JP3831514B2 - 磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド - Google Patents
磁気抵抗効果膜および磁気抵抗効果型ヘッド Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気記録媒体等の磁界強度を信号として読み取るための磁気抵抗効果膜のうち、特に小さな磁場変化を大きな電気抵抗変化信号として読み取ることのできる磁気抵抗効果膜および、それを用いた磁気抵抗効果型ヘッドに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、磁気センサの高感度化や磁気記録における高密度化が進められており、これに伴い磁気抵抗変化を用いた磁気抵抗効果型磁気センサ（以下、ＭＲセンサという）や、磁気抵抗効果型磁気ヘッド（以下、ＭＲヘッドという）の開発が盛んに進められている。ＭＲセンサおよびＭＲヘッドはいずれも、磁性材料を用いた読み取りセンサ部の抵抗変化により、外部磁界信号を読み出すものである。このようなＭＲセンサおよびＭＲヘッドは、信号読み取りに際して、記録媒体との相対速度が再生出力に依存しないことから、ＭＲセンサでは高感度が、ＭＲヘッドでは高密度磁気記録の信号読み出し時においても、高い出力が得られるという特徴がある。
【０００３】
しかしながら、従来用いられているＮｉ80Ｆｅ20（パーマロイ）やＮｉＣｏ等の磁性体を利用したＭＲセンサでは、抵抗変化率であるΔＲ／Ｒの値がせいぜい１〜３％くらいと小さく、数ＧＢＰＳＩ（Giga Bits Per Square Inches)以上の超高密度記録の読み出し用ＭＲヘッド材料としては感度が不足する。
【０００４】
ところで、金属の原子径オーダーの厚さの薄膜が周期的に積層された構造をもつ人工格子は、バルク状の金属とは異なった特性を示すために、近年注目されてきている。このような人工格子の１種として、基板上に強磁性金属薄膜と非磁性金属薄膜とを交互に積層した磁性多層膜があり、これまで、鉄−クロム型、コバルト−銅型等の磁性多層膜が知られている。しかし、この人工格子膜では最大抵抗変化の起きる外部磁場（作動磁界強度）が数十ｋＯｅと大きく、このままでは実用性がない。
【０００５】
そこで、このような事情から、スピンバルブという新しい構造が提案されている。これは、非磁性金属層を介してＮｉＦｅ層が２層形成されており、一方のＮｉＦｅ層に隣接してＦｅＭｎ層が配置されている構成をもつ。
【０００６】
ここでは、ＦｅＭｎ層と隣接しているＮｉＦｅ層とが直接交換結合力で結合しているために、このＮｉＦｅ層の磁気スピンは数１０〜数１００Ｏｅの磁場強度まで、その向きを固着される。一方のＮｉＦｅ層のスピンは外部磁場によって自由にその向きを変え得る。その結果、ＮｉＦｅ層の保磁力程度という、小さな磁場範囲で２〜５％の磁気抵抗変化率（ＭＲ変化率）が実現される。
【０００７】
スピンバルブにおいては、２つの磁性層におけるスピンの相対角度の差異を実現させることにより、従来の異方性磁気抵抗（ＡＭＲ）効果とは異なるおおきなＭＲ変化を実現している。これは一方の磁性層と反強磁性との直接交換結合力による磁性層スピンのピンニングにより実現されている。この交換結合がスピンバルブの本質であるといえる。
【０００８】
しかしながら、スピンバルブの実用化についは、以下に述べるようなさまざまな問題がある。磁性層をピンニングしている交換結合の強さを、そのシフトする一方向異方性磁場Ｈuaの大きさで表す。また、その温度安定性としてＨuaが消失する温度をブロッキング温度Ｔb とする。従来より一般に用いられているＦｅＭｎ層やその他の反強磁性層での交換結合では以下の問題がある。
【０００９】
１）ブロッキング温度Ｔb が１５０〜１７０℃と低い。バルクの状態と比較して、ブロッキング温度Ｔb が低く、本来のピンニング効果を十分に発揮する良好な薄膜が得られていない。
【００１０】
２）ブロッキング温度Ｔb の分散が生じていることが問題である。すなわち、薄膜であるが故に、ＦｅＭｎ層内の膜面は、さまざまな結晶粒から構成されており、個々の結晶粒は独自のブロッキング温度Ｔb を持っている。つまり、すべての結晶粒がすべて同一のブロッキング温度Ｔb を持っていれば問題はないのであるが、実際は、低めのブロッキング温度Ｔb を有する結晶粒や、高めのブロッキング温度Ｔb を有する結晶粒などさまざまである。その結果、応用上の動作温度領域である８０〜１２０℃において、強磁性層のスピンを反転させてしまう弱い交換結合をもった結晶粒が一部存在することがある（低めのブロッキング温度Ｔb を有する結晶粒の存在が原因）。すると、ピン止めされている強磁性層のスピン方向が全体として傾いてしまい、出力電圧が低下してしまうことがある。従って、できるだけすべての結晶粒がすべて均一で、高いブロッキング温度Ｔb を持つような良質の反強磁性薄膜の提供が望まれる。
【００１１】
このような課題を解決すべく、本出願人らはすでに特願平８−３５７６０８号や、特願平９−２１９１２１号において、好適例としてＲｕx Ｍy Ｍｎz （ＭはＲｈ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｅから選ばれた少なくとも１種）からなる反強磁性薄膜を提案している。
【００１２】
ところで、反強磁性薄膜に接して積層形成される保護膜の材質としては、Ｔａが一般的であり、時として、ＣｕやＨｆが用いられることもある。すなわち、先行技術の代表例として、以下のものが挙げられる。
【００１３】
（１）Jounal of Magnetism and Magnetic Materials,
93(1991)101 (Dieny, IBM)
Si/Ta(50Å)/NiFe(60 Å)/Cu(25 Å)/NiFe(40 Å)/FeMn(50 Å)/Cu(50 Å)
という積層膜構造についての情報が開示されている。ここでの反強磁性層はＦｅＭｎであり、保護層材料は、50Å厚さのＣｕである。
【００１４】
（２）Japan Jounal of Applied Physics,
33(1994)1327 (Nakatani, Hitachi)
Si/Hf(50Å)/NiFeCo( 50Å)/Cu(20 Å)/NiFeCo(50 Å)/FeMn(100Å)/Hf(50 Å) という積層膜構造についての情報が開示されている。ここでの反強磁性層はＦｅＭｎであり、保護層材料は、50Å厚さのＨｆである。
【００１５】
（３）特開平９−１４７３２５
glass/Ta(100Å)/NiFe( 50Å)/PtMn(200Å)/Ta(100Å) という積層膜構造についての情報が開示されている。ここでの反強磁性層はＰｔＭｎであり、保護層材料は、100 Å厚さのＴａである。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このような従来からある保護層材料を、上記本願発明らが提案した反強磁性薄膜に採用しただけでは、きわめて要求の厳しい耐熱試験をクリアできないことが実験的にわかってきた。すなわち、
（１）製造プロセスにおける不可避の熱処理工程（例えば、２５０℃、３時間の熱処理操作）を通過すると磁気抵抗効果膜のＭＲ変化率が約３０％ほど低下してしまう。その結果、スピンバルブヘッドとして完成した後に、十分な出力が確保できないおそれがある。
【００１７】
（２）１２０〜１４０℃における温度保持において、ピン止めされた強磁性層が回転してしまうおそれがある。すなわち、ヘッドの動作温度が１２０〜１４０℃となる高回転型ディスクにスピンバルブヘッドを組み込んだ場合、出力が時間とともに減少して、ついにはディスク中の記録情報が読み出せなくなるおそれがある。
【００１８】
本発明はこのような実状のものに創案されたものであって、その目的は、熱安定性に優れ、ＭＲ変化率の劣化が少ない磁気抵抗効果膜、および当該磁気抵抗効果膜を備えてなる磁気抵抗効果型ヘッドを提供することにある。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接する面と反対側の面）に形成された反強磁性層と、反強磁性層の上（強磁性層と接する面と反対側の面）に形成された保護層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であって、前記反強磁性層が、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））からなり、前記保護層がＲｈ、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２０】
また、本発明は、磁気抵抗効果膜と、導体膜と、電極部とを含む磁気抵抗効果型ヘッドであって、前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果膜と導通しており、前記磁気抵抗効果膜は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接する面と反対側の面）に形成された反強磁性層と、反強磁性層の上（強磁性層と接する面と反対側の面）に形成された保護層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であり、前記反強磁性層が、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））からなり、前記保護層がＲｈ、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２１】
好ましい態様として、前記反強磁性層は、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））からなり、前記保護層がＲｈ、Ｒｕから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２２】
好ましい態様として、前記反強磁性層は、Ｒｕx Ｍy Ｍｎz （ＭはＲｈ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｅ，Ｎｉ，Ｉｒから選ばれた少なくとも１種であり、１≦ｘ≦３０，１≦ｙ≦３０，６９≦ｚ≦９０，１０≦ｘ＋ｙ≦３１（ｘ，ｙ，およびｚの単位は原子％））からなり、前記保護層がＲｈ、Ｒｕから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２３】
好ましい態様として、前記反強磁性層は、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））からなり、前記保護層がＴｉ、Ｚｒから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２４】
好ましい態様として、前記保護層の厚さ（ｔ）は、１ｎｍ≦ｔ≦５ｎｍの範囲にあるように構成される。
【００２５】
前記反強磁性層中には不純物としての酸素を含有し、その酸素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍであるように構成される。
【００２６】
前記反強磁性層中には、さらに、不純物としての炭素、硫黄、塩素を含み、反強磁性層中に含有される炭素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍ、硫黄濃度が１〜１０００原子ｐｐｍ、塩素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍであるように構成される。
【００２７】
好ましい態様として、前記反強磁性層は、到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下に排気された真空成膜装置内で、酸素含有量６００ｐｐｍ以下のターゲットを用いて、成膜時に導入されるスパッタガス中の不純物濃度の総和を１００ｐｐｂ以下、かつスパッタガス中のＨ2 Ｏ濃度が４０ｐｐｂ以下でのスパッタガス雰囲気中、スパッタ法にて成膜されてなるように構成される。
【００２８】
好ましい態様として、前記磁気抵抗効果膜は、基板側から、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層、反強磁性層、保護層を順次備える多層膜構造を備えてなるように構成される。
【００２９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の具体的実施の形態について詳細に説明する。本明細書中、濃度を示す単位であるｐｐｍおよびｐｐｂはすべて、原子ｐｐｍおよび原子ｐｐｂを示す。
【００３０】
図１は、本発明の磁気抵抗効果膜３の好適な一例を示す断面図である。この実施の態様において、磁気抵抗効果膜３は、巨大磁気抵抗効果を示すスピンバルブ膜としての磁性多層膜１を備えている。
【００３１】
図１に示されるように、磁性多層膜１は、非磁性金属層３０と、この非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の上（ここで言う『上』とは、非磁性金属層３０と接する面と反対側の面を意味する）に形成された反強磁性層５０を有する積層体構造をなしている。
【００３２】
これらの積層体は、図１に示されるように、通常、基板５の上に形成され、これらが基板５側から、下地層７を介して、軟磁性層２０、非磁性金属層３０、強磁性層４０、反強磁性層５０の順に積層されている。この反強磁性層５０の上には、図示のごとく、さらに保護層８０が形成される。
【００３３】
この実施の態様における磁性多層膜１（スピンバルブ膜）では、外部から加わる信号磁界の向きに応じて非磁性金属層３０を介して、その両側に隣接して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０との互いの磁化の向きが実質的に異なることが必要である。その理由は、本発明の原理が、非磁性金属層３０を介して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の向きがズレているとき、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、抵抗が増え、磁化の向きが互いに逆向きに向いたとき、最大の抵抗を示すことにあるからである。すなわち、本発明では、図２に示されるように外部からの信号磁場がプラス（記録媒体９０の記録面９３から向かって上向き（符号９２で表される）であるとき、隣合った磁性層の磁化の方向が互いに逆向きの成分が生じ、抵抗が増大するのである。
【００３４】
ここで、本発明の磁気抵抗効果膜に用いられる（スピンバルブ）磁性多層膜における、磁気記録媒体からの外部信号磁場と、軟磁性層２０と強磁性層４０の互いの磁化の方向、及び電気抵抗の変化の関係を説明する。
【００３５】
今、本発明の理解を容易にするために、図１に示されるごとく、１つの非磁性金属層３０を介して１組の軟磁性層２０と強磁性層４０とが存在する最もシンプルな磁性多層膜の場合について、図２を参照しつつ説明する。
【００３６】
図２に示されるように、強磁性層４０は後に述べる方法によって媒体面に向かって下向き方向にその磁化をピン止めされている（符号４１）。もう一方の軟磁性層２０は、非磁性金属層３０を介して形成されているので、その磁化方向は外部からの信号磁界によって向きを変える（符号２１）。このとき、軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の相対角度は、磁気記録媒体９０からの信号磁界の向きによって大きく変化する。その結果、磁性層内に流れる伝導電子が散乱される度合いが変化し、電気抵抗が大きく変化する。
【００３７】
これによってパーマロイの異方性磁気抵抗効果とはメカニズムが本質的に異なる大きなＭＲ（Magneto-Resistance) 効果が得られる。これは特にＧＭＲ（Giant-Magneto-Resistance) 効果と呼ばれる。
【００３８】
軟磁性層２０，強磁性層４０と、ピン止め効果を示す反強磁性層５０の磁化の向きが外部磁場に対して相対的に変化する。それらの磁化の向きの変化が磁化曲線とＭＲ曲線とに対応させて図３に示される。ここでは、反強磁性層５０により、強磁性層４０の磁化は全てマイナス方向（記録媒体９０の記録面から向かって下向き）に固定されている。外部信号磁場がマイナスの時は軟磁性層２０の磁化もマイナス方向を向く。いま、説明を簡単にするために軟磁性層２０，強磁性層４０の保磁力を０に近い値とする。信号磁場ＨがＨ＜０の領域（Ｉ）では、まだ軟磁性層２０および強磁性層４０両磁性層の磁化方向は一方向を向いている。
【００３９】
