JP3710349B2

JP3710349B2 - Spin valve thin film magnetic element, thin film magnetic head, and method of manufacturing spin valve thin film magnetic element

Info

Publication number: JP3710349B2
Application number: JP2000016333A
Authority: JP
Inventors: 直也長谷川
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1999-06-03
Filing date: 2000-01-25
Publication date: 2005-10-26
Anticipated expiration: 2020-01-25
Also published as: JP2001052315A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、固定磁性層の固定磁化の方向と外部磁界の影響を受けるフリー磁性層の磁化の方向との関係で、電気抵抗が変化するスピンバルブ型薄膜磁気素子に関し、特に、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子及びこのスピンバルブ型薄膜磁気素子を備えた薄膜磁気ヘッド及びフリー磁性層の磁化方向と固定磁性層の磁化方向とを容易に直交させることができるスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
磁気抵抗効果型の磁気ヘッドには、磁気抵抗効果を示す素子を備えたＡＭＲ（Anisotropic Magnetoresistive）ヘッドと、巨大磁気抵抗効果を示す素子を備えたＧＭＲ（Giant Magnetoresistive）ヘッドとが知られている。ＡＭＲヘッドにおいては、磁気抵抗効果を示す素子が磁性体からなる単層構造とされている。一方、ＧＭＲヘッドにおいては、複数の材料が積層されてなる多層構造素子とされている。巨大磁気抵抗効果を生み出す構造にはいくつかの種類があるが、比較的構造が単純で、微弱な外部磁界に対して抵抗変化率が高いものとしてスピンバルブ型薄膜磁気素子が知られている。
【０００３】
図１３および図１４は、従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子の一例を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図である。
これらの例のスピンバルブ型薄膜磁気素子の上下には、ギャップ層を介してシールド層が形成されており、前記スピンバルブ型薄膜磁気素子、ギャップ層、及びシールド層で、再生用のＧＭＲヘッドが構成されている。なお、前記再生用のＧＭＲへッドの上に、磁気記録用のインダクティブヘッドが積層されていてもよい。このＧＭＲヘッドは、磁気記録用のインダクティブヘッドと共に浮上式スライダのトレーリング側端部などに設けられて薄膜磁気ヘッドを構成し、ハードディスク等の磁気記録媒体の記録磁界を検出するものである。
なお、図１３および図１４において、磁気記録媒体の移動方向は、図示Ｚ方向であり、磁気記録媒体からの漏れ磁界の方向は、Ｙ方向である。
【０００４】
図１３に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子は、基板側から順に反強磁性層、固定磁性層、非磁性導電層、フリー磁性層が一層ずつ形成された、いわゆるボトム型のシングルスピンバルブ型薄膜磁気素子である。
図１３に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子は、図１３の下側から下地層３１、反強磁性層２２、固定磁性層２３、非磁性導電層２４、フリー磁性層２５および保護層３２で構成された多層膜３３と、この多層膜３３の両側に形成された一対のハードバイアス層（永久磁石層）２９、２９、ハードバイアス層２９、２９上に形成された一対の電極層２８、２８とで構成されている。
なお、下地層３１および保護層３２は、Ｔａ膜などで形成されている。また、多層膜９の上面の幅寸法によってトラック幅Ｔｗが決定される。
【０００５】
一般的に前記反強磁性層２２には、Ｆｅ−Ｍｎ合金膜やＮｉ−Ｍｎ合金膜が、固定磁性層２３およびフリー磁性層２５には、Ｎｉ−Ｆｅ合金膜が、非磁性導電層２４にはＣｕ膜が、ハードバイアス層２９、２９にはＣｏ−Ｐｔ合金膜が、電極層２８、２８にはＣｒ膜やＷ膜が使用されている。
【０００６】
図１３に示すように、固定磁性層２３の磁化は、反強磁性層２２との交換異方性磁界により、Ｙ方向（記録媒体からの漏れ磁界方向：ハイト方向）に単磁区化され、フリー磁性層２５の磁化は、前記ハードバイアス層２９、２９からのバイアス磁界の影響を受けてＸ１方向と反対方向に揃えられる。
即ち、固定磁性層２３の磁化とフリー磁性層２５の磁化とが直交するように設定されている。
【０００７】
このスピンバルブ型薄膜素子では、ハードバイアス層２９、２９上に形成された電極層２８、２８から、固定磁性層２３、非磁性導電層２４およびフリー磁性層２５に検出電流（センス電流）が与えられる。ハードディスクなどの磁気記録媒体の走行方向は、Ｚ方向である。磁気記録媒体からの漏れ磁界方向がＹ方向に与えられると、フリー磁性層２５の磁化がＸ１方向と反対方向からＹ方向に向けて変化する。このフリー磁性層２５内での磁化方向の変動と、固定磁性層２３の固定磁化方向との関係で、電気抵抗が変化（これを磁気抵抗変化という）し、この電気抵抗値の変化に基づく電圧変化により、記録媒体からの漏れ磁界を検出することができる。
【０００８】
また図１４に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子は、基板側（図１４の下側）から順に反強磁性層、固定磁性層、非磁性導電層、フリー磁性層が一層ずつ形成された、いわゆるボトム型のシングルスピンバルブ型薄膜磁気素子である。
【０００９】
図１４において、符号Ｋは基板を示している。この基板Ｋの上には、反強磁性層２２が形成されている。更に、前記反強磁性層２２の上には、固定磁性層２３が形成され、この固定磁性層２３の上には、非磁性導電層２４が形成され、更に、前記非磁性導電層２４の上には、フリー磁性層２５が形成されている。
また、前記フリー磁性層２５の上には、バイアス層２６、２６がトラック幅Ｔｗと同じ間隔をあけて設けられ、前記バイアス層２６、２６の上には、導電層２８、２８が設けられている。
【００１０】
前記固定磁性層２３は、例えば、Ｃｏ膜、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金などにより形成されている。また、前記反強磁性層２２は、ＮｉＭｎ合金により形成されている。
前記のバイアス層は、交換異方性磁界を発生させる熱処理を必要としない面心立方晶で不規則結晶構造のＦｅＭｎ合金などの反強磁性材料により形成されている。
【００１１】
図１４に示す固定磁性層２３は、前記反強磁性層２２との界面にて発生する交換結合による交換異方性磁界により一方向に磁化されている。そして、前記固定磁性層２３の磁化方向は、図示Ｙ方向、即ち記録媒体から離れる方向（ハイト方向）に固定されている。
【００１２】
また、前記フリー磁性層２５は前記バイアス層２６の交換異方性磁界によって磁化されて単磁区化されている。そして、前記フリー磁性層２５の磁化方向は、図示Ｘ１方向と反対方向、即ち固定磁性層２３の磁化方向と直角に交差する方向に揃えられている。
前記フリー磁性層２５が、前記バイアス層２６の交換異方性磁界により単磁区化されることによって、バルクハウゼンノイズの発生が防止される。
【００１３】
この従来例のスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、導電層２８からフリー磁性層２５、非磁性導電層２４、固定磁性層２３に定常電流が与えられ、Ｚ方向に走行する磁気記録媒体からの漏れ磁界が図示Ｙ方向に沿って与えられると、フリー磁性層２５の磁化方向が、図示Ｘ１方向と反対方向からＹ方向に向けて変動する。このフリー磁性層２５内での磁化方向の変動と固定磁性層２３の磁化方向との関係で電気抵抗が変化し、この抵抗変化に基づく電圧変化により磁気記録媒体からの漏れ磁界が検出される。
【００１４】
図１４のようなスピンバルブ型薄膜磁気素子を製造するには、図１５に示すように、反強磁性層２２からフリー磁性層２５までの各層を積層形成し、磁場中で熱処理（アニール）を施すことにより、固定磁性層２３と反強磁性層２２との界面にて交換異方性磁界を発生させて、固定磁性層２３の磁化方向を図示Ｙ方向に固定したのち、更に、図１６に示すように、ほぼトラック幅に相当する幅のリフトオフレジスト３５１を形成する。ついで、図１７に示すように、リフトオフレジスト３５１に覆われていないフリー磁性層２５の表面に、バイアス層２６および導電層２８を形成し、前記リフトオフレジスト３５１を除去したのち、フリー磁性層２５の磁化方向をトラック幅方向に揃えることにより、図１４に示す磁化方向のスピンバルブ型薄膜磁気素子が製造される。
【００１５】
次に、図１８は、従来の他の例のスピンバルブ型薄膜素子を備えた薄膜磁気ヘッドの要部の一例を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図である。
図１８において、符号ＭＲ３は、スピンバルブ型薄膜素子を示している。図１８において、符号ａ１２は積層体である。この積層体ａ１２は、下地層１２１上に反強磁性層１２２が形成され、該反強磁性層１２２上に固定磁性層１５３が形成され、更に固定磁性層１５３上に非磁性導電層１２４が形成され、該非磁性導電層１２４上にフリー磁性層１７５が形成され、更にフリー磁性層１７５上に保護層１２７が形成されてなるものである。
【００１６】
この例のスピンバルブ型薄膜素子ＭＲ３のフリー磁性層１７５は、非磁性中間層１７６と、この非磁性中間層１７６を挟む第１のフリー磁性層１７７と第２のフリー磁性層１７８とから構成されている。
第１のフリー磁性層１７７は、非磁性中間層１７６より保護層１２７側に設けられ、第２のフリー磁性層１７８は、非磁性中間層１７６より非磁性導電層１２４側に設けられている。また、第２のフリー磁性層１７８は、拡散防止層１７９と強磁性層１８０とから形成されている。
【００１７】
第２のフリー磁性層１７８の厚さｔ₂は、第１のフリー磁性層１７７の厚さｔ₁よりも厚く形成されている。また、第１のフリー磁性層１７８及び第２のフリー磁性層１７８の飽和磁化をそれぞれＭ₁、Ｍ₂としたとき、第１のフリー磁性層１７７及び第２のフリー磁性層１７８の磁気的膜厚はそれぞれＭ₁・ｔ₁、Ｍ₂・ｔ₂となる。なお、第２のフリー磁性層１７８が拡散防止層１７９及び強磁性層１８０から構成されているため、第２のフリー磁性層１７８の磁気的膜厚Ｍ₂・ｔ₂は、拡散防止層１７９の磁気的膜厚と強磁性層１８０の磁気的膜厚との和となる。
【００１８】
そしてこのフリー磁性層１７５にあっては、第１のフリー磁性層１７７と第２のフリー磁性層１７８との磁気的膜厚の関係が、Ｍ₂・ｔ₂＞Ｍ₁・ｔ₁とするように構成されている。また、先の第１のフリー磁性層１７７及び第２のフリー磁性層１７８は、相互に反強磁性的に結合とされている。即ち、第２のフリー磁性層１７８の磁化方向がハードバイアス層１２６、１２６により図示Ｘ１方向に揃えられた場合、第１のフリー磁性層１７７の磁化方向は図示Ｘ１方向の反対方向に揃えられる。
【００１９】
また、先の第１、第２のフリー磁性層１７７、１７８の磁気的膜厚の関係がＭ₂・ｔ₂＞Ｍ₁・ｔ₁とされていることから、第２のフリー磁性層１７８の磁化が残存した状態となり、フリー磁性層１７５全体の磁化方向が図示Ｘ１方向に揃えられる。このときのフリー磁性層１７５の実効膜厚は、（Ｍ₂・ｔ₂−Ｍ₁・ｔ₁）とされる。
このように、第１のフリー磁性層１７７と第２のフリー磁性層１７８は、それぞれの磁化方向が反平行方向となるように反強磁性的に結合され、かつ磁気的膜厚の関係がＭ₂・ｔ₂＞Ｍ₁・ｔ₁とされていることから、人工的なフェリ磁性状態とされている。またこれにより、フリー磁性層１７５の磁化方向と固定磁性層１５３の磁化方向とが交差する関係となる。
【００２０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、図１３に示す従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子では、以下に説明するような問題が発生するおそれがあった。
図１３に示す固定磁性層２３の磁化は、上述したように、図示Ｙ方向に単磁区化されて固定されているが、前記固定磁性層２３の両側には、Ｘ１方向と反対方向に磁化されているハードバイアス層２９、２９が設けられている。そのため特に、固定磁性層２３の両側の磁化が、前記ハードバイアス層２９、２９からのバイアス磁界の影響を受け、図示Ｙ方向に固定され難くなっている。
【００２１】
即ち、前記Ｘ１方向と反対方向のハードバイアス層２９、２９の磁化の影響を受けて、Ｘ１方向と反対方向に単磁区化されているフリー磁性層２５の磁化と、固定磁性層２３の磁化とは、特に、多層膜３３の側端部付近では、直交関係になり難い。前記フリー磁性層２５の磁化と、固定磁性層２３の磁化とを直交関係にしておく理由は、フリー磁性層２５の磁化が小さな外部磁界でも容易に変動が可能で、電気抵抗を大きく変化させることができ、再生感度を向上させることができるからである。更に、前記磁化が直交関係にあると、良好な対称性を有する出力波形を得ることが可能になるためである。
【００２２】
しかも、フリー磁性層２５のうち、その側端部付近における磁化は、ハードバイアス層２９、２９からの強い磁化の影響を受けるために不要に固定されやすくなる傾向にあり、外部磁界に対して磁化が敏感に変動しにくくなっており、図１３に示すように、多層膜３３の側端部付近には、再生感度の悪い不感領域が形成される。
【００２３】
前述の多層膜３３のうち、不感領域を除いた中央部分の領域が、実質的に記録磁界の再生に寄与し、磁気抵抗効果を発揮する感度領域であり、この感度領域の幅は、多層膜３３の形成時に設定されたトラック幅Ｔｗよりも不感領域の幅寸法分だけ短くなっており、不感領域のばらつきのために正確なトラック幅を画定することが困難となっている。そのため、トラック幅を狭くして高記録密度化に対応することが難しくなるという問題がある。
【００２４】
また、図１４に示すスピンバルブ型の薄膜磁気素子は、反強磁性材料からなるバイアス層を用いたエクスチェンジバイアス方式により、フリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向に対して９０゜に交差する方向に揃えるものである。前記エクスチェンジバイアス方式は、不感領域があるため実効トラック幅の制御が困難であるハードバイアス方式と比較して、トラック幅の狭い高密度記録に対応するスピンバルブ型薄膜磁気素子に適した方式である。
【００２５】
しかしながら、図１４に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、反強磁性層２２がＮｉ−Ｍｎ合金で形成されているため耐食性に問題があった。また、反強磁性層２２にＮｉ−Ｍｎ合金またはＦｅ−Ｍｎ合金を用いたスピンバルブ型薄膜磁気素子では、薄膜磁気ヘッドの製造工程でさらされるトリポリ燐酸ソーダなどを含んだ弱アルカリ性溶液や乳化剤により腐食して、交換異方性磁界が小さくなってしまうなどの問題がある。
【００２６】
また、反強磁性層２２がＮｉ−Ｍｎ合金で形成されていることにより、バイアス層２６、２６に使用する反強磁性材料に制約があり、その結果、バイアス層２６、２６の耐熱性、耐食性が悪いという不都合があった。即ち、耐熱性の高いバイアス層２６、２６を形成するためには、Ｎｉ−Ｍｎ合金からなる反強磁性層２２と固定磁性層２３の界面に、図示Ｙ方向に作用する交換異方性磁界に対し、交差する方向に磁場中で熱処理を施すことにより、バイアス層２６、２６とフリー磁性層２５の界面に、Ｘ１方向と反対方向に交換異方性磁界を発生可能なＮｉ−Ｍｎ合金などの反強磁性材料を選択しなければならない。
【００２７】
しかし、前記磁場中で熱処理を施した際に、反強磁性層２２と固定磁性層２３の界面に作用する交換異方性磁界がＹ方向からＸ１方向と反対方向に傾き、固定磁性層２３の磁化方向とフリー磁性層２５の磁化方向が非直交となってしまい、出力信号波形の対称性が得られなくなってしまう問題があった。
そこで、バイアス層２６、２６には、磁場中加熱処理を必要とせず、磁場中で成膜直後に交換異方性磁界を発生する反強磁性材料を選択する必要があった。
このような理由により、バイアス層２６、２６は、一般的に、面心立方晶で不規則結晶構造を有するＦｅＭｎ合金により形成されている。
【００２８】
しかしながら、磁気記録装置などに装着した場合には、装置内の温度上昇または検出電流により発生するジュール熱の発生により、素子部の温度が１００℃を超える高温となるため、交換異方性磁界が低下し、フリー磁性層２５を単磁区化することが困難となり、結果として、バルクハウゼンノイズを発生してしまう問題があった。
また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は、Ｎｉ−Ｍｎ合金以上に耐食性が悪く、薄膜磁気ヘッドの製造工程でさらされるトリポリ燐酸ソーダなどを含んだ弱アルカリ性溶液や乳化剤などにより腐食して、交換異方性磁界が小さくなってしまうなどの問題があるのみならず、磁気記録装置内においても腐食が進行して耐久性に劣るという問題がある。
【００２９】
また、図１５〜図１７に示す従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法にあっては、図１６に示すリフトオフレジスト３５１を形成する工程で、前記基板と前記バイアス層との間に形成される最上層の表面が大気に触れてしまい、大気に触れた表面をＡｒなどの希ガスによりイオンミリングや逆スパッタによりクリーニングしてからその上の層を形成する必要がある。このため、製造工程が増大する問題がある。更に、前記最上層の表面をイオンミリングや逆スパッタによりクリーニングする必要があるため、再付着物によるコンタミや、表面の結晶状態の乱れによる交換異方性磁界の発生に対する悪影響など、クリーニングすることに起因する不都合が生じてしまう。
【００３０】
また、図１８に示したスピンバルブ型薄膜素子ＭＲ３においては、積層体ａ１２の側面上端付近でのハードバイアス層１２６、１２６の先端部１２６ａ、１２６ａから第１のフリー磁性層１７７に与えられる磁界が強く、しかもこの磁界は第１のフリー磁性層１７７に付与したい磁界方向と逆向きの磁界であるので、ハードバイアス層１２６、１２６の磁界が後述のスピンフロップ磁界（Ｈ_sf）よりも大きくなると、本来第１のフリー磁性層１７７に付与したい磁界方向と逆向きの磁界が第１のフリー磁性層１７７の両端部（各ハードバイアス層１２６の近傍部分）に作用されることとなり、第１のフリー磁性層１７７の中央部では磁化の方向が第２のフリー磁性層１７８の磁化の向きの逆向き（Ｘ１方向の逆向き）に揃っているものの、両端部では磁化の方向が乱れてしまう問題がある。
【００３１】
このように第１のフリー磁性層１７７の両端部の磁化の方向が乱れると、磁化の向きが第１のフリー磁性層１７７の磁化の方向と反平行方向（Ｘ１方向）に揃えられる第２のフリー磁性層１７８は、中央部の磁化の方向が第１のフリー磁性層１７７の磁化の向きと逆向き（Ｘ１方向）に揃っているものの、両端部の磁化の方向が乱れてしまい、第１、第２のフリー磁性層１７７、１７８の両端部の磁化の方向が反平行に揃わなくなる結果、トラック幅Ｔｗの両端のところで、再生波形の不安定性の原因となり、サーボエラー等の問題を引き起こすおそれを有していた。
【００３２】
次に、上記スピンフロップ磁界について図１９を用いて説明する。図１９は、フリー磁性層のＭ−Ｈ曲線を示す図である。
このＭ−Ｈ曲線とは、図１９に示す構成のスピンバルブ型薄膜素子ＭＲ３のフリー磁性層１７５に対してトラック幅方向から外部磁界Ｈを印加したときの、フリー磁性層１７５の磁化Ｍの変化を示したものである。図１９では外部磁界Ｈがハードバイアス層１２６、１２６からのバイアス磁界に相当する。
【００３３】
また、図１９において、Ｆ₁で示す矢印は、第１のフリー磁性層１７７の磁化方向を表し、Ｆ₂で示す矢印は、第２のフリー磁性層１７８の磁化方向を表す。
図１９に示すように、外部磁界Ｈが小さいときは、第１のフリー磁性層１７７と第２のフリー磁性層１７８が反強磁性的に結合した状態、即ち、矢印Ｆ₁と矢印Ｆ₂の方向が反平行になっているが、外部磁界Ｈの大きさがある値を超えると、矢印Ｆ₁と矢印Ｆ₂の方向が反平行に揃わなくなり、第１フリー磁性層１７７と第２フリー磁性層１７８の反強磁性的結合が壊され、フェリ磁性状態を維持できなくなる。これがスピンフロップ転移である。またこのスピンフロップ転移が起きたときの外部磁界の大きさがスピンフロップ磁界であり、図１９ではＨ_sfで示している。そして、更に外部磁界Ｈをスピンフロップ磁界Ｈ_sfより大きくしていくと、矢印Ｆ₁の方向が更に回転して、矢印Ｆ₂の方向の平行方向を向き、即ち、矢印Ｆ₁は元の方向と１８０゜異なる方向を向き、フェリ磁性状態が完全に崩れてしまう。これが飽和磁界であって、図１９ではＨ_Sで示している。
【００３４】
従って、図１９の第１、第２のフリー磁性層１７７、１７８の両端部の磁化の方向は、例えば、図２０の矢印Ｆ₁で示す第１のフリー磁性層１７７の領域に存在する各種矢印のように第１フリー磁性層１７７の両端部においてより大きく乱れることとなり、この第１フリー磁性層１７７の磁化の方向に対してフェリ状態の反平行状態になろうとする磁化が図２０の矢印Ｆ₂に示す第２のフリー磁性層１７８の領域のような方向を向く関係となってしまう。従って、図１８に示す構造のスピンバルブ型薄膜素子ＭＲ３においてもトラック幅Ｔｗの両端のところで、再生波形不安定性の原因となり、サーボエラー等の問題を引き起こすおそれを有していた。図２０に示す磁化の状態を更に詳述すると、第１のフリー磁性層１７７の左右両端側ではハードバイアス層からの強い逆方向磁界がかかり、これにより第２のフリー磁性層１７８の磁化分布も乱れてバルクハウゼンノイズ等の発生が考えられ、磁気的安定性に不安を有することになる。
【００３５】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであって、バイアス層の材質を改良することにより、耐熱性、耐食性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子を提供するとともに、フリー磁性層の磁化方向を確実に揃えることができるバイアス構造を備えたスピンバルブ型薄膜磁気素子を提供することを課題としている。
更に本発明は、フリー磁性層を２層に分離した構造を採用し、フリー磁性層にバイアスが印加される構造を採用しても、各フリー磁性層の端部側での磁化の乱れを生じ難い構造としてバイアスを良好に作用できるように構成し、バルクハイゼンノイズの発生を抑え、安定性を高めたスピンバルブ型薄膜磁気素子を提供することを課題としている。
【００３６】
また、フリー磁性層の磁化方向と固定磁性層の磁化方向とを容易に直交させることができる前記スピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法を提供することを課題としている。
更にまた、前記スピンバルブ型薄膜磁気素子を備え、耐久性および耐熱性に優れ、十分な交換異方性磁界が得られる信頼性の高い薄膜磁気ヘッドを提供することを課題としている。
【００３７】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は以下の構成を採用した。
本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子は、反強磁性層と、前記反強磁性層の上に形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層の上に非磁性導電層を介して形成されたフリー磁性層と、前記フリー磁性層に接してトラック幅に相当する間隔を開けて配置された軟磁性層と、前記軟磁性層に接して形成され、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向に対して交差する方向に揃えるバイアス層と、前記フリー磁性層に検出電流を与える導電層とを基板上に有するスピンバルブ型薄膜磁気素子であり、前記反強磁性層、および前記バイアス層が下記の組成式からなる同一の組成の合金からなることを特徴とする。
但し、前記反強磁性層及びバイアス層は組成式Ｐｔ_ｍＭｎ_{１００−ｍ}で表される合金からなり、組成比を示すｍは５２原子％≦ｍ≦５６ . ３原子％である。
【００３８】
このようなスピンバルブ型薄膜磁気素子は、反強磁性層およびバイアス層が、上記の合金からなるものであるので、交換異方性磁界の温度特性が良好となり、耐熱性、耐食性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子を提供することが可能となる。
また、装置内の温度が高温となる薄膜磁気ヘッドなどの装置に備えられた場合の耐久性が良好で、温度変化による交換異方性磁界（交換結合磁界）の変動が少ない優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子を得ることができる。
更にまた、反強磁性層を上記の合金で形成することで、ブロッキング温度が高いものとなり、反強磁性層に大きな交換異方性磁界を発生させることができるため、固定磁性層の磁化方向を強固に固定することができる。
また、フリー磁性層とバイアス層の間に軟磁性層が形成されているため、フリー磁性層の磁化方向を確実に揃えることができる。
【００３９】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、前記固定磁性層と前記フリー磁性層の少なくとも一方が、非磁性中間層を介して２つに分断され、分断された層どうしで磁化の向きが１８０度異なるフェリ磁性状態とされたことを特徴とするものとしてもよい。
【００４０】
少なくとも固定磁性層が非磁性中間層を介して２つに分断されたスピンバルブ型薄膜磁気素子とした場合、２つに分断された固定磁性層のうち一方が他方の固定磁性層を適正な方向に固定する役割を担い、固定磁性層の状態を非常に安定した状態に保つことが可能となる。
一方、少なくともフリー磁性層が非磁性中間層を介して２つに分断されスピンバルブ型薄膜磁気素子とした場合、２つに分断されたフリー磁性層どうしの間に交換結合磁界が発生し、フェリ磁性状態とされ、外部磁界に対して感度よく反転できるものとなる。
【００４７】
とくに、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、反強磁性層とバイアス層とを構成する合金の組成を同一とする場合、次の組み合わせとなる。
即ち、反強磁性層およびバイアス層を構成する合金の組成比が以下の場合である。Ｐｔ_ｍＭｎ_{１００−ｍ}
但し、組成比を示すｍは、５２原子％≦ｍ≦５６ . ３原子％である。
【００５３】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、前記軟磁性層は、ＮｉＦｅ合金からなることが望ましい。
【００５４】
本発明において、前記フリー磁性層のトラック幅に相当する部分の両側に凹部が形成され、これらの凹部を埋め込むように軟磁性層が積層され、これら軟磁性層が前記フリー磁性層に前記凹部底面でもって直接接合されるとともに、これら軟磁性層上にバイアス層と導電層が積層されてなることを特徴とする構造を採用しても良い。
一般に、強磁性体と強磁性体の界面での交換結合より、強磁性体と反強磁性体の界面での交換結合の方が界面での汚染や結晶性の乱れの悪影響を受け易い。従って、軟磁性層とバイアス層は同一成膜装置内で連続的に成膜することが必要である。フリー磁性層に凹部を設ける事なく軟磁性層を成膜した場合、トラック幅の両側部分の合計の（強磁性膜厚×飽和磁化）がフリー磁性層の（強磁性膜厚×飽和磁化）より大幅に厚くなる。フリー磁性層が受ける縦バイアスの強さはトラック両端部分の（強磁性膜厚×飽和磁化）をフリー磁性層の（強磁性膜厚×飽和磁化）で割った値に比例するために、凹部を設けない場合は縦バイアスが必要以上に強くなり過ぎて、トラック両端部分に不感領域を生じたり、素子全体の感度が低下するといった問題を生じる場合があった。また、あまりに軟磁性層を厚くし過ぎるとバイアス層と軟磁性層間の交換結合磁界が膜厚に反比例して小さくなるために、わずかな外乱磁界で縦バイアス状態が変化して再生波形の不安定性に結び付くといった不具合を生じる場合も考えられる。軟磁性層の厚みを極力薄くすることでこれらは改善は可能であるが、あまり軟磁性層を薄くすると軟磁性層が充分な結晶性を保てなくなること等により、軟磁性層とバイアス層間の交換結合磁界が逆に劣化してくる問題がある。凹部を設けた場合は、凹部の深さ分だけ継ぎ足した軟磁性層の分の一部の膜厚が相殺されるために、必要以上に縦バイアスが強くなりにくいとともに、軟磁性層間の交換結合磁界も低下しにくいため、再生感度とトラック幅の制御性と再生波形の安定性が向上する効果がある。
第２の効果として、凹部をイオンミリング等で掘り込むことで、フリー磁性層表面の汚染物質を効果的に除去することができ、軟磁性層とフリー磁性層間の強磁性交換結合をより強固にしてフリー磁性層に縦バイアスを有効に伝達する効果もある。また、フリー磁性層の上にＣｕ等のバックド層やＴａ等の酸化防止層が積層されている場合であっても、凹部を掘り込むことで確実にフリー磁性層を構成する強磁性体表面を露出させることができる。
【００５５】
更に本発明において、前記フリー磁性層が非磁性中間層を介して２つに分断されてなり、前記固定磁性層から遠い側のフリー磁性層が第１のフリー磁性層、前記固定磁性層に近い側のフリー磁性層が第２のフリー磁性層とされた場合に、磁性層の厚さと飽和磁化の値の積算値を磁気的膜厚とすると、前記第１のフリー磁性層の磁気的膜厚が前記第２のフリー磁性層の磁気的膜厚と異なる値にされてなることを特徴とする構造を採用しても良い。
更に前記フリー磁性層が、非磁性中間層を介して２つに分断され、分断された層どうしで磁化の向きが反平行となるフェリ磁性状態とされたものでも良い。
【００５６】
更に、前記の課題は、反強磁性層と、前記反強磁性層に接して形成され、前記反強磁性層との交換異方性磁界により磁化方向が固定される固定磁性層と、前記固定磁性層の上に非磁性導電層を介して形成されたフリー磁性層と、前記フリー磁性層の上にトラック幅に相当する間隔を開けて配置された軟磁性層と、前記軟磁性層の上に形成され、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向に対して交差する方向に揃えるバイアス層と、前記フリー磁性層に検出電流を与える導電層とを基板上に有するスピンバルブ型薄膜磁気素子であり、前記反強磁性層および前記バイアス層が組成式Ｐｔ_ｍＭｎ_{１００−ｍ}で表される同一組成の合金からなり、組成比を示すｍが５２原子％≦ｍ≦５６ . ３原子％であるスピンバルブ型薄膜磁気素子を製造するにあたり、基板上に、反強磁性層と、固定磁性層と、非磁性導電層と、フリー磁性層とを順次積層して第１の積層体を形成する工程と、前記第１の積層体に、トラック幅方向と直交する方向である第１の磁界を印加しつつ第１の熱処理温度である２２０℃〜２７０℃で熱処理し、前記反強磁性層に交換異方性磁界を発生させて前記固定磁性層の磁化を固定する工程と、前記第１の積層体の上に、トラック幅に相当する間隔を開けて軟磁性層を形成し、前記軟磁性層の上にバイアス層を形成し、前記バイアス層の上に前記フリー磁性層に検出電流を与える導電層を形成して第２の積層体とする工程と、トラック幅方向に、前記反強磁性層の交換異方性磁界よりも小さい第２の磁界を印加しつつ、第２の熱処理温度である２５０℃〜２７０℃で熱処理し、前記フリー磁性層に前記固定磁性層の磁化方向と交差する方向のバイアス磁界を付与する工程とを有することを特徴とするスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法によって解決できる。
【００５８】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法においては、前記第２の磁界は、１０〜６００Ｏｅ（８００〜４８０００Ａ／ｍ）の範囲であることが望ましい。
【００５９】
図２１は、ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子とトップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子における反強磁性層の熱処理温度と交換異方性磁界との関係を示したグラフである。
図２１から明らかなように、反強磁性層と基板との距離が近い（または、固定磁性層の下に反強磁性層が配置された）ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層（■印）の交換異方性磁界は、２００℃で既に発現し、２４０℃付近で６００（Ｏｅ）を越えている。一方、反強磁性層と基板との距離がボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子よりも遠い（または、固定磁性層の上に反強磁性層が配置された）トップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層（◆印）の交換異方性磁界は、２４０℃付近で発現し、約２６０℃付近において６００Ｏｅ（４８０００Ａ／ｍ）を越えている。
【００６０】
このように、反強磁性層と基板との距離が近い（または、固定磁性層の下に反強磁性層が配置された）ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層は、反強磁性層と基板との距離がボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子よりも遠い（または、固定磁性層の上に反強磁性層が配置された）トップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子と比較して、比較的低い熱処理温度で高い交換異方性磁界が得られることがわかる。
【００６１】
本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子は、反強磁性層と基板との距離が近いボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子であり、前記反強磁性層に使用される材質と同様の材質によって形成されたバイアス層が反強磁性層よりも基板から遠い位置に配置されている。また、固定磁性層と基板との距離が近いボトム型のスピンバルブ型薄膜磁気素子は、固定磁性層の下に反強磁性層が配置され、反強磁性層と基板との距離がボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子よりも遠いトップ型のスピンバルブ型薄膜磁気素子は、固定磁性層の上に反強磁性層が配置されている。
【００６２】
したがって、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法において、例えば、第１の磁界を印加しつつ、第１の熱処理温度（２２０〜２７０℃）で前記第１の積層体を熱処理すると、反強磁性層に交換異方性磁界が生じ、固定磁性層の磁化方向が同一方向に固定される。また、反強磁性層の交換異方性磁界は、６００（Ｏｅ）以上となる。
次に、第１の磁界と直交する方向の第２の磁界１０〜６００Ｏｅ（８００〜４８０００Ａ／ｍ）を印加しつつ、第２の熱処理温度（２５０〜２７０℃）で、前記第２の積層体を熱処理すると、バイアス層の交換異方性磁界が生じ、フリー磁性層の磁化方向が第１の磁界に対して交差する方向とされる。また、バイアス層の交換異方性磁界は、６００Ｏｅ（４８０００Ａ／ｍ）以上となる。
【００６３】
このとき、第２の磁界を先の第１の熱処理にて発生した反強磁性層の交換異方性磁界よりも小さくしておけば、反強磁性層に第２の磁界が印加されても、反強磁性層の交換異方性磁界が劣化することがなく、固定磁性層の磁化方向を固定したままにすることが可能になる。
このことにより、固定磁性層の磁化方向とフリー磁性層の磁化方向とを交差する方向にすることができる。
【００６４】
したがって、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法では、耐熱性に優れたＰｔＭｎ合金などの合金を反強磁性層だけでなくバイアス層にも使用し、固定磁性層の磁化方向に悪影響を与えることなく、バイアス層にフリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向に対して交差する方向に揃える交換異方性磁界を発生させることができ、フリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向に対して交差する方向に揃えることができるため、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子を提供することが可能となる。
【００６５】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法は、第１の積層体の上に軟磁性層を形成し、前記軟磁性層の上にバイアス層を形成する方法であるので、軟磁性層を形成したのち、真空を破ることなく前記バイアス層を形成することができ、前記バイアス層が形成される表面をイオンミリングや逆スパッタによりクリーニングする必要がないため、再付着物によるコンタミや、表面の結晶状態の乱れによる交換異方性磁界の発生に対する悪影響など、クリーニングすることに起因する不都合が生じない優れた製造方法とすることができる。
また、前記バイアス層を形成する前に前記バイアス層が形成される面をクリーニングする必要がないため、容易に製造することができる。
【００６６】
また、本発明の薄膜磁気ヘッドは、スライダに上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子が備えられてなることを特徴とする。
このような薄膜磁気ヘッドとすることで、耐久性および耐熱性、耐食性に優れ、十分な交換異方性磁界が得られる信頼性の高い薄膜磁気ヘッドとすることができる。
【００６７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子の実施形態について、図面を参照して詳しく説明する。
［第１の実施形態］
図１は、本発明の第１の実施形態であるスピンバルブ型薄膜磁気素子を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図、図５および図６は、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子を備えた薄膜磁気ヘッドを示した図である。
【００６８】
本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子の上下には、ギャップ層を介してシールド層が形成され、スピンバルブ型薄膜磁気素子、ギャップ層、及びシールド層で、再生用のＧＭＲヘッドｈ１が構成されている。
なお、前記再生用のＧＭＲヘッドｈ１に、記録用のインダクティブヘッドｈ２を積層してもよい。
【００６９】
このスピンバルブ型薄膜磁気素子を具備してなるＧＭＲヘッドｈ１は、図５に示すように、インダクティブヘッドｈ２と共にスライダ１５１のトレーリング側端部１５１ｄに設けられて薄膜磁気ヘッド１５０を構成し、ハードディスク等の磁気記録媒体の記録磁界を検出することが可能になっている。
なお、図１において、磁気記録媒体の移動方向は図示Ｚ方向であり、磁気記録媒体からの洩れ磁界の方向はＹ方向である。
【００７０】
図５に示す薄膜磁気ヘッド１５０は、スライダ１５１と、スライダ１５１の端面１５１ｄに備えられたＧＭＲヘッドｈ１及びインダクティブヘッドｈ２を主体として構成されている。符号１５５は、スライダ１５１の磁気記録媒体の移動方向の上流側であるリーディング側を示し、符号１５６は、トレーリング側を示している。このスライダ１５１の媒体対向面１５２には、レール１５１ａ、１５１ａ、１５１ｂが形成され、各レール同士間は、エアーグルーブ１５１ｃ、１５１ｃとされている。
【００７１】
図６に示すように、ＧＭＲヘッドｈ１は、スライダ１５１の端面１５１ｄ上に形成されたＡｌ₂Ｏ₃などからなる非磁性絶縁体の下地層２００と、下地層２００の上に形成された磁性合金からなる下部シールド層１６３と、下部シールド層１６３に積層された下部ギャップ層１６４と、媒体対向面１５２から露出するスピンバルブ型薄膜磁気素子１と、スピンバルブ型薄膜磁気素子１及び下部ギャップ層１６４を覆う上部ギャップ層１６６と、上部ギャップ層１６６を覆う上部シールド層１６７とから構成されている。
上部シールド層１６７は、インダクティブヘッドｈ２の下部コア層と兼用とされている。
【００７２】
インダクティブヘッドｈ２は、下部コア層（上部シールド層）１６７と、下部コア層１６７に積層されたギャップ層１７４と、コイル１７６と、コイル１７６を覆う上部絶縁層１７７と、ギャップ層１７４に接合され、かつコイル１７６側にて下部コア層１６７に接合される上部コア層１７８とから構成されている。
コイル１７６は、平面的に螺旋状となるようにパターン化されている。また、コイル１７６のほぼ中央部分にて上部コア層１７８の基端部１７８ｂが下部コア層１６７に磁気的に接続されている。
また、上部コア層１７８には、アルミナなどからなる保護層１７９が積層されている。
【００７３】
図１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子１は、反強磁性層、固定磁性層、非磁性導電層、フリー磁性層が一層ずつ形成された、いわゆるボトム型のシングルスピンバルブ型薄膜磁気素子である。
また、この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子１は、反強磁性材料をバイアス層として使用するエクスチェンジバイアス方式により、フリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向に対して交差する方向に揃えるものである。
前記エクスチェンジバイアス方式は、不感領域があるため実効トラック幅の制御が困難であるハードバイアス方式と比較して、高密度記録に対応するトラック幅の狭いスピンバルブ型薄膜磁気素子に適した方式である。
【００７４】
図１において、符号Ｋは基板を示している。この基板Ｋの上には、反強磁性層２が形成されている。更に、前記反強磁性層２の上には、固定磁性層３が形成され、この固定磁性層３の上には、非磁性導電層４が形成され、更に、前記非磁性導電層４の上には、フリー磁性層５が形成されている。
また、前記フリー磁性層５の上には、軟磁性層７、７がトラック幅Ｔｗに相当する間隔を開けて設けられている。前記軟磁性層７、７の上にはバイアス層６、６が設けられ、前記バイアス層６、６の上には導電層８、８が形成されている。
