブ膜構成を表す概念図である。す
なわち、下地バッファ層１３１上に、反強磁性膜結晶制
御層１２８、反強磁性膜１２７が積層され、ピン層１２
６、１２４が層１２５を介して反強磁性的に結合してい
る。層１２４上にスペーサ層１２３、フリー層１２２、
非磁性高導電層１２１が順次積層され、最後にキャップ
層１３２が設けられている。
【０２００】（９−１）の実施例は、反強磁性膜結晶制
御層１２８が単層Ｒｕからなり、１２７の反強磁性膜が
ＰｔＭｎ、フリー層１２２が１２９、１３０の二層の積
層膜から形成された場合である。（９−２）の実施例
は、反強磁性膜結晶制御層１２８が１３３の膜としてＲ
ｕ、１３４の膜としてＮｉＦｅＣｒの二層膜から形成さ
れ、１２７の反強磁性膜がＩｒＭｎ、フリー層が１２
９、１３０の２層膜から形成された場合の実施例であ
る。
【０２０１】ボトムタイプのスピンバルブ膜において
は、Ｔａ等のバッファ層の上にさらに反強磁性膜結晶制
御層として、ｆｃｃまたはｈｃｐの下地膜を１ｎｍ〜５
ｎｍ程度用いる。例えば、Ｃｕ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ｒ
ｈ、Ａｇ、Ｎｉ、ＮｉＦｅやそれらの合金膜、積層膜な
どが用いられる。これらのシード（seed）層は反強磁性
膜としての機能を高めるために重要な膜である。（９−
１）のＰｔＭｎの実施例においては単層のＲｕ層を、
（９−２）のＩｒＭｎの実施例においては、Ｒｕ／Ｎｉ
ＦｅＣｒの積層膜を用いた。この反強磁性膜結晶制御層
は反強磁性膜のブロッキング温度を充分高い値にするこ
と、および膜平坦化を促し、本発明で必要とされる１．
５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度の極薄スペーサを用いた場合で
も低Ｈinを実現する働きがある。
【０２０２】本発明によるバイアスポイントメリットと
いう点では、上記実施例程度の膜厚の範囲では、このシ
ード層の種類によって、大きな影響を受けることはな
い。ただし、低抵抗材料、すなわち比抵抗の小さな材料
を用いることは好ましくない。これは、ここでシャント
分流層が増えてしまうと、電流中心をフリー層に近づけ
ることが困難になるからである。よって、反強磁性膜と
しての機能を高められる材料の範囲でできるだけ高抵抗
の材料を用いることが好ましい。例えば、低抵抗のＮｉ
Ｆｅの代わりに、ＮｉＦｅにＣｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｗ、Ｔ
ａ等を添加して比抵抗を上げて用いる実施例が考えられ
る。（９−２）ではＮｉＦｅの代わりにＮｉＦｅＣｒを
用いている。
【０２０３】反強磁性膜としては、（９−１）ではＰｔ
Ｍｎ、（９−２）ではＩｒＭｎを用いている。ＰｔＭｎ
を用いるメリットとしては、ブロッキング温度が高温で
あること、およびＨu.a.が大きいこと、およびプロセス
熱処理後のＭＲ熱劣化が非常に小さく、高ＭＲ、高ΔＲ
ｓが実現できることが挙げられる。トップタイプのとき
と同様に極薄フリー層を用いた場合に高いＭＲをプロセ
ス熱処理後に維持できるという点から貴金属を含む反強
磁性膜であるＰｔＭｎを用いるメリットは非常に大き
い。ＰｔＭｎの代わりにＰｄＰｔＭｎを用いても良い。
好ましい膜厚範囲としては、５ｎｍ〜３０ｎｍ、さらに
好ましくは、７ｎｍ〜１２ｎｍが良い。
【０２０４】（９−２）のＩｒＭｎを用いるメリットと
しては、ＰｔＭｎよりも薄膜領域で特性がでるため、高
密度化に対応した狭ギャップヘッドに適しているという
点を挙げることができる。ＩｒＭｎの膜厚としては３ｎ
ｍ〜１３ｎｍが望ましい。ＩｒＭｎも貴金属元素Ｉｒを
含む反強磁性膜であるため、ＭＲ変化率の耐熱性に優れ
ている。ＩｒＭｎの替わりに同様に貴金属元素を含むＲ
ｕＲｈＭｎを用いてもよい。
【０２０５】上記のように、反強磁性膜としては、Ｐｔ
Ｍｎ、ＩｒＭｎ、ＰｄＰｔＭｎが最も好ましいが、本発
明のスピンバルブ膜のバイアスポイントメリットという
点では反強磁性膜材料によって限定されるものではな
く、ＮｉＯ、ＣｒＭｎＰｔ、ＮｉＭｎ、α−Ｆｅ2Ｏ3等
のその他の反強磁性膜を用いても構わない。
【０２０６】シンセティックピン層の二層の強磁性材料
としては、ここではＣｏＦｅ合金層を用いたが、Ｃｏ、
ＮｉＦｅ、またはＮｉＦｅと、ＣｏもしくはＣｏＦｅの
積層膜を用いても構わない。これらの構成材料や膜厚等
の考え方は、前述した実施例１、２のトップタイプの場
合と全く同様である。本発明の重要なポイントであるこ
のシンセティックピン層の構成は、前述のように、ピン
漏洩磁界を低減させることが最も大きな目的であり、こ
の上下強磁性層のＭｓ*ｔ差はフリー層に接して設けら
れる高導電層の膜厚と密接に関連して変えられるもので
ある。
【０２０７】スペーサについてもトップタイプのときと
考え方は変わらず、できるだけ薄いほうが好ましい。具
体的には、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が望ましく、さ
らに望ましくは、１．８ｎｍ〜２．３ｎｍが好ましい。
【０２０８】フリー層としては、ここでの実施例ではＮ
ｉＦｅ／Ｃｏの積層膜を用いている。このフリー層の膜
厚、材料の考え方もトップタイプのときとほぼ同様であ
る。ただし、ＮｉＦｅの下地膜がトップタイプと、ボト
ムタイプの場合では異なるため、低磁歪実現のためのＮ
ｉＦｅの組成がトップタイプのときとは若干異なる。具
体的にはＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層フリー層の場合には、
ＮｉＦｅの低膜厚化に伴うＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層フリ
ー層の磁歪の正側へのシフトがトップタイプのときより
も小さいので、トップタイプのときよりもＮｉＦｅの組
成としてＮｉプアのものでも最適磁歪を実現できる。
【０２０９】例えば、ＮｉＦｅ３ｎｍ／ＣｏＦｅ０．５
ｎｍ積層フリー層の場合にはトップタイプではＮｉＦｅ
の組成として、Ｎｉ81Ｆｅ19（ａｔ％）ではまだ正側に
大きい値となって使用不可能だが、ボトムタイプではＮ
ｉ81Ｆｅ19（ａｔ％）で小さな正の磁歪値となって実用
上問題ない膜となる。
【０２１０】本発明の大きなポイントの２点目である高
導電層としては、ここではＣｕ膜が用いられている。こ
の高導電層の最も大きな役割は、電流センターをできる
だけフリー層に近づけて電流磁界を低減させることであ
る。
【０２１１】さらに別の効果として、Ｃｕ導電層による
ＭＲのスピンフィルター効果も用いているため、極薄フ
リー層を用いているにも関わらずＭＲ変化率の劣化はな
い。
【０２１２】最適なＣｕ膜厚の範囲はトップＳＦＳＶの
ときと同様であり、フリー層厚、シンセティックＡＦの
上下のピン層膜厚差によって最適値が微妙にずれること
もトップタイプのときと同様である。またＣｕキャップ
層のバイアスポイント調整、高ＭＲ変化率維持以外の別
の大きな効果として、極薄フリー層での低Ｈinを実現で
きることにある。例えば、同じフリー層厚でＣｕキャッ
プがない場合にはＨinが３０Ｏｅ以上あったものがＣｕ
キャップを用いることにより約１０Ｏｅまで低減でき
る。
【０２１３】ここで、（９−１）、（９−２）のバリエ
ーションとして、フリー層ＣｏＦｅに接した高導電層Ｃ
ｕの換わりに、二層以上の積層膜からなる高導電層で構
成したもよい。例えば、Ｃｕ／Ｒｕ、Ｃｕ／Ｒｅ、Ｃｕ
／Ｒｈ、Ｃｕ／Ｐｔなどが挙げられる。二層にする効果
としては、トップタイプのときに記述したようにＣｏＦ
ｅフリー層の磁歪は歪みによって影響を受けるので、磁
歪λｓを調整することが主な目的である。また、低Ｈin
を実現することが本発明においては重要だが、低Ｈin制
御目的のためにも、２層にすることがある。
【０２１４】具体的な膜構成としては、以下のようなも
のが考えられる。
【０２１５】 Ta5/Ru/PtMn10/CoFe2/Ru0.9/CoFe2.5/Cu2/Co0.5/NiFe2/Cu1.5/Ru1.5/Ta5 （ ９−３） Ta5/Ru/NiFeCr/IrMn7/CoFe2/Ru0.9/CoFe2.5/Cu2/Co0.5/NiFe2/Cu1.5/Ru1.5/Ta 5（９−４） 上記膜構成において、Ｃｕ薄膜の比抵抗１０μΩｃｍに
対して、Ｒｕは３０μΩｃｍなので、電気的なシャント
効果としては、Ｃｕ１ｎｍに対し、Ｒｕ３ｎｍが同等の
効果をもたらすことになる。つまり、上記（９−３）、
（９−４）の膜においては、高導電層の膜厚はＣｕ換算
で２ｎｍと同等ということになる。Ｃｕ単層の場合に
０．５ｎｍ〜３ｎｍまでの範囲で用いられるので、Ｒｕ
も同様に０．５ｎｍ〜６ｎｍの範囲で用いられる。ただ
し、Ｒｕでは比抵抗も高くスピンフィルター効果はＣｕ
の場合よりも弱いため、ＣｏＦｅに接する高導電層とし
ては、Ｃｕのほうが好ましく、また、Ｒｕをあまり厚く
することは狭ギャップという点からも好ましくないの
で、ＣｏＦｅに接しさせてＣｕなどを用い、Ｃｕ膜厚は
０．５ｎｍ〜２ｎｍ程度用いた上で、２層の他の金属材
料を用いることが好ましい。 （実施例４）ボトムＳＦＳＶ（ＣｏＦｅフリー層） Ta5/Ru2/PtMn10/CoFe2/Ru0.9/CoFe2.5/Cu2/CoFe2/Cu2/T
a5 （１０−１） Ta5/Ru1/NiFeCr2/IrMn7/CoFe2
/Ru0.9/CoFe2.5/Cu2/CoFe2/Cu2/Ta5（１０−２） 本実
施例は、図２に例示したボトムタイプに属するもので、
フリー層１２２の代わりに単層膜のＣｏＦｅ層が用いら
れているタイプのものである。それ以外は、前述した実
施例３と同様である。フリー層以外の層の材料、膜厚の
考え方は全く実施例３と同様である。ＣｏＦｅフリー層
を用いるメリットは、トップタイプのときと同様であ
る。さらに、この実施例ではＭｓ*ｔがＮｉＦｅ換算で
３．６ｎｍＴのときだが、Ｍｓ*ｔ〜４．５ｎｍＴで比
較すると、ＣｏＦｅ単層フリー層ならば膜厚２．５ｎｍ
で薄くスピンフィルター効果が得られるのに対して、Ｎ
ｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）だとＮｉＦｅ４／Ｃｏ０．５（ｎ
ｍ）と総膜厚が厚くなり、高導電層を設けることによる
ＭＲのスピンフィルター効果は得られず、単純シャント
層となること、およびＮｉＦｅ自体のシャント効果もあ
ることから、ΔＲｓでＣｏＦｅ単層フリー層と比較し
て、０〜３０％減少する。
【０２１６】以上のことから、Ｍｓ*ｔの広い範囲でＭ
ｓ*ｔのスピンフィルター効果が得られることからも、
ＣｏＦｅフリー層の実施例である本実施例のほうが、実
施例３の場合よりも望ましい。
【０２１７】ここで、（１０−１）、（１０−２）のバ
リエーションとして、フリー層ＣｏＦｅに接した高導電
層Ｃｕの換わりに、二層以上の積層膜からなる高導電層
で構成したもよい。例えば、Ｃｕ／Ｒｕ、Ｃｕ／Ｒｅ、
Ｃｕ／Ｒｈなどが挙げられる。二層にする効果として
は、既述のようにＣｏＦｅフリー層の磁歪は歪みによっ
て影響を受けるので、磁歪λｓを調整することが主な目
的である。また、低Ｈinを実現することが本発明におい
ては重要だが、低Ｈin制御目的のためにも、２層にする
ことがある。具体的な膜構成としては、以下のようなも
のが考えられる。 Ta5/NiFe/PtMn10/CoFe2/Ru0.9/CoFe2.5/Cu2/CoFe2/Cu1.5/Ru1.5/Ta5（１０− ３） Ta5/NiFe/IrMn7/CoFe2/Ru0.9/CoFe2.5/Cu2/CoFe2/Cu1.5/Ru1.5/Ta5 （１０− ４） 上記のような積層膜非磁性高導電層によってＣｏＦｅの
磁歪を制御する方法以外に、ＣｏＦｅの組成を変えるこ
とによる磁歪制御もある。一般的に、フリー層に加わる
歪調整は下地膜のほうがやりやすいが、ボトムタイプで
はフリー層の下側での材料は自由に選ぶことは困難とな
るからである。ボトムタイプのときにはＣｕ上にＣｏＦ
ｅが積層されることになり、そのときにはＣｏ90Ｆｅ10
（ａｔ％）を用いると、負側の大きな磁歪になりやす
い。それを正側にシフトさせるために、ＣｏリッチのＣ
ｏＦｅを用いることが望ましい。具体的には、Ｃｏ90Ｆ
ｅ10〜 Ｃｏ96Ｆｅ4（ａｔ％）のＣｏＦｅフリー層を
用いることが望ましい。しかしＣｏリッチにしてｈｃｐ
相が混在してしまうと、フリー層の軟磁性が劣化（Ｈｃ
が増大）するので、Ｃｏ98Ｆｅ2のようなＣｏリッチす
ぎるＣｏＦｅ合金を用いることは望ましくない。
【０２１８】上記の膜構成において、Ｃｕ薄膜の比抵抗
１０μΩｃｍに対して、Ｒｕは３０μΩｃｍなので、電
気的なシャント効果としては、Ｃｕ１ｎｍに対し、Ｒｕ
３ｎｍが同等の効果をもたらすことになる。つまり、上
記（１０−３）、（１０−４）の膜においては、高導電
層の膜厚はＣｕ換算で２ｎｍと同等ということになる。
Ｃｕ単層の場合に０．５ｎｍ〜３ｎｍまでの範囲で用い
られるので、Ｒｕも同様に０．５ｎｍ〜６ｎｍの範囲で
用いられる。ただし、Ｒｕでは比抵抗も高くスピンフィ
ルター効果はＣｕの場合よりも弱いため、ＣｏＦｅに接
する高導電層としては、Ｃｕのほうが好ましく、また、
Ｒｕをあまり厚くすることは狭ギャップという点からも
好ましくないので、ＣｏＦｅに接しさせてＣｕなどを用
い、Ｃｕ膜厚は０．５ｎｍ〜１ｎｍ程度用いた上で、２
層の他の金属材料を用いることが好ましい。 （第２〜第６の実施の形態：高温安定性と再生出力の向
上）次に、高温安定性と再生出力の向上の観点からみた
本発明の第２〜第６の実施の形態に関して説明する。
【０２１９】まず、第２〜第６の実施の形態に共通な技
術的思想に関して概説する。
【０２２０】図１７は、本発明の第２〜第６の実施の形
態のうちの一実施の形態を示す図である。図１７におい
て、基板１０に下シールド１１、下ギャップ膜１２を設
け、その上にスピンバルブ素子１３が形成されている。
スピンバルブ素子はスピンバルブ膜１４と一対の縦バイ
アス膜１５および一対の電極１６から構成され、さらに
非磁性下地層１４１、１４２、反強磁性層１４３、磁化
固着層１４４、中間層１４５、磁化自由層１４６、保護
膜１４７が形成されている。
【０２２１】表６には本発明の実施の形態のＳｙＡＦを
磁化固着層に用いた場合の、ＳｙＡＦの強磁性層と結合
する反強磁性層の材料組成および膜厚と、２００℃にお
ける交換結合定数Ｊ、交換バイアス磁界ＨUA*およびＨ
UA、ブロッキング温度Ｔｂ、およびスピンバルブ素子の
抵抗変化率ΔＲ／Ｒを示す。また表７には、磁化固着層
として従来の単層の磁化固着層を用いた場合の同様の表
を示す。また表８にはＳｙＡＦと結合した反強磁性層の
最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅Δ
θと２００℃におけるＳｙＡＦの反強磁性層側強磁性層
との交換結合定数Ｊおよびブロッキング温度Ｔｂとの関
係を示す。
【０２２２】
【表１】
【０２２３】
【表２】
【０２２４】
【表３】 本発明者は表６および表８に示すように、１）反強磁性
層と結合する磁化固着層をＳｙＡＦによって構成し、反
強磁性層の組成を選べば温度２００℃における交換結合
定数Ｊとして０．０２ｅｒｇ／ｃｍ2 以上を得ることが
できること、２）反強磁性層の最密面ピークのロッキン
グカーブ半値幅が小さくなるように最密面を配向させ
て、ロッキングカーブ半値幅が好ましくは８゜以下、さ
らに好ましくは５゜以下となるようにすることによっ
て、温度２００℃における交換結合定数Ｊを高めること
ができること、３）反強磁性層の磁気膜厚を２０ｎｍ以
下、より好ましくは１０ｎｍ以下とすることにより、抵
抗変化率を単層の磁化固着層を用いて構成したスピンバ
ルブ素子の抵抗変化率と同等以上に高めることができる
こと、そして４）温度２００℃における交換結合定数Ｊ
を０．０２ｅｒｇ／ｃｍ 2 以上にすることにより、温度
２００℃において交換バイアス磁界ＨUA* を２００Ｏｅ
以上にすることができ、記録媒体などから再生素子のス
ピンバルブ素子に加わる最大磁界が２００Ｏｅであって
も安定な磁化固着層が得られること、を見出して本発明
をなすに至った。
【０２２５】図１８は外部磁界に対するスピンバルブ膜
の抵抗値の変化と、交換バイアス磁界ＨUA* を示す模式
図である。図１８で交換バイアス磁界ＨAU* は、実質的
に磁化固着層の磁化が動かない磁界の最大値を、低磁界
側の直線部の延長線と高磁界の直線部の延長線との交点
として求めた磁界の値と定義される。交換バイアス磁界
ＨUA* として２００Ｏｅ以上を有する磁化固着層は、磁
化固着方向に外部磁界を加えた場合の抵抗−磁界特性に
おいて、２００Ｏｅまでの磁界範囲では、磁化がほとん
ど動くことがなく、磁化自由層のみが磁化応答した抵抗
変化が得られる。
【０２２６】図１８では、磁界センサとしての動作点で
ある磁界がゼロの近傍で磁化自由層の磁化応答に伴う急
峻な抵抗変化のみが、抵抗−磁界特性を示す曲線上に認
められ、２００Ｏｅまでの外部磁界に対しては、この磁
化自由層の磁化応答以外には抵抗の変化が認められず、
磁化自由層が飽和した後は、磁界に対する実質的な応答
がないことを示す。
【０２２７】従来のＮｉＯ反強磁性層や、ＦｅＭｎＣｒ
反強磁性層を用いた場合には、２００℃においてはほと
んどＪが得られない。また、３０ｎｍ厚のＣｒＭｎＰｔ
反強磁性層を用いた場合には抵抗変化率が従来の単層の
磁化固着層よりも低くなってしまうので好ましくない。
【０２２８】従来の単層の磁化固着層においては、表７
に示されているように、ＰｔＭｎを用いた場合には２０
ｎｍ厚以上で高いＨUAが得られるが、その場合の抵抗変
化率は６．４〜６．７％と比較的低い値を示す。
【０２２９】これに対し、表６に示す本発明の実施の形
態によれば、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、Ｐｔ
Ｍｎ、ＮｉＭｎ、ＣｒＭｎＰｔなどの厚さ２０ｎｍ以下
の反強磁性層を用いることにより、２００℃にてＨUA*
が２００Ｏｅ以上の優れた耐熱性を満足し、しかも抵抗
変化率は従来の単層の磁化固着層を用いた場合と同等あ
るいはそれ以上の値が得られる。なお本発明において反
強磁性層の厚さの下限は好ましくは３ｎｍ以上である。
【０２３０】図１９はＨUA* が２００Ｏｅの本発明の実
施形態のスピンバルブ膜、および従来のＨUAが５００Ｏ
ｅの単層磁化固着層のスピンバルブ膜について、２００
℃にて２００Ｏｅの模擬バイアス磁界を与えた場合の経
過時間と磁化固着層の磁化の動いた角度との関係を示
す。図１９に示されているように、従来の単層磁化固着
層のスピンバルブ膜に比べて、本発明の実施形態のスピ
ンバルブ膜は、２００℃におけるＨUA* が２００Ｏｅ
と、単層磁化固着層のＨUA、５１０Ｏｅに比べて小さい
にもかかわらず、２００℃における固着磁化の経時変化
はわずかであって、安定性に優れることがわかる。
【０２３１】また、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ
などのＭｎリッチのγ−Ｍｎ系反強磁性体膜を用いた場
合にみられるように、１０ｎｍ以下の反強磁性層厚で
は、従来の単層の磁化固着層を用いた場合よりも大きい
抵抗変化率が得られ、さらに好ましい。
【０２３２】また、表６の本発明の実施の形態において
は、Ｔｂが２４０〜３００℃の範囲の反強磁性層で良好
な固着磁化の耐熱性を示す。従ってＴｂ近傍では磁気結
合層の結合磁界を上回る大きな磁界を加えて強磁性体層
Ａと強磁性体層Ｂを同方向に飽和させることにより、磁
化固着層の磁化方向を外部磁界により自由に制御できる
ので、磁気結合層と強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂとの間
の拡散があまり問題とならない３００℃以下での磁化固
着処理が可能となる。
【０２３３】磁気結合層と強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂ
との間の拡散や拡散の影響を防止するには、磁気結合層
として厚さが０．８ｎｍを超えることが好ましく、また
Ｒｕ、Ｒｈ、Ｃｒ、Ｉｒなどを用いることが好ましい。
また強磁性層Ａや強磁性層Ｂには、ＣｏＦｅなどのＣｏ
合金を用いること、磁気結合層の凹凸を磁気結合層の厚
みと同等かそれ以下に抑えることが有効である。
【０２３４】さらに、磁化固着層の磁化方向規定熱処理
では、強磁性層Ａと強磁性層Ｂを同方向に飽和させる必
要があるので、強磁性層Ａや強磁性層Ｂの膜厚が２ｎｍ
程度まで薄くなると、磁気結合層厚が０．８ｎｍ以下の
場合は磁気結合層の反強磁性的結合磁界が約７ｋＯｅま
たはそれ以上に増大し、実用的な外部磁界で磁化固着層
の磁化方向規定熱処理が困難になってしまう。このため
磁気結合層厚は０．８ｎｍを超える厚さにした方が、実
用的な外部磁界例えば７ｋＯｅで磁化固着層の磁化方向
規定熱処理が可能であって好ましい。
【０２３５】表６の本発明の実施の形態において採用し
ているＳｙＡＦ磁気結合層においては、ＣｏＦｅ合金で
構成された強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂの厚みが２．５
ｎｍ、Ｒｕで構成された磁気結合層の厚み０．９ｎｍと
することにより、反強磁性結合磁界は約４ｋＯｅであ
り、この程度の反強磁性磁界で磁化固着層の耐熱性確保
を十分に良好に行うことができる。
【０２３６】本発明においては、強磁性層Ａと強磁性層
Ｂの磁性膜厚がほぼ等しいか、あるいは強磁性層Ａの磁
気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚よりも厚い構成が好まし
い。強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場
合には、強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚
よりも厚い場合に比べて、媒体磁界や縦バイアス磁界に
対して磁化固着層の磁化が著しく安定である。
【０２３７】一方、強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂ
の磁気膜厚よりも大きい場合には、強磁性層Ａと強磁性
層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場合に比べて、ＥＳＤによ
る固着磁化反転のない良好なＥＳＤ特性が実現できる。
この場合、強磁性層Ａの磁気膜厚に対する強磁性層Ｂの
磁気膜厚の比が０．７〜０．９の範囲とすることが好ま
しい。例えば強磁性層Ａに２．５ｎｍのＣｏＦｅ合金、
強磁性層Ｂに２ｎｍのＣｏＦｅ合金とすることが好まし
い。強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場
合でも、磁気ディスクドライブに電流によって磁化固着
層の磁化を所定の方向に再固着する回路を組み込む（例
えば米国特許第５６５０８８７号）ことによって、ＥＳ
Ｄによる固着磁化反転が生じても再固着できるドライブ
が実現できる。２００℃におけるＪの値が０．０２ｅｒ
ｇ／ｃｍ2 以上を実現するには、Ｍｎを主成分とする、
ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどからなるγ−Ｍ
ｎ相、あるいはＡｕＣｕII形の規則化相を主相とする反
強磁性層（Ｍｎの組成が０を超えて４０％未満で実現し
易い）を、あるいはＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎ、ＮｉＭｎ
などからなる面心正方晶の規則化相（ＣｕＡｕＩ型）を
含む反強磁性層（Ｍｎ組成が４０％以上７０％以下で実
現し易い）を、あるいはＣｒＭｎやＣｒＡｌなどのＣｒ
系反強磁性層を用いることが好ましい。
【０２３８】さらにこれらの合金で２００℃におけるＪ
の値が０．０２ｅｒｇ／ｃｍ2 以上を高い抵抗変化率が
得られる薄い反強磁性層にて実現するには、最密面が配
向した結晶構造を実現することが必要である。
【０２３９】表８に示された配向度を表わすパラメータ
である最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半
値幅ΔθとＴｂおよびＪの関係から、半値幅Δθが８゜
以下でＪの値が０．０２ｅｒｇ／ｃｍ2 以上が得られ、
本発明の磁気抵抗効果ヘッドが実現できることがわか
る。ＰｔＭｎなどの面心正方晶に規則化した反強磁性
層、ＣｒＭｎなどのｂｃｃ系の反強磁性層でも同様に最
密面が配向すると薄い反強磁性膜厚で高Ｔｂかつ２００
℃での高いＪが実現できる。ここに最密面は、ｆｃｃ相
の場合は（１１１）ピークを、ｈｃｐ相の場合は（００
２）ピークを、ｂｃｃ相の場合は（１１０）ピークをそ
れぞれ意味する。また、面心正方晶からなる規則化相を
含むＰｔＭｎなどの場合には、残存するｆｃｃ相が（１
１１）面配向していること、あるいは規則化した面心正
方晶の（１１１）面が配向していることを意味する。な
おｆｃｃ相やｈｃｐ相の場合、積層欠陥を含んでもよ
い。
【０２４０】なお、図２０に示すように、最密面からの
回析線ピークのロッキングカーブ半値幅はヘッド断面か
らの透過電子顕微鏡回析像における最密面スポットの膜
面垂直方向からの揺らぎによっても表現でき、Ｘ線回析
によるロッキングカーブ半値幅と透過電子顕微鏡回析像
の最密面スポットの揺らぎ角度は概ね一致する。
【０２４１】このような良好な最密面配列を実現するに
は、スピンバルブ膜の成膜を酸素ガスなどの不純物を極
力抑制した雰囲気で行う。例えば１０-9Torr台にまで予
備排気ができる装置による成膜、５００ppm 以下に酸素
含有量を抑制したスパッタターゲットを用いた成膜、基
板バイアススパッタなどの方法により適度なエネルギー
をスパッタ原子が基板に堆積する際に与える成膜、アル
ミナキャップ層とスピンバルブ膜との間に下地層、例え
ば、Ａｕ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｐｄ
などの貴金属単体あるいは合金下地層や、ＮｉＦｅ、Ｎ
ｉＣｕ、ＮｉＦｅＣｒ、ＮｉＦｅＴａなどのＮｉ系合金
層を設ける、などの方法がある。
【０２４２】以上、「耐熱性と再生出力の向上」に関す
る本発明の第２〜第６の実施の形態に関する共通的な技
術思想について概説した。
【０２４３】次に、本発明の第２〜第６の実施の形態に
ついて詳細に説明する。
【０２４４】（実施の形態２）図１７に本実施形態にか
かる磁気抵抗効果ヘッドの一例を示す。図１７において
アルチック（Ａｌ2 Ｏ3 ・ＴｉＣ）基板１０に下シール
ド１１、下ギャップ膜１２を形成し、その上にスピンバ
ルブ素子１３を形成する。ここに下シールド１１は、厚
み０．５〜３μｍを有するＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファ
ス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金などであって、ＮｉＦｅ
やＦｅＡｌＳｉ合金では研磨により表面凹凸を除去する
ことが好ましい。また下ギャップ膜１２には厚み５〜１
００ｎｍのアルミナや窒化アルミなどが用いられる。
【０２４５】スピンバルブ素子はスピンバルブ膜１４と
一対の縦バイアス膜１５および一対の電極１６から構成
される。スピンバルブ膜は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆな
どの厚み１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４１、必要に応
じて厚み０．５〜５ｎｍの第２の下地層１４２、反強磁
性層１４３、磁化固着層１４４、厚み０．５〜４ｎｍの
中間層１４５、磁化自由層１４６、必要に応じて厚み
０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。
【０２４６】その上にギャップ層１７、上シールド１８
が形成される。また図示していないが、さらにその上に
記録部が形成される。ギャップ層１７は厚み５〜１００
ｎｍのアルミナや窒化アルミなどが用いられ、上シール
ド１８には厚み０．５〜３μｍを有するＮｉＦｅ、Ｃｏ
系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金などが用い
られる。
【０２４７】反強磁性層１４３としてＩｒＭｎ、ＲｈＭ
ｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのγ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金
や、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎなどの面心正方晶の規則系合金
が用いられる場合には、下地層１４２は、Ｃｕ、Ａｇ、
Ｐｔ、Ａｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｎｉなどまたはそれらを主成
分とするＡｕＣｕ、ＣｕＣｒなどの合金、特願平９−２
２９７３６号に記載のＮｉ、Ｎｉ系合金、ＮｉＦｅ、Ｎ
ｉＦｅ系合金など、Ｒｕ、Ｔｉなど、またはそれらを主
成分とする合金からなるｈｃｐ相金属が好ましい。
【０２４８】また反強磁性層１４３としてＣｒ系反強磁
性合金膜を用いる場合には、下地層１４２は、上述した
下地層でもよいが、ｂｃｃ層からなるＣｒ、Ｖ、Ｆｅな
ど、またはそれらを主成分とする合金からなる下地層も
適する。
【０２４９】磁化固着層１４４は磁気結合層１４４２を
介して反強磁性的に結合する２層の強磁性層Ｂの１４４
１と強磁性層Ａの１４４３からなる３層膜で構成されて
いる。強磁性層Ｂと反強磁性層１４３との中間、または
強磁性層Ｂと縦バイアス膜の反強磁性膜との中間に酸
素、窒素などの非金属を挿入すると大きな抵抗変化が得
られるので好ましい。この場合、非金属を挿入する層の
厚さは０．２〜２ｎｍが好ましい。例えば、強磁性層Ａ
（または強磁性層Ｂ）をその中間に酸化層を介した強磁
性層Ａ（または強磁性層Ｂ）／酸化層／強磁性層Ｂ（ま
たは強磁性層Ａ）が好ましい。
【０２５０】磁気結合層１４４２はＲｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、
Ｃｒからなる金属、特に大きな反強磁性結合機能を有す
るＲｕや広い膜厚範囲で反強磁性結合機能を有するＲｕ
や広い膜厚範囲で反強磁性結合機能が得られるＣｒが好
ましい。磁気結合層の膜厚としては、文献（Phy.Rev.Le
tt. 67.(1991) 3598）に示されているような反強磁性結
合機能を発現できる膜厚であれば使用可能である。
【０２５１】図２１にはＣｏの強磁性層およびＣｏＦｅ
合金の強磁性層の磁気結合層に、Ｒｕを用いた場合の熱
処理後のＲｕ厚と反強磁性結合の低下度合の関係を残留
磁化比Ｍｒ／Ｍｓによって示したものである。ここにＭ
ｒ／Ｍｓ＝１は反強磁性結合が完全に消失、Ｍｒ／Ｍｓ
＝０が完全な反強磁性結合であることを示す。
【０２５２】図２１に示されたように、磁気結合層にＲ
ｕを用いた場合には、磁化固着層１４４の磁化方向を決
める熱処理やその他のヘッド工程で場合によっては必要
になる２５０〜３００℃での熱処理を施しても隣接する
強磁性層Ｂ、強磁性層Ａと磁気結合層との相互拡散によ
る磁気結合機能などの特性劣化を生じない０．８ｎｍを
超えて１．２ｎｍ以下が好ましい。Ｒｕ層が０．８ｎｍ
以下では相互拡散による反強磁性結合機能の低下につい
て注意を払う必要があり、他方で１．２ｎｍ厚を超える
と反強磁性結合が困難になる。また磁気結合層にＣｒを
用いた場合には、Ｒｕを用いた場合と同様な理由で、
０．８ｎｍを超えて１．５ｎｍ以下が好ましい。そして
強磁性層Ｂおよび強磁性層ＡにはＣｏまたはＣｏ系合金
が好ましい。
【０２５３】強磁性層Ｂおよび強磁性層ＡにＣｏ1-x Ｆ
ｅ合金（０＜ｘ≦０．５）を用いれば、ＩｒＭｎ、Ｒｈ
Ｍｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのγ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金
からなる反強磁性層１４３との大きな交換結合係数が得
られ、しかもＲｕと強磁性層Ｂおよび強磁性層Ａとの拡
散を防ぐことができるので特に好ましい。ＣｏＦｅ合金
に代えてＣｏを用いる場合には、Ｊがおよそ２／３とな
り、また図２１に示すように２７０℃、１時間保持程度
の熱処理でも安定な磁気結合機能を維持できる磁気結合
層の膜厚範囲がＣｏＦｅ合金の場合に比べて狭くなる。
【０２５４】なお、磁気結合層の表面平滑性も、その反
強磁性結合機能の耐熱性を維持するために重要であっ
て、１０ｎｍ2 程度の膜面内の微小領域にて、磁気結合
層の厚みよりも大きな表面凹凸が発生すると、反強磁性
結合機能の耐熱性が劣化する。従って磁気結合層の表面
凹凸の大きさは磁気結合層の膜厚以下であることが好ま
しい。
【０２５５】表９に強磁性層Ａと強磁性層Ｂの膜厚に対
するスピンバルブ膜面抵抗Ｒｓ、面抵抗変化ΔＲｓおよ
び抵抗変化率ΔＲ／Ｒの変化を示す。また図２２にはス
ピンバルブ膜の磁界に対する抵抗値の変化を示す。
【０２５６】
【表４】 表９から、強磁性層Ｂと強磁性層Ａの膜厚は１〜５ｎｍ
が大きな抵抗変化率を得るために好ましく、特に１ｎｍ
〜３ｎｍの膜厚が図２２に示された外部磁界に対して安
定な（＋６００Ｏｅの外部磁界を加えても抵抗の低下が
僅か）磁化固着層に加えて、大きなスピンバルブ膜面抵
抗Ｒｓが得られ、面抵抗変化ΔＲｓも満足できるもので
あるので特に好ましい。ここで、再生出力はセンス電流
と抵抗変化の積に比例し、抵抗変化は抵抗変化率とスピ
ンバルブ膜の面抵抗の積に比例するので、抵抗変化率が
大きいだけでは面抵抗が小さい場合には高出力を得るこ
とができない。即ち、高出力を得るには、高い抵抗変化
率とともに、高い面抵抗が必要である。
【０２５７】図２３は強磁性層Ａの膜厚を３ｎｍ一定と
し、強磁性層Ｂの膜厚を変えた場合の磁界による抵抗変
化を示す図である。
【０２５８】図２３にみられるように、強磁性層Ａと強
磁性層Ｂの磁気膜厚とを等しくすると、＋６００Ｏｅの
高磁界による抵抗の変化が小さく、従って媒体磁界、縦
バイアス層からの磁界や、記録部形成熱処理時の外部磁
界などに対して著しく安定な磁化固着層が実現できる。
またＥＳＤによる磁化固着層の磁化反転の問題は、すで
に述べたようにドライブに組み込んだ固着磁化方向を補
償する回路による電流で、磁化方向を所望の方向に戻す
ことにより対応できる。
【０２５９】一方、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚
を異ならせることによって、以下の利点が得られる。ま
ず第１に、スピンバルブの基本的な構成である磁化自由
層と磁化固着層の磁化を直交させるための、熱処理によ
る磁化固着の操作が容易になる。第２に、強磁性層Ｂの
膜厚と抵抗変化率との関係を示す表１０によって明らか
なように、強磁性層Ｂの磁気膜厚を強磁性層Ａの磁気膜
厚よりも小さくすることによって、より高い抵抗変化率
が得られる。第３にＥＳＤによる磁化固着層の磁化反転
がほとんど起こらなくなり、ブレークダウン電圧近傍ま
で安定な再生出力が得られる。ここにブレークダウン電
圧はスピンバルブ素子が電圧により破壊してスピンバル
ブ素子抵抗が増大し始める電圧である。
【０２６０】
【表５】 例えば強磁性層Ａ、強磁性層Ｂおよび磁化自由層にそれ
ぞれ、Ｃｏ、ＣｏＦｅおよびＮｉＦｅを用いて、非磁性
中間層にＣｕを用いた場合には、強磁性層Ｂと強磁性層
Ａの磁気膜厚の比を０．７〜０．９に設定して強磁性層
Ｂの厚みを２．５ｎｍに設定した場合に、図２４、図２
５および表１１に示すような良好なＥＳＤ特性を得るこ
とができる。ここに図２４および図２５はスピンバルブ
素子にヒューマンボディモデルによる模擬のＥＳＤ電圧
を与えた後の抵抗と出力を示し、図２４は強磁性層Ａと
強磁性層Ｂの磁気膜厚が等しい場合、図２５は強磁性層
Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚より大きい場合を
示す。また表１１はスピンバルブ素子に対するテストパ
ターンによるＥＳＤ特性を示したものである。
【０２６１】
【表６】 これはＥＳＤ発生時に、磁化固着層には電流磁界を主と
する磁界が強磁性層Ｂに対し、強磁性層Ａに対するより
も強く加わるが、その電流磁界の比、Ｈ(current）B ／
Ｈ(current）A が、磁気膜厚の逆比、（Ｍｓ・ｔ）A ／
（Ｍｓ・ｔ）Bとほぼ一致するために、強磁性層Ａと強
磁性層Ｂの磁化と外部磁界とのエネルギーの変化量が相
殺して、全体としてのエネルギー変化、 ｛（Ｍｓ・ｔ）・Ｈ（current)｝A −｛（Ｍｓ・ｔ）Ｈ
（curreent）｝B が小さい状態が実現でき、その結果ＥＳＤ電流磁界では
磁化固着層の磁化を動かすことができないためである。
【０２６２】図２３に示すように、強磁性層Ａが３ｎ
ｍ、強磁性層Ｂが２ｎｍであって、従って（Ｍｓ・ｔ）
B ／（Ｍｓ・ｔ）A ＝０．６７となる場合には、強磁性
層Ａ、強磁性層Ｂとも３ｎｍの同図（ａ）の場合に比べ
て、ＨUA* が低下し、従って磁化固着層の耐熱性も低下
する。このように強磁性層Ａよりも強磁性層Ｂの磁気膜
厚を小さくした場合には、強磁性層Ｂに加わる反強磁性
層からのバイアス磁界と同じ方向（即ち、強磁性層Ｂの
磁化と同じ方向）にセンス電流からの磁界が加わるよう
に、センス電流の通電方向を選ぶことが好ましい。その
理由は強磁性層Ａの方が磁気膜厚が大きいと、従来の単
層の磁化固着層のスピンバルブ膜と同様に、強磁性層Ａ
と強磁性層Ｂとの磁気膜厚差に相当する漏洩磁界が磁化
自由層に加わるので、磁化自由層と磁化固着層との磁化
直交配置が乱され、再生出力の低下は再生波形の上下非
対称が増大するなどの問題を生じるが、この漏洩磁界
は、スピンバルブにおける磁化と漏洩磁界を示す図２６
に示されるように、センス電流による磁界が交換バイア
ス磁界と同方向に加わるようにセンス電流を流すことに
よって相殺することができる。
【０２６３】非磁性中間層にはＣｕ、Ａｕ、Ａｇ単体ま
たはそれらを主成分とする合金を用いることが好まし
い。その膜厚は抵抗変化率を得られる範囲である１〜１
０ｎｍ程度であれば基本的に使用できるが、特に本発明
のスピンバルブ膜では、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍの膜厚
範囲が、磁化固着層と磁化自由層の間に発生する強磁性
的結合磁界を１５Ｏｅ以下に抑制でき、且つ高い抵抗変
化率が得られるのでとくに好ましい。
【０２６４】磁化自由層には、ＣｏやＣｏＦｅ、ＣｏＮ
ｉ、ＣｏＦｅＮｉなどのＣｏ合金、ＮｉＦｅ合金または
それらの積層構成、例えば中間層側に０．３〜１．５ｎ
ｍの薄いＣｏを介したＮｉＦｅ合金が用いられる。そし
て磁化自由層の膜厚は、１〜１０ｎｍが好ましい。
【０２６５】表１２は磁化固着層（磁化固着層）の厚み
を２．５ｎｍ一定とし、磁化自由層の厚みと抵抗変化率
ΔＲ／Ｒとの関係を示した表である。表１０に示したよ
うに、本発明においては、磁化自由層厚は２〜５ｎｍが
高い抵抗変化率を得るために特に好ましい。
【０２６６】
【表７】 表１３は磁化自由層の厚さを４ｎｍ一定とし、磁化固着
層の強磁性層Ａの厚さと抵抗変化率ΔＲ／Ｒとの関係を
示した表である。表１１に示すように、２〜５ｎｍの磁
化自由層の厚みｔ（Ｆ）と強磁性層Ａの厚みｔ（Ｐ）と
の間に、 −０．３３≦｛ｔ（Ｆ）−ｔ（Ｐ）｝／ｔ（Ｆ）≦０．
６７ の関係を有することが、高い抵抗変化率を得るために好
ましい。
【０２６７】
【表８】 保護膜にはＴａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｍ
ｏ、Ｗなどの金属またはそれらの合金あるいはそれら金
属の酸化物、窒化物などが用いられる。特に酸化物や窒
化物では、例えばＮｉＦｅ酸化物、窒化アルミ、タンタ
ル酸化物などの高抵抗の保護膜が、高い抵抗変化率を得
るために好ましい。その膜厚は例えば０．３〜４ｎｍと
極力薄いことが後程述べる電極や縦バイアス層を形成す
る上で保護膜のエッチングによる除去が容易になるので
好ましい。また、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ｐ
ｔ、Ｐｄ、Ｒｅなどの貴金属単体または合金単層または
積層体を、例えばＣｏＦｅ磁化自由層の場合には、Ｃｕ
／Ｒｕ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｃｕ合金など、ＮｉＦｅ磁化自由
層の場合にはＡｇ、Ｒｕ、Ｒｕ／Ａｇ、Ｒｕ／Ｃｕ、Ｃ
ｕなどを保護膜に用いてもよい。酸化物、窒化物、貴金
属保護膜の上にさらにＴａなどの高抵抗保護膜を形成し
てもよい。
【０２６８】磁化固着層と磁化自由層の磁化を直交させ
ることは、次の方法によって実施できる。即ち、反強磁
性層１４３がＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどの
γ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金の場合は、スピンバルブの
成膜を行う際に、磁気結合層１４４２までの成膜をスピ
ンバルブ素子の幅方向、即ちハイト方向に印加した磁界
中で行った後に、反強磁性層１４３の交換結合バイアス
磁界方向を一方向に揃えるために熱処理を施す。なお、
この反強磁性層１４３の交換結合バイアス磁界方向を一
方向に揃えるための熱処理は、強磁性層Ｂの成膜直後で
もよいが、Ｒｕなどの磁気結合層がより酸化に強いた
め、磁気結合層１４４２層まで成膜した方が好ましい。
この熱処理は、成膜後リークをすることなく真空中で、
Ｔｂより高い温度にて短時間、好ましくは１０分以下の
短時間、完全に強磁性層Ｂが飽和する磁界中で行うこと
が好ましい。例えばＴｂが３００℃のＩｒＭｎでは３５
０℃で１分程度行う。
【０２６９】次にリークをすることなく、少なくとも磁
気自由層成膜中にはスピンバルブ素子のトラック幅方向
に磁界を加えてその後のスピンバルブ素子の成膜を行
う。反強磁性層１４３がＰｔＭｎやＮｉＭｎの規則化合
金の場合も同様であるが、γ−Ｍｎ系の反強磁性層とは
異なり、必ずしも強磁性層Ｂまでの成膜を磁界中で行う
必要はなく、その後の熱処理を２００℃以上の高温、好
ましくは２７０〜３５０℃で数時間、好ましくは１〜２
０時間行う必要がある。熱処理後は同様に磁化自由層の
成膜中に磁界を付与してその後のスピンバルブ成膜を行
う。
【０２７０】なお、いずれの反強磁性層も、スピンバル
ブ成膜中での熱処理を、スピンバルブ成膜後に行うこと
もできる。その場合には、磁気結合層１４４２の結合磁
界を上回る磁界を加えて、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁
化を完全に同方向（ハイト方向）に飽和させて熱処理す
ることが好ましい。例えば、強磁性層Ｂ／磁気結合層／
強磁性層Ａが、ＣｏＦｅ２ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎｍ／Ｃｏ
Ｆｅ２ｎｍの場合、Ｒｕの結合磁界は約６ｋＯｅである
ことから、熱処理中に加える磁界は７ｋＯｅ以上が好ま
しい。この熱処理時に加える磁界を小さくするために
は、スピンバルブ膜を素子形状に加工する前に熱処理を
行うことが好ましい。加工後では素子形状による反磁界
のために、強磁性層Ａと強磁性層Ｂを飽和させるのによ
り強い磁界が必要になる。
【０２７１】以上の方法により、磁化固着層１４４の磁
化を所望の方向に固定させる。しかし、上記の熱処理が
強い場合には、磁化自由層１４６や下シールド１１の磁
化容易軸が磁化固着層と同様にスピンバルブ素子のハイ
ト方向に向いてしまい、磁化固着層の磁化と直交させる
ことが困難になる。磁化自由層や下シールドの磁化容易
軸をトラック幅方向に向けるには、記録ヘッドにおける
レジストキュア工程において、シールドや磁化自由層が
トラック幅方向に飽和する必要最小限度磁界、例えば１
００〜３００Ｏｅ程度を加えて、シールドや磁化自由層
の磁化容易軸をトラック幅方向に安定化することが好ま
しい。また、下シールドはスピンバルブ成膜前にあらか
じめ熱処理により、磁化容易軸をトラック幅方向に安定
化しておくことが好ましい。
【０２７２】図１７に示したアバットジクションタイプ
の素子構造、即ち、磁化自由層のトラック幅端部を除去
してそこに縦バイアス層を形成した素子構造では、縦バ
イアス層に硬質磁性膜例えばＣｒやＦｒＣｏなどの下地
の上に形成したＣｏＰｔやＣｏＰｔＣｒなど、あるいは
強磁性層１５１と反強磁性層１５２を順次積層して強磁
性層をハード化したものが用いられる。先に反強磁性層
１５２を成膜して、次に強磁性体層１５１を成膜しても
よい。今後の挟トラックに対応して、トラック幅端での
急峻な再生感度プロファイルを得るには、磁化自由層に
対する縦バイアス強磁性層、即ち、硬質磁性層または反
強磁性膜で交換結合バイアスされた強磁性層の磁気膜厚
比、（Ｍｓ・ｔ）LB／（Ｍｓ・ｔ）F を２以下に設定す
ることが好ましい。磁化自由層が２〜５ｎｍ厚、あるい
は磁気膜厚で３〜６ｎｍＴ程度まで薄くなると、（Ｍｓ
・ｔ）LB／（Ｍｓ・ｔ）F を２以下にするために、縦バ
イアス強磁性層も非常に薄くなり、例えば磁気膜厚で１
２ｎｍＴ以下となる。
【０２７３】ところが一般に硬質磁性膜では１０ｎｍ厚
程度に薄くなると高保磁力が得難くなる。例えばＭｓが
１ＴのＣｏＰｔ硬質磁性膜では、２０ｎｍ厚では、２０
００Ｏｅの高保磁力であったものが、１０ｎｍでは８０
０Ｏｅに低下する。一方、強磁性膜／反強磁性膜タイプ
の縦バイアス層では強磁性膜１５１が薄くなるほど交換
バイアス磁界が増大して固着が強固となる。例えば、Ｍ
ｓが１ＴのＮｉＦｅと７ｎｍ厚のＩｒＭｎを積層した縦
バイアス層では、２０ｎｍ厚で８０Ｏｅであった保磁力
が１０ｎｍ厚では１６０Ｏｅにまで増大する。この１６
０Ｏｅは、従来のＭＲヘッドで実績を有する値である。
従って磁化自由層の厚さが極薄い領域、例えば５ｎｍ厚
以下となるような領域では、強磁性膜／反強磁性膜タイ
プの縦バイアス層を用いることが望ましい。
【０２７４】さらに、強磁性膜１５１／反強磁性膜１５
２の縦バイアス層では、強磁性膜１５１の飽和磁化は磁
化自由層の飽和磁化とほぼ等しいか、それより大きいこ
とが、なるべく小さな縦バイアス磁界でバルクハウゼン
ノイズを十分に除去する上で好ましい。即ち、強磁性膜
１５１としてはＮｉＦｅ合金でもよいが、より飽和磁化
の大きいＮｉＦｅＣｏ合金、ＣｏＦｅ合金、Ｃｏなどが
より好ましい。強磁性膜１５１として飽和磁化の小さい
膜を用いて、その膜厚を大きくすることにより、漏洩磁
界を強めてバルクハウゼンノイズの除去を行うと、特に
狭いトラック幅になると再生出力の低下を引き起こす。
【０２７５】なお、図１７ではスピンバルブ膜全部を除
去しないで、縦バイアス層を形成した場合を示したが、
下地層１４１までエッチング除去してもよい。しかし強
磁性層の結晶性を良好に保つためには、縦バイアス層を
形成する前のエッチングする深さとして、少なくとも下
地層１４２を残してその結晶性改善効果を利用すること
が好ましい。膜厚制御の観点からは、より厚い反強磁性
層１４３を若干エッチングして、その交換バアイスを弱
めて良好なハード膜特性の縦バイアス層を得ることが好
ましい。非磁性中間層の途中までエッチングを終了して
その上に強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２からなる縦
バイアス層を付与してもよい。なお、結晶性改善のため
に、あるいは磁化固着層や反強磁性層１４３と縦バイア
ス層との磁気結合を弱めるために、強磁性膜１５１の下
に、下地層１４３と同様にごく薄い下地層１５３を設け
てもよい。磁化自由層と縦バイアス層との磁気結合の低
減を最小限に止めるために、下地層１５３の厚みは１０
ｎｍ以下が好ましい。
【０２７６】硬質磁性膜を用いる場合にも、同様に磁化
自由層と硬質磁性膜の飽和磁化を揃えることが好まし
い。しかし、ＣｏＦｅなどの高い飽和磁化自由層に匹敵
する高い飽和磁化の硬質磁性膜を作製することは通常困
難である。そこで硬質磁性膜の下地としてＦｅＣｏのよ
うな高い飽和磁化の膜を用いて、磁化自由層との飽和磁
化とのバランスを保つ方法が、小さな縦バイアス磁界で
ハルクハウゼンノイズを除去するのに適する。
【０２７７】反強磁性膜１５２には、スピンバルブ膜に
用いたものと同様な反強磁性体を用いることができる。
しかし、スピンバルブの反強磁性層の交換バイアス磁界
はハイト方向、そして縦バイアス層の反強磁性膜１５２
の交換バイアス磁界はトラック幅方向と、互いに直交さ
せる必要がある。そこで、例えば両者のブロッキング温
度Ｔｂを異ならせて、最初に高いＴｂを有する反強磁性
層の交換バイアス磁界方向を熱処理により規定した後、
それより低いＴｂを有する反強磁性膜に対してより低温
の熱処理を行って、高Ｔｂ反強磁性層の交換バイアス方
向を安定に保ったまま、低いＴｂを有する反強磁性膜の
交換バイアス磁界方向を設定することにより、互いの交
換バイアス磁界を直交させることができる。
【０２７８】具体的には、反強磁性膜１５２には、Ｐｔ
ＭｎやＰｄＰｔＭｎなどの熱処理により、ＨUAを発現す
る反強磁性膜でもよいが、磁化固着層が安定な温度で熱
処理できるＴｂが２００〜３００℃の、ＲｈＭｎ、Ｉｒ
Ｍｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＦｅＭｎなどを、スピンバルブ膜
の反強磁性層にはそれよりＴｂが高い反強磁性体、即
ち、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎなどを用いる
と、前述したレジストキュア熱処理工程にてスピンバル
ブ膜の磁化固着層磁化の方向を乱すことなく、反強磁性
膜１５２の交換バイアス方向をトラック幅方向に規定で
きる。即ち、本発明の特徴であるブロッキング温度以下
でピン磁化が急激に安定化する性質を利用することによ
って、両反強磁性膜の間のブロッキング温度差がわすが
数十℃であっても、縦バイアスと磁化固着層磁化とを良
好に直交させることができる。また反強磁性膜１５２に
磁界中成膜で交換バイアス磁界を付与できるＩｒＭｎ、
ＦｅＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＣｒＭｎＰｔ、Ｃ
ｒＭｎなどを用いると、熱処理が不要なために、スピン
バルブ膜の反強磁性層１４３のバイアス磁界方向が乱さ
れることはなく、スピンバルブ膜の反強磁性層１４３に
どのような反強磁性層を用いても、縦バイアス方向と磁
化固着層磁化方向とを直交させることができる。
【０２７９】一方、図２７に示すように、磁化自由層の
トラック幅端部の保護膜１４７のみをエッチング除去し
て、その上に反強磁性膜を交換結合積層した構造でも、
磁化自由層に縦バイアスを加えることができる。縦バイ
アス層１５は反強磁性層１５２とその下地として磁化自
由層との交換結合を強めるためのバッファ層１５１１を
介することが好ましい。このバッファ層１５１１はＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどからなる強磁性層であることが好ま
しい。縦バイアスの磁化方向の規定は強磁性層１５１／
反強磁性層１５２の縦バイアスの場合と同様である。反
強磁性層を用いた縦バイアス方式は、硬質磁性膜方式の
ように余分な縦バイアス磁界を発生させてヘッドの感度
低下を引き起こしたりすることなく、バルクハウゼンノ
イズを抑制できる利点がある。
【０２８０】（実施の形態３）図２８に本発明の第３実
施形態を示す。図２８は図２１とはスピンバルブ膜の構
造が異なる。図２７において、下ギャップ１２の上に形
成されたスピンバルブ膜１４は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈ
ｆなどの厚さ１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４１、必要
に応じて厚み０．５〜５ｎｍの第２の下地層１４２、磁
化自由層１４６、厚さ０．５〜４ｎｍの中間層１４５、
磁化固着層１４４、反強磁性層１４３、必要に応じて厚
さ０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。こ
こで磁化自由層（フリー層）１４６、中間層１４５、磁
化固着層１４４、反強磁性層１４３は実施形態２と同じ
構成である。
【０２８１】下地層１４２には、Ａｕ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｃ
ｒ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｐｔ、またはＲｈ、またはそれらを主
成分とする合金を用いると、特に磁化自由層にＣｏＦｅ
合金を用いた場合に抵抗変化率の耐熱性を高めることが
できる。
【０２８２】図２７において、図２１と同じ一対の縦バ
イアス層１５、一対の電極１６によりスピンバルブ１４
と合わせてスピンバルブ素子１３が構成される。さらに
その上に図２１と同様、上ギャップ層１７、上シールド
１８が構成される。
【０２８３】（実施の形態４）図２９は本発明のさらに
他の実施形態であって、本発明をデュアルタイプのスピ
ンバルブ構造に適用した場合の例を示すものである。
【０２８４】図２９においては実施形態２の図２１およ
び実施形態３の図２７の場合と同様に、下シールド１
１、下ギャップ１２の上に、一対の縦バイアス層１５、
一対の電極１６、縦バイアス層１５、スピンバルブ膜１
４からなるスピンバルブ素子１３が形成され、その上に
上ギャップ１７、上シールド１８が形成される。しか
し、電極１６の間隔やスピンバルブ膜１４の構成が図２
１および図２７とは異なる。
【０２８５】スピンバルブ膜１４は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚ
ｒ、Ｈｆなどの厚さ１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４
１、必要に応じて厚さ０．５〜５ｎｍの第２の下地層１
４２、反強磁性層１４３、磁化固着層１４４、厚さ０．
５〜４ｎｍの中間層１４５、磁化自由層１４６、厚さ
０．５〜４ｎｍの第２の中間層１４８、第２の磁化固着
層１４９、第２の反強磁性層１５０、必要に応じて厚さ
０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。
【０２８６】磁化固着層１４４と磁化固着層１４９の少
なくとも一方に、図１７と同じ強磁性層Ａ、磁気結合
層、強磁性層Ｂからなる積層磁化固着層を用いる。そし
て１）磁化固着層１４９にはＳｙＡＦ磁化固着層、磁化
固着層１４４には従来の単層磁化固着層の組み合わせ、
２）逆に磁化固着層１４４にはＳｙＡＦ磁化固着層、磁
化固着層１４９には従来の単層磁化固着層の組み合わ
せ、あるいは３）磁化固着層１４９と磁化固着層１４４
の双方ともＳｙＡＦ磁化固着層の組み合わせを用いるこ
とができる。
【０２８７】縦バイアス層１５はいわゆるアバットジャ
ンクションタイプの素子構造であるが、図１７、図２
７、図２８と同様な縦バイアス層１５をリフトオフ法、
即ち、フォトレジストをマスクにして、スピンバルブ膜
のトラック幅端部をエッチング除去した後、スパッタ、
蒸着、イオンビーム成膜などの方法により、縦バイアス
層１５を形成するのに際して、スピンバルブ膜１４のエ
ッチング除去を少なくともスピンバルブ膜１４の導電体
層部をのこすように行うことが好ましい。例えば反強磁
性層１４３がＩｒＭｎのようなγ−Ｍｎ系合金の場合に
は、反強磁性層１４３の一部を少なくとも残すことが好
ましい。
【０２８８】トラック幅端部に導電体部を残すと、アバ
ットジャンクションの接触抵抗が下がるので、低抵抗の
スピンバルブ素子１３が実現しやすく、このため静電気
に対して強いヘッドが実現できる。勿論、トラック幅端
部のスピンバルブ膜のすべてをエッチング除去して縦バ
イアス層を形成してもよい。
【０２８９】電極１６は縦バイアス層と一括してリフト
オフ形成してもよいが、この場合は電極間隔と縦バイア
ス層の間隔がほぼ一致する。あるいは電極形成を縦バイ
アス層形成とは分離して、電極間隔を縦バイアス層の間
隔より狭めて形成した、いわゆるリードオーバーレイド
構造としてもよい。リードオーバーレイド構造とする
と、特に縦バイアス層に硬質磁性層を用いた場合には、
硬質磁性層からの漏洩磁界の影響を電極とスピンバルブ
膜が積層されているトラック幅エッジ部近傍に閉じ込め
ることができ、電極間で規定される再生トラック幅の、
トラック幅方向の感度プロファイルシャープに高精度で
規定できるメリットがある。特に再生トラック幅がサブ
ミクロンとなるような高密度記録では、そのメリットが
従来の方法に比べてより明確になる。このリードオーバ
ーレイド構造は当然図２１や図２７の実施形態にも適用
できる。
【０２９０】（実施の形態５）図３０は本発明のさらに
他の実施形態である。図２１に示した実施の形態２と同
様に、基板（図示せず）上に下シールドおよび下キャッ
プ（図示せず）を形成し、さらにその上にスピンバルブ
膜１３を形成し、さらにその上に図示していないが上キ
ャップ、上シールド、記録部を形成する。スピンバルブ
膜１３のトラック幅両端には一対の縦バイアス層１５お
よび電極１６を形成する。縦バイアス層には一例とし
て、下地層１５３、強磁性膜１５１、反強磁性膜１５２
からなる積層体を用いる場合を示した。縦バイアス層に
は当然ＣｏＰｔなどの硬質磁性膜を用いることができ
る。
【０２９１】電極１６はＴａ／Ａｕ／Ｔａなどの低抵抗
金属を少なくとも含む材料を用いて形成し、電極間隔Ｌ
Ｄは縦バイアス層間隔ＨＭＤよりも狭く形成され、スピ
ンバルブ膜１３と電極１６はトラック幅両端近傍で面接
触する領域を有する。縦バイアス層や電極は通常リフト
オフにより形成されるが、イオンミリング法や反応性イ
オンエッチング法などにより形成してもよい。プロセス
工程が煩雑になるが、特に高精度の電極形成にはドライ
ブプロセスが適する。
【０２９２】縦バイアス層１５が存在しない電極１６直
下のスピンバルブ膜１３領域では、電極の抵抗値がスピ
ンバルブ膜の抵抗値に比べて十分に小さい場合、例えば
１／１０以下の場合には、さらにスピンバルブ膜の磁化
自由層１４６の磁化が媒体磁界がほぼゼロのとき、トラ
ック幅方向にほぼ規定されていると、スピンバルブ膜の
電極直下などの電極間以外の箇所では再生感度が大幅に
低減されるので、電極間隔ＬＤで再生トラック幅が規定
でき、トラック幅端における急峻な再生感度分布が実現
できる。
【０２９３】さらにスピンバルブ膜１３と電極１６は面
接触領域が通常のアバットジャンクション方式と比べて
十分広くとれるので、電極とスピンバルブとの接触抵抗
が十分に小さく制御でき、その結果低抵抗のスピンバル
ブ素子が実現でき、低ノイズでしかもＥＳＤに強い磁気
抵抗効果ヘッドが実現できる。
【０２９４】ここで今後記録密度を高めるために再生ト
ラック幅を狭めてゆくには、電極間隔ＬＤを狭めてゆく
必要がある。一方、電極間隔が著しく狭くなると素子の
幅、即ちハイトをそれ以上に狭めることは困難になる。
従ってＨＤをＬＤよりも大きくすることが、ヘッドを歩
留まりよく製造する上で好ましい。具体的には、ヘッド
量産時の歩留まりを良好に保つために機械加工で寸法を
決定するハイトについては０．５μｍ程度かそれ以上が
必要であり、再生トラック幅が０．５μｍ以下に狭まる
場合にはＨＤをＬＤよりも大きく設定することが好まし
い。しかしその場合には以下の問題が発生する。
【０２９５】その第１の問題は、再生を行うスピンバル
ブ膜領域の抵抗が減少するために、再生出力が減少する
ことである。この問題に対してはスピンバルブ膜の面抵
抗を高めることによって回避された。通常のＳｙＡＦ固
着層では固着層厚が従来単層の磁化固着層よりも厚いの
で高い面抵抗を得るのが困難であったが、表１４および
表１５に示すように、本発明では磁化固着層の厚み、非
磁性中間層および磁化自由層の厚みの合計を１４ｎｍ厚
以下に抑えることにより、１６Ω以上の高い面抵抗と８
％以上の高い抵抗変化が両立できる。
【０２９６】
【表９】
【０２９７】
【表１０】
【０２９８】このような極薄のスピンバルブ膜を用いて
高抵抗変化率を実現するためには、 １）磁化固着層の強磁性層Ａと強磁性層Ｂにはｆｃｃ相
が安定なＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＦｅＮｉ合金を用い
ること、２）磁化自由層にも少なくとも中間非磁性層と
の界面近傍にはＣｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＦｅＮ
ｉ合金を用いること、３）反強磁性膜にはＰｔＭｎ、Ｐ
ｔＰｄＭｎ、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどの
貴金属元素を含む反強磁性層を用いることが好ましい。
【０２９９】ＨＤをＬＤよりも大きく設定する場合の第
２の問題は、バルクハウゼンノイズの発生である。従来
の電極間隔と縦バイアス膜の間隔ＨＭＤがほぼ一致する
アバットジャンクション方式のスピンバルブ素子では、
ＨＭＤがＨＤよりも小さくなり、磁化自由層の形状はＨ
Ｄ方向が長い長方形形状になってしまい、反磁界が弱い
ハイト方向に磁化自由層の磁化が向きやすくなり、その
結果バルクハウゼンノイズが発生する。これに対し、本
発明ではスピンバルブ膜の形状がＨＭＤがＨＤよりも大
きくトラック幅方向に長いので、磁化自由層の磁化がハ
イト方向に向きやすくなるということがなく、このため
バルクハウゼンノイズの除去は容易であり、この点に関
し歩留まりよくヘッド製造ができる。
【０３００】具体例として、１）ＨＤ＝０．５μｍ、Ｌ
Ｄ＝０．４５μｍ、ＨＭＤ＝１．３μｍ、２）ＨＤ＝
０．４μｍ、ＬＤ＝０．３５μｍ、ＨＭＤ＝０．８μｍ
などで本発明の効果が十分に発揮される。
【０３０１】なお、図２９には磁化自由層と基板の間に
磁化固着層が配置された場合を示したが、磁化自由層が
基板と磁化固着層との間に存在する場合についても同様
に適用できる。
【０３０２】（実施の形態６）図３１に本発明のさらに
他の実施の形態を示す。図示していない基板、下シール
ド、下ギャップを形成され、その上に一対の縦バイアス
層１５がリフトオフ法や、イオンミリングや反応性イオ
ンエッチングなどのドライプロセスにより、形成され
る。図２９においては縦バイアス層の一例として、実施
の形態２で示したと同様の反強磁性層に適した下地層１
５３、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＣｒＭｎなどの反強磁性膜
１５２、ＣｏＦｅ、ＮｉＦｅ、Ｃｏなどの強磁性膜１５
１の積層体からなる場合を示したが、実施の形態２で示
した他の各縦バイアス層が適用できる。
【０３０３】この上にスピンバルブ膜１３が形成され
る。スピンバルブ膜１３は、縦バイアス層からのバイア
ス磁界を有効に磁化自由層１４３に付与するために、磁
化固着層より基板側に磁化自由層１４３を配置して縦バ
イアス層１５と磁化自由層１４３とが接近し易くするこ
とがより好ましい。磁化自由層１４３の下地層１４１、
１４２の厚みは縦バイアス層からのバイアス磁界を有効
に磁化自由層に付与するために、１０ｎｍであることが
好ましい。またスピンバルブ膜１３と縦バイアス１５と
の面接触領域は極力小さくすることがバルクハウゼンノ
イズを抑制する上で好ましい。
【０３０４】スピンバルブ１３の上には一対の電極１６
がリフトオフ法やイオンミリング法、反応性イオンエッ
チング法により形成される。図示していないが、さらに
その上に上ギャップ、上シールド、記録部が形成され
る。
【０３０５】また実施の形態５にて示したと同様に、Ｈ
ＤはＬＤより大きく、且つＨＭＤより小さくすることに
より、挟トラック幅に適した再生ヘッドがなく歩留まり
よく製造できる。また、磁化固着層、非磁性中間層、磁
化自由層の合計厚みを１４ｎｍ以下とすることで、スピ
ンバルブ膜１３の抵抗値を高めて再生出力を高め、高感
度な磁気抵抗効果ヘッドを得ることができる。
【０３０６】（実施の形態７：耐熱性及び鏡面反射効果
と低磁歪の実現）次に、「耐熱性及び鏡面反射効果と低
磁歪の実現」という観点から、本発明の第７の実施の形
態について説明する。
【０３０７】まず、本実施形態の具体例を紹介する前
に、本発明者が本実施形態に至る過程で認識した課題に
ついて説明する。
【０３０８】高性能のスピンバルブ膜（以下、ＳＶ膜と
記す）を実用化するにあたって、本発明者が認識した課
題は、以下に大別することができる。
【０３０９】（１）耐熱性が悪い（特に初期プロセスア
ニールに対して）。
【０３１０】（２）再生感度のより一層の向上を図る上
でＭＲ変化率が不足している。
【０３１１】（３）比較的大きなＭＲ変化率が得られる
ＣｏＦｅ合金層単層で感磁層を構成した場合に磁歪制御
ができず、良好な軟磁気特性が得られない。
【０３１２】これらのＳＶ膜の課題について以下に詳述
する。
【０３１３】（１）耐熱性 ＳＶ膜の感磁層の一般的な構成としては、ＮｉＦｅ（数
ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ程度）やＮｉＦｅ（数ｎｍ）／Ｃ
ｏＦｅ（１ｎｍ程度）が知られている。このような感磁
層を用いたＳＶ膜構造としては、 （ａ） Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（１０ｎｍ）／Ｃｏ
（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／Ｉ
ｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ） （ｂ） Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／Ｉ
ｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ） などが挙げられる。
【０３１４】上記したようなＳＶ膜では、２５０℃×４
Ｈ程度のプロセスアニールでａｓ−ｄｅｐｏ時のＭＲ値
に対して相対比で約２０％以上ものＭＲ劣化が生じてし
まう。例えば（ａ）のＳＶ膜ではａｓ−ｄｅｐｏ時のＭ
Ｒ変化率６．４％が２５０℃×３Ｈのアニール後には
４．７％とａｓ−ｄｅｐｏ時に対して相対比で２０％以
上も劣化してしまう。このアニール工程はヘッド作製上
欠かすことのできない工程である。た、ＮｉＦｅを感磁
層として用いていない（ｂ）のＳＶ膜でも、ａｓ−ｄｅ
ｐｏ時のＭＲ変化率は８．１％であるのに対して、２５
０℃×３Ｈのアニール後には６．５％とａｓ−ｄｅｐｏ
時と比較して約２０％の劣化が生じる。このようなＭＲ
変化率の劣化を磁気特性を犠牲にすることなく改善する
手法、すなわち耐熱性の改善策は今のところ見出されて
いない。
【０３１５】高密度化に向けた磁気ヘッドでは、より高
いＭＲ変化率を有するＳＶ膜が望まれているが、上述し
たように現在までに得られているＳＶ膜では、ａｓ−ｄ
ｅｐｏ時に得られているＭＲ変化率を、ヘッドの作製工
程上不可欠な熱プロセスにおいて著しく低下させてい
る。これは１０Ｇｄｐｓｉ以上といような記録密度に対
応させたＭＲヘッドを開発する上で、是非とも解決しな
ければならない問題である。
【０３１６】（２）反射効果の利用によるＭＲ変化率の
向上 高ＭＲ変化率を達成するためには、（１）で示したａｓ
−ｄｅｐｏ時に得られていたＭＲ変化率を熱プロセス後
にいかにして保つかということと共に、ＭＲ変化率の絶
対値をいかにして上げるか、もしくはａｓ−ｄｅｐｏ時
ではフルポテンシャルのＭＲ変化率が得られていなくて
も、熱プロセス後に良好なＭＲ変化率が得られるような
膜をいかにして実現するかということも重要である。
【０３１７】ＧＭＲ効果は、電子の平均自由行程よりも
短い範囲では磁性層／非磁性層の積層膜の層数が多いほ
どスピン依存散乱をうける回数が増えるので、ＭＲ変化
率が大きくなる。しかしながら、ＳＶ膜構造のように、
実際にヘッドで用いられるＧＭＲ膜の構造においては、
磁化固着層／非磁性中間層／感磁層といったユニットし
かないため、一般的には平均自由行程よりも短い膜厚に
なっており、ＭＲ変化率的に損をしている。
【０３１８】これを少しでも改善するために層数を増や
した構造として、磁化固着層を上下２層とし、その間に
感磁層を配置したデュアルスピンバルブ膜（またはシメ
トリ−スピンバルブ膜（以下、Ｄ−ＳＶ膜と記す））が
知られている。これも１つの対策ではあるが、現段階で
は実用上の問題を全て解決するまでには至っていない。
例えば、感磁層にとっての下地が非磁性中間層となるＤ
−ＳＶ膜では、感磁層の軟磁気特性、例えば反磁界Ｈk
や磁歪λなどを全て満足させることは難しい。さらに、
上下２つの磁化固着層を用いた場合、これら２層の磁化
を固着する２層の反強磁性膜のブロッキング温度が等し
いほうが望ましいが、実際には下側に位置している反強
磁性膜と非磁性中間層や感磁層を介して上層側に位置す
る反強磁性膜の特性を等しくすることは難しい。よっ
て、ＭＲ変化率の点からはＤ−ＳＶ膜は好ましい構成で