外部磁場を上げてＨが軟磁性層２０の保磁力を超えると軟磁性層の磁化方向は信号磁場の方向に回転し、軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化の向きが反平行となるのにつれて磁化と電気抵抗が増加をする。そして一定値となる（領域（II）の状態）。このとき反強磁性層５０により、あるピン止め磁場Ｈuaが働いている。信号磁場がこのＨuaを越えると強磁性層４０の磁化も信号磁場の方向に回転し、領域（III)で軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化方向は、一方向に揃って向く。このとき、磁化はある一定値に、ＭＲ曲線は０となる。
【００４０】
逆に信号磁場Ｈが減少するときは、今までと同様に、軟磁性層２０および強磁性層４０の磁化反転に伴い、領域（III)から（II）、（I)と順次変化する。ここで領域（II）のはじめの部分で、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、抵抗は大きくなる。領域（II）のうち、強磁性層４０はピン止めされているためほとんど磁化反転はしないが、軟磁性層２０は直線的にその磁化を増加させるため、軟磁性層２０の磁化変化に対応し、スピンに依存した散乱を受ける伝導電子の割合が徐々に大きくなる。すなわち、軟磁性層２０に例えばＨｃの小さなＮｉ0.8 Ｆｅ0.2 を選び、適当な一方向異方性磁場Ｈｋを付与することにより、Ｈｋ付近以下の数Oe〜数１０Oeの範囲の小外部磁場で抵抗変化が直線的、かつ大きな抵抗変化率を示す磁性多層膜が得られる。
【００４１】
以下、上述してきた磁気抵抗効果膜３の各構成について詳細に説明する。この磁気抵抗効果膜における第一の特徴点は、反強磁性層５０を構成する材質と、この反強磁性層５０の上に直接成膜される前記保護層８０を構成する材質との組み合わせにある。
【００４２】
すなわち、本発明における反強磁性層５０は、マンガン（Ｍｎ）を必須としＭx Ｍｎ100-x で表わされる。ここで、ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種である。ｘは、１５≦ｘ≦５８の範囲の値をとり、ｘの単位は原子％である。
【００４３】
このような反強磁性層５０の材質の中でも特に、マンガン（Ｍｎ）およびルテニウム（Ｒｕ）を必須とし、Ｒｕx Ｍy Ｍｎz で表わされる反強磁性層５０の材質が好適に用いられる。ここで、ＭはＲｈ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｅ，Ｉｒから選ばれた少なくとも１種であり、１≦ｘ≦３０，１≦ｙ≦３０，６９≦ｚ≦９０，１０≦ｘ＋ｙ≦３１（ｘ，ｙ，およびｚの単位は原子％）の範囲をとる。Ｒｕx Ｍy Ｍｎz におけるＭは、上記の元素から選ばれた一種類をとることが一般的であり、この場合、反強磁性層５０は３成分から構成されるが、特殊な場合として４成分系以上とすることもできる。
【００４４】
このような反強磁性層５０の上に保護層８０が直接形成される。保護層８０は、通常、成膜プロセスの過程での磁性多層膜表面の酸化を防止し、その上部に形成される電極材料とのぬれ性や、密着強度の向上という目的のために形成される。本発明において、保護層８０は、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉの少なくとも１種から構成される。保護層８０を構成する各元素は１００％ピュアなものが好ましいが、７０ｗｔ％以上含む合金であっても本発明の効果は発現可能であり、例えば単に、『保護層８０がＲｈ』と言った場合でも、Ｒｈを７０ｗｔ％以上含む合金までが本発明の権利範囲に含まれる。保護層８０は、好ましくはＲｈ、Ｒｕの少なくとも１種、さらに好ましくは、Ｒｈである。Ｒｈは特に、酸化防止および拡散防止のための保護膜として優れた効果を示し、反強磁性層５０の構成元素であるＭｎとの関係において、さらにはＲｕ、Ｍｎとの関係において相互拡散の影響が極めて少ない。
【００４５】
本発明の範囲を外れる反強磁性層５０材質と保護層８０材質の組み合わせでは、反強磁性層５０材質と保護層８０材質との相互拡散が大きくなり、反強磁性層５０の組成がずれて十分なピン止め効果が得られなくなり、交換結合のエネルギーＪｋが劣化する。また、上記の相互拡散に誘発されて強磁性層４０の飽和磁化Ｍs の値も減少する。
【００４６】
保護層８０の厚さ（ｔ）は、好ましくは１ｎｍ≦ｔ≦５ｎｍの範囲、より好ましくは、２ｎｍ≦ｔ≦４ｎｍに設定される。この値が１ｎｍ未満となると保護膜としての本来の機能を果たさなくなってしまうという不都合が生じる。またこの値が５ｎｍを超えると、本願発明において選定された材質、特に、Ｒｈ、Ｒｕは、従来のＴａなど比べて、比抵抗が小さいために膜厚が厚いとセンス電流の分流効果が発生してＭＲ特性が小さくなってしまうという不都合が生じる。
【００４７】
本発明における、反強磁性層５０および保護層８０の特に好適な組み合わせの具体例を以下に示す。
【００４８】
（１）反強磁性層５０…ＲｕＲｈＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（２）反強磁性層５０…ＲｕＰｔＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（３）反強磁性層５０…ＲｕＲｅＭｎ 保護層８０…Ｒｕ
（４）反強磁性層５０…ＲｕＡｕＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（５）反強磁性層５０…ＲｕＦｅＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（６）反強磁性層５０…ＲｈＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（７）反強磁性層５０…ＰｔＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（８）反強磁性層５０…ＲｔＲｈＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（９）反強磁性層５０…ＲｔＣｒＭｎ 保護層８０…Rh/Ru （積層体）
（１０）反強磁性層５０…ＲｔＡｕＭｎ 保護層８０…Rh/Ru （積層体）
本発明において、反強磁性層５０中に含有される酸素濃度は、１〜２０００原子ｐｐｍ、好ましくは１〜１０００原子ｐｐｍ、さらに好ましくは１〜６００原子ｐｐｍに規制される。この値が２０００原子ｐｐｍを超えると、反強磁性層５０と強磁性層４０との交換結合のエネルギーＪｋの大きな値が得られなくなるという不都合が生じる。さらには、ブロッキング温度Ｔb の分散が大きくなり、ピンニング効果に優れる良好な薄膜が得られない。酸素濃度の下限値は、限りなくゼロい近いことが望ましいが、現実的にゼロとすることは不可能に近く、一応の限界の目安として１原子ｐｐｍと規定している。
【００４９】
なお、本発明における特性評価項目の一つである、上記反強磁性層と強磁性層との交換結合のエネルギーＪk は、Ｊk ＝Ｍs ・Ｈua・ｄで定義される。Ｍs は強磁性層の飽和磁化、Ｈuaは交換結合によるシフト磁場、ｄは強磁性層の層厚を表す。ピンニングされる強磁性層に同じ材料と同じ層厚を用いた場合、Ｊk の値が大きいほどシフトする磁場Ｈuaが大きくなり、ＭＲヘッドとしての動作が安定であるということになる。１０Ｇｂｉｔ／ｉｎｃｈ2 を越えるような記録密度のＭＲヘッドとして用いるためには、このＪk の値は、０．０８ｅｒｇ／ｃｍ2 程度以上が必要である。この値が０．０８ｅｒｇ／ｃｍ2 未満となるとシフト磁場が小さくなってしまい、強磁性層４０に対するスピンの安定したピンニング効果が失われスピンバルブとしての安定した動作を示さないことがある。
【００５０】
本発明において、前記反強磁性層５０中には、さらに、不純物としての炭素、硫黄、塩素を含み、反強磁性層５０中に含有される炭素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍ、硫黄濃度が１〜１０００原子ｐｐｍ、塩素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍであるように構成される。これらの不純物濃度の範囲の上限を超えると、反強磁性層と強磁性層との交換結合のエネルギーＪｋの大きな値が得られなくなるという不都合が生じる。さらには、ブロッキング温度Ｔb の分散が大きくなり、ピンニング効果に優れる良好な薄膜が得られない。これらの不純物濃度の下限値は、限りなくゼロい近いことが望ましいが、現実的にゼロとすることは不可能に近く、一応の限界の目安として１原子ｐｐｍと規定している。
【００５１】
反強磁性層５０の厚さは、５〜１００ｎｍ、好ましくは５〜８０ｎｍ、より好ましくは５〜５０ｎｍ、更に好ましくは５〜３０ｎｍの範囲とするのがよい。反強磁性層５０の厚さが、５ｎｍより薄くなると交換結合磁界Ｈuaやブロッキング温度Ｔｂが急激に小さくなってしまう。逆に厚い分は余り問題がないが、あまり厚すぎるとＭＲヘッドとしてのギャップ長（シールド−シールド間の長さ）が大きくなってしまい、超高密度磁気記録に適さなくなってしまう。従って、１００ｎｍより小さいほうがよい。
【００５２】
強磁性層４０は、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｄｙ，Ｅｒ，Ｎｄ，Ｔｂ，Ｔｍ，Ｃｅ，Ｇｄ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、特に、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w （ただし、重量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）で表される組成で構成することが好ましい。これらの組成範囲を外れると、大きな電気抵抗の変化が得られなくなるという不都合が生じる。
【００５３】
このような強磁性層４０の厚さは、１．６〜１０ｎｍ、より好ましくは、２〜６ｎｍとされる。この値が、１．６ｎｍ未満となると、磁性層としての特性が失われる。この一方で、この値が１０ｎｍを超えると、前記反強磁性層５０からのピン止め力が小さくなり、この強磁性層のスピンのピン止め効果が十分に得られなくなる。
【００５４】
このような強磁性層４０は上述のごとく反強磁性層５０と直接接しているため、両者に直接層間相互作用が働き、強磁性層４０の磁化回転が阻止される。一方、後に詳述する軟磁性層２０は、外部からの信号磁場により、自由にその磁化を回転させることができる。その結果、軟磁性層２０と強磁性層４０との両者の磁化に相対的な角度が生み出され、この磁化の向きの違いに起因した大きなＭＲ効果が得られる。
【００５５】
軟磁性層２０は、軟磁性特性を示すＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、保磁力Hcの小さな磁性層を用いた方がＭＲ曲線の立ち上がりが急峻となり、好ましい結果が得られる。軟磁性層２０を下記に示すような２層構造にすることは、特に好ましい態様である。すなわち、非磁性金属層３０側からＣｏ（コバルト）単体あるいはＣｏを８０重量％以上含む合金より構成された第１の軟磁性層と、（Ｎｉx Ｆｅ1-x ）y Ｃｏ1-y （ただし、重量で０．７≦ｘ≦０．９、０．５≦ｙ≦１．０）で表わされる組成である第２の軟磁性層との２層積層体として構成する。このような構成とすることにより、Ｃｏリッチな第１の軟磁性層が拡散ブロッキング層として働き、第２の軟磁性層側から非磁性金属層３０側へとＮｉの拡散を防止することができる。また、Ｃｏリッチな第１の軟磁性層は電子の散乱能力を増大させるため、ＭＲ変化率が向上するという効果も発現する。なお、第２の軟磁性層は、ソフト磁性を維持させるために上記組成範囲内で形成される。
【００５６】
このような軟磁性層２０の厚さは、２〜１５ｎｍ、好ましくは、３〜１５ｎｍ、さらに好ましくは、５〜１５ｎｍとされる。この値が、２ｎｍ未満となると、良好な軟磁性層としての特性が得られない。この一方で、この値が１５ｎｍを超えると、多層膜全体の厚さが厚くなり、磁性多層膜全体の抵抗が大きくなり、ＭＲ効果が減少してしまう。なお、軟磁性層２０を上記のように２層積層体とした場合には、Ｃｏリッチの第１の軟磁性層の厚さを、０．４ｎｍ以上確保すればよい。
【００５７】
このような軟磁性層２０と前記強磁性層４０との間に介在される非磁性金属層３０は、効率的に電子を導くために、伝導性のある金属が望ましい。より具体的には、Ａｕ、Ａｇ、およびＣｕの中から選ばれた少なくとも１種、またはこれらの少なくとも１種以上を６０ｗｔ％以上含む合金等が挙げられる。
【００５８】
このような非磁性金属層３０の厚さは、１．５〜４ｎｍであることが好ましい。この値が１．５ｎｍ以下になると、このものを介して配置されている軟磁性層２０と強磁性層４０とが交換結合してしまい、軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンがそれぞれ独立に機能しなくなってしまうという不都合が生じる。この値が４ｎｍを超えると、上下に位置する軟磁性層２０と強磁性層４０の界面で散乱される電子の割合が減少してしまい、ＭＲ変化率の減少が起こってしまうという不都合が生じる。
【００５９】
基板５は、ガラス、ケイ素、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等の材料により形成される。厚さは、通常、０．５〜１０ｍｍ程度とされる。
【００６０】
各層の材質及び層厚を上記のように規定し、さらに、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に、後述する膜面内の一方向に外部磁場を印加して、異方性磁界Ｈｋを２〜２０Oe、より好ましくは２〜１６Oe、特に２〜１０Oe付与することが好ましい。
【００６１】
軟磁性層の異方性磁界Ｈｋが２Oe未満となると、保磁力と同程度となってしまい、０磁場を中心とした直線的なＭＲ変化曲線が実質的に得られなくなるため、ＭＲ素子としての特性が劣化する。また２０Oeより大きいと、この膜をＭＲヘッド等に適用した場合、出力が低下しやすく、かつ分解能が低下する。ここでこれらのＨｋは、外部磁場として成膜時に１０〜３００Oeの磁場を印加することで得られる。外部磁場が１０Oe以下ではＨｋを誘起するのに十分ではないし、また、３００Oeを越えても効果は変わらないが、磁場発生のためのコイルが大きくなってしまい、費用もかさんで非効率的である。
【００６２】
上述してきた磁性多層膜１をそれぞれ繰り返し積層したものを、磁気抵抗効果膜とすることもできる。磁性多層膜の繰り返し積層回数ｎに特に制限はなく、目的とする磁気抵抗変化率等に応じて適宜選択すればよい。昨今の磁気記録の超高密度化に対応するためには、磁性多層膜の全層厚が薄いほど良い。しかし薄くなると通常、ＭＲ効果は同時に小さくなってしまうが、本発明に用いられる磁性多層膜は、繰り返し積層回数ｎが１の場合でも十分実用に耐えうる多層膜を得ることができる。また、積層数を増加するに従って、抵抗変化率も増加するが、生産性が悪くなり、さらにｎが大きすぎると素子全体の抵抗が低くなりすぎて実用上の不便が生じることから、通常、ｎを１０以下とするのが好ましい。ｎの好ましい範囲は１〜５である。
【００６３】
前記磁性多層膜１の各層の成膜は、スパッタ法にて行なわれる。磁性多層膜１の成膜、特に、反強磁性層５０の成膜に際して、真空成膜装置内の到達圧力は２×１０-9Ｔｏｒｒ以下、好ましくは８×１０-10 Ｔｏｒｒ以下、さらに好ましくは２×１０-10 Ｔｏｒｒ以下に設定される。到達圧力とは、成膜開始前の成膜装置内の圧力として定義され、成膜時の圧力とは異なる。
【００６４】
この到達圧力の値が２×１０-9Ｔｏｒｒを超えると、本発明の所望の特性を備える反強磁性層５０が形成できない。
【００６５】
到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下という範囲は、膜質の向上という観点から、従来より提案されていない範囲のものである。到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下の条件を達成するためには、一般には行なわれていないスパッタ装置の構成が必要となる。すなわち、真空シール部分をすべて金属ガスケットとすること、装置を全てステンレスもしくはＡｌで形成すること、装置の組み上げ時に真空中高温でガス出しすること、および排気動作の中で真空槽全体を高温にベーキングして残留ガス、Ｈ2 Ｏ分を徹底的に強制排気すること、および２×１０-9Ｔｏｒｒ以下での動作が可能な特殊な排気ポンプを使用することが必要である。
【００６６】