【００７５】
前記基板Ｋは、Ａｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ系セラミックス１５１などの表面に、非磁性絶縁体のＡｌ₂Ｏ₃（アルミナ）からなる下地層２００が形成され、下地層２００の上に下部シールド層１６３と下部ギャップ層１６４が順次形成されている。
【００７６】
前記反強磁性層２は、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎとを含む合金からなるものである。これらの合金からなる反強磁性層２は、耐熱性、耐食性に優れるという特徴を有している。
特に前記反強磁性層２は、下記の組成式からなる合金であることが好ましい。
Ｘ_mＭｎ_100-m
但し、Ｘは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種以上の元素であり、組成比を示すｍは、４８原子％≦ｍ≦６０原子％である。
【００７７】
更に、前記反強磁性層２は、下記の組成式からなる合金であっても良い。
Ｐｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_n
但し、Ｄは、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｍ、ｎは４８原子％≦ｍ＋ｎ≦６０原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％である。
【００７８】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、前記反強磁性層は、下記の組成式からなる合金であることが望ましい。
Ｐｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_j
但し、Ｌは、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｑ、ｊは、４８原子％≦ｑ＋ｊ≦６０原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％である。
また、組成比を示すｑ、ｊが、４８原子％≦ｑ＋ｊ≦５８原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％であることがより好ましい。
【００７９】
前記固定磁性層３は、例えば、Ｃｏ膜、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などで形成されている。
図１に示す固定磁性層３は、反強磁性層２に接して形成され、磁場中熱処理を施すことにより、前記固定磁性層３と前記反強磁性層２との界面にて発生する交換結合による交換異方性磁界により磁化されている。
前記固定磁性層３の磁化方向は、図示Ｙ方向、即ち記録媒体から離れる方向（ハイト方向）に固定されている。
【００８０】
また、前記非磁性導電層４は、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇなどの非磁性導電膜により形成されることが好ましい。
【００８１】
また、前記フリー磁性層５は、前記固定磁性層３と同様の材質などで形成されることが好ましい。
前記フリー磁性層５は、バイアス層６からのバイアス磁界によって磁化され、図示Ｘ１方向と反対方向、即ち固定磁性層３の磁化方向と交差する方向に磁化方向が揃えられている。
前記フリー磁性層５が前記バイアス層６により単磁区化されることによって、バルクハウゼンノイズの発生が防止される。
【００８２】
前記軟磁性層７は、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｆｅ、ＣｏーＦｅ合金、ＣｏーＮｉーＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金、ＮｉＦｅ合金などで形成され、中でも、フリー磁性層５を構成する材料と同一の合金で形成されることが好ましく、フリー磁性層５の表面がＮｉＦｅ合金で形成されている場合は、軟磁性層７をＮｉＦｅ合金で形成することが好ましい。これは、軟磁性層７を、フリー磁性層５を構成する材料と同一とした方が、軟磁性層７とフリー磁性層５の界面での強磁性結合が確実となり、バイアス層６と軟磁性層７との界面に発生させた一方向異方性の交換結合磁界を軟磁性層７を介してフリー磁性層５へ伝搬させることが可能となる。
【００８３】
前記バイアス層６は、前記反強磁性層２と同様に、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎとを含む合金からなるものであり、磁場中熱処理により、軟磁性層７との界面にて交換異方性磁界が発現されて、交換異方性磁界が軟磁性層７へ伝搬し、軟磁性層７とフリー磁性層５との界面で発生する強磁性結合によりフリー磁性層５を一定の方向に磁化するものである。
そして、これらの合金からなるバイアス層６は、耐熱性、耐食性に優れるという特徴を有している。
【００８４】
特に前記バイアス層６は、下記の組成式からなる合金であることが好ましい。
Ｘ_mＭｎ_100-m
但し、Ｘは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種以上の元素であり、組成比を示すｍは、５２原子％≦ｍ≦６０原子％である。
更に、バイアス層６は、下記の組成式からなる合金であっても良い。
Ｐｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_n
但し、Ｄは、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｍ、ｎは５２原子％≦ｍ＋ｎ≦６０原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％である。
【００８５】
更にまた、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、前記バイアス層は、下記の組成式からなる合金であってもよい。
Ｐｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_j
但し、Ｌは、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素であり、組成比を示すｑ、ｊは、５２原子％≦ｑ＋ｊ≦６０原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％である。
また、前記導電層８、８は、例えば、Ａｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどで形成されることが好ましい。
【００８６】
このスピンバルブ型薄膜磁気素子１においては、導電層８、８からフリー磁性層５、非磁性導電層４、固定磁性層３に定常電流が与えられ、図示Ｚ方向に走行する磁気記録媒体からの漏れ磁界が図示Ｙ方向に与えられると、前記フリー磁性層５の磁化方向が図示Ｘ方向と反対方向から図示Ｙ方向に向けて変動する。このフリー磁性層５内での磁化方向の変動と固定磁性層３の磁化方向との関係で電気抵抗が変化し、この抵抗変化に基づく電圧変化により磁気記録媒体からの漏れ磁界が検出される。
【００８７】
次に、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子１の製造方法を説明する。
この製造方法は、スピンバルブ型薄膜磁気素子１における反強磁性層２およびバイアス層６、６の位置によって、熱処理により発生する反強磁性層２およびバイアス層６、６の交換異方性磁界の大きさが相違する性質を利用してなされたものであり、１度目の熱処理で固定磁性層３の磁化方向を固定し、２度目の熱処理でフリー磁性層５の磁化方向を前記固定磁性層３の磁化方向と交差する方向に揃えるものである。
【００８８】
即ち、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子１の製造方法では、基板Ｋ上に、反強磁性層２と、固定磁性層３と、非磁性導電層４と、フリー磁性層５とを順次積層して図２に示す第１の積層体ａ１を形成したのち、前記第１の積層体ａ１にトラック幅Ｔｗ方向と直交する方向（図２の紙面垂直方向）である第１の磁界を印加しつつ、第１の熱処理温度で熱処理し、前記反強磁性層２に交換異方性磁界を発生させて、前記固定磁性層３の磁化を固定する。
【００８９】
次に、図３に示すように、前記第１の積層体ａ１の上に、トラック幅Ｔｗに相当する幅の基端部を有するリフトオフ用レジスト３５１を形成し、マスクとなるリフトオフ用レジスト３５１で覆われていないフリー磁性層５の表面をＡｒなどの希ガスにより、イオンミリング法や逆スパッタ法によりクリーニングを行う。
ついで、図４に示すように、トラック幅Ｔｗに相当する間隔を開けて露出したフリー磁性層５の表面およびリフトオフレジスト３５１上に、軟磁性層７、７を形成し、続いて、前記軟磁性層７、７の上にバイアス層６、６を形成し、更に、前記バイアス層６、６の上に導電層８、８を形成したのち、リフトオフレジスト３５１をエッチングにより除去すると、図１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子１と同じ形状の第２の積層体ａ２が得られる。
【００９０】
このようにして得られた第２の積層体ａ２に対し、トラック幅Ｔｗ方向に前記反強磁性層２の交換異方性磁界よりも小さい第２の磁界を印加しつつ、第２の熱処理温度で熱処理し、前記フリー磁性層５に前記固定磁性層３の磁化方向と交差する方向のバイアス磁界を付与することによって、スピンバルブ型薄膜磁気素子１が得られる。
【００９１】
次に、反強磁性層の熱処理温度と交換異方性磁界との関係について、図２１、図２２、図２３を参照して詳しく説明する。
図２１に示した■印は、基板とフリー磁性層の間に反強磁性層を配置したボトム型シングルスピンバルブ薄膜磁気素子の交換異方性磁界の熱処理温度依存性を示し、図２１に示した◆印は、フリー磁性層よりも基板から離れた位置に反強磁性層を配置したトップ型シングルスピンバルブ薄膜磁気素子の交換異方性磁界の熱処理温度依存性を示す。
従って、◆印のトップ型シングルスピンバルブ薄膜磁気素子の反強磁性層は、■印のボトム型シングルスピンバルブ薄膜磁気素子の反強磁性層よりも、基板から離れた位置に設けられていることになる。
【００９２】
具体的には、図２１に示した◆印で示したトップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子は、図２４に示すようにＳｉの基板Ｋの上にＡｌ₂Ｏ₃（厚さ１０００Å）からなる下地絶縁層２００、Ｔａ（厚さ５０Å）からなる下地層２１０、ＮｉＦｅ合金（厚さ７０Å）、Ｃｏ層（厚さ１０Å）の２層からなるフリー磁性層５、Ｃｕ（厚さ３０Å）からなる非磁性導電層４、Ｃｏ（厚さ２５Å）からなる固定磁性層３、Ｐｔ₅₄ _.4Ｍｎ₄₅ _.6（厚さ３００Å）からなる反強磁性層２、Ｔａ（厚さ５０Å）からなる保護層２２０の順に形成された構成のものである。
【００９３】
また、図２１に示した■印で示したボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子は、図２３に示すように、Ｓｉ基板Ｋの上にＡｌ₂Ｏ₃（厚さ１０００Å）からなる下地絶縁層２００、Ｔａ（厚さ３０Å）からなる下地層２１０、Ｐｔ₅₅ _.4Ｍｎ₄₄ _.6（厚さ３００Å）からなる反強磁性層２、Ｃｏ（厚さ２５Å）からなる固定磁性層３、Ｃｕ（厚さ２６Å）からなる非磁性導電層４、Ｃｏ層（厚さ１０Å）、ＮｉＦｅ合金（厚さ７０Å）の２層からなるフリー磁性層５、Ｔａ（厚さ５０Å）からなる保護層２２０の順に形成された構成のものである。
【００９４】
即ち、◆印で示したトップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子は、反強磁性層２が固定磁性層３の上側に配置され、Ｓｉ基板Ｋと反強磁性層２との間には、フリー磁性層５、非磁性導電層４、固定磁性層３が挟まれて形成されている。
即ち、■印で示したボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子は、反強磁性層２が固定磁性層３の下側に配置され、Ｓｉ基板Ｋと反強磁性層２との間には、固定磁性層３、非磁性導電層４、フリー磁性層５が形成されていない構造とされる。
【００９５】
図２１に示すように、■印で示す反強磁性層（Ｐｔ_55.4Ｍｎ_44.6）の交換異方性磁界は、２２０℃を過ぎて上昇しはじめ、２４０℃を越えると７００（Ｏｅ）程度になって一定となる。また、◆印で示す反強磁性層（Ｐｔ_54.4Ｍｎ_45.6）の交換異方性磁界は、２４０℃を過ぎて上昇し、２６０℃を超えると６００（Ｏｅ）を越えて一定となる。
このように、基板に近い位置に配置された反強磁性層（■印）は、基板より離れた位置に配置された反強磁性層（◆印）と比較して、比較的低い熱処理温度で高い交換異方性磁界が得られることがわかる。
【００９６】
本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子１の製造方法は、上述した反強磁性層の性質を利用したものである。
即ち、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子１は、反強磁性層２と基板Ｋとの距離が近い（または、固定磁性層３の下に反強磁性層２が配置された）ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子１であり、前記反強磁性層２に使用される合金と同様の材料によって形成されたバイアス層６が反強磁性層２よりも基板Ｋから遠い位置に配置されている。
【００９７】
したがって、例えば、第１の磁界を印加しつつ、第１の熱処理温度（２２０〜２７０℃）で前記第１の積層体ａ１を熱処理すると、反強磁性層２に交換異方性磁界が生じ、固定磁性層３の磁化方向が固定される。また、反強磁性層２の交換異方性磁界は、６００Ｏｅ（４８０００Ａ／ｍ）以上となる。
次に、第１の磁界と直交する方向の第２の磁界を印加しつつ、第２の熱処理温度（２５０〜２７０℃）で前記第２の積層体ａ２を熱処理すると、フリー磁性層５の磁化方向が第１の磁界に対して交差する方向とされる。また、バイアス層６の交換異方性磁界は、６００Ｏｅ（４８０００Ａ／ｍ）以上となる。
【００９８】
このとき、第２の磁界を先の熱処理にて発生した反強磁性層２の交換異方性磁界よりも小さくしておけば、反強磁性層２に第２の磁界が印加されても、反強磁性層２の交換異方性磁界が劣化することがなく、固定磁性層３の磁化方向を固定したままにすることが可能になる。
このことにより、固定磁性層３の磁化方向とフリー磁性層５の磁化方向とを交差する方向にすることができる。
【００９９】
第１の熱処理温度は、２２０℃〜２７０℃の範囲とすることが好ましい。第１の熱処理温度が２２０℃未満であると、反強磁性層２の交換異方性磁界が２００（Ｏｅ）以下となって、固定磁性層３の磁化が高くならず、固定磁性層３の磁化方向が２度目の熱処理によりフリー磁性層５の磁化方向と同一方向に磁化されてしまうので好ましくない。一方、第１の熱処理温度が２７０℃を越えると、各層の界面、とくに、非磁性導電層４であるＣｕ層とフリー磁性層５またはＣｕ層と固定磁性層３との界面での原子の熱拡散などによる磁気抵抗効果の劣化を引き起こすため好ましくない。
また、第１の熱処理温度を２３０℃〜２７０℃の範囲とすれば、反強磁性層２の交換異方性磁界を４００Ｏｅ（３２０００Ａ／ｍ）以上とすることができ、固定磁性層３の磁化を大きくすることができるのでより好ましい。
【０１００】
第２の熱処理温度は、２５０℃〜２７０℃の範囲とすることが好ましい。第２の熱処理温度が２５０℃未満であると、バイアス層６の交換異方性磁界を４００Ｏｅ（３２０００Ａ／ｍ）以上にすることができなくなって、フリー磁性層５に印加する縦バイアス磁界を大きくすることができなくなるので好ましくない。一方、第２の熱処理温度が２７０℃を越えても、もはやバイアス層６の交換異方性磁界は一定となって増大せず、層界面での原子熱拡散などによる磁気抵抗効果の劣化を引き起こすので好ましくない。
【０１０１】
前記第１の磁界は、１０Ｏｅ（８００Ａ／ｍ）程度以上とすることが好ましい。第１の磁界が１０Ｏｅ（８００Ａ／ｍ）未満であると、反強磁性層２の交換異方性磁界が十分に得られないため好ましくない。
また、前記第２の磁界は、１度目の熱処理で発生した反強磁性層２の交換結合磁界よりも小さい磁界とされ、１０〜６００Ｏｅ（８００〜４８０００Ａ／ｍ）程度の範囲とすることが好ましい。より好ましくは、２００Ｏｅ（１６００Ａ／ｍ）程度である。第２の磁界が１０Ｏｅ（８００Ａ／ｍ）未満であると、バイアス層６の交換異方性磁界が十分に得られないため好ましくない。一方、第２の磁界が６００Ｏｅ（８００〜４８０００Ａ／ｍ）を越えると、１度目の熱処理で発生した反強磁性層の交換結合磁界を劣化させるおそれがあるため好ましくない。
【０１０２】
次に、熱処理温度が２４５℃または２７０℃である場合における反強磁性層の組成と交換異方性磁界との関係について図２２を参照して詳しく説明する。
図示△印は、フリー磁性層よりも基板から離れた位置に反強磁性層を配置した（または、固定磁性層の上に反強磁性層が配置された）トップ型シングルスピンバルブ薄膜磁気素子の反強磁性層の組成と交換異方性磁界との関係を示すものであり、図示△印は２７０℃で熱処理したものである。
図示○印及び●印は、基板とフリー磁性層の間に反強磁性層を配置した（または、固定磁性層の下に反強磁性層が配置された）ボトム型シングルスピンバルブ薄膜磁気素子の反強磁性層の組成と交換異方性磁界との関係を示すものであり、図示○印は２７０℃、図示●印は２４５℃で熱処理したものである。
【０１０３】
具体的には、△印で示したトップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子は、図２４に示すように、Ｓｉ基板Ｋの上にＡｌ₂Ｏ₃（厚さ１０００Å）からなる下地絶縁層２００、Ｔａ（厚さ５０Å）からなる下地層２１０、ＮｉＦｅ合金（厚さ７０Å）、Ｃｏ（厚さ１０Å）からなる２層のフリー磁性層５、Ｃｕ（厚さ３０Å）からなる非磁性導電層４、Ｃｏ（厚さ２５Å）からなる固定磁性層３、Ｐｔ_mＭｎ_t（厚さ３００Å）からなる反強磁性層２、Ｔａ（厚さ５０Å）からなる保護層２２０からなる構成のものである。
【０１０４】
一方、○印及び●印で示したボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子は、図２３に示すように、Ｓｉ基板Ｋの上にＡｌ₂Ｏ₃（厚さ１０００Å）からなる下地絶縁層２００、Ｔａ（厚さ３０Å）からなる下地層２１０、Ｐｔ_mＭｎ_100-m（厚さ３００Å）からなる反強磁性層２、Ｃｏ（厚さ２５Å）からなる固定磁性層３、Ｃｕ（厚さ２６Å）からなる非磁性導電層４、Ｃｏ（厚さ１０Å）、ＮｉＦｅ合金（厚さ７０Å）の２層からなるフリー磁性層５、Ｔａ（厚さ５０Å）からなる保護層２２０からなる構成のものである。
【０１０５】
本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子１の製造方法では、図２２に示すボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子およびトップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層の性質を利用している。
即ち、ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子である本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子１では、反強磁性層２に使用される合金の組成範囲は、図２３に示すボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層と同様とすることが好ましく、前記バイアス層６に使用される合金の組成範囲は、図２４に示すトップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層と同様とすることが好ましい。
【０１０６】
また、図２２から明らかなように、ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層、ここでは前記反強磁性層２をＸ_mＭｎ_100-m（但しＸは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種以上の元素）からなる合金としたときは、組成比を示すｍが、４８原子％≦ｍ≦６０原子％であることが好ましい。
ｍが４８原子％未満または６０原子％を越えると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、Ｘ_mＭｎ_100-mの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界（交換異方性磁界）を示さなくなるので好ましくない。
【０１０７】
また、組成比ｍのより好ましい範囲は、４８原子％≦ｍ≦５８原子％である。
４８原子％未満または５８原子％以上を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても、Ｘ_mＭｎ_100-mの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
ｍの更に好ましい範囲は、４９.８原子％≦ｍ≦５８原子％であり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行った後に４００Ｏｅ（３２０００Ａ／ｍ）以上の交換異方性磁界が得られる。
【０１０８】
また、ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層、即ち前記反強磁性層２をＰｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_n（但し、Ｄは、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓのうちの少なくとも１種または２種以上の元素）としたとき、組成比を示すｍ、ｎは、４８原子％≦ｍ＋ｎ≦６０原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％であることが好ましい。
組成比ｍ＋ｎが４８原子％未満または６０原子％を越えると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、Ｐｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｎが０.２原子％未満であると、反強磁性層２の結晶格子の規則化の促進の効果、即ち、交換異方性磁界を大きくする効果が乏しくなるので好ましくなく、組成比ｎが４０原子％を越えると、逆に交換異方性磁界が減少するので好ましくない。
【０１０９】
また、組成比ｍ＋ｎのより好ましい範囲は、４８原子％≦ｍ＋ｎ≦５８原子％である。
組成比ｍ＋ｎが４８原子％未満または５８原子％を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても、Ｐｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｍ＋ｎの更に好ましい範囲は、４９.８原子％≦ｍ＋ｎ≦５８原子％、０.２％≦ｎ≦４０であり、４００Ｏｅ（３２０００Ａ／ｍ）以上の交換異方性磁界が得られる。
【０１１０】
また、ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層、即ち前記反強磁性層２をＰｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_j（但し、Ｌは、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素）としたとき、組成比を示すｑ、ｊは、４８原子％≦ｑ＋ｊ≦６０原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％であることが好ましい。
組成比ｑ＋ｊが４８原子％未満または６０原子％を越えると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、Ｐｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｊが０.２原子％未満であると、元素Ｌの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｊが１０原子％を越えると、一方向性交換異方性磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１１１】
また、組成比を示すｑ＋ｊのより好ましい範囲は、４８原子％≦ｑ＋ｊ≦５８原子％である。
組成比ｑ＋ｊが４８原子％未満または５８原子％を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても、Ｐｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比を示すｑ＋ｊの更に好ましい範囲は、４９.８原子％≦ｑ＋ｊ≦５８原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％であり、４００Ｏｅ（３２０００Ａ／ｍ）以上の交換異方性磁界が得られる。
【０１１２】
図２２から明らかなように、トップ型のスピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層、ここでは前記バイアス層６をＸ_mＭｎ_100-m（但し、Ｘは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種以上の元素）からなる合金としたときは、組成比ｍが、５２原子％≦ｍ≦６０原子％であることが好ましい。
組成比ｍが５２原子％未満または６０原子％以上を越えると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、Ｘ_mＭｎ_100-mの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｍのより好ましい範囲は、５２.８原子％≦ｍ≦５９.２原子％であり、２００Ｏｅ（１６０００Ａ／ｍ）以上の交換異方性磁界、即ち、バイアス磁界が得られる。
【０１１３】
また、トップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層、即ち前記バイアス層６をＰｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_n（但し、Ｄは、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓのうちの少なくとも１種または２種以上の元素）としたとき、組成比を示すｍ、ｎは、５２原子％≦ｍ＋ｎ≦６０原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％であることが好ましい。
【０１１４】
組成比ｍ＋ｎが５２原子％未満または６０原子％を越えると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、Ｐｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｎが０.２原子％未満であると、反強磁性層２の結晶格子の規則化の促進の効果、即ち、交換異方性磁界を大きくする効果が乏しくなるので好ましくなく、組成比ｎが４０原子％を越えると、逆に交換異方性磁界が減少するので好ましくない。
更に、組成比ｍ＋ｎのより好ましい範囲は、５２.８原子％≦ｍ＋ｎ≦５９.２原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％であり、２００Ｏｅ（１６０００Ａ／ｍ）以上の交換異方性磁界、即ち、バイアス磁界が得られる。
【０１１５】
また、トップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層、即ち前記バイアス層６をＰｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_j（但し、Ｌは、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素）としたとき、組成比を示すｑ、ｊは、５２原子％≦ｑ＋ｊ≦６０原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％であることが好ましい。
組成比ｑ＋ｊが５２原子％未満または６０原子％を越えると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、Ｐｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、ｊが０.２原子％未満であると、元素Ｌの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｊが１０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１１６】
また、組成比ｍ＋ｎのより好ましい範囲は、５２.８原子％≦ｍ＋ｎ≦５９.２原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％であり、２００（Ｏｅ）以上の交換異方性磁界、即ち、バイアス磁界が得られる。
【０１１７】
また、図２２から明らかなように、ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層ここでは前記反強磁性層２、およびトップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層ここでは前記バイアス層６がＸ_mＭｎ_100-m（但し、Ｘは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種以上の元素）からなる合金としたとき、前記反強磁性層２および前記バイアス層６の組成比を示すｍが、５２原子％≦ｍ≦５８原子％であることが好ましい。
【０１１８】
組成比ｍが５２原子％未満であると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、前記バイアス層６を構成するＸ_m Ｍｎ_100-mの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｍが５８原子％を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても前記反強磁性層２を構成するＸ_mＭｎ_100-mの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行った際、固定磁性層３の磁化方向がバイアス層６の磁化方向と同一に磁化されたり、固定磁性層３の磁化方向がバイアス層６の磁化方向と直交しなくなり、結果として、再生出力波形の対称性が得られなくなるので好ましくない。
【０１１９】
また、前記反強磁性層２および前記バイアス層６が、Ｘ_mＭｎ_100-mからなる合金としたとき、反強磁性層２およびバイアス層６の組成比を示すｍが、５２原子％≦ｍ≦５６.３原子％であることがより好ましい。
【０１２０】
組成比ｍが５２原子％未満であると熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、バイアス層６を構成するＸｍＭｎ１００−ｍの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｍが５６.３原子％を越えると、反強磁性層２による交換異方性磁界よりもバイアス層６による交換異方性磁界の方が大きくなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行う場合に、反強磁性層２による交換異方性磁界よりも大きな外部磁界をバイアス層６に印加することとなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理の際に、固定磁性層３がフリー磁性層５の磁化と同一の方向に磁化されたり、第２の熱処理の際にフリー磁性層５の磁化方向と固定磁性層３の磁化方向とを直交方向に揃え難くなるので好ましくない。
【０１２１】
従って、反強磁性層２およびバイアス層６の上記組成比が５２原子％≦ｍ≦５６.３原子％の範囲であれば、第１の熱処理時に反強磁性層２の交換異方性磁界が発生し、第２の熱処理を行った後も反強磁性層２の交換異方性磁界がバイアス層６の交換結合磁界よりも大きくなるので、磁気記録媒体からの信号磁界の印加に対し、固定磁性層３の磁化方向は変化せずに固定され、フリー磁性層５の磁化方向はスムーズに変化することができるため好ましい。
【０１２２】
また、反強磁性層２およびバイアス層６がＰｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_n（但し、Ｄは、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種または２種以上の元素）としたとき、組成比を示すｍ、ｎは、５２原子％≦ｍ＋ｎ≦５８原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％であることが好ましい。
【０１２３】
組成比ｍ＋ｎが５２原子％未満であると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、前記バイアス層６を構成するＰｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、ｍ＋ｎが５８原子％を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても、前記反強磁性層２を構成するＰｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行った際に、固定磁性層３の磁化方向がバイアス層６の磁化方向と同一とされたり、固定磁性層３の磁化方向がバイアス層６の磁化方向と直交しなくなり、結果として、再生出力波形の対称性が得られなくなるので好ましくない。
【０１２４】
また、組成比ｎが０.２原子％未満であると、元素Ｄの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｎが４０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１２５】
また、前記反強磁性層２およびバイアス層６が、Ｐｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nからなる合金としたとき、組成比を示すｍ、ｎが、５２原子％≦ｍ＋ｎ≦５６.３原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％であることがより好ましい。
【０１２６】
組成比ｍ＋ｎが５２原子％未満であると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、前記バイアス層６を構成するＰｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｍ＋ｎが５６.３原子％を越えると、反強磁性層２による交換異方性磁界よりもバイアス層６による交換異方性磁界の方が大きくなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行う場合に、反強磁性層２による交換異方性磁界よりも大きな外部磁界がバイアス層６に印加されることとなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理の際に、固定磁性層３がフリー磁性層５の磁化と同一の方向に磁化されたり、第２の熱処理の際に、フリー磁性層５の磁化方向と固定磁性層３の磁化方向とを直交方向に揃え難くなるので好ましくない。
【０１２７】
また、組成比ｎが０.２原子％未満であると、元素Ｄの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｎが４０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１２８】
従って、反強磁性層２およびバイアス層６の上記組成比が５２原子％≦ｍ＋ｎ≦５６.３原子％であり、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％であれば、第１の熱処理時に反強磁性層２の交換異方性磁界が発生し、第２の熱処理を行った後、反強磁性層２の交換異方性磁界がバイアス層６の交換結合磁界よりも大きくなるので、磁気記録媒体からの信号磁界の印加に対し、固定磁性層３の磁化方向は変化せずに固定され、フリー磁性層５の磁化方向はスムーズに変化することができるため好ましい。
【０１２９】
また、反強磁性層２およびバイアス層６が、Ｐｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_j（但しＬは、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素）からなる組成の合金としたとき、組成比を示すｑ、ｊは、５２原子％≦ｑ＋ｊ≦５８原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％であることが好ましい。
【０１３０】
組成比ｑ＋ｊが５２原子％未満であると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、前記バイアス層６を構成するＰｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｑ＋ｊが５８原子％を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても、前記反強磁性層２を構成するＰｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行った際に、固定磁性層３の磁化方向がバイアス層６の磁化方向と同一とされたり、固定磁性層３の磁化方向がバイアス層６の磁化方向と直交しなくなり、結果として、再生出力波形の対称性が得られなくなるので好ましくない。
【０１３１】
また、組成比ｊが０.２原子％未満であると、元素Ｌの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｊが１０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１３２】
また、前記反強磁性層２およびバイアス層６が、Ｐｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jからなる合金としたとき、組成比を示すｑ、ｊが、５２原子％≦ｑ＋ｊ≦５６.３原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％であることがより好ましい。
【０１３３】
組成比ｑ＋ｊが５２原子％未満であると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、前記バイアス層６を構成するＰｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、組成比ｑ＋ｊが５６.３原子％を越えると、反強磁性層２による交換異方性磁界よりもバイアス層６による交換異方性磁界の方が大きくなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行う場合に、反強磁性層２による交換異方性磁界よりも大きな外部磁界がバイアス層６に印加されることとなり、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理の際に、固定磁性層３がフリー磁性層５の磁化と同一の方向に磁化されたり、第２の熱処理の際に、フリー磁性層５の磁化方向と固定磁性層３の磁化方向とを直交方向に揃え難くなるので好ましくない。
【０１３４】
また、組成比ｊが０.２原子％未満であると、元素Ｌの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｊが１０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１３５】
従って、反強磁性層２およびバイアス層６の上記組成比が５２原子％≦ｑ＋ｊ≦５６.３原子％であり、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％であれば、第１の熱処理時に反強磁性層２の交換異方性磁界が発生し、第２の熱処理を行った後、反強磁性層２の交換異方性磁界がバイアス層６の交換結合磁界よりも大きくなるので、磁気記録媒体からの信号磁界の印加に対して、固定磁性層３の磁化方向は変化せずに固定され、フリー磁性層５の磁化方向はスムーズに変化することができるため好ましい。
【０１３６】
また、ボトム型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層、ここでは前記反強磁性層２の組成と、トップ型スピンバルブ型薄膜磁気素子の反強磁性層ここでは前記バイアス層６の組成を異ならしめ、例えば反強磁性層２のＭｎ濃度をバイアス層６のＭｎ濃度よりも多くすることにより、第１の熱処理後の両者の交換結合磁界の差をより顕著にでき、第２の熱処理後にフリー磁性層５と固定磁性層３の磁化をより確実に直交状態とすることが可能となる。
また、第２の熱処理後のＭｎ濃度を異ならしめた反強磁性層２とバイアス層６の両者の交換異方性磁界の差を、更に顕著にすることができ、磁気記録媒体からの信号磁界の印加に対し、固定磁性層３の磁化方向は変化せずに固定され、フリー磁性層５の磁化方向はスムーズに変化することが可能となる。
【０１３７】
即ち、バイアス層６を、Ｘ_mＭｎ_100-m（Ｘが、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種以上の元素、組成比を示すｍが５２原子％≦ｍ≦６０原子％）からなる合金とし、反強磁性層２を、Ｘ_mＭｎ_100-m（Ｘが、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種以上の元素、組成比を示すｍが、４８原子％≦ｍ≦５８原子％）からなる合金とすることがより好ましい。
【０１３８】
