JP3274318B2 - 薄膜磁気ヘッド - Google Patents
薄膜磁気ヘッドInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ハードディスク装
置などの磁気再生装置やその他の磁気検出装置に搭載さ
れる薄膜磁気ヘッドに係り、特に、磁気抵抗効果を示す
磁性層と、この磁性層を交換異方性結合により磁化する
反強磁性層を有する薄膜磁気ヘッドに関する。
置などの磁気再生装置やその他の磁気検出装置に搭載さ
れる薄膜磁気ヘッドに係り、特に、磁気抵抗効果を示す
磁性層と、この磁性層を交換異方性結合により磁化する
反強磁性層を有する薄膜磁気ヘッドに関する。
【０００２】
【従来の技術】磁気媒体に高密度記録された磁気信号を
再生する薄膜磁気ヘッドとして、磁気抵抗効果を利用し
たものがある。この薄膜磁気ヘッドでは、磁気抵抗効果
素子を構成する強磁性層の磁化方向が固定されるが、こ
の磁化方向を固定する方法として反強磁性層との交換異
方性結合を利用したものがある。反強磁性層による交換
異方性結合を利用したものとして図１に示すエクスチェ
ンジバイアス方式と、図２に示すスピンバルブ方式が挙
げられる。
再生する薄膜磁気ヘッドとして、磁気抵抗効果を利用し
たものがある。この薄膜磁気ヘッドでは、磁気抵抗効果
素子を構成する強磁性層の磁化方向が固定されるが、こ
の磁化方向を固定する方法として反強磁性層との交換異
方性結合を利用したものがある。反強磁性層による交換
異方性結合を利用したものとして図１に示すエクスチェ
ンジバイアス方式と、図２に示すスピンバルブ方式が挙
げられる。
【０００３】図１はエクスチェンジバイアス方式の薄膜
磁気ヘッドの正面図である。ハードディスクなどの磁気
媒体の移動方向はＺ方向であり、この磁気媒体からの洩
れ磁界の方向はＹ方向である。
磁気ヘッドの正面図である。ハードディスクなどの磁気
媒体の移動方向はＺ方向であり、この磁気媒体からの洩
れ磁界の方向はＹ方向である。
【０００４】図１に示すエクスチェンジバイアス方式の
薄膜磁気ヘッドでは、Ａｌ2Ｏ3などの下部絶縁層１の上
に、磁気抵抗効果素子（イ）を構成する軟磁性（ＳＡ
Ｌ）層２、非磁性（ＳＨＵＮＴ）層３、磁気抵抗（Ｍ
Ｒ）効果を示す強磁性層４が順に積層されている。強磁
性層４の上にはトラック幅（Ｔｗ）を開けて反強磁性層
５が積層され、その上にリード層６が積層されている。
さらにその上に、Ａｌ2Ｏ3などの上部絶縁層７が積層さ
れている。
薄膜磁気ヘッドでは、Ａｌ2Ｏ3などの下部絶縁層１の上
に、磁気抵抗効果素子（イ）を構成する軟磁性（ＳＡ
Ｌ）層２、非磁性（ＳＨＵＮＴ）層３、磁気抵抗（Ｍ
Ｒ）効果を示す強磁性層４が順に積層されている。強磁
性層４の上にはトラック幅（Ｔｗ）を開けて反強磁性層
５が積層され、その上にリード層６が積層されている。
さらにその上に、Ａｌ2Ｏ3などの上部絶縁層７が積層さ
れている。
【０００５】強磁性層４と反強磁性層５の両層の膜境界
面での交換異方性結合により、強磁性層４に縦バイアス
磁界が与えられてＢ領域はＸ方向へ単磁区化され、これ
に誘発されてトラック幅内のＡ領域にて強磁性層４がＸ
方向へ単磁区化される。定常電流は、リード層６から反
強磁性層５を経て強磁性層４に与えられる。強磁性層４
に定常電流が与えられると軟磁性層２からの静磁結合エ
ネルギーにより強磁性層４にＹ方向への横バイアス磁界
が与えられる。縦バイアス磁界と横バイアス磁界により
磁化された強磁性層４に磁気媒体からの洩れ磁界が与え
られると、この洩れ磁界の大きさに比例して定常電流に
対する電気抵抗が変化し、この電気抵抗の変化により洩
れ磁界が検出される。
面での交換異方性結合により、強磁性層４に縦バイアス
磁界が与えられてＢ領域はＸ方向へ単磁区化され、これ
に誘発されてトラック幅内のＡ領域にて強磁性層４がＸ
方向へ単磁区化される。定常電流は、リード層６から反
強磁性層５を経て強磁性層４に与えられる。強磁性層４
に定常電流が与えられると軟磁性層２からの静磁結合エ
ネルギーにより強磁性層４にＹ方向への横バイアス磁界
が与えられる。縦バイアス磁界と横バイアス磁界により
磁化された強磁性層４に磁気媒体からの洩れ磁界が与え
られると、この洩れ磁界の大きさに比例して定常電流に
対する電気抵抗が変化し、この電気抵抗の変化により洩
れ磁界が検出される。
【０００６】図２に示すスピンバルブ方式の薄膜磁気ヘ
ッドでは、下部絶縁層１上に、磁気抵抗効果素子（ロ）
を構成する軟磁性層８、非磁性導電層９、強磁性層４が
積層され、強磁性層４の上に反強磁性層５が設けられて
いる。定常電流は磁気抵抗効果素子（ロ）に与えられ
る。反強磁性層５との交換異方性結合により、強磁性層
４の磁化がＹ方向へ固定され、Ｚ方向へ移動する磁気媒
体からの洩れ磁界が与えられると、軟磁性層８の磁化方
向が変化する。このとき、強磁性層４の固定磁化方向に
対する軟磁性層８の磁化方向の変化により、磁気抵抗効
果素子（ロ）の電気抵抗が変化し、洩れ磁界が検出でき
る。
ッドでは、下部絶縁層１上に、磁気抵抗効果素子（ロ）
を構成する軟磁性層８、非磁性導電層９、強磁性層４が
積層され、強磁性層４の上に反強磁性層５が設けられて
いる。定常電流は磁気抵抗効果素子（ロ）に与えられ
る。反強磁性層５との交換異方性結合により、強磁性層
４の磁化がＹ方向へ固定され、Ｚ方向へ移動する磁気媒
体からの洩れ磁界が与えられると、軟磁性層８の磁化方
向が変化する。このとき、強磁性層４の固定磁化方向に
対する軟磁性層８の磁化方向の変化により、磁気抵抗効
果素子（ロ）の電気抵抗が変化し、洩れ磁界が検出でき
る。