また、スパッタ法で用いられるターゲットに含有される酸素濃度は、反強磁性層５０の形成の場合、１〜６００ｐｐｍ、好ましくは１〜５００ｐｐｍ、より好ましくは１〜３００ｐｐｍに設定される。ターゲットに含有される酸素濃度が上記の限界範囲を超えると、本発明の所望の特性を備える反強磁性層５０を形成することが困難になる。ここで、ターゲットに含有される酸素濃度とは、ターゲットの一部を用いて燃焼させ生成したＣＯ2 ガス量を用いて分析される。さらに、スパッタ時に導入されるスパッタガス中の不純物（例えば、Ｈ2 Ｏ、ＣＯ2 、Ｈｅ等）の濃度の合計は、０．１〜１００ｐｐｂ、好ましくは、０．１〜５０ｐｐｂ、さらに好ましくは０．１〜１０ｐｐｂ、またさらに好ましくは０．１〜５ｐｐｂに設定される。スパッタガス中の不純物濃度が１００ｐｐｂを超えると、本発明の所望の特性を備える反強磁性層５０が形成できない。特に、スパッタガス中のＨ2 Ｏ不純物濃度は、膜質に影響を及ぼしやすく４０ｐｐｂ以下、好ましくは１０ｐｐｂ以下、さらに好ましくは５ｐｐｂ以下に設定する必要がある。
【００６７】
なお、実際の成膜が行われている間の真空成膜装置内の運転圧力は、通常、１×１０-4〜１×１０-2Ｔｏｒｒに設定される。
【００６８】
本発明における磁性多層膜１の各層の成膜は、それぞれ、上記の成膜条件に従って行うことが、磁気抵抗効果膜の特性をさらに向上させるために望ましい。
【００６９】
基板５としては、前述したようにガラス、ケイ素、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等を用いることができる。成膜に際しては、前述したように軟磁性層２０成膜時に、膜面内の一方向に１０〜３００Oeの外部磁場を印加することが好ましい。これにより、軟磁性層２０に異方性磁場Ｈｋを付与することができる。なお、外部磁場の印加方法は、軟磁性層２０成膜時のみ、磁場の印加時期を容易に制御できる。例えば電磁石等を備えた装置を用いて印加し、反強磁性層５０成膜時は印加しない方法であってもよい。あるいは、成膜時を通して常に一定の磁場を印加する方法であってもよい。
【００７０】
また、前述したように、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に膜面内の一方向に外部磁場を印加して異方性磁場Ｈｋ誘起することで、さらに高周波特性を優れたものとすることができる。
【００７１】
さらに、反強磁性層５０を成膜する際には、軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直方向に磁場を印加すると良い。つまり磁性多層膜の膜面内でかつ、測定電流と直角方向となる。ここで印加する磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあればよい。これにより、反強磁性層５０により強磁性層４０の磁化の方向が確実に印加磁場方向（測定電流と直角方向）に固着され、信号磁場によってその向きを容易に変えうる軟磁性層２０の磁化と最も合理的に反平行状態を作り出すことができる。もっともこれは必要条件ではなく、反強磁性層を成膜する際、および軟磁性層を成膜する際に印加する磁場の方向が同じ向きであっても良い。この時は磁性多層膜の成膜後、工程中で１５０〜３００℃、特に２００℃程度の熱処理を行う際に、短冊短辺方向（軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直方向）に磁場を印加しながら、温度を下げていくと良い。
【００７２】
上記の実施の態様で説明した、磁性多層膜１を備える磁気抵抗効果膜３は、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）、ＭＲセンサ、強磁性メモリ素子、角度センサ等に応用される。
【００７３】
以下、磁気抵抗効果膜３を磁気抵抗効果型ヘッドに応用した例を挙げて説明する。本発明における磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）としては、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す磁性多層膜を備えるスピンバルブヘッドが好適例として挙げられる。
【００７４】
以下、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）としてスピンバルブヘッドを採り挙げて説明する。
【００７５】
図４に示されるように磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０は、信号磁場を感磁するための感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００と、この磁気抵抗効果膜２００の両端部２００ａ，２００ａに形成された電極部１００，１００とを有している。そして、感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００の端部２００ａ，２００ａは、その両端部全体が電極部１００，１００に接する状態で接続されていることが好ましい。なお、導体膜１２０，１２０は、前記電極部１００，１００を介して磁気抵抗効果膜２００と導通している。本発明では、後の説明をわかりやすくするために、便宜上、導体膜１２０と電極部１００とに分けているが、導体膜１２０と電極部１００は、本来一体的に薄膜形成法により形成されている場合が多く、これらは一つ部材と考えてもよいものである。
【００７６】
ＭＲヘッドにおける感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００は、前記図１に示される磁性多層膜１を有する磁気抵抗効果膜３と実質的に同様な積層構造のものが用いられる。すなわち、磁気抵抗効果膜２００は、実質的に図１に示される磁性多層膜を有する磁気抵抗効果膜３に置換され、その結果、磁気抵抗効果膜２００は、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の上（非磁性金属層３０と接する面と反対側の面）に形成された反強磁性層５０と、この反強磁性層５０の上に形成された保護層８０を有している。
【００７７】
ここで重要な点は、以上のようにして形成した磁気抵抗効果膜２００は、いわゆるスピンバルブ型の磁気抵抗変化を示すという点である。スピンバルブ型の磁気抵抗変化とは、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上に形成された反強磁性層５０とを有する磁性多層膜において、外部の信号磁界が０の時に軟磁性層２０とピン止めされた強磁性層４０のスピンの成す角度が、鋭角方向から見てほぼ、９０度に近く設定されているものをいう。実際は４５〜９０度の角度であることが多いが、特に好ましくは９０度（磁化の直交化）に設定するのがよい。磁気抵抗効果曲線（ＭＲ曲線）が、外部磁場が０のときを中心にしてプラス、マイナスの外部磁場に対し、左右非対称となるようにするためである。
【００７８】
この磁化の直交化を図るために、磁性多層膜１を反強磁性層５０のブロッキング温度Ｔｂ以上で磁場中で真空熱処理を行う必要がある。この処理を直交化熱処理と呼び、この時の温度を直交化温度と呼ぶ。成膜中に印加する磁場であらかじめ直交化させておくことによっても実現可能である。しかしながら、その後のヘッド製造プロセスでうける不可避の熱によって、その直交状態が乱されてしまう。従って、好ましくはヘッド製造プロセスの最後に直交化熱処理を行うのがよい。この直交化熱処理の際、反強磁性層５０の磁化方向のみ変化させることが望ましい。この直交化温度はブロッキング温度Ｔｂよりも高く、軟磁性層２０の誘導磁気異方向性が消失する温度よりも低いことが望ましい。従って、ブロッキング温度Ｔｂが、軟磁性層２０の誘導磁気異方向性が消失する温度よりも高い場合に、直交化熱処理を行うと、軟磁性層２０の磁化方向が外部磁界に対して磁化容易軸方向となり、外部磁界に対する磁気抵抗効果曲線にヒステリシスを持ってしまい線形性に問題が生じる。同時に出力が低下してしまう。また、ブロッキング温度Ｔｂが軟磁性層２０の誘導磁気異方向性が消失する温度よりも低過ぎる場合には、磁気記録システム内のＭＲセンサ動作中、およびスピンバルブヘッド作製プロセス時に加わる温度により交換結合磁界Ｈuaの劣化が生じ、スピンバルブ膜として機能できないという問題がある。つまり、軟磁性層２０の誘導磁気異方向性が消失する温度よりも少し低い温度にブロッキング温度Ｔｂをもつ反強磁性層５０を形成し、直交化熱処理を行うことが好ましい。本発明においては、反強磁性層５０の組成を上述した範囲内で適宜設定することにより、１６０〜４００℃の範囲のブロッキング温度Ｔｂが選定可能となる。直交化熱処理は、１５０〜４１０℃程度の範囲で行われる。特に、本発明では、反強磁性層５０の組成との関係で保護層８０の材質を選定しているので、例えば、２１０〜２５０℃、２時間程度の熱処理プロセスを経ても、スピンバルブ膜としての特性劣化が極めて少ない。
【００７９】
図４に示されるように磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０には、磁気抵抗効果膜２００および電極部１００，１００を上下にはさむようにシールド層３００，３００が形成されるとともに、磁気抵抗効果膜２００とシールド層３００，３００との間の部分には非磁性絶縁層４００が形成される。
【００８０】
ここで感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００に用いられる強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟磁性層２０、反強磁性層５０、および保護層８０は、それぞれ、前記磁性多層膜の実施例で述べたものと同様の材質、厚さのものを用いることが望ましい。
【００８１】
図４に示すように、電流を流す電極部１００を磁気抵抗効果膜２００の積層方向にその端部２００ａ，２００ａ全体が接する構造とする。すると、電子は軟磁性層２０と強磁性層４０に挟まれた部分を中心に流れつつ、軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンの方向によって磁気散乱され、素子の抵抗が大きく変化する。したがって微小な外部磁場の変化を大きな電気抵抗の変化として検出することができるのである。
【００８２】
また、本願発明のスピンバルブ膜を備えるＭＲヘッドは、図５に示されるようなヘッド構造とすることが特に好ましい。すなわち、感磁部分である磁気抵抗効果膜２００と測定電流を流すための電極部１００との間に、図示のごとく磁気抵抗効果膜２００側から連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁性層８００）を順次介在させる。しかも、連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁性層８００）の一方端側は、磁気抵抗効果膜２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆うように、かつ他方端側は図示のごとく電極部１００下面１０１まで潜り込んで形成される。さらに、電極部１００のヘッド中央側に位置する端部１０２は、磁気抵抗効果膜２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆い、かつ、連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００の上部端部５２０ａ，８００ａをもそれぞれ覆うように形成される。なお、連結用軟磁性層５２０としては、例えば、ＮｉＦｅ，ＮｉＦｅＣｒ，ＮｉＦｅＲｈ，ＮｉＦｅＲｕ，ＣｏＺｒＮｂ，ＦｅＡｌＳｉ，ＦｅＺｒＮ等（厚さ１０ｎｍ程度）が用いられ、反強磁性層８００としては、Ｒｕ5 Ｒｈ15Ｍｎ，ＮｉＭｎ，ＦｅＭｎ，ＰｔＭｎ，α−Ｆｅ2 Ｏ3 等（厚さ５０ｎｍ程度）が用いられ、硬磁性層８００としては、ＣｏＰｔ，ＣｏＰｔＣｒ等（厚さ５０ｎｍ程度）が用いられる。
【００８３】
このような構成とすることにより、磁気抵抗効果膜２００に形成される連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００の両方の効果によって極めて効率的に縦バイアスを付与することができ、バルクハウゼンノイズを抑制したＭＲヘッド特性が得られる。また、電極部１００の端部１０２が、前述のように磁気抵抗効果膜２００を覆うように形成されていることにより、素子端部での信号磁場の低下がなく、しかも１μｍ以下のような狭トラック幅の形成が容易なＭＲヘッドが提供できる。
【００８４】
これらＭＲヘッドを製造する場合、その製造工程の中でパターニング、平坦化等でベーキング、アニーリング、レジストキュア等の熱処理が不可避である。
【００８５】
一般的に、上述の磁性多層膜を有する磁気抵抗効果膜では、構成する各層の厚さ故、耐熱性が問題となる場合が多かった。本発明による磁気抵抗効果膜（磁性多層膜）では磁場を印加し、磁性層に異方性磁場を付与することにより、製膜後、３００℃以下、一般に１００〜３００℃、１時間程度の熱処理に十分対応できる。熱処理は通常、真空中、不活性ガス雰囲気中、大気中等で行えばよいが、特に１０-7Torr以下の真空（減圧下）中で行なうことで特性劣化の極めて少ない磁気抵抗効果膜（磁性多層膜）が得られる。また、加工工程でのラッピングやポリッシングにおいてもＭＲ特性が劣化することはほとんどない。
【００８６】
なお、本発明における保護層は、反強磁性層５０との位置的関係を除外して、一般の保護層として用いることも可能である。
【００８７】
【実施例】
上述してきた磁気抵抗効果膜の発明、およびこれを用いた磁気抵抗効果型ヘッドの発明を以下に示す具体的実験例によりさらに詳細に説明する。
〔実験例Ｉ〕
（実施例サンプルＩ−１の作製）
試作サンプルとして、ガラス基板５の上に下地層７（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ５ｎｍ）、ピン止め層としての反強磁性層５０（Ｒｕ3 Ｒｈ15Ｍｎ82；厚さ１０ｎｍ）、保護層８０（Ｒｈ；厚さ５ｎｍ）を基板側から順次積層して、磁気抵抗効果膜のサンプル（実施例サンプルＩ−１）を作製した。
【００８８】
このサンプルは、スパッタ法により作製し、成膜時には一定方向に誘導磁場を与えて磁場中での成膜を行った。スパッタ条件として真空成膜装置内の到達圧力を８×１０-10 Ｔｏｒｒ；ターゲットの酸素含有量２００〜５００ｐｐｍ；スパッタガス中の不純物濃度３０ｐｐｂ（その中で、Ｈ2 Ｏ濃度は８ｐｐｂ）となるように設定した。
【００８９】
このサンプルについて、２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）が、磁気抵抗効果膜の磁気特性に及ぼす影響を調べる実験を行った。すなわち、（１）成膜時（as depo ) および（２）２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）後の交換結合エネルギーＪｋおよび飽和磁束密度Ｍs の値をそれぞれ求めるとともに、アニール処理（熱処理）前後におけるこれらの変化量（％）を算出した。
【００９０】
交換結合エネルギーＪｋは、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）用いて１ＫＯｅの磁場にて磁化曲線を描き、この磁化曲線より、交換結合磁界Ｈuaおよび強磁性層４０の飽和磁束密度Ｍs を求め、これらの値を用いてＪｋを算出した。交換結合磁界Ｈuaは、例えば、図６に示されるような磁化曲線において、原点ＦからシフトしたＥ点（Ｃ点とＤ点の中間）の磁界として定義される。なお、図中、磁化曲線Ａは磁化容易軸方向（成膜時に磁場を印加した方向）、磁化曲線Ｂは磁化困難軸方向を示している。
【００９１】
（実施例サンプルＩ−２〜Ｉ−４の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質を、Ｒｈから、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉにそれぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、実施例サンプルＩ−２、実施例サンプルＩ−３、実施例サンプルＩ−４をそれぞれ作製した。
【００９２】
（比較例サンプルＩ−１の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質を、Ｒｈから、Ｔａに変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩ−１を作製した。
【００９３】
（比較例サンプルＩ−２の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質および膜厚を、Ｒｈ（膜厚：５ｎｍ）から、Ｈｆ（膜厚：６ｎｍ）に変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩ−２を作製した。