バイアス層６の組成を示すｍが、５２原子％未満若しくは６０原子％を越えると、図２２に示すように、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、バイアス層６を構成するＸ_mＭｎ_100-mの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、反強磁性層２の組成を示すｍが、４８原子％未満若しくは５８原子％を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても反強磁性層２を構成するＸ_mＭｎ_100-mの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
【０１３９】
よって、第１の熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行った後に、反強磁性層２の交換異方性磁界を発生させ、かつ第２の熱処理温度が２７０℃の第２の熱処理時に、反強磁性層２の交換異方性磁界よりも小さな外部磁界を印加して、第２の熱処理を行った後に、反強磁性層２の交換異方性磁界がバイアス層６の交換異方性磁界よりも大きくなるように、反強磁性層２の組成比（４８原子％≦ｍ≦５８原子％）とバイアス層６の組成比（５２原子％≦ｍ≦６０原子％）の範囲の中から各々の組成比を異ならせて選択すればよい。
【０１４０】
このような条件を満たす組成比を各々選択して組成範囲を異ならしめることにより、反強磁性層２とバイアス層６を同一組成で形成した場合よりも、第２の熱処理時における反強磁性層２の交換結合磁界とバイアス層６の交換異方性磁界の差を顕著にできる組み合わせが可能になり、設計の自由度が向上する。
また、第１の熱処理の際に、反強磁性層２の交換異方性磁界を発生させ、第２の熱処理の際に、反強磁性層２の交換異方性磁界よりも小さな外部磁界を印加させることにより、反強磁性層２の交換異方性磁界を劣化または磁化方向を変えることがなく、固定磁性層３の磁化方向を強固に固定したまま、フリー磁性層５と固定磁性層３の磁化方向を交差させることができる。
【０１４１】
更に、第２の熱処理後に、反強磁性層２の交換異方性磁界をバイアス層６の交換異方性磁界よりも大きくすることができ、磁気記録媒体からの信号磁界の印加に対して、固定磁性層３の磁化方向が変化せずに固定され、フリー磁性層５の磁化方向はスムーズに変化することが可能となる。
【０１４２】
反強磁性層２とバイアス層６の好ましい別の組み合わせは、バイアス層６を、Ｐｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_n（Ｄが、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種または２種以上の元素、組成比を示すｍ、ｎが、５２原子％≦ｍ＋ｎ≦６０原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％）からなる合金とし、反強磁性層２を、Ｐｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_n（但し、Ｄは、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓのうちの少なくとも１種、または２種以上の元素、組成比を示すｍ、ｎは、４８原子％≦ｍ＋ｎ≦５８原子％、０.２原子％≦ｎ≦４０原子％）からなる合金とすることが好ましい。
【０１４３】
バイアス層６の組成を示すｍ＋ｎが５２原子％未満若しくは６０原子％を越えると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、バイアス層６を構成するＰｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、バイアス層６の組成を示すｎが０.２原子％未満であると、元素Ｄの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｎが４０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１４４】
また、反強磁性層２の組成を示すｍ＋ｎが４８原子％未満若しくは５８原子％を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても、反強磁性層２を構成するＰｔ_mＭｎ_100-m-nＤ_nの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、第２反強磁性層の組成を示すｎが０.２原子％未満であると、元素Ｄの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｎが４０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１４５】
よって、第１の熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行った後に、反強磁性層２の交換異方性磁界を発生させ、かつ第２の熱処理温度が２７０℃の第２の熱処理時に、反強磁性層２の交換異方性磁界よりも小さな外部磁界を印加して、第２の熱処理を行った後に、反強磁性層２の交換異方性磁界がバイアス層６の交換異方性磁界よりも大きくなるように、反強磁性層２の組成比（４８原子％≦ｍ＋ｎ≦５８原子％）とバイアス層６の組成比（５２原子％≦ｍ＋ｎ≦６０原子％）の範囲の中から各々の組成比を異ならせて選択すればよい。
【０１４６】
このような条件を満たす組成比を各々選択して組成範囲を異ならしめることにより、反強磁性層２とバイアス層６を同一組成で形成した場合よりも、第２の熱処理時における各々の反強磁性層２の交換結合磁界とバイアス層６の交換異方性磁界の差を顕著にできる組み合わせが可能になり、設計の自由度が向上する。
また、第１の熱処理の際に、反強磁性層２の交換異方性磁界を発生させ、第２の熱処理の際に、反強磁性層２の交換異方性磁界よりも小さな外部磁界を印加させることにより、反強磁性層２の交換異方性磁界を劣化または磁化方向を変えることがなく、固定磁性層３の磁化方向を強固に固定したまま、フリー磁性層５と固定磁性層３の磁化方向を交差させることができる。
【０１４７】
更に、第２の熱処理後に、反強磁性層２の交換異方性磁界をバイアス層６の交換異方性磁界よりも大きくでき、磁気記録媒体からの信号磁界の印加に対して、固定磁性層３の磁化方向が変化せずに固定され、フリー磁性層５の磁化方向はスムーズに変化することが可能となる。
【０１４８】
反強磁性層２とバイアス層６の好ましい別の組み合わせは、バイアス層６をＰｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_j（但し、Ｌは、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素、組成比を示すｑ、ｊが、５２原子％≦ｑ＋ｊ≦６０原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％）からなる合金とし、反強磁性層２を、Ｐｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_j（但し、Ｌは、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素、組成比を示すｑ、ｊが、４８原子％≦ｑ＋ｊ≦５８原子％、０.２原子％≦ｊ≦１０原子％）からなる合金とすることが好ましい。
【０１４９】
バイアス層６の組成を示すｑ＋ｊが、５２原子％未満若しくは６０原子％を越えると、熱処理温度２７０℃の第２の熱処理を行っても、バイアス層６を構成するＰｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化されにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、バイアス層６の組成を示すｊが、０.２原子％未満であると、元素Ｌの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、組成比ｊが１０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１５０】
また、反強磁性層２の組成を示すｑ＋ｊが、４８原子％未満若しくは５８原子％を越えると、熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行っても、反強磁性層２を構成するＰｔ_qＭｎ_100-q-jＬ_jの結晶格子がＬ１０型の規則格子へと規則化しにくくなり、反強磁性特性を示さなくなる。即ち、一方向性交換結合磁界を示さなくなるので好ましくない。
また、反強磁性層２の組成を示すｊが、０.２原子％未満であると、元素Ｌの添加による一方向性交換結合磁界の改善効果が十分に現れないので好ましくなく、ｊが１０原子％を越えると、一方向性交換結合磁界が低下してしまうので好ましくない。
【０１５１】
よって、第１の熱処理温度２４５℃の第１の熱処理を行った後に、反強磁性層２の交換異方性磁界を発生させ、かつ第２の熱処理温度が２７０℃の第２の熱処理時に、反強磁性層２の交換異方性磁界よりも小さな外部磁界を印加して、第２の熱処理を行った後に、反強磁性層２の交換異方性磁界がバイアス層６の交換異方性磁界よりも大きくなるように、反強磁性層２の組成比（４８原子％≦ｑ＋ｊ≦５８原子％）とバイアス層６の組成比（５２原子％≦ｑ＋ｊ≦６０原子％）の範囲の中から各々の組成比を異ならせて選択すればよい。
【０１５２】
このような条件を満たす組成比を各々選択して組成範囲を異ならしめることにより、反強磁性層２とバイアス層６を同一組成で形成した場合よりも、第１の熱処理時および第２の熱処理時における各々の反強磁性層２の交換結合磁界とバイアス層６の交換異方性磁界の差を顕著にできる組み合わせが可能になり、設計の自由度が向上する。
また、第１の熱処理の際に、反強磁性層２の交換異方性磁界を発生させ、第２の熱処理の際に、反強磁性層２の交換異方性磁界よりも小さな外部磁界を印加させることにより、反強磁性層２の交換異方性磁界を劣化または磁化方向を変えることがなく、固定磁性層３の磁化方向を強固に固定したまま、フリー磁性層５と固定磁性層３の磁化方向を交差させることができる。
【０１５３】
更に、第２の熱処理後に、反強磁性層２の交換異方性磁界をバイアス層６の交換異方性磁界よりも大きくでき、磁気記録媒体からの信号磁界の印加に対し、固定磁性層３の磁化方向が変化せずに固定され、フリー磁性層５の磁化方向はスムーズに変化することが可能となる。
【０１５４】
このようなスピンバルブ型薄膜磁気素子１では、反強磁性層２およびバイアス層６が、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素とＭｎとを含む合金からなるものであるので、交換異方性磁界の温度特性が良好となり、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子１となる。
【０１５５】
例えば、ＰｔＭｎ合金のブロッキング温度は、３８０℃程度であり、従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子においてバイアス層に用いられていたＦｅＭｎ合金の１５０℃と比較して高い。
したがって、装置内の温度が高温となる薄膜磁気ヘッドなどの装置に備えられた場合の耐久性が良好で、温度変化による交換異方性磁界（交換結合磁界）の変動が少ない優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子１とすることができる。
【０１５６】
更にまた、反強磁性層２を上記の材料で形成することで、ブロッキング温度が高いものとなり、反強磁性層２に大きな交換異方性磁界を発生させることができるため、固定磁性層３の磁化方向を強固に固定することができる。
また、本発明のバイアス層６、反強磁性層２の中でもＰｔＭｎ合金のブロッキング温度は３８０℃であり、ＩｒＭｎ合金の２３０℃と比較しても高く、より好ましい。
【０１５７】
このようなスピンバルブ型薄膜磁気素子１の製造方法では、反強磁性層２およびバイアス層６に、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎとを含む合金を用い、前記合金の性質を利用して、１度目の熱処理で固定磁性層３の磁化方向を固定し、２度目の熱処理でフリー磁性層５の磁化方向を前記固定磁性層３の磁化方向と交差する方向に揃えるので、固定磁性層３の磁化方向に悪影響を与えることなく、フリー磁性層５の磁化方向を固定磁性層３の磁化方向と交差する方向に揃えることができ、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子１を得ることができる。
【０１５８】
また、このスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法は、第１の積層体ａ１の上に軟磁性層７、７を形成し、前記軟磁性層７、７の上にバイアス層６、６を形成する方法であるので、軟磁性層７、７を形成したのち、真空を破ることなく前記バイアス層６、６を形成することができ、前記バイアス層６、６が形成される表面をイオンミリングや逆スパッタによりクリーニングする必要がないため、再付着物によるコンタミや、表面の結晶状態の乱れによる交換異方性磁界の発生に対する悪影響など、クリーニングすることに起因する不都合が生じない優れた製造方法とすることができる。
また、前記バイアス層６、６を形成する前に前記バイアス層６、６が形成される面をクリーニングする必要がないため、容易に製造することができる。
【０１５９】
一方、フリー磁性層５と軟磁性層７の界面での強磁性結合は、反強磁性層との界面での交換結合ほどコンタミなどに敏感でない。このため、一旦大気に出してから軟磁性層７を成膜しても十分にフリー磁性層５への縦バイアス磁界を確保することができるが、軟磁性層７の成膜に先立って、イオンミリングや逆スパッタなどによるクリーニングを真空を破ることなく行ってもよい。
【０１６０】
また、スライダ１５１に上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子１が備えられてなる薄膜磁気ヘッドとすることで、耐久性および耐熱性に優れ、十分な交換異方性磁界が得られる信頼性の高い薄膜磁気ヘッドとすることができる。
【０１６１】
本発明の第１の実施形態のスピンバルブ型薄膜磁気素子１においては、上述したように、非磁性導電層４の厚さ方向上下に、固定磁性層３とフリー磁性層５をそれぞれ単層構造として設けたが、これらを複数構造としてもよい。
【０１６２】
巨大磁気抵抗変化を示すメカニズムは、非磁性導電層４と固定磁性層３とフリー磁性層５との界面で生じる伝導電子のスピン依存散乱によるものである。Ｃｕなどからなる前記非磁性導電層４に対し、スピン依存散乱が大きな組み合わせとして、Ｃｏ層が例示できる。このため、固定磁性層３をＣｏ以外の材料で形成した場合、固定磁性層３の非磁性導電層４側の部分を図１の２点鎖線で示すように薄いＣｏ層３ａで形成することが好ましい。また、フリー磁性層５をＣｏ以外の材料で形成した場合も固定磁性層３の場合と同様に、フリー磁性層５の非磁性導電層４側の部分を図１の２点鎖線で示すように薄いＣｏ層５ａで形成することが好ましい。
【０１６３】
［第２の実施形態］
図７は、本発明の第２の実施形態のスピンバルブ型薄膜磁気素子を模式図的に示した横断面図であり、図８は、図７に示したスピンバルブ型薄膜磁気素子を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図である。
このスピンバルブ型薄膜磁気素子においても、図１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子と同様に、ハードディスク装置に設けられた浮上式スライダのトレーリング側端部などに設けられて、ハードディスクなどの記録磁界を検出するものである。
なお、ハードディスクなどの磁気記録媒体の移動方向は、図示Ｚ方向であり、磁気記録媒体からの洩れ磁界の方向は、Ｙ方向である。
【０１６４】
図７および図８に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子は、反強磁性層、固定磁性層、非磁性導電層、及びフリー磁性層が一層ずつ形成された、いわゆるボトム型のシングルスピンバルブ型薄膜磁気素子の一種である。
また、この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子も、図１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子と同様に、反強磁性材料からなるバイアス層を用いたエクスチェンジバイアス方式により、フリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向に対して交差する方向に揃えるものである。
【０１６５】
図７および図８において、符号Ｋは基板を示している。この基板Ｋの上には、Ａｌ２Ｏ３などの絶縁下地層２００、下部シールド層１６３、下部ギャップ層１６４、反強磁性層１１が形成され、更に、前記反強磁性層１１の上には、第１の固定磁性層１２が形成されている。そして、前記第１の固定磁性層１２の上には、非磁性中間層１３が形成され、前記非磁性中間層１３の上には、第２の固定磁性層１４が形成されている。前記第２の固定磁性層１４の上には、非磁性導電層１５が形成され、更に前記非磁性導電層１５の上には、フリー磁性層１６が形成されている。
【０１６６】
また、前記フリー磁性層１６の上には、軟磁性層１９、１９がトラック幅Ｔｗに相当する間隔を開けて設けられている。前記軟磁性層１９、１９の上には、バイアス層１３０、１３０が設けられ、前記バイアス層１３０、１３０の上には、導電層１３１、１３１が形成されている。
【０１６７】
このスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、上述の第１の実施形態のスピンバルブ型薄膜磁気素子と同様に、反強磁性層１１は、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎとを含む合金からなるものであり、磁場中熱処理により第１の固定磁性層１２、第２の固定磁性層１４をそれぞれ一定の方向に磁化するものである。
【０１６８】
前記第１の固定磁性層１２および第２の固定磁性層１４は、例えば、Ｃｏ膜、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金、ＣｏＦｅ合金などで形成されている。
また、第１の固定磁性層１２と第２の固定磁性層１４との間に介在する非磁性中間層１３は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種あるいは２種以上の合金で形成されていることが好ましい。
【０１６９】
ところで、図７に示す第１の固定磁性層１２及び第２の固定磁性層１４に示されている矢印は、それぞれの磁気モーメントの大きさ、及びその方向を表しており、前記磁気モーメントの大きさは、飽和磁化（Ｍｓ）と膜厚（ｔ）とをかけた値で選定される。
【０１７０】
図７および図８に示す第１の固定磁性層１２と第２の固定磁性層１４とは同じ材質で形成され、しかも、第２の固定磁性層１４の膜厚ｔＰ₂が、第１の固定磁性層１２の膜厚ｔＰ₁よりも大きく形成されているために、第２の固定磁性層１４の方が第１の固定磁性層１２に比べ、磁気モーメントが大きくなっている。
また、第１の固定磁性層１２および第２の固定磁性層１４が異なる磁気モーメントを有することが望ましい。したがって、第１の固定磁性層１２の膜厚ｔＰ₁が第２の固定磁性層１４の膜厚ｔＰ₂より厚く形成されていてもよい。
【０１７１】
第１の固定磁性層１２は、図７および図８に示すように、図示Ｙ方向、即ち記録媒体から離れる方向（ハイト方向）に磁化されており、非磁性中間層１３を介して対向する第２の固定磁性層１４の磁化は、前記第１の固定磁性層１２の磁化方向と反平行（フェリ状態）に磁化されている。
【０１７２】
第１の固定磁性層１２は、反強磁性層１１に接して形成され、磁場中アニール（熱処理）を施すことにより、前記第１の固定磁性層１２と反強磁性層１１との界面にて交換結合磁界（交換異方性磁界）が発生し、例えば、図７および図８に示すように、前記第１の固定磁性層１２の磁化が、図示Ｙ方向に固定される。前記第１の固定磁性層１２の磁化が、図示Ｙ方向に固定されると、非磁性中間層１３を介して対向する第２の固定磁性層１４の磁化は、第１の固定磁性層１２の磁化と反平行状態（フェリ状態）で固定される。
【０１７３】
このようなスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、交換結合磁界が大きいほど、第１の固定磁性層１２の磁化と第２の固定磁性層１４の磁化を安定して反平行状態に保つことが可能である。この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子では、反強磁性層１１として、ブロッキング温度が高く、しかも第１の固定磁性層１２との界面で大きい交換結合磁界（交換異方性磁界）を発生させる上記の合金を使用することで、前記第１の固定磁性層１２及び第２の固定磁性層１４の磁化状態を熱的にも安定して保つことができる。
【０１７４】
以上のようにこのようなスピンバルブ型薄膜磁気素子では、第１の固定磁性層１２と第２の固定磁性層１４との膜厚比を適正な範囲内に収めることによって、交換結合磁界（Ｈｅｘ）を大きくでき、第１の固定磁性層１２と第２の固定磁性層１４の磁化を、熱的にも安定した反平行状態（フェリ状態）に保つことができ、しかも、良好な△ＭＲ（抵抗変化率）を得ることが可能である。
【０１７５】
図７および図８に示すように、第２の固定磁性層１４の上には、Ｃｕなどで形成された非磁性導電層１５が形成され、更に前記非磁性導電層１５の上には、フリー磁性層１６が形成されている。
前記フリー磁性層１６は、図７および図８に示すように、２層で形成されており、前記非磁性導電層１５に接する側に形成された符号１７の層はＣｏ膜で形成されている。また、もう一方の層１８は、ＮｉＦｅ合金や、ＣｏＦｅ合金、あるいはＣｏＮｉＦｅ合金などで形成されている。
なお、非磁性導電層１５に接する側にＣｏ膜の層１７を形成する理由は、Ｃｕにより形成された前記非磁性導電層１５との界面での金属元素等の拡散を防止でき、また、△ＭＲ（抵抗変化率）を大きくできるからである。
前記軟磁性層１９、１９は、ＮｉＦｅ合金などで形成されることが好ましい。
【０１７６】
また、バイアス層１３０、１３０は、前記反強磁性層１１と同様に、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎとを含む合金からなるものとされる。
前記バイアス層１３０のバイアス磁界の影響を受けて、前記フリー磁性層１６の磁化は、図示Ｘ１方向に磁化された状態となっている。
また、導電層１３１、１３１は、Ａｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどにより形成されることが好ましい。
【０１７７】
図７および図８におけるスピンバルブ型薄膜磁気素子では、前記導電層１３１、１３１からフリー磁性層１６、非磁性導電層１５、及び第２の固定磁性層１４にセンス電流が与えられる。記録媒体から図７および図８に示す図示Ｙ方向に磁界が与えられると、フリー磁性層１６の磁化は、図示Ｘ１方向からＹ方向に変動し、このときの非磁性導電層１５とフリー磁性層１６との界面、及び非磁性導電層１５と第２の固定磁性層１４との界面でスピンに依存した伝導電子の散乱が起こることにより、電気抵抗が変化し、記録媒体からの洩れ磁界が検出される。
【０１７８】
ところで前記センス電流は、実際には、第１の固定磁性層１２と非磁性中間層１３の界面などにも流れる。前記第１の固定磁性層１２は△ＭＲに直接関与せず、前記第１の固定磁性層１２は、△ＭＲに関与する第２の固定磁性層１４を適正な方向に固定するための、いわば補助的な役割を担った層となっている。
このため、センス電流が、第１の固定磁性層１２及び非磁性中間層１３に流れることは、シャントロス（電流ロス）になるが、このシャントロスの量は非常に少なく、第２の実施形態では、従来とほぼ同程度の△ＭＲを得ることが可能となっている。
【０１７９】
この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子は、図１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子とほぼ同様の製造方法により製造することができる。
即ち、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法では、基板Ｋ上に、反強磁性層１１、第１の固定磁性層１２、非磁性中間層１３、第２の固定磁性層１４、非磁性導電層１５、フリー磁性層１６を順次積層して第１の積層体を形成したのち、前記第１の積層体にトラック幅Ｔｗ方向と直交する方向である第１の磁界を印加しつつ、第１の熱処理温度で熱処理し、前記反強磁性層１１に交換異方性磁界を発生させて、前記第１の固定磁性層１２の磁化を固定する。
【０１８０】
次に、前記第１の積層体の上に、リフトオフ用レジストを使用する方法などにより、トラック幅Ｔｗに相当する間隔を開けて軟磁性層１９、１９を形成し、続いて、前記軟磁性層１９、１９の上にバイアス層１３０、１３０を形成し、更に、前記バイアス層１３０、１３０の上に導電層１３１、１３１を形成し、図７および図８に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子と同じ形状の第２の積層体が得られる。
【０１８１】
このようにして得られた第２の積層体に対し、トラック幅Ｔｗ方向に前記反強磁性層１１の交換異方性磁界よりも小さい第２の磁界を印加しつつ、第２の熱処理温度で熱処理し、前記フリー磁性層１６に前記第１の固定磁性層１２および第２の固定磁性層１４の磁化方向と交差する方向のバイアス磁界を付与することによって、図７および図８に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子が得られる。
【０１８２】
このようなスピンバルブ型薄膜磁気素子においても、反強磁性層１１およびバイアス層１３０が、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素とＭｎとを含む合金からなるものであるので、交換異方性磁界の温度特性が良好となり、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子となる。
また、装置内の温度が高温となる薄膜磁気ヘッドなどの装置に備えられた場合の耐久性が良好で、温度変化による交換異方性磁界（交換結合磁界）の変動が少ない優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子とすることができる。
更にまた、反強磁性層１１を上記の合金で形成することで、ブロッキング温度が高いものとなり、反強磁性層１１に大きな交換異方性磁界を発生させることができるため、第１の固定磁性層１２および第２の固定磁性層１４の磁化方向を強固に固定することができる。
【０１８３】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法においては、反強磁性層１１およびバイアス層１３０に、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素とＭｎとを含む合金を用い、前記合金の性質を利用して、１度目の熱処理で第１の固定磁性層１２の磁化方向を固定し、２度目の熱処理でフリー磁性層１６の磁化方向を前記第１の固定磁性層１２および第２の固定磁性層１４の磁化方向と交差する方向に揃えるので、第１の固定磁性層１２の磁化方向に悪影響を与えることなく、フリー磁性層１６の磁化方向を第１の固定磁性層１２および第２の固定磁性層１４の磁化方向と交差する方向に揃えることができ、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子を得ることができる。
【０１８４】
また、このスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法は、第１の積層体の上に軟磁性層１９、１９を形成し、前記軟磁性層１９、１９の上にバイアス層１３０、１３０を形成する方法であるので、軟磁性層１９、１９を形成したのち、真空を破ることなく前記バイアス層１３０、１３０を形成することができ、前記バイアス層１３０、１３０が形成される表面をイオンミリングや逆スパッタによりクリーニングする必要がないため、再付着物によるコンタミや、表面の結晶状態の乱れによる交換異方性磁界の発生に対する悪影響など、クリーニングすることに起因する不都合が生じない優れた製造方法とすることができる。
また、前記バイアス層１３０、１３０を形成する前に前記バイアス層１３０、１３０が形成される面をクリーニングする必要がないため、容易に製造することができる。
【０１８５】
［第３の実施形態］
図９は、本発明の第３の実施形態のスピンバルブ型薄膜磁気素子を模式図的に示した横断面図であり、図１０は、図９に示したスピンバルブ型薄膜磁気素子を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図である。
この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子においても、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子と同様に、ハードディスク装置に設けられた浮上式スライダのトレーリング側端部などに設けられて、ハードディスクなどの記録磁界を検出するものである。
なお、ハードディスクなどの磁気記録媒体の移動方向は、図示Ｚ方向であり、磁気記録媒体からの洩れ磁界の方向は、Ｙ方向である。
【０１８６】
また、この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子も、反強磁性材料からなるバイアス層を用いたエクスチェンジバイアス方式により、フリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向に対して交差する方向に揃えるものである。
このスピンバルブ型薄膜磁気素子は、固定磁性層のみならず、フリー磁性層も非磁性中間層を介して第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層の２層に分断されている。
【０１８７】
図９および図１０において、符号Ｋは、基板を示している。この基板Ｋの上には、Ａｌ₂Ｏ₃などの絶縁下地層２００、下部シールド層１６３、下部ギャップ層１６４、反強磁性層５１が形成され、更に、前記反強磁性層５１の上には、第１の固定磁性層５２、非磁性中間層５３、第２の固定磁性層５４、非磁性導電層５５、第２のフリー磁性層５６、非磁性中間層５９、第１のフリー磁性層６０が順に積層されている。
前記第１のフリー磁性層６０の上には、図１０に示すように、軟磁性層６１、６１がトラック幅Ｔｗに相当する間隔を開けて設けられている。前記軟磁性層６１、６１の上には、バイアス層６２、６２が設けられ、前記バイアス層６２、６２の上には、導電層６３、６３が形成されている。
【０１８８】
本発明の第３の実施形態のスピンバルブ型薄膜磁気素子においても、前記反強磁性層５１は、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子と同様にＰｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎとを含む合金からなるものであり、磁場中熱処理により第１の固定磁性層５２、第２の固定磁性層５４をそれぞれ一定の方向に磁化するものである。
【０１８９】
第１の固定磁性層５２及び第２の固定磁性層５４は、Ｃｏ膜、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、あるいはＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などから形成されている。
また、非磁性中間層５３は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種あるいは２種以上の合金で形成されていることが好ましい。
【０１９０】
第１の固定磁性層５２は、反強磁性層５１に接して形成され、磁場中アニール（熱処理）を施すことにより、前記第１の固定磁性層５２と反強磁性層５１との界面にて交換結合磁界（交換異方性磁界）が発生し、例えば、図９および図１０に示すように、前記第１の固定磁性層２２の磁化が、図示Ｙ方向に固定される。前記第１の固定磁性層５２の磁化が、図示Ｙ方向に固定されると、非磁性中間層５３を介して対向する第２の固定磁性層５４の磁化は、第１の固定磁性層５２の磁化と反平行状態（フェリ状態）で固定される。
【０１９１】
このフェリ状態の安定性を保つためには、大きい交換結合磁界が必要である。この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子では、反強磁性層５１として、ブロッキング温度が高く、しかも第１の固定磁性層５２との界面で大きい交換結合磁界（交換異方性磁界）を発生させる上記の合金を使用することで、前記第１の固定磁性層５２及び第２の固定磁性層５４の磁化状態を熱的にも安定して保つことができる。
また、前記非磁性導電層５５は、Ｃｕなどで形成されることが好ましい。
【０１９２】
また、前記第１のフリー磁性層５６は、図９および図１０に示すように、２層から形成されており、非磁性導電層５５に接する側にＣｏ膜５７が形成されている。非磁性導電層５５に接する側にＣｏ膜５７を形成するのは、第１に△ＭＲを大きくできるためであり、第２に非磁性導電層５５との拡散を防止するためである。
【０１９３】
前記Ｃｏ膜５７の上には、ＮｉＦｅ合金膜５８が形成されている。更に、前記ＮｉＦｅ合金膜５８上には、非磁性中間層５９が形成されている。そして、前記非磁性中間層５９の上には、第１のフリー磁性層６０が形成されている。
前記第１のフリー磁性層６０は、Ｃｏ膜、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、あるいはＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などで形成されている。
【０１９４】
また、第２のフリー磁性層５６と第１のフリー磁性層６０との間に介在する非磁性中間層５９は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種あるいは２種以上の合金で形成されていることが好ましい。
【０１９５】
前記第２のフリー磁性層５６の磁化と第１のフリー磁性層６０の磁化とは、前記第２のフリー磁性層５６と第１のフリー磁性層６０との間に発生する交換結合磁界（ＲＫＫＹ相互作用）によって、図９および図１０に示すように、互いに反平行状態（フェリ状態）になっている。
【０１９６】
図９および図１０に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子では、例えば、第２のフリー磁性層５６の膜厚ｔＦ₂は、第１のフリー磁性層６０の膜厚ｔＦ₁よりも小さく形成されている。
そして、前記第２のフリー磁性層５６のＭｓ・ｔＦ₂は、第１のフリー磁性層６０のＭｓ・ｔＦ₁よりも小さく設定されており、バイアス層６２から図示Ｘ１方向と反対方向にバイアス磁界が与えられると、Ｍｓ・ｔＦ₁の大きい第１のフリー磁性層６０の磁化が、前記バイアス磁界の影響を受けて、図示Ｘ１方向と反対方向に揃えられ、前記第１のフリー磁性層６０との交換結合磁界（ＲＫＫＹ相互作用）によって、Ｍｓ・ｔＦ₂の小さい第２のフリー磁性層５６の磁化は、図示Ｘ１方向に揃えられる。
【０１９７】
図示Ｙ方向から外部磁界が侵入してくると、前記第２のフリー磁性層５６と第１のフリー磁性層６０の磁化は、フェリ状態を保ちながら、前記外部磁界の影響を受けて回転する。そして、△ＭＲに奇与する第２のフリー磁性層５６の変動磁化と、第２の固定磁性層５４の固定磁化（例えば図示Ｙ方向と反対方向に磁化されている）との関係によって、電気抵抗が変化し、外部磁界が電気抵抗変化として検出される。
【０１９８】
前記軟磁性層６１、６１は、例えば、ＮｉＦｅ合金などで形成されることが好ましい。
また、バイアス層６２、６２は、前記反強磁性層５１と同様に、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎとを含む合金からなるものとされる。
また、導電層６２、６３は、Ａｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどにより形成されることが好ましい。
【０１９９】
この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子も、図１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子とほぼ同様の製造方法により製造することができる。
即ち、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法では、基板Ｋ上に、反強磁性層５１、第１の固定磁性層５２、非磁性中間層５３、第２の固定磁性層５４、非磁性導電層５５、第２のフリー磁性層５６、非磁性中間層５９、第１のフリー磁性層６０を順次積層して第１の積層体を形成したのち、前記第１の積層体にトラック幅Ｔｗ方向と直交する方向である第１の磁界を印加しつつ、第１の熱処理温度で熱処理し、前記反強磁性層５１に交換異方性磁界を発生させて、前記第１の固定磁性層５２の磁化を固定する。
【０２００】
次に、前記第１の積層体の上に、リフトオフ用レジストを使用する方法などにより、トラック幅Ｔｗに相当する間隔を開けて軟磁性層６１、６１を形成し、続いて、前記軟磁性層６１、６１の上にバイアス層６２、６２を形成し、更に、前記バイアス層６２、６２の上に導電層６３、６３を形成し、図９および図１０に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子と同じ形状の第２の積層体が得られる。
【０２０１】
このようにして得られた第２の積層体に対し、トラック幅Ｔｗ方向に前記反強磁性層５１の交換異方性磁界よりも小さい第２の磁界を印加しつつ、第２の熱処理温度で熱処理し、前記第１のフリー磁性層６０に前記第１の固定磁性層５２および第２の固定磁性層５４の磁化方向と交差する方向のバイアス磁界を付与することによって図９および図１０に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子が得られる。
【０２０２】
このようなスピンバルブ型薄膜磁気素子においても、反強磁性層５１およびバイアス層６２が、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素とＭｎとを含む合金からなるものであるので、交換異方性磁界の温度特性が良好となり、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子となる。
【０２０３】
また、ハードディスク装置内の環境温度や素子を流れるセンス電流によるジュール熱により素子が高温となる薄膜磁気ヘッドなどの装置に備えられた場合の耐久性が良好で、温度変化による交換異方性磁界（交換結合磁界）の変動が少ない優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子とすることができる。
更にまた、反強磁性層５１を上記の合金で形成することで、ブロッキング温度が高いものとなり、反強磁性層５１に大きな交換異方性磁界を発生させることができるため、第１の固定磁性層５２および第２の固定磁性層５４の磁化方向を強固に固定することができる。
【０２０４】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法においては、反強磁性層５１およびバイアス層６２に、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素とＭｎとを含む合金を用い、前記合金の性質を利用して、１度目の熱処理で第１の固定磁性層５２の磁化方向を固定し、２度目の熱処理で第１のフリー磁性層６０の磁化方向を前記第１の固定磁性層５２および第２の固定磁性層５４の磁化方向と交差する方向に揃えるので、第１の固定磁性層５２の磁化方向に悪影響を与えることなく、第２のフリー磁性層５６および第１のフリー磁性層６０の磁化方向を第１の固定磁性層５２および第２の固定磁性層５４の磁化方向と交差する方向に揃えることができ、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子を得ることができる。
【０２０５】
また、このスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法は、第１の積層体の上に軟磁性層６１、６１を形成し、前記軟磁性層６１、６１の上にバイアス層６２、６２を形成する方法であるので、軟磁性層６１、６１を形成した後、真空を破ることなく前記バイアス層６２、６２を形成することができ、前記バイアス層６２、６２が形成される表面をイオンミリングや逆スパッタによりクリーニングする必要がないため、再付着物によるコンタミや、表面の結晶状態の乱れによる交換異方性磁界の発生に対する悪影響など、クリーニングすることに起因する不都合が生じない優れた製造方法とすることができる。
また、前記バイアス層６２、６２を形成する前に前記バイアス層６２、６２が形成される面をクリーニングする必要がないため、容易に製造することができる特徴を有する。
【０２０６】
［センス電流磁界の作用］
次に、図７〜図１０に示す第２の実施形態および第３の実施形態の構造において、センス電流磁界の作用について説明する。
図７および図８に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子では、非磁性導電層１５の下側に第２の固定磁性層１４が形成されている。この場合にあっては、第１の固定磁性層１２及び第２の固定磁性層１４のうち、磁気モーメントの大きい方の固定磁性層の磁化方向に、センス電流磁界の方向を合わせる。
【０２０７】
図７に示すように、前記第２の固定磁性層１４の磁気モーメントは、第１の固定磁性層１２の磁気モーメントに比べて大きく、前記第２の固定磁性層１４の磁気モーメントは、図示Ｙ方向と反対方向（図示左方向）に向いている。このため前記第１の固定磁性層１２の磁気モーメントと第２の固定磁性層１４の磁気モーメントとを足し合わせた合成磁気モーメントは、図示Ｙ方向と反対方向（図示左方向）に向いている。
【０２０８】
前述のように、非磁性導電層１５は、第２の固定磁性層１４及び第１の固定磁性層１２の上側に形成されている。このため、主に前記非磁性導電層１５を中心にして流れるセンス電流１１２によって形成されるセンス電流磁界は、前記非磁性導電層１５よりも下側において、図示左方向に向くように、前記センス電流１１２の流す方向を制御すればよい。このようにすれば、第１の固定磁性層１２と第２の固定磁性層１４との合成磁気モーメントの方向と、前記センス電流磁界の方向とが一致する。