【０００７】上記磁気抵抗効果素子（イ）または（ロ）
において、強磁性層４はＮｉ（ニッケル）−Ｆｅ（鉄）
系合金が使用される。また、反強磁性層５と強磁性層４
との交換異方性結合を実現するために、反強磁性層５と
してＦｅ（鉄）−Ｍｎ（マンガン）合金が従来使用され
ている。Ｎｉ−Ｆｅ系合金とＦｅ−Ｍｎ合金との境界面
での磁気モーメント間の交換相互作用により、強磁性層
４であるＮｉ−Ｆｅ系合金の磁化が一軸方向へ異方性を
示す。その結果、Ｎｉ−Ｆｅ系合金に与えられる外部磁
界（Ｈ）と、Ｎｉ−Ｆｅ系合金の磁化（Ｍ）との関係を
示すヒステリシスなＭ−Ｈループが外部磁界の強度
（Ｈ）方向へシフトする。このＭ−Ｈループのシフト量
を以下において交換異方性磁界（Ｈｅｘ）と称する。Ｎ
ｉ−Ｆｅ系合金との間で交換異方性結合を呈する反強磁
性層５としては、例えば面心立方格子（ｆ，ｃ，ｃ規
則）となるＦｅ−Ｍｎ合金が知られている。
において、強磁性層４はＮｉ（ニッケル）−Ｆｅ（鉄）
系合金が使用される。また、反強磁性層５と強磁性層４
との交換異方性結合を実現するために、反強磁性層５と
してＦｅ（鉄）−Ｍｎ（マンガン）合金が従来使用され
ている。Ｎｉ−Ｆｅ系合金とＦｅ−Ｍｎ合金との境界面
での磁気モーメント間の交換相互作用により、強磁性層
４であるＮｉ−Ｆｅ系合金の磁化が一軸方向へ異方性を
示す。その結果、Ｎｉ−Ｆｅ系合金に与えられる外部磁
界（Ｈ）と、Ｎｉ−Ｆｅ系合金の磁化（Ｍ）との関係を
示すヒステリシスなＭ−Ｈループが外部磁界の強度
（Ｈ）方向へシフトする。このＭ−Ｈループのシフト量
を以下において交換異方性磁界（Ｈｅｘ）と称する。Ｎ
ｉ−Ｆｅ系合金との間で交換異方性結合を呈する反強磁
性層５としては、例えば面心立方格子（ｆ，ｃ，ｃ規
則）となるＦｅ−Ｍｎ合金が知られている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】強磁性層４と反強磁性
層５との交換異方性結合を利用した薄膜磁気ヘッドにお
いて求められる条件は以下の通りである。
層５との交換異方性結合を利用した薄膜磁気ヘッドにお
いて求められる条件は以下の通りである。
【０００９】交換異方性結合により強磁性層４に対し
Ｘ方向（図１）またはＹ方向（図２）へ充分な一軸方向
の磁気異方性を生じさせること、すなわち前記交換異方
性磁界（Ｈｅｘ）が大きいこと。耐腐蝕性において優
れること。熱の変化に対し、交換異方性結合による磁
気異方性が低下しないこと。すなわち温度変化に対して
前記交換異方性磁界（Ｈｅｘ）が変化しにくいこと。
Ｘ方向（図１）またはＹ方向（図２）へ充分な一軸方向
の磁気異方性を生じさせること、すなわち前記交換異方
性磁界（Ｈｅｘ）が大きいこと。耐腐蝕性において優
れること。熱の変化に対し、交換異方性結合による磁
気異方性が低下しないこと。すなわち温度変化に対して
前記交換異方性磁界（Ｈｅｘ）が変化しにくいこと。
【００１０】ここで、従来反強磁性層５として使用され
ているＦｅ−Ｍｎ合金は、前記に示すように、強磁性
層４との間で交換異方性結合を生じる磁性材料として選
択されたものであるが、前記で示す耐腐蝕性に関して
は劣る材料といえる。Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化により腐蝕
しやすい材料であり、この腐蝕により図１または図２に
示す薄膜磁気ヘッドにおいて層間の剥離の原因になりや
すい。また腐蝕によりＦｅ−Ｍｎ合金自体の磁気特性に
変化を生じ、交換異方性結合による一軸方向への磁気異
方性が低下し、強磁性層４に対する単磁区化または磁化
方向の固定作用が低下する。
ているＦｅ−Ｍｎ合金は、前記に示すように、強磁性
層４との間で交換異方性結合を生じる磁性材料として選
択されたものであるが、前記で示す耐腐蝕性に関して
は劣る材料といえる。Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化により腐蝕
しやすい材料であり、この腐蝕により図１または図２に
示す薄膜磁気ヘッドにおいて層間の剥離の原因になりや
すい。また腐蝕によりＦｅ−Ｍｎ合金自体の磁気特性に
変化を生じ、交換異方性結合による一軸方向への磁気異
方性が低下し、強磁性層４に対する単磁区化または磁化
方向の固定作用が低下する。
【００１１】また、Ｆｅ−Ｍｎ合金を反強磁性層５とし
て使用した場合に、温度変化により交換異方性磁界（Ｈ
ｅｘ）が変化しやすい。後述する表６の右欄にはＦｅ50
Ｍｎ50（ａｔ％）を反強磁性層として使用した場合の、
温度と交換異方性磁界（Ｈｅｘ）の変化との関係を示し
ている。表３の右欄から、環境温度が１２０℃から１４
０℃を越えると交換異方性磁界（Ｈｅｘ）が大きく低下
することが解る。この種の薄膜磁気ヘッドが使用される
ハードディスク装置などでは、磁気抵抗効果素子の周囲
温度が１２０℃程度に上昇し得る。このような高温環境
下において交換異方性磁界（Ｈｅｘ）が低下し、強磁性
層４の磁気異方性が低下すると、磁気媒体からの信号読
取り出力に対するノイズの比率が高くなる。
て使用した場合に、温度変化により交換異方性磁界（Ｈ
ｅｘ）が変化しやすい。後述する表６の右欄にはＦｅ50
Ｍｎ50（ａｔ％）を反強磁性層として使用した場合の、
温度と交換異方性磁界（Ｈｅｘ）の変化との関係を示し
ている。表３の右欄から、環境温度が１２０℃から１４
０℃を越えると交換異方性磁界（Ｈｅｘ）が大きく低下
することが解る。この種の薄膜磁気ヘッドが使用される
ハードディスク装置などでは、磁気抵抗効果素子の周囲
温度が１２０℃程度に上昇し得る。このような高温環境