【００９４】
（比較例サンプルＩ−３の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質および膜厚を、Ｒｈ（膜厚：５ｎｍ）から、Ｔａ（膜厚：５ｎｍ）／Ｒｈ（膜厚：５ｎｍ）の積層体に変えた。Ｔａが直接、反強磁性層５０に接している。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩ−３を作製した。
【００９５】
（比較例サンプルＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質および膜厚を、Ｒｈ（膜厚：５ｎｍ）から、Ｔａ（膜厚：５ｎｍ）／Ｒｕ（膜厚：５ｎｍ）の積層体に変えた。Ｔａが直接、反強磁性層５０に接している。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩ−４を作製した。
【００９６】
以上のサンプルについて測定した（１）成膜時（as depo ) および（２）２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）後の交換結合エネルギーＪｋおよび飽和磁束密度Ｍs の値、並びにアニール処理（熱処理）前後の変化量（％）の算出値を下記表１にそれぞれ示す。
【００９７】
【表１】
表１に示される結果より、従来のＴａやＨｆからなる保護層では、アニール処理（熱処理）前後のＭs の変化量が、３２〜３３％程度と極めて大きい。これに対して、本発明の保護層ではアニール処理（熱処理）前後のＭs の変化量が、１５〜１８％程度と極めて小さく抑えられている。特に、ＲｈやＲｕからなる保護層にあっては、変化量が約１５％という極めて優れた効果が発現されているのがわかる。また、従来のＴａやＨｆからなる保護層では、アニール処理（熱処理）前後のＪk の変化量が、２９〜３１％と極めて大きい。これに対して、本発明の保護層ではアニール処理（熱処理）前後のＪk の変化量が、１４〜２０％程度と極めて小さく抑えられている。特に、ＲｈやＲｕからなる保護層にあっては、変化量が約１５％という極めて優れた効果が発現されているのがわかる。
【００９８】
これは、ＲｈやＲｕが極めて酸化に強く、さらに、ＲｈやＲｕが、反強磁性層５０中に含有されるＭｎ合金との関係において、相互拡散に対する高いバリア効果となっているためと考察される。
【００９９】
なお、上記実験例Ｉの各サンプルにおける、反強磁性層内に含まれる不純物濃度は、酸素濃度が２００〜４００ｐｐｍ、炭素濃度が、８０〜２００ｐｐｍ、硫黄濃度が８０〜３００ｐｐｍ、塩素濃度が５０〜１００ｐｐｍであった。反強磁性層内に含まれる不純物濃度の測定方法は以下の手法により行った。
【０１００】
反強磁性層内に含まれる不純物濃度の測定方法
本来は実際のヘッド状態として使われる層厚で評価するべきであるが、解析の限界を超えているので、実際の磁気抵抗効果膜を成膜するのと全く同じ成膜装置、および成膜条件によって厚さ１〜３μｍ程度の反強磁性層を形成する。この時、基板側からの影響を防ぐために、金属の適当なバッファ層を設け、また酸化を防ぐために最上層に他の金属の保護層を形成する。その後、２次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ：Secondary Ion Mass Spectroscopy ）によって、定量分析を行う。
【０１０１】
〔実験例ＩＩ〕
上記の実験結果より、最も保護層として優れた機能を有していたＲｈに注目し、保護層をＲｈとし、反強磁性層の構成組成を種々かえることにより、下記表２に示されるような種々のサンプルを作製した。サンプルの作製手法は実験例Ｉと実質的に同様とした。得られた各種サンプルについて、上記実験例Ｉと同様な評価を行った。結果を下記表２に示す。
【０１０２】
【表２】
表２に示される結果より、保護層をＲｈとした場合、Ｍｎを含有する（４０ａｔ％以上含有）反強磁性層との組み合わせで良好な結果が得られることがわかる。中でも特に、ＭｎおよびＲｕを含むＲｕＲｈＭｎ、ＲｕＰｔＭｎ、ＲｕＮｉＭｎなどからなる反強磁性層との組み合わせで極めて良好な結果が得られる。
【０１０３】
〔実験例ＩＩＩ〕
（実施例サンプルＩＩＩ−１の作製）
以下の要領で実際に、スピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドの主要部であるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜を作製した。すなわち、基板５（Ａｌ2 Ｏ3 付きのＡｌＴｉＣ）の上に、下地層７（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）、軟磁性層２０（ＮｉＦｅ；厚さ９ｎｍ／Ｃｏ；厚さ１ｎｍ）、非磁性金属層３０（Ｃｕ；厚さ２．５ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ２ｎｍ）、反強磁性層５０（Ｒｕ4 Ｒｈ14Ｍｎ82；厚さ１０ｎｍ）、および保護層８０（Ｒｈ；厚さ５ｎｍ）を順次積層してスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜（実施例サンプルＩＩＩ−１）を作製した。
【０１０４】
なお、反強磁性層５０の不純物濃度は、酸素濃度：２００〜４００ｐｐｍ、炭素濃度：８０〜２００ｐｐｍ、硫黄濃度：８０〜３００ｐｐｍ、塩素濃度：５０〜１００ｐｐｍであった。
【０１０５】
このサンプルについて、２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）が、磁気抵抗効果膜のＭＲ変化率（MR Ratio) の値に及ぼす影響を調べる実験を行った。すなわち、（１）成膜時（as depo ) および（２）２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）後のＭＲ変化率の値をそれぞれ求めるとともに、アニール処理（熱処理）前後におけるＭＲ変化率の変化量（％）を算出した。
【０１０６】
ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒは、０．４×６mmの大きさの測定サンプルを作成し、外部磁界を面内に電流と垂直方向になるようにかけながら、−３００〜３００Oeまで変化させたときの抵抗を４端子法により測定した。その抵抗からＭＲ変化率ΔＲ／Ｒを求めた。ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒは、最大比抵抗をρmax 、最小比抵抗をρsat とし、次式により計算した。
【０１０７】
ΔＲ／Ｒ＝（ρmax −ρsat ）×１００／ρsat （％）。
【０１０８】
（実施例サンプルＩＩＩ−２〜ＩＩＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩＩＩ−１において用いた保護層８０の膜厚を、１ｎｍ、２ｎｍ、３ｎｍ、４ｎｍ、８ｎｍにそれぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩＩＩ−１と同様にして、実施例サンプルＩＩＩ−２、実施例サンプルＩＩＩ−３、実施例サンプルＩＩＩ−４、実施例サンプルＩＩＩ−５、実施例サンプルＩＩＩ−６をそれぞれ作製した。
【０１０９】
（比較例サンプルＩＩＩ−１〜ＩＩＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩＩＩ−１において用いた保護層８０の材質を、ＲｈからＴａに変え、膜厚も、２ｎｍ、３ｎｍ、４ｎｍ、５ｎｍにそれぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩＩＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩＩＩ−１、比較例サンプルＩＩＩ−２、比較例サンプルＩＩＩ−３、比較例サンプルＩＩＩ−４をそれぞれ作製した。
【０１１０】
以上のサンプルについて測定した（１）成膜時（as depo ) および（２）２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）後のＭＲ変化率、およびアニール処理（熱処理）前後のＭＲ変化率の変化量（％）を下記表３にそれぞれ示す。
【０１１１】
【表３】
表３に示される結果より、保護層の材料がＲｈの場合には、Ｔａ保護層と比べて、ＭＲの変化量が大きく改善されていることがわかる。特に５ｎｍの層厚で比較すると、Ｒｈの場合はＭＲの変化量が−８．５％、Ｔａの場合は−２５％と大きな効果が確認された。Ｒｈの層厚については、アニール後のＭＲ変化率が４．０％以上得られる約５ｎｍが上限である。層厚の下限については、酸化防止の十分な機能を果たすために約１ｎｍ以上が必要である。好ましくは、２ｎｍ以上である。
【０１１２】
〔実験例ＩＶ〕
上記実施例サンプルＩ−１の作製において、スパッタ条件を種々変えて、反強磁性層中の不純物濃度（酸素、炭素、硫黄、塩素）が異なる種々のサンプルを作製し、反強磁性層中の不純物濃度が交換結合エネルギーＪｋに及ぼす影響を調べた。実験結果を図７〜９のグラフにそれぞれ示した。この結果より、交換結合エネルギーＪｋを０．１ｅｒｇ／ｃｍ2 以上とするためには、酸素濃度を１〜２０００ｐｐｍ、炭素濃度を１〜２０００ｐｐｍ、硫黄濃度を１〜１０００ｐｐｍ、塩素濃度を１〜２０００ｐｐｍの範囲に抑える必要が生じることがわかる。
【０１１３】
このような不純物濃度の抑制は、到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下に排気された真空成膜装置内で、酸素含有量６００ｐｐｍ以下のターゲットを用いて、成膜時に導入されるスパッタガス中の不純物濃度の総和を１００ｐｐｂ以下、かつスパッタガス中のＨ2 Ｏ濃度が４０ｐｐｂ以下でのスパッタガス雰囲気中、スパッタすることにより実現可能であることが確認されている。
【０１１４】
〔実験例Ｖ〕
以下の要領で実際に、図５に示されるようなスピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドを作製した。
【０１１５】
まず、最初にスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜を作製した。すなわち、基板５（Ａｌ2 Ｏ3 付きのＡｌＴｉＣ）の上に、下地層７（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）、軟磁性層２０（ＮｉＦｅ；厚さ７ｎｍ）、非磁性金属層３０（Ｃｕ；厚さ２．５ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ３ｎｍ）、反強磁性層５０（Ｒｕ3 Ｒｈ15Ｍｎ82；厚さ１０ｎｍ）、および保護層８０（Ｒｈ；厚さ５ｎｍ）を順次積層して磁気抵抗効果型ヘッドを作製した。
【０１１６】
この磁気抵抗効果型ヘッドには、Ａｌ2 Ｏ3 ギャップ膜を介して上部シールド層と下部シールド層が形成されている。
【０１１７】
この磁気抵抗効果型ヘッドには、図５に示されるようなインダクティブヘッド部を形成した。すなわち、連結用軟磁性層５２０としてＮｉＦｅを厚さ１０ｎｍに形成し、この連結用軟磁性層５２０の上に、反強磁性層８００としてＲｕ5 Ｒｈ15Ｍｎ20を厚さ１０ｎｍに形成し、この上に、さらに、Ｔａからなる電極部１００を形成して図５に示される構成のスピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドを作製した。その後、１０-7Torrの真空中で、測定電流方向と直角かつ面内方向に２００Oeの磁界を印加しながら２００℃から冷却し、強磁性層のピン止め効果を誘起した。磁気抵抗効果型ヘッドのトラック幅は１．２μｍとした。このときのＭＲ素子高さは１μｍ、感知電流は４ｍＡとした。
【０１１８】
この磁気抵抗効果型ヘッドを用いて、印加磁場と出力電圧の関係を確認したところ、２．０ｍＶの出力電圧が確認された。これは、通常のスピンバルブヘッドの約２倍という極めて大きな値である。
【０１１９】
〔実験例ＶＩ〕
図１０には、本発明の磁気抵抗効果膜をヨーク型ＭＲヘッドに応用した例が示される。ここでは、磁束を導くヨーク６００、６００の一部に切り欠きを設け、その間に磁気抵抗効果膜２００が薄い絶縁膜４００を介して形成されている。この磁気抵抗効果膜２００には、ヨーク６００、６００で形成される磁路の方向と平行または直角方向に電流を流すための電極（図示せず）が形成されている。
〔実験例ＶＩＩ〕
図１１には、本発明における磁気抵抗効果素子をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１例が示される。磁気抵抗効果膜２００は、高比抵抗、高透磁率なフラックスガイド層７００，７１０と磁気的に結合して形成されている。このフラッスガイド層７００，７１０が間接的に信号磁界を磁気抵抗効果膜２００に伝導する。また、非磁性絶縁層４００を介して、フラックスバックガイド層６００（磁気抵抗効果膜２００を通った磁束の逃げ道）が形成される。また、フラックスバックガイド層６００は、非磁性絶縁層４００を介して磁気抵抗効果膜２００の両側に設置されても良い。このヘッドの特徴は、記録媒体に磁界検出部を、ほぼ接触に近いレベルまで接近させることができ、高い出力を得ることができることにある。
【０１２０】
【発明の効果】
上記の結果より本発明の効果は明らかである。すなわち、本発明は、スピンバルブ型の磁気抵抗効果膜において、反強磁性層を、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））から構成し、この上に形成される保護層をＲｈ、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれた少なくとも１種から構成することにより、極めて熱安定性に優れ、ＭＲ変化率の劣化が少ない磁気抵抗効果膜、および当該磁気抵抗効果膜を備えてなる磁気抵抗効果型ヘッドが得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明の磁気抵抗効果膜の断面図である。
【図２】図２は、本発明の作用を説明するための磁気抵抗効果膜、特に磁性多層膜の構造の模式図である。
【図３】図３は、本発明の作用を説明するための磁化曲線とＭＲ曲線の模式図である。
【図４】図４は、本発明の磁気抵抗効果型ヘッドの一例を示す概略斜視図である。
【図５】図５は、本発明の磁気抵抗効果型ヘッドの磁気抵抗効果膜と電極部との好適な接続状態を示す概略斜視図である。
【図６】図６は、本発明のＭ−Ｈループを示す図である。
【図７】図７は、反強磁性層に含有される不純物としての酸素濃度が交換結合エネルギーＪｋに及ぼす影響を調べたグラフである。
【図８】図８は、反強磁性層に含有される不純物としての炭素および硫黄濃度が交換結合エネルギーＪｋに及ぼす影響を調べたグラフである。
【図９】図９は、反強磁性層に含有される不純物としての塩素濃度が交換結合エネルギーＪに及ぼす影響を調べたグラフである。
【図１０】図１０は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）をヨーク型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一部省略断面図である。
【図１１】図１１は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一部省略断面図である。
【符号の説明】
１…磁性多層膜
３…磁気抵抗効果膜
５…基板
２０…軟磁性層
３０…非磁性金属層
４０…強磁性層
５０…反強磁性層
８０…保護層
９０…記録媒体
９３…記録面
１５０…磁気抵抗効果型ヘッド
２００…磁気抵抗効果膜
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気記録媒体等の磁界強度を信号として読み取るための磁気抵抗効果膜のうち、特に小さな磁場変化を大きな電気抵抗変化信号として読み取ることのできる磁気抵抗効果膜および、それを用いた磁気抵抗効果型ヘッドに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、磁気センサの高感度化や磁気記録における高密度化が進められており、これに伴い磁気抵抗変化を用いた磁気抵抗効果型磁気センサ（以下、ＭＲセンサという）や、磁気抵抗効果型磁気ヘッド（以下、ＭＲヘッドという）の開発が盛んに進められている。ＭＲセンサおよびＭＲヘッドはいずれも、磁性材料を用いた読み取りセンサ部の抵抗変化により、外部磁界信号を読み出すものである。このようなＭＲセンサおよびＭＲヘッドは、信号読み取りに際して、記録媒体との相対速度が再生出力に依存しないことから、ＭＲセンサでは高感度が、ＭＲヘッドでは高密度磁気記録の信号読み出し時においても、高い出力が得られるという特徴がある。