【０２０９】
図７に示すように、前記センス電流１１２は、図示Ｘ１方向に流される。右ネジの法則により、センス電流を流すことによって形成されるセンス電流磁界は、紙面に対して右回りに形成される。従って、非磁性導電層１５よりも下側の層には、図示方向（図示Ｙ方向と反対方向）のセンス電流磁界が印加されることになり、このセンス電流によって、第１の合成磁気モーメントを補強する方向に作用し、第１の固定磁性層１２と第２の固定磁性層１４間に作用する交換結合磁界（ＲＫＫＹ相互作用）が増幅され、前記第１の固定磁性層１２の磁化と第２の固定磁性層１４の磁化の反平行状態をより熱的に安定させることが可能になる。
【０２１０】
特に、センス電流を１ｍＡ流すと、約３０（Ｏｅ）程度のセンス電流磁界が発生し、また素子温度が約１０℃程度上昇することが判っている。更に、記録媒体の回転数は、１００００ｒｐｍ程度まで速くなり、この回転数の上昇により、装置内温度は、最高約１００℃まで上昇する。このため、例えば、センス電流を１０ｍＡ流した場合、スピンバルブ型薄膜磁気素子の素子温度は、約２００℃程度まで上昇し、更にセンス電流磁界も３００（Ｏｅ）と大きくなる。
【０２１１】
このような、非常に高い環境温度下で、しかも、大きなセンス電流が流れる場合にあっては、第１の固定磁性層１２の磁気モーメントと第２の固定磁性層１４とを足し合わせて求めることができる合成磁気モーメントの方向と、センス電流磁界の方向とが逆向きであると、第１の固定磁性層１２の磁化と第２の固定磁性層１４の磁化との反平行状態が壊れ易くなる。
また、高い環境温度下でも耐え得るようにするには、センス電流磁界の方向の調節の他に、高いブロッキング温度を有する反強磁性材料を反強磁性層１１として使用する必要がある。そのため、本発明では、ブロッキング温度が高い上記の合金を使用している。
【０２１２】
なお、図７に示す第１の固定磁性層１２の磁気モーメントと第２の固定磁性層１４の磁気モーメントとで形成される合成磁気モーメントが、図示右方向（図示Ｙ方向）に向いている場合には、センス電流を図示Ｘ１方向と反対方向に流し、センス電流磁界が紙面に対し左回りに形成されるようにすればよい。
【０２１３】
図９及び図１０は、フリー磁性層が非磁性中間層を介して第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層の２層に分断されて形成されたスピンバルブ型薄膜磁気素子の実施形態であるが、図９に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子のように、非磁性導電層５５よりも下側に第１の固定磁性層５２及び第２の固定磁性層５４が形成された場合にあっては、図７に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子の場合と同様のセンス電流方向の制御を行えばよい。
【０２１４】
以上のように、上述の各実施の形態によれば、センス電流を流すことによって形成されるセンス電流磁界の方向と、第１の固定磁性層の磁気モーメントと第２の固定磁性層の磁気モーメントを足し合わせることによって求めることができる合成磁気モーメントの方向とを一致させることにより、前記第１の固定磁性層と第２の固定磁性層間に作用する交換結合磁界（ＲＫＫＹ相互作用）を増幅させ、前記第ｌの固定磁性層の磁化と第２の固定磁性層の磁化の反平行状態（フェリ状態）を熱的に安定した状態に保つことが可能である。
【０２１５】
特に、本実施の形態では、より熱的安定性を向上させるために、反強磁性層にブロッキング温度の高い反強磁性材料を使用しており、これによって、環境温度が、従来に比べて大幅に上昇しても、前記第１の固定磁性層の磁化と第２の固定磁性層の磁化の反平行状態（フェリ状態）を壊れ難くすることができる。
【０２１６】
また、高記録密度化に対応するためにセンス電流量を大きくして再生出力を大きくしようとすると、それに従ってセンス電流磁界も大きくなるが、本発明の実施の形態では、前記センス電流磁界が、第１の固定磁性層と第２の固定磁性層の間に働く交換結合磁界を増幅させる作用をもたらしているので、センス電流磁界の増大により、第１の固定磁性層と第２の固定磁性層の磁化状態は、より安定したものとなる。
【０２１７】
なお、このセンス電流方向の制御は、反強磁性層にどのような反強磁性材料を使用した場合であっても適用でき、例えば、反強磁性層と固定磁性層（第１の固定磁性層）との界面で交換結合磁界（交換異方性磁界）を発生させるために、熱処理が必要であるか、あるいは必要でないかを問わない。
更に、図１に示す第１の実施の形態のように、固定磁性層が単層で形成されているシングルスピンバルブ型薄膜磁気素子の場合であっても、前述したセンス電流を流すことによって形成されるセンス電流磁界の方向と、固定磁性層の磁化方向とを一致させることにより、前記固定磁性層の磁化を熱的に安定化させることが可能である。
【０２１８】
[第４の実施形態]
図１１は、本発明の第４の実施形態のスピンバルブ型薄膜磁気素子を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図である。
このスピンバルブ型薄膜磁気素子においても、図１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子と同様に、ハードディスク装置に設けられた浮上式スライダのトレーリング側端部などに設けられて、ハードディスクなどの記録磁界を検出するものである。
なお、ハードディスクなどの磁気記録媒体の移動方向は、図示Ｚ方向であり、磁気記録媒体からの洩れ磁界の方向は、Ｙ方向である。
【０２１９】
また、この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子も、反強磁性材料からなるバイアス層を用いたエクスチェンジバイアス方式により、フリー磁性層の磁化方向を固定磁性層の磁化方向に対して交差する方向に揃えるものである。
このスピンバルブ型薄膜磁気素子は、固定磁性層のみならず、フリー磁性層も非磁性中間層を介して第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層の２層に分断されている。
【０２２０】
図１１において、符号Ｋは、基板を示している。この基板Ｋの上には、先の図１０に示す第３の実施形態の場合と同様に、Ａｌ₂Ｏ₃などの絶縁下地層２００、下部シールド層１６３、下部ギャップ層１６４、反強磁性層５１が形成され、更に、前記反強磁性層５１の上には、第１の固定磁性層５２、非磁性中間層５３、第２の固定磁性層５４、非磁性導電層５５、第２のフリー磁性層５６、非磁性中間層５９、第１のフリー磁性層６０が順に積層されている。
前記第２のフリー磁性層６０においてその中央部のトラック幅に相当する部分の両側に、凹部６０ａ、６０ａが形成され、これらの凹部６０ａを埋め込むように軟磁性層６１、６１がトラック幅Ｔｗに相当する間隔を開けるように設けられている。更に、これらの軟磁性層６１、６１の上には、バイアス層６２、６２が設けられ、前記バイアス層６２、６２の上には、導電層６３、６３が形成されている。
【０２２１】
本発明の第４の実施形態のスピンバルブ型薄膜磁気素子においても、前記反強磁性層５１は、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子と同様にＰｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎを含む合金からなるものであり、磁場中熱処理により第１の固定磁性層５２、第２の固定磁性層５４をそれぞれ一定の方向に磁化するものである。
【０２２２】
第１の固定磁性層５２及び第２の固定磁性層５４は、Ｃｏ膜、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、あるいはＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などから形成されている。また、非磁性中間層５３は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種あるいは２種以上の合金で形成されていることが好ましい。
【０２２３】
第１の固定磁性層５２は、反強磁性層５１に接して形成され、磁場中アニール（熱処理）を施すことにより、前記第１の固定磁性層５２と反強磁性層５１との界面にて交換結合磁界（交換異方性磁界）が発生し、例えば、図１１に示すように、前記第１の固定磁性層５２の磁化が、図示Ｙ方向に固定される。前記第１の固定磁性層５２の磁化が、図示Ｙ方向に固定されると、非磁性中間層５３を介して対向する第２の固定磁性層５４の磁化は、第１の固定磁性層５２の磁化と反平行状態（フェリ状態）で固定される。
【０２２４】
このフェリ状態の安定性を保つためには、大きい交換結合磁界が必要である。
この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子では、反強磁性層５１として、ブロッキング温度が高く、しかも第１の固定磁性層５２との界面で大きい交換結合磁界（交換異方性磁界）を発生させる上記の合金を使用することで、前記第１の固定磁性層５２及び第２の固定磁性層５４の磁化状態を熱的にも安定して保つことができる。
また、前記非磁性導電層５５は、Ｃｕなどで形成されることが好ましい。
【０２２５】
また、前記第２のフリー磁性層５６は、図１１に示すように、２層から形成されており、非磁性導電層５５に接する側にＣｏ膜５７が形成されている。非磁性導電層５５に接する側にＣｏ膜５７を形成するのは、第１に△ＭＲを大きくできるためであり、第２に非磁性導電層５５との拡散を防止するためである。
【０２２６】
前記Ｃｏ膜５７の上には、ＮｉＦｅ合金膜５８が形成されている。更に、前記ＮｉＦｅ合金膜５８上には、非磁性中間層５９が形成されている。そして、前記非磁性中間層５９の上には、第１のフリー磁性層６０が形成されている。
前記第１のフリー磁性層６０は、Ｃｏ膜、ＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、あるいはＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などで形成されている。
【０２２７】
また、第２のフリー磁性層５６と第１のフリー磁性層６０との間に介在する非磁性中間層５９は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種あるいは２種以上の合金で形成されていることが好ましい。
【０２２８】
前記第２のフリー磁性層５６の磁化と第１のフリー磁性層６０の磁化とは、前記第２のフリー磁性層５６と第１のフリー磁性層６０との間に発生する交換結合磁界（ＲＫＫＹ相互作用）によって、図１１に示すように、互いに反平行状態（フェリ状態）になっている。
【０２２９】
図１１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子では、例えば、第２のフリー磁性層５６の膜厚ｔＦ₂は、第１のフリー磁性層６０の膜厚ｔＦ₁よりも小さく形成されているが、この逆の関係でも差し支えない。
そして、前記第２のフリー磁性層５６のＭｓ・ｔＦ₂は、第１のフリー磁性層６０のＭｓ・ｔＦ₁よりも小さく設定されており、バイアス層６２から図示Ｘ１方向と反対方向にバイアス磁界が与えられると、Ｍｓ・ｔＦ₁の大きい第１のフリー磁性層６０の磁化が、前記バイアス磁界の影響を受けて、図示Ｘ１方向と反対方向に揃えられ、前記第１のフリー磁性層６０との交換結合磁界（ＲＫＫＹ相互作用）によって、Ｍｓ・ｔＦ₂の小さい第２のフリー磁性層５６の磁化は、図示Ｘ１方向に揃えられる。
【０２３０】
図示Ｙ方向から外部磁界が侵入してくると、前記第２のフリー磁性層５６と第１のフリー磁性層６０の磁化は、フェリ状態を保ちながら、前記外部磁界の影響を受けて回転する。そして、△ＭＲに奇与する第２のフリー磁性層５６の変動磁化と、第２の固定磁性層５４の固定磁化（例えば図示Ｙ方向と反対方向に磁化されている）との関係によって、電気抵抗が変化し、外部磁界が電気抵抗変化として検出される。
【０２３１】
前記軟磁性層６１、６１は、例えば、ＮｉＦｅ合金などで形成されることが好ましい。
また、バイアス層６２、６２は、前記反強磁性層５１と同様に、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素と、Ｍｎとを含む合金からなるものとされる。
また、導電層６２、６３は、Ａｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどにより形成されることが好ましい。
【０２３２】
この例のスピンバルブ型薄膜磁気素子も、図１０に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子とほぼ同様の製造方法により製造することができる。
即ち、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法では、基板Ｋ上に、反強磁性層５１、第１の固定磁性層５２、非磁性中間層５３、第１の固定磁性層５４、非磁性導電層５５、第２のフリー磁性層５６、非磁性中間層５９、第２のフリー磁性層６０を順次積層して第１の積層体を形成したのち、前記第１の積層体にトラック幅Ｔｗ方向と直交する方向である第１の磁界を印加しつつ、第１の熱処理温度で熱処理し、前記反強磁性層５１に交換異方性磁界を発生させて、前記第１の固定磁性層５２の磁化を固定する。
【０２３３】
次に、前記第１の積層体の上に、図１２に示すようにトラック幅に相当する幅のリフトオフレジスト３５０を使用し、第１のフリー磁性層の一部をイオンミリング等の方法で第１のフリー磁性層の数分の一程度除去するなどにより、凹部６０ａ、６０ａを形成し、次いでトラック幅Ｔｗに相当する間隔を開けて凹部６０ａを埋め込むように軟磁性層６１、６１を形成し、続いて、前記軟磁性層６１、６１の上にバイアス層６２、６２を形成し、更に、前記バイアス層６２、６２の上に導電層６３、６３を形成し、先の実施形態のスピンバルブ型薄膜磁気素子と同じ形状の積層体が得られる。
【０２３４】
このようにして得られた積層体に対し、トラック幅Ｔｗ方向に前記反強磁性層５１の交換異方性磁界よりも小さい第２の磁界を印加しつつ、第２の熱処理温度で熱処理し、前記第１のフリー磁性層６０に前記第１の固定磁性層５２および第２の固定磁性層５４の磁化方向と交差する方向のバイアス磁界を付与することによって図１１に示すスピンバルブ型薄膜磁気素子が得られる。
【０２３５】
このようなスピンバルブ型薄膜磁気素子においても、反強磁性層５１およびバイアス層６２が、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素とＭｎとを含む合金からなるものであるので、交換異方性磁界の温度特性が良好となり、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子となる。
【０２３６】
また、ハードディスク装置内の環境温度や素子を流れるセンス電流によるジュール熱により素子が高温となる薄膜磁気ヘッドなどの装置に備えられた場合の耐久性が良好で、温度変化による交換異方性磁界（交換結合磁界）の変動が少ない優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子とすることができる。
更にまた、反強磁性層５１を上記の合金で形成することで、ブロッキング温度が高いものとなり、反強磁性層５１に大きな交換異方性磁界を発生させることができるため、第１の固定磁性層５２および第２の固定磁性層５４の磁化方向を強固に固定することができる。
【０２３７】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法においては、反強磁性層５１およびバイアス層６２に、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｏｓ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｘｅ、Ｋｒのうちの少なくとも１種または２種以上の元素とＭｎとを含む合金を用い、前記合金の性質を利用して、１度目の熱処理で第１の固定磁性層５２の磁化方向を固定し、２度目の熱処理で第１のフリー磁性層６０の磁化方向を前記第１の固定磁性層５２および第２の固定磁性層５４の磁化方向と交差する方向に揃えるので、第１の固定磁性層５２の磁化方向に悪影響を与えることなく、第２のフリー磁性層５６および第１のフリー磁性層６０の磁化方向を第１の固定磁性層５２および第２の固定磁性層５４の磁化方向と交差する方向に揃えることができ、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子を得ることができる。
【０２３８】
【実施例】
図１と図２に示す構造を採用したスピンバルブ型の薄膜磁気素子を下部シールド層（Ｃｏ-Ｎｂ-Ｚｒ系非晶質合金）と下部ギャップ層（Ａｌ₂Ｏ₃）とを成膜したアルチック（Ａｌ₂Ｏ₃-ＴｉＣ）基板上に形成した。この基板上にＰｔ₅₀Ｍｎ₅₀からなる厚さ１５０Åの反強磁性層とＣｏからなる厚さ１５Åの第１の固定磁性層とＲｕからなる厚さ８Åの非磁性中間層とＣｏからなる厚さ２５Åの第２の固定磁性層とＣｕからなる厚さ２５Åの非磁性導電層と、を積層し、更にＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀合金からなる厚さ４０Åの第２のフリー磁性層（飽和磁化Ｍｓ×膜厚ｔ＝７.１６×１０^-4Ｔ・ｎｍ）と、Ｒuからなる厚さ８Åの非磁性中間層と、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀合金からなる厚さ２５Åの第１のフリー磁性層（飽和磁化Ｍｓ×膜厚ｔ＝４.５２×１０^-4Ｔ・ｎｍ）を積層した積層体を得た。両フリー磁性層のトラック幅方向に沿う幅を０.６μｍ、トラック幅方向に直交する素子高さ側の幅を０.４μｍとしてその両側に第１のフリー磁性層と接するようにＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀合金からなる厚さ２０Åの軟磁性層と、Ｐｔ₅₄Ｍｎ₄₆合金からなる厚さ３００Åの反強磁性層と、Ｃｒからなる厚さ１０００Åの導電層とを積層した。
ここで前述の積層構造において第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層間の反平行結合磁界は５８.４ｋＡ／ｍであった。
【０２３９】
次に、比較例として、反強磁性層と第１の固定磁性層と非磁性中間層と第２の固定磁性層と非磁性導電層と第２のフリー磁性層と非磁性中間層と第１のフリー磁性層からなる積層体は前記と同等の構造とし、この積層体の左右両面側に厚さ２０ÅのＣｒの非磁性層を介してＣｏ₈₅Ｐｔ₁₅からなるハードバイアス層（飽和磁化Ｍｓ×膜厚ｔ＝１.８８×１０^-3Ｔ・ｎｍ）を形成した。
以上の構成において、マグネチックシュミレーションにより求めた実施例の構造における第１のフリー磁性層の磁化の方向と第２のフリー磁性層の磁化の方向を膜面に沿う方向として図２５に示し、比較例構造における第１のフリー磁性層の磁化の方向と第２のフリー磁性層の磁化の方向を膜面に沿う方向として図２０に示した。
図２５に示す矢印のように本発明の積層構造においては、縦バイアスを第１のフリー磁性層のみに印加することができ、第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層の両方の周辺部分に磁化の向きが乱れた領域が生成されない。即ち本発明構造を採用することで図２０に示す従来構造の場合と異なり磁気的競合（フラストレーション）が無くなり、第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層ともに磁化分布が均一となることが明らかである。
これに対して図２０に示す磁化の向きを示す矢印では、第１のフリー磁性層の左右両端のハードバイアス膜からの強い逆方向磁界がかかり、第２のフリー磁性層が作用させようとする交換結合磁界と競合するために、両端側において磁化の向きが乱れていることが明らかである。これにより第２のフリー磁性層の磁化の向きも乱れて結果的にバルクハウゼンノイズ等の問題を生じ、磁気的安定性にかけるおそれがある。
【０２４０】
これらの素子を備えた磁気ヘッドにおけるトラック幅方向のアシンメトリ（再生波形の非対称性）のプロファイルを、記録媒体上に記録された０.１×１０^-6ｍ（μｍ）幅のマイクロトラックパターン上を磁気ヘッドに走査させることにより測定した。この結果を図２６（従来例の磁気ヘッドのアシンメトリ）と図２７（本発明例の磁気ヘッドのアシンメトリ）に示す。
従来例の測定結果を示す図２６では、トラックの両端近傍でアシンメトリが異常に大きくなっているがわかり、これは、図２０に示されるように第２のフリー磁性層の磁化がトラック両端近傍で乱れていて、第２の固定磁性層の磁化と直交に近い関係から大きく崩れていることに関係している。これに対して本発明例を示す図２７ではこのようなトラック両端での大幅なアシンメトリの変化はなく、安定した波形が得られていることが明らかである。
【０２４１】
【発明の効果】
以上、詳細に説明したように、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子では、反強磁性層およびバイアス層が、Ｐｔ_ｍＭｎ_{１００−ｍ}なる組成で５２原子％≦ｍ≦５６ . ３原子％のＰｔＭｎ合金からなるものであるので、交換異方性磁界の温度特性が良好となり、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子とすることができる。
また、装置内の温度が高温となる薄膜磁気ヘッドなどの装置に備えられた場合の耐久性が良好で、温度変化による交換異方性磁界（交換結合磁界）の変動が少ない優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子とすることができる。
更にまた、反強磁性層を上記の合金で形成することで、ブロッキング温度が高いものとなり、反強磁性層に大きな交換異方性磁界を発生させることができるため、固定磁性層の磁化方向を強固に固定することが可能なスピンバルブ型薄膜磁気素子とすることができる。
【０２４２】
また、上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子においては、前記固定磁性層と前記フリー磁性層の少なくとも一方が、非磁性中間層を介して２つに分断され、分断された層どうしで磁化の向きが反平行のフェリ磁性状態とされたことを特徴とするものとしてもよい。
少なくとも固定磁性層が非磁性中間層を介して２つに分断されたスピンバルブ型薄膜磁気素子とした場合、２つに分断された固定磁性層のうち一方が他方の固定磁性層を適正な方向に固定する役割を担い、固定磁性層の状態を非常に安定した状態に保つことが可能となる。
一方、少なくともフリー磁性層が非磁性中間層を介して２つに分断されスピンバルブ型薄膜磁気素子とした場合、２つに分断されたフリー磁性層どうしの間に交換結合磁界が発生し、フェリ磁性状態とされ、外部磁界に対して感度よく反転できるものとなる。
【０２４３】
更に、本発明のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法では、反強磁性層およびバイアス層に、Ｐｔ_ｍＭｎ_{１００−ｍ}なる組成で５２原子％≦ｍ≦５６ . ３原子％のＰｔＭｎ合金を用い、前記合金の性質を利用して、１度目の熱処理で固定磁性層の磁化方向を固定し、２度目の熱処理でフリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交差する方向に揃えるので、固定磁性層の磁化方向に悪影響を与えることなく、前記フリー磁性層の磁化方向を前記固定磁性層の磁化方向と交差する方向に揃えることができ、耐熱性に優れたスピンバルブ型薄膜磁気素子を得ることができる。
【０２４４】
また、このスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法は、第１の積層体の上に軟磁性層を形成し、前記軟磁性層の上にバイアス層を形成する方法であるので、軟磁性層を形成したのち、真空を破ることなく前記バイアス層を形成することができ、前記バイアス層が形成される表面をイオンミリングや逆スパッタによりクリーニングする必要がないため、再付着物によるコンタミや、表面の結晶状態の乱れによる交換異方性磁界の発生に対する悪影響など、クリーニングすることに起因する不都合が生じない優れた製造方法とすることができる。
また、前記バイアス層を形成する前に前記バイアス層が形成される面をクリーニングする必要がないため、容易に製造することができる。更に、上記悪影響かが残らない深さまで、フリー磁性層をイオンミリング等で掘り込んだ後、軟磁性層、バイアス層を連続成膜することによっても、より安定した縦バイアスと高い出力を得ることができる。
【０２４５】
また、本発明の薄膜磁気ヘッドは、スライダに上記のスピンバルブ型薄膜磁気素子が備えられてなるものであるので、耐久性および耐熱性に優れ、十分な交換異方性磁界が得られる信頼性の高い薄膜磁気ヘッドとすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１の実施形態であるスピンバルブ型薄膜磁気素子を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示す断面図である。
【図２】図１に示したスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法を説明するための図であって、基板上に第１の積層体を形成した状態を示す断面図である。
【図３】図１に示したスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法を説明するための図であって、リフトオフレジストを形成した状態を示す断面図である。
【図４】図１に示したスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法を説明するための図であって、バイアス層と導電層を形成した状態を示す断面図である。
【図５】本発明の第１の実施形態であるスピンバルブ型薄膜磁気素子を備えた薄膜磁気ヘッドを示す斜視図である。
【図６】本発明の第１の実施形態であるスピンバルブ型薄膜磁気素子を備えた薄膜磁気ヘッドの要部を示す断面図である。
【図７】本発明の第２の実施形態であるスピンバルブ型薄膜磁気素子を示す断面図である。
【図８】図７に示したスピンバルブ型薄膜磁気素子を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図である。
【図９】本発明の第３の実施形態であるスピンバルブ型薄膜磁気素子を示す断面図である。
【図１０】図９に示したスピンバルブ型薄膜磁気素子を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図である。
【図１１】本発明の第４の実施形態であるスピンバルブ型薄膜磁気素子を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示した断面図である。
【図１２】図１１に示す構造を製造するために第１のフリー磁性層の上にリフトオフレジストを形成した状態を示す断面図である。
【図１３】従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子の一例を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示す断面図である。
【図１４】従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子の他の例を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示す断面図である。
【図１５】図１４に示した従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法を説明するための図であって、基板上に第１の積層体を形成した状態を示す断面図である。
【図１６】図１４に示した従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法を説明するための図であって、第１の積層体上にリフトオフレジストを形成した状態を示す断面図である。
【図１７】図１４に示した従来のスピンバルブ型薄膜磁気素子の製造方法を説明するための図であって、バイアス層および導電層を形成した状態を示す断面図である。
【図１８】従来のスピンバルブ型の薄膜磁気素子の他の例を示す断面図。
【図１９】図１８に示す構造のスピンバルブ型の薄膜磁気素子においてフリー磁性層を２層に分断した構造の場合、２層構造のフリー磁性層の各層の磁化の向きを外部磁界の強さに応じて示す図である。
【図２０】図１８に示す構造のスピンバルブ型の薄膜磁気素子において第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層の磁化の向きを示す図である。
【図２１】Ｐｔ_55.4Ｍｎ_44.6なる組成の合金及びＰｔ_54.4Ｍｎ_45.6なる組成の合金の交換異方性磁界の熱処理温度依存性を示すグラフである。
【図２２】Ｐｔ_mＭｎ_100-mなる組成の合金の交換異方性磁界のＰｔ濃度（組成比ｍ）依存性を示すグラフである。
【図２３】図２１および図２２に示すグラフのデータの測定に用いられたスピンバルブ型薄膜磁気素子の一例の構造を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示す断面図である。
【図２４】図２１および図２２に示すグラフのデータの測定に用いられたスピンバルブ型薄膜磁気素子の他の例の構造を記録媒体との対向面側から見た場合の構造を示す断面図である。
【図２５】本発明構造を採用したスピンバルブ型の薄膜磁気素子における第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層の磁化の向きを示す図である。
【図２６】従来構造を採用した磁気ヘッドのアシンメトリを示す図。
【図２７】本発明構造を採用した磁気ヘッドのアシンメトリを示す図。
【符号の説明】
１スピンバルブ型薄膜磁気素子
Ｋ基板
２、１１、２２、５１反強磁性層
３、２３固定磁性層
４、１５、２４、５５非磁性導電層
５、１６、２５フリー磁性層
６、２６、６２、１３０バイアス層
８、２８、６３、１３１導電層
７、１９、６１軟磁性層
Ｔｗトラック幅
ａ１第１の積層体
ａ２第２の積層体
１２、５２第１の固定磁性層
１４、５４第２の固定磁性層
１３、５３非磁性中間層
５６第１のフリー磁性層
６０第２のフリー磁性層
１５０薄膜磁気ヘッド[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a spin valve thin film magnetic element in which the electric resistance changes depending on the relationship between the direction of fixed magnetization of a pinned magnetic layer and the direction of magnetization of a free magnetic layer affected by an external magnetic field. Spin valve thin film magnetic element, thin film magnetic head equipped with the spin valve thin film magnetic element, and spin valve thin film magnetic element capable of easily orthogonalizing the magnetization direction of the free magnetic layer and the magnetization direction of the pinned magnetic layer It is related with the manufacturing method.
[0002]
[Prior art]
Known magnetoresistive heads include an AMR (Anisotropic Magnetoresistive) head having an element exhibiting a magnetoresistive effect and a GMR (Giant Magnetoresistive) head having an element exhibiting a giant magnetoresistive effect. In the AMR head, the element showing the magnetoresistive effect has a single layer structure made of a magnetic material. On the other hand, the GMR head is a multilayer structure element in which a plurality of materials are laminated. There are several types of structures that produce a giant magnetoresistive effect, but a spin-valve type thin film magnetic element is known as a structure that is relatively simple and has a high resistance change rate against a weak external magnetic field.
[0003]
FIG. 13 and FIG. 14 are cross-sectional views showing the structure of an example of a conventional spin valve thin film magnetic element when viewed from the side facing the recording medium.
A shield layer is formed above and below the spin valve thin film magnetic element of these examples via a gap layer, and a reproduction GMR head is formed by the spin valve thin film magnetic element, the gap layer, and the shield layer. It is configured. An inductive head for magnetic recording may be laminated on the GMR head for reproduction. This GMR head is provided with an inductive head for magnetic recording at the trailing end of a floating slider to constitute a thin film magnetic head and detects a recording magnetic field of a magnetic recording medium such as a hard disk.
13 and 14, the moving direction of the magnetic recording medium is the Z direction shown in the figure, and the direction of the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is the Y direction.
[0004]
The spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 13 is a so-called bottom type single spin valve thin film magnetic element in which an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic conductive layer, and a free magnetic layer are formed in this order from the substrate side. It is an element.
The spin-valve type thin film magnetic element shown in FIG. 13 includes an underlayer 31, an antiferromagnetic layer 22, a pinned magnetic layer 23, a nonmagnetic conductive layer 24, a free magnetic layer 25, and a protective layer 32 from the lower side of FIG. And a pair of hard bias layers (permanent magnet layers) 29, 29 formed on both sides of the multilayer film 33, and a pair of electrode layers 28, 28 formed on the hard bias layers 29, 29. It is configured.
Note that the base layer 31 and the protective layer 32 are formed of a Ta film or the like. The track width Tw is determined by the width dimension of the upper surface of the multilayer film 9.
[0005]
In general, the antiferromagnetic layer 22 includes a Fe—Mn alloy film or a Ni—Mn alloy film, and the pinned magnetic layer 23 and the free magnetic layer 25 include a Ni—Fe alloy film as a nonmagnetic conductive layer 24. Is a Cu film, a Co—Pt alloy film is used for the hard bias layers 29 and 29, and a Cr film or a W film is used for the electrode layers 28 and 28.
[0006]
As shown in FIG. 13, the magnetization of the pinned magnetic layer 23 is made into a single magnetic domain in the Y direction (the leakage magnetic field direction from the recording medium: the height direction) by the exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer 22, and is free. The magnetization of the magnetic layer 25 is aligned in the direction opposite to the X1 direction under the influence of the bias magnetic field from the hard bias layers 29 and 29.
That is, the magnetization of the pinned magnetic layer 23 and the magnetization of the free magnetic layer 25 are set to be orthogonal.
[0007]
In this spin valve thin film element, a detection current (sense current) is applied from the electrode layers 28 and 28 formed on the hard bias layers 29 and 29 to the pinned magnetic layer 23, the nonmagnetic conductive layer 24 and the free magnetic layer 25. It is done. The traveling direction of a magnetic recording medium such as a hard disk is the Z direction. When the direction of the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is given in the Y direction, the magnetization of the free magnetic layer 25 changes from the opposite direction to the Y direction from the X1 direction. The electrical resistance changes (this is called magnetoresistance change) depending on the relationship between the change in the magnetization direction in the free magnetic layer 25 and the fixed magnetization direction of the fixed magnetic layer 23, and the voltage based on the change in the electrical resistance value. Due to the change, the leakage magnetic field from the recording medium can be detected.