下において交換異方性磁界（Ｈｅｘ）が低下し、強磁性
層４の磁気異方性が低下すると、磁気媒体からの信号読
取り出力に対するノイズの比率が高くなる。
【００１２】そこで、特開平６−７６２４７号公報に
は、反強磁性層５として面心正方晶（ｆ，ｃ，ｔ規則；
ＣｕＡｕＩの結晶構造）の規則的な結晶構造のＮｉ−Ｍ
ｎ合金を使用することが提案されている。前記公報に
は、反強磁性層５としてこの規則的な結晶構造のＮｉ−
Ｍｎ合金を用いると、Ｎｉ−Ｆｅ系合金の強磁性層４と
の間で充分な交換異方性結合を呈し、また温度変化によ
る交換異方性磁界（Ｈｅｘ）の変化が少なく、さらに耐
腐蝕性に優れると記載されている。
は、反強磁性層５として面心正方晶（ｆ，ｃ，ｔ規則；
ＣｕＡｕＩの結晶構造）の規則的な結晶構造のＮｉ−Ｍ
ｎ合金を使用することが提案されている。前記公報に
は、反強磁性層５としてこの規則的な結晶構造のＮｉ−
Ｍｎ合金を用いると、Ｎｉ−Ｆｅ系合金の強磁性層４と
の間で充分な交換異方性結合を呈し、また温度変化によ
る交換異方性磁界（Ｈｅｘ）の変化が少なく、さらに耐
腐蝕性に優れると記載されている。
【００１３】しかし、この場合、図１または図２に示す
各層および反強磁性層５となる部分にＮｉ−Ｍｎ合金を
スパッタリングなどで順次成膜した後、成膜後の磁気ヘ
ッドを高温で熱処理することが必要である。成膜状態の
Ｎｉ−Ｍｎ合金を面心正方晶（ｆ，ｃ，ｔ規則；ＣｕＡ
ｕＩの結晶構造）の規則的な結晶構造にするためには、
熱処理温度の温度範囲は限られ、また熱処理時間も長く
必要になる。前記公報にも記載されているように、この
ときの熱処理温度は２６０℃に近い高温域の一定の温度
範囲内に限られ、また熱処理時間も数十時間が必要であ
る。またこの熱処理を数サイクル繰返すことが必要にな
ることもある。
各層および反強磁性層５となる部分にＮｉ−Ｍｎ合金を
スパッタリングなどで順次成膜した後、成膜後の磁気ヘ
ッドを高温で熱処理することが必要である。成膜状態の
Ｎｉ−Ｍｎ合金を面心正方晶（ｆ，ｃ，ｔ規則；ＣｕＡ
ｕＩの結晶構造）の規則的な結晶構造にするためには、
熱処理温度の温度範囲は限られ、また熱処理時間も長く
必要になる。前記公報にも記載されているように、この
ときの熱処理温度は２６０℃に近い高温域の一定の温度
範囲内に限られ、また熱処理時間も数十時間が必要であ
る。またこの熱処理を数サイクル繰返すことが必要にな
ることもある。
【００１４】上記の２６０℃程度の高温の熱処理は、例
えばスパッタリングにより成膜された各層の歪を除去す
るためなどに一般的に行われるアニール処理に比べて、
各層に対する影響が大きくなる。Ｎｉ−Ｍｎ合金を面心
正方晶の結晶構造とするために、一般的なアニール処理
よりも高い温度で且つ長時間の熱処理がなされると、図
１または図２に示す各磁性層間で相互拡散が生じるおそ
れがある。この相互拡散により各磁性層の磁気特性が変
化し、磁気ヘッド全体の特性に影響が生じる。
えばスパッタリングにより成膜された各層の歪を除去す
るためなどに一般的に行われるアニール処理に比べて、
各層に対する影響が大きくなる。Ｎｉ−Ｍｎ合金を面心
正方晶の結晶構造とするために、一般的なアニール処理
よりも高い温度で且つ長時間の熱処理がなされると、図
１または図２に示す各磁性層間で相互拡散が生じるおそ
れがある。この相互拡散により各磁性層の磁気特性が変
化し、磁気ヘッド全体の特性に影響が生じる。
【００１５】また、薄膜磁気ヘッドでは、金属による各
磁性層やリード層の他に有機絶縁層が設けられる。例え
ばハードディスク装置用では、図１または図２に示した
磁気検出用の薄膜磁気ヘッドの上にインダクティブ型の
記録用薄膜ヘッドが積層されるが、この薄膜磁気ヘッド
のコイル層などは有機絶縁層例えばポリイミド樹脂など
で絶縁される。このような層構造の磁気ヘッドに対し、
前述の高温で且つ長時間の熱処理が行われると、前記有
機絶縁層の絶縁破壊が生じるおそれがある。
磁性層やリード層の他に有機絶縁層が設けられる。例え
ばハードディスク装置用では、図１または図２に示した
磁気検出用の薄膜磁気ヘッドの上にインダクティブ型の
記録用薄膜ヘッドが積層されるが、この薄膜磁気ヘッド
のコイル層などは有機絶縁層例えばポリイミド樹脂など
で絶縁される。このような層構造の磁気ヘッドに対し、
前述の高温で且つ長時間の熱処理が行われると、前記有
機絶縁層の絶縁破壊が生じるおそれがある。
【００１６】また、Ｎｉ−Ｍｎ合金を規則的な結晶構造
とするためには前述のように限られた温度範囲で且つ長
時間の熱処理が行われるが、この熱処理の際の温度管理
および時間管理が繁雑で製造工程が増大し、作業負荷が
大きくなり、結果的に製造コストが高くなる。
とするためには前述のように限られた温度範囲で且つ長
時間の熱処理が行われるが、この熱処理の際の温度管理
および時間管理が繁雑で製造工程が増大し、作業負荷が
大きくなり、結果的に製造コストが高くなる。
【００１７】本発明は、上記従来の課題を解決するもの
であり、耐腐蝕性に優れ、強磁性層との交換異方性結合
により一軸方向への磁化異方性を呈することができ、且
つ温度変化による交換異方性磁界の変化が少なく、さら
に高温で長時間の熱処理を不要にした反強磁性層を有す
る薄膜磁気ヘッドを提供することを目的としている。
であり、耐腐蝕性に優れ、強磁性層との交換異方性結合
により一軸方向への磁化異方性を呈することができ、且
つ温度変化による交換異方性磁界の変化が少なく、さら
に高温で長時間の熱処理を不要にした反強磁性層を有す
る薄膜磁気ヘッドを提供することを目的としている。
【００１８】
【課題を解決するための手段】本発明の薄膜磁気ヘッド