あるが、実用性という観点からは多くの課題を含んでい
る。
【０３１９】そこで、現在実用化されている反強磁性膜
が１層の一般的な構造のＳＶ膜の特性を向上させる１つ
の手段として、鏡面反射効果が検討されている。これは
磁性層／非磁性中間層／磁性層のＧＭＲ膜の基本ユニッ
トの片側もしくは上下両側に反射膜を配して電子を弾性
的に反射させ、ＧＭＲ膜の基本ユニット内での平均自由
行程を長くするものである。
【０３２０】従来はＧＭＲ膜の基本ユニットの上下層で
は非弾性的な散乱を受けていたため、本来もっているは
ずの平均自由行程の距離だけ電子が移動できず、ＧＭＲ
膜の基本ユニットの膜厚以上のスピン依存散乱を受ける
ことができないため、ＭＲ変化率的に損をしていた。そ
れが理想的な上下両層の反射膜を用いれば、見かけ上Ｇ
ＭＲ基本ユニットが無限大の人工格子と等価になり、本
来移動できるはずの平均自由行程の分だけスピン依存散
乱を受けることができるようになるため、ＭＲ変化率が
向上する。このように、非磁性中間層の上下に位置する
磁性層の外側にある反射膜自体は、スピンに依存した反
射膜でなくとも、スピンに依存しない反射で十分効果を
発揮する。
【０３２１】上記した効果は一般的なＳＶ膜構造に限ら
ず、Ｄ−ＳＶ膜においても効果を発揮する。ただし、層
数が元々多く、本来の平均自由行程分だけスピン依存散
乱を受けている無限層数の人工格子においては、反射膜
の効果はない。このように、元々の層数が少ないＳＶ膜
構造ほど効果が大きい。
【０３２２】従来、上述したような鏡面反射効果を積極
的に利用したＳＶ膜としては、以下に示すようないくつ
かの構造が提案されている。
【０３２３】（ｃ） Ｓｉ基板／ＮｉＯ（５０ｎｍ）／
Ｃｏ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（１．８ｎｍ）／Ｃｏ（４ｎ
ｍ）／Ｃｕ（１．８ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）／Ｎｉ
Ｏ（５０ｎｍ） （ｄ） Ｓｉ基板／ＮｉＯ（５０ｎｍ）／Ｃｏ（２．５
ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／Ｃｏ（３ｎｍ）／Ａｕ（０．
４ｎｍ） （Ref.J.R.Jody et.al.,IEEE Mag.33 No.5.3580(1997)) （ｅ） ＭｇＯ基板／Ｐｔ（１０ｎｍ）／Ｃｕ（５ｎ
ｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２．８ｎｍ）／Ｃｏ
（５ｎｍ）／Ｃｕ（１．２ｎｍ）／Ａｇ （３ｎｍ） （Ref.川分康博他、日本金属学会 1997年春季大会講演
概要p142） （ｆ） Ｓｉ基板／Ｓｉ3 Ｎ4 （２００ｎｍ）／Ｂｉ2
Ｏ3 （２０ｎｍ）／Ａｕ（４ｎｍ）／ＮｉＦｅ（４ｎ
ｍ）／Ｃｕ（３．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ） (Ref.D.Wang et al.,IEEE Mag 32 No.5.4278(1996)） なお、上述したＳＶ膜構造のうち、下線を付した部分が
鏡面反射膜と考えられている部分である。
【０３２４】上記（ｃ）のＳＶ膜では、上下両層とも酸
化物からなる鏡面反射膜を用いている。単純に考えて
も、電子の波の反射を起こすためには、金属よりもポテ
ンシャルバリアの高い絶縁性の酸化物を用いたほうが、
鏡面反射効果が大きく有効であると考えられる。さら
に、ＮｉＯ膜は酸化物反射膜であると同時に、反強磁性
膜でもあるため、ＮｉＯに接している磁性層の磁化を固
着する役割も果たしている。上記構成はＤ−ＳＶ膜であ
るが、ノーマルＳＶ膜、反転ＳＶ膜などの反強磁性膜が
１層の構造でも片側の鏡面反射は得られると考えられ
る。しかしながら、このような膜ではいくつかの不具合
があり、現段階では実用的ではない。
【０３２５】まず、ＮｉＯは交換結合力が弱く実用性が
低い。弱い結合磁界では記録媒体からの漏洩磁界によっ
て磁化固着層の磁化方向が不安定となり、出力が変動す
るおそれがある。さらに、上層に酸化物層を用いる場合
には、ＮｉＯにしろ、またキャップ層として別の酸化物
を用いるにしろ、リード電極との接触抵抗が大きくなっ
てしまう。接触抵抗の増大はＥＳＤ（electro static d
ischarge：静電破壊）を引き起こしやすくなるために望
ましくない。さらに、ＣｏＦｅを感磁層に用いた場合、
ＣｏＦｅはｆｃｃ（１１１）配向させなければ良好な軟
磁性を実現できないことが分かっている。感磁層が下層
に位置する場合に、感磁層の下地として酸化物層を用い
ることはＣｏＦｅにとってｆｃｃ（１１１）配向のバッ
ファ層を失うことになるため、軟磁気特性との両立が困
難となる。
【０３２６】また、（ｄ）のＳＶ膜では下地層にＮｉＯ
の反射膜兼反強磁性膜を用い、さらに膜表面のＡｕ層が
反射膜となっている。また、（ｅ）のＳＶ膜でも同様
に、膜表面のＡｇ膜が反射膜となっており、Ａｇ膜と膜
表面とのポテンシャル差を利用して鏡面反射効果を引き
出している。膜表面での反射膜として、ＡｕやＡｇのよ
うな貴金属膜で効果が得られた理由は明らかではない
が、１つの理由として（ｄ）の文献には、膜表面での表
面拡散が遷移金属より貴金属の方が起こりやすいため
に、貴金属膜表面では平坦性が高くなり、反射効果を引
き出しやすくなっているためであると記載されている。
【０３２７】上記したような金属膜を膜表面に用いた反
射膜では、酸化物反射膜のときの問題点であったリード
電極との接触抵抗が小さくできる点では有利である。し
かしながら、ＡｕやＡｇのような貴金属膜の膜表面での
鏡面反射効果を利用した場合、実際の素子では効果が失
われる可能性が高い。つまり、実際のＭＲ素子やＭＲヘ
ッドではＳＶ膜の表面がそのまま晒されていることはま
れであり、何らかの膜がＳＶ膜上に積層されることが普
通である。
【０３２８】例えば、シールド型ＭＲヘッドにおいて
は、アルミナなどからなる上部磁気ギャップ膜がＳＶ膜
上に積層される。（ｄ）の文献に記載されているよう
に、鏡面反射効果は表面や界面での状態が反射効果に大
きく影響する。それが元々膜表面での反射効果を利用し
ていた膜の上に別の膜が積層されると、反射効果は当然
変ってしまう。このように、ＳＶ膜上に積層される膜に
よりＭＲ特性が変動する膜構造は、実用面で問題があ
る。
【０３２９】実際に、（ｄ）のＳＶ膜のＡｕ膜表面に、
通常保護膜としてよく用いられるＴａ膜を積層すると、
反射効果が失われると報告されている。このように、膜
表面での鏡面反射効果を利用したＳＶ膜は、実際のデバ
イス構造を想定した場合には効果が変動してしまうた
め、実用的なＳＶ膜とは言えない。
【０３３０】（ｆ）のＳＶ膜は（ｄ）と同様にＡｕ膜を
鏡面反射膜として用いているが、これは膜表面での反射
効果ではなく、金属膜同士の膜界面での鏡面反射効果を
引き出したものである。ここで、Ａｕ膜は適当な下地層
がない基板上に直接成膜するとアイランド成長しやすい
ことが知られており、これを抑制するために（ｆ）のＳ
Ｖ膜では下地に工夫を凝らして、Ａｕ膜表面をできるだ
けフラットにし、その上に積層されるＮｉＦｅとの界面
をシャープにしている。
【０３３１】しかしながら、（ｆ）の下地層は実用的な
手法とは言えない。すなわち、Ａｕ膜をＢｉ2 Ｏ3 膜上
に成膜し、３５０℃でアニールを行うと良好な反射効果
が引き出せることを利用して、厚さ２０ｎｍのＢｉ2 Ｏ
3 膜を下地として用いている（Ref.C.R.Tellier and A.
J.Tosser.Size Ellects in Thin Films,Chapter I.Else
vier,1982 、L.I.Maissel et al.,Handbook of Thin Fi
lm Technology.McGRAW-Hill Publishing Company,198
3)。
【０３３２】さらに、Ｓｉ2 Ｏ3 膜の下地として厚さ２
００ｎｍのＳｉ3 Ｎ4 膜を用いている。つまり、合計２
２０ｎｍもの厚さの下地膜をＡｕ膜の下地として用いた
上に、３５０℃という高温でのアニール工程を経てい
る。２２０ｎｍという膜厚は今後高密度化に伴ってます
ます狭ギャップになることを考えれば著しく不利となる
だけでなく、実用性は極めて低いものである。さらに、
３５０℃という高温での熱処理は、ＧＭＲ膜にとって基
本となるスピン依存散乱を起こす磁性層／非磁性中間層
界面で界面拡散を招き、ＭＲ変化率が著しく劣化してし
まう。この温度はたとえ耐熱性に優れたＣｏ（ＣｏＦ
ｅ）／Ｃｕ／Ｃｏ（ＣｏＦｅ）積層膜を用いたＳＶ膜で
も界面拡散が生じてしまう温度である。
【０３３３】（３）ＣｏＦｅの磁歪制御 ＣｏＦｅ層を感磁層として用いる場合、ｆｃｃ（１１
１）配向した下地層を適用することでＣｏＦｅ層をｆｃ
ｃ（１１１）配向させ、これにより軟磁気特性を向上さ
せることが可能であることが見出されている。ここで
は、ｆｃｃ（１１１）配向した下地層としてＣｕ層やＡ
ｕ層が用いられている。しかしながら、軟磁気特性のも
う１つの重要な要素である磁歪については全く制御され
ておらず、かつ耐熱性も下地層に大きく依存することを
今回見出した。例えば、上記公報に基づくＳＶ膜として
は以下に示すような膜構造が挙げられる。
【０３３４】（ｇ） Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）
／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２
ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ） （ｈ） Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／Ｉ
ｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ） 上記した（ｇ）の膜では、Ｃｕ膜はｆｃｃ（１１１）配
向しており、このｆｃｃ（１１１）Ｃｕ膜上のＣｏＦｅ
層もｆｃｃ（１１１）配向して軟磁性は実現できるもの
の、（ｉ）耐熱性が悪い（ａｓ−ｄｅｐｏ：８．１％→
２５０℃×４Ｈ後：６．５％（ＭＲ変化率は相対比で２
０％劣化））、（ii）磁歪λは−１４×１０-7と絶対値
が大きいなど、必ずしも実用性を十分に満足していると
は言えない。磁歪λの明確な指針はないが、１つの基準
としては−１０×１０-7〜＋１０×１０-7程度が望まし
いといえる。
【０３３５】さらに、ｆｃｃ材料としてＣｕに代えてＡ
ｕを用いた場合（（ｈ）の膜）にも、（ｉ）耐熱性が悪
い（ａｓ−ｄｅｐｏ：８．４％→２５０℃×４Ｈ後：
６．５％（ＭＲ変化率は相対比で２３％劣化））、（i
i）磁歪λは＋３３×１０-7と絶対値が大きいなど、Ｃ
ｕ膜を用いた場合と同様に、必ずしも実用性を十分に満
足しているとは言えない。
【０３３６】上記（ｇ）、（ｈ）のスピンバルブ膜のＸ
ＲＤパターンをθ−２θスキャンで測定して評価した。
ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層でほぼ同様なｄスペーシ
ング値となっているため、１つのピークになっていたの
で、そのピーク値をとった。このとき、Ｃｕ上のＣｏＦ
ｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層のｆｃｃ配向のｄ−（１１１）
スペーシング値は２．０５４ｎｍであり、Ａｕ上のＣｏ
Ｆｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層のｆｃｃ配向のｄ−（１１
１）スペーシング値は２．０８６ｎｍであった。後述す
るように、これらＣｕ上およびＡｕ上のｄ−（１１１）
スペーシング値の中間値にすれば、小さな適切な磁歪値
をとることができることから、Ｃｕ上の小さすぎるｄ−
（１１１）スペーシング値、Ａｕ上の大きすぎるｄ−
（１１１）スペーシング値は好ましくないことが分かっ
た。
【０３３７】このように、ＣｏＦｅ層からなる感磁層を
用いる場合、単にｆｃｃ（１１１）配向させた下地層上
に成膜しても、磁歪の点から不十分であることが分かっ
た。なお、磁歪を満足させる手法の１つとして、零磁歪
近傍でかつｆｃｃ（１１１）配向させたＮｉ80Ｆｅ20上
にＣｏＦｅを成膜し、磁歪的にほぼ零のＮｉＦｅにより
感磁層全体として磁歪を零にする構造（上記した（ａ）
の構成）が挙げられるが、前述したようにこの構成はＭ
Ｒ特性の熱プロセス劣化が大きいという問題を有してい
る。
【０３３８】上述したように、従来のスピンバルブ膜は
熱プロセスによるＭＲ変化率の低下が大きいことから、
スピンバルブ膜の耐熱性を向上させることが望まれてい
る。
【０３３９】また、スピンバルブ膜のＭＲ変化率の向上
策として鏡面反射効果が注目されているが、従来のスピ
ンバルブ膜における反射膜は酸化物などの絶縁物であっ
たり、また膜表面での反射効果を利用したものであるた
め、例えばリード電極との接触抵抗の増大によりＥＳＤ
を引き起こしたり、あるいはスピンバルブ膜上に保護膜
などを形成すると鏡面反射効果が失われるなど、実用性
に劣るなどの問題を有している。さらに、界面で反射効
果を利用することも検討されているが、そのために多大
な下地層を設ける必要があるなど、実用性は極めて低い
ものであった。このようなことから、素子や磁気ヘッド
としての実用性を考慮した上で、鏡面反射効果によりス
ピンバルブ膜のＭＲ変化率を向上させることが望まれて
いる。
【０３４０】さらに、スピンバルブ膜の軟磁気特性を高
める上で、ＣｏＦｅ合金などからなるＣｏ系磁性層の磁
歪を小さく制御することが求められている。
【０３４１】特に、鏡面反射効果によるスピンバルブ膜
のＭＲ変化率の向上効果や磁歪の低減効果については、
スピンバルブ膜の実用性を高める上で、熱プロセスによ
る劣化を抑制する必要がある。
【０３４２】本実施形態はこのような課題に対処するた
めに発明されたもので、熱プロセスによるＭＲ特性の低
下を抑制したスピンバルブ膜を有する磁気抵抗効果素
子、また実用性を考慮した上で鏡面反射効果によりＭＲ
変化率を向上させたスピンバルブ膜、低磁歪を実現した
スピンバルブ膜、さらにはこれらの熱プロセス劣化を抑
制したスピンバルブ膜を有する磁気抵抗効果素子を提供
することを目的としている。またさらに、そのような磁
気抵抗効果素子を用いることによって、記録再生特性お
よび実用性を向上させた磁気ヘッドおよび磁気記録装置
を提供することを目的としている。
【０３４３】以下、上述した課題を解決するための実施
の形態について、図面を参照して説明する。
【０３４４】図３２は、本発明の磁気抵抗効果素子（Ｍ
Ｒ素子）の一実施形態の要部構造を示す断面図である。
同図において、１は第１の磁性層、２は第２の磁性層で
ある。これら第１および第２の磁性層１、２は、非磁性
中間層３を介して積層されている。第１および第２磁性
層１、２間は反強磁性結合しておらず、非結合型の磁性
多層膜を構成している。
【０３４５】第１および第２の磁性層１、２は、例えば
Ｃｏ単体やＣｏ合金のようなＣｏを含む強磁性体により
構成されている。磁性層１、２はＮｉＦｅ合金などで構
成してもよい。これらのうち、特にバルク効果と界面効
果を共に大きくすることができ、大きなＭＲ変化量が得
られるＣｏ合金を用いることが好ましい。
【０３４６】磁性層１、２を構成するＣｏ合金として
は、ＣｏにＦｅ、Ｎｉ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐ
ｔ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｈｆなどから選ばれる１
種または２種以上の元素を添加した合金が用いられる。
添加元素量は５〜５０原子％とすることが好ましく、さ
らには８〜２０原子％の範囲とすることが望ましい。こ
れは、添加元素量が少なすぎるとバルク効果が十分に増
加せず、逆に添加元素量が多すぎると界面効果が減少す
るおそれがあるからである。添加元素は大きなＭＲ変化
量を得る上で、特にＦｅを用いることが好ましい。
【０３４７】第１および第２の磁性層１、２のうち、下
側の第１の磁性層１は磁気抵抗効果向上層（ＭＲ向上
層）４上に形成されている。ＭＲ向上層４は下地機能を
有する非磁性層（以下、非磁性下地層と記す）５上に形
成されている。この非磁性下地層５は、例えばＴａ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＨｆおよびＡｌから
選ばれる少なくとも１種の元素を含む層であり、これら
の単体金属や合金、あるいは酸化物や窒化物などの化合
物からなる。非磁性下地層５にＴａなどの酸化物を用い
た場合、後に詳述するように、ＭＲ向上層４で反射しき
れなかった電子を非磁性下地層５／ＭＲ向上層４界面で
反射させることができる。
【０３４８】第１の磁性層１は外部磁界により磁化方向
が変化する感磁層である。一方、第２の磁性層２上に
は、ＩｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｔＭｎ、ＦｅＭｎ、ＲｕＲ
ｈＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＭｉＯなどからなる反強磁性層
６が形成されている。第２の磁性層２には反強磁性層６
からバイアス磁界が付与され、その磁化が固着されてい
る。すなわち、第２の磁性層２は磁化固着層である。
【０３４９】図３２では図示されていないが、第２の磁
性層の固着方法として上記のように反強磁性膜と直接接
しさせて磁化方向を固着する方法の他に、第２の磁性層
上にＲｕ、Ｃｒなどの層を介して第３の磁性層を積層
し、第２の磁性層と第３の磁性層をＲＫＫＹ的に反強磁
性結合させて、第３の磁性層を反強磁性結合させる、い
わゆるシンセティックアンチフェロ構造を用いても構わ
ない。シンセティックアンチフェロ構造を用いることに
よって、バイアス点も安定になり、かつピン特性の高温
下での安定性も増す。具体的には、第２の磁性層から第
３の磁性層までの構成として、ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦ
ｅ、Ｃｏ／Ｒｕ／Ｃｏ、ＣｏＦｅ／Ｃｒ／ＣｏＦｅ、Ｃ
ｏ／Ｃｒ／Ｃｏなどが挙げられる。このときの反強磁性
膜は、上述の反強磁性膜の一群と同様である。
【０３５０】第１および第２の磁性層１、２間に配置さ
れる非磁性層３の構成材料としては、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ
およびこれらの合金、あるいはこれらと磁性元素とを含
む常磁性合金、Ｐｄ、Ｐｔおよびこれらを主成分とする
合金などが例示される。
【０３５１】反強磁性層６上には保護層７が設けられて
おり、この保護層７は非磁性下地層５と同様な金属もし
くは合金により構成されるものである。これら各層によ
って、この実施形態のスピンバルブ膜８が構成されてい
る。スピンバルブ膜８にはセンス電流を供給する一対の
電極（図示せず）が接続され、これらによってスピンバ
ルブＧＭＲ素子が構成される。スピンバルブＧＭＲ素子
は、感磁層１に対してバイアス磁界を印加する硬質磁性
膜や反強磁性膜からなるバイアス磁界印加膜を有してい
てもよい。この場合、バイアス磁界は磁化固着層２の磁
化方向に対して略直交する方向に印加することが好まし
い。なお、図中９は基板である。
【０３５２】上述したスピンバルブ膜８を構成する各層
のうち、ＭＲ向上層４は本発明の特徴的な部分であり、
図３２に示すＭＲ向上層４は第１の金属膜４ａと第２の
金属膜４ｂとの積層膜により構成されている。スピンバ
ルブ膜８の下地として機能する金属膜４ａ、４ｂには、
例えばＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、ＰｄおよびＩｒから選ばれる少なくとも１種
の元素を含む金属膜を適用することができる。
【０３５３】これら複数の金属膜のうち、第１の磁性層
（感磁層）１と接する第１の金属膜４ａを主として構成
する元素は、感磁層１を主として構成する元素と非固溶
の関係にある。第２の金属膜４ｂについても、それを主
として構成する元素が感磁層１を主として構成する元素
と非固溶の関係にあることが好ましく、特にこれら第１
および第２の金属膜４ａ、４ｂを主として構成する各元
素が互いに固溶の関係にある場合がある。さらに、感磁
層１と接する側には、例えば電子波長が短い金属からな
る第１の金属膜４ａが配置され、その外側に電子波長が
（第１の金属膜１ａより）長い第２の金属膜４ｂが配置
されていることが望ましい。
【０３５４】ここで、本発明における非固溶の関係につ
いて述べる。本発明において、Ａという元素とＢという
元素の２種類の元素が非固溶の関係を有する状態とは、
２元素の相図（例えば、Binary Alloy Phase Diagram，
2nd Edition, ASM International. 1990など）におい
て、室温程度の低温域で、Ａを母材としたときにＢが固
溶できる原子％量と、Ｂ母材としたときにＡが固溶でき
る原子％量がともに１０％以下である元素の組み合わせ
を示すものとする。
【０３５５】具体例として、磁性層（例えば感磁層１）
がＣｏまたはＣｏ合金のときと、磁性層がＮｉ合金の場
合について説明する。磁性層をｆｃｃ配向にするために
は下地膜がｆｃｃ金属やｈｃｐ金属であることが望まし
いため、磁性層に接するＭＲ向上層の具体的な構成元素
としてはＡｌ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、
Ａｇ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕなどが挙げられる。これ
らの元素のうち、Ｃｏと非固溶という上記の条件を満足
する元素は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素となる。また、
Ｎｉと非固溶という上記の条件を満足する元素は、Ｒ
ｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素となる。但し、磁性層としてＮ
ｉ合金を用いた場合には、Ｃｕは相図のみを参照すると
固溶の関係にあるが、本発明者が実験を行った結果、Ｍ
Ｒ向上層として用いた場合には、非固溶といえることが
判明した。つまり、以下のような実験結果をもとに、Ｎ
ｉ合金とＣｕとは非固溶と判断される。
【０３５６】すわわち、フリー層が薄い場合には、ＭＲ
向上層は前述した第１実施形態での非磁性高導電層とし
て作用するが、非磁性高導電層とフリー層との界面で原
子の拡散が生じて、diffusiveな界面になってしまう
と、フリー層から非磁性高導電層に向かう電子の透過率
を低下させてしまう。つまり、ピン層とフリー層の磁化
方向が互いに平行な状態でも、diffusiveな界面におい
て非弾性散乱を受けてしまうため、アップスピンの平均
自由行程が長くならない。つまり、ＭＲ変化率の低下を
招くことになる。この現象は、極薄フリー層と非磁性高
導電層とが固溶なときに生じ、プロセスの熱処理などを
行うとより顕著となる。つまり、熱処理によってＭＲ変
化率が低下する。このような現象を確認する方法をとっ
たところ、薄いＮｉ合金層にＣｕをつけた実験を行った
ところ、ＭＲ変化率の低下がみられなかった。
【０３５７】以上の結果から、Ｎｉ合金とＣｕとは非固
溶と判断される。従って、Ｎｉ合金と非固溶の関係を満
足する元素として、本発明では、相図から得られる元素
の組み合わせにＣｕを加えて、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕ
と定義することができる。このような非固溶の元素を磁
性層に接して配置することによって、磁性層とＭＲ向上
層との界面の組成急俊性が熱処理などによっても失われ
ることなく、鏡面反射効果が期待できる。
【０３５８】ここでは、磁性層をｆｃｃ配向させること
を前提としたが、もちろん無配向や微結晶構造をもつ磁
性層に対してこれらのＭＲ向上層を用いても構わない。
具体的には磁性層として、ＣｏＦｅＢ、ＣｏＺｒＮｂ、
ＣｒにＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔａなどが添加
されたアモルファス磁性層、もしくは微結晶構造をもつ
磁性層などが挙げられる。
【０３５９】さらに、上記の元素によって構成されたＭ
Ｒ向上層の一部に対して、ｄ−スペーシングの制御や膜
微細構造をより的確な構造にするために、別の金属膜と
の積層膜にしたり、別の元素と合金化した層が、本発明
によるＭＲ向上層である。この積層される膜を構成する
元素としては、ｆｃｃ金属やｈｃｐ金属が望ましく、Ａ
ｌ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｈ
ｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕなどが挙げられる。
【０３６０】ＭＲ向上層に積層膜を適用する場合、磁性
層に接していない側の金属膜の好ましい例としては、磁
性層に接している側の金属膜と固溶の関係を有する金属
が挙げられる。ここで、Ａという元素とＢという元素の
２種類の元素が固溶の関係を有する状態とは、上記した
非固溶の場合と同様に、室温程度の低温域で、Ａを母材
としたときにＢが固溶できる原子％量と、Ｂ母材とした
ときにＡが固溶できる原子％量がともに１０％を超える
元素の組み合わせを示すものとする。
【０３６１】ＭＲ向上層４に積層膜を適用する際の好ま
しい例を示す。磁性層１がＣｏまたはＣｏ合金で、金属
膜４ａをそれと非固溶の条件を満たすＣｕで構成した場
合、金属膜４ｂは上記の固溶の条件を満たすＡｌ、Ａ
ｕ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒから選ばれる少なくとも１
種を含む金属膜で構成することが好ましい。金属膜４ａ
をＡｇで構成した場合、金属膜４ｂはＰｔ、Ｐｄ、Ａｕ
から選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成するこ
とが好ましい。金属膜４ａをＡｕで構成した場合、金属
膜４ｂはＰｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｌから選ばれる少なくと
も１種を含む金属膜で構成することが好ましい。磁性層
１がＮｉ合金で、金属膜４ａをそれと非固溶の条件を満
たすＲｕで構成した場合、金属膜４ｂは上記の固溶の条
件を満たすＲｈ、Ｉｒ、Ｐｔから選ばれる少なくとも１
種を含む金属膜で構成することが好ましい。Ａｇおよび
Ａｕを用いる場合には、上記した通りである。
【０３６２】上述したような組み合わせのうち、ＭＲ向
上層４を構成する２元素が１０％以上互いに固溶するこ
とが望ましく、例えばＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−
Ｐｄ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ａｕ−Ａｇなどが挙げられる。な
お、金属膜４ａと金属膜４ｂの組み合わせは、必ずしも
上記した固溶の関係を満たしていなければならないもの
ではなく、例えばＣｕ−Ｒｕ、Ｃｕ−Ａｇの組み合わせ
などを適用することも可能である。積層膜からなるＭＲ
向上層４は、第１の金属膜４ａと第２の金属膜４ｂとの
２層積層膜に限らず、３層以上の積層膜で構成すること
も可能である。
【０３６３】ＭＲ向上層４は第１の金属膜４ａと第２の
金属膜４ｂとの積層膜に限らず、例えば図３３に示すよ
うに、感磁層１を主として構成する元素と非固溶の関係
にある元素の合金層４ｃでＭＲ向上層４を構成すること
もできる。この場合の合金層４ｃには上記した積層膜と
同様な考え方が適用できる。すなわち、磁性層１がＣｏ
またはＣｏ合金からなる場合には、合金層４ｃは主構成
元素としてＣｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素から選ばれる少な
くとも１種を含む。また、磁性層１がＮｉ合金からなる
場合には、合金層４ｃは主構成元素としてＲｕ、Ａｇ、
Ａｕ、Ｃｕの４元素から選ばれる少なくとも１種を含
む。
【０３６４】合金層４ｃは上記した主構成元素以外に少
なくとも１種の元素を含む。この主構成元素以外の元素
には、２相分離膜とならないように、主構成元素と固溶
の元素が用いられる。例えば、合金層４ｃの主構成元素
にＣｕを用いた場合には、Ｃｕ−Ａｕ、Ｃｕ−Ｐｔ、Ｃ
ｕ−Ｒｈ、Ｃｕ−Ｐｄ、Ｃｕ−Ｉｒなどの貴金属系の合
金が用いられる。合金層４ｃの主構成元素にＡｇを用い
た場合には、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕなど
の貴金属系の合金が用いられる。合金層４ｃの主構成元
素にＡｕを用いた場合には、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、
Ａｕ−Ａｇ、Ａｕ−Ａｌなどの貴金属系の合金が用いら
れる。
【０３６５】上述したような合金のうち、ＭＲ向上層４
としての合金層４ｃは２元素が１０％以上互いに固溶す
ることが望ましく、例えばＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａ
ｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇなどが挙げられる。このように、
ＭＲ向上層４には種々の形態を適用することができ、例
えば図３４に示すように金属膜４ａと合金層４ｃとの積
層膜でＭＲ向上層４を構成することも可能である。
【０３６６】感磁層１にＣｏ系磁性材料を用いる場合、
感磁層１の下地としてのＭＲ向上層４はＣｏ系磁性材料
と同一のｆｃｃ結晶構造を有する金属材料や、その上の
膜をｆｃｃ配向させやすいｈｃｐ構造の金属材料を用い
ることが好ましい。このような点からも、上述したＣ
ｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｉｒなどやそれらの合金はＭＲ向上層４の構
成材料として好適である。さらに、このような金属の積
層膜もしくは合金層からなるＭＲ向上層４を用いること
によって、後に詳述するように、ＣｏＦｅ合金などのＣ
ｏ系磁性材料からなる感磁層１の磁歪を低減することが
できる。
【０３６７】ＭＲ向上層４の膜厚は、下地層としての機
能を持たせるためには２ｎｍ以上とすることが望まし
い。ただし、あまり厚くするとシャント分流の増大によ
りＭＲ変化率が減少するため、ＭＲ向上層４の膜厚は１
０ｎｍ以下とすることが好ましく、さらに望ましくは５
ｎｍ以下である。
【０３６８】上述したようなＭＲ向上層４は、スピンバ
ルブ膜８の耐熱性を向上させる働き、スピンバルブ膜８
の鏡面反射膜（界面反射膜）としての働き、フリー層が
薄い場合にもＭＲ変化率を高い値に維持する働き、Ｃｏ
系磁性材料からなる感磁層１の磁歪を低減する働き、ス
ピンバルブ膜８の結晶微細構造を制御する働きなどを有
するものであり、これらに基づいてスピンバルブ膜８の
ＭＲ特性を向上させるものである。以下に、ＭＲ向上層
４の働きについて詳述する。
【０３６９】まず、スピンバルブ膜の熱プロセス劣化に
ついて述べる。プロセスアニールによるＭＲ特性の劣化
の一因として、磁性層１、２の非磁性中間層３と接して
いない側の鏡面反射効果がプロセスアニールにより変動
することが考えられる。その様子を図３５に示す。な
お、図３５において、ＩＦS はスピン依存散乱される界
面、ＩＦM はスピン依存散乱ではなく鏡面錯乱される界
面を示している。図３５（ａ）、（ｂ）は理想状態（ａ
ｓ−ｄｅｐｏ時に対応）を、図３５（ｃ）はプロセスア
ニール後の状態を模式的に示している。
【０３７０】図３５（ａ）、（ｂ）に示すように、スピ
ンバルブＧＭＲの基本ユニットとなる感磁層１／非磁性
中間層２／磁化固着層３の３層積層構造において、その
両側での鏡面散乱効果がａｓ−ｄｅｐｏ時には生じてい
たものが（たとえその界面が金属膜との界面であって
も）、図３５（ｃ）に示すように、プロセスアニールに
より容易に互いに固溶するような系では界面拡散が生
じ、散乱的な界面になってしまい、鏡面反射効果が弱め
られて、ＭＲ特性の劣化が生じることが考えられる。
【０３７１】金属膜界面での鏡面反射効果は報告例自体
がほとんどなく、その実証性は必ずしも確立されていな
いが、後述するようにポテンシャル差が小さい金属膜界
面においても、理想的に鏡面反射効果が生じ得るもので
ある。例えば、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面でも比較的ミキ
シングが少ないａｓ−ｄｅｐｏ状態では鏡面反射効果が
得られていたものが、プロセスアニール後では固溶系に
あるＮｉＦｅ−ＣｏＦｅ界面では容易に界面拡散が生
じ、界面での急俊性が失われて、ＭＲ変化率が劣化する
ことが考えられる。
【０３７２】具体的に、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層膜から
なる感磁層を使用したスピンバルブ膜では、ＮｉＦｅ／
ＣｏＦｅ界面の鏡面反射効果がプロセスアニールによっ
て失われ、例えばａｓ−ｄｅｐｏ時に７．３％であった
ＭＲ変化率が、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール後で
は５．８％まで劣化してしまう。この原因としてアニー
ルによるＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面での鏡面反射係数の変
動によるＭＲ変化率の変動が起こったということも考え
られる。
【０３７３】従来の考えでは、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面
は同じ金属膜どおしの界面であり、かつ電子状態も近い
ため、この界面での鏡面反射は考慮されていなかった
が、ａｓ−ｄｅｐｏの状態では比較的ミキシングなどの
少ない均一な界面となるため、金属膜界面においても鏡
面反射効果が生じると考えられる。ところが、ＮｉＦｅ
／ＣｏＦｅは固溶の関係にあるため、プロセスアニール
により容易に界面が拡散およびミキシングし、界面での
組成の急俊性が失われて鏡面反射係数が小さくなり、Ｍ
Ｒ特性が劣化することが考えられる。逆にいうと、ａｓ
−ｄｅｐｏ状態では鏡面反射効果の分だけＭＲ変化率が
大きくなっていたことを意味する。
【０３７４】また、フリー層が薄い場合には、ＭＲ向上
層は前述した第１実施形態での非磁性高導電層として作