【０００３】
しかしながら、従来用いられているＮｉ80Ｆｅ20（パーマロイ）やＮｉＣｏ等の磁性体を利用したＭＲセンサでは、抵抗変化率であるΔＲ／Ｒの値がせいぜい１〜３％くらいと小さく、数ＧＢＰＳＩ（Giga Bits Per Square Inches)以上の超高密度記録の読み出し用ＭＲヘッド材料としては感度が不足する。
【０００４】
ところで、金属の原子径オーダーの厚さの薄膜が周期的に積層された構造をもつ人工格子は、バルク状の金属とは異なった特性を示すために、近年注目されてきている。このような人工格子の１種として、基板上に強磁性金属薄膜と非磁性金属薄膜とを交互に積層した磁性多層膜があり、これまで、鉄−クロム型、コバルト−銅型等の磁性多層膜が知られている。しかし、この人工格子膜では最大抵抗変化の起きる外部磁場（作動磁界強度）が数十ｋＯｅと大きく、このままでは実用性がない。
【０００５】
そこで、このような事情から、スピンバルブという新しい構造が提案されている。これは、非磁性金属層を介してＮｉＦｅ層が２層形成されており、一方のＮｉＦｅ層に隣接してＦｅＭｎ層が配置されている構成をもつ。
【０００６】
ここでは、ＦｅＭｎ層と隣接しているＮｉＦｅ層とが直接交換結合力で結合しているために、このＮｉＦｅ層の磁気スピンは数１０〜数１００Ｏｅの磁場強度まで、その向きを固着される。一方のＮｉＦｅ層のスピンは外部磁場によって自由にその向きを変え得る。その結果、ＮｉＦｅ層の保磁力程度という、小さな磁場範囲で２〜５％の磁気抵抗変化率（ＭＲ変化率）が実現される。
【０００７】
スピンバルブにおいては、２つの磁性層におけるスピンの相対角度の差異を実現させることにより、従来の異方性磁気抵抗（ＡＭＲ）効果とは異なるおおきなＭＲ変化を実現している。これは一方の磁性層と反強磁性との直接交換結合力による磁性層スピンのピンニングにより実現されている。この交換結合がスピンバルブの本質であるといえる。
【０００８】
しかしながら、スピンバルブの実用化についは、以下に述べるようなさまざまな問題がある。磁性層をピンニングしている交換結合の強さを、そのシフトする一方向異方性磁場Ｈuaの大きさで表す。また、その温度安定性としてＨuaが消失する温度をブロッキング温度Ｔb とする。従来より一般に用いられているＦｅＭｎ層やその他の反強磁性層での交換結合では以下の問題がある。
【０００９】
１）ブロッキング温度Ｔb が１５０〜１７０℃と低い。バルクの状態と比較して、ブロッキング温度Ｔb が低く、本来のピンニング効果を十分に発揮する良好な薄膜が得られていない。
【００１０】
２）ブロッキング温度Ｔb の分散が生じていることが問題である。すなわち、薄膜であるが故に、ＦｅＭｎ層内の膜面は、さまざまな結晶粒から構成されており、個々の結晶粒は独自のブロッキング温度Ｔb を持っている。つまり、すべての結晶粒がすべて同一のブロッキング温度Ｔb を持っていれば問題はないのであるが、実際は、低めのブロッキング温度Ｔb を有する結晶粒や、高めのブロッキング温度Ｔb を有する結晶粒などさまざまである。その結果、応用上の動作温度領域である８０〜１２０℃において、強磁性層のスピンを反転させてしまう弱い交換結合をもった結晶粒が一部存在することがある（低めのブロッキング温度Ｔb を有する結晶粒の存在が原因）。すると、ピン止めされている強磁性層のスピン方向が全体として傾いてしまい、出力電圧が低下してしまうことがある。従って、できるだけすべての結晶粒がすべて均一で、高いブロッキング温度Ｔb を持つような良質の反強磁性薄膜の提供が望まれる。
【００１１】
このような課題を解決すべく、本出願人らはすでに特願平８−３５７６０８号や、特願平９−２１９１２１号において、好適例としてＲｕx Ｍy Ｍｎz （ＭはＲｈ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｅから選ばれた少なくとも１種）からなる反強磁性薄膜を提案している。
【００１２】
ところで、反強磁性薄膜に接して積層形成される保護膜の材質としては、Ｔａが一般的であり、時として、ＣｕやＨｆが用いられることもある。すなわち、先行技術の代表例として、以下のものが挙げられる。
【００１３】
（１）Jounal of Magnetism and Magnetic Materials,
93(1991)101 (Dieny, IBM)
Si/Ta(50Å)/NiFe(60 Å)/Cu(25 Å)/NiFe(40 Å)/FeMn(50 Å)/Cu(50 Å)
という積層膜構造についての情報が開示されている。ここでの反強磁性層はＦｅＭｎであり、保護層材料は、50Å厚さのＣｕである。
【００１４】
（２）Japan Jounal of Applied Physics,
33(1994)1327 (Nakatani, Hitachi)
Si/Hf(50Å)/NiFeCo( 50Å)/Cu(20 Å)/NiFeCo(50 Å)/FeMn(100Å)/Hf(50 Å) という積層膜構造についての情報が開示されている。ここでの反強磁性層はＦｅＭｎであり、保護層材料は、50Å厚さのＨｆである。
【００１５】
（３）特開平９−１４７３２５
glass/Ta(100Å)/NiFe( 50Å)/PtMn(200Å)/Ta(100Å) という積層膜構造についての情報が開示されている。ここでの反強磁性層はＰｔＭｎであり、保護層材料は、100 Å厚さのＴａである。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このような従来からある保護層材料を、上記本願発明らが提案した反強磁性薄膜に採用しただけでは、きわめて要求の厳しい耐熱試験をクリアできないことが実験的にわかってきた。すなわち、
（１）製造プロセスにおける不可避の熱処理工程（例えば、２５０℃、３時間の熱処理操作）を通過すると磁気抵抗効果膜のＭＲ変化率が約３０％ほど低下してしまう。その結果、スピンバルブヘッドとして完成した後に、十分な出力が確保できないおそれがある。
【００１７】
（２）１２０〜１４０℃における温度保持において、ピン止めされた強磁性層が回転してしまうおそれがある。すなわち、ヘッドの動作温度が１２０〜１４０℃となる高回転型ディスクにスピンバルブヘッドを組み込んだ場合、出力が時間とともに減少して、ついにはディスク中の記録情報が読み出せなくなるおそれがある。
【００１８】
本発明はこのような実状のものに創案されたものであって、その目的は、熱安定性に優れ、ＭＲ変化率の劣化が少ない磁気抵抗効果膜、および当該磁気抵抗効果膜を備えてなる磁気抵抗効果型ヘッドを提供することにある。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接する面と反対側の面）に形成された反強磁性層と、反強磁性層の上（強磁性層と接する面と反対側の面）に形成された保護層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であって、前記反強磁性層が、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））からなり、前記保護層がＲｈ、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２０】
また、本発明は、磁気抵抗効果膜と、導体膜と、電極部とを含む磁気抵抗効果型ヘッドであって、前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果膜と導通しており、前記磁気抵抗効果膜は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接する面と反対側の面）に形成された反強磁性層と、反強磁性層の上（強磁性層と接する面と反対側の面）に形成された保護層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であり、前記反強磁性層が、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））からなり、前記保護層がＲｈ、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２１】
好ましい態様として、前記反強磁性層は、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））からなり、前記保護層がＲｈ、Ｒｕから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２２】
好ましい態様として、前記反強磁性層は、Ｒｕx Ｍy Ｍｎz （ＭはＲｈ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｅ，Ｎｉ，Ｉｒから選ばれた少なくとも１種であり、１≦ｘ≦３０，１≦ｙ≦３０，６９≦ｚ≦９０，１０≦ｘ＋ｙ≦３１（ｘ，ｙ，およびｚの単位は原子％））からなり、前記保護層がＲｈ、Ｒｕから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２３】
好ましい態様として、前記反強磁性層は、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））からなり、前記保護層がＴｉ、Ｚｒから選ばれた少なくとも１種からなるように構成される。
【００２４】
好ましい態様として、前記保護層の厚さ（ｔ）は、１ｎｍ≦ｔ≦５ｎｍの範囲にあるように構成される。
【００２５】
前記反強磁性層中には不純物としての酸素を含有し、その酸素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍであるように構成される。
【００２６】
前記反強磁性層中には、さらに、不純物としての炭素、硫黄、塩素を含み、反強磁性層中に含有される炭素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍ、硫黄濃度が１〜１０００原子ｐｐｍ、塩素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍであるように構成される。
【００２７】
好ましい態様として、前記反強磁性層は、到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下に排気された真空成膜装置内で、酸素含有量６００ｐｐｍ以下のターゲットを用いて、成膜時に導入されるスパッタガス中の不純物濃度の総和を１００ｐｐｂ以下、かつスパッタガス中のＨ2 Ｏ濃度が４０ｐｐｂ以下でのスパッタガス雰囲気中、スパッタ法にて成膜されてなるように構成される。
【００２８】
好ましい態様として、前記磁気抵抗効果膜は、基板側から、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層、反強磁性層、保護層を順次備える多層膜構造を備えてなるように構成される。
【００２９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の具体的実施の形態について詳細に説明する。本明細書中、濃度を示す単位であるｐｐｍおよびｐｐｂはすべて、原子ｐｐｍおよび原子ｐｐｂを示す。
【００３０】
図１は、本発明の磁気抵抗効果膜３の好適な一例を示す断面図である。この実施の態様において、磁気抵抗効果膜３は、巨大磁気抵抗効果を示すスピンバルブ膜としての磁性多層膜１を備えている。
【００３１】
図１に示されるように、磁性多層膜１は、非磁性金属層３０と、この非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の上（ここで言う『上』とは、非磁性金属層３０と接する面と反対側の面を意味する）に形成された反強磁性層５０を有する積層体構造をなしている。
【００３２】
これらの積層体は、図１に示されるように、通常、基板５の上に形成され、これらが基板５側から、下地層７を介して、軟磁性層２０、非磁性金属層３０、強磁性層４０、反強磁性層５０の順に積層されている。この反強磁性層５０の上には、図示のごとく、さらに保護層８０が形成される。
【００３３】
この実施の態様における磁性多層膜１（スピンバルブ膜）では、外部から加わる信号磁界の向きに応じて非磁性金属層３０を介して、その両側に隣接して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０との互いの磁化の向きが実質的に異なることが必要である。その理由は、本発明の原理が、非磁性金属層３０を介して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の向きがズレているとき、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、抵抗が増え、磁化の向きが互いに逆向きに向いたとき、最大の抵抗を示すことにあるからである。すなわち、本発明では、図２に示されるように外部からの信号磁場がプラス（記録媒体９０の記録面９３から向かって上向き（符号９２で表される）であるとき、隣合った磁性層の磁化の方向が互いに逆向きの成分が生じ、抵抗が増大するのである。
【００３４】
ここで、本発明の磁気抵抗効果膜に用いられる（スピンバルブ）磁性多層膜における、磁気記録媒体からの外部信号磁場と、軟磁性層２０と強磁性層４０の互いの磁化の方向、及び電気抵抗の変化の関係を説明する。
【００３５】
今、本発明の理解を容易にするために、図１に示されるごとく、１つの非磁性金属層３０を介して１組の軟磁性層２０と強磁性層４０とが存在する最もシンプルな磁性多層膜の場合について、図２を参照しつつ説明する。
【００３６】
図２に示されるように、強磁性層４０は後に述べる方法によって媒体面に向かって下向き方向にその磁化をピン止めされている（符号４１）。もう一方の軟磁性層２０は、非磁性金属層３０を介して形成されているので、その磁化方向は外部からの信号磁界によって向きを変える（符号２１）。このとき、軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の相対角度は、磁気記録媒体９０からの信号磁界の向きによって大きく変化する。その結果、磁性層内に流れる伝導電子が散乱される度合いが変化し、電気抵抗が大きく変化する。
【００３７】
これによってパーマロイの異方性磁気抵抗効果とはメカニズムが本質的に異なる大きなＭＲ（Magneto-Resistance) 効果が得られる。これは特にＧＭＲ（Giant-Magneto-Resistance) 効果と呼ばれる。
【００３８】
軟磁性層２０，強磁性層４０と、ピン止め効果を示す反強磁性層５０の磁化の向きが外部磁場に対して相対的に変化する。それらの磁化の向きの変化が磁化曲線とＭＲ曲線とに対応させて図３に示される。ここでは、反強磁性層５０により、強磁性層４０の磁化は全てマイナス方向（記録媒体９０の記録面から向かって下向き）に固定されている。外部信号磁場がマイナスの時は軟磁性層２０の磁化もマイナス方向を向く。いま、説明を簡単にするために軟磁性層２０，強磁性層４０の保磁力を０に近い値とする。信号磁場ＨがＨ＜０の領域（Ｉ）では、まだ軟磁性層２０および強磁性層４０両磁性層の磁化方向は一方向を向いている。
【００３９】
外部磁場を上げてＨが軟磁性層２０の保磁力を超えると軟磁性層の磁化方向は信号磁場の方向に回転し、軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化の向きが反平行となるのにつれて磁化と電気抵抗が増加をする。そして一定値となる（領域（II）の状態）。このとき反強磁性層５０により、あるピン止め磁場Ｈuaが働いている。信号磁場がこのＨuaを越えると強磁性層４０の磁化も信号磁場の方向に回転し、領域（III)で軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化方向は、一方向に揃って向く。このとき、磁化はある一定値に、ＭＲ曲線は０となる。
【００４０】
逆に信号磁場Ｈが減少するときは、今までと同様に、軟磁性層２０および強磁性層４０の磁化反転に伴い、領域（III)から（II）、（I)と順次変化する。ここで領域（II）のはじめの部分で、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、抵抗は大きくなる。領域（II）のうち、強磁性層４０はピン止めされているためほとんど磁化反転はしないが、軟磁性層２０は直線的にその磁化を増加させるため、軟磁性層２０の磁化変化に対応し、スピンに依存した散乱を受ける伝導電子の割合が徐々に大きくなる。すなわち、軟磁性層２０に例えばＨｃの小さなＮｉ0.8 Ｆｅ0.2 を選び、適当な一方向異方性磁場Ｈｋを付与することにより、Ｈｋ付近以下の数Oe〜数１０Oeの範囲の小外部磁場で抵抗変化が直線的、かつ大きな抵抗変化率を示す磁性多層膜が得られる。
【００４１】
以下、上述してきた磁気抵抗効果膜３の各構成について詳細に説明する。この磁気抵抗効果膜における第一の特徴点は、反強磁性層５０を構成する材質と、この反強磁性層５０の上に直接成膜される前記保護層８０を構成する材質との組み合わせにある。
【００４２】
すなわち、本発明における反強磁性層５０は、マンガン（Ｍｎ）を必須としＭx Ｍｎ100-x で表わされる。ここで、ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種である。ｘは、１５≦ｘ≦５８の範囲の値をとり、ｘの単位は原子％である。
【００４３】
このような反強磁性層５０の材質の中でも特に、マンガン（Ｍｎ）およびルテニウム（Ｒｕ）を必須とし、Ｒｕx Ｍy Ｍｎz で表わされる反強磁性層５０の材質が好適に用いられる。ここで、ＭはＲｈ，Ｐｔ，Ｐｄ，Ａｕ，Ａｇ，Ｒｅ，Ｉｒから選ばれた少なくとも１種であり、１≦ｘ≦３０，１≦ｙ≦３０，６９≦ｚ≦９０，１０≦ｘ＋ｙ≦３１（ｘ，ｙ，およびｚの単位は原子％）の範囲をとる。Ｒｕx Ｍy Ｍｎz におけるＭは、上記の元素から選ばれた一種類をとることが一般的であり、この場合、反強磁性層５０は３成分から構成されるが、特殊な場合として４成分系以上とすることもできる。
【００４４】
このような反強磁性層５０の上に保護層８０が直接形成される。保護層８０は、通常、成膜プロセスの過程での磁性多層膜表面の酸化を防止し、その上部に形成される電極材料とのぬれ性や、密着強度の向上という目的のために形成される。本発明において、保護層８０は、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉの少なくとも１種から構成される。保護層８０を構成する各元素は１００％ピュアなものが好ましいが、７０ｗｔ％以上含む合金であっても本発明の効果は発現可能であり、例えば単に、『保護層８０がＲｈ』と言った場合でも、Ｒｈを７０ｗｔ％以上含む合金までが本発明の権利範囲に含まれる。保護層８０は、好ましくはＲｈ、Ｒｕの少なくとも１種、さらに好ましくは、Ｒｈである。Ｒｈは特に、酸化防止および拡散防止のための保護膜として優れた効果を示し、反強磁性層５０の構成元素であるＭｎとの関係において、さらにはＲｕ、Ｍｎとの関係において相互拡散の影響が極めて少ない。
【００４５】
本発明の範囲を外れる反強磁性層５０材質と保護層８０材質の組み合わせでは、反強磁性層５０材質と保護層８０材質との相互拡散が大きくなり、反強磁性層５０の組成がずれて十分なピン止め効果が得られなくなり、交換結合のエネルギーＪｋが劣化する。また、上記の相互拡散に誘発されて強磁性層４０の飽和磁化Ｍs の値も減少する。
【００４６】
保護層８０の厚さ（ｔ）は、好ましくは１ｎｍ≦ｔ≦５ｎｍの範囲、より好ましくは、２ｎｍ≦ｔ≦４ｎｍに設定される。この値が１ｎｍ未満となると保護膜としての本来の機能を果たさなくなってしまうという不都合が生じる。またこの値が５ｎｍを超えると、本願発明において選定された材質、特に、Ｒｈ、Ｒｕは、従来のＴａなど比べて、比抵抗が小さいために膜厚が厚いとセンス電流の分流効果が発生してＭＲ特性が小さくなってしまうという不都合が生じる。
【００４７】
本発明における、反強磁性層５０および保護層８０の特に好適な組み合わせの具体例を以下に示す。
【００４８】
（１）反強磁性層５０…ＲｕＲｈＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（２）反強磁性層５０…ＲｕＰｔＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（３）反強磁性層５０…ＲｕＲｅＭｎ 保護層８０…Ｒｕ
（４）反強磁性層５０…ＲｕＡｕＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（５）反強磁性層５０…ＲｕＦｅＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（６）反強磁性層５０…ＲｈＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（７）反強磁性層５０…ＰｔＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（８）反強磁性層５０…ＲｔＲｈＭｎ 保護層８０…Ｒｈ
（９）反強磁性層５０…ＲｔＣｒＭｎ 保護層８０…Rh/Ru （積層体）
（１０）反強磁性層５０…ＲｔＡｕＭｎ 保護層８０…Rh/Ru （積層体）
本発明において、反強磁性層５０中に含有される酸素濃度は、１〜２０００原子ｐｐｍ、好ましくは１〜１０００原子ｐｐｍ、さらに好ましくは１〜６００原子ｐｐｍに規制される。この値が２０００原子ｐｐｍを超えると、反強磁性層５０と強磁性層４０との交換結合のエネルギーＪｋの大きな値が得られなくなるという不都合が生じる。さらには、ブロッキング温度Ｔb の分散が大きくなり、ピンニング効果に優れる良好な薄膜が得られない。酸素濃度の下限値は、限りなくゼロい近いことが望ましいが、現実的にゼロとすることは不可能に近く、一応の限界の目安として１原子ｐｐｍと規定している。
【００４９】
なお、本発明における特性評価項目の一つである、上記反強磁性層と強磁性層との交換結合のエネルギーＪk は、Ｊk ＝Ｍs ・Ｈua・ｄで定義される。Ｍs は強磁性層の飽和磁化、Ｈuaは交換結合によるシフト磁場、ｄは強磁性層の層厚を表す。ピンニングされる強磁性層に同じ材料と同じ層厚を用いた場合、Ｊk の値が大きいほどシフトする磁場Ｈuaが大きくなり、ＭＲヘッドとしての動作が安定であるということになる。１０Ｇｂｉｔ／ｉｎｃｈ2 を越えるような記録密度のＭＲヘッドとして用いるためには、このＪk の値は、０．０８ｅｒｇ／ｃｍ2 程度以上が必要である。この値が０．０８ｅｒｇ／ｃｍ2 未満となるとシフト磁場が小さくなってしまい、強磁性層４０に対するスピンの安定したピンニング効果が失われスピンバルブとしての安定した動作を示さないことがある。
【００５０】
本発明において、前記反強磁性層５０中には、さらに、不純物としての炭素、硫黄、塩素を含み、反強磁性層５０中に含有される炭素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍ、硫黄濃度が１〜１０００原子ｐｐｍ、塩素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍであるように構成される。これらの不純物濃度の範囲の上限を超えると、反強磁性層と強磁性層との交換結合のエネルギーＪｋの大きな値が得られなくなるという不都合が生じる。さらには、ブロッキング温度Ｔb の分散が大きくなり、ピンニング効果に優れる良好な薄膜が得られない。これらの不純物濃度の下限値は、限りなくゼロい近いことが望ましいが、現実的にゼロとすることは不可能に近く、一応の限界の目安として１原子ｐｐｍと規定している。
【００５１】
反強磁性層５０の厚さは、５〜１００ｎｍ、好ましくは５〜８０ｎｍ、より好ましくは５〜５０ｎｍ、更に好ましくは５〜３０ｎｍの範囲とするのがよい。反強磁性層５０の厚さが、５ｎｍより薄くなると交換結合磁界Ｈuaやブロッキング温度Ｔｂが急激に小さくなってしまう。逆に厚い分は余り問題がないが、あまり厚すぎるとＭＲヘッドとしてのギャップ長（シールド−シールド間の長さ）が大きくなってしまい、超高密度磁気記録に適さなくなってしまう。従って、１００ｎｍより小さいほうがよい。
【００５２】
強磁性層４０は、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｄｙ，Ｅｒ，Ｎｄ，Ｔｂ，Ｔｍ，Ｃｅ，Ｇｄ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、特に、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w （ただし、重量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）で表される組成で構成することが好ましい。これらの組成範囲を外れると、大きな電気抵抗の変化が得られなくなるという不都合が生じる。
【００５３】
このような強磁性層４０の厚さは、１．６〜１０ｎｍ、より好ましくは、２〜６ｎｍとされる。この値が、１．６ｎｍ未満となると、磁性層としての特性が失われる。この一方で、この値が１０ｎｍを超えると、前記反強磁性層５０からのピン止め力が小さくなり、この強磁性層のスピンのピン止め効果が十分に得られなくなる。
【００５４】
このような強磁性層４０は上述のごとく反強磁性層５０と直接接しているため、両者に直接層間相互作用が働き、強磁性層４０の磁化回転が阻止される。一方、後に詳述する軟磁性層２０は、外部からの信号磁場により、自由にその磁化を回転させることができる。その結果、軟磁性層２０と強磁性層４０との両者の磁化に相対的な角度が生み出され、この磁化の向きの違いに起因した大きなＭＲ効果が得られる。
【００５５】
軟磁性層２０は、軟磁性特性を示すＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、保磁力Hcの小さな磁性層を用いた方がＭＲ曲線の立ち上がりが急峻となり、好ましい結果が得られる。軟磁性層２０を下記に示すような２層構造にすることは、特に好ましい態様である。すなわち、非磁性金属層３０側からＣｏ（コバルト）単体あるいはＣｏを８０重量％以上含む合金より構成された第１の軟磁性層と、（Ｎｉx Ｆｅ1-x ）y Ｃｏ1-y （ただし、重量で０．７≦ｘ≦０．９、０．５≦ｙ≦１．０）で表わされる組成である第２の軟磁性層との２層積層体として構成する。このような構成とすることにより、Ｃｏリッチな第１の軟磁性層が拡散ブロッキング層として働き、第２の軟磁性層側から非磁性金属層３０側へとＮｉの拡散を防止することができる。また、Ｃｏリッチな第１の軟磁性層は電子の散乱能力を増大させるため、ＭＲ変化率が向上するという効果も発現する。なお、第２の軟磁性層は、ソフト磁性を維持させるために上記組成範囲内で形成される。
【００５６】
このような軟磁性層２０の厚さは、２〜１５ｎｍ、好ましくは、３〜１５ｎｍ、さらに好ましくは、５〜１５ｎｍとされる。この値が、２ｎｍ未満となると、良好な軟磁性層としての特性が得られない。この一方で、この値が１５ｎｍを超えると、多層膜全体の厚さが厚くなり、磁性多層膜全体の抵抗が大きくなり、ＭＲ効果が減少してしまう。なお、軟磁性層２０を上記のように２層積層体とした場合には、Ｃｏリッチの第１の軟磁性層の厚さを、０．４ｎｍ以上確保すればよい。
【００５７】
このような軟磁性層２０と前記強磁性層４０との間に介在される非磁性金属層３０は、効率的に電子を導くために、伝導性のある金属が望ましい。より具体的には、Ａｕ、Ａｇ、およびＣｕの中から選ばれた少なくとも１種、またはこれらの少なくとも１種以上を６０ｗｔ％以上含む合金等が挙げられる。
【００５８】
このような非磁性金属層３０の厚さは、１．５〜４ｎｍであることが好ましい。この値が１．５ｎｍ以下になると、このものを介して配置されている軟磁性層２０と強磁性層４０とが交換結合してしまい、軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンがそれぞれ独立に機能しなくなってしまうという不都合が生じる。この値が４ｎｍを超えると、上下に位置する軟磁性層２０と強磁性層４０の界面で散乱される電子の割合が減少してしまい、ＭＲ変化率の減少が起こってしまうという不都合が生じる。
【００５９】
基板５は、ガラス、ケイ素、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等の材料により形成される。厚さは、通常、０．５〜１０ｍｍ程度とされる。
【００６０】
各層の材質及び層厚を上記のように規定し、さらに、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に、後述する膜面内の一方向に外部磁場を印加して、異方性磁界Ｈｋを２〜２０Oe、より好ましくは２〜１６Oe、特に２〜１０Oe付与することが好ましい。
【００６１】
軟磁性層の異方性磁界Ｈｋが２Oe未満となると、保磁力と同程度となってしまい、０磁場を中心とした直線的なＭＲ変化曲線が実質的に得られなくなるため、ＭＲ素子としての特性が劣化する。また２０Oeより大きいと、この膜をＭＲヘッド等に適用した場合、出力が低下しやすく、かつ分解能が低下する。ここでこれらのＨｋは、外部磁場として成膜時に１０〜３００Oeの磁場を印加することで得られる。外部磁場が１０Oe以下ではＨｋを誘起するのに十分ではないし、また、３００Oeを越えても効果は変わらないが、磁場発生のためのコイルが大きくなってしまい、費用もかさんで非効率的である。
【００６２】
上述してきた磁性多層膜１をそれぞれ繰り返し積層したものを、磁気抵抗効果膜とすることもできる。磁性多層膜の繰り返し積層回数ｎに特に制限はなく、目的とする磁気抵抗変化率等に応じて適宜選択すればよい。昨今の磁気記録の超高密度化に対応するためには、磁性多層膜の全層厚が薄いほど良い。しかし薄くなると通常、ＭＲ効果は同時に小さくなってしまうが、本発明に用いられる磁性多層膜は、繰り返し積層回数ｎが１の場合でも十分実用に耐えうる多層膜を得ることができる。また、積層数を増加するに従って、抵抗変化率も増加するが、生産性が悪くなり、さらにｎが大きすぎると素子全体の抵抗が低くなりすぎて実用上の不便が生じることから、通常、ｎを１０以下とするのが好ましい。ｎの好ましい範囲は１〜５である。
【００６３】
前記磁性多層膜１の各層の成膜は、スパッタ法にて行なわれる。磁性多層膜１の成膜、特に、反強磁性層５０の成膜に際して、真空成膜装置内の到達圧力は２×１０-9Ｔｏｒｒ以下、好ましくは８×１０-10 Ｔｏｒｒ以下、さらに好ましくは２×１０-10 Ｔｏｒｒ以下に設定される。到達圧力とは、成膜開始前の成膜装置内の圧力として定義され、成膜時の圧力とは異なる。
【００６４】
この到達圧力の値が２×１０-9Ｔｏｒｒを超えると、本発明の所望の特性を備える反強磁性層５０が形成できない。
【００６５】
到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下という範囲は、膜質の向上という観点から、従来より提案されていない範囲のものである。到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下の条件を達成するためには、一般には行なわれていないスパッタ装置の構成が必要となる。すなわち、真空シール部分をすべて金属ガスケットとすること、装置を全てステンレスもしくはＡｌで形成すること、装置の組み上げ時に真空中高温でガス出しすること、および排気動作の中で真空槽全体を高温にベーキングして残留ガス、Ｈ2 Ｏ分を徹底的に強制排気すること、および２×１０-9Ｔｏｒｒ以下での動作が可能な特殊な排気ポンプを使用することが必要である。
【００６６】
また、スパッタ法で用いられるターゲットに含有される酸素濃度は、反強磁性層５０の形成の場合、１〜６００ｐｐｍ、好ましくは１〜５００ｐｐｍ、より好ましくは１〜３００ｐｐｍに設定される。ターゲットに含有される酸素濃度が上記の限界範囲を超えると、本発明の所望の特性を備える反強磁性層５０を形成することが困難になる。ここで、ターゲットに含有される酸素濃度とは、ターゲットの一部を用いて燃焼させ生成したＣＯ2 ガス量を用いて分析される。さらに、スパッタ時に導入されるスパッタガス中の不純物（例えば、Ｈ2 Ｏ、ＣＯ2 、Ｈｅ等）の濃度の合計は、０．１〜１００ｐｐｂ、好ましくは、０．１〜５０ｐｐｂ、さらに好ましくは０．１〜１０ｐｐｂ、またさらに好ましくは０．１〜５ｐｐｂに設定される。スパッタガス中の不純物濃度が１００ｐｐｂを超えると、本発明の所望の特性を備える反強磁性層５０が形成できない。特に、スパッタガス中のＨ2 Ｏ不純物濃度は、膜質に影響を及ぼしやすく４０ｐｐｂ以下、好ましくは１０ｐｐｂ以下、さらに好ましくは５ｐｐｂ以下に設定する必要がある。
【００６７】
なお、実際の成膜が行われている間の真空成膜装置内の運転圧力は、通常、１×１０-4〜１×１０-2Ｔｏｒｒに設定される。
【００６８】
本発明における磁性多層膜１の各層の成膜は、それぞれ、上記の成膜条件に従って行うことが、磁気抵抗効果膜の特性をさらに向上させるために望ましい。
【００６９】