は、強磁性層を含む磁気抵抗効果素子と、交換異方性結
合により前記強磁性層を磁化する反強磁性層とを有する
薄膜磁気ヘッドにおいて、前記反強磁性層が不規則結晶
構造を有するＲｕ（ルテニウム）−Ｍｎ（マンガン）合
金からなり、Ｒｕ原子の含有率は、１５．５〜２９．０
ａｔ％（原子％）であることを特徴とするものである。
は、強磁性層を含む磁気抵抗効果素子と、交換異方性結
合により前記強磁性層を磁化する反強磁性層とを有する
薄膜磁気ヘッドにおいて、前記反強磁性層が不規則結晶
構造を有するＲｕ（ルテニウム）−Ｍｎ（マンガン）合
金からなり、Ｒｕ原子の含有率は、１５．５〜２９．０
ａｔ％（原子％）であることを特徴とするものである。
【００１９】また本発明は、強磁性層を含む磁気抵抗効
果素子と、交換異方性結合により前記強磁性層を磁化す
る反強磁性層とを有する薄膜磁気ヘッドにおいて、前記
反強磁性層が不規則結晶構造を有するＲｈ（ロディウ
ム）−Ｍｎ（マンガン）合金からなり、Ｒｈ原子の含有
率は、１９．２〜３２．８ａｔ％（原子％）であること
を特徴とするものである。
果素子と、交換異方性結合により前記強磁性層を磁化す
る反強磁性層とを有する薄膜磁気ヘッドにおいて、前記
反強磁性層が不規則結晶構造を有するＲｈ（ロディウ
ム）−Ｍｎ（マンガン）合金からなり、Ｒｈ原子の含有
率は、１９．２〜３２．８ａｔ％（原子％）であること
を特徴とするものである。
【００２０】以下において「〜」で示す数値範囲の臨界
は、全て「以上」および「以下」である。
は、全て「以上」および「以下」である。
【００２１】上記のＭｎ合金は不規則結晶構造を有する
ものであるが、この不規則結晶構造とは、面心正方格子
（ｆ，ｃ，ｔ規則；ＣｕＡｕＩ構造やＣｕＡｕＩＩ構
造）のような規則的な結晶構造でない状態を意味してい
る。すなわち本発明でのＭｎ合金は、スパッタリングな
どにより成膜された後に、前記面心正方格子などの規則
的な結晶構造（ＣｕＡｕＩ構造またはＣｕＡｕＩＩ構
造）とするための高温で且つ長時間の加熱処理を行なわ
ないものであり、不規則結晶構造とは、スパッタリング
などにより成膜されたままの状態、あるいはこれに通常
のアニール処理が施された状態である。
ものであるが、この不規則結晶構造とは、面心正方格子
（ｆ，ｃ，ｔ規則；ＣｕＡｕＩ構造やＣｕＡｕＩＩ構
造）のような規則的な結晶構造でない状態を意味してい
る。すなわち本発明でのＭｎ合金は、スパッタリングな
どにより成膜された後に、前記面心正方格子などの規則
的な結晶構造（ＣｕＡｕＩ構造またはＣｕＡｕＩＩ構
造）とするための高温で且つ長時間の加熱処理を行なわ
ないものであり、不規則結晶構造とは、スパッタリング
などにより成膜されたままの状態、あるいはこれに通常
のアニール処理が施された状態である。
【００２２】また本発明では、前記磁気抵抗効果素子
は、軟磁性層、非磁性層及び強磁性層の積層構造で形成
されることが好ましい。
は、軟磁性層、非磁性層及び強磁性層の積層構造で形成
されることが好ましい。
【００２３】あるいは本発明では、前記磁気抵抗効果素
子は、軟磁性層、非磁性導電層及び強磁性層の積層構造
で形成されることが好ましい。
子は、軟磁性層、非磁性導電層及び強磁性層の積層構造
で形成されることが好ましい。
【００２４】
【作用】本発明は、Ｒｕ−Ｍｎ合金、Ｒｈ−Ｍｎ合金の
Ｒｕ及びＲｈの含有率を適正な範囲に設定することによ
り、面心正方格子などの規則的な結晶構造（ＣｕＡｕＩ
またはＣｕＡｕＩＩ構造など）にしなくても、すなわち
ほぼ成膜時の不規則結晶構造のままで、Ｎｉ−Ｆｅ系合
金の強磁性層との間で充分な交換異方性結合を呈するこ
とに着目したものである。
Ｒｕ及びＲｈの含有率を適正な範囲に設定することによ
り、面心正方格子などの規則的な結晶構造（ＣｕＡｕＩ
またはＣｕＡｕＩＩ構造など）にしなくても、すなわち
ほぼ成膜時の不規則結晶構造のままで、Ｎｉ−Ｆｅ系合
金の強磁性層との間で充分な交換異方性結合を呈するこ
とに着目したものである。
【００２５】前記Ｒｕ−Ｍｎ合金やＲｈ−Ｍｎ合金は、
従来の反強磁性層のＦｅ−Ｍｎ合金に比べて耐腐蝕性に
優れ、また温度変化に対する交換異方性磁界（Ｈｅｘ）
の変動が少なくなる。よって不規則結晶構造の前記Ｍｎ
合金を反強磁性層として使用した薄膜磁気ヘッドは、耐
環境変化に強いものとなり、また磁気媒体からの洩れ磁
界の検出時にノイズが発生しにくく、高精度な磁気検出
が可能なものとなる。
従来の反強磁性層のＦｅ−Ｍｎ合金に比べて耐腐蝕性に
優れ、また温度変化に対する交換異方性磁界（Ｈｅｘ）
の変動が少なくなる。よって不規則結晶構造の前記Ｍｎ
合金を反強磁性層として使用した薄膜磁気ヘッドは、耐
環境変化に強いものとなり、また磁気媒体からの洩れ磁
界の検出時にノイズが発生しにくく、高精度な磁気検出
が可能なものとなる。
【００２６】また前記Ｒｕ−Ｍｎ合金及びＲｈ−Ｍｎ合
金は、不規則結晶構造で使用されるため、成膜後に、面
心立方格子などの規則的な結晶構造とするための、高温
で且つ長時間の加熱処理が不要である。よって、加熱に
よる各磁性層間の拡散による磁気特性の変化または劣化
や、有機絶縁層の絶縁破壊といった問題が生じないもの
となる。
金は、不規則結晶構造で使用されるため、成膜後に、面
心立方格子などの規則的な結晶構造とするための、高温
で且つ長時間の加熱処理が不要である。よって、加熱に
よる各磁性層間の拡散による磁気特性の変化または劣化
や、有機絶縁層の絶縁破壊といった問題が生じないもの
となる。
【００２７】また、表１及び表２に示すように、不規則
結晶構造のＲｕ−Ｍｎ合金やＲｈ−Ｍｎ合金では、Ｒｕ