用するが、非磁性高導電層とフリー層との界面で原子の
拡散が生じて、diffusiveな界面になってしまうと、フ
リー層から非磁性高導電層に向かう電子の透過率を低下
させてしまう。つまり、ピン層とフリー層の磁化方向が
互いに平行な状態でも、diffusiveな界面において非弾
性散乱を受けてしまうため、アップスピンの平均自由行
程が長くならない。つまり、ＭＲ変化率の低下を招くこ
とになる。この現象は、極薄フリー層と非磁性高導電層
とが固溶なときに生じ、プロセスの熱処理などを行うと
より顕著となる。つまり、熱処理によってＭＲ変化率が
低下する。
【０３７５】フリー層と非磁性高導電層との界面におい
て、熱処理によってもアップスピンの透過を妨げること
のない安定な界面を形成することが重要である。具体的
には、フリー層と非磁性高導電層の材料を非固溶とする
ことが重要である。例えば、磁性層にＣｏ合金を用いた
ときには、非磁性高導電層の材料として、Ｃｕ、Ａｕ、
Ａｇ、Ｒｕを挙げることができる。ここで、Ｃｕ、Ａ
ｕ、Ａｇは非抵抗が低いので特に望ましい。
【０３７６】このようなことから、ＭＲ特性の劣化を抑
制する１つの実現手段として、ＧＭＲ基本ユニットの両
側に、磁性層１、２の材料とは非固溶の金属材料を用い
ることが重要である。さらに、このような非固溶の金属
材料層は、例えばＣｏＦｅ合金のような材料をＧＭＲ基
本ユニットに用いた場合、ＣｏＦｅ合金層をｆｃｃ（１
１１）配向させるためのシード層としての機能も果たさ
なければならないため、ｆｃｃ（１１１）配向しやすい
金属材料がよいことも分かる。加えて、感磁層にＣｏＦ
ｅ合金を用いる場合には、磁歪制御も重要である。
【０３７７】プロセスアニールによるＭＲ特性の劣化の
他の要因として、スピンバルブ膜の膜微細構造の熱プロ
セスによる変化が挙げられる。耐熱性を向上させるため
に重要な膜微細構造として、感磁層／非磁性中間層／磁
化固着のＧＭＲ基本ユニットの各界面およびその両側の
界面が、プロセス熱アニールを行っても安定に保ってい
られる微細構造が望ましい。これは、感磁層／非磁性中
間層および非磁性中間層／磁化固着層の界面ではスピン
依存の界面散乱効果を強く引き出すためであり、また各
磁性層の両側の界面については、スピン依存しない鏡面
散乱効果を熱的に安定に保つために重要である。ここ
で、磁性層が積層膜からなる場合には、非磁性中間層に
接している側の磁性膜とその外側に接している磁性膜と
の界面が、ここで言う鏡面散乱効果をもたらすスピン依
存しない界面として考えられる。
【０３７８】上記したような条件を実現するために、磁
性層／非磁性層の各材料については、互いに非固溶の関
係にある材料を選択することがそもそも望ましく（例え
ばＣｏＦｅ／ＣｕやＣｏ／Ｃｕ）、そのような界面での
固溶自体は起こらないはずである。従って、磁性層／非
磁性層の界面、磁性層の非磁性中間層とは反対側の界面
からの原子拡散を抑えることが重要になる。そのために
は、ＧＭＲ基本ユニット部分の結晶（例えばＣｏＦｅ／
Ｃｕ／ＣｏＦｅの場合には格子定数が近いので、結晶粒
は各層ごとにあるのではなく、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦ
ｅで繋がった結晶粒となっている）は、理想的には単結
晶が望ましいが、実際にはアルミナなどのアモルファス
層上に形成されるスピンバルブ膜８で単結晶を得るのは
難しい。
【０３７９】そこで、実用的に実現し得る結晶構造とし
て、結晶粒界が存在したとしても通常の結晶粒界ではな
く、ほとんど面内配向のすれがないサブグレインバウン
ダリである疑似的な単結晶膜ともいうべき構造とするこ
とが望ましい。本発明においては、上述したようなＭＲ
向上層４を適用することによって、サブグレインバウン
ダリとしての小傾角粒界を有するスピンバルブ膜が再現
性よく得られる。具体的には、スピンバルブ膜をｆｃｃ
（１１１）配向させ、かつ膜面内における結晶粒間の結
晶配向方向のずれを３０度以内とすることができる。こ
のようなスピンバルブ膜の結晶粒制御により磁気抵抗効
果特性の向上を図ることが可能となる。この結晶構造に
ついては後に詳述する。
【０３８０】さらに、例えばＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ
／ＩｒＭｎのようにＭｎ系反強磁性膜により磁化固着し
た場合、Ｍｎが結晶粒界を通って、ＣｏＦｅ層を突き抜
けてＣｕ層まで拡散すると、ＭＲ特性が劣化する可能性
が大きい。このようなことからＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦ
ｅ／ＩｒＭｎなどの結晶粒界を通って、例えばＭｎがＣ
ｕ層まで拡散することを抑制することが好ましい。一
方、磁性層の非磁性中間層と接していない側の界面は、
鏡面反射効果を引き出す界面となるので、その界面が乱
れにくくなるような膜微細構造が望ましい。まず、材料
的には磁性層を主として構成する元素と非固溶な関係に
ある材料であることが重要である。
【０３８１】また、ＩｒＭｎのようにＣｏＦｅと格子間
隔の差がある反強磁性膜を用いる場合には、ＣｏＦｅ層
とその上に成膜されるＩｒＭｎ層との間で大きな格子歪
みが生じる。それを緩和するために、ＣｏＦｅ／ＩｒＭ
ｎ界面で原子のディスロケーションが生じてしまう。こ
のような界面現象を抑制する手段として、例えばＩｒＭ
ｎ層の上にＩｒＭｎの格子間隔を安定に保つ層、すなわ
ちＩｒＭｎと同程度の格子間隔をもつｆｃｃ金属材料を
積層することが考えられる。このような構成によって
も、スピンバルブ膜の耐熱性を改善することができる。
【０３８２】さらに、反強磁性膜の下地膜としてＭＲ向
上層を用いる場合には、上記の効果の他に、反強磁性膜
の格子間隔を適切な値にして、ピン特性を向上させる効
果もある。このように反強磁性膜に接しさせてＭＲ向上
層を用いる場合でも、ピン層に直接反強磁性膜が接する
通常のピン構造だけでなく、上述のようなＲｕ、Ｃｒな
どを用いたシンセティックアンチフェロ構造であっても
構わない。このように反強磁性膜と組み合わせて用いる
ときは、反強磁性膜とＭＲ向上層が熱処理によって極度
に拡散しないために、ＭＲ向上層は反強磁性膜と非固溶
であるか、もしくはＩｒＭｎ、ＲｕＲｈＭｎのようなｙ
−Ｍｎ系反強磁性膜を用いたときに反強磁性膜の結晶構
造を安定に保つために、ｆｃｃ金属材料、ｈｃｐ金属材
料であることが望ましい。
【０３８３】本発明の磁気抵抗効果素子は、上述したよ
うな金属膜／金属膜界面の鏡面反射効果をはじめとして
種々の効果に注目し、ＭＲ特性の向上、耐熱性の改善、
ピン特性の向上などを図ったものである。この際、金属
膜界面を利用した鏡面反射膜では次の２点が特に心配さ
れる。まず第１に、金属膜／金属膜界面ではポテンシャ
ルとしての差が小さいため、従来の考えに基づくと反射
効果としては大きな値にならないことが予想される。第
２に、反射膜としての効果を得るためにある程度の膜厚
とすると、一般に金属膜は抵抗が小さいため、シャント
分流によりＧＭＲ基本ユニットに流れる電流が小さくな
り、ＭＲ変化率が小さくなることが予想される。
【０３８４】金属膜は反射膜としてだけ見たときには酸
化物よりは劣ると考えられる。しかしながら、金属反射
膜の反射効果としては酸化物膜よりは劣るものの、良好
な反射効果を得ることができ、さらに実用性という点で
考えた場合には、酸化物反射膜に比べて金属反射膜は大
きなメリットをもたらすものである。本発明はこのよう
な点に着目してなされたものである。
【０３８５】ここで、金属膜／金属膜界面で十分良好な
鏡面反射効果が得られることを示したモデルを図３６に
示す。なお、ここでは通常用いる電子ポテンシャルによ
る説明の変わりに、波動論による非常に単純化したモデ
ルを考えると理解しやすい。図３６に示すように、ある
フェルミ波長をもつ電子が金属膜界面にきたときに、電
子は波長の変化を伴うことになる。このときに、反射膜
ｐに相当する金属膜でのフェルミ波長のほうが短いなら
ば、電子はある臨界角度θc よりも低角に入射したもの
（θc ＞θ）は全皮射されることになる。反射膜ｐ内で
のフェルミ波長と、反射膜ｐに接している金属膜でのフ
ェルミ波長の差が大きいほど、その臨界角度θc は大き
くなり、伝導に寄与する全ての電子にとって平均した反
射率ｐは大きくなる。
【０３８６】図３７および図３８に、反射膜ｐのフェル
ミ波長Λ（ｐ）と反射膜ｐと接するＧＭＲ膜フェルミ波
長Λ（ＧＭＲ）との比（Λ（ＧＭＲ）／Λ（ｐ））と、
臨界角度θc との関係の例を示す。図３７および図３８
から分かるように、具体的な数値としてはそれ程大きな
電子波長の差がなくても十分な反射が生じる。もちろ
ん、絶縁膜による反射膜では電子波長が無限大と考えら
れるので、臨界角角度θ c も大きくなるが、金属膜／金
属膜界面であっても十分な反射が生じる。図３８はＡｕ
（Ａｇ）／Ｃｕ界面で鏡面反射を起こす臨界角度θc を
単純にフェルミ波長から算出したグラフである。図３８
から分かるように、Ａｕ（Ａｇ）／Ｃｕ界面でも十分に
鏡面反射が起こる。
【０３８７】以上のことから、金属膜で反射膜を構成す
る場合、（１）フェルミ波長ができるだけ長い金属膜
で、（２）膜界面での組成急俊性が高い、ということが
重要となることが分かる。フェルミ波長は通常数オング
ストロームのオーダーなので、それよりも界面拡散が生
じて組成急俊性が失われると、波の反射は波長が適応し
て変化してしまい、透過する確率が高くなると考えられ
る。よって、いかにして金属膜界面での組成急俊性が高
く、急激にその界面でフェルミ波長が変わらなければな
らないようになってるいかが重要である。ただし、
（１）については鏡面反射との相関は分かっておらず、
フェルミ波長の算出も難しく、必ずしも必要な条件かど
うかは不明である。ここで、特に（２）を満足するよう
な条件は必要不可欠であると本発明者らは推測した。
【０３８８】（２）を満足させる１つの大きな指針とし
て、金属膜／金属膜同士が互いに非固溶な関係にあるこ
とが特に重要である。アニールによって膜界面への析出
が起こりやすい系だと、ますます膜界面での組成急俊性
が高くなり、反射が生じやすくなることが予想される。
電子のフェルミ波長がそもそも数オングストロームのオ
ーダーなので、膜界面での組成急俊性もそのオーダーで
フラットであることが望ましい。また、上記した（１）
の点に関しては、反射効果を強く引き出すために、磁性
層の外側に電子波長の短い金属膜を配置し、その外側に
電子波長が長い金属膜を配置することが好ましい。
【０３８９】以上のことから、金属膜／金属膜界面で鏡
面反射効果をより現実的に引き出す際の材料選択の指針
としては、ＭＲ向上層として磁性層と非固溶な金属層を
磁性層のスペーサ層とは反対側の面と接するように配置
することである。加えて、例えば感磁層１の外側に電子
波長の短い第１の金属膜４ａを配置し、その外側に電子
波長が長い第２の金属膜４ｂを配置することが好まし
い。
【０３９０】さらに、反射膜として合金膜を用いると、
一般的に完全な規則合金を形成しない限り、抵抗が純金
属よりも大きくなる。つまり、電子波長が長くなること
になる。これは反射膜としてみた場合には有利になると
同時に、非固溶の関係を保っているという点でも有利で
ある。このような合金膜を用いる方法として、合金膜を
直接成膜する方法に限らず、互いに合金を作る系の膜を
積層して成膜し、その積層界面に合金を生成する方法で
あってもよい。ただし、フリー層が薄い場合には、フリ
ー層に接するＭＲ向上層（フリー層が薄い場合には、第
１実施形態における非磁性高導電層として作用する）の
比抵抗は低いほうが好ましいので、合金層を直接フリー
層に接しさせることは逆に望ましくない。
【０３９１】以上のことから、図３２、図３３および図
３４に示したスピンバルブ膜８では、反射膜として用い
るＭＲ向上層４に、磁性層（感磁層１）とは非固溶の関
係を有する金属膜（具体的には第１の金属膜４ａ）を磁
性層（感磁層１）と接して配置し、さらに反射膜として
のＭＲ向上層４を複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜で形
成する、あるいはＭＲ向上層４を合金層４ｃで形成する
という構成を採用している。複数の金属膜４ａ、４ｂや
合金層４ｃの構成材料は、前述した指針に基づいて選択
する。さらに、積層膜でＭＲ向上層４を構成する場合、
これらのうち電子波長が短い第１の金属をＭＲ向上層４
側に配置することが好ましい。これら以外の構成条件に
ついても、前述した指針に基づくものである。
【０３９２】上述した鏡面反射効果に基づくＭＲ変化率
は、前述したように、プロセスアニール後においても保
たれるものである。これはＭＲ向上層４の材料選択（非
固溶の関係など）によって、界面の組成急俊性がプロセ
スアニール後においても保持されるためである。言い換
えると、従来のスピンバルブ膜ではプロセスアニールに
より界面での拡散やミキシングにより損われていたＭＲ
特性が、本発明によればプロセスアニール後においても
良好に保つことができる。このように、本発明のスピン
バルブ膜８は耐熱性に優れるものである。
【０３９３】なお、従来技術に示した（ｅ）の構成にお
けるＣｕ／Ａｇ積層膜は、Ｃｕ膜単層では表面凹凸が大
きいため、Ａｇ膜を膜表面にして積層にすることによっ
て、膜表面での鏡面反射効果を引き出したものである。
これは本発明における金属膜／金属膜界面で鏡面反射効
果を強く引き出すための構成とは明らかに異なるもので
ある。つまり、膜表面での平坦化技術（従来技術）と、
膜界面の組成急俊性を高める技術（本発明）とは、その
上に積層される材料まで考慮すれば明らかに異なるもの
である。
【０３９４】ＭＲの耐熱性に効果を発揮するＭＲ向上層
は、鏡面反射膜としての効果のみならず、前述したよう
に膜微細構造の制御を可能にすることによって、スピン
バルブ膜８のＭＲ特性の向上に寄与している。このよう
なＭＲ向上層の機能は、感磁層１の下側に配置した場合
に限らず、例えば図３９や図４０に示すように、反強磁
性層６上に配置した場合（ＭＲ向上層４Ｂ）にも発揮さ
れるものである。この場合の効果は感磁層の磁歪には直
接的には関係せず、前述したようにＩｒＭｎなどからな
る反強磁性層６上に前述した複数の金属膜４ａ、４ｂの
積層膜や合金層４ｃからなるＭＲ向上層４Ｂを配置する
ことによって、反強磁性層６の格子間隔を安定に保つこ
とができる。これによって、磁性層２／反強磁性層６界
面でのディスロケーションが抑制され、スピンバルブ膜
８の耐熱性がより一層向上する。
【０３９５】さらに他のピン特性も、反強磁性膜が適切
な格子間隔に制御されることによって向上する。格子間
隔の制御という意味でより効果的なのは、ＭＲ向上層が
反強磁性膜の下地膜として用いられる場合であり、いわ
ゆる反転構造のスピンバルブ膜またはデュアルスピンバ
ルブ膜などとして用いられるときに特に有効である。こ
のときでも本発明によるｆｃｃ金属またはｈｃｐ金属膜
の積層膜、もしくは合金膜によって反強磁性膜の格子間
隔を適切な値に自由自在に制御でき、ピン特性の様々な
特性（交換バイアス磁界、耐熱性）などを向上させるこ
とができる。
【０３９６】複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜からなる
ＭＲ向上層４Ｂを反強磁性層６上に配置する場合、Ａｕ
などの表面エネルギーが小さい金属からなる第２の金属
膜４ｂは、反強磁性層６側に配置することが好ましい。
すなわち、ＡｕやＡｇなどからなる第２の金属膜４ｂが
Ｔａなどからなる保護層７と接するように配置すると、
ＡｕやＡｇなどが保護層７に拡散して耐熱性が低下する
おそれがあるため、Ｃｕなどからなる第１の金属膜４ａ
を保護層７側に配置することが好ましい。また、反強磁
性層６上のＭＲ向上層４Ｂは、第１の金属膜４ａ／第２
の金属膜４ｂ／第１の金属膜４ａというような積層膜で
構成してもよい。
【０３９７】前述したように、金属材料の積層膜や合金
層からなるＭＲ向上層４Ａは、ＣｏやＣｏＦｅ合金など
のＣｏ系磁性材料からなる感磁層１の磁歪低減に対して
効果を発揮する。つまり、Ｃｕ下地層単独では感磁層１
としてのＣｏＦｅ合金単層の格子間隔が小さすぎるた
め、−１ｐｐｍを超える負の磁歪となる。一方、Ａｕ下
地層単独では感磁層１としてのＣｏＦｅ合金単層の格子
間隔が大きすぎて、＋１ｐｐｍを超える正の磁歪とな
る。
【０３９８】これに対して、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、
Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｉｒから選ばれ
る少なくとも１種の元素を含む金属膜の積層膜、あるい
は合金層４ｃからなるＭＲ向上層４を、感磁層１として
のＣｏＦｅ合金の下地とすることによって、ＣｏやＣｏ
Ｆｅ合金などのＣｏ系磁性材料のｆｃｃ（１１１）配向
させた上で、低磁歪に有効な格子間隔、すなわちｄ（１
１１）格子間隔を０．２０５５〜０．２０８５ｎｍの範
囲とすることができる。感磁層１の下地としてのＭＲ向
上層４は、ｆｃｃ−ｄ（１１１）が０．２０５８ｎｍよ
り大きいことが好ましい。ｄ−（１１１）格子間隔を適
切な値に制御する方法としては、例えばＡｕ−Ｃｕ積層
膜、Ａｕ−Ｃｕ合金膜を用いた場合、積層膜ではＡｕと
Ｃｕの積層膜の膜厚比を変える、合金膜ではＡｕとＣｕ
の組成比を変えることなどが挙げられる。
【０３９９】Ａｕ−Ｃｕ合金の具体的な組成は、Ａｕ25
Ｃｕ75〜Ａｕ75Ｃｕ25（原子％）の範囲とすることが好
ましい。また、合金層と金属膜との積層膜を使用する場
合には、Ａｕ−Ｃｕ合金単独で用いる場合より若干Ａｕ
リッチな組成、すなわちＡｕ 25Ｃｕ75〜Ａｕ95Ｃｕ
5 （原子％）の組成とすることが好ましい。
【０４００】図３２、図３３および図３４は、感磁層１
を下置としたスピンバルブ膜８について示したが、本発
明はこれに限られるものではなく、例えば図４３や図４
４に示すように、感磁層１を上置とした反転構造のスピ
ンバルブ膜８やデュアルエレメントタイプのスピンバル
ブ膜に対して適用することもできる。特に、反転スピン
バルブ膜やデュアルスピンバルブ膜のときには、反強磁
性膜の下地膜としてのＭＲ向上層としての役割でも大き
な効果を発揮する。
【０４０１】図４１および図４２に示すスピンバルブ膜
８は、基板９側から順に、非磁性下地層５／ＭＲ向上層
４／反強磁性層６／磁化固着層２／非磁性中間層３／感
磁層１／ＭＲ向上層４／保護層７が積層された構造を有
している。図４１はＭＲ向上層４に合金層４ｃを用いた
例であり、図４２はＭＲ向上層４に複数の金属膜４ａ、
４ｂの積層膜を用いた例である。また、図３４と同様
に、金属膜４ａと合金層４ｃとの積層膜を用いることも
できる。
【０４０２】図４２に示したように、感磁層１と接する
ＭＲ向上層４に積層膜を適用する場合、図３９に示した
上側のＭＲ向上層４と同様に、保護層７側にはＣｕなど
からなる第１の金属膜４ａを配置することが好ましい。
従って、図４２に示した感磁層１側のＭＲ向上層４は、
第１の金属膜４ａ／第２の金属膜４ｂ／第１の金属膜４
ａの積層膜で構成している。
【０４０３】反転構造の場合の反強磁性膜の下地のＭＲ
向上層は膜成長の制御を行い、格子間隔の制御、膜微細
構造の制御により耐熱性、ピン特性を向上させるもので
あり、感磁層の磁歪制御、鏡面反射効果の向上などとは
異なるものである。よって、反強磁性膜の膜微細構造を
良好にできる成膜条件であれば、反強磁性膜の下地側に
はＭＲ向上層なしの場合や、Ｔａ、Ｔｉなどの通常よく
用いられるバッファ層上に反強磁性膜を成膜する、通常
の反転構造の下地構造を適用した場合においても、感磁
層側のＭＲ向上層のみでも十分効果を発揮する。
【０４０４】反転構造のスピンバルブ膜８においても、
感磁層１に接して上記したようなＭＲ向上層４を配置す
ることによって、感磁層１とＭＲ向上層４との界面の組
成急俊性などに基づく鏡面反射効果によりＭＲ特性の向
上を図ることができる。そして、前述したように、鏡面
反射効果に基づくＭＲ変化率はプロセスアニール後にお
いても保たれるため、良好な耐熱性を得ることが可能と
なる。
【０４０５】なお、上述した反転構造のスピンバルブ膜
８においては、感磁層１／ＭＲ向上層４界面、さらには
ＭＲ向上層４内の第１の金属膜４ａ／第２の金属膜４ｂ
界面や第２の金属膜４ｂ界面（図４２）で反射を起こさ
せるものであり、従来技術として示した（ｅ）の構成の
Ｃｕ／Ａｇ積層膜において、Ａｇ膜表面で反射を生じさ
せていたものとは構成が異なる。従来技術として示した
（ｄ）の構成でＡｕ膜表面にＴａを積層すると反射効果
が失われるという問題も、本発明では解決している。本
発明では金属膜／金属膜界面での鏡面反射効果を利用
し、電子のフェルミ波長の大きさを考慮した膜厚と、非
固溶の概念を用いているためである。
【０４０６】従来技術として示した（ｄ）の構成では、
僅か０．４ｎｍというフェルミ波長と同程度の極薄のＡ
ｕ層上に、Ａｕと固溶系であるＴａを積層しているた
め、たとえＣｏ−Ａｕ界面で反射が生じていたとしても
反射効果が失われることは明白である。Ａｕ膜の膜厚が
フェルミ波長よりも厚くした場合には、Ｔａとの拡散界
面の影響も小さくなるため、反射効果が得られるように
なる反面、シャント分流による悪影響が大きくなる。従
って、Ａｕ／Ｔａ界面に代えてＡｕ／Ｃｕ／Ｔａといよ
うにＴａとは非固溶の関係にあるＣｕ層を介在させた積
層膜を使用した場合にはＡｕ膜界面を乱すことはない。
さらに、極薄のＣｕ層を例えばＣｏＦｅとＡｕとの界面
に挿入することによって、Ａｕの非磁性中間層への長期
的な拡散を抑えると同時に、一旦フェルミ波長が短い層
を介してからＡｕ層を配置することで、反射効果を増大
させることができる。
【０４０７】上述した各実施形態においては、ＭＲ向上
層４を感磁層１や反強磁性層６と接して配置する場合に
ついて説明したが、ＭＲ向上層４は例えば図４３に示す
ように、感磁層１や磁化固着層４内に配置した場合にも
前述した実施形態と同様な効果を得ることができる。
【０４０８】図４３に示すスピンバルブ膜８において、
感磁層１は例えばＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ層１ｂとに
より構成されており、これらの間に複数の金属膜４ａ、
４ｂの積層膜からなるＭＲ向上層４が介在されている。
ＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ層１ｂとは、ＭＲ向上層４を
介して磁気的に結合（強磁性結合）されており、磁気的
には感磁層１として一体的に振る舞う。このように、Ｎ
ｉＦｅ層１ａ／ＣｏＦｅ層１ｂ界面に両者と非固溶のＭ
Ｒ向上層４を挿入する場合、ＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ
層１ｂは一体となって感磁層１として働かなければなら
ないので、挿入するＭＲ向上層４は薄くしなければなら
ない。また、磁化固着層２内にＭＲ向上層４を介在させ
ることもでき、その場合磁化固着層２を構成する１つ以
上の磁性膜は、強磁性結合もしくは反強磁性結合により
磁気的に結合される。強磁性結合か反強磁性結合かはＭ
Ｒ向上層４の材料、膜厚によって決まる。
【０４０９】上述した各実施形態の磁気抵抗効果素子
は、例えば図４４や図４５に示すような録再分離型磁気
ヘッドに再生素子部として搭載される。なお、本発明の
磁気抵抗効果素子は磁気ヘッドに限らず、磁気抵抗効果
メモリ（ＭＲＡＭ）などの磁気記憶装置に適用すること
も可能である。
【０４１０】図４４および図４５は、本発明の磁気抵抗
効果素子を再生素子部に適用した録再分離型磁気ヘッド
の実施形態の構造をそれぞれ示す図であり、これらの図
は録再分離型磁気ヘッドを媒体対向面方向から見た断面
図である。
【０４１１】これらの図において、２１はＡｌ2 Ｏ3 層
を有するＡｌ2 Ｏ3 ・ＴｉＣ基板などの基板である。こ
のような基板２１の主表面上には、ＮｉＦｅ合金、Ｆｅ
ＳｉＡｌ合金、非晶質ＣｏＺｒＮｂ合金などの軟磁性材
料からなる下側磁気シールド層２２が形成されている。
下側磁気シールド層２２上には、ＡｌＯ3 などの非磁性
絶縁材料からなる下側再生磁気ギャップ２３を介してス
ピンバルブＧＭＲ膜２４が形成されている。このスピン
バルブＧＭＲ膜２４として、前述した各実施形態のスピ
ンバルブ膜８が使用される。
【０４１２】図４４において、スピンバルブＧＭＲ膜２
４は所望のトラック幅となるように、記録トラック幅か
ら外れた外側領域を例えばエッチング除去した形状とさ
れている。このようなスピンバルブＧＭＲ膜２４のエッ
ジ部の外側には、それぞれスピンバルブＧＭＲ膜２４に
バイアス磁界を印加するバイアス磁界印加膜２５が配置
されている。一対のバイアス磁界印加膜２５は、スピン
バルブＧＭＲ膜２４のエッジ部とアバット接合してい
る。
【０４１３】一対のバイアス磁界印加膜２５上には、Ｃ
ｕ、Ａｕ、Ｚｒ、Ｔａなどからなる一対の電極２６が形
成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４には、一対の
電極２６からセンス電流が供給される。これらスピンバ
ルブＧＭＲ膜２４、一対のバイアス磁界印加膜２５およ
び一対の電極２６は、ＧＭＲ再生素子部２７を構成して
いる。ＧＭＲ再生素子部２７は、上述したようにいわゆ
るアバットジャンクション構造を有している。
【０４１４】また、図４５においては、スピンバルブＧ
ＭＲ膜２４と下側再生磁気ギャップ２３との間に、予め
トラック幅から外れた領域にスピンバルブＧＭＲ膜２４
にバイアス磁界を印加する一対のバイアス磁界印加膜２
５が形成されている。この一対のバイアス磁界印加膜２
５は所定の間隙をもって配置されており、その上にスピ
ンバルブＧＭＲ膜２４の再生トラックの外側部分が積層
形成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４は、その両
端部にみをそれぞれバイアス磁界印加膜２５上に積層す
るようにしてもよい。
【０４１５】スピンバルブＧＭＲ膜２４上には、一対の
電極２６が形成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４
の実質的な再生トラック幅は、一対の電極２６の間隔に
よって規定されている。これらスピンバルブＧＭＲ膜２
４、一対のバイアス磁界印加膜２５および一対の電極２
６は、オーバーレイド構造のＧＭＲ再生素子部２７を構
成している。
【０４１６】図４４および図４５において、ＧＭＲ再生
素子部２７上には下側再生磁気ギャップ２３と同様な非
磁性絶縁材料からなる上側再生磁気ギャップ２８が形成
されている。さらに、上側再生磁気ギャップ２８上に
は、下側磁気シールド層２２と同様な軟磁性材料からな
る上側磁気シールド層２９が形成されている。これら各
構成要素によって、再生ヘッドとしてのシールド型ＧＭ
Ｒヘッド３０が構成されている。
【０４１７】記録ヘッドとして薄膜磁気ヘッド３１は、
シールド型ＧＭＲヘッド３０上に形成されている。薄膜
磁気ヘッド３１の下側記録磁極歯、上側磁気シールド層
２９と共通の磁性層により構成されている。シールド型
ＧＭＲヘッド３０の上側磁気シールド層２９は、薄膜磁
気ヘッド３１の下側記録磁極を兼ねている。この上側磁
気シールド層を兼ねる下側記録磁極２９上には、ＡｌＯ
x などの非磁性絶縁材料からなる記録磁極ギャップ３２
と上側記録磁極３３が順に形成されている。媒体対向面
より後方面には、下側記録磁極２９と上側記録磁極３３
に記録磁界を付与する記録コイル（図示せず）が形成さ
れている。
【０４１８】上述した再生ヘッドとしてのシールド型Ｇ
ＭＲヘッド３０と記録ヘッドとして薄膜磁気ヘッド３１
とによって、録再分離型磁気ヘッドが構成されている。
このような録再分離型磁気ヘッドはヘッドスライダに組
み込まれ、例えば図４６に示す磁気ヘッドアッセンブリ
に搭載される。図４６に示す磁気ヘッドアッセンブリ６
０は、例えば駆動コイルを保持するボビン部などを有す
るアクチュエータアーム６１を有し、アクチュエータア
ーム６１の一端にはサスペンション６２が接続されてい
る。
【０４１９】サスペンション６２の先端には、上述した
実施形態の録再分離型磁気ヘッドを具備するヘッドスラ
イダ６３が取り付けられている。サスペンション６２は
信号の書き込みおよび読み取り用のリード線６４が有
し、このリード線６４とヘッドスライダ６３に組み込ま
れた録再分離型磁気ヘッドの各電極とが電気的に接続さ
れている。図中６５は磁気ヘッドアッセンブリ６０の電
極パッドである。
【０４２０】このような磁気ヘッドアッセンブリ６０
は、例えば図４７に示す磁気ディスク装置などの磁気記
録装置に搭載される。図４７はロータリーアクチュエー
タを用いた磁気ディスク装置５０の概略構造を示してい
る。
【０４２１】磁気ディスク５１はスピンドル５２に装着
され、駆動装置制御源（図示せず）からの制御信号に応
答するモータ（図示せず）により回転する。磁気ヘッド
アッセンブリ６０は、サスペンション６２の先端に取り
付けられたヘッドスライダ６３が、磁気ディスク５１上
を浮上した状態で情報の記録再生を行うように取り付け
られている。磁気ディスク５１が回転すると、ヘッドス
ライダ６３の媒体対向面（ＡＢＳ）は磁気ディスク５１
の表面から所定の浮上量（０以上１００ｎｍ以下）をも
って保持される。
【０４２２】磁気ヘッドアッセンブリ６０のアクチュエ
ータアーム６１は、リニアモータの１種であるボイスコ
イルモータ５３に接続されている。ボイスコイルモータ
５３は、アクチュエータアーム６１のボビン部に巻き上
げられた図示しない駆動コイルと、それを挟み込むよう
に対向して配置された永久磁石および対向ヨークからな
る磁気回路とから構成される。アクチュエータアーム６
１は、固定軸５４の上下２カ所に設けられた図示しない
ボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモー
タ５３により回転摺動が自在にできるようになってい
る。
【０４２３】なお、以上の実施形態では録再分離型磁気
ヘッドを用いて説明したが、記録ヘッドと再生ヘッドで
共通の磁気ヨークを用いる録再一体型磁気ヘッドなどの
他のヘッド構造に本発明の磁気抵抗効果素子を適用する
ことも可能である。さらに、本発明の磁気抵抗効果素子
は磁気ヘッドに限らず、磁気抵抗効果メモリ（ＭＲＡ
Ｍ）などの磁気記憶装置に適用することもできる。 （実施例）次に、本発明の具体的な実施例およびその評
価結果について述べる。 （実施例１）この実施例１では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ
（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃ
ｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ
（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、
ＤＣナグネトロンスパッタにより作製した。成膜時の真
空度は１×１０-7Ｔｏｆｆ以下で、アルゴン圧は２〜１
０ｍＴｏｆｆとした。基板は熱酸化シリコン基板を用い
た。なお、磁気ヘッドの作製時には、アルチック基板上
のＡｌ2 Ｏ3 ギャップ上に成膜することになるが、特性
は変わらないことが確認されている。
【０４２４】上記したスピンバルブ膜は、ａｓ−ｄｅｐ
ｏ状態のＭＲ変化率が９．６％で、２５０℃×４Ｈのプ
ロセスアニール（アニール条件：２５０℃×４Ｈ、磁場
５ｋＯe ）後においてもＭＲ変化率は９．０％を維持し
ていた。磁歪は〜±１０-6以下のオーダーの値が得られ
た。Ｈk についても、容易軸方向に磁場を加えたままの
アニール上がりＨk を飽和Ｈk と定義すると、飽和Ｈk
で約８Ｏe と小さく、軟磁性も実現できていた。また、
容易軸方向のＨc も０〜３Ｏe と小さかった。
【０４２５】ここで、ＭＲ向上層はＡｕ／Ｃｕ積層膜で
あり、ＡｕとＣｕの界面は合金を形成している。Ｃｕと
ＣｏＦｅの界面は非固溶な界面である。ＴａとＡｕは固
溶する界面であるが、Ａｕ／Ｃｕが電子波長に比べて十
分長い距離の膜厚を有するため、反射は十分それまでの
界面で生じており、ここに固溶関係にある界面が存在し
ていても問題ない。ｆｃｃ構造のＡｕ／Ｃｕ下地層の効
果によって、ＣｏＦｅはｆｃｃ（１１１）配向している
共に、ＣｏＦｅのｄ（１１１）スペーシングの大きさは
０．２０７４ｎｍと磁歪的にも小さな値に制御されてい
る。
【０４２６】この実施例１のスピンバルブ膜を断面ＴＥ
Ｍにより観察した。その結果、Ａｕ／Ｃｕ下地上にＣｏ
Ｆｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅのＧＭＲ基本ユニット部分が１原
子層ずつきれいに層状成長しており、ｆｃｃ（１１１）
配向していることが確認された。また、感磁層としての
ＣｏＦｅ層部分のマイクロディフラクションでは、ｆｃ
ｃ−ｄ（１１１）スペーシングの大きさは０．２０７４
ｎｍと磁歪的にも好適な値になっていた。さらに、この
スピンバルブ膜のＸＲＤパターンを図４８に示す。Ｘ線
回折でもＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシング
が０．２０７４ｎｍであることが分かる。
【０４２７】なお、図４８のＸＲＤプロファイルにおい
て、ピーク１，２，３はＩｒＭｎに相当するピークであ
り、ピーク４はＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ積層膜のｆｃ
ｃ（１１１）ピークと考えられ、感磁層のみのｄ−スペ
ーシングを求めるのは困難である。この場合には、ピー
ク４のｄ−スペーシングを感磁層のｄ−スペーシング値
とする。
【０４２８】上述したＡｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）
下地に代えて、Ｃｕ（２ｎｍ）も単独で用いるとＣｏＦ
ｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングは０．２０５４
ｎｍと小さくなり、磁歪は負側に大きくなる。一方、Ａ
ｕ（２ｎｍ）を単独で用いるとＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ
（１１１）スペーシングは０．２０８６ｎｍと大きくな
り、磁歪は正側に大きくなる。このようにＡｕ／Ｃｕ下
地を用いることによって、初めて好適な０．２０７４ｎ
ｍのスペーシングが得られる。
【０４２９】なお、従来技術で示した（ｇ）の構成のＣ
ｕ膜上では得られなかった耐熱性が、Ａｕ／Ｃｕ積層膜