基板５としては、前述したようにガラス、ケイ素、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等を用いることができる。成膜に際しては、前述したように軟磁性層２０成膜時に、膜面内の一方向に１０〜３００Oeの外部磁場を印加することが好ましい。これにより、軟磁性層２０に異方性磁場Ｈｋを付与することができる。なお、外部磁場の印加方法は、軟磁性層２０成膜時のみ、磁場の印加時期を容易に制御できる。例えば電磁石等を備えた装置を用いて印加し、反強磁性層５０成膜時は印加しない方法であってもよい。あるいは、成膜時を通して常に一定の磁場を印加する方法であってもよい。
【００７０】
また、前述したように、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に膜面内の一方向に外部磁場を印加して異方性磁場Ｈｋ誘起することで、さらに高周波特性を優れたものとすることができる。
【００７１】
さらに、反強磁性層５０を成膜する際には、軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直方向に磁場を印加すると良い。つまり磁性多層膜の膜面内でかつ、測定電流と直角方向となる。ここで印加する磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあればよい。これにより、反強磁性層５０により強磁性層４０の磁化の方向が確実に印加磁場方向（測定電流と直角方向）に固着され、信号磁場によってその向きを容易に変えうる軟磁性層２０の磁化と最も合理的に反平行状態を作り出すことができる。もっともこれは必要条件ではなく、反強磁性層を成膜する際、および軟磁性層を成膜する際に印加する磁場の方向が同じ向きであっても良い。この時は磁性多層膜の成膜後、工程中で１５０〜３００℃、特に２００℃程度の熱処理を行う際に、短冊短辺方向（軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直方向）に磁場を印加しながら、温度を下げていくと良い。
【００７２】
上記の実施の態様で説明した、磁性多層膜１を備える磁気抵抗効果膜３は、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）、ＭＲセンサ、強磁性メモリ素子、角度センサ等に応用される。
【００７３】
以下、磁気抵抗効果膜３を磁気抵抗効果型ヘッドに応用した例を挙げて説明する。本発明における磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）としては、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す磁性多層膜を備えるスピンバルブヘッドが好適例として挙げられる。
【００７４】
以下、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）としてスピンバルブヘッドを採り挙げて説明する。
【００７５】
図４に示されるように磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０は、信号磁場を感磁するための感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００と、この磁気抵抗効果膜２００の両端部２００ａ，２００ａに形成された電極部１００，１００とを有している。そして、感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００の端部２００ａ，２００ａは、その両端部全体が電極部１００，１００に接する状態で接続されていることが好ましい。なお、導体膜１２０，１２０は、前記電極部１００，１００を介して磁気抵抗効果膜２００と導通している。本発明では、後の説明をわかりやすくするために、便宜上、導体膜１２０と電極部１００とに分けているが、導体膜１２０と電極部１００は、本来一体的に薄膜形成法により形成されている場合が多く、これらは一つ部材と考えてもよいものである。
【００７６】
ＭＲヘッドにおける感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００は、前記図１に示される磁性多層膜１を有する磁気抵抗効果膜３と実質的に同様な積層構造のものが用いられる。すなわち、磁気抵抗効果膜２００は、実質的に図１に示される磁性多層膜を有する磁気抵抗効果膜３に置換され、その結果、磁気抵抗効果膜２００は、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の上（非磁性金属層３０と接する面と反対側の面）に形成された反強磁性層５０と、この反強磁性層５０の上に形成された保護層８０を有している。
【００７７】
ここで重要な点は、以上のようにして形成した磁気抵抗効果膜２００は、いわゆるスピンバルブ型の磁気抵抗変化を示すという点である。スピンバルブ型の磁気抵抗変化とは、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上に形成された反強磁性層５０とを有する磁性多層膜において、外部の信号磁界が０の時に軟磁性層２０とピン止めされた強磁性層４０のスピンの成す角度が、鋭角方向から見てほぼ、９０度に近く設定されているものをいう。実際は４５〜９０度の角度であることが多いが、特に好ましくは９０度（磁化の直交化）に設定するのがよい。磁気抵抗効果曲線（ＭＲ曲線）が、外部磁場が０のときを中心にしてプラス、マイナスの外部磁場に対し、左右非対称となるようにするためである。
【００７８】
この磁化の直交化を図るために、磁性多層膜１を反強磁性層５０のブロッキング温度Ｔｂ以上で磁場中で真空熱処理を行う必要がある。この処理を直交化熱処理と呼び、この時の温度を直交化温度と呼ぶ。成膜中に印加する磁場であらかじめ直交化させておくことによっても実現可能である。しかしながら、その後のヘッド製造プロセスでうける不可避の熱によって、その直交状態が乱されてしまう。従って、好ましくはヘッド製造プロセスの最後に直交化熱処理を行うのがよい。この直交化熱処理の際、反強磁性層５０の磁化方向のみ変化させることが望ましい。この直交化温度はブロッキング温度Ｔｂよりも高く、軟磁性層２０の誘導磁気異方向性が消失する温度よりも低いことが望ましい。従って、ブロッキング温度Ｔｂが、軟磁性層２０の誘導磁気異方向性が消失する温度よりも高い場合に、直交化熱処理を行うと、軟磁性層２０の磁化方向が外部磁界に対して磁化容易軸方向となり、外部磁界に対する磁気抵抗効果曲線にヒステリシスを持ってしまい線形性に問題が生じる。同時に出力が低下してしまう。また、ブロッキング温度Ｔｂが軟磁性層２０の誘導磁気異方向性が消失する温度よりも低過ぎる場合には、磁気記録システム内のＭＲセンサ動作中、およびスピンバルブヘッド作製プロセス時に加わる温度により交換結合磁界Ｈuaの劣化が生じ、スピンバルブ膜として機能できないという問題がある。つまり、軟磁性層２０の誘導磁気異方向性が消失する温度よりも少し低い温度にブロッキング温度Ｔｂをもつ反強磁性層５０を形成し、直交化熱処理を行うことが好ましい。本発明においては、反強磁性層５０の組成を上述した範囲内で適宜設定することにより、１６０〜４００℃の範囲のブロッキング温度Ｔｂが選定可能となる。直交化熱処理は、１５０〜４１０℃程度の範囲で行われる。特に、本発明では、反強磁性層５０の組成との関係で保護層８０の材質を選定しているので、例えば、２１０〜２５０℃、２時間程度の熱処理プロセスを経ても、スピンバルブ膜としての特性劣化が極めて少ない。
【００７９】
図４に示されるように磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０には、磁気抵抗効果膜２００および電極部１００，１００を上下にはさむようにシールド層３００，３００が形成されるとともに、磁気抵抗効果膜２００とシールド層３００，３００との間の部分には非磁性絶縁層４００が形成される。
【００８０】
ここで感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００に用いられる強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟磁性層２０、反強磁性層５０、および保護層８０は、それぞれ、前記磁性多層膜の実施例で述べたものと同様の材質、厚さのものを用いることが望ましい。
【００８１】
図４に示すように、電流を流す電極部１００を磁気抵抗効果膜２００の積層方向にその端部２００ａ，２００ａ全体が接する構造とする。すると、電子は軟磁性層２０と強磁性層４０に挟まれた部分を中心に流れつつ、軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンの方向によって磁気散乱され、素子の抵抗が大きく変化する。したがって微小な外部磁場の変化を大きな電気抵抗の変化として検出することができるのである。
【００８２】
また、本願発明のスピンバルブ膜を備えるＭＲヘッドは、図５に示されるようなヘッド構造とすることが特に好ましい。すなわち、感磁部分である磁気抵抗効果膜２００と測定電流を流すための電極部１００との間に、図示のごとく磁気抵抗効果膜２００側から連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁性層８００）を順次介在させる。しかも、連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁性層８００）の一方端側は、磁気抵抗効果膜２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆うように、かつ他方端側は図示のごとく電極部１００下面１０１まで潜り込んで形成される。さらに、電極部１００のヘッド中央側に位置する端部１０２は、磁気抵抗効果膜２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆い、かつ、連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００の上部端部５２０ａ，８００ａをもそれぞれ覆うように形成される。なお、連結用軟磁性層５２０としては、例えば、ＮｉＦｅ，ＮｉＦｅＣｒ，ＮｉＦｅＲｈ，ＮｉＦｅＲｕ，ＣｏＺｒＮｂ，ＦｅＡｌＳｉ，ＦｅＺｒＮ等（厚さ１０ｎｍ程度）が用いられ、反強磁性層８００としては、Ｒｕ5 Ｒｈ15Ｍｎ，ＮｉＭｎ，ＦｅＭｎ，ＰｔＭｎ，α−Ｆｅ2 Ｏ3 等（厚さ５０ｎｍ程度）が用いられ、硬磁性層８００としては、ＣｏＰｔ，ＣｏＰｔＣｒ等（厚さ５０ｎｍ程度）が用いられる。
【００８３】
このような構成とすることにより、磁気抵抗効果膜２００に形成される連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００の両方の効果によって極めて効率的に縦バイアスを付与することができ、バルクハウゼンノイズを抑制したＭＲヘッド特性が得られる。また、電極部１００の端部１０２が、前述のように磁気抵抗効果膜２００を覆うように形成されていることにより、素子端部での信号磁場の低下がなく、しかも１μｍ以下のような狭トラック幅の形成が容易なＭＲヘッドが提供できる。
【００８４】
これらＭＲヘッドを製造する場合、その製造工程の中でパターニング、平坦化等でベーキング、アニーリング、レジストキュア等の熱処理が不可避である。
【００８５】
一般的に、上述の磁性多層膜を有する磁気抵抗効果膜では、構成する各層の厚さ故、耐熱性が問題となる場合が多かった。本発明による磁気抵抗効果膜（磁性多層膜）では磁場を印加し、磁性層に異方性磁場を付与することにより、製膜後、３００℃以下、一般に１００〜３００℃、１時間程度の熱処理に十分対応できる。熱処理は通常、真空中、不活性ガス雰囲気中、大気中等で行えばよいが、特に１０-7Torr以下の真空（減圧下）中で行なうことで特性劣化の極めて少ない磁気抵抗効果膜（磁性多層膜）が得られる。また、加工工程でのラッピングやポリッシングにおいてもＭＲ特性が劣化することはほとんどない。
【００８６】
なお、本発明における保護層は、反強磁性層５０との位置的関係を除外して、一般の保護層として用いることも可能である。
【００８７】
【実施例】
上述してきた磁気抵抗効果膜の発明、およびこれを用いた磁気抵抗効果型ヘッドの発明を以下に示す具体的実験例によりさらに詳細に説明する。
〔実験例Ｉ〕
（実施例サンプルＩ−１の作製）
試作サンプルとして、ガラス基板５の上に下地層７（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ５ｎｍ）、ピン止め層としての反強磁性層５０（Ｒｕ3 Ｒｈ15Ｍｎ82；厚さ１０ｎｍ）、保護層８０（Ｒｈ；厚さ５ｎｍ）を基板側から順次積層して、磁気抵抗効果膜のサンプル（実施例サンプルＩ−１）を作製した。
【００８８】
このサンプルは、スパッタ法により作製し、成膜時には一定方向に誘導磁場を与えて磁場中での成膜を行った。スパッタ条件として真空成膜装置内の到達圧力を８×１０-10 Ｔｏｒｒ；ターゲットの酸素含有量２００〜５００ｐｐｍ；スパッタガス中の不純物濃度３０ｐｐｂ（その中で、Ｈ2 Ｏ濃度は８ｐｐｂ）となるように設定した。
【００８９】
このサンプルについて、２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）が、磁気抵抗効果膜の磁気特性に及ぼす影響を調べる実験を行った。すなわち、（１）成膜時（as depo ) および（２）２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）後の交換結合エネルギーＪｋおよび飽和磁束密度Ｍs の値をそれぞれ求めるとともに、アニール処理（熱処理）前後におけるこれらの変化量（％）を算出した。
【００９０】
交換結合エネルギーＪｋは、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）用いて１ＫＯｅの磁場にて磁化曲線を描き、この磁化曲線より、交換結合磁界Ｈuaおよび強磁性層４０の飽和磁束密度Ｍs を求め、これらの値を用いてＪｋを算出した。交換結合磁界Ｈuaは、例えば、図６に示されるような磁化曲線において、原点ＦからシフトしたＥ点（Ｃ点とＤ点の中間）の磁界として定義される。なお、図中、磁化曲線Ａは磁化容易軸方向（成膜時に磁場を印加した方向）、磁化曲線Ｂは磁化困難軸方向を示している。
【００９１】
（実施例サンプルＩ−２〜Ｉ−４の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質を、Ｒｈから、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉにそれぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、実施例サンプルＩ−２、実施例サンプルＩ−３、実施例サンプルＩ−４をそれぞれ作製した。
【００９２】
（比較例サンプルＩ−１の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質を、Ｒｈから、Ｔａに変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩ−１を作製した。
【００９３】
（比較例サンプルＩ−２の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質および膜厚を、Ｒｈ（膜厚：５ｎｍ）から、Ｈｆ（膜厚：６ｎｍ）に変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩ−２を作製した。
【００９４】
（比較例サンプルＩ−３の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質および膜厚を、Ｒｈ（膜厚：５ｎｍ）から、Ｔａ（膜厚：５ｎｍ）／Ｒｈ（膜厚：５ｎｍ）の積層体に変えた。Ｔａが直接、反強磁性層５０に接している。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩ−３を作製した。
【００９５】
（比較例サンプルＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において用いた保護層８０の材質および膜厚を、Ｒｈ（膜厚：５ｎｍ）から、Ｔａ（膜厚：５ｎｍ）／Ｒｕ（膜厚：５ｎｍ）の積層体に変えた。Ｔａが直接、反強磁性層５０に接している。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩ−４を作製した。
【００９６】
以上のサンプルについて測定した（１）成膜時（as depo ) および（２）２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）後の交換結合エネルギーＪｋおよび飽和磁束密度Ｍs の値、並びにアニール処理（熱処理）前後の変化量（％）の算出値を下記表１にそれぞれ示す。
【００９７】
【表１】