[0008]
The spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 14 has a so-called bottom in which an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic conductive layer, and a free magnetic layer are formed one by one from the substrate side (the lower side of FIG. 14). Type single spin-valve type thin film magnetic element.
[0009]
In FIG. 14, the symbol K indicates a substrate. On the substrate K, an antiferromagnetic layer 22 is formed. Further, a pinned magnetic layer 23 is formed on the antiferromagnetic layer 22, and a nonmagnetic conductive layer 24 is formed on the pinned magnetic layer 23. A free magnetic layer 25 is formed.
Bias layers 26 and 26 are provided on the free magnetic layer 25 at the same interval as the track width Tw, and conductive layers 28 and 28 are provided on the bias layers 26 and 26. Yes.
[0010]
The pinned magnetic layer 23 is formed of, for example, a Co film, a NiFe alloy, a CoNiFe alloy, a CoFe alloy, or the like. The antiferromagnetic layer 22 is made of a NiMn alloy.
The bias layer is formed of an antiferromagnetic material such as an FeMn alloy having a face-centered cubic crystal and an irregular crystal structure that does not require a heat treatment for generating an exchange anisotropic magnetic field.
[0011]
The pinned magnetic layer 23 shown in FIG. 14 is magnetized in one direction by an exchange anisotropic magnetic field due to exchange coupling generated at the interface with the antiferromagnetic layer 22. The magnetization direction of the fixed magnetic layer 23 is fixed in the Y direction shown in the drawing, that is, in the direction away from the recording medium (height direction).
[0012]
The free magnetic layer 25 is magnetized by the exchange anisotropic magnetic field of the bias layer 26 and is made into a single magnetic domain. The magnetization direction of the free magnetic layer 25 is aligned with the direction opposite to the X1 direction in the drawing, that is, the direction perpendicular to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 23.
The free magnetic layer 25 is single-domained by the exchange anisotropic magnetic field of the bias layer 26, thereby preventing Barkhausen noise from occurring.
[0013]
In this conventional spin valve thin film magnetic element, a steady current is applied from the conductive layer 28 to the free magnetic layer 25, the nonmagnetic conductive layer 24, and the fixed magnetic layer 23, and leakage from the magnetic recording medium traveling in the Z direction occurs. When a magnetic field is applied along the Y direction in the figure, the magnetization direction of the free magnetic layer 25 changes from the direction opposite to the X1 direction in the figure toward the Y direction. The electric resistance changes depending on the relationship between the change in the magnetization direction in the free magnetic layer 25 and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 23, and the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is detected by the voltage change based on this resistance change.
[0014]
In order to manufacture the spin-valve type thin film magnetic element as shown in FIG. 14, as shown in FIG. 15, the layers from the antiferromagnetic layer 22 to the free magnetic layer 25 are laminated and subjected to heat treatment (annealing) in a magnetic field. As a result, an exchange anisotropic magnetic field is generated at the interface between the pinned magnetic layer 23 and the antiferromagnetic layer 22 to fix the magnetization direction of the pinned magnetic layer 23 in the Y direction shown in FIG. As shown, a lift-off resist 351 having a width substantially corresponding to the track width is formed. Next, as shown in FIG. 17, the bias layer 26 and the conductive layer 28 are formed on the surface of the free magnetic layer 25 not covered with the lift-off resist 351, and after the lift-off resist 351 is removed, By aligning the magnetization direction in the track width direction, the spin valve thin film magnetic element having the magnetization direction shown in FIG. 14 is manufactured.
[0015]
Next, FIG. 18 is a cross-sectional view showing a structure when an example of a main part of a thin film magnetic head provided with a spin valve thin film element of another conventional example is viewed from the side facing the recording medium. .
In FIG. 18, reference numeral MR3 indicates a spin valve thin film element. In FIG. 18, reference numeral a12 denotes a laminate. In the laminate a12, an antiferromagnetic layer 122 is formed on an underlayer 121, a pinned magnetic layer 153 is formed on the antiferromagnetic layer 122, and a nonmagnetic conductive layer 124 is formed on the pinned magnetic layer 153. A free magnetic layer 175 is formed on the nonmagnetic conductive layer 124, and a protective layer 127 is further formed on the free magnetic layer 175.
[0016]
The free magnetic layer 175 of the spin valve thin film element MR3 of this example is composed of a nonmagnetic intermediate layer 176, a first free magnetic layer 177 and a second free magnetic layer 178 sandwiching the nonmagnetic intermediate layer 176. ing.
The first free magnetic layer 177 is provided on the protective layer 127 side from the nonmagnetic intermediate layer 176, and the second free magnetic layer 178 is provided on the nonmagnetic conductive layer 124 side from the nonmagnetic intermediate layer 176. The second free magnetic layer 178 is formed of a diffusion prevention layer 179 and a ferromagnetic layer 180.
[0017]
Thickness t of second free magnetic layer 178₂Is the thickness t of the first free magnetic layer 177₁It is formed thicker. Further, the saturation magnetization of the first free magnetic layer 178 and the second free magnetic layer 178 is set to M, respectively.₁, M₂The magnetic film thicknesses of the first free magnetic layer 177 and the second free magnetic layer 178 are M, respectively.₁・ T₁, M₂・ T₂It becomes. Since the second free magnetic layer 178 includes the diffusion preventing layer 179 and the ferromagnetic layer 180, the magnetic thickness M of the second free magnetic layer 178 is determined.₂・ T₂Is the sum of the magnetic thickness of the diffusion prevention layer 179 and the magnetic thickness of the ferromagnetic layer 180.
[0018]
In the free magnetic layer 175, the relationship between the magnetic film thicknesses of the first free magnetic layer 177 and the second free magnetic layer 178 is M.₂・ T₂> M₁・ T₁It is comprised so that. Further, the first free magnetic layer 177 and the second free magnetic layer 178 are coupled antiferromagnetically to each other. That is, when the magnetization direction of the second free magnetic layer 178 is aligned in the illustrated X1 direction by the hard bias layers 126 and 126, the magnetization direction of the first free magnetic layer 177 is aligned in the opposite direction to the illustrated X1 direction.
[0019]
The relationship between the magnetic film thicknesses of the first and second free magnetic layers 177 and 178 is M.₂・ T₂> M₁・ T₁Therefore, the magnetization of the second free magnetic layer 178 remains, and the magnetization direction of the entire free magnetic layer 175 is aligned with the X1 direction shown in the drawing. The effective film thickness of the free magnetic layer 175 at this time is (M₂・ T₂-M₁・ T₁).
Thus, the first free magnetic layer 177 and the second free magnetic layer 178 are antiferromagnetically coupled so that their magnetization directions are antiparallel, and the relationship of the magnetic film thickness is M.₂・ T₂> M₁・ T₁Therefore, it is in an artificial ferrimagnetic state. As a result, the magnetization direction of the free magnetic layer 175 and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 153 intersect each other.
[0020]
[Problems to be solved by the invention]
However, the conventional spin-valve type thin film magnetic element shown in FIG. 13 may cause problems as described below.
As described above, the magnetization of the pinned magnetic layer 23 shown in FIG. 13 is fixed in a single magnetic domain in the Y direction in the figure, but is magnetized in the opposite direction to the X1 direction on both sides of the pinned magnetic layer 23. Hard bias layers 29 and 29 are provided. Therefore, in particular, the magnetization on both sides of the pinned magnetic layer 23 is affected by the bias magnetic field from the hard bias layers 29, 29, and is difficult to be pinned in the Y direction in the figure.
[0021]
That is, under the influence of the magnetization of the hard bias layers 29, 29 in the direction opposite to the X1 direction, the magnetization of the free magnetic layer 25 that is single-domained in the direction opposite to the X1 direction, and the magnetization of the fixed magnetic layer 23 In particular, in the vicinity of the side end portion of the multilayer film 33, it is difficult to have an orthogonal relationship. The reason why the magnetization of the free magnetic layer 25 and the magnetization of the pinned magnetic layer 23 are orthogonal to each other is that the magnetization of the free magnetic layer 25 can be easily changed even with a small external magnetic field, and the electrical resistance is greatly changed. This is because the reproduction sensitivity can be improved. Further, when the magnetizations are orthogonal, it is possible to obtain an output waveform having good symmetry.
[0022]
In addition, the magnetization in the vicinity of the side edge portion of the free magnetic layer 25 tends to be unnecessarily fixed because it is influenced by the strong magnetization from the hard bias layers 29 and 29, and is magnetized against an external magnetic field. As shown in FIG. 13, a dead area with poor reproduction sensitivity is formed in the vicinity of the side edge of the multilayer film 33, as shown in FIG.
[0023]
Of the multilayer film 33 described above, the central area excluding the insensitive area is a sensitivity area that substantially contributes to reproduction of the recording magnetic field and exhibits a magnetoresistive effect. The width of the sensitivity area is as follows. This is shorter than the track width Tw set at the time of forming 33 by the width of the insensitive area, and it is difficult to define an accurate track width due to variations in the insensitive area. Therefore, there is a problem that it is difficult to reduce the track width and cope with the higher recording density.
[0024]
In addition, the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 14 uses an exchange bias method using a bias layer made of an antiferromagnetic material so that the magnetization direction of the free magnetic layer is 90 ° with respect to the magnetization direction of the pinned magnetic layer. Align in the intersecting direction. The exchange bias method is suitable for a spin-valve type thin film magnetic element corresponding to high-density recording with a narrow track width, compared to a hard bias method in which it is difficult to control the effective track width due to a dead region. .
[0025]
However, the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 14 has a problem in corrosion resistance because the antiferromagnetic layer 22 is formed of a Ni—Mn alloy. Further, in the spin valve thin film magnetic element using the Ni—Mn alloy or the Fe—Mn alloy for the antiferromagnetic layer 22, a weak alkaline solution or an emulsifier containing sodium tripolyphosphate exposed in the manufacturing process of the thin film magnetic head is used. There is a problem that the exchange anisotropic magnetic field becomes small due to corrosion.
[0026]
Further, since the antiferromagnetic layer 22 is formed of a Ni—Mn alloy, the antiferromagnetic material used for the bias layers 26 and 26 is limited. As a result, the heat resistance and corrosion resistance of the bias layers 26 and 26 are limited. There was an inconvenience that it was bad. That is, in order to form the bias layers 26 and 26 having high heat resistance, an exchange anisotropic magnetic field acting in the Y direction in the figure is applied to the interface between the antiferromagnetic layer 22 made of Ni—Mn alloy and the pinned magnetic layer 23. On the other hand, by performing a heat treatment in a crossing direction in a magnetic field, a Ni—Mn alloy or the like capable of generating an exchange anisotropic magnetic field in the direction opposite to the X1 direction at the interface between the bias layers 26 and 26 and the free magnetic layer 25. An antiferromagnetic material must be selected.
[0027]
However, when the heat treatment is performed in the magnetic field, the exchange anisotropic magnetic field acting on the interface between the antiferromagnetic layer 22 and the pinned magnetic layer 23 is inclined in the direction opposite to the X1 direction from the Y direction, There is a problem that the magnetization direction and the magnetization direction of the free magnetic layer 25 are non-orthogonal, and the symmetry of the output signal waveform cannot be obtained.
Therefore, for the bias layers 26 and 26, it is necessary to select an antiferromagnetic material that generates an exchange anisotropic magnetic field immediately after film formation in a magnetic field without requiring a heat treatment in a magnetic field.
For these reasons, the bias layers 26 and 26 are generally formed of a FeMn alloy having a face-centered cubic crystal and an irregular crystal structure.
[0028]
However, when mounted on a magnetic recording device or the like, the temperature of the element portion becomes a high temperature exceeding 100 ° C. due to the temperature rise in the device or the generation of Joule heat generated by the detected current, so that the exchange anisotropic magnetic field is As a result, it becomes difficult to make the free magnetic layer 25 into a single magnetic domain, and as a result, there is a problem that Barkhausen noise is generated.
In addition, the Fe-Mn alloy has poorer corrosion resistance than the Ni-Mn alloy, and is corroded by a weak alkaline solution or an emulsifier containing sodium tripolyphosphate that is exposed in the manufacturing process of the thin film magnetic head. In addition, there is a problem that corrosion is advanced and the durability is inferior even in the magnetic recording apparatus.
[0029]
Further, in the conventional method for manufacturing a spin valve thin film magnetic element shown in FIGS. 15 to 17, the lift-off resist 351 shown in FIG. 16 is formed between the substrate and the bias layer. The surface of the uppermost layer is exposed to the atmosphere, and the surface exposed to the atmosphere needs to be cleaned by ion milling or reverse sputtering with a rare gas such as Ar, and then the upper layer must be formed. For this reason, there exists a problem which a manufacturing process increases. Furthermore, since it is necessary to clean the surface of the uppermost layer by ion milling or reverse sputtering, it is necessary to clean such as contamination due to re-adhered matter and adverse effects on the generation of exchange anisotropic magnetic field due to disorder of the crystal state of the surface. This causes inconvenience.
[0030]
In the spin valve thin film element MR3 shown in FIG. 18, the magnetic field applied to the first free magnetic layer 177 from the end portions 126a, 126a of the hard bias layers 126, 126 near the upper end of the side surface of the multilayer body a12. Since this magnetic field is a magnetic field opposite to the magnetic field direction desired to be applied to the first free magnetic layer 177, the magnetic field of the hard bias layers 126 and 126 is applied to a spin flop magnetic field (H_{science fiction}), A magnetic field opposite to the direction of the magnetic field originally intended to be applied to the first free magnetic layer 177 is applied to both end portions of the first free magnetic layer 177 (proximal portions of the hard bias layers 126). In the center portion of the first free magnetic layer 177, the magnetization direction is aligned in the opposite direction of the magnetization direction of the second free magnetic layer 178 (reverse direction of the X1 direction). There is a problem that is disturbed.
[0031]
When the magnetization directions at both ends of the first free magnetic layer 177 are disturbed in this way, the magnetization direction is aligned in the antiparallel direction (X1 direction) to the magnetization direction of the first free magnetic layer 177. In the free magnetic layer 178, although the magnetization direction at the center is aligned in the opposite direction (X1 direction) to the magnetization direction of the first free magnetic layer 177, the magnetization directions at both ends are disturbed. As a result, the magnetization directions at both ends of the second free magnetic layers 177 and 178 are not anti-parallel, which may cause instability of the reproduction waveform at both ends of the track width Tw and cause problems such as servo errors. Had.
[0032]
Next, the spin-flop magnetic field will be described with reference to FIG. FIG. 19 is a diagram showing an MH curve of the free magnetic layer.
This MH curve is a change in the magnetization M of the free magnetic layer 175 when an external magnetic field H is applied from the track width direction to the free magnetic layer 175 of the spin valve thin film element MR3 having the configuration shown in FIG. Is shown. In FIG. 19, the external magnetic field H corresponds to the bias magnetic field from the hard bias layers 126 and 126.
[0033]
In FIG. 19, F₁The arrow indicated by indicates the magnetization direction of the first free magnetic layer 177, and F₂The arrow indicated by indicates the magnetization direction of the second free magnetic layer 178.
As shown in FIG. 19, when the external magnetic field H is small, the first free magnetic layer 177 and the second free magnetic layer 178 are antiferromagnetically coupled, that is, the arrow F₁And arrow F₂Is antiparallel, but when the magnitude of the external magnetic field H exceeds a certain value, the arrow F₁And arrow F₂Are not aligned antiparallel, the antiferromagnetic coupling between the first free magnetic layer 177 and the second free magnetic layer 178 is broken, and the ferrimagnetic state cannot be maintained. This is the spin-flop transition. The magnitude of the external magnetic field when this spin-flop transition occurs is the spin-flop magnetic field._{science fiction}Is shown. Further, the external magnetic field H is changed to a spin flop magnetic field H._{science fiction}As it gets larger, arrow F₁The direction of is further rotated, arrow F₂The direction parallel to the direction of₁The direction is 180 ° different from the original direction, and the ferrimagnetic state is completely destroyed. This is a saturation magnetic field, and in FIG._SIs shown.
[0034]
Accordingly, the magnetization directions at both ends of the first and second free magnetic layers 177 and 178 in FIG. 19 are, for example, the arrow F in FIG.₁As shown by various arrows existing in the region of the first free magnetic layer 177, the both ends of the first free magnetic layer 177 are more disturbed, and the ferrimagnetic direction of the first free magnetic layer 177 is reduced. The magnetization which tries to be in an antiparallel state is indicated by an arrow F in FIG.₂The direction of the second free magnetic layer 178 shown in FIG. Therefore, even in the spin valve thin film element MR3 having the structure shown in FIG. 18, there is a possibility of causing a reproduction waveform instability at both ends of the track width Tw and causing problems such as servo errors. The magnetization state shown in FIG. 20 will be described in more detail. A strong reverse magnetic field is applied from the hard bias layer to the left and right ends of the first free magnetic layer 177, so that the magnetization distribution of the second free magnetic layer 178 is also increased. The occurrence of disturbance such as Barkhausen noise is considered, and there is concern about the magnetic stability.
[0035]
The present invention has been made to solve the above-described problems, and provides a spin-valve type thin film magnetic element excellent in heat resistance and corrosion resistance by improving the material of the bias layer, and free magnetic layer It is an object of the present invention to provide a spin-valve type thin film magnetic element having a bias structure that can surely align the magnetization directions of the two.
Furthermore, the present invention adopts a structure in which the free magnetic layer is separated into two layers, and even if a structure in which a bias is applied to the free magnetic layer is employed, magnetization disturbance occurs on the end side of each free magnetic layer. An object of the present invention is to provide a spin-valve type thin film magnetic element that is configured so that a bias can be satisfactorily operated as a difficult structure, suppresses the generation of Bark Heisen noise, and has improved stability.
[0036]
It is another object of the present invention to provide a method for manufacturing the spin valve thin film magnetic element capable of easily making the magnetization direction of the free magnetic layer and the magnetization direction of the pinned magnetic layer orthogonal to each other.
It is another object of the present invention to provide a highly reliable thin film magnetic head that includes the spin valve thin film magnetic element, has excellent durability and heat resistance, and provides a sufficient exchange anisotropic magnetic field.
[0037]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the present invention employs the following configuration.
The spin-valve thin film magnetic element of the present invention includes an antiferromagnetic layer and a fixed magnetic layer formed on the antiferromagnetic layer, the magnetization direction of which is fixed by an exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer. A free magnetic layer formed on the pinned magnetic layer via a nonmagnetic conductive layer, a soft magnetic layer disposed in contact with the free magnetic layer and spaced at an interval corresponding to a track width, and the soft magnetic layer A bias layer formed in contact with the magnetic layer and aligning the magnetization direction of the free magnetic layer in a direction intersecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer, and a conductive layer for supplying a detection current to the free magnetic layer are formed on the substrate. The anti-ferromagnetic layer and the bias layer are made of an alloy having the same composition represented by the following composition formula.
However, the antiferromagnetic layer and the bias layer are composed of the composition formula Pt._mMn_100-mM indicating the composition ratio is 52 atomic% ≦ m ≦56 . 3Atomic%.
[0038]
In such a spin-valve type thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer and the bias layer are made of the above-mentioned alloy, so that the temperature characteristics of the exchange anisotropic magnetic field are improved, and the spin resistance is excellent in heat resistance and corrosion resistance. A valve-type thin film magnetic element can be provided.
Excellent spin-valve type with excellent durability when mounted in a device such as a thin-film magnetic head where the temperature inside the device is high, and with little change in exchange anisotropic magnetic field (exchange coupling magnetic field) due to temperature change A thin film magnetic element can be obtained.
Furthermore, since the antiferromagnetic layer is formed of the above alloy, the blocking temperature is high, and a large exchange anisotropic magnetic field can be generated in the antiferromagnetic layer. It can be firmly fixed.
In addition, since the soft magnetic layer is formed between the free magnetic layer and the bias layer, the magnetization direction of the free magnetic layer can be reliably aligned.
[0039]
In the above spin-valve type thin film magnetic element, at least one of the pinned magnetic layer and the free magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer, and the magnetization directions of the divided layers are separated. The ferrimagnetic state may be different by 180 degrees.
[0040]
In the case of a spin valve thin film magnetic element in which at least the pinned magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer, one of the two pinned magnetic layers is directed to the other pinned magnetic layer in an appropriate direction. It is possible to keep the pinned magnetic layer in a very stable state.
On the other hand, if at least the free magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer to form a spin valve thin film magnetic element, an exchange coupling magnetic field is generated between the two free magnetic layers, and the ferrimagnetic layer is generated. It is in a magnetic state and can be reversed with high sensitivity to an external magnetic field.
[0047]
In particular, in the above spin-valve type thin film magnetic element, when the compositions of the alloys constituting the antiferromagnetic layer and the bias layer are the same, the following combinations are obtained.
That is, the composition ratio of the alloys constituting the antiferromagnetic layer and the bias layer is as follows. Pt_mMn_100-m
However, m indicating the composition ratio is 52 atomic% ≦ m ≦ 5.6 . 3Atomic%.
[0053]
In the above spin valve thin film magnetic element, the soft magnetic layer is preferably made of a NiFe alloy.
[0054]
In the present invention, concave portions are formed on both sides of a portion corresponding to the track width of the free magnetic layer, and a soft magnetic layer is laminated so as to fill the concave portions, and the soft magnetic layer is formed on the free magnetic layer on the bottom surface of the concave portion. Therefore, it is possible to adopt a structure characterized in that it is directly joined and a bias layer and a conductive layer are laminated on these soft magnetic layers.
In general, the exchange coupling at the interface between the ferromagnet and the antiferromagnet is more susceptible to contamination and disorder of the crystallinity than the exchange coupling at the interface between the ferromagnet and the ferromagnet. Therefore, it is necessary to continuously form the soft magnetic layer and the bias layer in the same film forming apparatus. When a soft magnetic layer is formed without providing a recess in the free magnetic layer, the total (ferromagnetic film thickness x saturation magnetization) of both sides of the track width is (ferromagnetic film thickness x saturation magnetization) of the free magnetic layer.)It becomes much thicker. The strength of the longitudinal bias received by the free magnetic layer is proportional to the value obtained by dividing (ferromagnetic film thickness x saturation magnetization) at both ends of the track by (ferromagnetic film thickness x saturation magnetization) of the free magnetic layer. If it is not provided, the longitudinal bias becomes excessively stronger than necessary, which may cause problems such as insensitive areas at both ends of the track and a decrease in the sensitivity of the entire device. If the soft magnetic layer is made too thick, the exchange coupling magnetic field between the bias layer and the soft magnetic layer becomes smaller in inverse proportion to the film thickness. There may be a case where a problem such as linking to a problem occurs. These can be improved by reducing the thickness of the soft magnetic layer as much as possible. However, if the soft magnetic layer is made too thin, the soft magnetic layer cannot maintain sufficient crystallinity. There is a problem that the exchange coupling magnetic field deteriorates conversely. When a recess is provided, the thickness of a portion of the soft magnetic layer added by the depth of the recess is canceled out, so that the longitudinal bias is less likely to be stronger than necessary, and exchange coupling between the soft magnetic layers Since the magnetic field is not easily lowered, there is an effect that the controllability of the reproduction sensitivity and the track width and the stability of the reproduction waveform are improved.
As a second effect, contaminants on the surface of the free magnetic layer can be effectively removed by digging the concave portion by ion milling or the like, and the ferromagnetic exchange coupling between the soft magnetic layer and the free magnetic layer is further strengthened. This also has the effect of effectively transmitting the longitudinal bias to the free magnetic layer. In addition, even when a back layer such as Cu or an anti-oxidation layer such as Ta is laminated on the free magnetic layer, the surface of the ferromagnetic material that reliably forms the free magnetic layer can be obtained by digging the recess. Can be exposed.
[0055]
Furthermore, in the present invention, the free magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer, and the free magnetic layer far from the pinned magnetic layer is close to the first free magnetic layer and the pinned magnetic layer. When the free magnetic layer on the side is the second free magnetic layer,When the integrated value of the thickness of the magnetic layer and the value of the saturation magnetization is the magnetic film thickness,A structure in which the magnetic film thickness of the first free magnetic layer is set to a value different from the magnetic film thickness of the second free magnetic layer may be adopted.
Further, the free magnetic layer may be divided into two via a nonmagnetic intermediate layer, and the separated magnetic layers may be in a ferrimagnetic state in which the magnetization directions are antiparallel.
[0056]
Furthermore, the above-described problem is an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer, and having a magnetization direction fixed by an exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer, and the pinned A free magnetic layer formed on the magnetic layer via a nonmagnetic conductive layer; a soft magnetic layer disposed on the free magnetic layer with an interval corresponding to a track width; and on the soft magnetic layer A spin valve formed on the substrate and having a bias layer that aligns the magnetization direction of the free magnetic layer in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer, and a conductive layer that supplies a detection current to the free magnetic layer Type thin film magnetic element, wherein the antiferromagnetic layer and the bias layer have a composition formula Pt_mMn_100-mM indicating the composition ratio is 52 atomic% ≦ m ≦ 5.6 . 3In manufacturing a spin valve thin film magnetic element of atomic%, a first laminated body is formed by sequentially laminating an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic conductive layer, and a free magnetic layer on a substrate. And a first heat treatment temperature while applying a first magnetic field in a direction perpendicular to the track width direction to the first laminate.220 ° C to 270 ° CA step of generating an anisotropy magnetic field in the antiferromagnetic layer to fix the magnetization of the pinned magnetic layer, and an interval corresponding to a track width is provided on the first laminate. Forming a soft magnetic layer, forming a bias layer on the soft magnetic layer, and forming a conductive layer for applying a detection current to the free magnetic layer on the bias layer to form a second laminate; The second heat treatment temperature is applied while applying a second magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer in the track width direction.250 ° C to 270 ° CAnd a step of applying a bias magnetic field in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer to the free magnetic layer.
[0058]
In the method for manufacturing the spin valve thin film magnetic element, the second magnetic field is preferably in the range of 10 to 600 Oe (800 to 48000 A / m).
[0059]
FIG. 21 is a graph showing the relationship between the heat treatment temperature of the antiferromagnetic layer and the exchange anisotropic magnetic field in the bottom type spin valve thin film magnetic element and the top type spin valve thin film magnetic element.
As is clear from FIG. 21, the antiferromagnetic layer of the bottom type spin valve thin film magnetic element in which the distance between the antiferromagnetic layer and the substrate is short (or the antiferromagnetic layer is disposed below the pinned magnetic layer). The exchange anisotropic magnetic field indicated by (■) is already developed at 200 ° C. and exceeds 600 (Oe) at around 240 ° C. On the other hand, the distance between the antiferromagnetic layer and the substrate is longer than that of the bottom type spin valve thin film magnetic element (or the antiferromagnetic layer is disposed on the fixed magnetic layer). The exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer (marked by ◆) appears around 240 ° C. and exceeds 600 Oe (48000 A / m) around 260 ° C.
[0060]
As described above, the antiferromagnetic layer of the bottom type spin valve thin film magnetic element in which the distance between the antiferromagnetic layer and the substrate is short (or the antiferromagnetic layer is disposed below the pinned magnetic layer) Compared to the top type spin valve thin film magnetic element in which the distance between the magnetic layer and the substrate is farther than the bottom type spin valve thin film magnetic element (or the antiferromagnetic layer is disposed on the fixed magnetic layer), It can be seen that a high exchange anisotropic magnetic field can be obtained at a relatively low heat treatment temperature.
[0061]
The spin valve thin film magnetic element of the present invention is a bottom type spin valve thin film magnetic element in which the distance between the antiferromagnetic layer and the substrate is short, and is formed of the same material as that used for the antiferromagnetic layer. The bias layer is disposed farther from the substrate than the antiferromagnetic layer. In addition, a bottom type spin valve thin film magnetic element in which the distance between the pinned magnetic layer and the substrate is close is provided with an antiferromagnetic layer below the pinned magnetic layer, and the distance between the antiferromagnetic layer and the substrate is the bottom type spin film. In the top type spin valve thin film magnetic element farther than the valve thin film magnetic element, an antiferromagnetic layer is disposed on the pinned magnetic layer.
[0062]
Therefore, in the method for manufacturing a spin valve thin film magnetic element of the present invention, for example, when the first laminated body is heat-treated at the first heat treatment temperature (220 to 270 ° C.) while applying the first magnetic field, An exchange anisotropic magnetic field is generated in the ferromagnetic layer, and the magnetization direction of the pinned magnetic layer is pinned in the same direction. Further, the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer is 600 (Oe) or more.
Next, the second laminated layer is applied at a second heat treatment temperature (250 to 270 ° C.) while applying a second magnetic field of 10 to 600 Oe (800 to 48000 A / m) in a direction orthogonal to the first magnetic field. When the body is heat-treated, an exchange anisotropic magnetic field is generated in the bias layer, and the magnetization direction of the free magnetic layer is set to intersect the first magnetic field. Further, the exchange anisotropic magnetic field of the bias layer is 600 Oe (48000 A / m) or more.
[0063]
At this time, if the second magnetic field is made smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer generated by the first heat treatment, the second magnetic field can be applied to the antiferromagnetic layer. The exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer is not deteriorated, and the magnetization direction of the pinned magnetic layer can be kept fixed.
Thus, the magnetization direction of the pinned magnetic layer and the magnetization direction of the free magnetic layer can be made to intersect each other.
[0064]
Therefore, in the above spin valve thin film magnetic element manufacturing method, an alloy such as a PtMn alloy having excellent heat resistance is used not only for the antiferromagnetic layer but also for the bias layer, which adversely affects the magnetization direction of the pinned magnetic layer. Thus, an exchange anisotropic magnetic field can be generated in the bias layer so that the magnetization direction of the free magnetic layer is aligned with the direction intersecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer. Since they can be aligned in the direction intersecting the magnetization direction, it is possible to provide a spin valve thin film magnetic element having excellent heat resistance.
[0065]
In addition, since the above spin valve thin film magnetic element manufacturing method is a method in which a soft magnetic layer is formed on the first laminate and a bias layer is formed on the soft magnetic layer, the soft magnetic layer The bias layer can be formed without breaking the vacuum, and there is no need to clean the surface on which the bias layer is formed by ion milling or reverse sputtering. Thus, it is possible to provide an excellent manufacturing method in which inconvenience due to cleaning, such as an adverse effect on the generation of the exchange anisotropic magnetic field due to the disorder of the crystal state, does not occur.
Further, since it is not necessary to clean the surface on which the bias layer is formed before forming the bias layer, it can be easily manufactured.
[0066]
The thin film magnetic head of the present invention is characterized in that the above-described spin valve thin film magnetic element is provided on a slider.
By using such a thin film magnetic head, it is possible to provide a highly reliable thin film magnetic head that is excellent in durability, heat resistance, and corrosion resistance and that can obtain a sufficient exchange anisotropic magnetic field.
[0067]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the spin-valve type thin film magnetic element of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
[First Embodiment]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing the structure of a spin valve thin film magnetic element according to a first embodiment of the present invention as viewed from the side facing a recording medium, and FIGS. 5 and 6 show the structure of the present invention. It is the figure which showed the thin film magnetic head provided with the spin valve type thin film magnetic element.
[0068]
A shield layer is formed above and below the spin valve thin film magnetic element of the present invention via a gap layer, and a reproducing GMR head h1 is constituted by the spin valve thin film magnetic element, the gap layer, and the shield layer. Yes.
Note that a recording inductive head h2 may be stacked on the reproducing GMR head h1.
[0069]
As shown in FIG. 5, the GMR head h1 comprising this spin-valve type thin film magnetic element is provided at the trailing end 151d of the slider 151 together with the inductive head h2 to form the thin film magnetic head 150, and the hard disk It is possible to detect the recording magnetic field of a magnetic recording medium such as the above.
In FIG. 1, the moving direction of the magnetic recording medium is the Z direction shown in the figure, and the direction of the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is the Y direction.
[0070]
A thin film magnetic head 150 shown in FIG. 5 is mainly composed of a slider 151 and a GMR head h1 and an inductive head h2 provided on an end surface 151d of the slider 151. Reference numeral 155 indicates the leading side, which is the upstream side of the slider 151 in the direction of movement of the magnetic recording medium, and reference numeral 156 indicates the trailing side. Rails 151a, 151a, 151b are formed on the medium facing surface 152 of the slider 151, and air grooves 151c, 151c are formed between the rails.
[0071]
As shown in FIG. 6, the GMR head h1 is made of Al formed on the end surface 151d of the slider 151.₂O_ThreeA nonmagnetic insulator underlayer 200 made of, etc., a lower shield layer 163 made of a magnetic alloy formed on the underlayer 200, a lower gap layer 164 laminated on the lower shield layer 163, and the medium facing surface 152. The spin valve type thin film magnetic element 1 exposed from the upper part, the upper gap layer 166 that covers the spin valve type thin film magnetic element 1 and the lower gap layer 164, and the upper shield layer 167 that covers the upper gap layer 166.
The upper shield layer 167 is also used as the lower core layer of the inductive head h2.
[0072]
The inductive head h2 is joined to the lower core layer (upper shield layer) 167, the gap layer 174 laminated on the lower core layer 167, the coil 176, the upper insulating layer 177 covering the coil 176, and the gap layer 174. The upper core layer 178 is joined to the lower core layer 167 on the coil 176 side.
The coil 176 is patterned to have a spiral shape in a plane. In addition, the base end portion 178 b of the upper core layer 178 is magnetically connected to the lower core layer 167 at a substantially central portion of the coil 176.
Further, a protective layer 179 made of alumina or the like is laminated on the upper core layer 178.
[0073]
A spin valve thin film magnetic element 1 shown in FIG. 1 is a so-called bottom type single spin valve thin film magnetic element in which an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic conductive layer, and a free magnetic layer are formed one by one. .