で得られた１つの要因として、磁歪にも影響している格
子間隔の違いが挙げられる。Ｃｕ下地では格子間隔が狭
くなり、ＩｒＭｎとの界面での格子不整合が大きくなり
歪みが大きくなる。この歪みが大きい状態でプロセスア
ニールを行うことにより歪み緩和が生じ、特に固着層と
反強磁性膜の界面で拡散を生じさせることになるからで
ある。よって、この影響はＩｒＭｎの膜厚が厚いほど顕
著になる。ところが、Ａｕ／Ｃｕ下地の方がＩｒＭｎの
格子間隔と近いため、その上に積層されるＣｏＦｅ／Ｃ
ｕ／ＣｏＦｅが逆にＩｒＭｎに近い格子定数の歪み格子
となり、アニールによる歪み緩和の影響が小さくなるか
らである。また、従来技術の（ｈ）の構成のＡｕ下地の
場合には、逆に格子間隔が広すぎ、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／Ｃ
ｏＦｅの歪みエネルギーが大きくなりすぎて、逆に界面
のディスロケーションが生じやすくなり、初期アニール
劣化が生じてしまう。Ａｕ層とＣｏＦｅ層とを直接積層
すると、Ａｕ層が結晶粒界に沿って非磁性中間層のＣｕ
層にまで拡散する可能性があるからである。非磁性中間
層にＡｕが到達するとＭＲ変化率はとたんに小さくな
る。これは長期耐熱性に影響してくる。ところが、Ａｕ
／Ｃｕ積層膜にすることによって、Ｃｕ層がＡｕ拡散の
ストッパ層となり長期耐熱性も安定となる。
【０４３０】下地としてのＴａはＡｕを二次元的に成長
させるために必要なバッファ層である。Ａｕをアモルフ
ァスＡｌ2 Ｏ3 上に直接成膜した場合には、Ａｕがアイ
ランド成長し、スペーサ層を介して固着層と感磁層との
強磁性的結合の結果、Ｈinの増大原因となる。また、実
際の素子ではプロセスを経た基板上への成膜となるた
め、安定して成膜を行うためにバッファ層が必要であ
る。ここではＴａを下地膜に用いたが、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃ
ｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｎｂ、もしくはこれらを含む合金、これ
らの金属を含む酸化物や窒化物であってもよい。
【０４３１】このように、従来技術の構成（ｆ）のよう
に、Ａｕの下地膜として合計２２０ｎｍもの層を用いな
くても、Ｔａ下地を使用することによって、十分Ａｕの
アイランド成長を妨げ平坦な膜表面を得ることができ、
その上に成膜されるＣｕ／ＣｏＦｅ膜の界面も平坦とな
る。また、３５０℃もの高温の熱処理をする必要もな
い。最適なのは２７０℃×４Ｈ程度の熱処理を行うこと
であり、最も組成急峻性を保った界面を形成することが
できる。このようにＴａなどの非磁性下地層は重要であ
り、通常用いられている下地層との組み合わせにより平
坦なＡｕ膜が得られる。
【０４３２】また、非磁性下地層としてＴｉ（５ｎ
ｍ）、Ｚｒ（５ｎｍ）、Ｗ（５ｎｍ）、Ｃｒ（５ｎ
ｍ）、Ｖ（５ｎｍ）、Ｎｂ（５ｎｍ）、Ｍｏ（５ｎ
ｍ）、Ｈｆ（５ｎｍ）、およびこれらの合金（５ｎｍ）
を用いた場合においても、同様な効果が得られた。さら
に、ＭＲ向上層としてＡｕ（０．５〜２ｎｍ）／Ｃｕ
（０．５〜２ｎｍ）、Ａｕ（０．３〜１ｎｍ）／Ｃｕ
（０．３〜１ｎｍ）／Ａｕ（０．３〜１ｎｍ）／Ｃｕ
（０．３〜１ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５〜５ｎｍ）／Ｃ
ｕ（０．５〜２ｎｍ）を用いた場合においても、同様な
効果が得られた。
【０４３３】このように、ＭＲ向上層は２層から構成さ
れていても、またそれ以上の層数であっても、さらに合
金層であれば１層であっても構わない。ただし、抵抗を
上昇させる添加元素が加えられていない場合には、膜厚
が厚くなるとシャント分流が増大するため、５ｎｍ以下
であることが望ましい。しかし、下地としてｆｃｃ配向
させるシード効果もなければならないので、磁性層の下
に位置する場合のＭＲ向上層の膜厚としては２〜５ｎｍ
程度が望ましい。
【０４３４】上記のＡｕ−Ｃｕの組み合わせ以外の積層
膜、合金膜材料の組み合わせとしては、磁性層がＣｏ系
合金のときには、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｕ−Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃ
ｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐ
ｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕ、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐ
ｄ、Ａｕ−Ａｌなどが挙げられる。これらの組み合わせ
のうち、Ｃｏ系磁性層に接するＭＲ向上層の主元素はＣ
ｕ、Ａｕ、Ａｇのいずれかである。
【０４３５】膜構成に関しては、Ａｕ−Ｃｕの場合の前
述のように、２層積層膜でも、３層積層でも、さらに層
数が多くても、合金層の場合には１層であってもそれ以
上の層数であっても構わない。膜厚に関しても前述のＡ
ｕ−Ｃｕのときと同様であり、第３の添加元素がない場
合にはトータル膜厚で２〜３ｎｍ程度が望ましい。
【０４３６】Ｃｏ系のときの以上の組み合わせのうち、
特に膜微細構造の点でも望ましいのが、互いに大きく固
溶する組み合わせのＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐ
ｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ｐｔ−Ｃｕなどが特に望ましい。この
なかであとは適当な格子定数に制御し得る組み合わせで
最適な材料が決定される。
【０４３７】上記の磁性層がＣｕ系のときと全く同様
に、磁性層がＮｉ系のときにはそれに接するＭＲ向上層
の積層膜、またはＭＲ向上層の合金膜の組み合わせとし
て、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ａｕ−Ａ
ｌ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ｒｕ−Ｒｈ、Ｒｕ−Ｉ
ｒ、Ｒｕ−Ｐｔなどが挙げられる。これらの組み合わせ
のうち、Ｎｉ系磁性層に接する側のＭＲ向上層の主元素
は、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕのいずれかである。膜構成、膜厚
に関しては全く同様である。
【０４３８】さらに、ＭＲ向上層を形成する２つの元素
の組み合わせとして、互いに非固溶であってもよく、例
えば磁性層がＣｏ系磁性層の場合には、Ｃｕ−Ｒｕ、Ｃ
ｕ−Ａｇの積層膜であっても構わない。これらの非固溶
な組み合わせの場合には合金層を形成しようとしても、
２相分離してしまうので好ましくなく、積層膜で用いる
のが好ましい。ここで、磁性層がＮｉ系磁性層の場合の
具体例として、ＮｉＦｅ、ＮｉｆｃＣｒ、ＮｉＦｅＮ
ｂ、ＮｉＦｅＲｈなどが挙げられる。
【０４３９】またピン膜構成として、ここでは単純に反
強磁性膜にピン層が直接積層されているタイプのものを
示したが、シンセティックアンチフェロ構造でも構わな
い。例えばピン膜構成として、ＣｏＦｅ２．５ｎｍ／Ｉ
ｒＭｎ７ｎｍの代えて、ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎ
ｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍ、ＣｏＦｅ３ｎｍ
／Ｃｒ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍな
どでも構わない。
【０４４０】反強磁性膜は、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、Ｒｕ
ＲｈＭｎ、ＣｒＭｎ、ＦｅＭｎ、ＮｉＯなどの材料でも
構わない。ピン層材料はＣｏでもＮｉＦｅでも構わな
い。
【０４４１】上記した非磁性下地層はＴａなどの金属膜
に限らず、例えばＴａＯx のような酸化膜を使用するこ
ともでき、Ｔａに代えてＴａＯx 下地を用いた場合に
も、同様に良好な効果が得られた。この場合、ＭＲ向上
層で反射しきれなかった電子をポテンシャル差が大きい
Ｔａ Ｏx 下地／ＭＲ向上層界面で反射させることがで
き、ＭＲ変化率をさらに向上させることができる。ただ
し、ＴａＯx 下地層上に直接ＣｏＦｅを成膜するとｆ
ｃｃ（１１１）配向しなかったり、また磁歪的に望まし
いｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングは得られない。こ
れに対してＴａＯ x ／Ａｕ／Ｃｕ下地は実用性に優れる
ものである。ＴａＯx に代えてＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、
Ｈｆ、Ｎｂなどの酸化物を用いることもできる。また、
ＴｉＮ、ＴａＮのような窒化物を用いることもできる。 （実施例２）この実施例２では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ
（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃ
ｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ
（７ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）
／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、実施例１と
同様にして作製した。
【０４４２】上側のＭＲ向上層としてのＡｕ／Ｃｕ積層
膜の格子定数は、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ積層膜の格
子定数よりＩｒＭｎに近いため、ＩｒＭｎ上にＡｕ／Ｃ
ｕ積層膜を形成することによって、ＩｒＭｎの格子定数
をより安定に保つことができ、熱安定性をより一層高め
ることができる。Ａｕ層を保護膜のＴａ直下に配置する
と、Ａｕのような表面エネルギーの小さな層が、Ｔａの
ような表面エネルギーの大きな層の直下に存在すること
になるので、ＡｕがＴａ表面へ拡散しやすく、層の熱安
定性が劣化する。よって、Ｔａ直下にはＡｕやＡｇなど
は配置しないほうが望ましい。この実施例のようにＣｕ
層を介してＴａ保護膜を形成するほうが好ましい。Ａｕ
Ｃｕ合金層でも同様な効果が得られる。 （実施例３）この実施例３では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ｎｉ
ＣｏＦｅ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）
／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
構造のスピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製し
た。このスピンバルブ膜において、感磁層はＡｕ／Ｃｕ
膜が介在されたＮｉＣｏＦｅ（５ｎｍ）とＣｏＦｅ（３
ｎｍ）との積層膜である。
【０４４３】また、本発明との比較例として、Ｔａ（５
ｎｍ）／ＮｉＣｏＦｅ（５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）
／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｉｒ
Ｍｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜
を同様にして作製した。
【０４４４】比較例のスピンバルブ膜は、ａｓ−ｂｅｐ
ｏでＭＲ変化率８．６％であったものが、２５０℃×４
Ｈのプロセスアニール後には６．６％と劣化し、劣化率
は２３％にも達した。これはＣｏＦｅとＮｉＦｅＣｒが
固溶系であるため、ａｓ−ｂｅｐｏ段階ではさほどＣｏ
Ｆｅ／ＮｉＦｅＣｒ界面でミキシングせずにＭＲ変化率
がでている。しかし、２５０℃×４Ｈ程度のアニールを
行うと、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅＣｒ界面が容易に乱れてし
まう。これはシャント化のためにＮｉＦｅにＣｒを４％
程度添加したＮｉＦｅＣｒでの結果だが、Ｎｉ81Ｆｅ19
（原子％）でも同様である。
【０４４５】一方、実施例３のようにＡｕ／Ｃｕ積層膜
を挿入することにより、ＣｏＦｅ層とＮｉＦｅＣｒ層と
の拡散が抑えられるため、ＭＲ変化率はａｓ−ｄｅｐｏ
段階で８．７％であったものが、２５０℃×４Ｈのプロ
セスアニール後でも８．１％とＭＲ劣化が著しく抑えら
れた。これはＡｕ／Ｃｕ挿入による拡散防止の効果とし
て、ＣｏＦｅ層との界面反射効果がアニール後でも保た
れていることが挙げられる。
【０４４６】Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）に代え
て、Ａｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｃｕ
（０．５ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）、Ａｕ（０．３ｎ
ｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｕ（０．３ｎｍ）、Ａｕ
（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｕ（０．３ｎ
ｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５ｎｍ）／
Ｃｕ（０．５ｎｍ）、ＡｕＣｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（０．
５ｎｍ）、Ａｇ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、
Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ａｇ（０．５ｎｍ）、Ａｇ（０．
３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｇ（０．３ｎｍ）、
Ａｇ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｇ（０．
３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／
Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｐｔ（０．
５ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、
Ｐｔ（０．５ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．
５ｎｍ）／Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、
ＡｕＣｕ（０．５〜１．５ｎｍ）などを用いた場合に
も、同様な効果が得られた。
【０４４７】なお、第２の磁性層としてＮｉＦｅＣｒを
用いた理由は以下の通りである。ＮｉＦｅにＣｒを添加
することによって、Ｍｓを低下させることなくρを向上
させて、シャント分流の効果を低減させている。また、
Ｃｒ添加による磁歪λが正側に上昇するのを抑えるた
め、ＮｉとＦｅの比率は通常のゼロ磁歪組成である、Ｎ
ｉ：Ｆｅ＝８１：１９よりも少しＮｉリッチにすること
が望ましい。Ｍｓ、ρ、磁歪の全てを満足する組成とし
ては、Ｎｉ81Ｆｅ15Ｃｒ4 の組成が好適である。これ以
外に、Ｎｉ80Ｆｅ20、ＮｉＦｅＮｂ、ＮｉＦｅＲｈなど
を用いてもよい。 （実施例４）この実施例４では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ
（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｃ
ｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（４ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）
／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバ
ルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。
【０４４８】この実施例４は磁化固着層が非磁性中間層
よりも下側にある、いわゆる反転構造のスピンバルブ膜
である。上層のＣｕ／Ａｕ／Ｃｕ層はＭＲ向上層であ
り、耐熱性、ＭＲ変化率を向上させている。下側のＡｕ
／Ｃｕ層はＩｒＭｎの下地膜になっていると同時に、Ｉ
ｒＭｎの格子定数を安定に保つ働きをするＭＲ向上層で
ある。この膜のａｓ−ｄｅｐｏでのＭＲ変化率は１０％
で、２５０℃×４Ｈのアニール後のＭＲ変化率は９．５
％であった。Ｃｕ／Ａｕ界面はＡｕＣｕ合金を形成して
いた。
【０４４９】この実施例４の上側のＴａは保護膜であ
り、Ｔａ膜表面で反射を起こさせようとするものではな
い。この実施例４ではＣｕ／Ａｕ／Ｃｕ層がＭＲ向上層
であるので、ＣｏＦｅ／Ｃｕ界面およびＣｕ／Ａｕ界面
（もしくはＡｕＣｕ合金層）で反射を起こさせるもので
ある。このように、従来技術として示した（ｅ）や
（ｄ）の構成とは明らかに異なるものである。さらに、
極薄のＣｕ層をＣｏＦｅ／Ａｕ界面に挿入しているた
め、Ａｕの非磁性中間層（Ｃｕ）への長期的な拡散を抑
えると同時に、一旦フェルミ波長が短い層を介してＡｕ
層を配置しているため、反射効果を増大させることがで
きる。
【０４５０】上側のＭＲ向上層としてのＡｕ（１ｎｍ）
／Ｃｕ（１ｎｍ）に代えて、Ａｕ（０．５〜３ｎｍ）／
Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ａ
ｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、ＡｕＣｕ
（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ
（０．５〜３ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃ
ｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ａｇ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ
（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ａｇ
（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｐｔ
（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ
（０．５〜３ｎｍ）／Ｐｔ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ
（０．５〜３ｎｍ）、ＰｔＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃ
ｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｐｔ
Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）など
を用いた場合にも、同様な効果が得られた。
【０４５１】また、他の材料については実施例１の場合
の材料が用いられる。実施例４のフリー層の上層に積層
されるＭＲ向上層はシード効果は必要とされないため、
膜厚は１ｎｍ程度に薄くしても構わない。ただし、厚い
ときのシャント分流増大の悪影響は実施例１のときと同
様なため、５ｎｍ以下が望ましい。
【０４５２】反強磁性膜の下地にあるＭＲ向上層は、反
強磁性膜の格子間隔を適切な値にして、ピンＣｏＦｅと
反強磁性膜の界面での格子不整合に起因する界面ミキシ
ングを抑制するとともに、反強磁性膜自体の格子間隔を
適切な値に制御することによって、ピン特性自体も向上
させようとするものである。このときの具体的なＭＲ向
上層として、Ａｌ−Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐ
ｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ
−Ａｕ、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｌ、Ｒｕ−
Ｒｈ、Ｒｕ−Ｉｒ、Ｒｕ−Ｐｔ、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ａ
ｕの組み合わせの積層膜、合金膜などが例として挙げら
れる。
【０４５３】個々の反強磁性膜に適したＭＲ向上層とし
ては、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ａ
ｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆから選ばれる２つの元素の積層
膜、合金膜が下地として効果を発揮する。ピン側だけの
効果を狙うならば反転構造スピンバルブ膜のフリー層の
上層に積層されたＭＲ向上層はなくても構わない。さら
に、反強磁性膜の下地のＭＲ向上層はピン膜構成が前述
のようなシンセティックアンチフェロ構造であっても構
わない。一例としてＴａ５ｎｍ／ＡｕＣｕ２ｎｍ／Ｉｒ
Ｍｎ７ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎｍ／ＣｏＦ
ｅ３ｎｍ／Ｃｕ３ｎｍ／ＣｏＦｅ１ｎｍ／ＮｉＦｅ５ｎ
ｍ／Ｔａ５ｎｍなどがある。
【０４５４】また、Ｔａ保護膜に代えて、Ｔｉ、Ｚｒ、
Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｎｂなどを用いた場合についても同様
であった。 （実施例５）この実施例５では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ
Ｃｕ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．
５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎ
ｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造の反転
スピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。こ
こで、下側のＣｏＦｅ層（磁化固着層）と上側のＣｏＦ
ｅ層（感磁層）との間に配置されたＡｕＣｕ層は、非磁
性中間層であると同時に、感磁層の磁歪を制御するＭＲ
向上層である。
【０４５５】反転構造のスピンバルブ膜では、Ｃｕなど
からなる非磁性中間層上に形成される感磁層のｆｃｃ−
ｄ（１１１）が小さくなり、磁歪が大きくなってしま
う。これに対して、この実施例５のように、非磁性中間
層であると同時にＭＲ向上層であるＡｕＣｕ合金層上に
ＣｏＦｅ感磁層を積層形成することによって、ＣｏＦｅ
感磁層のｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングを適度な値
に調整することができ、これにより感磁層の磁歪を低減
することができる。
【０４５６】ところで、ＡｕＣｕ合金からなる非磁性中
間層では、ＣｏＦｅ層との界面でのスピン依存散乱がＣ
ｕ単層の場合に比べて若干低下し、ＭＲ変化率が若干低
下するおそれがある。このような点は非磁性中間層に例
えばＣｕ（０．８ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．８ｎｍ）／Ｃ
ｕ（０．８ｎｍ）積層膜などを使用することで解決する
ことができる。
【０４５７】このような非磁性中間層であると同時にＭ
Ｒ向上層の使用は、反転構造のスピンバルブ膜に限ら
ず、通常のスピンバルブ膜やデュアルエレメントタイプ
のスピンバルブ膜に対しても有効である。デュアルエレ
メントタイプのスピンバルブ膜に非磁性中間層兼ＭＲ向
上層を使用した例としては、Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ
（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ磁化固着層
（２．５ｎｍ）／ＡｕＣｕ非磁性中間層兼ＭＲ向上層
（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ感磁層（３ｎｍ）／Ｃｕ
（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ磁化固着層（２．５ｎｍ）／
ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造が挙げられ
る。通常のスピンバルブ膜に非磁性中間層兼ＭＲ向上層
を使用した例としては、Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２
ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（０．８ｎｍ）／Ａ
ｕＣｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｕ（０．８ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
構造が挙げられる。
【０４５８】なお、反転構造のスピンバルブ膜およびデ
ュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜においてＩｒ
Ｍｎなどの反強磁性膜の下地として用いたＡｕＣｕ層の
効果などにより、ＣｏＦｅ感磁層のｆｃｃ−ｄ（１１
１）スペーシングが十分に制御されていれば、非磁性中
間層には一般的なＣｕ層などを使用することができる。
【０４５９】反転構造のスピンバルブ膜およびデュアル
エレメントタイプのスピンバルブ膜の他の具体例として
は、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）
／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ
（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）
／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ（５ｎ
ｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）ＩｒＭｎ（７ｎ
ｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ
Ｆｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａ
ｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／
ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦ
ｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／
ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）
／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎ
ｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／Ｃｏ
Ｆｅ（２ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎ
ｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎ
ｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ
（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／Ｃ
ｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎ
ｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎ
ｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ
（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）
／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３
ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ
（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭ
ｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９
ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦ
ｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／
Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭ
ｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ
（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｃ
ｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｎ
ｉＦｅ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎ
ｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／Ｃｏ
Ｆｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎ
ｍ）などが挙げられる。上記したＡｕ／Ｃｕ下地に代え
て前述したような各種積層膜や合金層を用いることがで
きる。
【０４６０】他の構造例としては、基板/Ta(5nm)/IrMn
(7nm)/CoFe(2.5nm)/Ru(0.9nm)/CoFe(3nm)/Cu(3nm)/CoFe
(2.5nm)/ＭＲ向上層/CoFe(2.5nm)/Cu(3nm)/CoFe(3nm)/R
u(0.9nm)/CoFe(2.5nm)/IrMn(7nm)/Ta(5nm)が挙げられ
る。この構造ではＣｏＦｅ／ＭＲ向上層／ＣｏＦｅがフ
リー層であり、強磁性的に結合している。
【０４６１】また、上述した各実施例では反強磁性膜に
ＩｒＭｎを使用した例に付いて説明したが、ＮｉＭｎ、
ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＲｕＲｈＭｎ、ＣｒＭｎ、Ｎ
ｉＯなど、種々の反強磁性材料を用いた場合において
も、同様の効果を得ることができる。
【０４６２】さらに、上述のように磁化固着層に例えば
ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎ、のような反強磁
性カップリング（Ｒｕを介したＣｏＦｅ同士の反強磁性
カップリング）などを用いたスピンバルブ膜においても
本発明は効果を発揮する。上記したような積層膜におい
て、ある膜厚で反強磁性的な結合をする。
【０４６３】この場合、中間層を本発明のＭＲ向上層と
することができる。例えばＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ａ
ｕＣｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（反
強磁性カップリング）、ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）
／ＡｕＣｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）（反強磁性
カップリング）などであり、またＣｏＦｅ（１ｎｍ）／
ＡｕＣｕ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭ
ｎ（７ｎｍ）のように、強磁性カップリングを適用する
こともできる。磁化固着層の中間に配置されたＡｕＣｕ
層などは、両側の磁性層を反強磁性的に結合させ、さら
に鏡面反射効果をもたらすと同時にＩｒＭｎなどの格子
を安定に保ち、スピンバルブ膜の耐熱性およびＭＲ特性
を向上させるものである。このような場合のＭＲ向上層
の膜厚は０．５〜２ｎｍの範囲とすることが好ましい。 （実施例６）耐熱性の悪化の原因となる通常の結晶粒界
はほとんどなく、完全単結晶ではないにしても、粒界が
存在したとしても小傾角粒界のような耐熱性に優れた結
晶構造を実現するための手段としても、Ａｕ／Ｃｕなど
の積層膜や合金層からなるＭＲ向上層は有効である。そ
の一例として、熱酸化シリコン基板／Ｔａ（５ｎｍ）／
Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）
／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７
ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）の構造を、断面ＴＥＭとディフ
ラクションパターンにより評価した。ディフラクション
パターンのスポット径は、積層膜の膜厚方向全ての領域
が含まれるような大きさとした。より詳細に調べるため
には、スポット径をさらに絞ったマイクロディフラクシ
ョンでもかまわない。
【０４６４】ディフラクションパターンから、１μｍ以
上の領域にわたって全てほぼ単一結晶構造の回折パター