【００９８】
これは、ＲｈやＲｕが極めて酸化に強く、さらに、ＲｈやＲｕが、反強磁性層５０中に含有されるＭｎ合金との関係において、相互拡散に対する高いバリア効果となっているためと考察される。
【００９９】
なお、上記実験例Ｉの各サンプルにおける、反強磁性層内に含まれる不純物濃度は、酸素濃度が２００〜４００ｐｐｍ、炭素濃度が、８０〜２００ｐｐｍ、硫黄濃度が８０〜３００ｐｐｍ、塩素濃度が５０〜１００ｐｐｍであった。反強磁性層内に含まれる不純物濃度の測定方法は以下の手法により行った。
【０１００】
反強磁性層内に含まれる不純物濃度の測定方法
本来は実際のヘッド状態として使われる層厚で評価するべきであるが、解析の限界を超えているので、実際の磁気抵抗効果膜を成膜するのと全く同じ成膜装置、および成膜条件によって厚さ１〜３μｍ程度の反強磁性層を形成する。この時、基板側からの影響を防ぐために、金属の適当なバッファ層を設け、また酸化を防ぐために最上層に他の金属の保護層を形成する。その後、２次イオン質量分析装置（ＳＩＭＳ：Secondary Ion Mass Spectroscopy ）によって、定量分析を行う。
【０１０１】
〔実験例ＩＩ〕
上記の実験結果より、最も保護層として優れた機能を有していたＲｈに注目し、保護層をＲｈとし、反強磁性層の構成組成を種々かえることにより、下記表２に示されるような種々のサンプルを作製した。サンプルの作製手法は実験例Ｉと実質的に同様とした。得られた各種サンプルについて、上記実験例Ｉと同様な評価を行った。結果を下記表２に示す。
【０１０２】
【表２】
【０１０３】
〔実験例ＩＩＩ〕
（実施例サンプルＩＩＩ−１の作製）
以下の要領で実際に、スピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドの主要部であるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜を作製した。すなわち、基板５（Ａｌ2 Ｏ3 付きのＡｌＴｉＣ）の上に、下地層７（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）、軟磁性層２０（ＮｉＦｅ；厚さ９ｎｍ／Ｃｏ；厚さ１ｎｍ）、非磁性金属層３０（Ｃｕ；厚さ２．５ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ２ｎｍ）、反強磁性層５０（Ｒｕ4 Ｒｈ14Ｍｎ82；厚さ１０ｎｍ）、および保護層８０（Ｒｈ；厚さ５ｎｍ）を順次積層してスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜（実施例サンプルＩＩＩ−１）を作製した。
【０１０４】
なお、反強磁性層５０の不純物濃度は、酸素濃度：２００〜４００ｐｐｍ、炭素濃度：８０〜２００ｐｐｍ、硫黄濃度：８０〜３００ｐｐｍ、塩素濃度：５０〜１００ｐｐｍであった。
【０１０５】
このサンプルについて、２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）が、磁気抵抗効果膜のＭＲ変化率（MR Ratio) の値に及ぼす影響を調べる実験を行った。すなわち、（１）成膜時（as depo ) および（２）２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）後のＭＲ変化率の値をそれぞれ求めるとともに、アニール処理（熱処理）前後におけるＭＲ変化率の変化量（％）を算出した。
【０１０６】
ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒは、０．４×６mmの大きさの測定サンプルを作成し、外部磁界を面内に電流と垂直方向になるようにかけながら、−３００〜３００Oeまで変化させたときの抵抗を４端子法により測定した。その抵抗からＭＲ変化率ΔＲ／Ｒを求めた。ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒは、最大比抵抗をρmax 、最小比抵抗をρsat とし、次式により計算した。
【０１０７】
ΔＲ／Ｒ＝（ρmax −ρsat ）×１００／ρsat （％）。
【０１０８】
（実施例サンプルＩＩＩ−２〜ＩＩＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩＩＩ−１において用いた保護層８０の膜厚を、１ｎｍ、２ｎｍ、３ｎｍ、４ｎｍ、８ｎｍにそれぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩＩＩ−１と同様にして、実施例サンプルＩＩＩ−２、実施例サンプルＩＩＩ−３、実施例サンプルＩＩＩ−４、実施例サンプルＩＩＩ−５、実施例サンプルＩＩＩ−６をそれぞれ作製した。
【０１０９】
（比較例サンプルＩＩＩ−１〜ＩＩＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩＩＩ−１において用いた保護層８０の材質を、ＲｈからＴａに変え、膜厚も、２ｎｍ、３ｎｍ、４ｎｍ、５ｎｍにそれぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩＩＩ−１と同様にして、比較例サンプルＩＩＩ−１、比較例サンプルＩＩＩ−２、比較例サンプルＩＩＩ−３、比較例サンプルＩＩＩ−４をそれぞれ作製した。
【０１１０】
以上のサンプルについて測定した（１）成膜時（as depo ) および（２）２５０℃、２時間のアニール処理（熱処理）後のＭＲ変化率、およびアニール処理（熱処理）前後のＭＲ変化率の変化量（％）を下記表３にそれぞれ示す。
【０１１１】
【表３】
【０１１２】
〔実験例ＩＶ〕
上記実施例サンプルＩ−１の作製において、スパッタ条件を種々変えて、反強磁性層中の不純物濃度（酸素、炭素、硫黄、塩素）が異なる種々のサンプルを作製し、反強磁性層中の不純物濃度が交換結合エネルギーＪｋに及ぼす影響を調べた。実験結果を図７〜９のグラフにそれぞれ示した。この結果より、交換結合エネルギーＪｋを０．１ｅｒｇ／ｃｍ2 以上とするためには、酸素濃度を１〜２０００ｐｐｍ、炭素濃度を１〜２０００ｐｐｍ、硫黄濃度を１〜１０００ｐｐｍ、塩素濃度を１〜２０００ｐｐｍの範囲に抑える必要が生じることがわかる。
【０１１３】
このような不純物濃度の抑制は、到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下に排気された真空成膜装置内で、酸素含有量６００ｐｐｍ以下のターゲットを用いて、成膜時に導入されるスパッタガス中の不純物濃度の総和を１００ｐｐｂ以下、かつスパッタガス中のＨ2 Ｏ濃度が４０ｐｐｂ以下でのスパッタガス雰囲気中、スパッタすることにより実現可能であることが確認されている。
【０１１４】
〔実験例Ｖ〕
以下の要領で実際に、図５に示されるようなスピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドを作製した。
【０１１５】
まず、最初にスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜を作製した。すなわち、基板５（Ａｌ2 Ｏ3 付きのＡｌＴｉＣ）の上に、下地層７（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）、軟磁性層２０（ＮｉＦｅ；厚さ７ｎｍ）、非磁性金属層３０（Ｃｕ；厚さ２．５ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ３ｎｍ）、反強磁性層５０（Ｒｕ3 Ｒｈ15Ｍｎ82；厚さ１０ｎｍ）、および保護層８０（Ｒｈ；厚さ５ｎｍ）を順次積層して磁気抵抗効果型ヘッドを作製した。
【０１１６】
この磁気抵抗効果型ヘッドには、Ａｌ2 Ｏ3 ギャップ膜を介して上部シールド層と下部シールド層が形成されている。
【０１１７】
この磁気抵抗効果型ヘッドには、図５に示されるようなインダクティブヘッド部を形成した。すなわち、連結用軟磁性層５２０としてＮｉＦｅを厚さ１０ｎｍに形成し、この連結用軟磁性層５２０の上に、反強磁性層８００としてＲｕ5 Ｒｈ15Ｍｎ20を厚さ１０ｎｍに形成し、この上に、さらに、Ｔａからなる電極部１００を形成して図５に示される構成のスピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドを作製した。その後、１０-7Torrの真空中で、測定電流方向と直角かつ面内方向に２００Oeの磁界を印加しながら２００℃から冷却し、強磁性層のピン止め効果を誘起した。磁気抵抗効果型ヘッドのトラック幅は１．２μｍとした。このときのＭＲ素子高さは１μｍ、感知電流は４ｍＡとした。
【０１１８】
この磁気抵抗効果型ヘッドを用いて、印加磁場と出力電圧の関係を確認したところ、２．０ｍＶの出力電圧が確認された。これは、通常のスピンバルブヘッドの約２倍という極めて大きな値である。
【０１１９】
〔実験例ＶＩ〕
図１０には、本発明の磁気抵抗効果膜をヨーク型ＭＲヘッドに応用した例が示される。ここでは、磁束を導くヨーク６００、６００の一部に切り欠きを設け、その間に磁気抵抗効果膜２００が薄い絶縁膜４００を介して形成されている。この磁気抵抗効果膜２００には、ヨーク６００、６００で形成される磁路の方向と平行または直角方向に電流を流すための電極（図示せず）が形成されている。
〔実験例ＶＩＩ〕
図１１には、本発明における磁気抵抗効果素子をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１例が示される。磁気抵抗効果膜２００は、高比抵抗、高透磁率なフラックスガイド層７００，７１０と磁気的に結合して形成されている。このフラッスガイド層７００，７１０が間接的に信号磁界を磁気抵抗効果膜２００に伝導する。また、非磁性絶縁層４００を介して、フラックスバックガイド層６００（磁気抵抗効果膜２００を通った磁束の逃げ道）が形成される。また、フラックスバックガイド層６００は、非磁性絶縁層４００を介して磁気抵抗効果膜２００の両側に設置されても良い。このヘッドの特徴は、記録媒体に磁界検出部を、ほぼ接触に近いレベルまで接近させることができ、高い出力を得ることができることにある。
【０１２０】
【発明の効果】
上記の結果より本発明の効果は明らかである。すなわち、本発明は、スピンバルブ型の磁気抵抗効果膜において、反強磁性層を、Ｍx Ｍｎ100-x （ＭはＲｕ、Ｒｈ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ、Ｎｉ、ＩｒおよびＣｒから選ばれた少なくとも１種であり、１５≦ｘ≦５８（ｘの単位は原子％））から構成し、この上に形成される保護層をＲｈ、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｔｉから選ばれた少なくとも１種から構成することにより、極めて熱安定性に優れ、ＭＲ変化率の劣化が少ない磁気抵抗効果膜、および当該磁気抵抗効果膜を備えてなる磁気抵抗効果型ヘッドが得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明の磁気抵抗効果膜の断面図である。
【図２】図２は、本発明の作用を説明するための磁気抵抗効果膜、特に磁性多層膜の構造の模式図である。
【図３】図３は、本発明の作用を説明するための磁化曲線とＭＲ曲線の模式図である。
【図４】図４は、本発明の磁気抵抗効果型ヘッドの一例を示す概略斜視図である。
【図５】図５は、本発明の磁気抵抗効果型ヘッドの磁気抵抗効果膜と電極部との好適な接続状態を示す概略斜視図である。
【図６】図６は、本発明のＭ−Ｈループを示す図である。
【図７】図７は、反強磁性層に含有される不純物としての酸素濃度が交換結合エネルギーＪｋに及ぼす影響を調べたグラフである。
【図８】図８は、反強磁性層に含有される不純物としての炭素および硫黄濃度が交換結合エネルギーＪｋに及ぼす影響を調べたグラフである。
【図９】図９は、反強磁性層に含有される不純物としての塩素濃度が交換結合エネルギーＪに及ぼす影響を調べたグラフである。
【図１０】図１０は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）をヨーク型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一部省略断面図である。
【図１１】図１１は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一部省略断面図である。
【符号の説明】
１…磁性多層膜
３…磁気抵抗効果膜
５…基板
２０…軟磁性層
３０…非磁性金属層
４０…強磁性層
５０…反強磁性層
８０…保護層
９０…記録媒体
９３…記録面
１５０…磁気抵抗効果型ヘッド
２００…磁気抵抗効果膜
Claims (10)
- 非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接する面と反対側の面）に形成された反強磁性層と、反強磁性層の上（強磁性層と接する面と反対側の面）に形成された保護層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であって、
前記反強磁性層が、Ｒｕ x Ｒｈ y Ｍｎ z 、Ｒｕ x Ｐｔ y Ｍｎ z 、またはＲｕ x Ｎｉ y Ｍｎ z （１≦ｘ≦３０，１≦ｙ≦３０，６９≦ｚ≦９０，１０≦ｘ＋ｙ≦３１（ｘ，ｙ，およびｚの単位は原子％））からなり、
前記保護層がＲｈからなることを特徴とする磁気抵抗効果膜。 - 前記保護層の厚さ（ｔ）が、１ｎｍ≦ｔ≦５ｎｍの範囲にある請求項１に記載の磁気抵抗効果膜。
- 前記反強磁性層中には不純物としての酸素を含有し、その酸素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍである請求項１または請求項２に記載の磁気抵抗効果膜。
- 前記反強磁性層中には、さらに、不純物としての炭素、硫黄、塩素を含み、反強磁性層中に含有される炭素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍ、硫黄濃度が１〜１０００原子ｐｐｍ、塩素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍである請求項３に記載の磁気抵抗効果膜。
- 前記磁気抵抗効果膜は、基板側から、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層、反強磁性層、保護層を順次備える多層膜構造を備えてなる請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の磁気抵抗効果膜。
- 磁気抵抗効果膜と、導体膜と、電極部とを含む磁気抵抗効果型ヘッドであって、
前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果膜と導通しており、
前記磁気抵抗効果膜は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上（非磁性金属層と接する面と反対側の面）に形成された反強磁性層と、反強磁性層の上（強磁性層と接する面と反対側の面）に形成された保護層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であり、
前記反強磁性層が、Ｒｕ x Ｒｈ y Ｍｎ z 、Ｒｕ x Ｐｔ y Ｍｎ z 、またはＲｕ x Ｎｉ y Ｍｎ z （１≦ｘ≦３０，１≦ｙ≦３０，６９≦ｚ≦９０，１０≦ｘ＋ｙ≦３１（ｘ，ｙ，およびｚの単位は原子％））からなり、
前記保護層がＲｈからなることを特徴とする磁気抵抗効果型ヘッド。 - 前記保護層の厚さ（ｔ）が、１ｎｍ≦ｔ≦５ｎｍの範囲にある請求項６に記載の磁気抵抗効果型ヘッド。
- 前記反強磁性層中には不純物としての酸素を含有し、その酸素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍである請求項６または請求項７に記載の磁気抵抗効果型ヘッド。
- 前記反強磁性層中には、さらに、不純物としての炭素、硫黄、塩素を含み、反強磁性層中に含有される炭素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍ、硫黄濃度が１〜１０００原子ｐｐｍ、塩素濃度が１〜２０００原子ｐｐｍである請求項８に記載の磁気抵抗効果型ヘッド。
- 前記磁気抵抗効果膜は、基板側から、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層、反強磁性層、保護層を順次備える多層膜構造を備えてなる請求項６ないし請求項９のいずれかに記載の磁気抵抗効果型ヘッド。
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