原子、Ｒｈ原子の含有率が高くなると、耐腐蝕性が向上
される。ただし、Ｎｉ−Ｆｅ系合金の強磁性層との交換
異方性磁界（Ｈｅｘ）は、Ｘ原子の含有率がある値で極
大を示しその後さらに含有率が高くなるにつれて減少
し、ついには０（ゼロ）（Ｏｅ；エルステッド）になっ
てしまう。よって、Ｘ−Ｍｎ合金を反強磁性層として用
いる場合、Ｘ原子の含有率の範囲は、ある程度の耐腐蝕
性を発揮でき、しかも交換異方性磁界を得ることのでき
る範囲に限られる。
結晶構造のＲｕ−Ｍｎ合金やＲｈ−Ｍｎ合金では、Ｒｕ
原子、Ｒｈ原子の含有率が高くなると、耐腐蝕性が向上
される。ただし、Ｎｉ−Ｆｅ系合金の強磁性層との交換
異方性磁界（Ｈｅｘ）は、Ｘ原子の含有率がある値で極
大を示しその後さらに含有率が高くなるにつれて減少
し、ついには０（ゼロ）（Ｏｅ；エルステッド）になっ
てしまう。よって、Ｘ−Ｍｎ合金を反強磁性層として用
いる場合、Ｘ原子の含有率の範囲は、ある程度の耐腐蝕
性を発揮でき、しかも交換異方性磁界を得ることのでき
る範囲に限られる。
【００２８】
【実施例】以下に本発明の実施例を説明する。
【００２９】本発明では、図１に示すエクスチェンジバ
イアス方式の薄膜磁気ヘッドにおいて、磁気抵抗効果素
子（イ）の強磁性層（ＭＲ層）４に積層されるエクスチ
ェンジバイアス層すなわち反強磁性層５、または図２に
示すスピンバルブ方式の薄膜磁気ヘッドにおいて、磁気
抵抗効果素子（ロ）の強磁性層４に積層される反強磁性
層５として、不規則結晶構造のＸ−Ｍｎ合金が用いられ
る。Ｘ原子はＲｕ、Ｒｈのうちのいずれか１種あるいは
２種以上である。
イアス方式の薄膜磁気ヘッドにおいて、磁気抵抗効果素
子（イ）の強磁性層（ＭＲ層）４に積層されるエクスチ
ェンジバイアス層すなわち反強磁性層５、または図２に
示すスピンバルブ方式の薄膜磁気ヘッドにおいて、磁気
抵抗効果素子（ロ）の強磁性層４に積層される反強磁性
層５として、不規則結晶構造のＸ−Ｍｎ合金が用いられ
る。Ｘ原子はＲｕ、Ｒｈのうちのいずれか１種あるいは
２種以上である。
【００３０】図１では、下部絶縁層（例えばＡｌ2Ｏ3）
１、軟磁性層（例えばＣｏ−Ｚｒ−Ｍｏ合金）２、非磁
性層（例えばＴａ）３、強磁性層（Ｎｉ−Ｆｅ系合金）
４、反強磁性層５の順にスパッタリングにより成膜され
る。同様に、図２では、下部絶縁層（例えばＡｌ2Ｏ3）
１、軟磁性層（Ｎｉ−Ｆｅ系合金）８、非磁性導電層
（例えばＣｕ）９、強磁性層（Ｎｉ−Ｆｅ系合金）４、
反強磁性層５の順に成膜される。いずれも反強磁性層５
の上に上部絶縁層（例えばＡｌ2Ｏ3）７が形成される。
１、軟磁性層（例えばＣｏ−Ｚｒ−Ｍｏ合金）２、非磁
性層（例えばＴａ）３、強磁性層（Ｎｉ−Ｆｅ系合金）
４、反強磁性層５の順にスパッタリングにより成膜され
る。同様に、図２では、下部絶縁層（例えばＡｌ2Ｏ3）
１、軟磁性層（Ｎｉ−Ｆｅ系合金）８、非磁性導電層
（例えばＣｕ）９、強磁性層（Ｎｉ−Ｆｅ系合金）４、
反強磁性層５の順に成膜される。いずれも反強磁性層５
の上に上部絶縁層（例えばＡｌ2Ｏ3）７が形成される。
【００３１】本発明での反強磁性層５のＸ−Ｍｎ合金
は、スパッタリングにより成膜されたままの状態あるい
は歪みを除去するために一般的なアニール処理が施され
た状態であり、不規則結晶構造である。
は、スパッタリングにより成膜されたままの状態あるい
は歪みを除去するために一般的なアニール処理が施され
た状態であり、不規則結晶構造である。
【００３２】以下の表１及び表２に示されるように、不
規則結晶構造のＸ−Ｍｎ合金では、Ｘ原子の含有率によ
り、耐腐蝕性および交換異方性磁界（Ｈｅｘ）の値が変
化する。そこで、反強磁性層５に使用されるのに好まし
いＸの含有率の範囲を求めるために以下の実験１、２を
行った。表１及び表２はこの実験１、２の評価結果を表
わしたものである。
規則結晶構造のＸ−Ｍｎ合金では、Ｘ原子の含有率によ
り、耐腐蝕性および交換異方性磁界（Ｈｅｘ）の値が変
化する。そこで、反強磁性層５に使用されるのに好まし
いＸの含有率の範囲を求めるために以下の実験１、２を
行った。表１及び表２はこの実験１、２の評価結果を表
わしたものである。
【００３３】（実験１）Ｈｅｘの測定 ガラス基板上に、バリア層としてＴａを膜厚２００オン
グストロームに、その上に強磁性層としてＮｉ80Ｆｅ20
（ａｔ％）合金を膜厚２００オングストロームに、さら
にその上に反強磁性層として使用される前記Ｘ−Ｍｎ合
金をＸの含有率を変えて膜厚３００オングストローム
に、その上にバリア層としてＴａを膜厚２００オングス
トロームに、それぞれスパッタリング成膜し積層したも
のを使用した。成膜はＲＦコンベンショナル装置を使用
した。Ｍｎターゲット（８"φ）にＲｕ、Ｒｈの１０ｍ
ｍ×１０ｍｍ×１ｍｍのペレットを適宜配置し、膜組成
を調整した。成膜中には±５０（Ｏｅ）の磁界を印加し
た。Ｘ−Ｍｎ合金の結晶構造を変化させるような加熱処
理は行なわず、Ｘ−Ｍｎ合金は不規則結晶構造の状態で
実験を行なった。
グストロームに、その上に強磁性層としてＮｉ80Ｆｅ20
（ａｔ％）合金を膜厚２００オングストロームに、さら
にその上に反強磁性層として使用される前記Ｘ−Ｍｎ合
金をＸの含有率を変えて膜厚３００オングストローム
に、その上にバリア層としてＴａを膜厚２００オングス
トロームに、それぞれスパッタリング成膜し積層したも
のを使用した。成膜はＲＦコンベンショナル装置を使用
した。Ｍｎターゲット（８"φ）にＲｕ、Ｒｈの１０ｍ
ｍ×１０ｍｍ×１ｍｍのペレットを適宜配置し、膜組成
を調整した。成膜中には±５０（Ｏｅ）の磁界を印加し