ンが得られ、単結晶に近い構造を得られていることが分
かった。Ｔａ下地、保護膜を除く他は膜はｆｃｃ（１１
１）配向している。回折パターンで中心点から半径Ｒの
若干異なる点にスポットが見えた。これは、ＩｒＭｎと
ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅとではｆｃｃ（１１１）スペ
ーシングの大きさが異なるからである。格子像を見ても
非常にきれいなｆｃｃ（１１１）配向ができていること
が確認できた。横方向での格子点が若干不連続になって
いるところがたまに見られた。回折パターンは全ての領
域でほぼ単一のスポットしかでていないことから、上記
した格子不連続は小傾角粒界のようなサブグレインバウ
ンダリであると思われる。
【０４６５】このような単結晶に近い構造は、ＭＲ変化
率、磁気特性の耐熱性に優れているだけでなく、電子の
散乱の原因となる結晶粒界がほとんど存在しなくなるの
で、電子の平均自由行程も長くなり、ＭＲ変化率の絶対
値を上昇させることにもなり、望ましい膜構造である。
このような単結晶に近い構造を、熱酸化シリコン、アモ
ルファスアルミナのようなアモルファス基板上で得る技
術も本発明の特徴の一つである。ここでは熱酸化シリコ
ン基板を用いたが、実際のヘッドで通常用いられている
ＡｌＴｉＣ基板上のアモルファスＡｌＯx膜上や、その
他の酸化物系アモルファス膜、窒化物系アモルファス
膜、ダイヤモンドライクカーボン上でも構わない。
【０４６６】この実施例におけるＡｕの下地のＴａは必
ずしもＴａでなくてもよいが、何らかの下地バッファ層
は必要である。Ａｕを直接熱酸化シリコン基板上に成膜
しても、本発明のような単結晶に近い結晶構造の膜は得
られない。Ｔａ以外の材料としては、Ｔｉ、Ｗ、Ｚｒ、
Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることができ
る。Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕ下地膜の場合には、ＴａとＡｕは
合金を形成するため、Ａｕが成膜されたときのＡｕのア
イランド成長が妨げられ、二次成長しやすくなる。つま
り、結晶粒としての凝集力よりも基板側との結合力が勝
ることが膜成長によい影響を及ぼす。
【０４６７】また、Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕのような下地膜構
成でも単結晶ライクな成長を促すのに効果がある。この
場合のように、合金を形成する材料を積層膜にする場合
もＡｕが成膜されるときにＣｕ上にそのまま結晶粒を保
ったまま成長するのではなく、下地との結合が大きくな
って単結晶的な粒を形成する。このような構造は、Ｔａ
（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃ
ｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎ
ｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）のように、単純なＴａ／Ｃｕ下地
では得られない。
【０４６８】良好に実現する他の構造としては、実施例
１のときと同様に、磁性層がＣｏ系の膜の場合、Ａｌ−
Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃ
ｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕ、Ａｕ−Ｐ
ｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｌの積層膜または合金膜が挙
げられる。積層膜の場合、繰り返し層数は２層以上であ
ればいくつであっても構わない。また、磁性層がＮｉ系
の膜の場合、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ａ
ｕ−Ａｌ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ｒｕ−Ｒｈ、Ｒｕ
−Ｉｒ、Ｒｕ−Ｐｔの組み合わせの積層膜、合金膜など
が挙げられる。Ｃｏ系のときと全く同様に、積層膜の層
数は２層以上であれば何層であっても構わない。以上の
ような二つの金属の組み合わせのうち、固溶範囲が広い
Ａｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ｐ
ｔ−Ｃｕなどがある。また、固溶な組み合わせでなくて
も、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｃｕのような組み合わせの積層
膜もある。
【０４６９】他の構造として、Ｔａ／Ｃｕ／Ａｕ／Ｃｕ
下地、Ｔａ／Ｐｔ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｐｔ下地、
Ｔａ／Ｒｈ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｒｈ下地、ＴＡ／
Ｐｄ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｐｄ下地などが挙げられ
る。これらの材料でＴａなどのバッファ層上の積層回数
を増やしてもよい。また、Ｔａの代わりにＴｉ、Ｗ、Ｚ
ｒ、Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることが
できる。ｆｃｃ金属層の部分はシャント分流によるＭＲ
変化率の減少を防ぐため、抵抗を上げる元素を添加しな
い場合には、あまり厚くない方が好ましい。また逆に薄
すぎるとｆｃｃのシード層としての効果が薄れてしまう
ため、あまり薄すぎないほうが好ましい。具体的には、
Ｔａなどの下地バッファ層を除いた下地シード層の膜厚
は２〜５ｎｍ程度が好ましい。ただし、添加元素などに
より下地シード層の抵抗が上昇してシャント分流の心配
が低減した場合には５ｎｍ以上としてもよい。
【０４７０】また、上記のような合金を形成するｆｃｃ
金属の積層膜に代えて、ｆｃｃを形成する前述の組み合
わせの他に、それらにさらに添加元素を加えた合金が挙
げられる。他には、Ｃｕの代わりにＮｉとの合金で非磁
性のｆｃｃ合金として、ＰｔＮｉ合金（Ｐｔ２６ａｔ％
よりもＰｔリッチが好ましい）、ＲｈＮｉ合金、ＰｄＮ
ｉ合金（ほとんどの組成で磁性をもつため、第三元素の
添加が好ましい）ＩｒＮｉ合金（Ｉｒ１２ａｔ％よりも
Ｉｒリッチが好ましい）などが挙げられる。これらの合
金の場合にもＴａバッファの代わりにＴｉ、Ｗ、Ｚｒ、
Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることができ
る。また、ｆｃｃ合金膜の膜厚は上記の積層膜の場合と
同様に２〜５ｎｍ程度が好ましい。添加元素などにより
抵抗が上昇した場合には５ｎｍ以上としてもよい。
【０４７１】上述したような構成の具体例としては、Ｔ
ａ（５ｎｍ）／Ｐｔ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／Ｃｏ
Ｆｅ（２〜８ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．
５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ
（５ｎｍ）／ＰｔＣｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２〜８ｎ
ｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｉｒ
Ｍｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａ
ｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／
ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎ
ｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ
（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ
（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｃ
ｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１
ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ
（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭ
ｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／
ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎ
ｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎ
ｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ
（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃ
ｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／
ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎ
ｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、Ｔａ（５
ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｃ
ｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎ
ｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３
ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦ
ｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）な
どが挙げられる。 （実施例７）これまでのようなＭＲ向上層は図４９のよ
うな人工格子センサの場合にも適用できる。この場合、
Ｃｏを含む膜、Ｎｉを含む膜のような磁性層７１と、非
磁性層７２との積層層数はスピンバルブ膜よりも多くな
る。このときに最上層もしくは最下層の磁性層に接しさ
せてＭＲ向上層７３を配置させる。具体的な材料の考え
方は実施例１のときなどと全く同様である。
【０４７２】以上、具体例を参照しつつ本発明の第１〜
第７の実施の形態について説明した。しかし、本発明
は、これらの具体例に限定されるものではない。
【０４７３】例えば、図５０〜図５２は、本発明のさら
なる変型例を表す概念図である。
【０４７４】すなわち、図５０は、ＡＢＳ（エア・ベア
リング・サーフェース）から見たスピンバルブ素子部の
断面を示すものであり、図５１は、ギャップ膜やシール
ド膜を除いたスピンバルブ素子の斜視図である。
【０４７５】アルチック基板１０に下シールド１１（Ｎ
ｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合
金など、厚み：０．５〜３μｍ、ＮｉＦｅやＦｅＡｌＳ
ｉ合金では研磨により表面凹凸をシンセティックピン層
の中間磁気結合層の厚み以下まで除去することが望まし
い）、下ギャップ膜１２（アルミナや窒化アルミなど）
を形成し、その上にスピンバルブ素子１３を形成する。
スピンバルブ素子１３はスピンバルブ膜１４と一対の縦
バイアス膜１５および一対の電極１６から構成される。
スピンバルブ膜１４は、実施例４に示したボトム型のＳ
Ｖから形成される。すなわち、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ
等の非磁性下地層１４１（厚み：１〜１０ｎｍ）、必要
に応じてＲｕやＮｉＦｅＣｒなどの第２の下地層１４２
（厚み：０．５〜５ｎｍ）、反強磁性層１４３、強磁性
層／磁気結合層／強磁性層からなるシンセテックピン層
１４４、非磁性スペーサ１４５、フリー層１４６、高電
気伝導層１４７、必要に応じて保護膜１４８（０．５〜
１０ｎｍ）から構成される。その上に上ギャップ層１７
（アルミナや窒化アルミなど）、上シールド１８（Ｎｉ
Ｆｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金
など、厚み：０．５〜３μｍ ）が形成される。図示し
ていないが、さらにその上に記録部が形成される。 ス
ピンバルブ素子１３は、スピンバルブ膜１４のトラック
幅端部を除去してそこに縦バイアス層１５を形成したい
わゆるアバットジャンクションタイプの素子構造からな
る。縦バイアス層１５には硬質磁性膜（Ｃｒ，ＦｅＣｏ
などの下地の上に形成したＣｏＰｔやＣｏＰｔＣｒな
ど）或いは強磁性層１５１と反強磁性膜１５２を順次積
層して強磁性層をハード化したものが用いられる。先に
反強磁性膜１５２を成膜して次に強磁性膜１５１を成膜
しても良い。今後の狭トラックに対応して、トラック幅
端での急峻な再生感度プロファイルを得るには、磁化自
由層に対する縦バイアス強磁性層（硬質磁性層または反
強磁性膜で交換結合バイアスされた強磁性層）の磁気膜
厚比、Ｍｓ*ｔ（縦バイアス）／Ｍｓ*ｔ（フリー）を７
以下、望ましくは５以下に設定する。磁化自由層が４．
５ｎｍ厚以下（磁気膜厚比：５ｎｍＴ以下）にまで薄く
なると、 Ｍｓ*ｔ（縦バイアス）／Ｍｓ*ｔ（フリー）
≦５を満足するために、縦バイアス強磁性層も非常に薄
くなる（磁気膜厚比で２５ｎｍＴ以下）。
【０４７６】一般に、硬質磁性膜では膜厚が薄くなると
高保磁力が得難くなるが、一方、強磁性膜／反強磁性膜
タイプの縦バイアス層では強磁性膜１５１が薄くなるほ
ど交換バイアス磁界が増大して固着が強固となるので、
強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２タイプの縦バイアス
層が望ましい。さらに、強磁性膜１５１／反強磁性膜１
５２の縦バイアス層では、強磁性層１５１の飽和磁化は
フリー層の飽和磁化と概ね同様かそれ以上のものが完全
なＢＨＮ（バルクハウゼンノイズ）除去をなるべく小さ
な縦バイアス磁界で実現するのに好ましい。すなわちＮ
ｉＦｅ合金でも良いがＣｏＦｅやＣｏ等のより飽和磁化
が大きなものが望ましい。飽和磁化が小さな強磁性膜１
５１を用いてその膜厚増大により漏洩磁界を強めてＢＨ
Ｎ除去を実現すると、特に狭いトラック幅になると再生
出力低下を引き起こす。
【０４７７】なお、図５０ではスピンバルブ膜１４を全
てエッチング除去しないで反強磁性層１４３を残して縦
バイアス層を形成した場合を示したが、下地層１４１ま
でエッチング除去しても良い。反強磁性層１４３を残し
てその上に縦バイアス層１５を形成すると縦バイアス層
とスピンバルブ膜との電気的接触が良くなる利点を有す
る。電極１６が縦バイアス層１５の間隔と概ね等しい一
般的なアバットジャンクションでは、電極とスピンバル
ブ膜がダイレクトに面接触できないので反強磁性膜１４
３を残すメリットが大きい。なお、反強磁性膜の上のピ
ン層１４４は完全に除去してその上に縦バイアス層を形
成することが望ましい。その理由は、後述するようにピ
ン層１４４の磁化と縦バイアス層１５の磁化の方向は概
ね直交させることが必要なので、そうするとピン層１４
４とその上の縦バイアス層１５との磁気相互作用により
縦バイアス層の磁化が不安定になるためである。或い
は、高導電層１４７まではエッチング除去してフリー層
を完全に除去すること無く、その上縦バイアス層を形成
しても良い。
【０４７８】また、結晶性改善のために、或いは反強磁
性層１４３と縦バイアス層１５との磁気結合を弱めるた
めに、強磁性層１５１の下に下地層１４２と同様な極薄
い下地層１５３を設けても良い。強磁性層と強磁性層の
間には、僅かな厚みの非磁性層が存在しても磁気結合が
発生し易いが、反強磁性層と強磁性層の間では僅かでも
非磁性層が存在するともやは磁気結合を生じない。縦バ
イアス層からのバイアス磁界を有効にフリー層に加える
ために、下地層１５３の厚みは１０ｎｍ以下が望まし
い。硬質磁性膜を用いる場合にも同様にフリー層と硬質
磁性膜の飽和磁化を揃えることが望ましいが、ＣｏＦｅ
などの高飽和磁化フリー層に匹敵する高飽和磁化硬質磁
性膜を作製することは通常困難である。
【０４７９】そこで、硬質磁性膜の下地にＦｅＣｏのよ
うなＣｏＦｅに匹敵する高飽和磁化の下地を用いてフリ
ー層との飽和磁化のバランスを保つことが、小さな縦バ
イアス磁界でＢＨＮを除去するのに適する。反強磁性膜
１５２にはスピンバルブ膜に用いたものと同様な反強磁
性膜材料を用いることが出来る。
【０４８０】しかし、スピンバルブの反強磁性層と縦バ
イアス層の反強磁性膜１５２の交換バイアス方向は直交
させる必要がある（スピンバルブ膜の反強磁性層の交換
バイアス方向は素子幅（ハイト）方向、縦バイアス層の
反強磁性膜１５２の交換バイアス方向はトラック幅方
向）。
【０４８１】そこで、例えば、両者の反強磁性膜のブロ
ッキング温度Ｔｂを変えて、最初に高Ｔｂ側の反強磁性
膜の交換バイアス方向を熱処理により規定して、それよ
り低い温度で尚且つ最初にＴｂを規定した反強磁性膜の
交換バイアスにより固着された強磁性膜の磁化方向が安
定な温度近傍にもう一方の反強磁性膜のＴｂを設定する
ことにより、両反強磁性膜の交換バイアスの直交化が実
現できる。反強磁性層１５２の交換バイアス付与には、
磁界中成膜（ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎなどを用いる）や記録
部形成における２００〜２５０℃のレジストキュアー熱
処理工程（ＰｔＭｎ，ＰｄＰｔＭｎ，ＩｒＭｎなどを用
いる）を利用することが望ましい。スピンバルブ膜の反
強磁性層にはそれよりＴｂが高い反強磁性膜（ＩｒＭ
ｎ，ＰｔＭｎ，ＰｄＰｔＭｎ等）を用いると、レジスト
キュアー熱処理工程にてスピンバルブ膜のピン層磁化の
方向を乱すことなく反強磁性膜１５２の交換バイアス方
向をトラック幅方向に規定できる。
【０４８２】従来の単層ピン層スピンバルブでは反強磁
性膜１５２の交換バイアス付与熱処理をかなり下げない
とピン層固着の交換バイアス磁界方向が乱れてしまい実
用困難であったが、ブロッキング温度以下でピン磁化の
耐熱性が急激に安定するシンセティックピン層の性質を
利用すると、両反強磁性膜間の数十℃程度の僅かなブロ
ッキング温度の差でも良好な縦バイアスとピン層磁化の
直交化が可能になる。なお、反強磁性層１５２に規則化
系反強磁性膜ＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎを用いる場合は、
レジストキュアー温度（２００〜２５０℃）で規則化を
生じる反強磁性膜が好ましい。
【０４８３】電極１６の間隔ＬＤは、縦バイアス層の間
隔ＨＭＤよりも狭いことが、再生素子抵抗を下げてＥＳ
Ｄに強いヘッドを実現するために好ましい。ＬＤは再生
トラックを概ね規定するので、本発明が狙う高密度記録
（１０Ｇｂｐｓｉ以上）では０．１〜０．７μｍのサブ
ミクロン幅となる。一方、ＨＭＤはＬＤよりもおよそ
０．３〜１μｍ広めることにより、狭トラック幅でもハ
ード膜磁界の影響が少なく急峻なトラック幅方向感度プ
ロファイルが実現でき、高感度な再生が可能になる。さ
らに、ＨＤ（素子幅）＞ＬＤ且つＨＭＤ＞ＨＤとするこ
により、電極間のスピンバルブ素子抵抗が低減できて、
合わせてスピンバルブ感磁部の形状がトラック幅方向に
長い長方形状となるのでバルクハウゼンノイズ抑制が容
易となる。具体的には、素子幅ＨＤは０．４μｍ程度が
耐ＥＳＤを考えると望ましく、電極間隔を０．４μｍ以
下に狭めた狭トラック幅再生ではハード膜間隔ＨＭＤを
０．８μｍ程度に広げることが望ましい。
【０４８４】図５０においてフリー層の膜厚中心から上
シールド表面までの間隔をｇｆ、下シールド表面までの
間隔をｇｐとすると、フリー層に加わる電流磁界Ｈｃｕ
を弱めるためには、ｇｆ＜ｇｐとすることが望ましい。
これは、フリー層が下シールドよりも上シールドに近い
ので、フリー層は下シールドからの磁界の影響を強く受
け、なお且つセンス電流の流れる中心が非磁性スペーサ
１４５側に存在するのでフリー層にはセンス電流磁界方
向と逆方向に下シールドからの磁界（センス電流により
シールドが磁化されるために発生）が加わるためである
（図５０参照）。 センス電流磁界が弱まると、より大
きなセンス電流が投入でき、より高い再生出力および良
好なＢＰ、すなわち上下再生波形の非対称性が小さな再
生波形が得られる。具体的には、ｇｐは３５〜８０ｎ
ｍ、ｇｆは２５〜５０ｎｍとしてｇｆ＜ｇｐとすると、
ギャップの絶縁性も保ってなお且つトータル再生ギャッ
プ長も６０〜１３０ｎｍの著しい狭ギャップが実現でき
る。
【０４８５】図５２は、図１や図５などに例示したトッ
プ型のスピンバルブ膜に適するヘッドの一実施例を示す
概念図である。図５０と異なるところは、縦バイアス層
１５はスピンバルブ膜を全部エッチング除去した後に下
ギャップ膜１２上に形成される点である。さらに、フリ
ー層膜厚中心と下シールド表面との間隔ｇｆが上シール
ド表面との間隔ｇｐよりも小さいことが望ましい。これ
は、フリー層が上シールドよりも下シールドに近いので
フリー層は下シールドからの磁界の影響を強く受け、な
お且つセンス電流の流れる中心が非磁性スペーサ１４５
側に存在するのでフリー層にはセンス電流磁界方向と逆
方向に下シールドからの磁界（センス電流によりシール
ドが磁化されるために発生）が加わるためである。セン
ス電流磁界が弱まると、より大きなセンス電流が投入で
き、より高い再生出力および良好なＢＰ、すなわち上下
再生波形の非対称性が小さな再生波形が得られる。具体
的には、ｇｐは３５〜８０ｎｍ、ｇｆは２５〜５０ｎｍ
としてｇｆ＜ｇｐとすると、ギャップの絶縁性も保って
なお且つトータル再生ギャップ長も６０〜１３０ｎｍの
著しい狭ギャップが実現できる。
【０４８６】また、本発明による磁気抵抗効果素子の膜
構成は、種々の分析手法により同定可能である。
【０４８７】図５３は、本発明による磁気抵抗効果素子
を用いた磁気ヘッドの膜断面におけるナノＥＤＸ分析の
結果を示すグラフ図である。例えば、断面ＴＥＭ（tran
smission electron microscopy）観察用のサンプルを作
製し、その膜断面に対して直径約１ｎｍのビームを用い
たナノＥＤＸにより、磁気抵抗効果素子を構成している
材料、および膜厚を特定することができる。測定限界お
よび熱処理による界面拡散の影響を適宜考慮することに
よって、膜構成を概ね再現することができる。特に、図
５３からも分かるように、フリー層とスペーサＣｕの界
面、およびフリー層と非磁性高導電層のＣｕとの界面は
比較的シャープであり膜厚を特定しやすい。
【０４８８】膜厚決定の定義としては、所望の膜を構成
している主元素の材料のピークの半値幅を膜厚とするこ
とができる。例えば、スペーサＣｕと下地非磁性高導電
層のＣｕについてはシャープなピークなため膜厚を決定
しやすいので、フリー層の膜厚は上下のＣｕ層に挟まれ
た領域をフリー層膜厚とする。図５３の例では、スペー
サＣｕは２．４ｎｍ、非磁性高導電層は２ｎｍと求ま
り、その両者のＣｕに挟まれたフリー層のトータル膜厚
は４．１ｎｍとすることができる。このフリー層膜厚は
所望のフリー層膜厚３．７ｎｍをほぼ再現した値であ
る。このような分析手法によりスピンバルブ膜の膜構成
は概ねわかり、スペーサ層、非磁性高導電層、フリー層
については極薄の膜厚についても比較的正確に測定する
ことができる。
【０４８９】
【発明の効果】本発明は、以上説明した形態で実施さ
れ、以下に説明する効果を奏する。
【０４９０】まず、本発明によれば、前述した第１の実
施の形態を適用することによって、従来スピンバルブ膜
を単純にフリー層を薄膜化するだけでは達成できなかっ
た、良好なバイアスポイント、および高ＭＲ、高ΔＲｓ
を実現し、かつ製造ばらつきに対しても広いマージンを
もつ、次世代スピンバルブ膜が得られる。
【０４９１】また、本発明によれば、前述した第２乃至
第６の実施の形態を適用することによって、今後ハード
ディスクドライブの高密度記録化に伴って、ドライブに
おける動作時に磁気ヘッドの温度が例え２００℃前後で
あっても、磁化固着層が安定であり、また静電放電電流
が磁気抵抗効果ヘッドのＧＭＲ素子に流入しても磁化固
着層の磁化固着が乱されることがなく安定である。また
センス電流の分流が小さいためＧＭＲ素子として高い抵
抗変化率が保たれて再生感度が確保されるので、より一
層の高密度の記録が可能になり、高い再生出力を得るこ
とができる。
【０４９２】さらに、本発明によれば、前述した第７の
実施の形態を適用することによって、ＭＲ向上層により
初期プロセスアニール劣化を抑制することができると同
時に、鏡面反射効果によりＭＲ変化率の向上を図ること
ができる。また、フリー層が薄い場合においては、ＭＲ
向上層とフリー層の界面を安定な界面にすることができ
るので、熱処理を行った後でも、その界面において電子
の透過率を高いまま維持でき、高いＭＲ変化率を保つこ
とができる。さらに、例えばＣｏ系磁性材料からなる感
磁層をＭＲ向上層により低磁歪化したり、また結晶微細
構造を制御することができる。これらによって、高出
力、低ノイズ、高耐熱性の磁気抵抗効果素子を提供する
ことが可能となる。
【０４９３】以上詳述したように、本発明によれば、高
性能且つ高信頼性を有する磁気抵抗効果素子を実現する
ことが可能となり産業上のメリットは多大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の磁気抵抗効果素子の断面構成を表す概
念図である。
【図２】本発明のスピンバルブ膜においてえられるトラ
ンスファーカーブの概略図である。
【図３】フリー層に接しているスペーサとは反対側の高
導電層Ｃｕの膜厚に対するフリー層に加わる電流磁界Ｈ
cuの関係を表すグラフ図である。
【図４】アシメトリが−１０％〜＋１０％、つまり、バ
イアスポイント３０％〜５０％を実現するためのシンセ
ティックＡＦのピン層厚と、非磁性高導電層厚との具体
的な範囲を表したグラフ図である。
【図５】本発明の一実施例の磁気抵抗効果素子の具体的
な膜構成を示す概念図である。
【図６】本発明の一実施例にかかるスピンバルブ膜構成
を表す概念図である。
【図７】従来の磁気抵抗効果素子が有する２つの問題を
説明するための概念図である。
【図８】計算上のバイアスポイント値とヘッドの再生信
号波形の関係を示すグラフ図である。
【図９】各磁界の関係を表す説明図である。
【図１０】各層を流れる電流分流Ｉ1〜Ｉ3を表す概念図
である。
【図１１】比較例におけるバイアスポイントの状態を表
す概念図である。
【図１２】トランスファーカーブでみたときのＨin、Ｈ
pin、Ｈcuの大きさとバイアスポイントとの関係を表し
た概念図である。
【図１３】比較例におけるバイアスポイントの決定要素
の関係を表す概念図である。
【図１４】比較例におけるバイアスポイントの決定要素
の関係を表す概念図である。
【図１５】各比較例のスピンバルブ膜と本発明によるス
ピンバルブ膜のバイアスポイントのフリー層厚依存性を
比較しつつ表したグラフ図である。
【図１６】比較例１〜４の構造において、フリー層のＭ
ｓ*ｔだけを小さくした時にＭＲ変化率がどのように変
化するかを表したグラフ図である。
【図１７】本発明の磁気抵抗効果ヘッドの一実施形態を
示す図である。
【図１８】外部磁界に対するスピンバルブ膜の抵抗値の
変化と、交換バイアス磁界ＨUA*を示す模式図である。
【図１９】模擬バイアス磁界を与えた場合の経過時間と
磁化固着層の磁化の動いた角度との関係を示す図。
【図２０】反強磁性層の最密面からの回析線ピークのロ
ッキングカーブ半値幅を示す図。
【図２１】磁気結合層に、Ｒｕを用いた場合の熱処理後
のＲｕ厚と反強磁性結合の低下度合の関係を残留磁化比
Ｍｒ／Ｍｓによって示した図である。
【図２２】スピンバルブ膜の磁界に対する抵抗値の変化
を示す図である。
【図２３】強磁性層Ａと強磁性層Ｂの膜厚を異ならせる
ことによって、磁界による抵抗変化が相違することを示
す図である。
【図２４】スピンバルブ素子にヒューマンボディモデル
による模擬のＥＳＤ電圧を与えた後の抵抗と出力を示す
図である。
【図２５】スピンバルブ素子にヒューマンボディモデル
による模擬のＥＳＤ電圧を与えた後の抵抗と出力を示す
図である。
【図２６】スピンバルブ素子の漏洩磁界を示す図であ
る。
【図２７】本発明の磁気抵抗効果ヘッドの他の一実施形
態を示す図である。
【図２８】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一
実施形態を示す図である。
【図２９】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一
実施形態を示す図である。
【図３０】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一
実施形態を示す図である。
【図３１】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一
実施形態を示す図である。
【図３２】本発明の磁気抵抗効果素子の第１の実施形態
の要部構造を示す断面図である。
【図３３】図３２に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示
す断面図である。
【図３４】図３２に示す磁気抵抗効果素子の他の変形例
を示す断面図である。
【図３５】従来のスピンバルブ膜の熱プロセスによるＭ
Ｒ変化率の低下モデルを示す図である。
【図３６】金属膜／金属膜界面で鏡面反射効果が得られ
ることを説明するための図である。
【図３７】反射膜のフェルミ波長およびそれと接するＧ
ＭＲ膜のフェルミ波長の比と臨界角度θc との関係の一
例を示す図である。
【図３８】Ａｕ（Ａｇ）／Ｃｕ界面で鏡面反射を起こす
臨界角度θc をフェルミ波長から算出した結果を示す図
である。
【図３９】図３２に示す磁気抵抗効果素子のさらに他の
変形例を示す断面図である。
【図４０】図３９に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示
す断面図である。
【図４１】本発明の磁気抵抗効果素子の第２の実施形態
の要部構造を示す断面図である。
【図４２】図４１に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示
す断面図である。
【図４３】本発明の磁気抵抗効果素子の第３の実施形態
の要部構造を示す断面図である。
【図４４】本発明の磁気抵抗効果素子を適用した録再分
離型磁気ヘッドの第１の実施形態の構造を示す断面図で
ある。
【図４５】本発明の磁気抵抗効果素子を適用した録再分
離型磁気ヘッドの第２の実施形態の構造を示す断面図で
ある。
【図４６】本発明の録再分離型磁気ヘッドを適用した磁
気ヘッドアッセンブリの一実施形態の構造を示す斜視図
である。
【図４７】本発明の録再分離型磁気ヘッドを適用した磁
気ディスク装置の一実施形態の構造を示す斜視図であ
る。
【図４８】本発明の実施例１で作製したスピンバルブ膜
のＸＲＤパターンを示す図である。
【図４９】本発明の磁気抵抗効果素子を人工格子膜に適
用した実施例の要部構造を示す断面図である。
【図５０】ＡＢＳ（エア・ベアリング・サーフェース）
から見たスピンバルブ素子部の断面を示す概念図であ
る。
【図５１】ギャップ膜やシールド膜を除いたスピンバル
ブ素子の斜視図である。
【図５２】図１や図５などに例示したトップ型のスピン
バルブ膜に適するヘッドの一実施例を示す概念図であ
る。
【図５３】本発明による磁気抵抗効果素子を用いた磁気
ヘッドの膜断面におけるナノＥＤＸ分析の結果を示すグ
ラフ図である。
【符号の説明】
１ 感磁層 ２ 磁化固着層 ３ 非磁性中間層 ４ ＭＲ向上層 ４ａ，４ｂ 金属膜 ４ｃ 合金層 ５ 非磁性下地層 ６ 反強磁性層 ７ 保護層 ８ スピンバルブ膜 １０ 基板 １１，１８ シールド １２，１７ ギャップ膜 １３ スピンバルブ素子 １４ スピンバルブ膜 １５ 縦バイアス膜 １６ 電極 １４１，１４２ 非磁性下地層 １４３ 反強磁性層 １４４ 磁化固着層 １４５ 中間層 １４６ 磁化自由層 １４７ 保護膜 １５１ 強磁性膜 １５２ 反強磁性膜 １５３ 下地層 １４４１ 強磁性層Ｂ １４４２ 磁気結合層 １４４３ 強磁性層Ａ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｆ 10/26 Ｈ０１Ｆ 10/26 10/30 10/30 10/32 10/32 Ｈ０１Ｌ 43/08 Ｈ０１Ｌ 43/08 Ｚ (72)発明者 中 村 新 一 神奈川県横浜市磯子区新杉田町８番地 株式会社東芝 横浜事業所内 (72)発明者 吉 川 将 寿 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式 会社東芝 川崎事業所内 (72)発明者 橋 本 進 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式 会社東芝 川崎事業所内 (72)発明者 佐 橋 政 司 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式 会社東芝 川崎事業所内 (72)発明者 岩 崎 仁 志 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式 会社東芝 川崎事業所内 (72)発明者 斉 藤 和 浩 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式 会社東芝 川崎事業所内 (72)発明者 福 家 ひろみ 神奈川県川崎市幸区堀川町72番地 株式 会社東芝 川崎事業所内 (56)参考文献 特開2000−137906（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) G11B 5/39 H01F 10/06 H01F 10/12 H01F 10/14 H01F 10/16 H01F 10/26 H01F 10/30 H01F 10/32 H01L 43/08