Further, the spin valve thin film magnetic element 1 of this example aligns the magnetization direction of the free magnetic layer in a direction intersecting the magnetization direction of the fixed magnetic layer by an exchange bias method using an antiferromagnetic material as a bias layer. Is.
The exchange bias method is suitable for a spin-valve type thin film magnetic element having a narrow track width corresponding to high-density recording as compared with a hard bias method in which it is difficult to control the effective track width due to a dead region. .
[0074]
In FIG. 1, the symbol K indicates a substrate. On the substrate K, an antiferromagnetic layer 2 is formed. Further, a pinned magnetic layer 3 is formed on the antiferromagnetic layer 2. A nonmagnetic conductive layer 4 is formed on the pinned magnetic layer 3. The free magnetic layer 5 is formed.
On the free magnetic layer 5, soft magnetic layers 7 and 7 are provided with an interval corresponding to the track width Tw. Bias layers 6 and 6 are provided on the soft magnetic layers 7 and 7, and conductive layers 8 and 8 are formed on the bias layers 6 and 6.
[0075]
The substrate K is made of Al.₂O_Three-On the surface of TiC ceramic 151 or the like, nonmagnetic insulator Al₂O_ThreeA base layer 200 made of (alumina) is formed, and a lower shield layer 163 and a lower gap layer 164 are sequentially formed on the base layer 200.
[0076]
The antiferromagnetic layer 2 includes at least one element selected from Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, and Mn It consists of an alloy containing. The antiferromagnetic layer 2 made of these alloys is characterized by excellent heat resistance and corrosion resistance.
In particular, the antiferromagnetic layer 2 is preferably an alloy having the following composition formula.
X_mMn_100-m
X is at least one element selected from Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, and m indicating the composition ratio is 48 atomic% ≦ m ≦ 60 atomic%.
[0077]
Further, the antiferromagnetic layer 2 may be an alloy having the following composition formula.
Pt_mMn_100-mnD_n
However, D is an element of at least one or more of Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, and m and n indicating the composition ratio are 48 atomic% ≦ m + n ≦ 60 atomic%, 0.2 Atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%.
[0078]
In the spin valve thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer is preferably an alloy having the following composition formula.
Pt_qMn_100-qjL_j
However, L is at least one element selected from Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, and q and j indicating the composition ratio are 48 atomic% ≦ q + j ≦ 60 atomic%, 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%.
Further, q and j indicating the composition ratio are more preferably 48 atomic% ≦ q + j ≦ 58 atomic% and 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%.
[0079]
The pinned magnetic layer 3 is made of, for example, a Co film, a NiFe alloy, a CoNiFe alloy, a CoFe alloy, a CoNi alloy, or the like.
The pinned magnetic layer 3 shown in FIG. 1 is formed in contact with the antiferromagnetic layer 2, and exchange coupling is generated at the interface between the pinned magnetic layer 3 and the antiferromagnetic layer 2 by performing heat treatment in a magnetic field. Is magnetized by an exchange anisotropic magnetic field.
The magnetization direction of the fixed magnetic layer 3 is fixed in the Y direction shown in the drawing, that is, in the direction away from the recording medium (height direction).
[0080]
The nonmagnetic conductive layer 4 is preferably formed of a nonmagnetic conductive film such as Cu, Au, or Ag.
[0081]
The free magnetic layer 5 is preferably formed of the same material as the pinned magnetic layer 3.
The free magnetic layer 5 is magnetized by a bias magnetic field from the bias layer 6, and the magnetization direction is aligned in the direction opposite to the X1 direction in the drawing, that is, the direction intersecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3.
Generation of Barkhausen noise is prevented when the free magnetic layer 5 is made into a single magnetic domain by the bias layer 6.
[0082]
The soft magnetic layer 7 is formed of Co, Ni, Fe, a Co—Fe alloy, a Co—Ni—Fe alloy, a CoNi alloy, a NiFe alloy, or the like, and among these, the same alloy as the material constituting the free magnetic layer 5 is used. Preferably, when the surface of the free magnetic layer 5 is formed of a NiFe alloy, the soft magnetic layer 7 is preferably formed of a NiFe alloy. This is because if the soft magnetic layer 7 is made of the same material as that of the free magnetic layer 5, the ferromagnetic coupling at the interface between the soft magnetic layer 7 and the free magnetic layer 5 is ensured, and the bias layer 6 and the soft magnetic layer 7 are soft. The unidirectional anisotropic exchange coupling magnetic field generated at the interface with the layer 7 can be propagated to the free magnetic layer 5 through the soft magnetic layer 7.
[0083]
As with the antiferromagnetic layer 2, the bias layer 6 is at least one of Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, Kr, or It is made of an alloy containing two or more elements and Mn, and an exchange anisotropic magnetic field is developed at the interface with the soft magnetic layer 7 by heat treatment in a magnetic field, so that the exchange anisotropic magnetic field is soft magnetic. It propagates to the layer 7 and magnetizes the free magnetic layer 5 in a certain direction by the ferromagnetic coupling generated at the interface between the soft magnetic layer 7 and the free magnetic layer 5.
The bias layer 6 made of these alloys is characterized by excellent heat resistance and corrosion resistance.
[0084]
In particular, the bias layer 6 is preferably an alloy having the following composition formula.
X_mMn_100-m
However, X is at least one element selected from Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, and m indicating the composition ratio is 52 atomic% ≦ m ≦ 60 atomic%.
Further, the bias layer 6 may be an alloy having the following composition formula.
Pt_mMn_100-mnD_n
However, D is an element of at least one or more of Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, and m and n indicating the composition ratio are 52 atomic% ≦ m + n ≦ 60 atomic%, 0.2 Atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%.
[0085]
Furthermore, in the above spin valve thin film magnetic element, the bias layer may be an alloy having the following composition formula.
Pt_qMn_100-qjL_j
However, L is at least one element selected from Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, and q and j indicating the composition ratio are 52 atomic% ≦ q + j ≦ 60 atomic%, 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%.
The conductive layers 8 and 8 are preferably formed of, for example, Au, W, Cr, Ta or the like.
[0086]
In the spin valve thin film magnetic element 1, a steady current is applied from the conductive layers 8 and 8 to the free magnetic layer 5, the nonmagnetic conductive layer 4, and the fixed magnetic layer 3, and from the magnetic recording medium that runs in the Z direction shown in the figure. When a leakage magnetic field is applied in the Y direction in the figure, the magnetization direction of the free magnetic layer 5 varies from the direction opposite to the X direction in the figure toward the Y direction in the figure. The electric resistance changes depending on the relationship between the change in the magnetization direction in the free magnetic layer 5 and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3, and the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is detected by the voltage change based on this resistance change.
[0087]
Next, a method for manufacturing the spin valve thin film magnetic element 1 of the present invention will be described.
In this manufacturing method, depending on the positions of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layers 6 and 6 in the spin valve thin film magnetic element 1, the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layers 6 and 6 generated by the heat treatment is changed. The magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 is fixed by the first heat treatment, and the magnetization direction of the free magnetic layer 5 is changed by the second heat treatment. In the direction intersecting with the magnetization direction.
[0088]
That is, in the method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element 1 of the present invention, the antiferromagnetic layer 2, the pinned magnetic layer 3, the nonmagnetic conductive layer 4, and the free magnetic layer 5 are sequentially stacked on the substrate K. Then, after forming the first laminated body a1 shown in FIG. 2, a first magnetic field that is perpendicular to the track width Tw direction (perpendicular to the plane of FIG. 2) is applied to the first laminated body a1. Meanwhile, heat treatment is performed at the first heat treatment temperature to generate an exchange anisotropic magnetic field in the antiferromagnetic layer 2 to pin the magnetization of the pinned magnetic layer 3.
[0089]
Next, as shown in FIG. 3, a lift-off resist 351 having a base end having a width corresponding to the track width Tw is formed on the first laminate a1, and the lift-off resist 351 serving as a mask is formed. The surface of the uncovered free magnetic layer 5 is cleaned with a rare gas such as Ar by an ion milling method or a reverse sputtering method.
Next, as shown in FIG. 4, soft magnetic layers 7 and 7 are formed on the surface of the free magnetic layer 5 exposed at an interval corresponding to the track width Tw and the lift-off resist 351. Subsequently, the soft magnetic layers 7 and 7 are formed. When the bias layers 6 and 6 are formed on the layers 7 and 7 and the conductive layers 8 and 8 are further formed on the bias layers 6 and 6, the lift-off resist 351 is removed by etching, as shown in FIG. A second stacked body a2 having the same shape as the spin valve thin film magnetic element 1 is obtained.
[0090]
While applying a second magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 in the track width Tw direction to the second laminate a2 obtained in this way, the second heat treatment temperature The spin valve thin film magnetic element 1 is obtained by applying a bias magnetic field in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 to the free magnetic layer 5.
[0091]
Next, the relationship between the heat treatment temperature of the antiferromagnetic layer and the exchange anisotropic magnetic field will be described in detail with reference to FIG. 21, FIG. 22, and FIG.
The black squares shown in FIG. 21 indicate the heat treatment temperature dependence of the exchange anisotropic magnetic field of a bottom type single spin-valve thin film magnetic element in which an antiferromagnetic layer is disposed between the substrate and the free magnetic layer. The asterisk indicates the heat treatment temperature dependence of the exchange anisotropic magnetic field of a top-type single spin-valve thin film magnetic element in which an antiferromagnetic layer is arranged at a position farther from the substrate than the free magnetic layer.
Therefore, the antiferromagnetic layer of the top single spin-valve thin film magnetic element marked with ◆ must be located farther from the substrate than the antiferromagnetic layer of the bottom single spin-valve thin film magnetic element marked with ■. become.
[0092]
Specifically, the top type spin-valve type thin film magnetic element indicated by the ♦ mark shown in FIG. 21 is formed on a Si substrate K as shown in FIG.₂O_ThreeA base insulating layer 200 made of (thickness 1000 mm), a base layer 210 made of Ta (thickness 50 mm), a free magnetic layer 5 consisting of two layers, a NiFe alloy (thickness 70 mm) and a Co layer (thickness 10 mm), Cu Nonmagnetic conductive layer 4 made of (thickness 30 mm), pinned magnetic layer 3 made of Co (thickness 25 mm), Pt_{5 4} _.FourMn_{4 5} _.6The antiferromagnetic layer 2 made of (thickness 300 mm) and the protective layer 220 made of Ta (thickness 50 mm) are formed in this order.
[0093]
Further, a bottom type spin valve thin film magnetic element indicated by a black square shown in FIG. 21 is formed on an Si substrate K with an Al as shown in FIG.₂O_ThreeBase insulating layer 200 made of (thickness 1000 mm), base layer 210 made of Ta (thickness 30 mm), Pt_{5 5} _.FourMn_{4 4} _.6Antiferromagnetic layer 2 made of (thickness 300 mm), pinned magnetic layer 3 made of Co (thickness 25 mm), nonmagnetic conductive layer 4 made of Cu (thickness 26 mm), Co layer (thickness 10 mm), NiFe alloy This is a structure in which a free magnetic layer 5 composed of two layers (thickness 70 mm) and a protective layer 220 composed of Ta (thickness 50 mm) are formed in this order.
[0094]
That is, in the top type spin valve thin film magnetic element indicated by ◆, the antiferromagnetic layer 2 is disposed on the upper side of the pinned magnetic layer 3, and a free magnetic layer is provided between the Si substrate K and the antiferromagnetic layer 2. The layer 5, the nonmagnetic conductive layer 4, and the pinned magnetic layer 3 are sandwiched.
That is, in the bottom type spin-valve type thin film magnetic element indicated by ■, the antiferromagnetic layer 2 is disposed below the pinned magnetic layer 3, and the pinned magnetic layer 3 is fixed between the Si substrate K and the antiferromagnetic layer 2. The magnetic layer 3, the nonmagnetic conductive layer 4, and the free magnetic layer 5 are not formed.
[0095]
As shown in FIG. 21, the antiferromagnetic layer (Pt_55.4Mn_44.6) Begins to rise after 220 ° C., and becomes approximately 700 (Oe) when it exceeds 240 ° C. and becomes constant. In addition, an antiferromagnetic layer (Pt_54.4Mn_45.6) Exchange anisotropy magnetic field rises above 240 ° C., and exceeds 260 ° C., it becomes constant over 600 (Oe).
As described above, the antiferromagnetic layer (marked with ■) arranged near the substrate has a relatively low heat treatment temperature compared with the antiferromagnetic layer (marked with ◆) arranged far from the substrate. It can be seen that a high exchange anisotropic magnetic field can be obtained.
[0096]
The manufacturing method of the spin valve thin film magnetic element 1 of the present invention utilizes the above-described properties of the antiferromagnetic layer.
That is, the spin valve thin film magnetic element 1 of the present invention has a bottom type spin in which the distance between the antiferromagnetic layer 2 and the substrate K is short (or the antiferromagnetic layer 2 is disposed under the pinned magnetic layer 3). In the valve-type thin film magnetic element 1, a bias layer 6 made of the same material as the alloy used for the antiferromagnetic layer 2 is disposed at a position farther from the substrate K than the antiferromagnetic layer 2.
[0097]
Therefore, for example, when the first laminated body a1 is heat-treated at the first heat treatment temperature (220 to 270 ° C.) while applying the first magnetic field, an exchange anisotropic magnetic field is generated in the antiferromagnetic layer 2, The magnetization direction of the fixed magnetic layer 3 is fixed. Further, the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is 600 Oe (48000 A / m) or more.
Next, when the second stacked body a2 is heat-treated at a second heat treatment temperature (250 to 270 ° C.) while applying a second magnetic field in a direction orthogonal to the first magnetic field, the magnetization of the free magnetic layer 5 The direction is a direction that intersects the first magnetic field. Further, the exchange anisotropic magnetic field of the bias layer 6 is 600 Oe (48000 A / m) or more.
[0098]
At this time, if the second magnetic field is made smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 generated by the previous heat treatment, even if the second magnetic field is applied to the antiferromagnetic layer 2, The exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is not deteriorated, and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 can be kept fixed.
Thereby, the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 and the magnetization direction of the free magnetic layer 5 can be made to intersect each other.
[0099]
The first heat treatment temperature is preferably in the range of 220 ° C to 270 ° C. When the first heat treatment temperature is less than 220 ° C., the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 becomes 200 (Oe) or less, and the magnetization of the pinned magnetic layer 3 does not increase. The magnetization direction is not preferable because it is magnetized in the same direction as the magnetization direction of the free magnetic layer 5 by the second heat treatment. On the other hand, when the first heat treatment temperature exceeds 270 ° C., the atomic heat at the interface between the layers, particularly at the interface between the Cu layer and the free magnetic layer 5 or the Cu layer and the pinned magnetic layer 3 as the nonmagnetic conductive layer 4. This is not preferable because it causes deterioration of the magnetoresistive effect due to diffusion or the like.
Further, if the first heat treatment temperature is in the range of 230 ° C. to 270 ° C., the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 can be 400 Oe (32000 A / m) or more, and the pinned magnetic layer 3 Since magnetization can be enlarged, it is more preferable.
[0100]
The second heat treatment temperature is preferably in the range of 250 ° C to 270 ° C. If the second heat treatment temperature is less than 250 ° C., the exchange anisotropic magnetic field of the bias layer 6 cannot be made 400 Oe (32000 A / m) or more, and the longitudinal bias magnetic field applied to the free magnetic layer 5 is increased. This is not preferable because it cannot be performed. On the other hand, even if the second heat treatment temperature exceeds 270 ° C., the exchange anisotropy magnetic field of the bias layer 6 is no longer constant and does not increase, causing deterioration of the magnetoresistance effect due to atomic thermal diffusion at the layer interface. Therefore, it is not preferable.
[0101]
The first magnetic field is preferably about 10 Oe (800 A / m) or more. If the first magnetic field is less than 10 Oe (800 A / m), the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 cannot be sufficiently obtained, which is not preferable.
The second magnetic field is a magnetic field smaller than the exchange coupling magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 generated by the first heat treatment, and may be in the range of about 10 to 600 Oe (800 to 48000 A / m). preferable. More preferably, it is about 200 Oe (1600 A / m). If the second magnetic field is less than 10 Oe (800 A / m), the exchange anisotropic magnetic field of the bias layer 6 cannot be obtained sufficiently, which is not preferable. On the other hand, if the second magnetic field exceeds 600 Oe (800 to 48000 A / m), the exchange coupling magnetic field of the antiferromagnetic layer generated by the first heat treatment may be deteriorated.
[0102]
Next, the relationship between the composition of the antiferromagnetic layer and the exchange anisotropic magnetic field when the heat treatment temperature is 245 ° C. or 270 ° C. will be described in detail with reference to FIG.
The △ mark in the figure shows a top type single spin valve thin film magnetic element in which an antiferromagnetic layer is arranged at a position farther from the substrate than the free magnetic layer (or an antiferromagnetic layer is arranged on the pinned magnetic layer). The relationship between the composition of the antiferromagnetic layer and the exchange anisotropy magnetic field is shown, and the Δ mark in the figure is heat treated at 270 ° C.
The ○ mark and ● mark in the figure indicate the bottom type single spin-valve thin film magnetic element in which an antiferromagnetic layer is disposed between the substrate and the free magnetic layer (or an antiferromagnetic layer is disposed below the pinned magnetic layer). The relationship between the composition of the antiferromagnetic layer and the exchange anisotropy magnetic field is shown.
[0103]
Specifically, the top type spin-valve type thin film magnetic element indicated by Δ is made of Al on a Si substrate K as shown in FIG.₂O_Three(Underlying insulating layer 200 made of (thickness 1000 mm), underlayer 210 made of Ta (thickness 50 mm), two free magnetic layers 5 made of NiFe alloy (thickness 70 mm), Co (thickness 10 mm), Cu ( Nonmagnetic conductive layer 4 made of 30 mm thick), pinned magnetic layer 3 made of Co (thickness 25 mm), Pt_mMn_tThe antiferromagnetic layer 2 made of (thickness 300 mm) and the protective layer 220 made of Ta (thickness 50 mm).
[0104]
On the other hand, the bottom type spin-valve type thin film magnetic element indicated by the ◯ and ● marks is formed on a Si substrate K with an Al as shown in FIG.₂O_ThreeBase insulating layer 200 made of (thickness 1000 mm), base layer 210 made of Ta (thickness 30 mm), Pt_mMn_100-mAntiferromagnetic layer 2 made of (thickness 300 mm), pinned magnetic layer 3 made of Co (thickness 25 mm), nonmagnetic conductive layer 4 made of Cu (thickness 26 mm), Co (thickness 10 mm), NiFe alloy ( The free magnetic layer 5 is composed of two layers having a thickness of 70 mm, and the protective layer 220 is composed of Ta (thickness 50 mm).
[0105]
In the manufacturing method of the spin valve thin film magnetic element 1 of the present invention, the property of the antiferromagnetic layer of the bottom spin valve thin film magnetic element and the top spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 22 is used.
That is, in the spin valve thin film magnetic element 1 of the present invention which is a bottom type spin valve thin film magnetic element, the composition range of the alloy used for the antiferromagnetic layer 2 is the bottom type spin valve thin film magnetic element shown in FIG. The antiferromagnetic layer of the element is preferably the same, and the composition range of the alloy used for the bias layer 6 is the same as that of the antiferromagnetic layer of the top type spin valve thin film magnetic element shown in FIG. Is preferred.
[0106]
As is clear from FIG. 22, the antiferromagnetic layer of the bottom type spin valve thin film magnetic element, here the antiferromagnetic layer 2 is X_mMn_100-mWhen X is an alloy composed of Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, m indicating the composition ratio is 48 atomic% ≦ m ≦ 60 atomic%. It is preferable that
When m is less than 48 atomic% or more than 60 atomic%, X may be applied even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._mMn_100-mThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field (exchange anisotropic magnetic field) is not exhibited, which is not preferable.
[0107]
A more preferable range of the composition ratio m is 48 atomic% ≦ m ≦ 58 atomic%.
If it is less than 48 atomic% or more than 58 atomic%, even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed, X_mMn_100-mThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
A more preferable range of m is 49.8 atomic% ≦ m ≦ 58 atomic%, and an exchange anisotropic magnetic field of 400 Oe (32000 A / m) or more is obtained after the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. It is done.
[0108]
Further, the antiferromagnetic layer of the bottom type spin valve thin film magnetic element, that is, the antiferromagnetic layer 2 is made of Pt._mMn_100-mnD_n(Where D is at least one element of Pd, Ir, Rh, Ru, Ir, and Os, or two or more elements), m and n indicating a composition ratio are 48 atomic% ≦ m + n ≦ 60. It is preferable that atomic percent, 0.2 atomic percent ≦ n ≦ 40 atomic percent.
When the composition ratio m + n is less than 48 atomic% or exceeds 60 atomic%, the Pt is increased even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._mMn_100-mnD_nThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, if the composition ratio n is less than 0.2 atomic%, the effect of promoting the ordering of the crystal lattice of the antiferromagnetic layer 2, that is, the effect of increasing the exchange anisotropic magnetic field becomes poor, which is not preferable. If the composition ratio n exceeds 40 atomic%, the exchange anisotropic magnetic field decreases, which is not preferable.
[0109]
A more preferable range of the composition ratio m + n is 48 atomic% ≦ m + n ≦ 58 atomic%.
When the composition ratio m + n is less than 48 atomic% or exceeds 58 atomic%, the Pt is not changed even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed._mMn_100-mnD_nThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, the more preferable ranges of the composition ratio m + n are 49.8 atomic% ≦ m + n ≦ 58 atomic%, 0.2% ≦ n ≦ 40, and an exchange anisotropic magnetic field of 400 Oe (32000 A / m) or more is obtained. It is done.
[0110]
Further, the antiferromagnetic layer of the bottom type spin valve thin film magnetic element, that is, the antiferromagnetic layer 2 is made of Pt._qMn_100-qjL_jWhere L is at least one element selected from Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, and q and j indicating the composition ratio are 48 atomic%. It is preferable that ≦ q + j ≦ 60 atomic% and 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%.
When the composition ratio q + j is less than 48 atomic% or exceeds 60 atomic%, the Pt is increased even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._qMn_100-qjL_jThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
In addition, if the composition ratio j is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element L is not sufficiently exhibited, and if j exceeds 10 atomic%, the unidirectional This is not preferable because the sex exchange anisotropic magnetic field is lowered.
[0111]
A more preferable range of q + j indicating the composition ratio is 48 atomic% ≦ q + j ≦ 58 atomic%.
When the composition ratio q + j is less than 48 atomic% or exceeds 58 atomic%, even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed, Pt_qMn_100-qjL_jThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, more preferable ranges of q + j indicating the composition ratio are 49.8 atomic% ≦ q + j ≦ 58 atomic%, 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%, and an exchange difference of 400 Oe (32000 A / m) or more. A isotropic magnetic field is obtained.
[0112]
As is apparent from FIG. 22, the antiferromagnetic layer of the top type spin valve thin film magnetic element, here the bias layer 6 is X_mMn_100-m(However, when X is an alloy made of Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, Os), the composition ratio m is 52 atomic% ≦ m ≦ 60 atomic%. Preferably there is.
When the composition ratio m is less than 52 atomic% or more than 60 atomic%, even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed, X_mMn_100-mThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
A more preferable range of the composition ratio m is 52.8 atomic% ≦ m ≦ 59.2 atomic%, and an exchange anisotropic magnetic field of 200 Oe (16000 A / m) or more, that is, a bias magnetic field is obtained.
[0113]
Further, the antiferromagnetic layer of the top type spin valve type thin film magnetic element, that is, the bias layer 6 is made of Pt._mMn_100-mnD_n(Where D is an element of at least one or more of Pd, Rh, Ru, Ir, and Os), m and n indicating a composition ratio are 52 atomic% ≦ m + n ≦ 60 atomic% It is preferable that 0.2 atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%.
[0114]
When the composition ratio m + n is less than 52 atomic% or exceeds 60 atomic%, even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed, Pt_mMn_100-mnD_nThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, if the composition ratio n is less than 0.2 atomic%, the effect of promoting the ordering of the crystal lattice of the antiferromagnetic layer 2, that is, the effect of increasing the exchange anisotropic magnetic field becomes poor, which is not preferable. If the composition ratio n exceeds 40 atomic%, the exchange anisotropic magnetic field decreases, which is not preferable.
Furthermore, the more preferable ranges of the composition ratio m + n are 52.8 atomic% ≦ m + n ≦ 59.2 atomic%, 0.2 atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%, and an exchange difference of 200 Oe (16000 A / m) or more. A isotropic magnetic field, that is, a bias magnetic field is obtained.
[0115]
Further, the antiferromagnetic layer of the top type spin valve type thin film magnetic element, that is, the bias layer 6 is made of Pt._qMn_100-qjL_jWhere L is at least one element selected from Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, and q and j indicating the composition ratio are 52 atomic%. It is preferable that ≦ q + j ≦ 60 atomic% and 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%.
When the composition ratio q + j is less than 52 atomic% or exceeds 60 atomic%, the Pt is increased even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._qMn_100-qjL_jThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, if j is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of element L is not sufficiently exhibited, and if j exceeds 10 atomic%, unidirectional exchange is not preferable. This is not preferable because the coupling magnetic field is lowered.
[0116]
The more preferable ranges of the composition ratio m + n are 52.8 atomic% ≦ m + n ≦ 59.2 atomic%, 0.2 atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%, and an exchange anisotropic magnetic field of 200 (Oe) or more. That is, a bias magnetic field is obtained.
[0117]
Further, as apparent from FIG. 22, the antiferromagnetic layer of the bottom type spin valve thin film magnetic element, here the antiferromagnetic layer 2, and the antiferromagnetic layer of the top type spin valve thin film magnetic element, here the bias Layer 6 is X_mMn_100-m(Where X is an alloy composed of at least one element selected from Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os) indicates the composition ratio of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 It is preferable that m is 52 atomic% ≦ m ≦ 58 atomic%.
[0118]
When the composition ratio m is less than 52 atomic%, the X constituting the bias layer 6 is formed even when the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._m Mn_100-mThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, when the composition ratio m exceeds 58 atomic%, the X constituting the antiferromagnetic layer 2 is formed even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed._mMn_100-mThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, when the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed, the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 is magnetized to be the same as the magnetization direction of the bias layer 6 or the pinned magnetic layer is not shown. 3 is not preferable because the direction of magnetization 3 is not perpendicular to the direction of magnetization of the bias layer 6 and as a result, the symmetry of the reproduced output waveform cannot be obtained.
[0119]
Further, the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are each made of X_mMn_100-mWhen the alloy is made of, it is more preferable that m indicating the composition ratio of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 is 52 atomic% ≦ m ≦ 56.3 atomic%.
[0120]
When the composition ratio m is less than 52 atomic%, even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed, the crystal lattice of XmMn100-m constituting the bias layer 6 is difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, No antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
When the composition ratio m exceeds 56.3 atomic%, the exchange anisotropy magnetic field due to the bias layer 6 becomes larger than the exchange anisotropy magnetic field due to the antiferromagnetic layer 2, and the second heat treatment temperature of 270 ° C. When the heat treatment is performed, an external magnetic field larger than the exchange anisotropic magnetic field by the antiferromagnetic layer 2 is applied to the bias layer 6, and the fixed magnetic layer 3 is subjected to the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. Is not preferable because it is difficult to align the magnetization direction of the free magnetic layer 5 and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 in the orthogonal direction during the second heat treatment.
[0121]
Therefore, if the composition ratio of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 is in the range of 52 atomic% ≦ m ≦ 56.3 atomic%, the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is reduced during the first heat treatment. Even after the second heat treatment is performed, the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 becomes larger than the exchange coupling magnetic field of the bias layer 6, so that it is fixed with respect to the application of the signal magnetic field from the magnetic recording medium. The magnetization direction of the magnetic layer 3 is fixed without changing, and the magnetization direction of the free magnetic layer 5 can be changed smoothly, which is preferable.
[0122]
Further, the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are made of Pt._mMn_100-mnD_n(Where D is an element of at least one or more of Pd, Ir, Rh, Ru, and Os), m and n indicating a composition ratio are 52 atomic% ≦ m + n ≦ 58 atomic% It is preferable that 0.2 atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%.
[0123]
When the composition ratio m + n is less than 52 atomic%, the Pt constituting the bias layer 6 is formed even when the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._mMn_100-mnD_nThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
If m + n exceeds 58 atomic%, the Pt constituting the antiferromagnetic layer 2 is formed even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed._mMn_100-mnD_nThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, when the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is not performed because the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 is the same as the magnetization direction of the bias layer 6 or the pinned magnetic layer 3 is not preferable because the direction of magnetization 3 is not perpendicular to the direction of magnetization of the bias layer 6 and as a result, the symmetry of the reproduced output waveform cannot be obtained.
[0124]
In addition, if the composition ratio n is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element D is not sufficiently exhibited, and if n exceeds 40 atomic%, the unidirectional This is not preferable because the sex exchange coupling magnetic field is lowered.
[0125]
The antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are made of Pt._mMn_100-mnD_nMore preferably, m and n indicating the composition ratio are 52 atomic% ≦ m + n ≦ 56.3 atomic% and 0.2 atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%.
[0126]
When the composition ratio m + n is less than 52 atomic%, the Pt constituting the bias layer 6 is formed even when the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._mMn_100-mnD_nThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
When the composition ratio m + n exceeds 56.3 atomic%, the exchange anisotropy magnetic field due to the bias layer 6 becomes larger than the exchange anisotropy magnetic field due to the antiferromagnetic layer 2, and the second heat treatment temperature of 270 ° C. When the heat treatment is performed, an external magnetic field larger than the exchange anisotropic magnetic field by the antiferromagnetic layer 2 is applied to the bias layer 6, and the fixed magnetic layer is subjected to the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. 3 is magnetized in the same direction as the magnetization of the free magnetic layer 5, and it is difficult to align the magnetization direction of the free magnetic layer 5 and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 in the orthogonal direction during the second heat treatment. Absent.
[0127]
In addition, if the composition ratio n is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element D is not sufficiently exhibited, and if n exceeds 40 atomic%, the unidirectional This is not preferable because the sex exchange coupling magnetic field is lowered.
[0128]
Therefore, if the composition ratio of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 is 52 atomic% ≦ m + n ≦ 56.3 atomic% and 0.2 atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%, the first heat treatment is performed. After the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is generated and the second heat treatment is performed, the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 becomes larger than the exchange coupling magnetic field of the bias layer 6. With respect to the application of the signal magnetic field from the recording medium, the magnetization direction of the fixed magnetic layer 3 is fixed without changing, and the magnetization direction of the free magnetic layer 5 can be changed smoothly, which is preferable.
[0129]
Further, the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are made of Pt._qMn_100-qjL_jWhere L is an alloy having a composition composed of Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, and q and j indicating the composition ratio are 52 atomic% ≦ q + j ≦ 58 atomic% and 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic% are preferable.
[0130]
When the composition ratio q + j is less than 52 atomic%, the Pt constituting the bias layer 6 is formed even when the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._qMn_100-qjL_jThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
When the composition ratio q + j exceeds 58 atomic%, the Pt constituting the antiferromagnetic layer 2 is formed even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed._qMn_100-qjL_jThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, when the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is not performed because the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 is the same as the magnetization direction of the bias layer 6 or the pinned magnetic layer 3 is not preferable because the direction of magnetization 3 is not perpendicular to the direction of magnetization of the bias layer 6 and as a result, the symmetry of the reproduced output waveform cannot be obtained.
[0131]
In addition, if the composition ratio j is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element L is not sufficiently exhibited, and if j exceeds 10 atomic%, the unidirectional This is not preferable because the sex exchange coupling magnetic field is lowered.
[0132]
The antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are made of Pt._qMn_100-qjL_jMore preferably, q and j indicating the composition ratio are 52 atomic% ≦ q + j ≦ 56.3 atomic% and 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%.
[0133]
When the composition ratio q + j is less than 52 atomic%, the Pt constituting the bias layer 6 is formed even when the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._qMn_100-qjL_jThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
When the composition ratio q + j exceeds 56.3 atomic%, the exchange anisotropy magnetic field due to the bias layer 6 becomes larger than the exchange anisotropy magnetic field due to the antiferromagnetic layer 2, and the second heat treatment temperature of 270 ° C. When the heat treatment is performed, an external magnetic field larger than the exchange anisotropic magnetic field by the antiferromagnetic layer 2 is applied to the bias layer 6, and the fixed magnetic layer is subjected to the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. 3 is magnetized in the same direction as the magnetization of the free magnetic layer 5, and it is difficult to align the magnetization direction of the free magnetic layer 5 and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 in the orthogonal direction during the second heat treatment. Absent.
[0134]
In addition, if the composition ratio j is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element L is not sufficiently exhibited, and if j exceeds 10 atomic%, the unidirectional This is not preferable because the sex exchange coupling magnetic field is lowered.
[0135]
Therefore, if the composition ratio of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 is 52 atomic% ≦ q + j ≦ 56.3 atomic%, and 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%, the first heat treatment is performed. After the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is generated and the second heat treatment is performed, the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 becomes larger than the exchange coupling magnetic field of the bias layer 6. With respect to the application of the signal magnetic field from the recording medium, the magnetization direction of the fixed magnetic layer 3 is fixed without changing, and the magnetization direction of the free magnetic layer 5 can be changed smoothly, which is preferable.
[0136]
Also, the composition of the antiferromagnetic layer of the bottom type spin valve thin film magnetic element, here the antiferromagnetic layer 2, and the composition of the antiferromagnetic layer of the top type spin valve thin film magnetic element, here the bias layer 6, are as follows. For example, by making the Mn concentration of the antiferromagnetic layer 2 higher than the Mn concentration of the bias layer 6, the difference in the exchange coupling magnetic field after the first heat treatment can be made more prominent, and after the second heat treatment, It becomes possible to make the magnetizations of the free magnetic layer 5 and the pinned magnetic layer 3 orthogonal to each other more reliably.
Further, the difference in exchange anisotropy magnetic field between the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 having different Mn concentrations after the second heat treatment can be made more remarkable, and the signal magnetic field from the magnetic recording medium , The magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 is fixed without changing, and the magnetization direction of the free magnetic layer 5 can change smoothly.
[0137]
That is, the bias layer 6 is_mMn_100-m(X is at least one element of Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, Os, and m indicating the composition ratio is 52 atomic% ≦ m ≦ 60 atomic%) 2 to X_mMn_100-m(X is at least one element selected from Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, and m indicating a composition ratio is 48 atomic% ≦ m ≦ 58 atomic%). preferable.
[0138]
When m indicating the composition of the bias layer 6 is less than 52 atomic% or exceeds 60 atomic%, as shown in FIG. 22, even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed, X constituting the bias layer 6 is formed._mMn_100-mThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, when m indicating the composition of the antiferromagnetic layer 2 is less than 48 atomic% or exceeds 58 atomic%, the X constituting the antiferromagnetic layer 2 even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed._mMn_100-mThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
[0139]
Therefore, after performing the first heat treatment at the first heat treatment temperature of 245 ° C., an exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is generated and at the time of the second heat treatment at the second heat treatment temperature of 270 ° C., After applying the external magnetic field smaller than the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 and performing the second heat treatment, the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 becomes the exchange anisotropy of the bias layer 6. From the range of the composition ratio of the antiferromagnetic layer 2 (48 atomic% ≦ m ≦ 58 atomic%) and the composition ratio of the bias layer 6 (52 atomic% ≦ m ≦ 60 atomic%) so as to be larger than the magnetic field. What is necessary is just to select each composition ratio differing.
[0140]
By selecting the composition ratios satisfying such conditions and making the composition ranges different, the antiferromagnetic layer during the second heat treatment is made more than when the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are formed with the same composition. The combination that can make the difference between the exchange coupling magnetic field of 2 and the exchange anisotropic magnetic field of the bias layer 6 remarkably possible becomes possible, and the degree of freedom in design is improved.
In addition, an exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is generated during the first heat treatment, and an external magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is applied during the second heat treatment. By applying the magnetic field, the free magnetic layer 5 and the pinned magnetic layer 3 remain firmly fixed without degrading the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 or changing the magnetization direction, while firmly fixing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3. Can be crossed.
[0141]
Furthermore, after the second heat treatment, the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 can be made larger than the exchange anisotropy magnetic field of the bias layer 6, and in response to the application of the signal magnetic field from the magnetic recording medium, The magnetization direction of the fixed magnetic layer 3 is fixed without changing, and the magnetization direction of the free magnetic layer 5 can change smoothly.
[0142]
Another preferred combination of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 is to connect the bias layer 6 to Pt_mMn_100-mnD_n(D is at least one element selected from Pd, Ir, Rh, Ru, and Os, and m and n indicating a composition ratio are 52 atomic% ≦ m + n ≦ 60 atomic%, 0.2 atomic%. ≦ n ≦ 40 atomic%), and the antiferromagnetic layer 2 is made of Pt_mMn_100-mnD_n(However, D is at least one element of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, or two or more elements, and m and n indicating the composition ratio are 48 atomic% ≦ m + n ≦ 58 atomic%, 0.00 It is preferable to use an alloy composed of 2 atomic% ≦ n ≦ 40 atomic%.
[0143]
When m + n indicating the composition of the bias layer 6 is less than 52 atomic% or exceeds 60 atomic%, the Pt constituting the bias layer 6 is formed even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._mMn_100-mnD_nThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, if n indicating the composition of the bias layer 6 is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element D is not sufficiently exhibited, so that n is not more than 40 atomic%. Exceeding this is not preferable because the unidirectional exchange coupling magnetic field decreases.
[0144]
Further, if m + n indicating the composition of the antiferromagnetic layer 2 is less than 48 atomic% or exceeds 58 atomic%, the Pt constituting the antiferromagnetic layer 2 is formed even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed._mMn_100-mnD_nThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, if n indicating the composition of the second antiferromagnetic layer is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element D is not sufficiently exhibited. If it exceeds atomic%, the unidirectional exchange coupling magnetic field is lowered, which is not preferable.
[0145]
Therefore, after performing the first heat treatment at the first heat treatment temperature of 245 ° C., an exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is generated and at the time of the second heat treatment at the second heat treatment temperature of 270 ° C., After applying the external magnetic field smaller than the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 and performing the second heat treatment, the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 becomes the exchange anisotropy of the bias layer 6. From the range of the composition ratio of the antiferromagnetic layer 2 (48 atomic% ≦ m + n ≦ 58 atomic%) and the composition ratio of the bias layer 6 (52 atomic% ≦ m + n ≦ 60 atomic%) so as to be larger than the magnetic field. What is necessary is just to select each composition ratio differing.
[0146]
By selecting the composition ratios satisfying such conditions and making the composition ranges different, the antiferromagnetic layers 2 and the bias layers 6 are made to have different antistrengths during the second heat treatment, compared with the case where the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are formed with the same composition. A combination that can make the difference between the exchange coupling magnetic field of the magnetic layer 2 and the exchange anisotropy magnetic field of the bias layer 6 remarkable is possible, and the degree of freedom in design is improved.
In addition, an exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is generated during the first heat treatment, and an external magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is applied during the second heat treatment. By applying the magnetic field, the free magnetic layer 5 and the pinned magnetic layer 3 remain firmly fixed without degrading the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 or changing the magnetization direction, while firmly fixing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3. Can be crossed.
[0147]
Furthermore, after the second heat treatment, the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 can be made larger than the exchange anisotropy magnetic field of the bias layer 6, and the fixed magnetic layer can be applied to the application of the signal magnetic field from the magnetic recording medium. 3 is fixed without change, and the magnetization direction of the free magnetic layer 5 can be changed smoothly.
[0148]
Another preferred combination of the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 is to make the bias layer 6 Pt_qMn_100-qjL_j(However, L is at least one element of Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, and q and j indicating the composition ratio are 52 atomic% ≦ q + j ≦ 60. Atomic%, 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%), and the antiferromagnetic layer 2 is made of Pt._qMn_100-qjL_j(However, L is at least one element of Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, and q and j indicating the composition ratio are 48 atomic% ≦ q + j ≦ 58. (Atom%, 0.2 atomic% ≦ j ≦ 10 atomic%).
[0149]
When q + j indicating the composition of the bias layer 6 is less than 52 atomic% or exceeds 60 atomic%, the Pt constituting the bias layer 6 is formed even if the second heat treatment at a heat treatment temperature of 270 ° C. is performed._qMn_100-qjL_jThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and exhibits no antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, if j indicating the composition of the bias layer 6 is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element L is not sufficiently exhibited. If it exceeds atomic%, the unidirectional exchange coupling magnetic field is lowered, which is not preferable.
[0150]
Further, when q + j indicating the composition of the antiferromagnetic layer 2 is less than 48 atomic% or exceeds 58 atomic%, the Pt constituting the antiferromagnetic layer 2 is formed even if the first heat treatment at a heat treatment temperature of 245 ° C. is performed._qMn_100-qjL_jThe crystal lattice becomes difficult to be ordered into an L10 type regular lattice, and does not exhibit antiferromagnetic properties. That is, the unidirectional exchange coupling magnetic field is not shown, which is not preferable.
Further, if j indicating the composition of the antiferromagnetic layer 2 is less than 0.2 atomic%, the effect of improving the unidirectional exchange coupling magnetic field due to the addition of the element L is not sufficiently exhibited. If it exceeds atomic%, the unidirectional exchange coupling magnetic field is lowered, which is not preferable.
[0151]
Therefore, after performing the first heat treatment at the first heat treatment temperature of 245 ° C., an exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is generated and at the time of the second heat treatment at the second heat treatment temperature of 270 ° C., After applying the external magnetic field smaller than the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 and performing the second heat treatment, the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 becomes the exchange anisotropy of the bias layer 6. From the range of the composition ratio of the antiferromagnetic layer 2 (48 atomic% ≦ q + j ≦ 58 atomic%) and the composition ratio of the bias layer 6 (52 atomic% ≦ q + j ≦ 60 atomic%) so as to be larger than the magnetic field. What is necessary is just to select each composition ratio differing.
[0152]
By selecting the composition ratios satisfying such conditions and making the composition ranges different, the first and second heat treatments are performed more than when the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are formed with the same composition. A combination that can make the difference between the exchange coupling magnetic field of each antiferromagnetic layer 2 and the exchange anisotropic magnetic field of the bias layer 6 remarkable at the time becomes possible, and the degree of freedom in design is improved.
In addition, an exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is generated during the first heat treatment, and an external magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 is applied during the second heat treatment. By applying the magnetic field, the free magnetic layer 5 and the pinned magnetic layer 3 remain firmly fixed without degrading the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 or changing the magnetization direction, while firmly fixing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3. Can be crossed.
[0153]
Further, after the second heat treatment, the exchange anisotropy magnetic field of the antiferromagnetic layer 2 can be made larger than the exchange anisotropy magnetic field of the bias layer 6, and the pinned magnetic layer 3 can be applied to the application of the signal magnetic field from the magnetic recording medium. Thus, the magnetization direction of the free magnetic layer 5 can be smoothly changed.
[0154]
In such a spin valve thin film magnetic element 1, the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 include Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr. Of the spin valve thin film magnetic element 1 having a good temperature characteristic of the exchange anisotropic magnetic field and excellent heat resistance, since it is made of an alloy containing at least one element or two or more elements and Mn. Become.
[0155]
For example, the blocking temperature of the PtMn alloy is about 380 ° C., which is higher than the 150 ° C. of the FeMn alloy used for the bias layer in the conventional spin valve thin film magnetic element.
Therefore, it has excellent durability when mounted on a device such as a thin film magnetic head where the temperature inside the device becomes high, and an excellent spin valve type in which the exchange anisotropy magnetic field (exchange coupling magnetic field) does not fluctuate due to temperature changes. The thin film magnetic element 1 can be obtained.
[0156]
Furthermore, since the antiferromagnetic layer 2 is formed of the above-described material, the blocking temperature becomes high, and a large exchange anisotropic magnetic field can be generated in the antiferromagnetic layer 2. The magnetization direction can be firmly fixed.
Further, among the bias layer 6 and the antiferromagnetic layer 2 of the present invention, the blocking temperature of the PtMn alloy is 380 ° C., which is higher than that of the IrMn alloy of 230 ° C., which is more preferable.
[0157]
In such a manufacturing method of the spin valve thin film magnetic element 1, the antiferromagnetic layer 2 and the bias layer 6 are provided with Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Using an alloy containing at least one element or two or more elements of Xe and Kr and Mn, utilizing the properties of the alloy, the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 is fixed by a first heat treatment, Since the magnetization direction of the free magnetic layer 5 is aligned with the direction intersecting with the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3 in the second heat treatment, the magnetization direction of the free magnetic layer 5 is not adversely affected to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3. Can be aligned in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 3, and the spin valve thin film magnetic element 1 having excellent heat resistance can be obtained.
[0158]
Further, in the method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element, the soft magnetic layers 7 and 7 are formed on the first laminated body a1, and the bias layers 6 and 6 are formed on the soft magnetic layers 7 and 7. Therefore, after the soft magnetic layers 7 and 7 are formed, the bias layers 6 and 6 can be formed without breaking the vacuum, and the surface on which the bias layers 6 and 6 are formed is subjected to ion milling or An excellent manufacturing method that does not cause inconvenience due to cleaning, such as contamination due to re-adhered matter and adverse effects on the generation of exchange anisotropic magnetic field due to disorder of the crystalline state of the surface, because there is no need to clean by reverse sputtering. can do.
In addition, since it is not necessary to clean the surface on which the bias layers 6 and 6 are formed before the bias layers 6 and 6 are formed, the bias layers 6 and 6 can be easily manufactured.
[0159]
On the other hand, the ferromagnetic coupling at the interface between the free magnetic layer 5 and the soft magnetic layer 7 is not as sensitive to contamination as the exchange coupling at the interface with the antiferromagnetic layer. Therefore, a longitudinal bias magnetic field to the free magnetic layer 5 can be sufficiently secured even if the soft magnetic layer 7 is formed after being exposed to the atmosphere. However, prior to the formation of the soft magnetic layer 7, Cleaning by milling or reverse sputtering may be performed without breaking the vacuum.
[0160]
Further, by using the thin film magnetic head in which the above-described spin-valve thin film magnetic element 1 is provided on the slider 151, a highly reliable thin film having excellent durability and heat resistance and sufficient exchange anisotropic magnetic field can be obtained. It can be a magnetic head.
[0161]
In the spin valve thin film magnetic element 1 according to the first embodiment of the present invention, as described above, the fixed magnetic layer 3 and the free magnetic layer 5 are respectively formed in a single layer structure above and below the thickness direction of the nonmagnetic conductive layer 4. However, these may have a plurality of structures.
[0162]
The mechanism showing the giant magnetoresistance change is due to spin-dependent scattering of conduction electrons generated at the interfaces of the nonmagnetic conductive layer 4, the pinned magnetic layer 3, and the free magnetic layer 5. For the nonmagnetic conductive layer 4 made of Cu or the like, a Co layer can be exemplified as a combination having a large spin-dependent scattering. Therefore, when the pinned magnetic layer 3 is formed of a material other than Co, the portion of the pinned magnetic layer 3 on the nonmagnetic conductive layer 4 side may be formed of a thin Co layer 3a as shown by a two-dot chain line in FIG. preferable. Further, when the free magnetic layer 5 is formed of a material other than Co, the portion on the nonmagnetic conductive layer 4 side of the free magnetic layer 5 is indicated by a two-dot chain line in FIG. It is preferable to form the thin Co layer 5a.
[0163]
[Second Embodiment]
FIG. 7 is a cross-sectional view schematically showing the spin valve thin film magnetic element of the second embodiment of the present invention, and FIG. 8 shows the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 7 as a recording medium. It is sectional drawing which showed the structure at the time of seeing from the opposing surface side.
In this spin-valve type thin film magnetic element, similarly to the spin valve type thin film magnetic element shown in FIG. 1, a recording magnetic field such as a hard disk is provided at the trailing end of a floating slider provided in the hard disk device. Is detected.
The moving direction of a magnetic recording medium such as a hard disk is the Z direction in the figure, and the direction of the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is the Y direction.
[0164]
The spin valve thin film magnetic element shown in FIGS. 7 and 8 is a so-called bottom type single spin valve thin film magnetic element in which an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic conductive layer, and a free magnetic layer are formed one by one. It is a kind of element.
In addition, the spin valve thin film magnetic element of this example also changes the magnetization direction of the free magnetic layer by an exchange bias method using a bias layer made of an antiferromagnetic material, similarly to the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. They are aligned in the direction intersecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer.
[0165]
7 and 8, the symbol K indicates a substrate. An insulating underlayer 200 such as Al 2 O 3, a lower shield layer 163, a lower gap layer 164, and an antiferromagnetic layer 11 are formed on the substrate K. Further, on the antiferromagnetic layer 11, a first layer is formed. The fixed magnetic layer 12 is formed. A nonmagnetic intermediate layer 13 is formed on the first pinned magnetic layer 12, and a second pinned magnetic layer 14 is formed on the nonmagnetic intermediate layer 13. A nonmagnetic conductive layer 15 is formed on the second pinned magnetic layer 14, and a free magnetic layer 16 is formed on the nonmagnetic conductive layer 15.
[0166]
On the free magnetic layer 16, soft magnetic layers 19 and 19 are provided with an interval corresponding to the track width Tw. Bias layers 130 and 130 are provided on the soft magnetic layers 19 and 19, and conductive layers 131 and 131 are formed on the bias layers 130 and 130.
[0167]
In this spin valve thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer 11 includes Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, Ir, Os, Au, as in the spin valve thin film magnetic element of the first embodiment. , Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, Kr, and an alloy containing Mn, and the first pinned magnetic layer 12 by heat treatment in a magnetic field. The second pinned magnetic layer 14 is magnetized in a certain direction.
[0168]
The first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 are formed of, for example, a Co film, a NiFe alloy, a CoNiFe alloy, a CoNi alloy, a CoFe alloy, or the like.
In addition, the nonmagnetic intermediate layer 13 interposed between the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 is one or more of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, and Cu. It is preferably formed of an alloy.
[0169]
By the way, the arrows shown in the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 shown in FIG. 7 indicate the magnitudes and directions of the respective magnetic moments. The thickness is selected by a value obtained by multiplying the saturation magnetization (Ms) and the film thickness (t).
[0170]
The first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 shown in FIGS. 7 and 8 are formed of the same material, and the film thickness tP of the second pinned magnetic layer 14 is also shown.₂Is the film thickness tP of the first pinned magnetic layer 12₁Therefore, the second pinned magnetic layer 14 has a larger magnetic moment than the first pinned magnetic layer 12.
Further, it is desirable that the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 have different magnetic moments. Therefore, the film thickness tP of the first pinned magnetic layer 12₁Is the film thickness tP of the second pinned magnetic layer 14₂It may be formed thicker.
[0171]
As shown in FIGS. 7 and 8, the first pinned magnetic layer 12 is magnetized in the Y direction in the drawing, that is, in the direction away from the recording medium (height direction), and is opposed to the first pinned magnetic layer 12 with the nonmagnetic intermediate layer 13 therebetween. The magnetization of the second pinned magnetic layer 14 is magnetized antiparallel (ferri state) to the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 12.
[0172]
The first pinned magnetic layer 12 is formed in contact with the antiferromagnetic layer 11, and is annealed in a magnetic field (heat treatment), so that the interface between the first pinned magnetic layer 12 and the antiferromagnetic layer 11 is obtained. An exchange coupling magnetic field (exchange anisotropic magnetic field) is generated. For example, as shown in FIGS. 7 and 8, the magnetization of the first pinned magnetic layer 12 is pinned in the Y direction in the drawing. When the magnetization of the first pinned magnetic layer 12 is pinned in the Y direction in the figure, the magnetization of the second pinned magnetic layer 14 opposed via the nonmagnetic intermediate layer 13 is the same as that of the first pinned magnetic layer 12. It is fixed in an antiparallel state (ferri state) with the magnetization.
[0173]
In such a spin valve thin film magnetic element, the larger the exchange coupling magnetic field, the more stable the magnetization of the first pinned magnetic layer 12 and the magnetization of the second pinned magnetic layer 14 can be kept in an antiparallel state. It is. In the spin valve thin film magnetic element of this example, the antiferromagnetic layer 11 has a high blocking temperature and generates a large exchange coupling magnetic field (exchange anisotropic magnetic field) at the interface with the first pinned magnetic layer 12. By using this alloy, the magnetization state of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 can be kept thermally stable.
[0174]
As described above, in such a spin valve thin film magnetic element, the exchange coupling magnetic field (Hex) is obtained by keeping the film thickness ratio of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 within an appropriate range. ) Can be increased, and the magnetizations of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 can be kept in a thermally stable antiparallel state (ferri state), and a good ΔMR ( Resistance change rate) can be obtained.
[0175]
As shown in FIGS. 7 and 8, a nonmagnetic conductive layer 15 made of Cu or the like is formed on the second pinned magnetic layer 14, and further, a free magnetic layer 15 is formed on the nonmagnetic conductive layer 15. A magnetic layer 16 is formed.
As shown in FIGS. 7 and 8, the free magnetic layer 16 is formed of two layers, and the layer 17 formed on the side in contact with the nonmagnetic conductive layer 15 is formed of a Co film. . The other layer 18 is made of a NiFe alloy, a CoFe alloy, a CoNiFe alloy, or the like.
The reason why the Co film layer 17 is formed on the side in contact with the nonmagnetic conductive layer 15 is that diffusion of metal elements and the like at the interface with the nonmagnetic conductive layer 15 made of Cu can be prevented, and Δ This is because MR (resistance change rate) can be increased.
The soft magnetic layers 19 and 19 are preferably formed of a NiFe alloy or the like.
[0176]
The bias layers 130 and 130 are formed of at least one of Pt, Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr, like the antiferromagnetic layer 11. It is made of an alloy containing one or more elements and Mn.
Under the influence of the bias magnetic field of the bias layer 130, the magnetization of the free magnetic layer 16 is magnetized in the X1 direction shown in the figure.
The conductive layers 131 and 131 are preferably formed of Au, W, Cr, Ta, or the like.
[0177]
In the spin valve thin film magnetic element shown in FIGS. 7 and 8, a sense current is applied from the conductive layers 131 and 131 to the free magnetic layer 16, the nonmagnetic conductive layer 15, and the second pinned magnetic layer. When a magnetic field is applied from the recording medium in the Y direction shown in FIGS. 7 and 8, the magnetization of the free magnetic layer 16 changes from the X1 direction to the Y direction, and the nonmagnetic conductive layer 15 and the free magnetic layer at this time 16 and the interface between the nonmagnetic conductive layer 15 and the second pinned magnetic layer 14 cause scattering of conduction electrons depending on the spin, thereby changing the electric resistance and detecting the leakage magnetic field from the recording medium. Is done.
[0178]
By the way, the sense current actually flows through the interface between the first pinned magnetic layer 12 and the nonmagnetic intermediate layer 13. The first pinned magnetic layer 12 is not directly involved in ΔMR, and the first pinned magnetic layer 12 is so-called for pinning the second pinned magnetic layer 14 involved in ΔMR in an appropriate direction. It is a layer that plays an auxiliary role.
For this reason, the flow of the sense current to the first pinned magnetic layer 12 and the nonmagnetic intermediate layer 13 becomes a chantroth (current loss), but the amount of the chantroth is very small, and the second embodiment. In this case, it is possible to obtain a ΔMR that is almost the same as that in the prior art.
[0179]
The spin valve thin film magnetic element of this example can be manufactured by substantially the same manufacturing method as the spin valve thin film magnetic element shown in FIG.
That is, in the method for manufacturing a spin valve thin film magnetic element of the present invention, the antiferromagnetic layer 11, the first pinned magnetic layer 12, the nonmagnetic intermediate layer 13, the second pinned magnetic layer 14, After the magnetic conductive layer 15 and the free magnetic layer 16 are sequentially stacked to form the first stacked body, a first magnetic field that is perpendicular to the track width Tw direction is applied to the first stacked body, Heat treatment is performed at a first heat treatment temperature, and an exchange anisotropic magnetic field is generated in the antiferromagnetic layer 11 to pin the magnetization of the first pinned magnetic layer 12.
[0180]
Next, the soft magnetic layers 19 and 19 are formed on the first laminated body with a space corresponding to the track width Tw by a method using a lift-off resist or the like, and then the soft magnetic layer Bias layers 130 and 130 are formed on the layers 19 and 19, and conductive layers 131 and 131 are formed on the bias layers 130 and 130. The same as the spin-valve type thin film magnetic element shown in FIGS. A shaped second laminate is obtained.
[0181]
While applying a second magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 11 in the track width Tw direction to the second laminated body obtained in this way, at the second heat treatment temperature. The spin valve shown in FIGS. 7 and 8 is formed by applying a bias magnetic field in a direction crossing the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 to the free magnetic layer 16 by heat treatment. Type thin film magnetic element is obtained.
[0182]
Also in such a spin valve thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer 11 and the bias layer 130 are made of Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, Kr. Therefore, the temperature characteristic of the exchange anisotropic magnetic field is improved and the spin valve thin film magnetic element is excellent in heat resistance. .
Excellent spin-valve type with excellent durability when mounted in a device such as a thin-film magnetic head where the temperature inside the device is high, and with little change in exchange anisotropic magnetic field (exchange coupling magnetic field) due to temperature change It can be a thin film magnetic element.
Furthermore, since the antiferromagnetic layer 11 is formed of the above-described alloy, the blocking temperature becomes high, and a large exchange anisotropic magnetic field can be generated in the antiferromagnetic layer 11. The magnetization directions of the layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 can be firmly pinned.
[0183]
In the method for manufacturing the spin valve thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer 11 and the bias layer 130 are provided with Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar. , Xe, Kr, and an alloy containing at least one element or two or more elements and Mn, and using the properties of the alloy, the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 12 is changed by the first heat treatment. Since the magnetization direction of the free magnetic layer 16 is aligned with the direction intersecting with the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 by the second heat treatment, the first pinned magnetic layer 12 The magnetization direction of the free magnetic layer 16 can be aligned with the direction intersecting the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 without adversely affecting the magnetization direction of Spin valve type It is possible to obtain a membrane magnetic element.
[0184]
Further, in the method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element, the soft magnetic layers 19 and 19 are formed on the first stacked body, and the bias layers 130 and 130 are formed on the soft magnetic layers 19 and 19. In this method, after the soft magnetic layers 19 and 19 are formed, the bias layers 130 and 130 can be formed without breaking the vacuum. The surface on which the bias layers 130 and 130 are formed is ion-milled or reversed. Since there is no need to clean by sputtering, it is an excellent manufacturing method that does not cause inconvenience due to cleaning, such as contamination due to redeposits and adverse effects on the occurrence of exchange anisotropic magnetic field due to disorder of the crystalline state of the surface. be able to.
Further, since it is not necessary to clean the surface on which the bias layers 130 and 130 are formed before the bias layers 130 and 130 are formed, the bias layers 130 and 130 can be manufactured easily.
[0185]
[Third Embodiment]
FIG. 9 is a cross-sectional view schematically showing a spin valve thin film magnetic element according to a third embodiment of the present invention, and FIG. 10 shows the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 9 as a recording medium. It is sectional drawing which showed the structure at the time of seeing from the opposing surface side.
In the spin-valve type thin film magnetic element of this example, similarly to the above spin valve type thin film magnetic element, it is provided at the trailing end of a floating slider provided in the hard disk device, and the recording magnetic field of a hard disk or the like. Is detected.
The moving direction of a magnetic recording medium such as a hard disk is the Z direction in the figure, and the direction of the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is the Y direction.
[0186]
The spin-valve type thin film magnetic element of this example also aligns the magnetization direction of the free magnetic layer in the direction intersecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer by the exchange bias method using a bias layer made of an antiferromagnetic material. Is.
In this spin-valve type thin film magnetic element, not only the pinned magnetic layer but also the free magnetic layer is divided into two layers of a first free magnetic layer and a second free magnetic layer through a nonmagnetic intermediate layer.
[0187]
9 and 10, the symbol K indicates a substrate. On this substrate K, Al₂O_ThreeAn insulating underlayer 200, a lower shield layer 163, a lower gap layer 164, and an antiferromagnetic layer 51 are formed. Further, on the antiferromagnetic layer 51, a first pinned magnetic layer 52 and a nonmagnetic intermediate layer are formed. The layer 53, the second pinned magnetic layer 54, the nonmagnetic conductive layer 55, the second free magnetic layer 56, the nonmagnetic intermediate layer 59, and the first free magnetic layer 60 are sequentially stacked.
On the first free magnetic layer 60, as shown in FIG. 10, soft magnetic layers 61, 61 are provided with an interval corresponding to the track width Tw. Bias layers 62 and 62 are provided on the soft magnetic layers 61 and 61, and conductive layers 63 and 63 are formed on the bias layers 62 and 62.
[0188]
Also in the spin valve thin film magnetic element of the third embodiment of the present invention, the antiferromagnetic layer 51 is made of Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au as in the above spin valve thin film magnetic element. , Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, Kr, and an alloy containing Mn, and the first pinned magnetic layer 52 by heat treatment in a magnetic field. The second pinned magnetic layer 54 is magnetized in a certain direction.
[0189]
The first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 are formed of a Co film, NiFe alloy, CoFe alloy, CoNiFe alloy, CoNi alloy, or the like.
The nonmagnetic intermediate layer 53 is preferably formed of one or more alloys of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, and Cu.
[0190]
The first pinned magnetic layer 52 is formed in contact with the antiferromagnetic layer 51, and is annealed in a magnetic field (heat treatment) so that the interface between the first pinned magnetic layer 52 and the antiferromagnetic layer 51 is obtained. An exchange coupling magnetic field (exchange anisotropic magnetic field) is generated. For example, as shown in FIGS. 9 and 10, the magnetization of the first pinned magnetic layer 22 is pinned in the Y direction in the drawing. When the magnetization of the first pinned magnetic layer 52 is pinned in the Y direction in the figure, the magnetization of the second pinned magnetic layer 54 opposed via the nonmagnetic intermediate layer 53 is the same as that of the first pinned magnetic layer 52. It is fixed in an antiparallel state (ferri state) with the magnetization.
[0191]
In order to maintain the stability of the ferri state, a large exchange coupling magnetic field is required. In the spin valve thin film magnetic element of this example, the antiferromagnetic layer 51 has a high blocking temperature and generates a large exchange coupling magnetic field (exchange anisotropic magnetic field) at the interface with the first pinned magnetic layer 52. By using this alloy, the magnetization state of the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 can be kept thermally stable.
The nonmagnetic conductive layer 55 is preferably made of Cu or the like.
[0192]
Further, as shown in FIGS. 9 and 10, the first free magnetic layer 56 is formed of two layers, and a Co film 57 is formed on the side in contact with the nonmagnetic conductive layer 55. The reason why the Co film 57 is formed on the side in contact with the nonmagnetic conductive layer 55 is to increase ΔMR first, and secondly to prevent diffusion with the nonmagnetic conductive layer 55.
[0193]
A NiFe alloy film 58 is formed on the Co film 57. Further, a nonmagnetic intermediate layer 59 is formed on the NiFe alloy film 58. A first free magnetic layer 60 is formed on the nonmagnetic intermediate layer 59.
The first free magnetic layer 60 is formed of a Co film, a NiFe alloy, a CoFe alloy, a CoNiFe alloy, a CoNi alloy, or the like.
[0194]
In addition, the nonmagnetic intermediate layer 59 interposed between the second free magnetic layer 56 and the first free magnetic layer 60 is one or more of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, and Cu. It is preferably formed of an alloy.
[0195]
The magnetization of the second free magnetic layer 56 and the magnetization of the first free magnetic layer 60 are exchange coupling magnetic fields (RKKY) generated between the second free magnetic layer 56 and the first free magnetic layer 60. As shown in FIG. 9 and FIG. 10, the interaction is in an antiparallel state (ferri state).
[0196]
In the spin valve thin film magnetic element shown in FIGS. 9 and 10, for example, the film thickness tF of the second free magnetic layer 56₂Is the film thickness tF of the first free magnetic layer 60₁It is formed smaller than.
Then, Ms · tF of the second free magnetic layer 56₂Is Ms · tF of the first free magnetic layer 60₁If a bias magnetic field is applied from the bias layer 62 in the direction opposite to the X1 direction in the drawing, Ms · tF₁The magnetization of the first free magnetic layer 60 having a large size is aligned in the direction opposite to the X1 direction shown in the figure under the influence of the bias magnetic field, and the exchange coupling magnetic field (RKKY interaction) with the first free magnetic layer 60 By Ms · tF₂The magnetization of the second free magnetic layer 56 having a small size is aligned in the X1 direction shown in the drawing.
[0197]
When an external magnetic field enters from the Y direction shown in the figure, the magnetizations of the second free magnetic layer 56 and the first free magnetic layer 60 rotate under the influence of the external magnetic field while maintaining a ferrimagnetic state. Then, depending on the relationship between the variable magnetization of the second free magnetic layer 56 that imparts ΔMR and the fixed magnetization of the second fixed magnetic layer 54 (for example, magnetized in the direction opposite to the Y direction in the figure), The resistance changes and an external magnetic field is detected as an electrical resistance change.
[0198]
The soft magnetic layers 61 and 61 are preferably formed of, for example, a NiFe alloy.
Similarly to the antiferromagnetic layer 51, the bias layers 62 and 62 are made of at least one of Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr. It is made of an alloy containing one or more elements and Mn.
The conductive layers 62 and 63 are preferably formed of Au, W, Cr, Ta, or the like.
[0199]
The spin-valve type thin film magnetic element of this example can also be manufactured by a manufacturing method almost the same as the spin valve type thin film magnetic element shown in FIG.
That is, in the manufacturing method of the spin valve thin film magnetic element of the present invention, the antiferromagnetic layer 51, the first pinned magnetic layer 52, the nonmagnetic intermediate layer 53, the second pinned magnetic layer 54, After the magnetic conductive layer 55, the second free magnetic layer 56, the nonmagnetic intermediate layer 59, and the first free magnetic layer 60 are sequentially stacked to form the first stacked body, the track width is added to the first stacked body. While applying a first magnetic field that is perpendicular to the Tw direction, heat treatment is performed at a first heat treatment temperature to generate an exchange anisotropic magnetic field in the antiferromagnetic layer 51, so that the first pinned magnetic layer The magnetization of 52 is fixed.
[0200]
Next, the soft magnetic layers 61 and 61 are formed on the first laminated body with a space corresponding to the track width Tw by a method using a lift-off resist, and then the soft magnetic layer. Bias layers 62 and 62 are formed on 61 and 61, and conductive layers 63 and 63 are further formed on the bias layers 62 and 62. The same as the spin-valve type thin film magnetic element shown in FIGS. A shaped second laminate is obtained.
[0201]
While applying a second magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 51 in the track width Tw direction to the second laminate obtained in this way, at the second heat treatment temperature. 9 and 10 by applying a bias magnetic field in the direction crossing the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 to the first free magnetic layer 60 after heat treatment. A spin valve thin film magnetic element is obtained.
[0202]
Also in such a spin valve thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer 51 and the bias layer 62 are made of Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, Kr. Therefore, the temperature characteristic of the exchange anisotropic magnetic field is improved and the spin valve thin film magnetic element is excellent in heat resistance. .
[0203]
In addition, it has good durability when it is installed in a device such as a thin film magnetic head in which the element becomes high temperature due to Joule heat due to the ambient temperature in the hard disk device or sense current flowing through the element, and the exchange anisotropic magnetic field ( An excellent spin-valve type thin film magnetic element with less fluctuation of the exchange coupling magnetic field can be obtained.
Furthermore, since the antiferromagnetic layer 51 is formed of the above-described alloy, the blocking temperature becomes high, and a large exchange anisotropic magnetic field can be generated in the antiferromagnetic layer 51. The magnetization directions of the layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 can be firmly pinned.
[0204]
In the method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer 51 and the bias layer 62 are provided with Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar. , Xe, Kr, and an alloy containing at least one element or two or more elements and Mn, and using the properties of the alloy, the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 52 is changed by the first heat treatment. In the second heat treatment, the magnetization direction of the first free magnetic layer 60 is aligned with the direction intersecting the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54. Without adversely affecting the magnetization direction of the magnetic layer 52, the magnetization directions of the second free magnetic layer 56 and the first free magnetic layer 60 are changed to the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54. Align in the direction that intersects It can be, it is possible to obtain a spin valve thin film magnetic element having excellent heat resistance.
[0205]
Further, in the method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element, the soft magnetic layers 61 and 61 are formed on the first stacked body, and the bias layers 62 and 62 are formed on the soft magnetic layers 61 and 61. Therefore, after the soft magnetic layers 61 and 61 are formed, the bias layers 62 and 62 can be formed without breaking the vacuum, and the surfaces on which the bias layers 62 and 62 are formed are ion milled or reversed. Since there is no need to clean by sputtering, it is an excellent manufacturing method that does not cause inconveniences due to cleaning, such as contamination due to redeposits and adverse effects on the generation of exchange anisotropic magnetic field due to disorder of the crystalline state of the surface. be able to.
In addition, since it is not necessary to clean the surface on which the bias layers 62 and 62 are formed before the bias layers 62 and 62 are formed, the bias layers 62 and 62 can be easily manufactured.
[0206]
[Operation of sense current magnetic field]
Next, the action of the sense current magnetic field in the structures of the second embodiment and the third embodiment shown in FIGS. 7 to 10 will be described.
In the spin valve thin film magnetic element shown in FIGS. 7 and 8, the second pinned magnetic layer 14 is formed below the nonmagnetic conductive layer 15. In this case, the direction of the sense current magnetic field is aligned with the magnetization direction of the pinned magnetic layer having the larger magnetic moment of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14.
[0207]
As shown in FIG. 7, the magnetic moment of the second pinned magnetic layer 14 is larger than the magnetic moment of the first pinned magnetic layer 12, and the magnetic moment of the second pinned magnetic layer 14 is Y in the figure. It faces in the opposite direction (left direction in the figure). Therefore, the combined magnetic moment obtained by adding the magnetic moment of the first pinned magnetic layer 12 and the magnetic moment of the second pinned magnetic layer 14 is in the direction opposite to the Y direction (left direction in the figure).
[0208]
As described above, the nonmagnetic conductive layer 15 is formed above the second pinned magnetic layer 14 and the first pinned magnetic layer 12. For this reason, the sense current magnetic field formed by the sense current 112 mainly flowing around the nonmagnetic conductive layer 15 is directed to the left side in the figure below the nonmagnetic conductive layer 15 so that the sense current magnetic field is directed to the left. The direction in which the current 112 flows may be controlled. By doing so, the direction of the combined magnetic moment of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 coincides with the direction of the sense current magnetic field.
[0209]
As shown in FIG. 7, the sense current 112 is supplied in the X1 direction. According to the right-handed screw law, a sense current magnetic field formed by flowing a sense current is formed clockwise with respect to the paper surface. Therefore, a sense current magnetic field in the illustrated direction (the direction opposite to the Y direction in the drawing) is applied to the layer below the nonmagnetic conductive layer 15, and the first synthesized magnetic moment is generated by this sense current. The exchange coupling magnetic field (RKKY interaction) acting in the reinforcing direction and acting between the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 is amplified, and the magnetization of the first pinned magnetic layer 12 and the first It is possible to more thermally stabilize the antiparallel state of magnetization of the second pinned magnetic layer 14.
[0210]
In particular, it is known that when a sense current is applied at 1 mA, a sense current magnetic field of about 30 (Oe) is generated and the element temperature rises by about 10 ° C. Furthermore, the rotational speed of the recording medium increases to about 10,000 rpm, and the internal temperature rises to a maximum of about 100 ° C. due to the increase in the rotational speed. Therefore, for example, when a sense current of 10 mA is applied, the element temperature of the spin valve thin film magnetic element rises to about 200 ° C., and the sense current magnetic field also increases to 300 (Oe).
[0211]
When a large sense current flows under such a very high environmental temperature, the magnetic moment of the first pinned magnetic layer 12 and the second pinned magnetic layer 14 should be added together. If the direction of the resultant magnetic moment and the direction of the sense current magnetic field are opposite to each other, the antiparallel state between the magnetization of the first pinned magnetic layer 12 and the magnetization of the second pinned magnetic layer 14 is easily broken. .
Further, in order to be able to withstand even at a high ambient temperature, it is necessary to use an antiferromagnetic material having a high blocking temperature as the antiferromagnetic layer 11 in addition to adjusting the direction of the sense current magnetic field. Therefore, in the present invention, the above alloy having a high blocking temperature is used.
[0212]
In the case where the combined magnetic moment formed by the magnetic moment of the first pinned magnetic layer 12 and the magnetic moment of the second pinned magnetic layer 14 shown in FIG. 7 is in the right direction (Y direction in the drawing). In this case, the sense current may be passed in the direction opposite to the X1 direction in the figure so that the sense current magnetic field is formed counterclockwise with respect to the paper surface.
[0213]
9 and 10 show an embodiment of a spin valve thin film magnetic element in which a free magnetic layer is divided into two layers, a first free magnetic layer and a second free magnetic layer, via a nonmagnetic intermediate layer. However, there is a case where the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 are formed below the nonmagnetic conductive layer 55 as in the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. Therefore, the control in the sense current direction may be performed in the same manner as in the case of the spin valve thin film magnetic element shown in FIG.
[0214]
As described above, according to each of the embodiments described above, the direction of the sense current magnetic field formed by flowing the sense current, the magnetic moment of the first pinned magnetic layer, and the magnetic moment of the second pinned magnetic layer. By amplifying the exchange coupling magnetic field (RKKY interaction) acting between the first pinned magnetic layer and the second pinned magnetic layer by matching the direction of the resultant magnetic moment that can be obtained by adding It is possible to keep the antiparallel state (ferri state) of the magnetization of the l-th pinned magnetic layer and the magnetization of the second pinned magnetic layer in a thermally stable state.
[0215]
In particular, in this embodiment, in order to further improve the thermal stability, an antiferromagnetic material having a high blocking temperature is used for the antiferromagnetic layer. Even when the magnetization of the first pinned magnetic layer and the magnetization of the second pinned magnetic layer are increased, the antiparallel state (ferri state) of the first pinned magnetic layer can be made difficult to break.
[0216]
Further, if the amount of the sense current is increased to increase the reproduction output in order to cope with the higher recording density, the sense current magnetic field also increases accordingly, but in the embodiment of the present invention, the sense current magnetic field is Since the exchange coupling magnetic field acting between the first pinned magnetic layer and the second pinned magnetic layer is amplified, the first pinned magnetic layer and the second pinned magnetic layer are increased by increasing the sense current magnetic field. The magnetization state of becomes more stable.
[0217]
This control of the sense current direction can be applied to any antiferromagnetic material used for the antiferromagnetic layer. For example, the antiferromagnetic layer and the pinned magnetic layer (first pinned magnetic layer) can be applied. In order to generate an exchange coupling magnetic field (exchange anisotropy magnetic field) at the interface with), it does not matter whether heat treatment is necessary or not.
Further, even in the case of a single spin-valve type thin film magnetic element in which the pinned magnetic layer is formed of a single layer as in the first embodiment shown in FIG. 1, it is formed by flowing the above-described sense current. By making the direction of the sense current magnetic field to be coincident with the magnetization direction of the pinned magnetic layer, the magnetization of the pinned magnetic layer can be thermally stabilized.
[0218]
[Fourth Embodiment]
FIG. 11 is a cross-sectional view showing the structure of the fourth embodiment of the present invention when the spin valve thin film magnetic element is viewed from the side facing the recording medium.
In this spin-valve type thin film magnetic element, similarly to the spin valve type thin film magnetic element shown in FIG. 1, a recording magnetic field such as a hard disk is provided at the trailing end of a floating slider provided in the hard disk device. Is detected.
The moving direction of a magnetic recording medium such as a hard disk is the Z direction in the figure, and the direction of the leakage magnetic field from the magnetic recording medium is the Y direction.
[0219]
The spin-valve type thin film magnetic element of this example also aligns the magnetization direction of the free magnetic layer in the direction intersecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer by the exchange bias method using a bias layer made of an antiferromagnetic material. Is.
In this spin-valve type thin film magnetic element, not only the pinned magnetic layer but also the free magnetic layer is divided into two layers of a first free magnetic layer and a second free magnetic layer through a nonmagnetic intermediate layer.
[0220]
In FIG. 11, the symbol K indicates a substrate. On this substrate K, as in the case of the third embodiment shown in FIG.₂O_ThreeAn insulating underlayer 200, a lower shield layer 163, a lower gap layer 164, and an antiferromagnetic layer 51 are formed. Further, on the antiferromagnetic layer 51, a first pinned magnetic layer 52 and a nonmagnetic intermediate layer are formed. The layer 53, the second pinned magnetic layer 54, the nonmagnetic conductive layer 55, the second free magnetic layer 56, the nonmagnetic intermediate layer 59, and the first free magnetic layer 60 are sequentially stacked.
In the second free magnetic layer 60, recesses 60a, 60a are formed on both sides of the central portion corresponding to the track width, and the soft magnetic layers 61, 61 have a track width Tw so as to fill these recesses 60a. It is provided so as to open a corresponding interval. Further, bias layers 62 and 62 are provided on the soft magnetic layers 61 and 61, and conductive layers 63 and 63 are formed on the bias layers 62 and 62.
[0221]
Also in the spin valve thin film magnetic element of the fourth embodiment of the present invention, the antiferromagnetic layer 51 is made of Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, as in the above spin valve thin film magnetic element. , Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, Kr, and an alloy containing Mn and a first pinned magnetic layer 52 by heat treatment in a magnetic field. Each of the second pinned magnetic layers 54 is magnetized in a certain direction.
[0222]
The first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 are formed of a Co film, NiFe alloy, CoFe alloy, CoNiFe alloy, CoNi alloy, or the like. The nonmagnetic intermediate layer 53 is preferably formed of one or more alloys of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, and Cu.
[0223]
The first pinned magnetic layer 52 is formed in contact with the antiferromagnetic layer 51, and is annealed in a magnetic field (heat treatment) so that the interface between the first pinned magnetic layer 52 and the antiferromagnetic layer 51 is obtained. An exchange coupling magnetic field (exchange anisotropic magnetic field) is generated. For example, as shown in FIG. 11, the magnetization of the first pinned magnetic layer 52 is pinned in the Y direction in the drawing. When the magnetization of the first pinned magnetic layer 52 is pinned in the Y direction in the figure, the magnetization of the second pinned magnetic layer 54 opposed via the nonmagnetic intermediate layer 53 is the same as that of the first pinned magnetic layer 52. It is fixed in an antiparallel state (ferri state) with the magnetization.
[0224]
In order to maintain the stability of the ferri state, a large exchange coupling magnetic field is required.
In the spin valve thin film magnetic element of this example, the antiferromagnetic layer 51 has a high blocking temperature and generates a large exchange coupling magnetic field (exchange anisotropic magnetic field) at the interface with the first pinned magnetic layer 52. By using this alloy, the magnetization state of the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 can be kept thermally stable.
The nonmagnetic conductive layer 55 is preferably made of Cu or the like.
[0225]
Further, the second free magnetic layer 56 is formed of two layers as shown in FIG. 11, and a Co film 57 is formed on the side in contact with the nonmagnetic conductive layer 55. The reason why the Co film 57 is formed on the side in contact with the nonmagnetic conductive layer 55 is to increase ΔMR first, and secondly to prevent diffusion with the nonmagnetic conductive layer 55.
[0226]
A NiFe alloy film 58 is formed on the Co film 57. Further, a nonmagnetic intermediate layer 59 is formed on the NiFe alloy film 58. A first free magnetic layer 60 is formed on the nonmagnetic intermediate layer 59.
The first free magnetic layer 60 is formed of a Co film, a NiFe alloy, a CoFe alloy, a CoNiFe alloy, a CoNi alloy, or the like.
[0227]
In addition, the nonmagnetic intermediate layer 59 interposed between the second free magnetic layer 56 and the first free magnetic layer 60 is one or more of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, and Cu. It is preferably formed of an alloy.
[0228]
The magnetization of the second free magnetic layer 56 and the magnetization of the first free magnetic layer 60 are exchange coupling magnetic fields (RKKY) generated between the second free magnetic layer 56 and the first free magnetic layer 60. As shown in FIG. 11, they are in an antiparallel state (ferri state) due to the interaction.
[0229]
In the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 11, for example, the film thickness tF of the second free magnetic layer 56₂Is the film thickness tF of the first free magnetic layer 60₁However, the reverse relationship is acceptable.
Then, Ms · tF of the second free magnetic layer 56₂Is Ms · tF of the first free magnetic layer 60₁If a bias magnetic field is applied from the bias layer 62 in the direction opposite to the X1 direction in the drawing, Ms · tF₁The magnetization of the first free magnetic layer 60 having a large size is aligned in the direction opposite to the X1 direction shown in the figure under the influence of the bias magnetic field, and the exchange coupling magnetic field (RKKY interaction) with the first free magnetic layer 60 By Ms · tF₂The magnetization of the second free magnetic layer 56 having a small size is aligned in the X1 direction shown in the drawing.
[0230]
When an external magnetic field enters from the Y direction shown in the figure, the magnetizations of the second free magnetic layer 56 and the first free magnetic layer 60 rotate under the influence of the external magnetic field while maintaining a ferrimagnetic state. Then, depending on the relationship between the variable magnetization of the second free magnetic layer 56 that imparts ΔMR and the fixed magnetization of the second fixed magnetic layer 54 (for example, magnetized in the direction opposite to the Y direction in the figure), The resistance changes and an external magnetic field is detected as an electrical resistance change.
[0231]
The soft magnetic layers 61 and 61 are preferably formed of, for example, a NiFe alloy.
Similarly to the antiferromagnetic layer 51, the bias layers 62 and 62 are made of at least one of Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, and Kr. It is made of an alloy containing one or more elements and Mn.
The conductive layers 62 and 63 are preferably formed of Au, W, Cr, Ta, or the like.
[0232]
The spin valve thin film magnetic element of this example can also be manufactured by a manufacturing method almost the same as the spin valve thin film magnetic element shown in FIG.
That is, in the manufacturing method of the spin valve thin film magnetic element of the present invention, the antiferromagnetic layer 51, the first pinned magnetic layer 52, the nonmagnetic intermediate layer 53, the first pinned magnetic layer 54, After the magnetic conductive layer 55, the second free magnetic layer 56, the nonmagnetic intermediate layer 59, and the second free magnetic layer 60 are sequentially stacked to form the first stacked body, the track width is added to the first stacked body. While applying a first magnetic field that is perpendicular to the Tw direction, heat treatment is performed at a first heat treatment temperature to generate an exchange anisotropic magnetic field in the antiferromagnetic layer 51, so that the first pinned magnetic layer The magnetization of 52 is fixed.
[0233]
Next, as shown in FIG. 12, a lift-off resist 350 having a width corresponding to the track width is used on the first laminate, and a part of the first free magnetic layer is subjected to a method such as ion milling. The recesses 60a and 60a are formed by removing about one-fifth of the free magnetic layer, and then the soft magnetic layers 61 and 61 are formed so as to fill the recesses 60a with an interval corresponding to the track width Tw. Subsequently, bias layers 62 and 62 are formed on the soft magnetic layers 61 and 61, and conductive layers 63 and 63 are further formed on the bias layers 62 and 62, so that the spin valve of the previous embodiment is formed. A laminated body having the same shape as the thin film magnetic element can be obtained.
[0234]
The laminated body thus obtained is heat-treated at a second heat treatment temperature while applying a second magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer 51 in the track width Tw direction, The spin-valve type thin film magnetic element shown in FIG. 11 is provided by applying a bias magnetic field in a direction crossing the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 to the first free magnetic layer 60. Is obtained.
[0235]
Also in such a spin valve thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer 51 and the bias layer 62 are made of Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar, Xe, Kr. Therefore, the temperature characteristic of the exchange anisotropic magnetic field is improved and the spin valve thin film magnetic element is excellent in heat resistance. .
[0236]
In addition, it has good durability when it is installed in a device such as a thin film magnetic head in which the element becomes high temperature due to Joule heat due to the ambient temperature in the hard disk device or sense current flowing through the element, and the exchange anisotropic magnetic field ( An excellent spin-valve type thin film magnetic element with less fluctuation of the exchange coupling magnetic field can be obtained.
Furthermore, since the antiferromagnetic layer 51 is formed of the above-described alloy, the blocking temperature becomes high, and a large exchange anisotropic magnetic field can be generated in the antiferromagnetic layer 51. The magnetization directions of the layer 52 and the second pinned magnetic layer 54 can be firmly pinned.
[0237]
In the method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element, the antiferromagnetic layer 51 and the bias layer 62 are provided with Pt, Pd, Rh, Ru, Ir, Os, Au, Ag, Cr, Ni, Ne, Ar. , Xe, Kr, and an alloy containing at least one element or two or more elements and Mn, and using the properties of the alloy, the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 52 is changed by the first heat treatment. In the second heat treatment, the magnetization direction of the first free magnetic layer 60 is aligned with the direction intersecting the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54. Without adversely affecting the magnetization direction of the magnetic layer 52, the magnetization directions of the second free magnetic layer 56 and the first free magnetic layer 60 are changed to the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 52 and the second pinned magnetic layer 54. Align in the direction that intersects It can be, it is possible to obtain a spin valve thin film magnetic element having excellent heat resistance.
[0238]
【Example】
A spin-valve thin film magnetic element employing the structure shown in FIGS. 1 and 2 includes a lower shield layer (Co—Nb—Zr amorphous alloy) and a lower gap layer (Al₂O_Three) And Altic (Al₂O_Three-TiC) formed on a substrate. Pt on this substrate₅₀Mn₅₀An antiferromagnetic layer having a thickness of 150 mm, a first pinned magnetic layer having a thickness of 15 mm made of Co, a nonmagnetic intermediate layer having a thickness of 8 mm made of Ru, and a second pinned magnetic layer having a thickness of 25 mm made of Co. And a nonmagnetic conductive layer made of Cu and having a thickness of 25 mm, and further Ni₈₀Fe₂₀A second free magnetic layer made of an alloy having a thickness of 40 mm (saturation magnetization Ms × film thickness t = 7.16 × 10^-FourT · nm), a nonmagnetic intermediate layer made of Ru and having a thickness of 8 mm, Ni₈₀Fe₂₀First free magnetic layer made of an alloy having a thickness of 25 mm (saturation magnetization Ms × film thickness t = 4.52 × 10^-FourA laminate in which (T · nm) was laminated was obtained. The width along the track width direction of both free magnetic layers is 0.6 μm, the width on the element height side perpendicular to the track width direction is 0.4 μm, and Ni is in contact with the first free magnetic layer on both sides thereof.₈₀Fe₂₀A 20 mm thick soft magnetic layer made of an alloy and Pt₅₄Mn₄₆An antiferromagnetic layer having a thickness of 300 mm made of an alloy and a conductive layer having a thickness of 1000 mm made of Cr were laminated.
Here, in the above-described laminated structure, the antiparallel coupling magnetic field between the first free magnetic layer and the second free magnetic layer was 58.4 kA / m.
[0239]
Next, as a comparative example, the antiferromagnetic layer, the first pinned magnetic layer, the nonmagnetic intermediate layer, the second pinned magnetic layer, the nonmagnetic conductive layer, the second free magnetic layer, the nonmagnetic intermediate layer, and the first The laminated body made of the free magnetic layer has the same structure as described above, and Co is interposed between the left and right sides of the laminated body through a nonmagnetic layer of 20 mm thick Cr.₈₅Pt₁₅Hard bias layer (saturation magnetization Ms × film thickness t = 1.88 × 10^-3T · nm).
In the above configuration, the direction of magnetization of the first free magnetic layer and the direction of magnetization of the second free magnetic layer in the structure of the example obtained by magnetic simulation are shown in FIG. The direction of magnetization of the first free magnetic layer and the direction of magnetization of the second free magnetic layer in the example structure are shown in FIG. 20 as directions along the film surface.
As shown by the arrows in FIG. 25, in the laminated structure of the present invention, the longitudinal bias can be applied only to the first free magnetic layer, and the periphery of both the first free magnetic layer and the second free magnetic layer. A region in which the magnetization direction is disturbed in the portion is not generated. That is, by adopting the structure of the present invention, unlike the conventional structure shown in FIG. 20, there is no magnetic competition (frustration), and the first free magnetic layer and the second free magnetic layer have a uniform magnetization distribution. Is clear.
On the other hand, in the arrow indicating the direction of magnetization shown in FIG. 20, a strong reverse magnetic field is applied from the hard bias films on the left and right ends of the first free magnetic layer, and the second free magnetic layer tries to act. It is clear that the direction of magnetization is disturbed at both ends because of competing with the exchange coupling magnetic field. As a result, the direction of magnetization of the second free magnetic layer is disturbed, resulting in problems such as Barkhausen noise, which may affect the magnetic stability.
[0240]
The asymmetry (asymmetry of reproduction waveform) profile in the track width direction in a magnetic head provided with these elements was recorded on a recording medium by 0.1 × 10.^-6The measurement was performed by scanning the magnetic head over a microtrack pattern having an m (μm) width. The results are shown in FIG. 26 (asymmetry of the conventional magnetic head) and FIG. 27 (asymmetry of the magnetic head of the present invention).
In FIG. 26 showing the measurement result of the conventional example, it can be seen that the asymmetry is abnormally large in the vicinity of both ends of the track. This is because the magnetization of the second free magnetic layer is in the vicinity of both ends of the track as shown in FIG. This is related to the fact that it is disturbed and greatly collapsed from the relationship close to orthogonal to the magnetization of the second pinned magnetic layer. On the other hand, in FIG. 27 showing the example of the present invention, it is clear that there is no significant change in asymmetry at both ends of the track and a stable waveform is obtained.
[0241]
【The invention's effect】
As described above in detail, in the spin valve thin film magnetic element of the present invention, the antiferromagnetic layer and the bias layer are made of Pt._mMn_100-m52 atomic% ≦ m ≦ 5 in the composition6 . 3Since it is made of an atomic% PtMn alloy, the temperature characteristic of the exchange anisotropic magnetic field is improved, and a spin valve thin film magnetic element having excellent heat resistance can be obtained.
Excellent spin-valve type with excellent durability when mounted in a device such as a thin-film magnetic head where the temperature inside the device is high, and with little change in exchange anisotropic magnetic field (exchange coupling magnetic field) due to temperature change It can be a thin film magnetic element.
Furthermore, since the antiferromagnetic layer is formed of the above alloy, the blocking temperature is high, and a large exchange anisotropic magnetic field can be generated in the antiferromagnetic layer. A spin valve thin film magnetic element that can be firmly fixed can be obtained.
[0242]
In the above spin-valve type thin film magnetic element, at least one of the pinned magnetic layer and the free magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer, and the magnetization directions of the divided layers are separated.AntiparallelIt may be characterized by being in a ferrimagnetic state.
In the case of a spin valve thin film magnetic element in which at least the pinned magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer, one of the two pinned magnetic layers is directed to the other pinned magnetic layer in an appropriate direction. It is possible to keep the pinned magnetic layer in a very stable state.
On the other hand, if at least the free magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer to form a spin valve thin film magnetic element, an exchange coupling magnetic field is generated between the two free magnetic layers, and the ferrimagnetic layer is generated. It is in a magnetic state and can be reversed with high sensitivity to an external magnetic field.
[0243]
Furthermore, in the method for manufacturing a spin valve thin film magnetic element of the present invention, Pt is applied to the antiferromagnetic layer and the bias layer._mMn_100-m52 atomic% ≦ m ≦ 5 in the composition6 . 3Using an atomic% PtMn alloy, utilizing the properties of the alloy, the magnetization direction of the fixed magnetic layer is fixed by the first heat treatment, and the magnetization direction of the free magnetic layer is changed by the second heat treatment. Therefore, the magnetization direction of the free magnetic layer can be aligned with the direction intersecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer without adversely affecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer. An excellent spin valve thin film magnetic element can be obtained.
[0244]
The spin valve thin film magnetic element manufacturing method is a method in which a soft magnetic layer is formed on the first laminate and a bias layer is formed on the soft magnetic layer. After the formation, the bias layer can be formed without breaking the vacuum, and there is no need to clean the surface on which the bias layer is formed by ion milling or reverse sputtering. It can be an excellent manufacturing method that does not cause inconvenience due to cleaning, such as an adverse effect on the generation of exchange anisotropic magnetic field due to disorder of the crystalline state.
Further, since it is not necessary to clean the surface on which the bias layer is formed before forming the bias layer, it can be easily manufactured. Furthermore, after digging the free magnetic layer to a depth where the above adverse effects do not remain by ion milling etc., a soft magnetic layer and a bias layer are continuously formed to obtain a more stable longitudinal bias and high output. Can do.
[0245]
Further, since the thin film magnetic head of the present invention is provided with the above-described spin-valve type thin film magnetic element on a slider, it is excellent in durability and heat resistance, and can provide a sufficient exchange anisotropic magnetic field. The thin film magnetic head can be made high.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing a structure of a spin valve thin film magnetic element according to a first embodiment of the present invention as viewed from a surface facing a recording medium.
FIG. 2 is a view for explaining a method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 1, and is a cross-sectional view showing a state in which a first stacked body is formed on a substrate.
3 is a view for explaining a method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 1, and is a sectional view showing a state in which a lift-off resist is formed. FIG.
4 is a cross-sectional view illustrating a method of manufacturing the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 1 and showing a state in which a bias layer and a conductive layer are formed. FIG.
FIG. 5 is a perspective view showing a thin film magnetic head including a spin valve thin film magnetic element according to the first embodiment of the present invention.
FIG. 6 is a cross-sectional view showing a main part of a thin film magnetic head including a spin valve thin film magnetic element according to the first embodiment of the present invention.
FIG. 7 is a cross-sectional view showing a spin valve thin film magnetic element according to a second embodiment of the present invention.
8 is a cross-sectional view showing the structure of the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 7 when viewed from the side facing the recording medium.
FIG. 9 is a cross-sectional view showing a spin valve thin film magnetic element according to a third embodiment of the present invention.
10 is a cross-sectional view showing the structure of the spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 9 when viewed from the side facing the recording medium.
FIG. 11 is a cross-sectional view showing a structure of a spin valve thin film magnetic element according to a fourth embodiment of the present invention when viewed from a surface facing a recording medium.
12 is a cross-sectional view showing a state in which a lift-off resist is formed on a first free magnetic layer in order to manufacture the structure shown in FIG.
FIG. 13 is a cross-sectional view showing a structure when an example of a conventional spin valve thin film magnetic element is viewed from a surface facing a recording medium.
FIG. 14 is a cross-sectional view showing a structure when another example of a conventional spin valve thin film magnetic element is viewed from the side facing the recording medium.
15 is a view for explaining a method of manufacturing the conventional spin-valve type thin film magnetic element shown in FIG. 14, and is a cross-sectional view showing a state where a first stacked body is formed on a substrate.
16 is a diagram for explaining a method of manufacturing the conventional spin-valve type thin film magnetic element shown in FIG. 14, and is a cross-sectional view showing a state in which a lift-off resist is formed on the first stacked body.
FIG. 17 is a view for explaining the method of manufacturing the conventional spin valve thin film magnetic element shown in FIG. 14, and is a cross-sectional view showing a state in which a bias layer and a conductive layer are formed.
FIG. 18 is a cross-sectional view showing another example of a conventional spin valve thin film magnetic element.
FIG. 19 shows a spin valve thin film magnetic element having the structure shown in FIG. It is a figure shown according to.
20 is a diagram showing the magnetization directions of the first free magnetic layer and the second free magnetic layer in the spin valve thin film magnetic element having the structure shown in FIG.
FIG. 21 Pt_55.4Mn_44.6Alloys of the composition and Pt_54.4Mn_45.6It is a graph which shows the heat processing temperature dependence of the exchange anisotropic magnetic field of the alloy of a composition.
FIG. 22 Pt_mMn_100-mIt is a graph which shows the Pt density | concentration (composition ratio m) dependence of the exchange anisotropy magnetic field of the alloy of the composition which becomes.
23 is a cross-sectional view showing a structure of an example of a spin valve thin film magnetic element used for measurement of data of the graphs shown in FIGS. 21 and 22 when viewed from the side facing the recording medium. .
24 is a cross-sectional view showing the structure of another example of the spin valve thin film magnetic element used for the measurement of the data shown in the graphs of FIGS. 21 and 22 when viewed from the side facing the recording medium. It is.
FIG. 25 is a diagram showing the magnetization directions of the first free magnetic layer and the second free magnetic layer in a spin valve thin film magnetic element employing the structure of the present invention.
FIG. 26 is a view showing asymmetry of a magnetic head adopting a conventional structure.
FIG. 27 is a diagram showing asymmetry of a magnetic head employing the structure of the present invention.
[Explanation of symbols]
1 Spin valve thin film magnetic element
K substrate
2, 11, 22, 51 Antiferromagnetic layer
3, 23 Pinned magnetic layer
4, 15, 24, 55 Nonmagnetic conductive layer
5, 16, 25 Free magnetic layer
6, 26, 62, 130 Bias layer
8, 28, 63, 131 Conductive layer
7, 19, 61 Soft magnetic layer
Tw Track width
a1 First laminate
a2 Second laminate
12, 52 First pinned magnetic layer
14, 54 Second pinned magnetic layer
13, 53 Nonmagnetic intermediate layer
56 First free magnetic layer
60 Second free magnetic layer
150 Thin-film magnetic head

Claims

An antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer, the magnetization direction of which is pinned by an exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer, and a nonmagnetic layer on the pinned magnetic layer A free magnetic layer formed through a conductive layer; a soft magnetic layer disposed on the free magnetic layer at an interval corresponding to a track width; and the free magnetic layer formed on the soft magnetic layer. A spin-valve thin-film magnetic element having a bias layer on a substrate that aligns the magnetization direction of the layer in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer, and a conductive layer that provides a detection current to the free magnetic layer;
The spin valve thin film magnetic element, wherein the antiferromagnetic layer and the bias layer are made of an alloy having the same composition represented by the following composition formula.
However, the antiferromagnetic layer and the bias layer is made of an alloy represented by a composition formula _Pt m _{Mn 100-m,} the m indicating the composition ratio is 52 atomic% ≦ m ≦ 56. 3 atomic%.

At least one of the pinned magnetic layer and the free magnetic layer is divided into two via a non-magnetic intermediate layer, and is in a ferrimagnetic state in which the directions of magnetization are antiparallel between the divided layers. The spin valve thin film magnetic element according to claim 1 .

3. The free magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer, and is in a ferrimagnetic state in which magnetization directions are antiparallel between the divided layers. The spin valve thin film magnetic element described.

The soft magnetic layer, the spin valve-type thin film magnetic element according to any one of claims 1 to 3, characterized in that it consists of NiFe alloy.

Concave portions are formed on both sides of the portion corresponding to the track width of the free magnetic layer, and a soft magnetic layer is laminated so as to fill the concave portions, and these soft magnetic layers are directly connected to the free magnetic layer through the bottom surface of the concave portion. together are joined, the spin valve-type thin film magnetic element according to any one of claims 1 to 4 bias layer and the conductive layer on these soft magnetic layer is equal to or formed by stacking.

The free magnetic layer is divided into two via a nonmagnetic intermediate layer, the free magnetic layer far from the pinned magnetic layer is a first free magnetic layer, and the free magnetic layer near the pinned magnetic layer Is the second free magnetic layer, and if the integrated value of the thickness of the magnetic layer and the saturation magnetization value is the magnetic film thickness, the magnetic film thickness of the first free magnetic layer is the second free magnetic layer. spin valve thin film magnetic element according to any one of claims 1 to 5, characterized in that formed by the magnetic thickness and different values of the free magnetic layer.

An antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer formed in contact with the antiferromagnetic layer, the magnetization direction of which is pinned by an exchange anisotropic magnetic field with the antiferromagnetic layer, and a nonmagnetic layer on the pinned magnetic layer A free magnetic layer formed through a conductive layer; a soft magnetic layer disposed on the free magnetic layer at an interval corresponding to a track width; and the free magnetic layer formed on the soft magnetic layer. A spin-valve type thin film magnetic element having a bias layer on a substrate that aligns the magnetization direction of the layer in a direction intersecting the magnetization direction of the pinned magnetic layer, and a conductive layer that provides a detection current to the free magnetic layer; the antiferromagnetic layer and the bias layer is made of an alloy of the same composition represented by a composition formula _Pt m _{Mn 100-m,} a spin valve is m is 52 atomic% ≦ m ≦ 56. 3 atomic% showing the composition ratio Manufacturing thin film magnetic elements The
Forming a first laminate by sequentially laminating an antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic conductive layer, and a free magnetic layer on a substrate;
The first laminated body is heat treated at a first heat treatment temperature of 220 ° C. to 270 ° C. while applying a first magnetic field that is perpendicular to the track width direction, and the antiferromagnetic layer is exchange anisotropically Generating a magnetic field to fix the magnetization of the pinned magnetic layer;
A soft magnetic layer is formed on the first stacked body with an interval corresponding to a track width, a bias layer is formed on the soft magnetic layer, and the free magnetic layer is formed on the bias layer. Forming a conductive layer for providing a detection current to form a second laminate;
While applying a second magnetic field smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the antiferromagnetic layer in the track width direction, heat treatment was performed at a second heat treatment temperature of 250 ° C. to 270 ° C. , and the free magnetic layer And a step of applying a bias magnetic field in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer.

10. The method of manufacturing a spin valve thin film magnetic element according to claim 9 , wherein the second magnetic field is in a range of 10 to 600 Oe (800 to 48000 A / m).

Thin-film magnetic head, characterized by comprising provided with a spin-valve type thin film magnetic element according to any one of claims 1 to 6 in the slider.