た。Ｘ−Ｍｎ合金の結晶構造を変化させるような加熱処
理は行なわず、Ｘ−Ｍｎ合金は不規則結晶構造の状態で
実験を行なった。
【００３４】この積層体に外部磁界を与え、強磁性層
（Ｎｉ80Ｆｅ20合金）の所定の一軸方向の異方性磁化を
測定し、Ｍ−Ｈループを求めた。このＭ−Ｈループのシ
フト量から交換異方性磁界（Ｈｅｘ）を求めた。
（Ｎｉ80Ｆｅ20合金）の所定の一軸方向の異方性磁化を
測定し、Ｍ−Ｈループを求めた。このＭ−Ｈループのシ
フト量から交換異方性磁界（Ｈｅｘ）を求めた。
【００３５】（実験２）耐腐蝕性（耐食性）の測定 ガラス基板上に、バリア層としてＴａを膜厚２００オン
グストロームに、その上にＸ−Ｍｎ合金をＸの含有率を
変えて膜厚３００オングストロームに、それぞれスパッ
タリング成膜し積層したものを用いた。各層を蒸着した
後、Ｘ−Ｍｎ合金の不規則結晶構造を変化させるような
加熱処理は行っていない。このように形成された試料を
気温８０℃、相対湿度９０％の条件下に９６時間放置し
た後、Ｘ−Ｍｎ合金の２０ｍｍ角表面を顕微鏡観察し
て、腐食面積を測定した。腐食面積がＸ−Ｍｎ合金全体
の面積に対して０％のときを「◎」、０〜１０％のとき
を「○」、１０〜７０％のときを「△」、７０％以上の
ときを「×」で表した。
グストロームに、その上にＸ−Ｍｎ合金をＸの含有率を
変えて膜厚３００オングストロームに、それぞれスパッ
タリング成膜し積層したものを用いた。各層を蒸着した
後、Ｘ−Ｍｎ合金の不規則結晶構造を変化させるような
加熱処理は行っていない。このように形成された試料を
気温８０℃、相対湿度９０％の条件下に９６時間放置し
た後、Ｘ−Ｍｎ合金の２０ｍｍ角表面を顕微鏡観察し
て、腐食面積を測定した。腐食面積がＸ−Ｍｎ合金全体
の面積に対して０％のときを「◎」、０〜１０％のとき
を「○」、１０〜７０％のときを「△」、７０％以上の
ときを「×」で表した。
【００３６】上記実験の結果を以下に示す。 （Ｒｕ−Ｍｎ合金について） Ｒｕ−Ｍｎ合金を用いて、上記実験１、２を行い、耐腐
蝕性（耐食性）と交換異方性磁界（Ｈｅｘ）を調べた。
この結果を表１に示す。
蝕性（耐食性）と交換異方性磁界（Ｈｅｘ）を調べた。
この結果を表１に示す。
【００３７】表１では、Ｒｕの含有率が０．０〜８．２
ａｔ％のとき耐食性は×である。しかしＲｕの含有率が
１５．５ａｔ％以上になると△になり、２９．０ａｔ％
以上で○、４４．０ａｔ％以上で◎となる。つまり、Ｒ
ｕ原子の含有率が多くなると耐食性は向上する。よっ
て、耐食性においては、Ｒｕの含有率が１５．５ａｔ％
以上とすることが反強磁性層として使用するのに好まし
い。
ａｔ％のとき耐食性は×である。しかしＲｕの含有率が
１５．５ａｔ％以上になると△になり、２９．０ａｔ％
以上で○、４４．０ａｔ％以上で◎となる。つまり、Ｒ
ｕ原子の含有率が多くなると耐食性は向上する。よっ
て、耐食性においては、Ｒｕの含有率が１５．５ａｔ％
以上とすることが反強磁性層として使用するのに好まし
い。
【００３８】また、表１より、不規則結晶構造のＲｕ−
Ｍｎ合金は、Ｈｅｘが薄膜磁気ヘッドとして使用可能な
値を示していることが分かる。ＨｅｘはＲｕの含有率が
０．０〜２２．０ａｔ％ではＲｕの含有率と比例して増
加していく。そして、２０〜２５ａｔ％で最大となると
考えられる。そして、Ｒｕの含有率が２９．０ａｔ％以
上になるとＨｅｘは減少し、含有率５０．５ａｔ％で
０．０（Ｏｅ；エルステッド）となる。よって、Ｈｅｘ
の値をみると反強磁性層として使用できるのは、Ｒｕの
含有率がほぼ４５ａｔ％以下のときである。
Ｍｎ合金は、Ｈｅｘが薄膜磁気ヘッドとして使用可能な
値を示していることが分かる。ＨｅｘはＲｕの含有率が
０．０〜２２．０ａｔ％ではＲｕの含有率と比例して増
加していく。そして、２０〜２５ａｔ％で最大となると
考えられる。そして、Ｒｕの含有率が２９．０ａｔ％以
上になるとＨｅｘは減少し、含有率５０．５ａｔ％で
０．０（Ｏｅ；エルステッド）となる。よって、Ｈｅｘ
の値をみると反強磁性層として使用できるのは、Ｒｕの
含有率がほぼ４５ａｔ％以下のときである。
【００３９】
【表１】
【００４０】（Ｒｈ−Ｍｎ合金について） Ｒｈ−Ｍｎ合金に関して実験１、２を行い、耐食性、Ｈ
ｅｘを調べた結果を表２に示す。耐食性はＲｈの含有率
が１９．２ａｔ％で△になり、含有率が上がるにつれて
耐食性は向上する。よって、耐食性において、Ｒｈの含
有率が１９．２ａｔ％以上のとき反強磁性層として使用
可能である。
ｅｘを調べた結果を表２に示す。耐食性はＲｈの含有率
が１９．２ａｔ％で△になり、含有率が上がるにつれて
耐食性は向上する。よって、耐食性において、Ｒｈの含
有率が１９．２ａｔ％以上のとき反強磁性層として使用
可能である。
【００４１】また、ＨｅｘはＲｕの含有率が５．１〜１
９．２ａｔ％ではＲｈの含有率と比例して増加し、１５
〜２０ａｔ％で最大になると考えられる。また、Ｒｈの
含有率が２２．４ａｔ％以上になるとＨｅｘは減少し、
４５．１ａｔ％で０．０（Ｏｅ）となる。よって、Ｈｅ
ｘの値をみると反強磁性層として使用できるのは、Ｒｈ
の含有率がほぼ４０ａｔ％以下のときである。
９．２ａｔ％ではＲｈの含有率と比例して増加し、１５
〜２０ａｔ％で最大になると考えられる。また、Ｒｈの
含有率が２２．４ａｔ％以上になるとＨｅｘは減少し、
４５．１ａｔ％で０．０（Ｏｅ）となる。よって、Ｈｅ
ｘの値をみると反強磁性層として使用できるのは、Ｒｈ
の含有率がほぼ４０ａｔ％以下のときである。
【００４２】
【表２】
【００４３】（実験３） 次に、Ｘ−Ｍｎ合金を反強磁性層として用いた場合に、
温度変化に対する交換異方性磁界（Ｈｅｘ）の変化につ
いて調べた。
温度変化に対する交換異方性磁界（Ｈｅｘ）の変化につ
いて調べた。
【００４４】不規則結晶構造のＸ−Ｍｎ合金を反強磁性
層とする実施例としては、実験１の結果からＨｅｘ値の
最も大きかったＲｈ−Ｍｎ合金を用いた。比較例として
は従来のＦｅ−Ｍｎ合金を反強磁性層としたものを用い
た。
層とする実施例としては、実験１の結果からＨｅｘ値の
最も大きかったＲｈ−Ｍｎ合金を用いた。比較例として
は従来のＦｅ−Ｍｎ合金を反強磁性層としたものを用い
た。
【００４５】試料は、実験１に使用したものと同じであ
り、ガラス基板上にバリアー層として、Ｔａを厚さ２０
０オングストロームに、強磁性層としてＮｉ80Ｆｅ
20（ａｔ％）を厚さ２００オングストロームに、その上
に反強磁性層としてＲｈ22.4Ｍｎ77.6（ａｔ％）（実施
例）、またはＦｅ50Ｍｎ50（ａｔ％）（比較例）を厚さ
３００オングストロームに、さらにその上にバリア層と
してＴａを厚さ２００オングストロームにそれぞれスパ
ッタリングして積層した。なお、反強磁性層が規則的な
結晶構造となるような熱処理は行なわなかった。
り、ガラス基板上にバリアー層として、Ｔａを厚さ２０
０オングストロームに、強磁性層としてＮｉ80Ｆｅ
20（ａｔ％）を厚さ２００オングストロームに、その上
に反強磁性層としてＲｈ22.4Ｍｎ77.6（ａｔ％）（実施
例）、またはＦｅ50Ｍｎ50（ａｔ％）（比較例）を厚さ
３００オングストロームに、さらにその上にバリア層と
してＴａを厚さ２００オングストロームにそれぞれスパ
ッタリングして積層した。なお、反強磁性層が規則的な
結晶構造となるような熱処理は行なわなかった。
【００４６】上記実施例と比較例の試料を真空中に設置
し、温度を２４〜２６０℃まで上げて、真空中でＭ−Ｈ
ループを測定し、それぞれの温度での交換異方性磁界
（Ｈｅｘ）を求めた。
し、温度を２４〜２６０℃まで上げて、真空中でＭ−Ｈ
ループを測定し、それぞれの温度での交換異方性磁界
（Ｈｅｘ）を求めた。
【００４７】上記実験の結果を表３に示す。また、図３
は表３に基づいて温度と交換異方性磁界との変化率を示
したものである。
は表３に基づいて温度と交換異方性磁界との変化率を示
したものである。
【００４８】表３と図３とから、温度が２４℃のとき、
反強磁性層としてＲｈ22.4Ｍｎ77.6を用いた方が、反強
磁性層をＦｅ50Ｍｎ50としたものよりもＨｅｘ値が大き
いことが解る。温度が上昇するにつれ、両試料共にＨｅ
ｘ値は減少していくが、いずれの温度においても、Ｒｈ
22.4Ｍｎ77.6を用いた方がＨｅｘの値が高くなってい
る。Ｒｈ22.4Ｍｎ77.6を用いた試料では、２６０℃で交
換異方性磁界（Ｈｅｘ）が０（Ｏｅ）になるが、Ｆｅ50
Ｍｎ50を用いた試料では、１８０℃でＨｅｘが０（Ｏ
ｅ）となる。
反強磁性層としてＲｈ22.4Ｍｎ77.6を用いた方が、反強
磁性層をＦｅ50Ｍｎ50としたものよりもＨｅｘ値が大き
いことが解る。温度が上昇するにつれ、両試料共にＨｅ
ｘ値は減少していくが、いずれの温度においても、Ｒｈ
22.4Ｍｎ77.6を用いた方がＨｅｘの値が高くなってい
る。Ｒｈ22.4Ｍｎ77.6を用いた試料では、２６０℃で交
換異方性磁界（Ｈｅｘ）が０（Ｏｅ）になるが、Ｆｅ50
Ｍｎ50を用いた試料では、１８０℃でＨｅｘが０（Ｏ
ｅ）となる。
【００４９】前記したように、ハードディスク装置など
の、磁気再生装置では、システム内の温度が通常は１２
０℃程度まで上昇し得る。このような使用環境におい
て、反強磁性層として、Ｆｅ−Ｍｎ合金を用いた薄膜磁
気ヘッドでは、１８０℃で交換異方性結合を呈しなくな
って強磁性層の磁化異方性が極端に低下し、再生出力の
ノイズが非常に高くなる。一方、Ｒｈ−Ｍｎ合金を反強
磁性層として用いた薄膜磁気ヘッドでは、２００℃以上
の使用環境下であっても、交換異方性磁界が０にならな
い。また１２０℃では、Ｈｅｘが３０．５（Ｏｅ）と非
常に高い値を保つ。反強磁性層としてＲｈ−Ｍｎ合金を
用いた薄膜磁気ヘッドでは、使用環境の温度が上昇して
も、強磁性層の一軸異方性を安定させることができ、再
生出力へのノイズ成分を低減できることが解る。
の、磁気再生装置では、システム内の温度が通常は１２
０℃程度まで上昇し得る。このような使用環境におい
て、反強磁性層として、Ｆｅ−Ｍｎ合金を用いた薄膜磁
気ヘッドでは、１８０℃で交換異方性結合を呈しなくな
って強磁性層の磁化異方性が極端に低下し、再生出力の
ノイズが非常に高くなる。一方、Ｒｈ−Ｍｎ合金を反強
磁性層として用いた薄膜磁気ヘッドでは、２００℃以上
の使用環境下であっても、交換異方性磁界が０にならな
い。また１２０℃では、Ｈｅｘが３０．５（Ｏｅ）と非
常に高い値を保つ。反強磁性層としてＲｈ−Ｍｎ合金を
用いた薄膜磁気ヘッドでは、使用環境の温度が上昇して
も、強磁性層の一軸異方性を安定させることができ、再
生出力へのノイズ成分を低減できることが解る。
【００５０】
【表３】
【００５１】
【発明の効果】以上のように本発明の薄膜磁気ヘッドで
は、不規則結晶構造のＸ−Ｍｎ合金を反強磁性層として
使用し、Ｘ原子の含有率を選択することにより、強磁性
層との間で安定した交換異方性結合を呈するものとな
る。またこの合金は耐腐蝕性に優れ、また温度変化によ
る交換異方性磁界の変化が小さくなる。よって使用環境
の変化に強い薄膜磁気ヘッドを構成できる。
は、不規則結晶構造のＸ−Ｍｎ合金を反強磁性層として
使用し、Ｘ原子の含有率を選択することにより、強磁性
層との間で安定した交換異方性結合を呈するものとな
る。またこの合金は耐腐蝕性に優れ、また温度変化によ
る交換異方性磁界の変化が小さくなる。よって使用環境
の変化に強い薄膜磁気ヘッドを構成できる。
【００５２】不規則結晶構造のＸ−Ｍｎ合金は、スパッ
タリングなどで成膜したままの状態であり、特殊な加熱
処理工程が不要である。よって、熱処理の工程が不要で
あり、薄膜磁気ヘッドの製造工程を簡単にできる。
タリングなどで成膜したままの状態であり、特殊な加熱
処理工程が不要である。よって、熱処理の工程が不要で
あり、薄膜磁気ヘッドの製造工程を簡単にできる。
【図１】エクスチェンジバイアス方式の薄膜磁気ヘッド
の正面（断面）図、
の正面（断面）図、
【図２】スピンバルブ方式の薄膜磁気ヘッドの正面（断
面）図、
面）図、
【図３】実験３における温度と交換異方性磁界との関係
を示す線図、
を示す線図、
１ 下部絶縁層 ２ 軟磁性（ＳＡＬ）層 ３ 非磁性（ＳＨＵＮＴ）層 ４ 強磁性層 ５ 反強磁性層 ６ リード層 ７ 上部絶縁層 ８ 軟磁性層 ９ 非磁性導電層
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−103537（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−16918（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−287426（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−249616（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−241506（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−235540（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−65328（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−314617（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−81915（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) G11B 5/39
Claims (4)
- 【請求項１】 強磁性層を含む磁気抵抗効果素子と、交
換異方性結合により前記強磁性層を磁化する反強磁性層
とを有する薄膜磁気ヘッドにおいて、前記反強磁性層が
不規則結晶構造を有するＲｕ（ルテニウム）−Ｍｎ（マ
ンガン）合金からなり、Ｒｕ原子の含有率は、１５．５
〜２９．０ａｔ％（原子％）であることを特徴とする薄
膜磁気ヘッド。 - 【請求項２】 強磁性層を含む磁気抵抗効果素子と、交
換異方性結合により前記強磁性層を磁化する反強磁性層
とを有する薄膜磁気ヘッドにおいて、前記反強磁性層が
不規則結晶構造を有するＲｈ（ロディウム）−Ｍｎ（マ
ンガン）合金からなり、Ｒｈ原子の含有率は、１９．２
〜３２．８ａｔ％（原子％）であることを特徴とする薄
膜磁気ヘッド。 - 【請求項３】 前記磁気抵抗効果素子は、軟磁性層、非
磁性層及び強磁性層の積層構造で形成される請求項１ま
たは２に記載の薄膜磁気ヘッド。 - 【請求項４】 前記磁気抵抗効果素子は、軟磁性層、非
磁性導電層及び強磁性層の積層構造で形成される請求項
１または２に記載の薄膜磁気ヘッド。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18312195A JP3274318B2 (ja) | 1995-07-19 | 1995-07-19 | 薄膜磁気ヘッド |
| US08/674,942 US5691864A (en) | 1995-07-19 | 1996-07-03 | Magnetoresistive head |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18312195A JP3274318B2 (ja) | 1995-07-19 | 1995-07-19 | 薄膜磁気ヘッド |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11289934A Division JP2000082205A (ja) | 1999-10-12 | 1999-10-12 | 薄膜磁気ヘッド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0935212A JPH0935212A (ja) | 1997-02-07 |
| JP3274318B2 true JP3274318B2 (ja) | 2002-04-15 |
Family
ID=16130164
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18312195A Expired - Fee Related JP3274318B2 (ja) | 1995-07-19 | 1995-07-19 | 薄膜磁気ヘッド |
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|---|---|
| US (1) | US5691864A (ja) |
| JP (1) | JP3274318B2 (ja) |
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