Claims (20)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】非磁性スペーサ層と、前記非磁性体スペー
    サ層によって互いに分離された第１の強磁性体層と第２
    の強磁性体層と、 を備え、 前記第１の強磁性体層は、印加磁界がゼロの時に前記第
    ２の強磁性体層の磁化方向に対してある角度を成す磁化
    方向を有する磁気抵抗効果素子であって、 前記第１の強磁性体層と前記非磁性スペーサ層とが接す
    る膜面と反対側の面にて第１の強磁性体層に接する非磁
    性高導電層を有し、さらに、 比抵抗１０μΩｃｍのＣｕに換算した前記非磁性高導電
    層の膜厚をｔ（ＨＣＬ）、前記第２の強磁性体層の膜厚
    を１Ｔの飽和磁化で換算した磁気膜厚をｔｍ（ｐｉｎ）
    としたときに、 ０．５ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ）＋ｔ（ＨＣＬ）≦４ｎｍ、
    且つｔ（ＨＣＬ）≧０ ．５ｎｍを満足することを特徴とする磁気抵抗効果素
    子。
  2. 【請求項２】前記非磁性高導電層は、バルク状態の室温
    での比抵抗の値が１０μΩｃｍ以下である元素を含有す
    ることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子。
  3. 【請求項３】正信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ１
    と、負信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ２とにより
    表される波形非対称性（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋Ｖ２）
    が、マイナス０．１以上プラス０．１以下となるよう
    に、前記非磁性高導電層の膜厚と前記第２の強磁性体層
    の膜厚とを設定したことを特徴とする請求項１記載の磁
    気抵抗効果素子。
  4. 【請求項４】前記第１の強磁性体層の膜厚は０．５ｎｍ
    以上４．５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１記
    載の磁気抵抗効果素子。
  5. 【請求項５】前記第１の強磁性体層は、ニッケル鉄（Ｎ
    ｉＦｅ）を含む合金層とコバルト（Ｃｏ）を含む層との
    積層膜からなることを特徴とする請求項１〜４のいずれ
    か１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  6. 【請求項６】前記第１の強磁性体層は、コバルト鉄（Ｃ
    ｏＦｅ）を含む合金層からなることを特徴とする請求項
    １〜４のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  7. 【請求項７】前記非磁性高導電層は、銅（Ｃｕ）、金
    （Ａｕ）、銀（Ａｇ）、ルテニウム（Ｒｕ）、イリジウ
    ム（Ｉｒ）、レニウム（Ｒｅ）、ロジウム（Ｒｈ）、白
    金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、アルミニウム（Ａ
    ｌ）、オスミウム（Ｏｓ）及びニッケル（Ｎｉ）よりな
    る群から選ばれる少なくとも一種の金属元素を含む金属
    膜であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つ
    に記載の磁気抵抗効果素子。
  8. 【請求項８】前記非磁性高導電層は、少なくとも２層以
    上の膜を積層した積層膜から形成されることを特徴とす
    る請求項１〜４のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素
    子。
  9. 【請求項９】前記積層膜のうちで前記第１の強磁性体層
    に接する膜が銅（Ｃｕ）を含むことを特徴とする請求項
    ８記載の磁気抵抗効果素子。
  10. 【請求項１０】前記積層膜のうちで前記第１の強磁性体
    層に接しない膜が、ルテニウム（Ｒｕ）、レニウム（Ｒ
    ｅ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウム（Ｐｄ）、白金
    （Ｐｔ）、イリジウム（Ｉｒ）及びオスミウム（Ｏｓ）
    よりなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を含むこ
    とを特徴とする請求項９記載の磁気抵抗効果素子。
  11. 【請求項１１】前記非磁性高導電層と前記第１の強磁性
    層との接する界面において、前記非磁性高導電層を主に
    構成する元素と、前記第１の強磁性層を主に構成する元
    素とが互いに非固溶な関係にあることを特徴とする請求
    項１〜４のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  12. 【請求項１２】前記第２の強磁性体層の磁化を所望の方
    向に維持する反強磁性層をさらに備え、 前記反強磁性体層の材料として、ＸｚＭｎ１−ｚ（ここ
    でＸは、イリジウム（Ｉｒ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロ
    ジウム（Ｒｈ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）及
    びレニウム（Ｒｅ）よりなる群から選ばれる少なくとも
    一種の元素とし、組成比ｚは、５原子％以上４０原子％
    以下である）を用いたことを特徴とする請求項１〜４の
    いずれ１つに記載の磁気抵抗効果素子。
  13. 【請求項１３】前記第２の強磁性体層の磁化を所望の方
    向に維持する反強磁性層をさらに備え、 前記反強磁性層の材料として、ＸｚＭｎ１−ｚ（ここで
    Ｘは、白金（Ｐｔ）及びパラジウム（Ｐｄ）よりなる群
    から選ばれた少なくとも一種の元素とし、組成比ｚは、
    ４０原子％以上６５原子％以下である）を用いたことを
    特徴とする請求項１〜４のいずれか１つに記載の磁気抵
    抗効果素子。
  14. 【請求項１４】前記第１の強磁性体層と反対側の面にお
    いて前記非磁性高導電層と接して、タンタル（Ｔａ）、
    チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、タングステン
    （Ｗ）、ハフニウム（Ｈｆ）及びモリブデン（Ｍｏ）よ
    りなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を含む層を
    さらに備えたことを特徴とする請求項１〜４のいずれか
    １つに記載の磁気抵抗効果素子。
  15. 【請求項１５】請求項１〜１４のいずれか１つに記載の
    磁気抵抗効果素子を備えたことを特徴とする磁気ヘッ
    ド。
  16. 【請求項１６】下側磁気シールド層と、 前記下側磁気シールド層上に設けられた下側再生磁気ギ
    ャップ層と、 前記下側再生磁気ギャップ層の上に設けられた請求項１
    〜１４のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子と、 前記磁気抵抗効果素子上に設けられた上側再生磁気ギャ
    ップ層と 前記上側磁気ギャップ層の上に設けられた上側磁気シー
    ルド層と、 を具備することを特徴とする磁気ヘッド。
  17. 【請求項１７】前記第１の強磁性体層を膜厚方向にみた
    中心から前記非磁性スペーサ層を介して前記上側磁気シ
    ールド層と前記下側磁気シールド層のいずれか一方に至
    る距離をＤ１、前記第１の強磁性体層を膜厚方向にみた
    中心から前記非磁性スペーサ層を介さずに前記上側磁気
    シールド層と前記下側磁気シールド層のいずれか他方に
    至る距離をＤ２としたときに、Ｄ１＞Ｄ２であることを
    特徴とする請求項１６記載の磁気ヘッド。
  18. 【請求項１８】前記上側磁気シールド層と共通化されて
    設けられた下側磁極と、 前記下側磁極上に設けられた記録磁気ギャップ層と、 前記記録磁気ギャップ層上に設けられた上側磁極と、 を有する記録ヘッドをさらに備えたことを特徴とする請
    求項１６または１７に記載の磁気ヘッド。
  19. 【請求項１９】請求項１５または１８記載の磁気ヘッド
    を有するヘッドスライダと、 前記ヘッドスライダが搭載されたサスペンションを有す
    るアームと、 を具備することを特徴とする磁気ヘッドアッセンブリ。
  20. 【請求項２０】磁気記録媒体と、 請求項１９記載の磁気ヘッドアッセンブリと、 を具備することを特徴とする磁気記録装置。
JP2000101416A 1998-06-30 2000-04-03 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置 Expired - Fee Related JP3264663B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000101416A JP3264663B2 (ja) 1998-06-30 2000-04-03 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP18547598 1998-06-30
JP10-185475 1998-06-30
JP23782198 1998-08-24
JP10-237821 1998-08-24
JP2000101416A JP3264663B2 (ja) 1998-06-30 2000-04-03 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP09707299A Division JP3234814B2 (ja) 1998-06-30 1999-04-02 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2000331319A JP2000331319A (ja) 2000-11-30
JP3264663B2 true JP3264663B2 (ja) 2002-03-11

Family

ID=27325565

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2000101416A Expired - Fee Related JP3264663B2 (ja) 1998-06-30 2000-04-03 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP3264663B2 (ja)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6993827B2 (en) * 2003-06-12 2006-02-07 Headway Technologies, Inc. Method of making a bottom spin valve
JP2006073861A (ja) * 2004-09-03 2006-03-16 Renesas Technology Corp 磁気記憶装置
JP2014032990A (ja) * 2012-08-01 2014-02-20 Univ Of Tokyo 反強磁性体、磁気抵抗素子、磁気ランダムアクセスメモリ

Also Published As

Publication number Publication date
JP2000331319A (ja) 2000-11-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP3234814B2 (ja) 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置
US6313973B1 (en) Laminated magnetorestrictive element of an exchange coupling film, an antiferromagnetic film and a ferromagnetic film and a magnetic disk drive using same
JP4421822B2 (ja) ボトムスピンバルブ磁気抵抗効果センサ素子およびその製造方法
JP3557140B2 (ja) 磁気抵抗効果素子及び磁気再生装置
US7826182B2 (en) Current-perpendicular-to-the-plane (CPP) magnetoresistive sensor with CoFeGe ferromagnetic layers
US7599157B2 (en) Current-perpendicular-to-the-plane (CPP) magnetoresistive sensor with high-resistivity amorphous ferromagnetic layers
US8351165B2 (en) Current-perpendicular-to-the-plane (CPP) magnetoresistive sensor with CoFeGe ferromagnetic layers and Ag or AgCu spacer layer
JP2002208744A (ja) 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド及び磁気記録再生装置
KR20070106433A (ko) 자기-저항 소자 및 이를 제조하는 방법
JP4951864B2 (ja) 磁気検出素子
JP2005050842A (ja) 交換結合膜及びこの交換結合膜の製造方法並びに前記交換結合膜を用いた磁気検出素子
US7158354B2 (en) Dual-type magnetic detecting element in which free magnetic layer and pinned magnetic layer have suitably selected β values
JP4818720B2 (ja) Ｃｐｐ−ｇｍｒデバイスおよびその製造方法
JP3585807B2 (ja) 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置
US7800866B2 (en) Magnetic sensing element containing quaternary Heusler alloy Co2Mn (Ge1-xSnx) which constitutes a free magnetic layer or pinned magnetic layer
US7738220B1 (en) Magnetoresistance effect element, magnetic head, magnetic head assembly, magnetic storage system
US6891703B2 (en) Exchange coupled film having magnetic layer with non-uniform composition and magnetic sensing element including the same
JP2002208120A (ja) 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置
US20070047155A1 (en) Current-perpendicular-to-the-plane (CPP) magnetoresistive sensor with antiparallel-pinned structure having selected additive elements
JP3264663B2 (ja) 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置
JP2000331320A (ja) 磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置
JP3872958B2 (ja) 磁気抵抗効果素子及びその製造方法
US7609489B2 (en) Magnetic sensor using NiFe alloy for pinned layer
US7339769B2 (en) Magnetoresistive sensor with antiferromagnetic exchange-coupled structure having underlayer for enhancing chemical-ordering in the antiferromagnetic layer
JP2002280641A (ja) 交換結合膜及び前記交換結合膜を用いた磁気検出素子

Legal Events

Date Code Title Description
FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071228

Year of fee payment: 6

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081228

Year of fee payment: 7

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091228

Year of fee payment: 8

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091228

Year of fee payment: 8

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101228

Year of fee payment: 9

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111228

Year of fee payment: 10

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121228

Year of fee payment: 11

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121228

Year of fee payment: 11

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131228

Year of fee payment: 12

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees