JP3904447B2 - Method for manufacturing magnetic sensing element - Google Patents

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Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主に、磁気センサやハードディスクなどに用いられる磁気検出素子に係り、特に磁界検出能力を向上させることができる磁気検出素子の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
図６９は、従来の製造方法によって形成された磁気検出素子の構造を記録媒体との対向面から見た断面図である。
【０００３】
図６９に示す磁気検出素子は、巨大磁気抵抗効果を利用したＧＭＲ（giant magnetoresistive）素子の１種であるスピンバルブ型磁気検出素子と呼ばれるものであり、ハードディスクなどの記録媒体からの記録磁界を検出するものである。
【０００４】
このスピンバルブ型磁気検出素子は、下から基板８、反強磁性層１、固定磁性層（ピン（Pinned）磁性層）２、非磁性材料層３、フリー磁性層（Free）４で構成された多層膜９と、この多層膜９の上層に形成された一対の縦バイアス層６，６及びこの縦バイアス層６，６の上に形成された一対の電極層７，７とで構成されている。
【０００５】
前記反強磁性層１及び縦バイアス層６，６にはＦｅ−Ｍｎ（鉄−マンガン）合金膜やＮｉ−Ｍｎ（ニッケル−マンガン）合金膜、固定磁性層２及びフリー磁性層４にはＮｉ−Ｆｅ（ニッケル−鉄）合金膜、非磁性材料層３にはＣｕ（銅）膜、また電極層７，７にはＣｒ膜が一般的に使用される。
【０００６】
図６９に示すように、固定磁性層２の磁化は、反強磁性層１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４の磁化は、前記縦バイアス層６，６からの交換異方性磁界の影響を受けてＸ方向に揃えられることが望ましい。
【０００７】
すなわち固定磁性層２の磁化と、フリー磁性層４の磁化とが、直交することが望ましい。
【０００８】
このスピンバルブ型磁気検出素子では、縦バイアス層６，６上に形成された電極層７，７から、フリー磁性層４、非磁性材料層３及び固定磁性層２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記録媒体の走行方向はＺ方向であり、記録媒体からの洩れ磁界がＹ方向に与えられると、フリー磁性層４の磁化がＸからＹ方向へ向けて変化する。このフリー磁性層４内での磁化の方向の変動と、固定磁性層２の固定磁化方向との関係で電気抵抗が変化し（これを磁気抵抗効果という）、この電気抵抗値の変化に基づく電圧変化により、記録媒体からの洩れ磁界が検出される。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
ところで図６９に示すように、フリー磁性層４上に一対の縦バイアス層６を設け、前記縦バイアス層６との交換結合磁界によって前記フリー磁性層４の磁化を制御する、いわゆるエクスチェンジバイアス方式は、前記フリー磁性層４のトラック幅方向（図示Ｘ方向）の両側にハードバイアス層を設けて前記フリー磁性層４の磁化制御を行う、いわゆるハードバイアス方式に比べて、今後の狭トラック化に適切に対応できる磁化制御方法であると考えられた。
【００１０】
しかしながら以下に説明するように、従来の製法で形成されたエクスチェンジバイアス構造では、次のような問題点があった。
【００１１】
従来、図６９に示されるスピンバルブ型磁気検出素子を製造するときには、基板８上に、反強磁性層１、固定磁性層（ピン（Pinned）磁性層）２、非磁性材料層３、フリー磁性層（Free）４を順次連続成膜して多層膜９を形成し、さらに、この多層膜９の上層に縦バイアス層６，６及び電極層７，７を成膜していた。
【００１２】
反強磁性層１から電極層７，７まで成膜した後に、まず固定磁性層２の磁化方向をＹ方向に揃えるための第１の磁場中アニールを行い、次にフリー磁性層４の磁化方向をＸ方向に揃えるための第２の磁場中アニールを行う必要がある。
【００１３】
しかし、反強磁性層１から電極層７，７まで成膜した後に、第１の磁場中アニール及び第２の磁場中アニールを行うと、第２の磁場中アニールの際に反強磁性層１と固定磁性層２の界面に作用する交換異方性磁界がＹ方向からＸ方向に傾き、固定磁性層２の磁化方向とフリー磁性層４の磁化方向が非直交になり、出力信号波形の対称性が得られなくなる度合（アシンメトリー）が増大するという問題が生じていた。
【００１４】
上述した問題は、特に反強磁性層１と縦バイアス層６が同じ組成を有する反強磁性材料によって形成されるときに顕著に現れる。
【００１５】
また、図６９のスピンバルブ型磁気検出素子を製造するときには、多層膜９を形成した後、図７０に示すように多層膜９上にリフトオフ用のレジスト層Ｒを形成し、イオンビームスパッタ法などを用いて縦バイアス層６，６、及び電極層７，７を成膜する。レジスト層Ｒ上には、縦バイアス層６，６と同じ組成の層６ａ，６ａ及び電極層７，７と同じ組成の層７ａ，７ａが形成される。
【００１６】
レジスト層Ｒの両端部によって覆われている領域は、スパッタ粒子が積層されにくい。従って、レジスト層Ｒの両端部によって覆われている領域付近は、縦バイアス層６，６及び電極層７，７は膜厚が薄く形成され、図３５及び図３６に示されるように縦バイアス層６，６及び電極層７，７の膜厚方向寸法がトラック両脇部分Ｓ，Ｓにおいて減少する。
【００１７】
このため、トラック両脇部分Ｓ，Ｓにおけるフリー磁性層４と縦バイアス層６，６との交換結合の効果が減少してしまう。その結果、図３５におけるフリー磁性層４のトラック両脇部分Ｓ，Ｓの磁化方向が、Ｘ方向に完全に固定されず、外部磁界が印加されたときに変化してしまう。
【００１８】
特に、磁気記録媒体における記録密度を向上させるために、狭トラック化を図った場合、本来トラック幅Ｔｗの領域内で読み取るべき磁気記録トラックの情報だけでなく、隣接する磁気記録トラックの情報を、トラック両脇部分Ｓ，Ｓの領域において読み取ってしまうという、サイドリーディングが発生する可能性が生じるという問題があった。
【００１９】
また上記した問題は、図７１に示すＣＰＰ（current perpendicular to the plane）型の磁気検出素子の場合にも起こる。ＣＰＰ型とは、図７１に示すように、多層膜９の上下に電極層１０１、１０１が設けられ、電極層１０１、１０１からの電流が前記多層膜９内を膜面と垂直な方向に流れる構造のことである。一方、図６９、７０に示す磁気検出素子は、電極層７からの電流が前記多層膜９内を膜面と平行な方向に流れ、このような電流方向を有する磁気検出素子をＣＩＰ（current in the plane）型の磁気検出素子と呼んでいる。
【００２０】
図７１に示すＣＰＰ型の磁気検出素子の場合も、縦バイアス層６の膜厚方向寸法がトラック両脇部分Ｓ，Ｓにおいて減少するため、トラック両脇部分Ｓ，Ｓにおけるフリー磁性層４と縦バイアス層６，６との交換結合の効果が減少してしまい、前記フリー磁性層４のトラック両脇部分Ｓ，Ｓの磁化方向が、Ｘ方向に完全に固定されず、外部磁界が印加されたときに変化してしまうという問題を有していた。
【００２１】
しかもＣＰＰ型の磁気検出素子にエクスチェンジバイアス方式を用いる場合、上記した問題に加えて電流の分流ロスをより適切に抑制する必要性があった。図７１に示すＣＰＰ型の磁気検出素子では電極層１０１、１０１から多層膜９内を流れる電流が、一対の縦バイアス層６間の間隔で決定されるトラック幅Ｔｗ（光学的なトラック幅）よりも両側に広がって流れるため、トラック幅Ｔｗ以外の部分に流れる電流が分流ロスになって再生出力が低下したり、実効トラック幅が拡がるという問題を招いたのである。
【００２２】
そこで本発明は上記従来の課題を解決するためのものであり、サイドリーディングを抑えることのできる磁気検出素子を提供することを目的とする。
【００２３】
また本発明は、ＣＰＰ型の磁気検出素子において、サイドリーディングの発生を抑制すると共に、電流の分流ロスや実効トラック幅の拡がりを抑えることが可能な磁気検出素子を提供することを目的としている。
【００２４】
【課題を解決するための手段】
本発明の磁気検出素子の製造方法は、
（ａ）基板上に下から順に、第１の反強磁性層、固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層、非磁性中間層、強磁性層、及び保護膜を有する多層膜を成膜する工程と、
（ｂ）前記多層膜を、第１の熱処理温度、第１の大きさの磁界中で、磁場中アニールして前記固定磁性層の磁化方向を所定の方向に固定する工程と、
（ｃ）前記保護膜、及び前記強磁性層を所定厚さ削る工程と、
（ｄ）前記強磁性層を磁性材料を用いて再成膜し、さらに前記強磁性層上に第２の反強磁性層を連続成膜する工程と、
（ｅ）前記第２の反強磁性層が積層された多層膜を、第２の熱処理温度、第２の大きさの磁界中で磁場中アニールすることにより、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叉する方向に向ける工程と、
（ｆ）前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対のレジストを積層し、前記第２の反強磁性層の前記レジストによって挟まれた部位をトラック幅方向に対して垂直方向に削り込むことにより凹部を形成する工程と、
を有することを特徴とするものである。
【００２５】
本発明では、前記多層膜上に第２の反強磁性層を積層しない状態で、前記多層膜を、磁場中アニールして前記固定磁性層の磁化方向を所定の方向に固定するので、前記多層膜上に第２の反強磁性層を積層した状態では、前記第２の反強磁性層と強磁性層との間に交換異方性磁界が発生していない。
【００２６】
すなわち、前記第２の反強磁性層による交換異方性磁界は、前記（ｅ）の工程において始めて生じ、前記フリー磁性層の磁化方向を所定の方向に移動させることが容易になる。従って、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直交する方向に固定することが容易になる。
【００２７】
なお、前記（ａ）の工程と前記（ｄ）の工程を、同一真空成膜装置内において行うことが好ましい。
【００２８】
また、本発明の製造方法によって製造された磁気検出素子では、トラック幅が前記凹部の底面の幅寸法によって決定される。すなわち、前記凹部の底面に重なる部分でのみ、前記フリー磁性層などの外部磁界によって磁化方向が変化する磁性層の磁化方向を変化させることができる。しかも、前記凹部は、一様の厚さで成膜された前記第２の反強磁性層を、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）やイオンミリングを用いて、トラック幅方向に対する垂直方向に削るだけで形成することができるので、正確な幅寸法で前記凹部を形成することが可能になる。すなわち、磁気検出素子のトラック幅を正確に規定できる。
【００２９】
さらに、本発明では前記凹部の側面をトラック幅方向に対して垂直面となるようにすることが可能である。すなわち、トラック幅領域から外れた全領域において、第２の反強磁性層が反強磁性を発生するために充分な膜厚を有することができ、トラック幅領域から外れた全領域において前記フリー磁性層の磁化方向を確実に固定することができる。
【００３０】
従って、磁気検出素子のトラック幅領域でのみ前記フリー磁性層の磁化方向を動かし、トラック幅領域周辺におけるサイドリーディングを防止することができる。
【００３１】
または、本発明の磁気検出素子の製造方法は、
（ｇ）基板上に下から順に、第１の反強磁性層、固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層、非磁性中間層、強磁性層、及び他の反強磁性層を有する多層膜を成膜する工程と、
（ｈ）前記多層膜を、第１の熱処理温度、第１の大きさの磁界中で、磁場中アニールして前記固定磁性層の磁化方向を所定の方向に固定する工程と、
（ｉ）前記多層膜上に第２の反強磁性層を成膜する工程と、
（ｊ）前記第２の反強磁性層が積層された多層膜を、第２の熱処理温度、第２の大きさの磁界中で磁場中アニールすることにより、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叉する方向に向ける工程と、
（ｋ）前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対のレジストを積層し、前記第２の反強磁性層の前記レジストによって挟まれた部位をトラック幅方向に対して垂直方向に削り込むことにより凹部を形成する工程と、
を有することを特徴とするものである。
【００３２】
本発明でも、前記多層膜上に第２の反強磁性層を積層しない状態で、前記多層膜を、磁場中アニールして前記固定磁性層の磁化方向を所定の方向に固定するので、前記多層膜上に第２の反強磁性層を積層した状態では、前記第２の反強磁性層と強磁性層との間に交換異方性磁界が発生していない。
【００３３】
すなわち、前記第２の反強磁性層による交換異方性磁界は、前記（ｊ）の工程において始めて生じ、前記フリー磁性層の磁化方向を所定の方向に移動させることが容易になる。従って、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直交する方向に固定することが容易になる。
【００３４】
なお、前記（ｇ）の工程を、同一真空成膜装置内において行うことが好ましい。
【００３５】
また、本発明の製造方法によって製造された磁気検出素子でも、トラック幅が前記凹部の底面の幅寸法によって決定される。すなわち、前記凹部の底面に重なる部分でのみ、前記フリー磁性層などの外部磁界によって磁化方向が変化する磁性層の磁化方向を変化させることができる。しかも、前記凹部は、一様の厚さで成膜された前記第２の反強磁性層を、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）やイオンミリングを用いて、トラック幅方向に対する垂直方向に削るだけで形成することができるので、正確な幅寸法で前記凹部を形成することが可能になる。すなわち、磁気検出素子のトラック幅を正確に規定できる。
【００３６】
さらに、本発明では前記凹部の側面をトラック幅方向に対して垂直面となるようにすることが可能である。すなわち、トラック幅領域から外れた全領域において、第２の反強磁性層が反強磁性を発生するために充分な膜厚を有することができ、トラック幅領域から外れた全領域において前記フリー磁性層の磁化方向を確実に固定することができる。
【００３７】
従って、磁気検出素子のトラック幅領域でのみ前記フリー磁性層の磁化方向を動かし、トラック幅領域周辺におけるサイドリーディングを防止することができる。
【００３８】
さらに、本発明では、前記他の反強磁性層を伝導電子のスピン状態を保存する鏡面反射を生じる確率の高いエネルギーギャップを形成可能な材料によって構成することにより、前記他の反強磁性層を、伝導電子の平均自由行程を鏡面反射効果により延長する鏡面反射層として機能するようにできる。
【００３９】
前記他の反強磁性層が鏡面反射層として機能するときは、前記フリー磁性層の膜厚が、１５〜４５Åの範囲に設定されることが好ましい。
【００４０】
フリー磁性層の膜厚が１５Åより薄いと強磁性材料層として機能するように形成することが難しくなり充分な磁気抵抗効果を得ることができない。
【００４１】
また、フリー磁性層の膜厚が４５Åより厚いと前記鏡面反射層に到達する前に散乱されてしまうアップスピンの伝導電子が増加して鏡面反射効果（specular effect）によって抵抗変化率が変化する割合が減少するため好ましくない。
【００４２】
前記鏡面反射層となる前記他の反強磁性層は、例えばＮｉＭｎＳｂ，ＰｔＭｎＳｂなどの半金属ホイッスラー合金の、単層膜または多層膜として構成されることができる。
【００４３】
これらの材料を用いることにより、隣接する層との間に、充分なポテンシャル障壁を形成することが可能であり、その結果充分な鏡面反射効果を得ることができる。
【００４４】
なお、前記他の反強磁性層の厚さが０より大きく３０Å以下であることが好ましい。
【００４５】
前記他の反強磁性層の厚さが０より大きく３０Å以下であると、前記（ｈ）の工程において前記他の反強磁性層と強磁性層との間に交換結合磁界が発生しないので、前記強磁性層の磁化方向が、前記固定磁性層の磁化方向と同一方向に固定されることを防ぐことができる。従って、前記（ｉ）の工程において、前記他の反強磁性層の上層に前記第２の反強磁性層を積層したときに、前記フリー磁性層の磁化方向が、前記固定磁性層の磁化方向と同一方向に固定されることを防ぐことができる。
【００４６】
なお、前記他の反強磁性層の厚さが１０Å以上３０Å以下であることがより好ましい。
【００４７】
また、前記（ａ）の工程において、前記強磁性層の上面に接して、非磁性層を積層してもよい。
【００４８】
このとき、前記強磁性層は、前記非磁性層を介した前記第２の反強磁性層とのＲＫＫＹ結合により、その磁化方向が前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向へ向けられる。
【００４９】
前記第２の反強磁性層とのＲＫＫＹ相互作用によって前記磁性層の磁化方向が揃えられるものは、前記第２の反強磁性層と前記磁性層とが直に接しているものよりも交換結合力を強くすることができる。
【００５０】
なお、前記非磁性層を導電性材料によって形成することが好ましい。前記非磁性層は、例えば、Ｒｕ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕのうち１種または２種以上の元素を用いて形成することができる。特に、前記非磁性層がＲｕによって形成され、膜厚が８〜１１Åであることが好ましい。
【００５１】
本発明のように、前記非磁性が導電性材料によって形成されていると、前記非磁性層をスピンフィルター効果を有するバックド層（ｂａｃｋｅｄｌａｙｅｒ）として機能させることが可能になる。
【００５２】
スピンバルブ型磁気検出素子にセンス電流を印加すると、伝導電子はおもに電気抵抗の小さい非磁性材料層付近を移動する。この伝導電子にはアップスピンとダウンスピンの２種類の電子が確率的に等量存在する。
【００５３】
スピンバルブ型磁気検出素子の磁気抵抗変化率は、これらの２種類の伝導電子の平均自由行程の行程差に対して正の相関を示す。
【００５４】
ダウンスピンの伝導電子については、印加される外部磁界の向きにかかわらず、非磁性材料層とフリー磁性層との界面で常に散乱され、フリー磁性層に移動する確率は低いまま維持され、その平均自由行程はアップスピンの伝導電子の平均自由行程に比べて短いままである。
【００５５】
一方、アップスピンの伝導電子については、外部磁界によってフリー磁性層の磁化方向が固定磁性層の磁化方向と平行状態になったときに、非磁性材料層からフリー磁性層に移動する確率が高くなり、平均自由行程が長くなっている。これに対し、外部磁界によってフリー磁性層の磁化方向が固定磁性層の磁化方向に対して平行状態から変化するに従って、非磁性材料層とフリー磁性層との界面で散乱される確率が増加し、アップスピンの伝導電子の平均自由行程が短くなる。
【００５６】
このように外部磁界の作用によって、アップスピンの伝導電子の平均自由行程がダウンスピンの伝導電子の平均自由行程に比べて大きく変化し、行程差が大きく変化する。すると、伝導電子全体の平均自由行程も大きく変化し、スピンバルブ型磁気検出素子の磁気抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）が大きくなる。
【００５７】
ここで、フリー磁性層にバックド層が接続されると、フリー磁性層中を移動するアップスピンの伝導電子がバックド層内にまで移動することが可能になり、バックド層の膜厚に比例してアップスピンの伝導電子の平均自由行程をさらに伸ばすことができる。このため、いわゆるスピンフィルター効果を発現させることが可能となり、伝導電子の平均自由行程の行程差が大きくなって、スピンバルブ型磁気検出素子の磁気抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）をより向上させることができる。
【００５８】
また、本発明では、前記強磁性層と前記フリー磁性層のうち少なくとも一層を、以下の組成を有する磁性材料で形成することが好ましい。
【００５９】
組成式がＣｏＦｅＮｉで示され、Ｆｅの組成比は９原子％以上で１７原子％以下で、Ｎｉの組成比は０．５原子％以上で１０原子％以下で、残りの組成比はＣｏである。
【００６０】
また、本発明では、前記フリー磁性層と前記非磁性材料層と間にＣｏＦｅ合金あるいはＣｏからなる中間層を形成することが好ましい。
【００６１】
前記中間層が形成されるときには、前記強磁性層と前記フリー磁性層のうち少なくとも一層を、以下の組成を有する磁性材料で形成することが好ましい。
【００６２】
組成式がＣｏＦｅＮｉで示され、Ｆｅの組成比は７原子％以上で１５原子％以下で、Ｎｉの組成比は５原子％以上で１５原子％以下で、残りの組成比はＣｏである。
【００６３】
本発明では、前記強磁性層及び前記フリー磁性層の両方を前記ＣｏＦｅＮｉで形成することが好ましい。
【００６４】
ところで本発明では、前記第２の反強磁性層の下層において前記強磁性層、前記非磁性中間層、及び前記フリー磁性層が積層フェリ構造となり、前記非磁性中間層を介して隣接する前記強磁性層とフリー磁性層の磁化方向が反平行となるフェリ磁性状態である。
【００６５】
この反平行磁化状態を適切に保つには、前記強磁性層と前記フリー磁性層の材質を改良して前記強磁性層と前記フリー磁性層間に働くＲＫＫＹ相互作用における交換結合磁界を大きくする必要性がある。
【００６６】
前記強磁性層と前記フリー磁性層を形成する磁性材料としてよく使用されるものにＮｉＦｅ合金がある。ＮｉＦｅ合金は軟磁気特性に優れるため従来からフリー磁性層などに使用されていたが、前記強磁性層と前記フリー磁性層をＮｉＦｅ合金を用いて積層フェリ構造にした場合、これらの層間の反平行結合力はさほど強くはない。
【００６７】
そこで本発明では、前記強磁性層と前記フリー磁性層の材質を改良し、前記強磁性層と前記フリー磁性層間の反平行結合力を強め、トラック幅方向の両側に位置するフリー磁性層の両側端部が外部磁界に対し揺らがないようにし、サイドリーディングの発生を適切に抑制できるようにすべく、前記強磁性層と前記フリー磁性層のうち少なくとも一層、好ましくは両方の層にＣｏＦｅＮｉ合金を使用することとしたのである。Ｃｏを含有させることで上記の反平行結合力を強めることができる。
【００６８】
図３０は、強磁性材料からなる薄膜を非磁性材料層を介して積層したいわゆる積層フェリ構造体のヒステリシスループの概念図である。例えば第１の強磁性材料層（Ｆ１）の単位面積あたりの磁気モーメント（飽和磁化Ｍｓ×膜厚ｔ）は第２の強磁性材料層（Ｆ２）の単位面積あたりの磁気モーメントよりも大きいとする。また外部磁界を図示右方向に与えたとする。
【００６９】
第１の強磁性材料層の単位面積あたりの磁気モーメントと第２の強磁性材料層の単位面積あたりの磁気モーメントとのベクトル和（｜Ｍｓ・ｔ（Ｆ１）＋Ｍｓ・ｔ（Ｆ２）｜）で求めることができる単位面積あたりの合成磁気モーメントは、０磁界から外部磁界を大きくしていってもある時点までは、一定の大きさである。この単位面積あたりの合成磁気モーメントが一定の大きさである外部磁界領域Ａでは、前記第１の強磁性材料層と第２の強磁性材料層間に働く反平行結合力が、前記外部磁界よりも強いので、前記第１及び第２の強磁性材料層の磁化は適切に単磁区化され、反平行状態に保たれている。
【００７０】
ところが、さらに図示右方向への外部磁界を大きくしていくと、強磁性材料層の単位面積あたりの合成磁気モーメントは傾斜角を有して大きくなっていく。これは、前記外部磁界の方が、前記第１の強磁性材料層及び第２の強磁性材料層間に働く反平行結合力よりも強いから、単磁区化していた第１のフリー磁性層と第２のフリー磁性層の磁化が分散して多磁区化状態となり、ベクトル和で求めることができる単位面積あたりの合成磁気モーメントが大きくなっていくのである。この単位面積あたりの合成磁気モーメントが大きくなっていく外部磁界領域Ｂでは、もはや前記強磁性材料層の反平行状態は崩れた状態にある。この単位面積あたりの合成磁気モーメントが大きくなり始める出発点の外部磁界の大きさをスピンフロップ磁界（Ｈｓｆ）と呼んでいる。
【００７１】
さらに図示右方向の外部磁界を大きくしていくと、第１の強磁性材料層及び第２の強磁性材料層の磁化は、再び単磁区化され、今度は外部磁界領域Ａの場合と異なり、共に図示右方向に磁化され、この外部磁界領域Ｃでの単位面積あたりの合成磁気モーメントは一定値となる。この単位面積あたりの合成磁気モーメントが一定値となる時点での外部磁界の大きさを飽和磁界（Ｈｓ）と呼んでいる。
【００７２】
前記ＣｏＦｅＮｉ合金を第１の強磁性材料層及び第２の強磁性材料層に使用すると、ＮｉＦｅ合金を使用した場合に比べて反平行状態が崩れるときの磁界、いわゆるスピンフロップ磁界（Ｈｓｆ）を十分に大きくできることがわかった。
【００７３】
第１及び第２の強磁性材料層にＮｉＦｅ合金（比較例）及びＣｏＦｅＮｉ合金（実施例）を用いて上記したスピンフロップ磁界の大きさを求めるための実験を以下の膜構成を用いて行った。
【００７４】
基板／非磁性材料層（Ｃｕ）／第１の強磁性材料層（２．４）／非磁性中間層（Ｒｕ）／第２の強磁性材料層（１．４）
なお括弧書きは膜厚を示し単位はｎｍである。
【００７５】
比較例での第１の強磁性材料層及び第２の強磁性材料層には、Ｎｉの組成比が８０原子％でＦｅの組成比が２０原子％からなるＮｉＦｅ合金を使用した。このときのスピンフロップ磁界（Ｈｓｆ）は約５９（ｋＡ／ｍ）であった。
【００７６】
次に実施例での第１の強磁性材料層及び第２の強磁性材料層には、Ｃｏの組成比が８７原子％で、Ｆｅの組成比が１１原子％で、Ｎｉの組成比が２原子％からなるＣｏＦｅＮｉ合金を使用した。このときのスピンフロップ磁界（Ｈｓｆ）は約２９３（ｋＡ／ｍ）であった。
【００７７】
このように第１の強磁性材料層及び第２の強磁性材料層にはＮｉＦｅ合金を用いるよりもＣｏＦｅＮｉ合金を用いる方が、スピンフロップ磁界を効果的に向上させることができることがわかった。
【００７８】
すなわち、前記強磁性層と前記フリー磁性層のうち少なくとも一層、好ましくは両方の層にＣｏＦｅＮｉ合金を使用すると、前記強磁性層と前記フリー磁性層のスピンフロップ磁界を効果的に向上させることができる。
【００７９】
次に、ＣｏＦｅＮｉ合金の組成比について説明する。ＣｏＦｅＮｉ合金は、非磁性中間層であるＲｕ層と接することでＮｉＦｅ合金を用いる場合より、磁歪が１×６-6〜６×１０-6程度、正側にシフトすることがわかっている。
【００８０】
前記磁歪は−３×１０-6から３×１０-6の範囲内であることが好ましい。また保磁力は７９０（Ａ／ｍ）以下であることが好ましい。磁歪が大きいと、成膜ひずみや、他層間での熱膨張係数の差などによって応力の影響を受けやすくなるから前記磁歪は低いことが好ましい。また保磁力は低いことが好ましく、これによってフリー磁性層の外部磁界に対する磁化反転を良好にすることができる。
【００８１】
本発明では、非磁性材料層／フリー磁性層／非磁性中間層／強磁性層の膜構成で形成されるとき、前記ＣｏＦｅＮｉのＦｅ組成比は９原子％以上で１７原子％以下で、Ｎｉの組成比は０．５原子％以上で１０原子％以下で、残りの組成比はＣｏであることが好ましい。Ｆｅの組成比が１７原子％よりも大きくなると、磁歪が−３×１０-6よりも負に大きくなると共に軟磁気特性を劣化させて好ましくない。
【００８２】
またＦｅの組成比が９原子％よりも小さくなると、磁歪が３×１０-6よりも大きくなると共に、軟磁気特性の劣化を招き好ましくない。
【００８３】
またＮｉの組成比が１０原子％よりも大きくなると、磁歪が３×１０-6よりも大きくなると共に、非磁性材料層との間でＮｉの拡散等による抵抗変化量（ΔＲ）及び抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の低下を招き好ましくない。
【００８４】
またＮｉの組成比が０．５原子％よりも小さくなると、磁歪が−３×１０-6よりも負に大きくなって好ましくない。
【００８５】
また上記した組成範囲内であれば保磁力を７９０（Ａ／ｍ）以下にすることができる。
【００８６】
次に、前記フリー磁性層と前記非磁性材料層と間にＣｏＦｅ合金あるいはＣｏからなる中間層を形成するとき、具体的には、例えば非磁性材料層／中間層（ＣｏＦｅ合金）／フリー磁性層／非磁性中間層／強磁性層の膜構成で形成されるとき、前記ＣｏＦｅＮｉのＦｅ組成比は７原子％以上で１５原子％以下で、Ｎｉの組成比は５原子％以上で１５原子％以下で、残りの組成比はＣｏであることが好ましい。Ｆｅの組成比が１５原子％よりも大きくなると、磁歪が−３×１０-6よりも負に大きくなると共に軟磁気特性を劣化させて好ましくない。
【００８７】
またＦｅの組成比が７原子％よりも小さくなると、磁歪が３×１０-6よりも大きくなると共に、軟磁気特性の劣化を招き好ましくない。
【００８８】
またＮｉの組成比が１５原子％よりも大きくなると、磁歪が３×１０-6よりも大きくなって好ましくない。
【００８９】
またＮｉの組成比が５原子％よりも小さくなると、磁歪が−３×１０-6よりも負に大きくなって好ましくない。
【００９０】
また上記した組成範囲内であれば保磁力を７９０（Ａ／ｍ）以下にすることができる。
【００９１】
なお、ＣｏＦｅやＣｏで形成された中間層はマイナス磁歪を有しているため、前記中間層を第１のフリー磁性層と非磁性材料層間に介在させない膜構成の場合に比べて、ＣｏＦｅＮｉ合金のＦｅ組成をやや少なくし、Ｎｉ組成をやや多くしている。
【００９２】
また上記の膜構成のように、非磁性材料層とフリー磁性層間にＣｏＦｅ合金あるいはＣｏからなる中間層を介在させることで、フリー磁性層と非磁性材料層間での金属元素の拡散をより効果的に防止することができて好ましい。
【００９３】
本発明では、前記凹部の底面が前記第２の反強磁性層内に位置するように、前記凹部を形成することができる。
【００９４】
前記凹部の底面が前記第２の反強磁性層内に位置すると、前記フリー磁性層と前記強磁性層が、前記非磁性中間層を介して隣接し、前記フリー磁性層の磁化方向と前記強磁性層の磁化方向が反平行となるフェリ磁性状態となる。このとき、前記フリー磁性層、前記非磁性中間層及び前記強磁性層からなる多層膜がひとつのフリー磁性層、いわゆるシンセティックフェリフリー磁性層として機能する。シンセティックフェリフリー磁性層では、前記フリー磁性層の膜厚を薄くすることと同等の効果が得られ、フリー磁性層の磁化が変動しやすくなり、磁気抵抗効果素子の磁界検出感度が向上する。なお、前記フリー磁性層と前記強磁性層の単位面積あたりの磁気モーメントの大きさは異なっている必要がある。前記フリー磁性層及び強磁性層の単位面積あたりの磁気モーメントの大きさは、前記強磁性材料層の飽和磁化（Ｍｓ）と膜厚（ｔ）の積で表される。
【００９５】
なお、前記凹部の底面の下部に位置する前記第２の反強磁性層の領域の厚さ、または前記凹部の底面の下部に位置する前記第２の反強磁性層の領域と前記他の反強磁性層の厚さの合計を０より大きく３０Å以下にすると、前記凹部の底面の下部に位置する前記第２の反強磁性層の領域、または前記凹部の底面の下部に位置する前記第２の反強磁性層の領域と前記他の反強磁性層の領域では前記強磁性層との間に交換結合磁界が発生しないので好ましい。
【００９６】
なお、前記（ｇ）の工程において、前記多層膜を前記他の反強磁性層を有するものとして形成した場合には、前記凹部の底面が前記他の反強磁性層内に位置するように、前記凹部を形成してもよい。
【００９７】
このとき、前記凹部の底面の下部に位置する前記他の反強磁性層の領域の厚さを０より大きく３０Å以下にすると、前記凹部の底面の下部に位置する前記他の反強磁性層の領域では、前記強磁性層との間に交換異方性磁界が発生しないので好ましい。
【００９８】
あるいは、前記強磁性層の上面に接して、非磁性層が積層された多層膜を形成した場合には、前記凹部の底面が前記非磁性層内に位置するように前記凹部を形成してもよい。
【００９９】
また、前記凹部の底面が前記強磁性層内に位置するように、前記凹部を形成しても、あるいは、前記凹部の底面が前記非磁性中間層内に位置するように、前記凹部を形成してもよい。
【０１００】
前記凹部の底面が前記強磁性層内または前記非磁性中間層内に位置していると、前記第２の反強磁性層の下層にある強磁性層が、前記第２の反強磁性層との交換結合によって磁化方向が揃えられ、さらに、この強磁性層の下層に非磁性中間層を介して形成されたフリー磁性層の磁化方向が、前記強磁性層とのＲＫＫＹ相互作用によって、前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向に揃えられる。すなわち、前記第２の反強磁性層の下層において前記強磁性層、前記非磁性中間層、及び前記フリー磁性層がシンセティックフェリ構造となっており、前記フリー磁性層の磁化方向を一定方向に揃えることが容易になっている。従って、前記第２の反強磁性層と前記強磁性層との交換結合磁界が比較的弱くても、前記フリー磁性層の磁化方向を確実に一定方向に揃えることが容易になる。
【０１０１】
なお、前記フリー磁性層と前記強磁性層の単位面積あたりの磁気モーメントの大きさは異なっている必要がある。前記フリー磁性層及び強磁性層の単位面積あたりの磁気モーメントの大きさは、前記強磁性材料層の飽和磁化（Ｍｓ）と膜厚（ｔ）の積で表される。
【０１０２】
なお、前記（ｅ）又は（ｊ）の工程において、第２の熱処理温度を第１の反強磁性層のブロッキング温度より低い温度に設定し、第２の磁界の大きさを第１の反強磁性層の交換異方性磁界より小さくすることが好ましい。
【０１０３】
なお、前記第２の磁界の大きさを前記フリー磁性層及び強磁性層の飽和磁界及び前記フリー磁性層及び強磁性層の反磁界より大きくすることがより好ましい。
【０１０４】
なお、本発明では、前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対の電極層を積層する工程を有することにより、前記多層膜の各層の膜面に対し平行な方向に電流が流れる磁気検出素子を形成できる。
【０１０５】
あるいは、本発明では、前記（ｆ）または（ｋ）の工程の代りに、
（ｌ）または（ｕ） 前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対の電極層を積層し、前記第２の反強磁性層の前記一対の電極層によって挟まれた部位を削り込むことにより前記凹部を形成する工程を有してもよい。
【０１０６】
なお、本発明では、前記多層膜の上下に電極層が設けられ、電流が前記多層膜の各層の膜面に対し垂直方向に流れるＣＰＰ（current perpendicular to the plane）型の磁気検出素子を形成することができる。
【０１０７】
ＣＰＰ型の磁気検出素子を形成するときには、
前記（ａ）あるいは（ｇ）工程の前に、
（ｍ）あるいは（ｖ）基板上に、下部電極層を形成する工程を有することが必要であり、
さらに、前記（ｆ）、（ｋ）工程の代わりに以下の工程を有することが好ましい。
（ｎ）あるいは（ｗ）前記第２の反強磁性層上に絶縁層を成膜する工程と、
（ｏ）あるいは（ｘ）前記絶縁層上に、トラック幅方向の中央部に穴部を設けたレジストを積層し、前記絶縁層及び前記第２の反強磁性層の前記穴部に露出する部位を削り込むことにより凹部を形成する工程と、
（ｐ）あるいは（ｙ）前記凹部の底面に電気的に導通する上部電極層を形成する工程。
【０１０８】
本発明では、前記第２の反強磁性層上に前記絶縁層を設けることにより、前記上部電極層から前記第２反強磁性層へのセンス電流の分流を低減できる。
【０１０９】
また、上部電極層の一部が前記凹部の中に入り込むことによって、前記上部電極層のトラック幅方向の中央に、前記多層膜方向に突出した突出部を形成できるので、センス電流の電流路を絞り込むことができ出力の向上及びサイドリーディングの低減を図ることができる。
【０１１０】
また、前記（ｏ）工程と前記（ｐ）工程の間、あるいは、前記（ｘ）工程と前記（ｙ）工程の間に、
（ｑ）あるいは（ｚ）前記凹部から前記絶縁層上にかけて他の絶縁層を成膜する工程と、
（ｒ）あるいは（α）前記凹部の底面上に積層された前記他の絶縁層を除去する工程と、
を有すると、
前記凹部の側面と前記上部電極層との間の絶縁もとることができるので好ましい。
【０１１１】
また、前記（ｍ）工程と前記（ａ）工程の間、あるいは、前記（ｖ）工程と前記（ｇ）工程の間に、
（ｓ）あるいは（β）前記下部電極層のトラック幅方向の中央に、前記多層膜方向に突出した突出部を形成する工程と
（ｔ）あるいは（γ）前記下部電極層の前記突出部のトラック幅方向の両側部に絶縁層を設ける工程とを有し、
前記（ａ）あるいは（ｇ）工程において、
前記突出部の上面が前記多層膜の下面と接するように、前記多層膜を形成すると、センス電流の電流路を絞り込むことができ出力の向上及びサイドリーディングの低減を図ることができるので好ましい。
【０１１２】
なお、前記（ｔ）あるいは（γ）工程において、
前記突出部の上面と、前記下部電極層の両側端部上に設けられた前記絶縁層の上面を同一平面にすると、前記多層膜を平坦面上に形成することができるので好ましい。
【０１１３】
また、前記下部電極層及び／又は前記上部電極層を、磁性材料で形成すると、前記下部電極層及び／又は前記上部電極層をシールド層として機能させることができるので磁気検出素子の構造が単純になり製造が容易になる、また、ギャップ長を短くすることができ高記録密度化に適切に対応可能な磁気検出素子を製造できるので好ましい。
【０１１４】
さらに、前記上部電極層を、前記凹部の底面と電気的に導通する非磁性導電性材料で形成される層と磁性材料で形成される層が積層されたものにすると、前記上部電極層の磁性材料で形成される層から、前記フリー磁性層への磁気的な影響を低減できるので好ましい。
【０１１５】
また本発明では、前記非磁性材料層を非磁性導電材料で形成することが好ましい。前記非磁性材料層が非磁性導電材料で形成された磁気検出素子を、スピンバルブＧＭＲ型磁気抵抗効果素子（ＣＰＰ−ＧＭＲ）と呼んでいる。
【０１１６】
また本発明では、ＣＰＰ型の磁気検出素子である場合、前記非磁性材料層を絶縁材料で形成してもよい。この磁気検出素子をスピンバルブトンネル型磁気抵抗効果型素子（ＣＰＰ−ＴＭＲ）と呼んでいる。
【０１１７】
また、前記固定磁性層を単位面積あたりの磁気モーメントの大きさが異なる複数の強磁性材料層が非磁性中間層を介して積層されたものとして形成されると、これら複数層の強磁性材料層が互いの磁化方向を固定しあい、全体として固定磁性層の磁化方向を一定方向に強力に固定することができる。すなわち、第１の反強磁性層と固定磁性層との交換結合磁界Ｈｅｘを、例えば８０〜１６０ｋＡ／ｍと、大きな値として得ることができる。従って、第１の反強磁性層によって固定磁性層の磁化方向をハイト方向に向けるための磁場中アニールを行った後の、第２の反強磁性層によって強磁性層またはフリー磁性層の磁化方向をトラック幅方向に向けるための磁場中アニールによって、固定磁性層の磁化方向がトラック幅方向に傾いて固定されることを防ぎつつ、第２の反強磁性層による縦バイアス磁界を大きくすることができる。
【０１１８】
また、固定磁性層の固定磁化による反磁界（双極子磁界）を、複数層の強磁性材料層の静磁界結合同士が相互に打ち消し合うことによりキャンセルできる。これにより、固定磁性層の固定磁化による反磁界（双極子磁界）からの、フリー磁性層の変動磁化への寄与を減少させることができる。
【０１１９】
従って、フリー磁性層の変動磁化の方向を所望の方向に補正することがより容易になり、アシンメトリーの小さい対称性の優れたスピンバルブ型磁気検出素子を得ることが可能になる。
【０１２０】
ここで、アシンメトリーとは、再生出力波形の非対称性の度合いを示すものであり、再生出力波形が与えられた場合、波形が対称であればアシンメトリーが小さくなる。従って、アシンメトリーが０に近づく程再生出力波形が対称性に優れていることになる。
【０１２１】
前記アシンメトリーは、フリー磁性層の変動磁化の方向と固定磁性層の固定磁化の方向とが直交しているときに０となる。アシンメトリーが大きくずれるとメディアからの情報の読み取りが正確にできなくなり、エラーの原因となる。このため、前記アシンメトリーが小さいものほど、再生信号処理の信頼性が向上することになり、スピンバルブ磁気検出素子として優れたものとなる。
【０１２２】
また、固定磁性層の固定磁化による反磁界（双極子磁界）Ｈｄは、素子高さ方向において、その端部で大きく中央部で小さいという不均一な分布を持ち、フリー磁性層内における単磁区化が妨げられる場合があるが、固定磁性層を上記の積層構造とすることにより双極子磁界ＨｄをほぼＨｄ＝０とすることができ、これによってフリー磁性層内に磁壁ができて磁化の不均一が発生しバルクハウゼンノイズなどが発生することを防止することができる。
【０１２３】
なお、前記非磁性中間層を、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することができる。
【０１２４】
ただし、本発明では、前記固定磁性層を単層の強磁性材料層として形成してもよい。
【０１２５】
本発明では、前記第１の反強磁性層と前記第２の反強磁性層を、同じ組成の反強磁性材料を用いて形成した場合でも、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直交する方向に固定することが容易になる。
【０１２６】
前記第１の反強磁性層及び／又は前記第２の反強磁性層を、ＰｔＭｎ合金、または、Ｘ―Ｍｎ（ただしＸは、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である）合金で、あるいはＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（ただしＸ′は、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｏｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｘｅ，Ｋｒのいずれか１種または２種以上の元素である）合金で形成することが好ましい。
【０１２７】
ここで、前記ＰｔＭｎ合金及び前記Ｘ−Ｍｎの式で示される合金において、ＰｔあるいはＸが３７〜６３ａｔ％の範囲であることが好ましい。また、前記ＰｔＭｎ合金及び前記Ｘ−Ｍｎの式で示される合金において、ＰｔあるいはＸが４７〜５７ａｔ％の範囲であることがより好ましい。特に規定しない限り、〜で示す数値範囲の上限と下限は以下、以上を意味する。
【０１２８】
また、Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’＋Ｐｔが３７〜６３ａｔ％の範囲であることが好ましい。また、前記Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’＋Ｐｔが４７〜５７ａｔ％の範囲であることがより好ましい。さらに、前記Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’が０．２〜１０ａｔ％の範囲であることが好ましい。ただし、Ｘ’がＰｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である場合には、Ｘ’は０．２〜４０ａｔ％の範囲であることが好ましい。
【０１２９】
第１の反強磁性層及び第２の反強磁性層として、これらの適切な組成範囲の合金を使用し、これを熱処理することにより、強磁性層との界面で大きな交換結合磁界を発生する第１の反強磁性層及び第２の反強磁性層を得ることができる。特に、ＰｔＭｎ合金であれば、４８ｋＡ／ｍ以上、例えば６４ｋＡ／ｍを越える交換結合磁界を有し、前記交換結合磁界を失うブロッキング温度が３８０℃と極めて高い優れた第１の反強磁性層及び第２の反強磁性層を得ることができる。
【０１３０】
これらの合金は、成膜直後の状態では、不規則系の面心立方構造（ｆｃｃ）であるが、熱処理によってＣｕＡｕＩ型の規則型の面心正方構造（ｆｃｔ）に構造変態する。
【０１３１】
【発明の実施の形態】
図１から図６は、本発明の磁気検出素子の製造方法の第１の実施の形態を示す断面図である。各図において磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見ている。
【０１３２】
まず、基板１１上に第１の反強磁性層１２を積層する。さらに第１の固定磁性層１３ａ、非磁性中間層１３ｂ、第２の固定磁性層１３ｃからなるシンセティックフェリピンド型の固定磁性層１３が積層され、固定磁性層１３の上層に非磁性材料層１４、フリー磁性層１５、非磁性中間層１６、強磁性層１７及び保護層１８が積層されて、多層膜Ａが形成される。図１は、多層膜Ａが形成された状態を示す断面図である。
【０１３３】
第１の反強磁性層１２、固定磁性層１３、非磁性材料層１４、フリー磁性層１５、非磁性中間層１６、強磁性層１７及び保護層１８はスパッタ法や蒸着法などの薄膜形成プロセスによって、同一真空成膜装置内で形成される。
【０１３４】
第１の反強磁性層１２は、ＰｔＭｎ合金、または、Ｘ―Ｍｎ（ただしＸは、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である）合金で、あるいはＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（ただしＸ′は、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｏｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｘｅ，Ｋｒのいずれか１または２種以上の元素である）合金で形成する。
【０１３５】
第１の反強磁性層１２として、これらの合金を使用し、これを熱処理することにより、大きな交換結合磁界を発生する第１の反強磁性層１２及び固定磁性層１３の交換結合膜を得ることができる。特に、ＰｔＭｎ合金であれば、４８ｋＡ／ｍ以上、例えば６４ｋＡ／ｍを越える交換結合磁界を有し、前記交換結合磁界を失うブロッキング温度が３８０℃と極めて高い優れた第１の反強磁性層１２及び固定磁性層１３の交換結合膜を得ることができる。
【０１３６】
これらの合金は、成膜直後の状態では、不規則系の面心立方構造（ｆｃｃ）であるが、熱処理によってＣｕＡｕＩ型の規則型の面心正方構造（ｆｃｔ）に構造変態する。
【０１３７】
第１の反強磁性層１２の膜厚は、トラック幅方向の中心付近において８０〜３００Åである。
【０１３８】
第１の固定磁性層１３ａ、第２の固定磁性層１３ｃ、フリー磁性層１５、及び強磁性層１７は、強磁性材料により形成されるもので、例えばＮｉＦｅ合金、Ｃｏ、ＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などにより形成されるものであり、特にＮｉＦｅ合金、ＣｏまたはＣｏＦｅにより形成されることが好ましい。また、第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃは、同一の材料で形成されることが好ましい。また、フリー磁性層１５及び強磁性層１７は、同一の材料で形成されることが好ましい。
【０１３９】
また、非磁性中間層１３ｂ及び非磁性中間層１６は、非磁性材料により形成されるもので、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種またはこれらの２種以上の合金で形成されている。特にＲｕによって形成されることが好ましい。
【０１４０】
非磁性材料層１４は、固定磁性層１３とフリー磁性層１５との磁気的な結合を防止し、またセンス電流が主に流れる層であり、Ｃｕ，Ｃｒ，Ａｕ，Ａｇなど導電性を有する非磁性材料により形成されることが好ましい。特にＣｕによって形成されることが好ましい。
【０１４１】
なお、保護層１８は、多層膜Ａを磁場中アニールにかけるときに、強磁性層１７が酸化することを防ぐ機能を有するものであり、Ｔａなどからなる。
【０１４２】
次に、図１の多層膜Ａを第１の熱処理温度、Ｙ方向を向いた第１の大きさの磁界中で、第１の磁場中アニールを行い、第１の反強磁性層１２と第１の固定磁性層１３ａとの間に交換異方性磁界を発生させ、固定磁性層１３の磁化方向を図示Ｙ方向に固定する。本実施の形態では、前記第１の熱処理温度を２７０℃、磁界の第１の大きさを８００ｋ（Ａ／ｍ）としている。
【０１４３】
多層膜Ａを第１の磁場中アニールにかけたときに、保護層１８は、その表面から１０〜２０Å程度酸化する。そこで、保護層１８をイオンミリングまたは反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）によって除去する。
【０１４４】
さらに、図２に示されるように、強磁性層１７を所定の厚さ削る。強磁性層１７を削るのは、次の工程において、強磁性層１７上に第２の反強磁性層１９を積層するときに、強磁性層１７上に第２の反強磁性層１９を真空中で連続成膜することが必要なためである。強磁性層１７の削り量ｔ１は特に規定されないが、本実施の形態では、１０Å削っている。
【０１４５】
次に、図３に示すごとく、図２に示された強磁性層１７の研削後の表面１７ａ上に、強磁性層１７を再成膜し、さらに強磁性層１７上に第２の反強磁性層１９を連続成膜する。強磁性層１７を再成膜するときには、図１の工程において最初に強磁性層１７を成膜したときに用いた強磁性材料と同じ強磁性材料を用いる。ただし、強磁性層１７の図２の工程において削られた厚さｔ１と、図３の工程において再成膜する分の強磁性層１７の厚さは必ずしも同じでなくてよい。
【０１４６】
第２の反強磁性層１９は、第１の反強磁性層１２と同様に、ＰｔＭｎ合金、または、Ｘ―Ｍｎ（ただしＸは、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である）合金で、あるいはＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（ただしＸ′は、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｏｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｘｅ，Ｋｒのいずれか１または２種以上の元素である）合金で形成する。
【０１４７】
第２の反強磁性層１９の膜厚は、トラック幅方向の中心付近において８０〜３００Å、例えば２００Åである。
【０１４８】
ここで、第１の反強磁性層１２及び第２の反強磁性層１９を形成するための、前記ＰｔＭｎ合金及び前記Ｘ−Ｍｎの式で示される合金において、ＰｔあるいはＸが３７〜６３ａｔ％の範囲であることが好ましい。また、前記ＰｔＭｎ合金及び前記Ｘ−Ｍｎの式で示される合金において、ＰｔあるいはＸが４７〜５７ａｔ％の範囲であることがより好ましい。特に規定しない限り、〜で示す数値範囲の上限と下限は以下、以上を意味する。
【０１４９】
また、Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’＋Ｐｔが３７〜６３ａｔ％の範囲であることが好ましい。また、前記Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’＋Ｐｔが４７〜５７ａｔ％の範囲であることがより好ましい。さらに、前記Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’が０．２〜１０ａｔ％の範囲であることが好ましい。ただし、Ｘ’がＰｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である場合には、Ｘ’は０．２〜４０ａｔ％の範囲であることが好ましい。
【０１５０】
第１の反強磁性層及び第２の反強磁性層として、これらの適切な組成範囲の合金を使用し、これを熱処理することにより、大きな交換結合磁界を発生することのできる第１の反強磁性層及び第２の反強磁性層を得ることができる。特に、ＰｔＭｎ合金であれば、強磁性層との間に４８ｋＡ／ｍ以上、例えば６４ｋＡ／ｍを越える交換結合磁界を有し、前記交換結合磁界を失うブロッキング温度が３８０℃と極めて高い優れた第１の反強磁性層及び第２の反強磁性層を得ることができる。
【０１５１】
これらの合金は、成膜直後の状態では、不規則系の面心立方構造（ｆｃｃ）であるが、熱処理によってＣｕＡｕＩ型の規則型の面心正方構造（ｆｃｔ）に構造変態する。
【０１５２】
なお、本実施の形態の磁気検出素子は、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層１９を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成することができる。
【０１５３】
また、第２の反強磁性層１９の上層にＴａなどの非磁性材料からなる保護層を成膜してもよい。
【０１５４】
次に第２の反強磁性層１９まで形成された多層膜Ｂを、第２の熱処理温度、Ｘ方向を向いた第２の大きさの磁界中で、第２の磁場中アニールにかけて、第２の反強磁性層１９と強磁性層１７との間に交換異方性磁界を発生させ、強磁性層１７の磁化方向を図示Ｘ方向と反平行方向に固定する。本実施の形態では、前記第２の熱処理温度を２５０℃、磁界の第２の大きさを２４ｋ（Ａ／ｍ）としている。
【０１５５】
第２の反強磁性層１９による交換異方性磁界は、第２の磁場中アニール工程において始めて生じる。従って、第１の反強磁性層１２と第１の固定磁性層１３ａとの間の交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層１９による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けるためには、前記第２の熱処理温度を、第１の反強磁性層１２による交換結合磁界が消失するブロッキング温度より低い温度に設定し、前記第２の磁界の大きさを第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界より小さくするだけでよい。また、第２の磁場中アニールをこれらの条件下で行えば、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層１９を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成しても、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層１９による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けることができる。すなわち、フリー磁性層１５の磁化方向を、固定磁性層１３の磁化方向と直交する方向に固定することが容易になる。
【０１５６】
なお、第２の磁場中アニール時の第２の磁界の大きさは、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の飽和磁界、及びフリー磁性層１５及び強磁性層１７の反磁界より大きく、フリー磁性層１５と強磁性層１７との間の反平行結合が崩れるスピンフロップ磁界より小さいことが好ましい。
【０１５７】
次に、図４に示すように、第２の反強磁性層１９上にレジスト２０，２０を積層し、第２の反強磁性層１９上をトラック幅Ｔｗの間隔を開けてマスキングする。
【０１５８】
さらに、図５に示すように、第２の反強磁性層１９のレジスト２０，２０によってマスクされない部分を、イオンミリングまたは反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）などによって、基板１１の表面１１ａに対する垂直方向、すなわちトラック幅方向（図示Ｘ方向）に対する垂直方向に削り込むことにより凹部２１を形成する。凹部２１の側面２１ａ，２１ａは、トラック幅方向に対して垂直になっている。図５では、凹部２１の底面２１ｂが第２の反強磁性層１９内に位置するように、凹部２１を形成している。
【０１５９】
このとき、凹部２１の底面２１ｂの下部に位置する第２の反強磁性層１９の領域の厚さｔ２を０より大きく３０Å以下にする。
【０１６０】
本実施の形態のように、凹部２１の底面２１ｂの下部に位置する第２の反強磁性層１９の領域の厚さｔ２を０より大きく３０Å以下にすると、凹部２１の底面２１ｂに位置する第２の反強磁性層１９の領域では、第２の磁場中アニールによって不規則−規則変態が生じず、強磁性層１７との間に交換結合磁界が発生しない。
【０１６１】
第２の反強磁性層１９はトラック幅領域から外れた全領域において、反強磁性を発生するために充分な膜厚を有し、トラック幅領域から外れた全領域（トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄ）において強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向を確実に固定することができる。すなわち、強磁性層１７の磁化方向は、凹部２１の底面２１ｂに重なる領域以外のトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ、第２の反強磁性層１９との交換結合によって固定される。従って、強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して積層されているフリー磁性層１５の磁化方向も、トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用により固定される。
【０１６２】
凹部２１の底面２１ｂに重なるフリー磁性層１５の領域Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。
【０１６３】
従って、磁気検出素子のトラック幅は、前記凹部の幅寸法Ｔｗによって決定され、しかも、トラック幅Ｔｗから外れた領域で記録信号を読み取ってしまうサイドリーディングを防止することができる。上述したように、本発明では、凹部２１は一様の厚さで成膜された第２の反強磁性層１９を、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）やイオンミリングを用いて、基板１１の表面１１ａに対する垂直方向に削るだけで形成することができるので、正確な幅寸法Ｔｗで凹部２１を形成することが可能になる。すなわち、磁気検出素子のトラック幅Ｔｗを正確に規定できる。
【０１６４】
凹部２１の形成後、図６に示すように凹部２１の幅寸法（＝トラック幅Ｔｗ）より広い幅寸法の領域を覆うリフトオフ用のレジスト２５を第２の反強磁性層１９上に形成し、第２の反強磁性層１９上であって、レジスト２５によって覆われていない領域に電極層２２，２２をスパッタ法や蒸着法によって成膜する。電極層２２，２２は、例えば、Ａｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどを用いて成膜される。電極層２２，２２の成膜後、レジスト層２５を除去して図７に示されるような磁気検出素子を得る。
【０１６５】
本実施の形態の製造方法によって形成された磁気検出素子は電極層２２，２２と凹部２１との間にトラック幅方向の段差ができる。なお、第２の反強磁性層１９上に前述したＴａ，Ｃｒなどからなる保護層を介して電極層２２，２２が積層されてもよい。
【０１６６】
なお、上記説明では第２の反強磁性層１９の上層にレジスト２０，２０を積層して、第２の反強磁性層１９に凹部を形成した後、第２の反強磁性層１９の上層に電極層２２，２２を積層したが、第２の反強磁性層１９の上層に電極層２２を成膜した後、電極層２２上にトラック幅方向にトラック幅寸法の間隔を開けて一対のレジストを積層して、電極層２２及び第２の反強磁性層１９に凹部を形成してもよい。
【０１６７】
また、前記第２の磁場中アニールは、第２の反強磁性層１９に凹部２１を形成した後行ってもよい。
【０１６８】
また、本実施の形態では、基板１１上に直接第１の反強磁性層１２が積層されているが、基板１１上にアルミナ層及びＴａ等からなる下地層を介して反強磁性層１２が積層されてもよい。
【０１６９】
なお、多層膜Ａを形成するときに、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４の間に、Ｃｏなどからなる拡散防止層が形成されていてもよい。この拡散防止層はフリー磁性層１５と非磁性材料層１４の相互拡散を防止する。又、第２の固定磁性層１３ｃと非磁性材料層１４の間に、Ｃｏなどからなる拡散防止層が形成されていてもよい。この拡散防止層は第２の固定磁性層１３ｃと非磁性材料層１４の相互拡散を防止する。
【０１７０】
また、フリー磁性層１５及び強磁性層１７は、それぞれの単位面積あたりの磁気モーメントが異なるように形成されている。単位面積あたりの磁気モーメントは、飽和磁化（Ｍｓ）と膜厚（ｔ）の積で表される。従って、例えば、フリー磁性層１５及び強磁性層１７を同じ材料を用いて形成し、さらに、それぞれの膜厚を異ならせることにより、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の単位面積あたりの磁気モーメントを異ならせることができる。
【０１７１】
なお、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４の間に、Ｃｏなどからなる拡散防止層が形成される場合には、フリー磁性層１５の磁気モーメントと前記拡散防止層の単位面積あたりの磁気モーメントの和と、強磁性層１７の単位面積あたりの磁気モーメントを異ならせることが好ましい。
【０１７２】
図７は、上述した本発明の実施の形態の製造方法によって製造された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図である。
【０１７３】
図７の磁気検出素子では、凹部２１の底面２１ｂが縦バイアス層となる第２の反強磁性層１９内に位置している。従って、フリー磁性層１５と強磁性層１７が、非磁性中間層１６を介して隣接し、フリー磁性層１５の磁化方向と強磁性層１７の磁化方向が反平行となるフェリ磁性状態となる。このとき、フリー磁性層１５、非磁性中間層１６及び強磁性層１７からなる多層膜がひとつのフリー磁性層、すなわちシンセティックフェリフリー磁性層Ｆとして機能する。シンセティックフェリフリー磁性層Ｆでは、フリー磁性層１５の膜厚を薄くして、フリー磁性層１５の磁化を変動しやすくすることと同等の効果が得られ、磁気抵抗効果素子の磁界検出感度が向上する。
【０１７４】
フリー磁性層１５の磁気モーメントと強磁性層１７の磁気モーメントを足し合わせた合成磁気モーメントの方向がシンセティックフェリフリー磁性層Ｆの磁化方向となる。
【０１７５】
ただし、固定磁性層１３の磁化方向との関係で出力に寄与するのはフリー磁性層１５の磁化方向のみである。
【０１７６】
また、フリー磁性層と強磁性層の磁気的膜厚の関係が異ならされていると、シンセティックフェリフリー磁性層Ｆのスピンフロップ磁界を大きくできる。
【０１７７】
スピンフロップ磁界とは、磁化方向が反平行である２つの磁性層に対し、外部磁界を印加したときに、２つの磁性層の磁化方向が反平行でなくなる外部磁界の大きさを差す。
【０１７８】
図３０は、シンセティックフェリフリー磁性層Ｆのヒステリシスループの概念図である。このＭ−Ｈ曲線は、シンセティックフェリフリー磁性層Ｆに対してトラック幅方向から外部磁界を印加したときの、シンセティックフェリフリー磁性層Ｆの磁化Ｍの変化を示したものである。なお、以下の説明中では、フリー磁性層１５を第１フリー磁性層、強磁性層１７を第２フリー磁性層、シンセティックフェリフリー磁性層Ｆを単にフリー磁性層と呼ぶことにする。
【０１７９】
また、図３０中、Ｆ１で示す矢印は、第１フリー磁性層の磁化方向を表わし、Ｆ２で示す矢印は、第２フリー磁性層の磁化方向を表わす。
【０１８０】
図３０に示すように、外部磁界が小さいときは、第１フリー磁性層と第２フリー磁性層がフェリ磁性状態、すなわち矢印Ｆ１及び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越えると、第１フリー磁性層と第２フリー磁性層のＲＫＫＹ結合が壊され、フェリ磁性状態を保てなくなる。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る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３０ではＨｓｆで示している。なお、図中Ｈｃｆは、フリー磁性層の磁化の保磁力を示している。
【０１８１】
第１フリー磁性層及び第２フリー磁性層の、それぞれの単位面積あたりの磁気モーメントが異なるように形成されているとフリー磁性層のスピンフロップ磁界Ｈｓｆが大きくなる。これにより、フリー磁性層がフェリ磁性状態を保つ磁界の範囲が広くなり、フリー磁性層のフェリ磁性状態の安定度が増す。
【０１８２】
また本実施の形態では、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の少なくとも一方を、以下の組成を有する磁性材料で形成することが好ましい。
【０１８３】
組成式がＣｏＦｅＮｉで示され、Ｆｅの組成比は９原子％以上で１７原子％以下で、Ｎｉの組成比は０．５原子％以上で１０原子％以下で、残りの組成はＣｏである。
【０１８４】
これによりフリー磁性層１５と強磁性層１７間で発生するＲＫＫＹ相互作用における交換結合磁界を強くすることができる。具体的には、反平行状態が崩れるときの磁界、すなわちスピンフロップ磁界（Ｈｓｆ）を約２９３（ｋＡ／ｍ）にまで大きくすることができる。
【０１８５】
よって、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の両側端部の磁化を適切に反平行状態にピン止めでき、サイドリーディングの発生を抑制することができる。
【０１８６】
なおフリー磁性層１５及び強磁性層１７の双方を前記ＣｏＦｅＮｉ合金で形成することが好ましい。これにより、より安定して高いスピンフロップ磁界を得ることができ、フリー磁性層１５と強磁性層１７とを適切に反平行状態に磁化できる。
【０１８７】
また上記した組成範囲内であると、フリー磁性層１５と強磁性層１７の磁歪を−３×１０-6から３×１０-6の範囲内に収めることができ、また保磁力を７９０（Ａ／ｍ）以下に小さくできる。
【０１８８】
さらに、フリー磁性層１５の軟磁気特性の向上、非磁性材料層１４間でのＮｉの拡散による抵抗変化量（ΔＲ）や抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の低減の抑制を適切に図ることが可能である。
【０１８９】
なお、強磁性層１７の厚さｔｆ２は０．５〜２．５ｎｍの範囲であることが好ましい。また、フリー磁性層１５の厚さｔｆ１は２．５〜４．５ｎｍの範囲であることが好ましい。なお、フリー磁性層１５の厚さｔｆ１が３．０〜４．０ｎｍの範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは３．５〜４．０ｎｍの範囲であることである。フリー磁性層１５の厚さｔｆ１が前記の範囲を外れると、スピンバルブ型磁気検出素子の磁気抵抗変化率を大きくすることができなくなるので好ましくない。
【０１９０】
図７の磁気検出素子では、縦バイアス層である第２の反強磁性層１９はトラック幅領域から外れた全領域（トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄ）において反強磁性を発生するために充分な膜厚を有し、トラック幅領域から外れた全領域において強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向を確実に固定することができる。
【０１９１】
凹部２１の底面２１ｂに重なるフリー磁性層１５及び強磁性層１７の領域Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向または図示Ｘ方向と反平行方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。
【０１９２】
従って、磁気検出素子のトラック幅は、凹部２１の幅寸法Ｔｗによって決定され、しかも、トラック幅Ｔｗから外れた領域で記録信号を読み取ってしまうサイドリーディングを防止することができる。
【０１９３】
また、第２の反強磁性層１９との反強磁性結合は凹部２１の底面２１ｂに重ならないトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄにのみ働き、凹部２１の底面２１ｂに重なる領域Ｅには作用しない。
【０１９４】
従って、第２の反強磁性層１９に形成された凹部２１の幅寸法として設定されたトラック幅（光学的トラック幅）Ｔｗ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となり、磁気検出素子の形成時に設定されたトラック幅（光学的トラック幅）Ｔｗの領域に不感領域が生じないので、高記録密度化に対応するために磁気検出素子の光学的トラック幅Ｔｗを小さくしていった場合の再生出力の低下を抑えることができる。
【０１９５】
さらに、本実施の形態では磁気検出素子の側端面Ｓ，Ｓがトラック幅方向に対して垂直となるように形成されることが可能なので、フリー磁性層１５のトラック幅方向長さのバラつきを抑えることができる。
【０１９６】
また、図１の工程において前記第１の固定磁性層１３ａと前記第２の固定磁性層１３ｃを単位面積あたりの磁気モーメントが異なるものとして形成している。従って、前記第１の固定磁性層１３ａと前記第２の固定磁性層１３ｃを、前記非磁性中間層１３ｂを介して積層されたものが、一つの固定磁性層１３として機能する。
【０１９７】
第１の固定磁性層１３ａは反強磁性層１２と接して形成され、磁場中アニールが施されることにより、第１の固定磁性層１３ａと反強磁性層１２との界面にて交換結合による交換異方性磁界が生じ、第１の固定磁性層１３ａの磁化方向が図示Ｙ方向に固定される。第１の固定磁性層１３ａの磁化方向が図示Ｙ方向に固定されると、非磁性中間層１３ｂを介して対向する第２の固定磁性層１３ｃの磁化方向が、第１の固定磁性層１３ａの磁化方向と反平行の状態で固定される。
【０１９８】
なお、第１の固定磁性層１３ａの磁気モーメントと第２の固定磁性層１３ｃの磁気モーメントを足し合わせた合成磁気モーメントの方向が固定磁性層１３の磁化方向となる。
【０１９９】
このように、第１の固定磁性層１３ａと第２の固定磁性層１３ｃの磁化方向は、反平行となるフェリ磁性状態になっており、第１の固定磁性層１３ａと第２の固定磁性層１３ｃとが互いに他方の磁化方向を固定しあうので、全体として固定磁性層１３の磁化方向を一定方向に安定させることができるので好ましい。
【０２００】
第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃは、強磁性材料により形成されるもので、例えばＮｉＦｅ合金、Ｃｏ、ＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などにより形成されるものであり、特にＮｉＦｅ合金またはＣｏにより形成されることが好ましい。また、第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃは同一の材料で形成されることが好ましい。
【０２０１】
図７では、前記第１の固定磁性層１３ａ及び前記第２の固定磁性層１３ｃを同じ材料を用いて形成し、さらに、それぞれの膜厚を異ならせることにより、それぞれの単位面積あたりの磁気モーメントを異ならせている。
【０２０２】
また、非磁性中間層１３ｂは、非磁性材料により形成されるもので、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種またはこれらの２種以上の合金で形成されている。特にＲｕによって形成されることが好ましい。
【０２０３】
固定磁性層１３が非磁性中間層１３ｂの上下に第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃが積層されたものとして形成されると、第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃが互いの磁化方向を固定しあい、全体として固定磁性層１３の磁化方向を一定方向に強力に固定することができる。すなわち、第１の反強磁性層１２と固定磁性層１３との交換結合磁界Ｈｅｘを例えば８０〜１６０ｋＡ／ｍと、大きな値として得ることができる。従って、第１の反強磁性層１２に接する第１の固定磁性層１３ａの磁化方向をハイト方向に向けるための第１の磁場中アニールを行った後の、トラック幅方向の磁界中の第２の磁場中アニールによって、固定磁性層１３の磁化方向がトラック幅方向に傾いて固定されることを防ぎつつ、第２の反強磁性層１９による縦バイアス磁界を大きくすることができる。
【０２０４】
また、本実施の形態では、固定磁性層１３の固定磁化による反磁界（双極子磁界）を、第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃの静磁界結合同士が相互に打ち消し合うことによりキャンセルできる。これにより、固定磁性層１３の固定磁化による反磁界（双極子磁界）からの、フリー磁性層１５の変動磁化への寄与を減少させることができる。
【０２０５】
従って、フリー磁性層１５の変動磁化の方向を所望の方向に補正することがより容易になり、アシンメトリーの小さい対称性の優れたスピンバルブ型磁気検出素子を得ることが可能になる。
【０２０６】
また、固定磁性層１３の固定磁化による反磁界（双極子磁界）Ｈｄは、素子高さ方向において、その端部で大きく中央部で小さいという不均一な分布を持ち、フリー磁性層１５内における単磁区化が妨げられる場合があるが、固定磁性層１３を上記の積層構造とすることにより双極子磁界ＨｄをほぼＨｄ＝０とすることができ、これによってフリー磁性層１５内に磁壁ができて磁化の不均一が発生しバルクハウゼンノイズなどが発生することを防止することができる。
【０２０７】
このスピンバルブ型磁気検出素子においては、電極層２２、２２からシンセティックフェリフリー磁性層Ｆ、非磁性材料層１４、固定磁性層１３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、シンセティックフェリフリー磁性層Ｆのうちフリー磁性層１５の磁化方向が図示Ｘ方向から図示Ｙ方向に向けて変動する。この第１のフリー磁性層１５内での磁化方向の変動と第２の固定磁性層１３ｃ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。
【０２０８】
なお、図５に示された工程において凹部２１を形成するときに、凹部２１の底面２１ｂが第２の反強磁性層１９内に位置するようにしたが、この底面２１ｂが強磁性層１７内に位置するように凹部を形成して、図８に示される磁気検出素子を得ることもできる。
【０２０９】
図８の磁気検出素子では、トラック幅Ｔｗの領域内において第２の反強磁性層１９を除去しているので、第２の反強磁性層１９の厚みにばらつきがある場合でも、凹部２１の底面２１ｂに第２の反強磁性層１９が残ることがないため、トラック幅Ｔｗを精度よく画定でき、高記録密度化に対応可能なスピンバルブ型磁気検出素子を得ることができる。また、第２の反強磁性層１９を完全に除去することは簡単であるため、容易に製造することができる。
【０２１０】
または、底面２１ｂが非磁性中間層１６内に位置するように凹部２１を形成して、図９に示される磁気検出素子を得ることもできる。
【０２１１】
図９に示される磁気検出素子では、強磁性層１７が、第２の反強磁性層１９との磁気的結合（交換結合）によって磁化方向がトラック幅方向（図示Ｘ方向）と反平行方向に固定され、さらに、この強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して形成されたフリー磁性層１５の磁化方向も、強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用によって、トラック幅方向（図示Ｘ方向）に揃えられる。すなわち、第２の反強磁性層１９の下層の領域（トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄ）において強磁性層１７、非磁性中間層１６、及びフリー磁性層１５がシンセティックフェリ構造となっており、フリー磁性層１５の磁化方向をトラック幅方向に揃えることが容易になっている。
【０２１２】
従って、第２の反強磁性層１９と強磁性層１７との交換結合磁界が比較的弱くても、フリー磁性層１５の磁化方向を確実に固定磁性層１３の磁化方向と交叉する方向に揃えることが容易になる。
【０２１３】
また、図９に示される磁気検出素子では、非磁性中間層１６はトラック幅Ｔｗの領域内において、フリー磁性層１５の保護層として機能する。また、非磁性中間層１６を、導電性を有する材料を用いて形成することにより、スピンフィルター効果を有するバックド層（ｂａｃｋｅｄｌａｙｅｒ）として機能させることが可能になる。
【０２１４】
スピンフィルター効果について説明する。図３１及び図３２はスピンバルブ型磁気検出素子においてバックド層によるスピンフィルター効果を説明するための模式説明図であり、図３１はバックド層がない構造例を示す模式図であり、図３２はバックド層のある構造例を示す模式図である。
【０２１５】
巨大磁気抵抗ＧＭＲ効果は、主として電子の「スピンに依存した散乱」によるものである。つまり磁性材料、ここではフリー磁性層の磁化方向に平行なスピン（例えばアップスピン）を持つ伝導電子の平均自由行程λ＋と、磁化方向に逆平行なスピン（例えばダウンスピン）を持つ伝導電子の平均自由行程λ−の差を利用したものである。図３１及び図３２では、アップスピンを持つ伝導電子を上向き矢印で表わし、ダウンスピンを持つ伝導電子を下向き矢印で表わしている。電子がフリー磁性層を通り抜けようとするときに、この電子がフリー磁性層の磁化方向に平行なアップスピンを持てば自由に移動できるが、反対にダウンスピンを持ったときには直ちに散乱されてしまう。
【０２１６】
これは、アップスピンを持つ電子の平均自由行程λ＋が、例えば、５０オングストローム程度であるのに対して、ダウンスピンを持つ電子の平均自由行程λ−が６オングストローム程度であり、１０分の１程度と極端に小さいためである。フリー磁性層１１５の膜厚は、６オングストローム程度であるダウンスピンを持つ電子の平均自由行程λ−よりも大きく、５０オングストローム程度であるアップスピンを持つ電子の平均自由行程λ＋よりも小さく設定されている。
【０２１７】
従って、電子がフリー磁性層１１５を通り抜けようとするときに、この電子がフリー磁性層１１５の磁化方向に平行なアップスピンを持てば自由に移動できるが、反対にダウンスピンを持ったときには直ちに散乱されてしまう（フィルタアウトされる）。
【０２１８】
固定磁性層１１３で発生し、非磁性材料層１１４を通過するダウンスピン電子は、フリー磁性層１１５と非磁性材料層１１４との界面付近で散乱され、フリー磁性層１１５にはほとんど到達しない。つまり、このダウンスピン電子は、フリー磁性層１１５の磁化方向が回転しても平均自由行程に変化はなく、ＧＭＲ効果による抵抗変化率に影響しない。従ってＧＭＲ効果にはアップスピン電子の挙動のみを考えればよい。
【０２１９】
固定磁性層１１５で発生したアップスピン電子はこのアップスピン電子の平均自由行程λ＋より薄い厚さの非磁性材料層１１４中を移動し、フリー磁性層１１５に到達し、アップスピン電子はフリー磁性層１１５内を自由に通過できる。これは、アップスピン電子がフリー磁性層１１５の磁化方向に平行なスピンを持っているためである。
【０２２０】
固定磁性層の磁化方向とフリー磁性層の磁化方向が反平行となる状態では、アップスピン電子はフリー磁性層１１５の磁化方向に平行なスピンを持った電子でなくなる。すると、アップスピン電子は、フリー磁性層１１５と非磁性材料層１１４との界面付近で散乱されることになり、アップスピン電子の有効平均自由行程が急激に減少する。すなわち、抵抗値が増大する。抵抗変化率は、アップスピン電子の有効平均自由行程の変化量と正の相関関係を有する。
【０２２１】
図３２に示すように、バックド層Ｂｓが設けられている場合には、フリー磁性層１１５を通過したアップスピン電子はバックド層Ｂｓにおいて、このバックド層Ｂｓの材料で決定される追加平均自由行程λ＋ｂを移動した後散乱する。すなわち、バックド層Ｂｓを設けたことにより、アップスピン電子の平均自由行程λ＋が追加平均自由行程λ＋ｂ分だけ延びる。
【０２２２】
バックド層として機能する非磁性中間層１６を有する本実施の形態では、アップスピンの伝導電子の平均自由行程を伸ばすことができる。このため、外部磁界の印加によるアップスピン電子の平均自由行程の変化量が大きくなって、スピンバルブ型磁気検出素子の磁気抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）をより向上させることができる。
【０２２３】
図１０は、本発明の第４の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図である。
【０２２４】
本実施の形態では、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４との間に中間層６１が設けられた多層膜Ａ２ａを有する点で図１から図７に示された磁気検出素子の製造方法と異なっている。中間層６１はＣｏＦｅ合金やＣｏ合金で形成されることが好ましい。特にＣｏＦｅ合金で形成されることが好ましい。
【０２２５】
中間層６１が形成されることで、非磁性材料層１４との界面での金属元素等の拡散防止、及び、抵抗変化量（ΔＲ）、抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の向上を図ることができる。なお中間層６１は５Å程度で形成される。
【０２２６】
特に非磁性材料層１４と接するフリー磁性層１５を上記組成比のＣｏＦｅＮｉ合金で形成すれば、非磁性材料層１４との間における金属元素の拡散を適切に抑制できるから、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４間にＣｏＦｅ合金あるいはＣｏからなる中間層６１を形成する必要性は、フリー磁性層１５をＮｉＦｅ合金などのＣｏを含まない磁性材料で形成する場合に比べて少ない。
【０２２７】
しかしフリー磁性層１５をＣｏＦｅＮｉ合金で形成する場合でも、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４との間にＣｏＦｅ合金やＣｏからなる中間層６１を設けることが、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４間での金属元素の拡散をより確実に防止できる観点から好ましい。
【０２２８】
またフリー磁性層１５と非磁性材料層１４間に中間層６１を設け、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の少なくとも一方をＣｏＦｅＮｉ合金で形成するとき、前記ＣｏＦｅＮｉ合金のＦｅの組成比は７原子％以上で１５原子％以下で、Ｎｉの組成比は５原子％以上で１５原子％以下で、残りの組成比はＣｏであることが好ましい。
【０２２９】
これによりフリー磁性層１５と強磁性層１７間で発生するＲＫＫＹ相互作用における交換結合磁界を強くすることができる。具体的には、反平行状態が崩れるときの磁界、すなわちスピンフロップ磁界（Ｈｓｆ）を約２９３（ｋＡ／ｍ）にまで大きくすることができる。
【０２３０】
よって、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の両側端部の磁化を適切に反平行状態にピン止めでき、サイドリーディングの発生を抑制することができる。
【０２３１】
なお本発明では、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の双方を前記ＣｏＦｅＮｉ合金で形成することが好ましい。これにより、より安定して高いスピンフロップ磁界を得ることができる。
【０２３２】
また上記した組成範囲内であると、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の磁歪を−３×１０-6から３×１０-6の範囲内に収めることができ、また保磁力を７９０（Ａ／ｍ）以下に小さくできる。さらに、前記フリー磁性層１５の軟磁気特性の向上を図ることができる。
【０２３３】
また、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４との間に中間層６１を設け、底面２１ｂが非磁性中間層１６内に位置するように凹部２１を形成して図１１に示される磁気検出素子を形成してもよい。
【０２３４】
中間層６１はＣｏＦｅ合金やＣｏ合金で形成されることが好ましい。特にＣｏＦｅ合金で形成されることが好ましい。
【０２３５】
図１１に示される磁気検出素子では、強磁性層１７が、第２の反強磁性層１９との磁気的結合（交換結合）によって磁化方向がトラック幅方向（図示Ｘ方向）と反平行方向に固定され、さらに、この強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して形成されたフリー磁性層１５の磁化方向は、強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用によって、トラック幅方向（図示Ｘ方向）に揃えられる。すなわち、第２の反強磁性層１９の下層の領域（トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄ）において強磁性層１７、非磁性中間層１６、及びフリー磁性層１５がシンセティックフェリ構造となっており、フリー磁性層１５の磁化方向をトラック幅方向に揃えることが容易になっている。
【０２３６】
フリー磁性層１５と非磁性材料層１４間に中間層６１を設ける本実施の形態では、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の少なくとも一方をＣｏＦｅＮｉ合金で形成するとき、前記ＣｏＦｅＮｉ合金のＦｅの組成比は７原子％以上で１５原子％以下で、Ｎｉの組成比は５原子％以上で１５原子％以下で、残りの組成比はＣｏであることが好ましい。
【０２３７】
これによりフリー磁性層１５と強磁性層１７間で発生するＲＫＫＹ相互作用における交換結合磁界を強くすることができる。具体的には、反平行状態が崩れるときの磁界、すなわちスピンフロップ磁界（Ｈｓｆ）を約２９３（ｋＡ／ｍ）にまで大きくすることができる。
【０２３８】
よって、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の両側端部の磁化を適切に反平行状態にピン止めでき、サイドリーディングの発生を抑制することができる。
【０２３９】
なお本発明では、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の双方を前記ＣｏＦｅＮｉ合金で形成することが好ましい。これにより、より安定して高いスピンフロップ磁界を得ることができる。
【０２４０】
また上記した組成範囲内であると、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の磁歪を−３×１０-6から３×１０-6の範囲内に収めることができ、また保磁力を７９０（Ａ／ｍ）以下に小さくできる。さらに、前記フリー磁性層１５の軟磁気特性の向上を図ることができる。
【０２４１】
なお、図１１に示される磁気検出素子でも、非磁性中間層１６はトラック幅Ｔｗの領域内において、フリー磁性層１５の保護層として機能する。また、非磁性中間層１６を、導電性を有する材料を用いて形成することにより、スピンフィルター効果を有するバックド層（ｂａｃｋｅｄｌａｙｅｒ）として機能させることが可能になる。
【０２４２】
図１２から図１６は、本発明の磁気検出素子の製造方法の実施の形態を示す断面図である。各図において磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見ている。
【０２４３】
まず、基板１１上に第１の反強磁性層１２を積層する。さらに第１の固定磁性層１３ａ、非磁性中間層１３ｂ、第２の固定磁性層１３ｃからなるシンセティックフェリピンド型の固定磁性層１３が積層され、固定磁性層１３の上層に非磁性材料層１４、フリー磁性層１５、非磁性中間層１６、強磁性層１７、非磁性層３０、及び他の反強磁性層３１が積層されて、多層膜Ａ１が形成される。図１２は、多層膜Ａ１が形成された状態を示す断面図である。
【０２４４】
第１の反強磁性層１２、固定磁性層１３、非磁性材料層１４、フリー磁性層１５、非磁性中間層１６、強磁性層１７、非磁性層３０、及び他の反強磁性層３１はスパッタ法や蒸着法などの薄膜形成プロセスによって、同一真空成膜装置内で形成される。
【０２４５】
第１の反強磁性層１２及び他の反強磁性層３１は、ＰｔＭｎ合金、または、Ｘ―Ｍｎ（ただしＸは、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である）合金で、あるいはＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（ただしＸ′は、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｏｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｘｅ，Ｋｒのいずれか１または２種以上の元素である）合金で形成する。
【０２４６】
第１の反強磁性層１２及び他の反強磁性層３１として、これらの合金を使用し、これを熱処理することにより、大きな交換結合磁界を発生する第１の反強磁性層１２及び他の反強磁性層３１を得ることができる。特に、ＰｔＭｎ合金であれば、４８ｋＡ／ｍ以上、例えば６４ｋＡ／ｍを越える交換結合磁界を発生させ、前記交換結合磁界を失うブロッキング温度が３８０℃と極めて高い優れた第１の反強磁性層１２及び他の反強磁性層３１を得ることができる。
【０２４７】
これらの合金は、成膜直後の状態では、不規則系の面心立方構造（ｆｃｃ）であるが、熱処理によってＣｕＡｕＩ型の規則型の面心正方構造（ｆｃｔ）に構造変態する。
【０２４８】
第１の反強磁性層１２の膜厚は、トラック幅方向の中心付近において８０〜３００Åである。なお、他の反強磁性層３１の膜厚は、約３０Åであり、他の反強磁性層３１の膜厚がこの厚さであると、熱処理を施しても、交換結合磁界は発生しない。
【０２４９】
第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃは、強磁性材料により形成されるもので、例えばＮｉＦｅ合金、Ｃｏ、ＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などにより形成されるものであり、特にＮｉＦｅ合金またはＣｏにより形成されることが好ましい。また、第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃは同一の材料で形成されることが好ましい。
【０２５０】
また、非磁性中間層１３ｂは、非磁性材料により形成されるもので、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種またはこれらの２種以上の合金で形成されている。特にＲｕによって形成されることが好ましい。
【０２５１】
非磁性材料層１４は、固定磁性層１３とフリー磁性層１５との磁気的な結合を防止し、またセンス電流が主に流れる層であり、Ｃｕ，Ｃｒ，Ａｕ，Ａｇなど導電性を有する非磁性材料により形成されることが好ましい。特にＣｕによって形成されることが好ましい。
【０２５２】
フリー磁性層１５及び強磁性層１７は、強磁性材料により形成されるもので、例えばＮｉＦｅ合金、Ｃｏ、ＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などにより形成されるものであり、特にＮｉＦｅ合金またはＣｏにより形成されることが好ましい。フリー磁性層１５及び強磁性層１７は、同一の材料で形成されることが好ましい。
【０２５３】
非磁性層３０は、Ｒｕによって形成され、膜厚は８〜１１Åである。また、非磁性層は、Ｒｕ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕのうち１種または２種以上の元素を用いて形成することもできる。
【０２５４】
次に、図１２の多層膜Ａ１を第１の熱処理温度、Ｙ方向を向いた第１の大きさの磁界中で、第１の磁場中アニールを行い、第１の反強磁性層１２に交換異方性磁界を発生させ、固定磁性層１３の磁化方向を図示Ｙ方向に固定する。本実施の形態では、前記第１の熱処理温度を２７０℃、磁界の第１の大きさを８００ｋ（Ａ／ｍ）としている。
【０２５５】
ここで、他の反強磁性層３１の膜厚は３０Åである。他の反強磁性層３１の膜厚が３０Å以下であると、他の反強磁性層３１を磁場中アニールにかけても不規則構造から規則構造への変態が生じず、交換異方性磁界が発生しない。従って、多層膜Ａ１を第１の磁場中アニールにかけたときに、他の反強磁性層３１には交換異方性磁界が発生せず、強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向が図示Ｙ方向に固定されることはない。
【０２５６】
多層膜Ａ１を第１の磁場中アニールにかけたときに、他の反強磁性層３１は、その表面から１０〜２０Å程度酸化する。そこで、多層膜Ａ１の状態で他の反強磁性層３１の表面をイオンミリングによって２０Å程削り、酸化した部分を除去する。このように、本実施の形態では、多層膜Ａ１の最上層に他の反強磁性層３１が積層されているので、非磁性層３０及び強磁性層１７の酸化を防ぐことができる。ただし、非磁性層３０上に他の反強磁性層３１を積層せずに第１の磁場中アニールにかけ、非磁性層３０の酸化した部分をイオンミリングによって削ってもよい。
【０２５７】
次に、図１３に示すごとく、多層膜Ａ１上に、第２の反強磁性層３２を成膜する。
【０２５８】
第２の反強磁性層３２は、第１の反強磁性層１２と同様に、ＰｔＭｎ合金、または、Ｘ―Ｍｎ（ただしＸは、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である）合金で、あるいはＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（ただしＸ′は、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｏｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｘｅ，Ｋｒのいずれか１または２種以上の元素である）合金で形成する。
【０２５９】
第２の反強磁性層３２の膜厚は、トラック幅方向の中心付近において８０〜３００Å、例えば２００Åである。
【０２６０】
ここで、第２の反強磁性層３２を形成するための、前記ＰｔＭｎ合金及び前記Ｘ−Ｍｎの式で示される合金において、ＰｔあるいはＸが３７〜６３ａｔ％の範囲であることが好ましい。また、前記ＰｔＭｎ合金及び前記Ｘ−Ｍｎの式で示される合金において、ＰｔあるいはＸが４７〜５７ａｔ％の範囲であることがより好ましい。特に規定しない限り、〜で示す数値範囲の上限と下限は以下、以上を意味する。
【０２６１】
また、Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’＋Ｐｔが３７〜６３ａｔ％の範囲であることが好ましい。また、前記Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’＋Ｐｔが４７〜５７ａｔ％の範囲であることがより好ましい。さらに、前記Ｐｔ−Ｍｎ−Ｘ’の式で示される合金において、Ｘ’が０．２〜１０ａｔ％の範囲であることが好ましい。ただし、Ｘ’がＰｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である場合には、Ｘ’は０．２〜４０ａｔ％の範囲であることが好ましい。
【０２６２】
第２の反強磁性層３２として、これらの適切な組成範囲の合金を使用し、これを熱処理することにより、第２の反強磁性層３２，他の反強磁性層３１と強磁性層１７との間に大きな交換結合磁界を発生する交換結合膜を得ることができる。特に、ＰｔＭｎ合金であれば、強磁性層との間に４８ｋＡ／ｍ以上、例えば６４ｋＡ／ｍを越える交換結合磁界を有し、前記交換結合磁界を失うブロッキング温度が３８０℃と極めて高い優れた第２の反強磁性層３２を得ることができる。
【０２６３】
これらの合金は、成膜直後の状態では、不規則系の面心立方構造（ｆｃｃ）であるが、熱処理によってＣｕＡｕＩ型の規則型の面心正方構造（ｆｃｔ）に構造変態する。
【０２６４】
なお、本実施の形態の磁気検出素子は、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層３２を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成することができる。
【０２６５】
また、第２の反強磁性層３２の上層にＴａなどの非磁性材料からなる保護層を成膜してもよい。
【０２６６】
次に第２の反強磁性層３２まで形成された多層膜Ｂを、第２の熱処理温度、Ｘ方向を向いた第２の大きさの磁界中で、第２の磁場中アニールにかけて、第２の反強磁性層３２，他の反強磁性層３１と強磁性層１７との間に、非磁性層３０を介したＲＫＫＹ相互作用による、交換異方性磁界を発生させ、強磁性層１７の磁化方向を図示Ｘ方向と反平行方向に固定する。強磁性層１７の磁化方向が図示Ｘ方向と反平行方向に固定されると、フリー磁性層１５の磁化方向も非磁性中間層１６を介した強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用によって、強磁性層１７の磁化方向と反平行方向に固定される。本実施の形態では、前記第２の熱処理温度を２５０℃、磁界の第２の大きさを２４ｋ（Ａ／ｍ）としている。
【０２６７】
第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１による交換異方性磁界は、第２の磁場中アニール工程において始めて生じる。従って、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けるためには、前記第２の熱処理温度を、第１の反強磁性層１２による交換結合磁界が消失するブロッキング温度より低い温度に設定し、前記第２の磁界の大きさを第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界より小さくするだけでよい。また、第２の磁場中アニールをこれらの条件下で行えば、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層３２を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成しても、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層３２による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けることができる。すなわち、フリー磁性層１５の磁化方向を、固定磁性層１３の磁化方向と直交する方向に固定することが容易になる。
【０２６８】
なお、第２の磁場中アニール時の第２の磁界の大きさは、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の飽和磁界、及びフリー磁性層１５及び強磁性層１７の反磁界より大きく、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の反平行結合が崩れるスピンフロップ磁界より小さいことが好ましい。
【０２６９】
次に、図１４に示すように、第２の反強磁性層３２上にレジスト４０，４０を積層し、第２の反強磁性層３２上をトラック幅Ｔｗの間隔を開けてマスキングする。
【０２７０】
さらに、図１５に示すように、第２の反強磁性層３２のレジスト４０，４０によってマスクされない部分を、イオンミリングまたは反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）などによって、基板１１の表面１１ａに対する垂直方向、すなわちトラック幅方向に対する垂直方向に削り込むことにより凹部４１を形成する。凹部の側面４１ａ，４１ａは、トラック幅方向に対して垂直になっている。図１５では、凹部４１の底面４１ｂが第２の反強磁性層３２内に位置するように、凹部４１を形成している。又凹部４１の底面４１ｂが他の反強磁性層３１内に位置するようにしてもよい。
【０２７１】
このとき、第２の反強磁性層３２の、凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する領域の厚さと他の反強磁性層３１の厚さの合計ｔ３を、０より大きく３０Å以下にする。本実施の形態のように、第２の反強磁性層３２の、凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する領域の厚さと他の反強磁性層３１の厚さの合計ｔ３を０より大きく３０Å以下にすると、凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する第２の反強磁性層３２と他の反強磁性層３１の領域では、第２の磁場中アニールによって不規則−規則変態が生じず、交換結合磁界が発生しない。
【０２７２】
すなわち、強磁性層１７の磁化方向は、凹部４１の底面４１ｂに重なる領域以外のトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１との、非磁性層３０を介したＲＫＫＹ相互作用によって固定される。従って、強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して積層されているフリー磁性層１５の磁化方向も、トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用により固定される。
【０２７３】
凹部４１の底面４１ｂに重なるフリー磁性層１５の領域Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。
【０２７４】
従って、磁気検出素子のトラック幅は、前記凹部の幅寸法Ｔｗによって決定される。上述したように、本発明では、凹部４１は一様の厚さで成膜された第２の反強磁性層３２、もしくは第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１を、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）やイオンミリングを用いて、基板１１の表面１１ａに対する垂直方向に削るだけで形成することができるので、正確な幅寸法Ｔｗで凹部４１を形成することが可能になる。すなわち、磁気検出素子のトラック幅Ｔｗを正確に規定できる。
【０２７５】
凹部４１の形成後、図１６に示すように凹部４１の幅寸法（＝トラック幅Ｔｗ）より広い幅寸法の領域を覆うリフトオフ用のレジスト４２を第２の反強磁性層３２上に形成し、第２の反強磁性層３２上であって、レジスト４２によって覆われていない領域に電極層４３，４３をスパッタ法や蒸着法によって成膜する。電極層４３，４３は、例えば、Ａｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどを用いて成膜される。電極層４３，４３の成膜後、レジスト層４２を除去して、図１７に示される磁気検出素子を得る。
【０２７６】
本実施の形態の製造方法によって形成された磁気検出素子は電極層４３，４３と凹部４１との間にトラック幅方向の段差ができる。なお、第２の反強磁性層３２上に前述したＴａ，Ｃｒなどからなる保護層を介して電極層４３，４３が積層されてもよい。
【０２７７】
なお、上記説明では第２の反強磁性層３２の上層にレジスト４０，４０を積層して、第２の反強磁性層３２に凹部を形成した後、第２の反強磁性層３２の上層に電極層４３，４３を積層したが、第２の反強磁性層３２の上層に電極層４３を成膜した後、電極層４３上にトラック幅方向にトラック幅寸法の間隔を開けて一対のレジストを積層して、電極層４３及び第２の反強磁性層３２に凹部を形成してもよい。
【０２７８】
また、前記第２の磁場中アニールは、第２の反強磁性層３２、もしくは第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１に凹部４１を形成した後行ってもよい。
【０２７９】
また、本実施の形態では、基板１１上に直接第１の反強磁性層１２が積層されているが、基板１１上にアルミナ層及びＴａ等からなる下地層を介して反強磁性層１２が積層されてもよい。
【０２８０】
なお、多層膜Ａ１を形成するときに、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４の間に、Ｃｏなどからなる拡散防止層が形成されていてもよい。この拡散防止層はフリー磁性層１５と非磁性材料層１４の相互拡散を防止する。また、第２の固定磁性層１３ｃと非磁性材料層１４の間にＣｏなどからなる拡散防止層が形成されていてもよい。この拡散防止層は第２の固定磁性層１３ｃと非磁性材料層１４の相互拡散を防止する。
【０２８１】
また、フリー磁性層１５及び強磁性層１７は、それぞれの単位面積あたりの磁気モーメントが異なるように形成されている。単位面積あたりの磁気モーメントは、飽和磁化（Ｍｓ）と膜厚（ｔ）の積で表される。従って、例えば、フリー磁性層１５及び強磁性層１７を同じ材料を用いて形成し、さらに、それぞれの膜厚を異ならせることにより、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の単位面積あたりの磁気モーメントを異ならせることができる。
【０２８２】
なお、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４の間に、Ｃｏなどからなる拡散防止層が形成される場合には、フリー磁性層１５の磁気モーメントと前記拡散防止層の単位面積あたりの磁気モーメントの和と、強磁性層１７の単位面積あたりの磁気モーメントを異ならせることが好ましい。
【０２８３】
図１７は、上述した本発明の実施の形態の製造方法によって製造された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図である。
【０２８４】
図１７の磁気検出素子では、凹部４１の底面４１ｂが縦バイアス層となる第２の反強磁性層３２と他の反強磁性層３１のうち第２の反強磁性層３２内に位置している。従って、フリー磁性層１５と強磁性層１７が、非磁性中間層１６を介して隣接し、フリー磁性層１５の磁化方向と強磁性層１７の磁化方向が反平行となるフェリ磁性状態となる。このとき、フリー磁性層１５、非磁性中間層１６及び強磁性層１７からなる多層膜がひとつのフリー磁性層、すなわちシンセティックフェリフリー磁性層Ｆとして機能する。シンセティックフェリフリー磁性層Ｆでは、フリー磁性層１５の膜厚を薄くして、フリー磁性層１５の磁化を変動しやすくすることと同等の効果が得られ、磁気抵抗効果素子の磁界検出感度が向上する。
【０２８５】
フリー磁性層１５の磁気モーメントと強磁性層１７の磁気モーメントを足し合わせた合成磁気モーメントの方向がシンセティックフェリフリー磁性層Ｆの磁化方向となる。
【０２８６】
ただし、固定磁性層１３の磁化方向との関係で出力に寄与するのはフリー磁性層１５の磁化方向のみである。
【０２８７】
フリー磁性層１５及び強磁性層１７の、それぞれの単位面積あたりの磁気モーメントが異なるように形成されているとシンセティックフリー磁性層Ｆのスピンフロップ磁界Ｈｓｆが大きくなる。これにより、シンセティックフリー磁性層Ｆがフェリ磁性状態を保つ磁界の範囲が広くなり、フェリ磁性状態の安定度が増す。
【０２８８】
なお、強磁性層１７の厚さｔｆ２は０．５〜２．５ｎｍの範囲であることが好ましい。また、フリー磁性層１５の厚さｔｆ１は２．５〜４．５ｎｍの範囲であることが好ましい。なお、フリー磁性層１５の厚さｔｆ１が３．０〜４．０ｎｍの範囲であることがより好ましく、さらに好ましくは３．５〜４．０ｎｍの範囲であることである。フリー磁性層１５の厚さｔｆ１が前記の範囲を外れると、スピンバルブ型磁気検出素子の磁気抵抗変化率を大きくすることができなくなるので好ましくない。
【０２８９】
図１７の磁気検出素子では、第２の反強磁性層３２はトラック幅領域から外れた全領域（トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄ）において反強磁性を発生するために充分な膜厚を有し、トラック幅領域から外れた全領域において強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向を確実に固定することができる。また、本実施の形態のように、縦バイアス層である第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１とのＲＫＫＹ相互作用によって強磁性層１７の磁化方向が揃えられるものは、縦バイアス層である第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１と強磁性層１７とが直に接しているものよりも交換結合力を強くすることができる。
【０２９０】
凹部４１の底面４１ｂに重なるフリー磁性層１５及び強磁性層１７の領域Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向または図示Ｘ方向と反平行方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。
【０２９１】
従って、磁気検出素子のトラック幅は、凹部４１の幅寸法Ｔｗによって決定され、しかも、トラック幅Ｔｗから外れた領域で記録信号を読み取ってしまうサイドリーディングを防止することができる。
【０２９２】
また、縦バイアス層である第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１と強磁性層１７との間の交換結合は凹部４１の底面４１ｂに重ならないトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄにのみ働き、凹部４１の底面４１ｂに重なる領域Ｅには作用しない。
【０２９３】
従って、縦バイアス層である第２の反強磁性層３２と他の反強磁性層３１のうち第２の反強磁性層３２に形成された凹部４１の幅寸法として設定されたトラック幅（光学的トラック幅）Ｔｗ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となり、磁気検出素子の形成時に設定されたトラック幅（光学的トラック幅）Ｔｗの領域に不感領域が生じないので、高記録密度化に対応するために磁気検出素子の光学的トラック幅Ｔｗを小さくしていった場合の再生出力の低下を抑えることができる。
【０２９４】
さらに、本実施の形態では磁気検出素子の側端面Ｓ，Ｓがトラック幅方向に対して垂直となるように形成されることが可能なので、フリー磁性層１５の幅方向長さのバラつきを抑えることができる。
【０２９５】
また、図１の工程において前記第１の固定磁性層１３ａと前記第２の固定磁性層１３ｃを単位面積あたりの磁気モーメントが異なるものとして形成している。従って、前記第１の固定磁性層１３ａと前記第２の固定磁性層１３ｃを、前記非磁性中間層１３ｂを介して積層されたものが、一つの固定磁性層１３として機能する。
【０２９６】
第１の固定磁性層１３ａは反強磁性層１２と接して形成され、磁場中アニールが施されることにより、第１の固定磁性層１３ａと反強磁性層１２との界面にて交換結合による交換異方性磁界が生じ、第１の固定磁性層１３ａの磁化方向が図示Ｙ方向に固定される。第１の固定磁性層１３ａの磁化方向が図示Ｙ方向に固定されると、非磁性中間層１３ｂを介して対向する第２の固定磁性層１３ｃの磁化方向が、第１の固定磁性層１３ａの磁化方向と反平行の状態で固定される。
【０２９７】
なお、第１の固定磁性層１３ａの磁気モーメントと第２の固定磁性層１３ｃの磁気モーメントを足し合わせた合成磁気モーメントの方向が固定磁性層１３の磁化方向となる。
【０２９８】
このように、第１の固定磁性層１３ａと第２の固定磁性層１３ｃの磁化方向は、反平行となるフェリ磁性状態になっており、第１の固定磁性層１３ａと第２の固定磁性層１３ｃとが互いに他方の磁化方向を固定しあうので、全体として固定磁性層１３の磁化方向を一定方向に安定させることができるので好ましい。
【０２９９】
第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃは、強磁性材料により形成されるもので、例えばＮｉＦｅ合金、Ｃｏ、ＣｏＮｉＦｅ合金、ＣｏＦｅ合金、ＣｏＮｉ合金などにより形成されるものであり、特にＮｉＦｅ合金またはＣｏにより形成されることが好ましい。また、第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃは同一の材料で形成されることが好ましい。
【０３００】
図１７では、前記第１の固定磁性層１３ａ及び前記第２の固定磁性層１３ｃを同じ材料を用いて形成し、さらに、それぞれの膜厚を異ならせることにより、それぞれの単位面積あたりの磁気モーメントを異ならせている。
【０３０１】
また、非磁性中間層１３ｂは、非磁性材料により形成されるもので、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕのうち１種またはこれらの２種以上の合金で形成されている。特にＲｕによって形成されることが好ましい。
【０３０２】
固定磁性層１３が非磁性中間層１３ｂの上下に第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃが積層されたものとして形成されると、第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃが互いの磁化方向を固定しあい、全体として固定磁性層１３の磁化方向を一定方向に強力に固定することができる。すなわち、第１の反強磁性層１２と固定磁性層１３との交換結合磁界Ｈｅｘを例えば８０〜１６０ｋＡ／ｍと、大きな値として得ることができる。従って、第１の反強磁性層１２に接する第１の固定磁性層１３ａの磁化方向をハイト方向に向けるための第１の磁場中アニールを行った後の、トラック幅方向の磁界中における第２の磁場中アニールによって、固定磁性層１３の磁化方向がトラック幅方向に傾いて固定されることを防ぎつつ、第２の反強磁性層３２による縦バイアス磁界を大きくすることができる。
【０３０３】
また、本実施の形態では、固定磁性層１３の固定磁化による反磁界（双極子磁界）を、第１の固定磁性層１３ａ及び第２の固定磁性層１３ｃの静磁界結合同士が相互に打ち消し合うことによりキャンセルできる。これにより、固定磁性層１３の固定磁化による反磁界（双極子磁界）からの、フリー磁性層１５の変動磁化への寄与を減少させることができる。
【０３０４】
従って、フリー磁性層１５の変動磁化の方向を所望の方向に補正することがより容易になり、アシンメトリーの小さい対称性の優れたスピンバルブ型磁気検出素子を得ることが可能になる。
【０３０５】
また、固定磁性層１３の固定磁化による反磁界（双極子磁界）Ｈｄは、素子高さ方向において、その端部で大きく中央部で小さいという不均一な分布を持ち、フリー磁性層１５内における単磁区化が妨げられる場合があるが、固定磁性層１３を上記の積層構造とすることにより双極子磁界ＨｄをほぼＨｄ＝０とすることができ、これによってフリー磁性層１５内に磁壁ができて磁化の不均一が発生しバルクハウゼンノイズなどが発生することを防止することができる。
【０３０６】
また、非磁性層３０を導電性を有する材料を用いて形成することにより、スピンフィルター効果を有するバックド層（ｂａｃｋｅｄｌａｙｅｒ）として機能させることが可能になる。
【０３０７】
また、本実施の形態では、他の反強磁性層３１を鏡面反射層として形成することも可能である。他の反強磁性層３１を鏡面反射層として形成するためには、他の反強磁性層３１を、例えばＮｉＭｎＳｂ，ＰｔＭｎＳｂなどの半金属ホイッスラー合金の、単層膜または多層膜として形成すればよい。
【０３０８】
これらの材料を用いることにより、隣接する層との間に、充分なポテンシャル障壁を形成することが可能であり、その結果充分な鏡面反射効果を得ることができる。
【０３０９】
鏡面反射効果について説明する。図３３及び図３４は、スピンバルブ型磁気検出素子において鏡面反射層Ｓ１による鏡面反射効果を説明するための模式説明図である。スピンフィルター効果の説明において上述したように、ＧＭＲ効果では固定磁性層１１３の固定磁化方向によって規定されるアップスピン電子の挙動のみを考えればよい。
【０３１０】
固定磁性層の磁化方向とフリー磁性層の磁化方向が平行となる状態では、図３３及び図３４に示すように、アップスピン電子は、非磁性材料層１１４からフリー磁性層１１５にまで到達する。そして、フリー磁性層１１５内部を移動してフリー磁性層１１５と鏡面反射層Ｓ１との界面付近に到達する。
【０３１１】
ここで図３３に示す鏡面反射層がない場合には、アップスピン電子がフリー磁性層１１５中を移動し、その上面において散乱する。このため、平均自由行程は図に示すλ＋となる。
【０３１２】
一方、図３４のように、鏡面反射層Ｓ１がある場合には、フリー磁性層１１５と鏡面反射層Ｓ１との界面付近にポテンシャル障壁が形成されるため、アップスピン電子がフリー磁性層１１５と鏡面反射層Ｓ１との界面付近で鏡面反射（鏡面散乱）する。
【０３１３】
通常、伝導電子が散乱した場合には、その電子の持っているスピン状態（エネルギー、量子状態など）は変化する。しかし、鏡面散乱した場合には、このアップスピン電子はスピン状態が保存されたまま反射される確率が高く、再びフリー磁性層１１５中を移動することになる。つまり、鏡面反射よって、アップスピンの伝導電子のスピン状態が維持されるので、あたかも散乱されなかったようにフリー磁性層中を移動することになる。
【０３１４】
これは、アップスピン電子が鏡面反射した分、反射平均自由行程λ＋ｓだけ平均自由行程が延びたことを意味する。
【０３１５】
固定磁性層の磁化方向とフリー磁性層の磁化方向が反平行となる状態では、アップスピン電子はフリー磁性層１１５の磁化方向に平行なスピンを持った電子でなくなる。すると、アップスピン電子は、フリー磁性層１１５と非磁性材料層１１４との界面付近で散乱されることになり、アップスピン電子の有効平均自由行程が急激に減少する。すなわち、抵抗値が増大する。抵抗変化率は、アップスピン電子の有効平均自由行程の変化量と正の相関関係を有する。
【０３１６】
鏡面反射層として機能する他の反強磁性層３１を有する本実施の形態では、アップスピンの伝導電子の平均自由行程を伸ばすことができる。このため、外部磁界の印加によるアップスピン電子の平均自由行程の変化量が大きくなって、スピンバルブ型磁気検出素子の磁気抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）をより向上させることができる。
【０３１７】
スピンフィルター効果、鏡面反射効果によるアップスピンの伝導電子とダウンスピンの伝導電子の平均自由行程差の拡大はフリー磁性層の膜厚が比較的薄い場合により効果を発揮する。
【０３１８】
このスピンバルブ型磁気検出素子においては、電極層４３、４３からシンセティックフェリフリー磁性層Ｆ、非磁性材料層１４、固定磁性層１３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、シンセティックフェリフリー磁性層Ｆのうちフリー磁性層１５の磁化方向が図示Ｘ方向から図示Ｙ方向に向けて変動する。この第１のフリー磁性層１５内での磁化方向の変動と第２の固定磁性層１３ｃ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。
【０３１９】
なお、図１５に示された工程において凹部４１を形成するときに、凹部４１の底面４１ｂが第２の反強磁性層３２内に位置するようにしたが、この底面４１ｂが強磁性層１７内に位置するように凹部４１を形成して、図１８に示される磁気検出素子を得ることもできる。
【０３２０】
図１８の磁気検出素子では、トラック幅Ｔｗの領域内において第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１を完全に除去しているので、縦バイアス層である第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１の厚みにばらつきがある場合でも、凹部４１の底面４１ｂに縦バイアス層が残ることがないため、トラック幅Ｔｗを精度よく画定でき、高記録密度化に対応可能なスピンバルブ型磁気検出素子を得ることができる。また、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１を完全に除去することは簡単であるため、容易に製造することができる。
【０３２１】
または、底面４１ｂが非磁性中間層１６内に位置するように凹部４１を形成して、図１９に示される磁気検出素子を得ることもできる。
【０３２２】
図１９に示される磁気検出素子では、強磁性層１７が、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１との非磁性層３０を介したＲＫＫＹ相互作用によって磁化方向がトラック幅方向（図示Ｘ方向）と反平行方向に固定され、さらに、この強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して形成されたフリー磁性層１５の磁化方向も、強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用によって、トラック幅方向（図示Ｘ方向）に揃えられる。すなわち、第２の反強磁性層３２の下層の領域（トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄ）において強磁性層１７、非磁性中間層１６、及びフリー磁性層１５がシンセティックフェリ構造となっており、フリー磁性層１５の磁化方向をトラック幅方向に揃えることが容易になっている。
【０３２３】
従って、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１と強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用が比較的弱くても、フリー磁性層１５の磁化方向を確実に固定磁性層１３の磁化方向と交叉する方向に揃えることが容易になる。
【０３２４】
また、図１８に示される磁気検出素子では、非磁性中間層１６はトラック幅Ｔｗの領域内において、フリー磁性層１５の保護層として機能する。また、非磁性中間層１６を、導電性を有する材料を用いて形成することにより、スピンフィルター効果を有するバックド層（ｂａｃｋｅｄｌａｙｅｒ）として機能させることが可能になる。
【０３２５】
また、図１２に示された工程において、強磁性層１７の成膜後、非磁性層３０を積層せず、強磁性層１７の上層に他の反強磁性層３１を直接積層した多層膜を形成し、この多層膜を第１の磁場中アニールにかけ、その後前記多層膜上に第２の反強磁性層３２を積層し、例えば図２０に示される磁気検出素子を得てもよい。
【０３２６】
図２０の磁気検出素子は、強磁性層１７の上層に他の反強磁性層３１及び第２の反強磁性層３２が積層されているため、強磁性層１７の磁化方向は、他の反強磁性層３１及び第２の反強磁性層３２との交換結合によって図示Ｘ方向と反平行方向に揃えられる。
【０３２７】
さらに、この強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して形成されたフリー磁性層１５の磁化方向も、強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用によって、トラック幅方向（図示Ｘ方向）に揃えられる。すなわち、縦バイアス層となる第２の反強磁性層３２、他の反強磁性層３１及び強磁性層１７の下層の領域（トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄ）において強磁性層１７、非磁性中間層１６、及びフリー磁性層１５がシンセティックフェリ構造となっており、フリー磁性層１５の磁化方向をトラック幅方向に揃えることが容易になっている。
【０３２８】
従って、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１と強磁性層１７との交換結合が比較的弱くても、フリー磁性層１５の磁化方向を確実に固定磁性層１３の磁化方向と交叉する方向に揃えることが容易になる。
【０３２９】
フリー磁性層１５の磁化方向は、凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する領域以外のトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１との交換結合によって固定される。
【０３３０】
フリー磁性層１５の凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する領域Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１との交換結合によって磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。
【０３３１】
また、図２０に示される磁気検出素子では、非磁性中間層１６はトラック幅Ｔｗの領域内において、フリー磁性層１５の保護層として機能する。また、非磁性中間層１６を、導電性を有する材料を用いて形成することにより、スピンフィルター効果を有するバックド層（ｂａｃｋｅｄｌａｙｅｒ）として機能させることが可能になる。
【０３３２】
フリー磁性層１５の成膜後、非磁性層３０を積層せずに他の反強磁性層１７を積層する製造方法でも、フリー磁性層１５の磁化方向を、固定磁性層１３の磁化方向と直交する方向に固定することが容易になる。
【０３３３】
また、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層３２を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成しても、第１の実施の形態と同様に、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層３２による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けることができる。
【０３３４】
なお、図２０に示される磁気検出素子では、底面４１ｂが非磁性中間層１６内に位置するように凹部４１が形成されているが、底面４１ｂが、強磁性層１７内、他の反強磁性層３１内、又は第２の反強磁性層３２内に位置するように凹部４１が形成されてもよい。これらの場合、得られた磁気検出素子では、強磁性層１７、非磁性中間層１６及びフリー磁性層１５が、いわゆるシンセティックフェリフリー磁性層として働くことになる。
【０３３５】
また、図１２に示された工程において、非磁性層３０の成膜後、他の反強磁性層３１を積層しない多層膜Ａ３の状態で第１の磁場中アニールにかけ、その後多層膜Ａ３上に第２の反強磁性層３２を積層し、例えば図２１に示される磁気検出素子を得てもよい。ただし、多層膜Ａ３の状態で第１の磁場中アニールにかけると非磁性層３０の上面に酸化層が形成されるので、第２の反強磁性層３２を積層する前に非磁性層３０に形成された酸化層をイオンミリングなどで削って除去する必要がある。
【０３３６】
図２１の磁気検出素子は、非磁性層３０の上層に第２の反強磁性層３２が積層されているため、強磁性層１７の磁化方向は、第２の反強磁性層３２とのＲＫＫＹ相互作用によって図示Ｘ方向と反平行方向に揃えられる。
【０３３７】
さらに、この強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して形成されたフリー磁性層１５の磁化方向も、強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用によって、トラック幅方向（図示Ｘ方向）に揃えられる。すなわち、第２の反強磁性層３２の下層の領域（トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄ）において強磁性層１７、非磁性中間層１６、及びフリー磁性層１５がシンセティックフェリ構造となっており、フリー磁性層１５の磁化方向をトラック幅方向に揃えることが容易になっている。
【０３３８】
従って、第２の反強磁性層３２と強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用が比較的弱くても、フリー磁性層１５の磁化方向を確実に固定磁性層１３の磁化方向と交叉する方向に揃えることが容易になる。
【０３３９】
フリー磁性層１５の磁化方向は、凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する領域以外のトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ、第２の反強磁性層３２との磁気的結合によって固定される。
【０３４０】
フリー磁性層１５の凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する領域Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、第２の反強磁性層３２とのＲＫＫＹ相互作用によって磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。
【０３４１】
また、図２１に示される磁気検出素子では、非磁性中間層１６はトラック幅Ｔｗの領域内において、フリー磁性層１５の保護層として機能する。また、非磁性中間層１６を、導電性を有する材料を用いて形成することにより、スピンフィルター効果を有するバックド層（ｂａｃｋｅｄｌａｙｅｒ）として機能させることが可能になる。
【０３４２】
非磁性層３０上に他の反強磁性層３１を積層しない製造方法でも、フリー磁性層１５の磁化方向を、固定磁性層１３の磁化方向と直交する方向に固定することが容易になる。
【０３４３】
また、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層３２を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成しても、第１の実施の形態と同様に、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層３２による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けることができる。
【０３４４】
なお、図２１に示される磁気検出素子では、底面４１ｂが非磁性中間層１６内に位置するように凹部４１が形成されているが、底面４１ｂが、強磁性層１７内、他の反強磁性層３１内、又は第２の反強磁性層３２内に位置するように凹部４１が形成されてもよい。これらの場合、得られた磁気検出素子では、強磁性層１７、非磁性中間層１６及びフリー磁性層１５が、いわゆるシンセティックフェリフリー磁性層として働くことになる。
【０３４５】
上述した図１から図６に示した本発明の製造方法の実施の形態では、第２の反強磁性層である第２の反強磁性層１９を成膜して第２の磁場中アニールをした後に、第２の反強磁性層１９上にレジストをパターニングして凹部２１を形成した。しかし、以下に示すように第２の反強磁性層１９を成膜して第２の磁場中アニールをした後に、第２の反強磁性層１９上にトラック幅方向に間隔を開けて形成された一対の電極層を形成し、この電極層をマスクにして凹部を形成してもよい。
【０３４６】
図３に示した工程終了後、すなわち第１の熱処理温度、第１の大きさの磁界中で第１の磁場中アニールをした後、第２の反強磁性層１９を成膜して形成された多層膜Ｂを第２の熱処理温度、Ｘ方向を向いた第２の大きさの磁界中で、第２の磁場中アニールを行い、第２の反強磁性層１９と強磁性層１７との間に交換異方性磁界を発生させ、フリー磁性層１５の磁化方向を図示Ｘ方向に固定した後、図２２示すように第２の反強磁性層１９の表面に、トラック幅分より若干広い領域を覆うリフトオフ用のレジスト５１を積層する。レジスト層５１には、その下面に切り込み部５１ａ，５１ａが形成されている。なお、図示していないが、第２の反強磁性層１９の上層にＴａ、Ｃｒなどからなる保護層を形成してもよい。
【０３４７】
さらに図２３に示す工程によって、第２の反強磁性層１９の上層に電極層２３，２３を成膜する。本実施の形態では、電極層２３，２３の成膜の際に使用されるスパッタ法は、イオンビームスパッタ法、ロングスロースパッタ法、あるいはコリメーションスパッタ法のいずれか１種以上であることが好ましい。なお、第２の磁場中アニールによって第２の反強磁性層１９または第２の反強磁性層１９上に形成された保護層が酸化したときは、第２の反強磁性層１９の表面または前記保護層の表面をイオンミリングなどによって削り、酸化した部分を除去する。
【０３４８】
本実施の形態では、多層膜Ｂの形成された基板１１を、電極層２３，２３の組成で形成されたターゲットに対し垂直方向に置き、これにより例えばイオンビームスパッタ法を用いることで、前記多層膜Ｂに対し垂直方向から電極層２３，２３を成膜する。
【０３４９】
レジスト層５１の切り込み部５１ａ，５１ａ付近には、スパッタ粒子が積層されにくい。従って、レジスト層５１の切り込み部５１ａ，５１ａ付近では、電極層２３，２３は膜厚が薄く形成され、電極層２３，２３に傾斜面２３ａ，２３ａが形成される。電極層２３，２３は、例えば、Ａｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどを用いて成膜される。なお、レジスト層５１上には、電極層２３，２３と同じ組成の層２３ｂが形成される。電極層２３，２３を成膜した後、レジスト層５１を除去すると、図２３に示す状態になる。
【０３５０】
さらに、図２４に示すように、電極層２３，２３をマスクとして、第２の反強磁性層１９の電極層２３，２３によって覆われていない部分を、イオンミリングまたは反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）などによって、削り込むことにより凹部２４を形成する。凹部２４の側面２４ａ，２４ａは、電極層２３，２３の傾斜面２３ａ，２３ａを含む傾斜面となっている。図２４では、凹部２４の底面２４ｂが第２の反強磁性層１９内に位置するように、凹部２４を形成している。
【０３５１】
このとき、凹部２４の底面２４ｂの下部に位置する第２の反強磁性層１９の領域の厚さｔ４を０より大きく３０Å以下にする。
【０３５２】
本実施の形態では、凹部２４の底面２４ｂの幅寸法がトラック幅Ｔｗを規定する。凹部２４の底面２４ｂの幅寸法は、図２２に示した工程において、レジスト５１の寸法を調節すること及び図２４の工程において凹部２４の深さ寸法を調節することにより規定することができる。
【０３５３】
なお、図２４に示した工程において、底面２４ｂが強磁性層１７内に位置するように凹部２４を形成してもよい。または、底面２４ｂが非磁性中間層１６内に位置するように凹部２４を形成してもよい。
【０３５４】
図２５は、図２２から図２４に示された工程を経て形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図である。
【０３５５】
この磁気検出素子は、図７の磁気検出素子とほとんど同じであり、凹部２４の側面２４ａ，２４ａが基板１１の表面１１ａに対する垂直方向に対する傾斜面となっている点でのみ異っている。基板１１の表面１１ａに対する垂直方向とはトラック幅方向（図示Ｘ方向）に垂直方向に等しい。側面２４ａ，２４ａの基板１１の表面１１ａに対する垂直方向に対する傾斜角は２０°である。
【０３５６】
凹部２４の底面２４ｂに重なる第２の反強磁性層１９の領域の厚さｔ４を０より大きく３０Å以下にし、凹部２４の底面２４ｂに重なる第２の反強磁性層１９の領域に磁場中アニールによる不規則−規則変態を生じさせず、交換結合磁界が発生しないようにしている。
【０３５７】
従って、強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向は、凹部２４の底面２４ｂに重なる部分以外のトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ、第２の反強磁性層１９との交換結合によって固定される。
【０３５８】
強磁性層１７及びフリー磁性層１５の凹部２４の底面２４ｂに重なる部分Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、第２の反強磁性層１９との交換結合によって磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向と反平行方向または図示Ｘ方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。従って、磁気検出素子のトラック幅Ｔｗは、凹部２４の底面２４ｂの幅寸法によって決定される。
【０３５９】
図２２から図２４に示した凹部２４の形成方法を用いて形成された磁気検出素子でも、強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向を、固定磁性層１３の磁化方向と直交する方向に固定することが容易になり、また磁気検出素子のトラック幅Ｔｗを正確に規定できる。
【０３６０】
さらに、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層１９を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成しても、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層１９による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けることができる。
【０３６１】
また、上述した図１２から図１６に示した本発明の製造方法の実施の形態では、第２の反強磁性層である第２の反強磁性層３２を成膜して第２の磁場中アニールをした後に、第２の反強磁性層３２上にレジストをパターニングして凹部４１を形成した。しかし、以下に示すように第２の反強磁性層３２を成膜して第２の磁場中アニールをした後に、第２の反強磁性層３２上にトラック幅方向に間隔を開けて形成された一対の電極層を形成し、この電極層をマスクにして凹部を形成してもよい。
【０３６２】
図１３に示した工程終了後、すなわち第１の熱処理温度、第１の大きさの磁界中で第１の磁場中アニール後、第２の反強磁性層３２を成膜して形成された多層膜Ｂ２を第２の熱処理温度、Ｘ方向を向いた第２の大きさの磁界中で、第２の磁場中アニールにかけて、第２の反強磁性層３２による交換異方性磁界を発生させ、強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向を図示Ｘ方向と反平行方向または図示Ｘ方向に固定した後、図２６に示すように第２の反強磁性層３２の表面に、トラック幅分より若干広い領域を覆うリフトオフ用のレジスト６１を積層する。レジスト層６１には、その下面に切り込み部６１ａ，６１ａが形成されている。なお、図示していないが、第２の反強磁性層３２の上層にＴａ、Ｃｒなどからなる保護層を形成してもよい。
【０３６３】
さらに、第２の反強磁性層３２の上層に電極層４４，４４を成膜する。本実施の形態では、電極層４４，４４の成膜の際に使用されるスパッタ法は、イオンビームスパッタ法、ロングスロースパッタ法、あるいはコリメーションスパッタ法のいずれか１種以上であることが好ましい。なお、第２の磁場中アニールによって第２の反強磁性層３２または第２の反強磁性層３２上に形成された保護層が酸化したときは、第２の反強磁性層３２の表面または前記保護層の表面をイオンミリングなどによって削り、酸化した部分を除去する。
【０３６４】
本実施の形態では、多層膜Ｂ２の形成された基板１１を、電極層４４，４４の組成で形成されたターゲットに対し垂直方向に置き、これにより例えばイオンビームスパッタ法を用いることで、前記多層膜Ｂ２に対し垂直方向から電極層４４，４４を成膜する。
【０３６５】
レジスト層６１の切り込み部６１ａ，６１ａ付近には、スパッタ粒子が積層されにくい。従って、レジスト層６１の切り込み部６１ａ，６１ａ付近では、電極層４４，４４は膜厚が薄く形成され、電極層４４，４４に傾斜面４４ａ，４４ａが形成される。電極層４４，４４は、例えば、Ａｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどを用いて成膜される。なお、レジスト層６１上には、電極層４４，４４と同じ組成の層４４ｂが形成される。電極層４４，４４を成膜した後、レジスト層６１を除去すると、図２７に示す状態になる。
【０３６６】
さらに、図２８に示すように、電極層４４，４４をマスクとして、第２の反強磁性層３２の電極層４４，４４によって覆われていない部分を、イオンミリングまたは反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）などによって、削り込むことにより凹部４５を形成する。凹部４５の側面４５ａ，４５ａは、電極層４４，４４の傾斜面４４ａ，４４ａを含む傾斜面となっている。図２８では、底面４５ｂが第２の反強磁性層３２内に位置するように、凹部４５を形成している。
【０３６７】
このとき、凹部４５の底面４５ｂの下部に位置する第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１の領域の厚さｔ５を０より大きく３０Å以下にする。
【０３６８】
本実施の形態では、凹部４５の底面４５ｂの幅寸法がトラック幅Ｔｗを規定する。凹部４５の底面４５ｂの幅寸法は、図２６に示した工程において、レジスト６１の寸法を調節すること及び図２８の工程において凹部４５の深さ寸法を調節することにより規定することができる。
【０３６９】
なお、図２８に示した工程において、底面４５ｂが強磁性層１７内に位置するように凹部４５を形成してもよい。または、底面４５ｂが非磁性中間層１６内に位置するように凹部４５を形成してもよい。図２９に底面４５ｂが非磁性中間層１６内に位置するように凹部４５が形成された磁気検出素子を示す。
あるいは、底面４５ｂが他の反強磁性層３１内に位置するように凹部４５を形成してもよいし、底面４５ｂが非磁性層３０内に位置するように凹部４５を形成してもよい。
【０３７０】
図２８に示された磁気検出素子は、図１７の磁気検出素子とほとんど同じであり、凹部４５の側面４５ａ，４５ａが基板１１の表面１１ａに対する垂直方向に対する傾斜面となっている点でのみ異っている。基板１１の表面１１ａに対する垂直方向とはトラック幅方向（図示Ｘ方向）に対する垂直方向に等しい。側面４５ａ，４５ａの基板１１の表面１１ａに対する垂直方向に対する傾斜角は２０°である。
【０３７１】
凹部４５の底面４５ｂに重なる第２の反強磁性層３２の領域の厚さ及び他の反強磁性層３１の厚さの合計ｔを０より大きく３０Å以下にし、凹部４５の底面４５ｂに重なる第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１の領域に磁場中アニールによる不規則−規則変態を生じさせず、非磁性層３０を介したＲＫＫＹ相互作用が発生しないようにしている。
【０３７２】
従って、強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向は、凹部４５の底面４５ｂに重なる部分以外のトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１とのＲＫＫＹ相互作用によって固定される。
【０３７３】
強磁性層１７及びフリー磁性層１５の凹部４５の底面４５ｂに重なる部分Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、第２の反強磁性層３２とのＲＫＫＹ相互作用によって磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向と反平行方向又は図示Ｘ方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。従って、磁気検出素子のトラック幅Ｔｗは、凹部４５の底面４５ｂの幅寸法によって決定される。
【０３７４】
図２６から図２８に示した凹部４５の形成方法を用いて形成された磁気検出素子でも、強磁性層１７及びフリー磁性層１５の磁化方向を、固定磁性層１３の磁化方向と直交する方向に固定することが容易になり、また磁気検出素子のトラック幅Ｔｗを正確に規定できる。
【０３７５】
さらに、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層３２を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成しても、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層３２による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けることができる。
【０３７６】
なお、上述した実施の形態において、固定磁性層１３を単層の強磁性材料層として形成してもよい。
【０３７７】
また、図８、図９、図１７、図１８、図１９、図２０、図２１、図２５、図２８、図２９に示された磁気検出素子を製造するときも、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の少なくとも一方を、以下の組成を有する磁性材料で形成することが好ましい。
【０３７８】
組成式がＣｏＦｅＮｉで示され、Ｆｅの組成比は９原子％以上で１７原子％以下で、Ｎｉの組成比は０．５原子％以上で１０原子％以下で、残りの組成はＣｏである。
【０３７９】
これにより、フリー磁性層１５と強磁性層１７間で発生するＲＫＫＹ相互作用における交換結合磁界を強くすることができる。具体的には、反平行状態が崩れるときの磁界、すなわちスピンフロップ磁界（Ｈｓｆ）を約２９３（ｋＡ／ｍ）にまで大きくすることができる。
【０３８０】
また上記した組成範囲内であると、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の磁歪を−３×１０-6から３×１０-6の範囲内に収めることができ、また保磁力を７９０（Ａ／ｍ）以下に小さくできる。
【０３８１】
さらに、フリー磁性層１５の軟磁気特性の向上、非磁性材料層１４間でのＮｉの拡散による抵抗変化量（ΔＲ）や抵抗変化率（ΔＲ／Ｒ）の低減の抑制を適切に図ることが可能である。
【０３８２】
また、フリー磁性層１５と非磁性材料層１４との間に、ＣｏＦｅ合金やＣｏ合金で形成される中間層が設けられてもよい。
【０３８３】
中間層が設けられる場合には、前記ＣｏＦｅＮｉ合金のＦｅの組成比を７原子％以上で１５原子％以下で、Ｎｉの組成比を５原子％以上で１５原子％以下で、残り組成比をＣｏとすることが好ましい。
【０３８４】
なお上述した磁気検出素子を用いて磁気ヘッドを構成するときには、基板１１と第１の反強磁性層１２の間に、アルミナなどの絶縁性材料からなる下地層、この下地層上に積層される磁性合金からなる下部シールド層、及びこの下部シールド上に積層される絶縁性材料からなる下部ギャップ層が形成される。磁気検出素子は前記下部ギャップ層上に積層される。また、この磁気検出素子上には、絶縁性材料からなる上部ギャップ層、及びこの上部ギャップ層上に積層される磁性合金からなる上部シールド層が形成される。また、前記上部シールド層上に書き込み用のインダクティブ素子が積層されてもよい。
【０３８５】
ところで図１ないし図２９では、多層膜Ａ１、Ａ２、Ａ３のトラック幅方向（図示Ｘ方向）の両端部Ｄ上に電極層２２、４３、４４が設けられ、前記電極層１９から前記多層膜内に流れる電流が、前記多層膜内を各層の膜面に対して平行な方向に流れるＣＩＰ（current in the plane）型の磁気検出素子の製造方法を説明した。
【０３８６】
一方、図３５以降で説明する磁気検出素子の製造方法は、前記多層膜の上下に電極層が設けられ、前記電極層から前記多層膜内に流れる電流が、前記多層膜の各層の膜面に対し垂直方向に流れるＣＰＰ（current perpendicular to the plane）型の磁気検出素子の製造方法である。
【０３８７】
まず、図３５では、基板上（図示せず）にＮｉＦｅなどの磁性材料からなり下部シールド層を兼ねる下部電極層７０を形成し、その上に図１で形成したのと同じ多層膜Ａを形成する。
【０３８８】
その後、図３６では、図２に示された工程と同様に、多層膜Ａを第１の熱処理温度、Ｙ方向を向いた第１の大きさの磁界中で、第１の磁場中アニールを行い、第１の反強磁性層１２と第１の固定磁性層１３ａとの間に交換異方性磁界を発生させ、固定磁性層１３の磁化方向を図示Ｙ方向に固定する。本実施の形態では、前記第１の熱処理温度を２７０℃、磁界の第１の大きさを８００ｋ（Ａ／ｍ）としている。
【０３８９】
多層膜Ａを第１の磁場中アニールにかけたときに、保護層１８は、その表面から１０〜２０Å程度酸化する。そこで、保護層１８をイオンミリングまたは反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）によって除去する。
【０３９０】
さらに、図３６に示されるように、強磁性層１７を所定の厚さ削る。強磁性層１７を削るのは、次の工程において、強磁性層１７上に第２の反強磁性層１９を積層するときに、強磁性層１７上に第２の反強磁性層１９を真空中で連続成膜することが必要なためである。強磁性層１７の削り量ｔ１は特に規定されないが、本実施の形態では、１０Å削っている。
【０３９１】
次に、図３７に示すごとく、図３６に示された強磁性層１７のエッチング後の表面１７ａ上に、強磁性層１７を再成膜し、さらに強磁性層１７上に第２の反強磁性層１９、絶縁層７１を連続成膜する。強磁性層１７を再成膜するときには、図３５の工程において最初に強磁性層１７を成膜したときに用いた強磁性材料と同じ強磁性材料を用いる。ただし、強磁性層１７の図３６の工程において削られた厚さｔ１と、図３７の工程において再成膜する分の強磁性層１７の厚さは必ずしも同じでなくてよい。
【０３９２】
絶縁層７１は、例えばＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＡｌＮ、ＴｉＣなどの絶縁材料で形成される。
【０３９３】
次に絶縁層７１まで形成された多層膜Ｂ３を、第２の熱処理温度、Ｘ方向を向いた第２の大きさの磁界中で、第２の磁場中アニールにかけて、第２の反強磁性層１９と強磁性層１７との間に、交換異方性磁界を発生させ、強磁性層１７の磁化方向を図示Ｘ方向と反平行方向に固定する。強磁性層１７の磁化方向が図示Ｘ方向と反平行方向に固定されると、フリー磁性層１５の磁化方向も非磁性中間層１６を介した強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用によって、図示Ｘ方向に固定される。本実施の形態では、前記第２の熱処理温度を２５０℃、磁界の第２の大きさを２４ｋ（Ａ／ｍ）としている。
【０３９４】
第２の反強磁性層１９による交換異方性磁界は、第２の磁場中アニール工程において初めて生じる。従って、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層１９による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けるためには、前記第２の熱処理温度を、第１の反強磁性層１２による交換結合磁界が消失するブロッキング温度より低い温度に設定し、前記第２の磁界の大きさを第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界より小さくするだけでよい。また、第２の磁場中アニールをこれらの条件下で行えば、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層１９を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成しても、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層１９による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けることができる。すなわち、フリー磁性層１５の磁化方向を、固定磁性層１３の磁化方向と直交する方向に固定することが容易になる。
【０３９５】
なお、第２の磁場中アニール時の第２の磁界の大きさは、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の飽和磁界、及びフリー磁性層１５及び強磁性層１７の反磁界より大きく、フリー磁性層１５と強磁性層１７間の反平行結合が崩れるスピンフロップ磁界より小さいことが好ましい。
【０３９６】
次に、絶縁層７１の上に露光現像によってトラック幅方向（図示Ｘ方向）の中央部に穴部９０ａが設けられたレジスト層９０を形成する。レジスト層９０の内側端面９０ｂは、絶縁層７１の表面（または基板表面）に対する垂直面である。ただし、側端面９０ｂは下面から上面にかけて徐々に穴部９０ａのトラック幅方向への間隔が広がる傾斜面あるいは湾曲面で形成されてもよい。
【０３９７】
次に図３９に示す矢印Ｆ方向からのイオンミリングによってレジスト層９０に覆われていない絶縁層７１を完全に削り込み、さらに第２反強磁性層１９を途中まで削り込む。図３９では、多層膜に形成された凹部２１の側面２１ａは絶縁層７１の表面（または基板表面）に対する垂直面である。そして、図４０に示すように前記レジスト層９０を除去する。
【０３９８】
図３９工程では、凹部２１の底面２１ｂが第２の反強磁性層１９内に位置するように、凹部２１を形成している。
【０３９９】
このとき、第２の反強磁性層１９の、凹部２１の底面２１ｂの下部に位置する領域の厚さｔ２を、０より大きく３０Å以下にする。本実施の形態のように、第２の反強磁性層１９の、凹部２１の底面２１ｂの下部に位置する領域の厚さｔ２を０より大きく３０Å以下にすると、凹部２１の底面２１ｂの下部に位置する第２の反強磁性層１９の領域では、第２の磁場中アニールによって不規則−規則変態が生じず、交換結合磁界が発生しない。そして、凹部２１が形成されないトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでは、第２の磁場中アニールによって、第２の反強磁性層１９に不規則−規則変態が生じ、第２の反強磁性層１９と強磁性層１７との間に交換結合磁界が発生する。
【０４００】
すなわち、強磁性層１７の磁化方向は、凹部２１の底面２１ｂに重なる領域以外のトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ、第２の反強磁性層との間の交換結合磁界によって固定される。従って、強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して積層されているフリー磁性層１５の磁化方向も、トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用により固定される。
【０４０１】
凹部２１の底面２１ｂに重なるフリー磁性層１５の領域Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。
【０４０２】
なおレジスト層９０の内側端面９０ｂが傾斜面あるいは湾曲面である時又はイオンミリングにおけるイオンビーム入射角が垂直方向から傾いているときには、前記イオンミリングによる削り込みによって多層膜に形成された凹部２１の側面２１ａも傾斜面あるいは湾曲面として形成される。
【０４０３】
また、前記第２の磁場中アニールは、第２の反強磁性層１９に凹部２１を形成した後行ってもよい。
【０４０４】
図４１に示す工程では、絶縁層７１上から前記凹部２１の側面２１ａ及び底面２１ｂにかけてＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＡｌＮあるいはＴｉＣなどの絶縁材料からなる他の絶縁層７２をスパッタ成膜する。スパッタ法には、イオンビームスパッタ法、ロングスロースパッタ法、コリメーションスパッタ法などを使用できる。
【０４０５】
ここで注意すべき点は、他の絶縁層７２を形成する際のスパッタ角度θ１にある。図１９に示すようにスパッタ方向Ｇは、多層膜の各層の膜面の垂直方向に対しθ１のスパッタ角度を有しているが本発明では前記スパッタ角度θ１をできる限り大きくして（すなわちより寝かせて）、凹部２１の側面２１ａに他の絶縁層７２が成膜されやすいようにすることが好ましい。例えば前記スパッタ角度θ１は５０°から７０°である。
【０４０６】
このように前記スパッタ角度θ１を大きくすることで、凹部２１の側面２１ａに形成される他の絶縁層７２のトラック幅方向（図示Ｘ方向）への膜厚ｔｚ１を、第２反強磁性層１９の上面及び凹部２１の底面２１ｂに形成される他の絶縁層７２の膜厚ｔｚ２よりも厚く形成できる。このように他の絶縁層７２の膜厚を調整しないと次工程でのイオンミリングで、凹部２１の側面２１ａの他の絶縁層７２がすべて除去されてしまい、あるいは他の絶縁層７２が残ってもその膜厚は非常に薄くなり、適切に分流ロスを低減させるための絶縁層として機能させることができない。
【０４０７】
次に図４２に示すように多層膜の各層の膜面と垂直方向（図示Ｘ方向と垂直方向）あるいは垂直方向に近い角度（多層膜の各層表面の垂直方向に対し０°から２０°の角度からイオンミリングを施す。このとき凹部２１の底面２１ｂに形成された他の絶縁層７２を適切に除去するまでイオンミリングを施す。このイオンミリングによって絶縁層７１の上面に形成された他の絶縁層７２も除去される。一方、凹部２１の側面２１ａに形成された他の絶縁層７２も若干削れるものの、凹部２１の底面２１ｂに形成された他の絶縁層７２よりも厚い膜厚ｔｚ１を有し、しかもイオンミリングのミリング方向Ｈは、凹部２１の側面２１ａに形成された他の絶縁層７２から見ると浅い入射角度になるため、凹部２１の側面２１ａに形成された他の絶縁層７２は、凹部２１の底面２１ｂに形成された他の絶縁層７２に比べて削られ難く、よって凹部２１の側面２１ａには適度な膜厚の他の絶縁層７２が残される。
【０４０８】
その状態が図４２である。凹部２１の側面２１ａに残される他の絶縁層７２のトラック幅方向における膜厚ｔｚ３は５ｎｍから１０ｎｍであることが好ましい。
【０４０９】
図４２に示すように第２反強磁性層１９上面は絶縁層７１によって覆われ、また凹部２１の側面２１ａは前記他の絶縁層７２によって覆われた状態になっている。 そして絶縁層７１、７２から凹部２１の底面２１ｂにかけて、ＮｉＦｅなどの磁性材料からなり上部シールド層を兼ねる上部電極層７３をメッキ形成する。
【０４１０】
以上のようにして図４４に示される磁気検出素子が形成される。
なお図４４に示すＣＰＰ型の磁気検出素子では下部シールド層を兼ねる下部電極層７０及び上部シールド層を兼ねる上部電極層７３を多層膜の上下に接して形成しているが、このような構成によって電極層とシールド層とを別々に形成する必要性が無くなり、ＣＰＰ型の磁気検出素子の製造を容易化することが可能になる。
【０４１１】
しかも電極機能とシールド機能とを兼用させれば、シールド層間の間隔で決定されるギャップ長Ｇ１を非常に短くすることができ、今後の高記録密度化により適切に対応可能な磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４１２】
ただし、必要ならば、絶縁層７１、７２から凹部２１の底面２１ｂにかけて点線で示された非磁性層７４を積層した後、非磁性層７４上に上部電極層７３を形成してもよい。非磁性層７４は、Ｔａ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕなどの非磁性導電材料で形成されることが好ましい。
【０４１３】
非磁性層７４は、上部ギャップ層としての役割を有するものであるが、非磁性層７４は凹部２１の底面２１ｂ上にも形成されるため、電流経路の出入口となる凹部２１の底面２１ｂ上を例えば絶縁材料からなる非磁性層７４で覆うことは前記電流が多層膜内に流れにくくなるため好ましくない。よって本発明では非磁性層７４を非磁性導電材料で形成することが好ましい。
【０４１４】
また、本発明では、多層膜の上面及び／または下面に、例えばＡｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどからなる電極層を設け、多層膜と反対側の電極層の面にギャップ層を介して磁性材料製のシールド層を設ける構成であってもかまわない。
【０４１５】
図４４に示される磁気検出素子は、第２の反強磁性層１９上を絶縁層７１によって、また凹部２１の側面２１ａ上を適切に絶縁層７２，７２によって覆うことができ、シールド層から流れる電流が、第２反強磁性層１９等に分流せず、前記電流は前記凹部２１の底面２１ｂ上の絶縁層７２、７２間の間隔で決定されるトラック幅Ｔｗ内を適切に流れる。よって図４４に示す構造の磁気検出素子であれば、電流経路がトラック幅Ｔｗから広がるのを抑制でき再生出力が大きく、実効トラック幅が狭いＣＰＰ型の磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４１６】
さらに、上部電極層７３は、凹部２１によって多層膜Ａ２に対する電流経路が絞り込まれるので多層膜Ａ２の両側部に電流が分流することを適切に抑制でき、より効果的に再生出力の大きい磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４１７】
図４５に示される磁気検出素子は、図３５から図４３に示された製造方法と同様の製造方法を用いて形成されたものであり、図８に示された磁気検出素子をＣＰＰ型の磁気検出素子としたものに相当する。図４６は、図９に示された磁気検出素子を同様にＣＰＰ型の磁気検出素子にした実施形態、図４７は、図１０に示された磁気検出素子をＣＰＰ型の磁気検出素子にした実施形態、図４８は図１１に示された磁気検出素子を同様にＣＰＰ型の磁気検出素子にした実施形態である。
【０４１８】
すなわち図４５ないし図４８に示す磁気検出素子ではいずれも、第１反強磁性層１２の下に下部シールド層を兼用した下部電極層７０が設けられ、また第２反強磁性層１９上には絶縁層７１が設けられ、凹部２１の側面２１ａ、２１ａに他の絶縁層７２が設けられ、さらに絶縁層７１上、及び他の絶縁層７２上から凹部２１の底面２１ｂ上にかけて上部シールド層を兼用した上部電極層７３が設けられている。
【０４１９】
なお、図４５から図４８に示される磁気検出素子は凹部２１の底面２１ｂの位置が異なっているものであるが、底面２１ｂの位置は図３９工程のミリング工程の削り量を調節することで調節することができる。
【０４２０】
図４９以降で説明する磁気検出素子の製造方法は、図１７から図２１に示されるような、強磁性層１７の上に非磁性層３０と他の反強磁性層３１の少なくとも一方が積層される磁気検出素子をＣＰＰ型の磁気検出素子として形成するための製造方法である。
【０４２１】
まず、図４９では、基板上（図示せず）にＮｉＦｅなどの磁性材料からなり下部シールド層を兼ねる下部電極層７０を形成し、その上に図１２で形成したのと同じ多層膜Ａ１を形成する。
【０４２２】
その後、図４９では、図１２に示された工程と同様に、多層膜Ａ１を第１の熱処理温度、Ｙ方向を向いた第１の大きさの磁界中で、第１の磁場中アニールを行い、第１の反強磁性層１２と第１の固定磁性層１３ａとの間に交換異方性磁界を発生させ、固定磁性層１３の磁化方向を図示Ｙ方向に固定する。本実施の形態では、前記第１の熱処理温度を２７０℃、磁界の第１の大きさを８００ｋ（Ａ／ｍ）としている。
【０４２３】
多層膜Ａ１を第１の磁場中アニールにかけたときに、他の反強磁性層３１は、その表面から１０〜２０Å程度酸化する。そこで、他の反強磁性層３１をイオンミリングまたは反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）によって除去する。
【０４２４】
次に、図５０に示すごとく、他の反強磁性層３１上に第２反強磁性層３２、絶縁層７１を連続成膜する。
【０４２５】
絶縁層７１は、例えばＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＡｌＮ、ＴｉＣなどの絶縁材料で形成される。
【０４２６】
次に絶縁層７１まで形成された多層膜Ｂ４を、第２の熱処理温度、Ｘ方向を向いた第２の大きさの磁界中で、第２の磁場中アニールにかけて、第２の反強磁性層３２，他の反強磁性層３１と強磁性層１７との間に、非磁性層３０を介したＲＫＫＹ相互作用による、交換異方性磁界を発生させ、強磁性層１７の磁化方向を図示Ｘ方向と反平行方向に固定する。強磁性層１７の磁化方向が図示Ｘ方向と反平行方向に固定されると、フリー磁性層１５の磁化方向も非磁性中間層１６を介した強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用によって、図示Ｘ方向に固定される。本実施の形態では、前記第２の熱処理温度を２５０℃、磁界の第２の大きさを２４ｋ（Ａ／ｍ）としている。
【０４２７】
第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１による交換異方性磁界は、第２の磁場中アニール工程において初めて生じる。従って、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けるためには、前記第２の熱処理温度を、第１の反強磁性層１２による交換結合磁界が消失するブロッキング温度より低い温度に設定し、前記第２の磁界の大きさを第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界より小さくするだけでよい。また、第２の磁場中アニールをこれらの条件下で行えば、第１の反強磁性層１２と第２の反強磁性層３２を同じ組成の反強磁性材料を用いて形成しても、第１の反強磁性層１２による交換異方性磁界の方向を図示Ｙ方向に向けたまま、第２の反強磁性層３２による交換異方性磁界を図示Ｘ方向と反平行方向に向けることができる。すなわち、フリー磁性層１５の磁化方向を、固定磁性層１３の磁化方向と直交する方向に固定することが容易になる。
【０４２８】
なお、第２の磁場中アニール時の第２の磁界の大きさは、フリー磁性層１５及び強磁性層１７の飽和磁界、及びフリー磁性層１５及び強磁性層１７の反磁界より大きく、フリー磁性層１５と強磁性層１７間の反平行結合が崩れるスピンフロップ磁界より小さいことが好ましい。
【０４２９】
次に、絶縁層７１の上に露光現像によってトラック幅方向（図示Ｘ方向）の中央部に穴部９０ａが設けられたレジスト層９１を形成する。レジスト層９１の内側端面９１ｂは、絶縁層７１の表面（または基板表面）に対する垂直面である。ただし、内側端面９１ｂは下面から上面にかけて徐々に穴部９１ａのトラック幅方向への間隔が広がる傾斜面あるいは湾曲面で形成されてもよい。
【０４３０】
次に図５１に示す矢印Ｉ方向からのイオンミリングによってレジスト層９１に覆われていない絶縁層７１を完全に削り込み、さらに第２反強磁性層３２を途中まで削り込む。
【０４３１】
イオンミリング終了後の状態を図５２に示す。図５２では、多層膜Ａ１に形成された凹部４１の側面４１ａは絶縁層７１の表面（または基板表面）に対する垂直面である。そして、図５３に示すように前記レジスト層９１を除去する。
【０４３２】
図５１工程では、凹部４１の底面４１ｂが第２の反強磁性層３２内に位置するように、凹部４１を形成している。又凹部４１の底面４１ｂが他の反強磁性層３１内に位置するようにしてもよい。
【０４３３】
このとき、第２の反強磁性層３２の、凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する領域の厚さと他の反強磁性層３１の厚さの合計ｔ３を、０より大きく３０Å以下にする。本実施の形態のように、第２の反強磁性層３２の、凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する領域の厚さと他の反強磁性層３１の厚さの合計ｔ３を０より大きく３０Å以下にすると、凹部４１の底面４１ｂの下部に位置する第２の反強磁性層３２と他の反強磁性層３１の領域では、第２の磁場中アニールによって不規則−規則変態が生じず、交換結合磁界が発生しない。そして、凹部４１が形成されないトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでは、第２の磁場中アニールによって、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１に不規則−規則変態が生じ、第２の反強磁性層３２と強磁性層１７との間にＲＫＫＹ相互作用が発生する。
【０４３４】
すなわち、強磁性層１７の磁化方向は、凹部４１の底面４１ｂに重なる領域以外のトラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ、第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１との、非磁性層３０を介したＲＫＫＹ相互作用によって固定される。従って、強磁性層１７の下層に非磁性中間層１６を介して積層されているフリー磁性層１５の磁化方向も、トラック幅方向両端部Ｄ，Ｄでのみ強磁性層１７とのＲＫＫＹ相互作用により固定される。
【０４３５】
凹部４１の底面４１ｂに重なるフリー磁性層１５の領域Ｅは、外部磁界が印加されない状態おいて、磁化方向が固定された両端部Ｄ，Ｄにならって図示Ｘ方向に揃えられ、外部磁界が印加されるとその磁化方向が変化する。
【０４３６】
なおレジスト層９１の内側端面９１ｂが傾斜面あるいは湾曲面であるとき、またはイオンミリングのイオンビーム入射角が垂直方向から傾斜しているときには、前記イオンミリングによる削り込みによって多層膜に形成された凹部４１の側面４１ａも傾斜面あるいは湾曲面として形成される。
【０４３７】
また、前記第２の磁場中アニールは、第２の反強磁性層３２、もしくは第２の反強磁性層３２及び他の反強磁性層３１に凹部４１を形成した後行ってもよい。
【０４３８】
図５４に示す工程では、絶縁層７１上から凹部４１の側面４１ａ及び底面４１ｂにかけてＡｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＡｌＮあるいはＴｉＣなどの絶縁材料からなる他の絶縁層７２をスパッタ成膜する。スパッタ法には、イオンビームスパッタ法、ロングスロースパッタ法、コリメーションスパッタ法などを使用できる。
【０４３９】
図５４に示すようにスパッタ方向Ｊは、多層膜の各層の膜面の垂直方向に対しθ２のスパッタ角度を有しているが本発明ではスパッタ角度θ２をできる限り大きくして（すなわちより寝かせて）、凹部４１の側面４１ａに他の絶縁層７２が成膜されやすいようにすることが好ましい。例えば前記スパッタ角度θ２は５０°から７０°である。
【０４４０】
このように前記スパッタ角度θ２を大きくすることで、凹部４１の側面４１ａに形成される他の絶縁層７２のトラック幅方向（図示Ｘ方向）への膜厚ｔｚ４を、絶縁層７１の上面及び凹部４１の底面４１ｂに形成される他の絶縁層７２の膜厚ｔｚ５よりも厚く形成できる。
【０４４１】
次に図５５に示すように多層膜Ａ１の各層の膜面と垂直方向（図示Ｘ方向と垂直方向）あるいは垂直方向に近い角度（多層膜の各層表面の垂直方向に対し０°から２０°の角度からイオンミリングを施す。このとき凹部４１の底面４１ｂに形成された他の絶縁層７２を適切に除去するまでイオンミリングを施す。このイオンミリングによって絶縁層７１の上面に形成された他の絶縁層７２も除去される。一方、凹部４１の側面４１ａに形成された他の絶縁層７２も若干削れるものの、凹部４１の底面４１ｂに形成された他の絶縁層７２よりも厚い膜厚ｔｚ４を有し、しかもイオンミリングのミリング方向Ｋは、凹部４１の側面４１ａに形成された他の絶縁層７２から見ると角度が浅くなる方向になるため、凹部４１の側面４１ａに形成された他の絶縁層７２は、凹部４１の底面４１ｂに形成された他の絶縁層７２に比べて削られ難く、よって凹部４１の側面４１ａには適度な膜厚の他の絶縁層７２が残される。
【０４４２】
その状態が図５５である。凹部４１の側面４１ａに残される他の絶縁層７２のトラック幅方向における膜厚ｔｚ６は５ｎｍから１０ｎｍであることが好ましい。
【０４４３】
図５５に示すように第２反強磁性層３２上面は絶縁層７１によって覆われ、また凹部４１の側面４１ａは他の絶縁層７２によって覆われた状態になっている。
【０４４４】
そして、図５６に示すように、絶縁層７１、７２から凹部４１の底面４１ｂにかけて、ＮｉＦｅなどの磁性材料からなり上部シールド層を兼ねる上部電極層７３をメッキ形成する。
【０４４５】
以上のようにして図５７に示される磁気検出素子が形成される
なお、必要ならば、絶縁層７１、７２から凹部４１の底面４１ｂにかけて点線で示された非磁性層７４を積層した後、非磁性層７４上に上部電極層７３を形成してもよい。非磁性層７４は、Ｔａ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕなどの非磁性導電材料で形成されることが好ましい。非磁性層７４は、上部ギャップ層としての役割を有するものであるが、非磁性層７４は凹部４１の底面４１ｂ上にも形成されるため、電流経路の出入口となる凹部４１の底面４１ｂ上を例えば絶縁材料からなる非磁性層７４で覆うことは前記電流が多層膜内に流れにくくなるため好ましくない。よって本発明では非磁性層７４を非磁性導電材料で形成することが好ましい。
【０４４６】
図５７に示される磁気検出素子は、第２反強磁性層３２上、および凹部４１の側面４１ａ上を適切に絶縁層７１、７２によって覆うことができ、電極層から流れる電流が、第２反強磁性層３２等に分流せず、前記電流は凹部４１の底面４１ｂ上の絶縁層７２、７２間の間隔で決定されるトラック幅Ｔｗ内を適切に流れる。よって図５７に示す構造の磁気検出素子であれば、電流経路がトラック幅Ｔｗから広がるのを抑制でき再生出力が大きく実効トラック幅の狭いＣＰＰ型の磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４４７】
さらに、上部電極層７３は、凹部４１によって多層膜Ａ１に対する電流経路が絞り込まれるので多層膜Ａ１の両側部に電流が分流することを適切に抑制でき、より効果的に再生出力の大きい磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４４８】
図５８に示される磁気検出素子は、図４９から図５６に示された製造方法と同様の製造方法を用いて形成されたものであり、図１８に示された磁気検出素子をＣＰＰ型の磁気検出素子としたものに相当する。図５９は、図１９に示された磁気検出素子を同様にＣＰＰ型の磁気検出素子にした実施形態である。なお、図５８及び５９に示される磁気検出素子は凹部４１の底面４１ｂの位置が図５７に示される磁気検出素子と異なっているものであるが、底面４１ｂの位置は図５１工程のミリング工程の削り量を調節することで調節することができる。
【０４４９】
また、図６０は、図２０に示された磁気検出素子をＣＰＰ型の磁気検出素子にした実施形態、図６１は図２１に示された磁気検出素子を同様にＣＰＰ型の磁気検出素子にした実施形態である。
【０４５０】
なお、図６０及び６１に示される磁気検出素子でも、凹部４１の底面４１ｂの位置が、強磁性層１７、非磁性層３０、他の反強磁性層３１、第２反強磁性層３２のいずれかの内になるように、変更することができる。
【０４５１】
図６２ないし図６４に示す磁気検出素子は、図４４及び図５７と同様にＣＰＰ型の磁気検出素子であるが、下部シールド層を兼ねる下部電極層８０の形状が図４４及び図５７のそれとは異なっている。
【０４５２】
図６２に示す磁気検出素子は、図４４と同じ多層膜Ａ２の膜構成を有し、しかも第２反強磁性層１９上には絶縁層７１が形成され、凹部２１の側面２１ａには他の絶縁層７２が形成され、さらに絶縁層７１上から凹部２１の底面２１ｂ上にかけて上部シールド層を兼用した上部電極層７３が設けられており、この点で図４４と一致している。
【０４５３】
図４４と異なるのは、ＮｉＦｅなどの磁性材料からなる下部シールド層を兼用した下部電極層８０のトラック幅方向（図示Ｘ方向）の中央部に、多層膜Ａ２方向（図示Ｚ方向）に突出した突出部８０ａが設けられ、この突出部８０ａの上面８０ａ１が多層膜Ａ２の下面に接しており、突出部８０ａから多層膜Ａ２内に（あるいは多層膜Ａ２から突出部８０ａに）電流が流れるようになっている点である。
【０４５４】
そして図６２に示す磁気検出素子では下部電極層８０のトラック幅方向（図示Ｘ方向）における両側端部８０ｂと多層膜Ａ２間に絶縁層８１が設けられている。絶縁層８１は、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＡｌＮやＴｉＣなどの絶縁材料で形成される。
【０４５５】
図６２に示す磁気検出素子では、下部電極層８０は、突出部８０ａの形成によって多層膜Ａ２に対する電流経路が絞り込まれ、さらに下部電極層８０の両側端部８０ｂと多層膜Ａ２間に絶縁層８１が設けられたことで、両側端部８０ｂから多層膜Ａ２内に電流が分流することを適切に抑制でき、より効果的に再生出力の大きい磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４５６】
なお、図６２に示す磁気検出素子では、下部電極層８０の突出部８０ａの上面８０ａ１のトラック幅方向（図示Ｘ方向）の幅寸法は領域Ｅのトラック幅方向（図示Ｘ方向）における幅寸法と一致しているが、上面８０ａ１の幅寸法が領域Ｅの幅寸法より広くてもよい。より好ましくは上面８０ａ１の幅寸法がトラック幅Ｔｗと一致することである。これによってより効果的に多層膜Ａ２に対しトラック幅Ｔｗの領域内にのみ電流を流すことができ再生出力の大きい磁気検出素子を製造することが可能である。
【０４５７】
また図６２に示す実施形態では、下部電極層８０に形成された突出部８０ａのトラック幅方向（図示Ｘ方向）における両側面８０ａ２は、突出部８０ａのトラック幅方向における幅寸法が、多層膜Ａ２から離れる（図示Ｚ方向と逆方向）にしたがって徐々に広がる傾斜面あるいは湾曲面で形成されているが、両側面８０ａ２は、トラック幅方向（図示Ｘ方向）に対して垂直面であってもかまわない。
【０４５８】
図６３に示す実施形態は、図６２に示す実施形態と同じ形状の下部電極層８０を有している。すなわち図６３に示す下部電極層８０のトラック幅方向（図示Ｘ方向）の中央部には、多層膜Ａ２方向（図示Ｚ方向）に突出した突出部８０ａが設けられ、この突出部８０ａの上面８０ａ１が多層膜Ａ２の下面に接しており、突出部８０ａから多層膜Ａ２内に（あるいは多層膜Ａ２から突出部８０ａに）電流が流れるようになっている。そして下部電極層８０のトラック幅方向（図示Ｘ方向）における両側端部８０ｂと多層膜Ａ２間に絶縁層が設けられている。
【０４５９】
図６３に示す実施形態では図６２と異なって、第２反強磁性層１９上に絶縁層７１が設けられておらず、また凹部２１の側面２１ａに他の絶縁層７２が設けられていない。そしてＮｉＦｅなどの磁性材料からなり、上部シールド層を兼用する上部電極層８２は第２反強磁性層１９上から凹部２１の側面２１ａ上及び底面２１ｂ上にかけて直接接合されている。
【０４６０】
図６３に示す実施形態では、図６２に示す実施形態に比べて上部電極層８２と第２反強磁性層１９間、及び上部電極層８２と凹部２１の側面２１ａ間が絶縁されていないので、電流経路はトラック幅Ｔｗよりも広がりやすく再生出力は劣るものと考えられるが、図７１に示す従来に比べて、多層膜Ａ２の下面側で、下部電極層８０に形成された突出部８０ａによって電流経路を絞り込むことができ、電流経路の広がりを抑えて再生出力の低下を抑制することができる。
【０４６１】
また図６２及び図６３に示す磁気検出素子では、下部電極層８０に形成された突出部８０ａの上面８０ａ１と、その両側に形成された絶縁層８１の上面８１ａとが同一平面で形成されていることが好ましい。これによって突出部８０ａ上から絶縁層８１上にかけて形成される多層膜Ａ２の各層の膜面をトラック幅方向に、より平行に形成でき、再生特性に優れた磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４６２】
図６４に示す磁気検出素子も、図６２及び図６３に示す磁気検出素子と同様に、下部電極層８０のトラック幅方向の中央部に突出部８０ａが形成されたものである。そして下部電極層８０のトラック幅方向（図示Ｘ方向）における両側端部８０ｂと多層膜Ａ１間に絶縁層８１が設けられている。
【０４６３】
図６４に示す磁気検出素子でも、下部電極層８０は、突出部８０ａの形成によって多層膜Ａ１に対する電流経路が絞り込まれ、さらに下部電極層８０の両側端部８０ｂと多層膜Ａ１間に絶縁層８１が設けられたことで、両側端部８０ｂから多層膜Ａ１内に電流が分流することを適切に抑制でき、より効果的に再生出力の大きい磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４６４】
また、図６５に示す磁気検出素子は、図６４に示される磁気検出素子から絶縁層７１及び他の絶縁層７２が除かれ、上部シールド層を兼用する上部電極層８２が第２反強磁性層３２上から凹部４１の側面４１ａ上及び底面４１ｂ上にかけて直接接合されているものである。図６５に示す磁気検出素子も、図７１に示す従来に比べて、多層膜Ａ１の下面側で、下部電極層８０に形成された突出部８０ａによって電流経路を絞り込むことができ、電流経路の広がりを抑えて再生出力の低下を抑制することができる。
【０４６５】
図６２ないし図６５に示す磁気検出素子の下部電極層８０及び絶縁層８１の製造方法を説明する。
【０４６６】
まず、図６６に示すように、ＮｉＦｅなどの磁性材料を用いて、下部電極層８０をメッキまたはスパッタ形成し、表面をポリシング等で平滑化処理した後、下部電極層８０のトラック幅方向（図示Ｘ方向）の中央部上にレジスト層９２を形成する。
【０４６７】
次に、図６７に示すように、このレジスト層９２に覆われていない下部電極層８０の両側端部８０ｂをイオンミリングで途中まで削り込む。これによって下部電極層８０のトラック幅方向の中央部に突出部８０ａを形成することができる。
【０４６８】
さらに、図６８に示すように、レジスト層９２に覆われていない下部電極層８０の両側端面８０ｂ上に絶縁層８１をスパッタ成膜し、絶縁層８１の上面８１ａが下部電極層８０の突出部８０ａの上面８０ａ１とほぼ同一平面となった時点で前記スパッタ成膜を終了する。そしてレジスト層９２を除去する。
【０４６９】
なおレジスト層９２を除去した後、下部電極層８０の突出部８０ａの上面８０ａ１及び絶縁層８１の上面８１ａをＣＭＰなどを用いて研磨し、突出部８０ａの上面８０ａ１と絶縁層８１の上面８１ａを高精度に同一平面となるようにしてもよい。この場合最初のポリシング等の平滑化処理を省略することができる。
【０４７０】
レジスト層９２を除去した後、下部電極層８０及び絶縁層８１上に、多層膜Ａ１またはＡ２を積層する。
【０４７１】
図４４ないし図４８に示す磁気検出素子または図５７ないし図６５に示すＣＰＰ型の磁気検出素子では下部シールド層を兼ねる下部電極層７０または８０及び上部シールド層を兼ねる上部電極層７３または８２を多層膜の上下に接して形成しているが、このような構成によって電極層とシールド層とを別々に形成する必要性が無くなり、ＣＰＰ型の磁気検出素子の製造を容易化することが可能になる。
【０４７２】
しかも電極機能とシールド機能とを兼用させれば、シールド層間の間隔で決定されるギャップ長Ｇ１を非常に短くすることができ、今後の高記録密度化により適切に対応可能な磁気検出素子を製造することが可能になる。
【０４７３】
ただし、必要ならば、絶縁層７１、７２から凹部２１の底面２１ｂ、または絶縁層７１、７２から凹部４１の底面４１ｂにかけて点線で示された非磁性層７４、８３を積層した後、非磁性層７４、８３上に上部電極層７３または８２を形成してもよい。非磁性層７４、８３は、Ｔａ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒ、Ｒｅ、Ｃｕなどの非磁性導電材料で形成されることが好ましい。
【０４７４】
非磁性層７４、８３は、上部ギャップ層としての役割を有するものであるが、非磁性層７４、８３は凹部２１の底面２１ｂまたは凹部４１の底面４１ｂ上にも形成されるため、電流経路の出入口となる凹部２１の底面２１ｂ上または凹部４１の底面４１ｂを例えば絶縁材料からなる非磁性層７４、８３で覆うことは前記電流が多層膜内に流れにくくなるため好ましくない。よって本発明では非磁性層７４、８３を非磁性導電材料で形成することが好ましい。
【０４７５】
また、本発明では、多層膜の上面及び／または下面に、例えばＡｕ、Ｗ、Ｃｒ、Ｔａなどからなる電極層を設け、多層膜と反対側の電極層の面にギャップ層を介して磁性材料製のシールド層を設ける構成であってもかまわない。
【０４７６】
図４４ないし図４８に示す磁気検出素子または図５７ないし図６５に示すＣＰＰ型の磁気検出素子においても、図７ないし図１１または図１７ないし図２１のＣＩＰ型の磁気検出素子と同じ効果を期待することができる。
【０４７７】
すなわち本発明では、凹部２１は一様の厚さで成膜された第２反強磁性層を、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）やイオンミリングを用いて、トラック幅方向（図示Ｘ方向）に対し垂直方向に削るだけで形成することができるので、正確な幅寸法で凹部２１を形成することが可能になる。すなわち、磁気検出素子のトラック幅Ｔｗを正確に規定できる。
【０４７８】
また、磁気検出素子の形成時に設定されたトラック幅（光学的トラック幅）Ｔｗの領域に不感領域が生じないので、高記録密度化に対応するために磁気検出素子の光学的トラック幅Ｔｗを小さくしていった場合の再生出力の低下を抑えることができる。
【０４７９】
さらに、本実施の形態では磁気検出素子の側端面Ｓ，Ｓがトラック幅方向に対して垂直となるように形成されることが可能なので、フリー磁性層１５のトラック幅方向長さのバラつきを抑えることができる。以上によってサイドリーディングの発生を適切に抑制することが可能になる。
【０４８０】
なお、図４４ないし図４８に示す磁気検出素子または図５７ないし図６５に示す磁気検出素子では多層膜Ａ１または多層膜Ａ２を構成する非磁性材料層１４がＣｕなどの非磁性導電材料で形成されてもよいし、あるいは非磁性材料層１４がＡｌ2Ｏ3やＳｉＯ2などの絶縁材料で形成されてもよい。前者の磁気検出素子はスピンバルブＧＭＲ型磁気抵抗効果素子と呼ばれる構造（ＣＰＰ−ＧＭＲ）であり、後者の磁気検出素子はスピンバルブトンネル型磁気抵抗効果型素子（ＣＰＰ−ＴＭＲ）と呼ばれる構造である。
【０４８１】
トンネル型磁気抵抗効果型素子は、トンネル効果を利用して抵抗変化を生じさせるものであり、固定磁性層１３とフリー磁性層１５との磁化が反平行のとき、最も前記非磁性材料層１４を介してトンネル電流が流れにくくなって、抵抗値は最大になり、一方、前記固定磁性層１３とフリー磁性層１５との磁化が平行のとき、最もトンネル電流は流れ易くなり抵抗値は最小になる。
【０４８２】
この原理を利用し、外部磁界の影響を受けてフリー磁性層１５の磁化が変動することにより、変化する電気抵抗を電圧変化（定電流動作の場合）または電流変化（定電圧動作の場合）としてとらえ、記録媒体からの洩れ磁界が検出されるようになっている。
【０４８３】
以上詳述した図４４ないし図４８または図５７ないし図６５に示すＣＰＰ型磁気検出素子では、その上に書き込み用のインダクティブ素子が積層されていてもよい。
【０４８４】
また本発明の磁気検出素子は、磁気センサやハードディスクなどに用いられる。
【０４８５】
【発明の効果】
以上詳細に説明した本発明では、前記多層膜上に第２の反強磁性層を積層しない状態で、前記多層膜を、磁場中アニールして前記固定磁性層の磁化方向を所定の方向に固定するので、前記多層膜上に第２の反強磁性層を積層した状態では、前記第２の反強磁性層による交換異方性磁界が発生していない。
【０４８６】
すなわち、前記第２の反強磁性層による交換異方性磁界は、前記第２の反強磁性層の積層後の第２の磁場中アニールにおいて始めて生じ、前記フリー磁性層の磁化方向を所定の方向に移動させることが容易になる。従って、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直交する方向に固定することが容易になる。
【０４８７】
また、本発明の製造方法によって製造された磁気検出素子では、トラック幅が前記凹部の底面の幅寸法によって決定される。すなわち、前記凹部の底面に重なる部分でのみ、前記フリー磁性層などの外部磁界によって磁化方向が変化する磁性層の磁化方向を変化させることができる。しかも、前記凹部は、一様の厚さで成膜された前記第２の反強磁性層を、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）やイオンミリングを用いて、トラック幅方向に対する垂直方向に削るだけで形成することができるので、正確な幅寸法で前記凹部を形成することが可能になる。すなわち、磁気検出素子のトラック幅を正確に規定できる。
【０４８８】
さらに、本発明では前記凹部の側面をトラック幅方向に対して垂直面となるようにすることが可能である。すなわち、トラック幅領域から外れた全領域において、第２の反強磁性層による反強磁性が発生するために充分な膜厚を有することができ、トラック幅領域から外れた全領域において前記フリー磁性層の磁化方向を確実に固定することができる。
【０４８９】
従って、磁気検出素子のトラック幅領域でのみ前記フリー磁性層の磁化方向を動かし、トラック幅領域周辺におけるサイドリーディングを防止することができる。
【０４９０】
また本発明における磁気検出素子はＣＩＰ型の磁気検出素子でもＣＰＰ型の磁気検出素子でもどちらにも適用可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の第１の実施の形態である磁気検出素子の製造方法の一工程を示す断面図、
【図２】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図１の次工程を示す断面図、
【図３】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図２の次工程を示す断面図、
【図４】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図３の次工程を示す断面図、
【図５】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図４の次工程を示す断面図、
【図６】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図５の次工程を示す断面図、
【図７】 本発明の第１の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図８】 本発明の第２の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図９】 本発明の第３の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図１０】 本発明の第４の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図１１】 本発明の第５の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図１２】 本発明の第６の実施の形態である磁気検出素子の製造方法の一工程を示す断面図、
【図１３】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図１２の次工程を示す断面図、
【図１４】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図１３の次工程を示す断面図、
【図１５】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図１４の次工程を示す断面図、
【図１６】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図１５の次工程を示す断面図、
【図１７】 本発明の第６の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図１８】 本発明の第７の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図１９】 本発明の第８の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図２０】 本発明の第９の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図２１】 本発明の第１０の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図２２】 本発明の第１１の実施の形態である磁気検出素子の製造方法の一工程を示す断面図、
【図２３】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図２２の次工程を示す断面図、
【図２４】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図２３の次工程を示す断面図、
【図２５】 本発明の第１１の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図２６】 本発明の第１２の実施の形態である磁気検出素子の製造方法の一工程を示す断面図、
【図２７】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図２６の次工程を示す断面図、
【図２８】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図２７の次工程を示す断面図、
【図２９】 本発明の第１３の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図３０】 シンセティックフェリフリー型のフリー磁性層のヒステリシスループの概念図、
【図３１】 バックド層によるスピンフィルター効果を説明するための様式説明図、
【図３２】 バックド層によるスピンフィルター効果を説明するための様式説明図、
【図３３】 鏡面反射層による鏡面反射効果を説明するための模式説明図、
【図３４】 鏡面反射層による鏡面反射効果を説明するための模式説明図、
【図３５】 本発明の第１４の実施の形態である磁気検出素子の製造方法の一工程を示す断面図、
【図３６】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図３５の次工程を示す断面図、
【図３７】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図３６の次工程を示す断面図、
【図３８】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図３７の次工程を示す断面図、
【図３９】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図３８の次工程を示す断面図、
【図４０】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図３９の次工程を示す断面図、
【図４１】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図４０の次工程を示す断面図、
【図４２】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図４１の次工程を示す断面図、
【図４３】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図４２の次工程を示す断面図、
【図４４】 本発明の第１４の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図４５】 本発明の第１５の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図４６】 本発明の第１６の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図４７】 本発明の第１７の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図４８】 本発明の第１８の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図４９】 本発明の第１９の実施の形態である磁気検出素子の製造方法の一工程を示す断面図、
【図５０】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図４９の次工程を示す断面図、
【図５１】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図５０の次工程を示す断面図、
【図５２】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図５１の次工程を示す断面図、
【図５３】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図５２の次工程を示す断面図、
【図５４】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図５３の次工程を示す断面図、
【図５５】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図５４の次工程を示す断面図、
【図５６】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図５５の次工程を示す断面図、
【図５７】 本発明の第１９の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図５８】 本発明の第２０の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図５９】 本発明の第２１の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図６０】 本発明の第２２の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図６１】 本発明の第２３の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図６２】 本発明の第２４の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図６３】 本発明の第２５の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図６４】 本発明の第２６の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図６５】 本発明の第２７の実施の形態によって形成された磁気検出素子を記録媒体との対向面側から見た断面図、
【図６６】 本発明の第２４から第２７の実施の形態の磁気検出素子の製造方法の一工程を示す断面図、
【図６７】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図６６の次工程を示す断面図、
【図６８】 本発明の磁気検出素子の製造方法における、図６７の次工程を示す断面図、
【図６９】 従来の磁気検出素子の断面図、
【図７０】 従来の磁気検出素子の製造方法の一工程図、
【図７１】 従来の磁気検出素子の断面図、
【符号の説明】
１１ 基板
１２ 第１の反強磁性層
１３ 固定磁性層
１３ａ 第１の固定磁性層
１３ｂ 非磁性中間層
１３ｃ 第２の固定磁性層
１４ 非磁性材料層
１５ フリー磁性層
１６ 非磁性中間層
１７ 強磁性層
１９、３２ 第２の反強磁性層
２１、２４、４１、４５ 凹部
３０ 非磁性層
３１ 他の反強磁性層
１８ 保護層
２２、２３、４３、４４ 電極層
７０ 下部電極層
７１ 絶縁層
７２ 他の絶縁層
７３ 上部電極層[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention mainly relates to a magnetic detection element used for a magnetic sensor, a hard disk, and the like, and more particularly to a method of manufacturing a magnetic detection element capable of improving magnetic field detection capability.
[0002]
[Prior art]
FIG. 69 is a cross-sectional view of the structure of the magnetic detection element formed by the conventional manufacturing method as viewed from the surface facing the recording medium.
[0003]
The magnetic detection element shown in FIG. 69 is a so-called spin-valve magnetic detection element, which is a kind of GMR (giant magnetoresistive) element using a giant magnetoresistive effect, and detects a recording magnetic field from a recording medium such as a hard disk. To do.
[0004]
This spin-valve type magnetic sensing element is composed of a substrate 8, an antiferromagnetic layer 1, a pinned magnetic layer (Pinned magnetic layer) 2, a nonmagnetic material layer 3, and a free magnetic layer (Free) 4 from the bottom. The multilayer film 9 includes a pair of vertical bias layers 6 and 6 formed on the multilayer film 9 and a pair of electrode layers 7 and 7 formed on the vertical bias layers 6 and 6. .
[0005]
The antiferromagnetic layer 1 and the longitudinal bias layers 6 and 6 are Fe—Mn (iron-manganese) alloy film or Ni—Mn (nickel-manganese) alloy film, and the pinned magnetic layer 2 and the free magnetic layer 4 are Ni—. A Fe (nickel-iron) alloy film, a Cu (copper) film for the nonmagnetic material layer 3, and a Cr film for the electrode layers 7 and 7 are generally used.
[0006]
As shown in FIG. 69, the magnetization of the pinned magnetic layer 2 is single-domained 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 1, and free magnetic The magnetization of the layer 4 is desirably aligned in the X direction under the influence of the exchange anisotropic magnetic field from the longitudinal bias layers 6 and 6.
[0007]
That is, it is desirable that the magnetization of the pinned magnetic layer 2 and the magnetization of the free magnetic layer 4 are orthogonal.
[0008]
In this spin-valve magnetic detection element, a detection current (sense current) is passed from the electrode layers 7 and 7 formed on the longitudinal bias layers 6 and 6 to the free magnetic layer 4, the nonmagnetic material layer 3, and the fixed magnetic layer 2. Given. The traveling direction of a recording medium such as a hard disk is the Z direction. When a leakage magnetic field from the recording medium is applied in the Y direction, the magnetization of the free magnetic layer 4 changes from the X to the Y direction. The electric resistance changes depending on the relationship between the fluctuation of the magnetization direction in the free magnetic layer 4 and the fixed magnetization direction of the pinned magnetic layer 2 (this is referred to as the magnetoresistance effect), and the voltage based on the change in the electric resistance value. The leakage magnetic field from the recording medium is detected by the change.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
As shown in FIG. 69, a so-called exchange bias system in which a pair of longitudinal bias layers 6 are provided on the free magnetic layer 4 and the magnetization of the free magnetic layer 4 is controlled by an exchange coupling magnetic field with the longitudinal bias layer 6 is used. Suitable for future narrowing of the track compared to the so-called hard bias method in which hard bias layers are provided on both sides of the free magnetic layer 4 in the track width direction (X direction in the figure) to control the magnetization of the free magnetic layer 4. It was thought that this is a magnetization control method that can cope with this.
[0010]
However, as described below, the exchange bias structure formed by the conventional manufacturing method has the following problems.
[0011]
Conventionally, when the spin valve type magnetic sensing element shown in FIG. 69 is manufactured, an antiferromagnetic layer 1, a pinned magnetic layer (pinned magnetic layer) 2, a nonmagnetic material layer 3, a free magnetic material are formed on a substrate 8. The layer (Free) 4 was successively formed to form the multilayer film 9, and the vertical bias layers 6 and 6 and the electrode layers 7 and 7 were formed on the multilayer film 9.
[0012]
After film formation from the antiferromagnetic layer 1 to the electrode layers 7 and 7, first, annealing in the first magnetic field is performed to align the magnetization direction of the pinned magnetic layer 2 in the Y direction, and then the magnetization direction of the free magnetic layer 4. Need to be annealed in the second magnetic field to align them in the X direction.
[0013]
However, when the first magnetic field annealing and the second magnetic field annealing are performed after the antiferromagnetic layer 1 to the electrode layers 7 and 7 are formed, the antiferromagnetic layer 1 is subjected to the second magnetic field annealing. The anisotropy magnetic field acting on the interface between the pinned magnetic layer 2 and the pinned magnetic layer 2 is inclined from the Y direction to the X direction, and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 2 and the magnetization direction of the free magnetic layer 4 are non-orthogonal. There has been a problem in that the degree of asymmetry (asymmetry) increases.
[0014]
The above-described problem is particularly noticeable when the antiferromagnetic layer 1 and the longitudinal bias layer 6 are formed of antiferromagnetic materials having the same composition.
[0015]
69, when the spin-valve magnetic sensor shown in FIG. 69 is manufactured, after the multilayer film 9 is formed, a resist layer R for lift-off is formed on the multilayer film 9 as shown in FIG. Are used to form the longitudinal bias layers 6 and 6 and the electrode layers 7 and 7. On the resist layer R, layers 6a and 6a having the same composition as the longitudinal bias layers 6 and 6 and layers 7a and 7a having the same composition as the electrode layers 7 and 7 are formed.
[0016]
In the region covered with both end portions of the resist layer R, sputtered particles are difficult to be stacked. Therefore, in the vicinity of the region covered by both ends of the resist layer R, the vertical bias layers 6 and 6 and the electrode layers 7 and 7 are formed with a small film thickness. As shown in FIGS. 6 and 6 and the electrode layer 7 and 7 in the film thickness direction are reduced at the track side portions S and S.
[0017]
For this reason, the effect of exchange coupling between the free magnetic layer 4 and the longitudinal bias layers 6 and 6 at both side portions S and S of the track is reduced. As a result, the magnetization directions of the track side portions S, S of the free magnetic layer 4 in FIG. 35 are not completely fixed in the X direction and change when an external magnetic field is applied.
[0018]
In particular, when narrowing the track in order to improve the recording density in the magnetic recording medium, not only the information on the magnetic recording track that should be read within the area of the track width Tw but also the information on the adjacent magnetic recording track, There is a problem in that side reading may occur, that is, reading is performed in the regions S and S on both sides of the track.
[0019]
The above problem also occurs in the case of a CPP (current perpendicular to the plane) type magnetic sensing element shown in FIG. In the CPP type, as shown in FIG. 71, electrode layers 101 and 101 are provided above and below the multilayer film 9, and current from the electrode layers 101 and 101 flows in the multilayer film 9 in a direction perpendicular to the film surface. It is a structure. On the other hand, in the magnetic sensing element shown in FIGS. 69 and 70, the current from the electrode layer 7 flows through the multilayer film 9 in a direction parallel to the film surface, and the magnetic sensing element having such a current direction is referred to as CIP (current in the plane) type magnetic sensing element.
[0020]
Also in the case of the CPP type magnetic sensing element shown in FIG. 71, the dimension in the film thickness direction of the longitudinal bias layer 6 decreases at the track side portions S, S, so that the free magnetic layer 4 at the track side portions S, S The effect of exchange coupling with the bias layers 6 and 6 is reduced, the magnetization directions of the track side portions S and S of the free magnetic layer 4 are not completely fixed in the X direction, and an external magnetic field is applied. It sometimes had the problem of changing.
[0021]
Moreover, when the exchange bias method is used for the CPP type magnetic detection element, it is necessary to more appropriately suppress the current shunt loss in addition to the above-described problems. In the CPP type magnetic sensing element shown in FIG. 71, the current flowing from the electrode layers 101 and 101 in the multilayer film 9 is based on the track width Tw (optical track width) determined by the distance between the pair of longitudinal bias layers 6. Since the current flows to both sides, the current flowing in the portion other than the track width Tw becomes a shunt loss, resulting in a problem that the reproduction output is lowered and the effective track width is increased.
[0022]
Accordingly, the present invention is to solve the above-described conventional problems, and an object thereof is to provide a magnetic detection element capable of suppressing side reading.
[0023]
It is another object of the present invention to provide a magnetic detection element capable of suppressing the occurrence of side reading and suppressing the current shunt loss and the effective track width in a CPP type magnetic detection element.
[0024]
[Means for Solving the Problems]
The method of manufacturing the magnetic detection element of the present invention includes:
(A) On the substrate From the bottom up Forming a multilayer film having a first antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic material layer, a free magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, a ferromagnetic layer, and a protective film;
(B) fixing the magnetization direction of the fixed magnetic layer in a predetermined direction by annealing the multilayer film in a magnetic field having a first heat treatment temperature and a first magnitude;
(C) cutting the protective film and the ferromagnetic layer to a predetermined thickness;
(D) re-depositing the ferromagnetic layer using a magnetic material, and further continuously forming a second antiferromagnetic layer on the ferromagnetic layer;
(E) annealing the multilayer film in which the second antiferromagnetic layer is laminated in a magnetic field having a second heat treatment temperature and a second magnitude, thereby changing the magnetization direction of the free magnetic layer Directing in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer;
(F) A pair of resists are stacked on the second antiferromagnetic layer with an interval in the track width direction, and a portion sandwiched between the resists in the second antiferromagnetic layer is arranged in the track width direction. A step of forming a recess by cutting in a vertical direction,
It is characterized by having.
[0025]
In the present invention, the multilayer film is annealed in a magnetic field in a state in which the second antiferromagnetic layer is not laminated on the multilayer film, so that the magnetization direction of the fixed magnetic layer is fixed in a predetermined direction. In the state where the second antiferromagnetic layer is laminated on the film, no exchange anisotropic magnetic field is generated between the second antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer.
[0026]
That is, the exchange anisotropic magnetic field by the second antiferromagnetic layer is generated for the first time in the step (e), and it becomes easy to move the magnetization direction of the free magnetic layer in a predetermined direction. Therefore, it becomes easy to fix the magnetization direction of the free magnetic layer in a direction orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer.
[0027]
The step (a) and the step (d) are preferably performed in the same vacuum film forming apparatus.
[0028]
In the magnetic detection element manufactured by the manufacturing method of the present invention, the track width is determined by the width dimension of the bottom surface of the recess. That is, the magnetization direction of the magnetic layer whose magnetization direction is changed by an external magnetic field such as the free magnetic layer can be changed only in the portion overlapping the bottom surface of the recess. In addition, the concave portion is formed by simply cutting the second antiferromagnetic layer formed with a uniform thickness in a direction perpendicular to the track width direction by using reactive ion etching (RIE) or ion milling. Since it can be formed, the concave portion can be formed with an accurate width dimension. That is, the track width of the magnetic detection element can be accurately defined.
[0029]
Furthermore, in the present invention, the side surface of the concave portion can be a vertical surface with respect to the track width direction. That is, in the entire region outside the track width region, the second antiferromagnetic layer can have a film thickness sufficient to generate antiferromagnetism, and the free magnetic layer in the entire region outside the track width region. The magnetization direction of the layer can be reliably fixed.
[0030]
Therefore, the magnetization direction of the free magnetic layer can be moved only in the track width region of the magnetic detection element, and side reading around the track width region can be prevented.
[0031]
Or the manufacturing method of the magnetic detection element of the present invention comprises:
(G) On the substrate From the bottom up Forming a multilayer film having a first antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic material layer, a free magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, a ferromagnetic layer, and another antiferromagnetic layer;
(H) fixing the magnetization direction of the fixed magnetic layer in a predetermined direction by annealing the multilayer film in a magnetic field at a first heat treatment temperature and a first magnitude;
(I) forming a second antiferromagnetic layer on the multilayer film;
(J) annealing the multilayer film in which the second antiferromagnetic layer is laminated in a magnetic field at a second heat treatment temperature and a second magnitude, thereby changing the magnetization direction of the free magnetic layer Directing in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer;
(K) A pair of resists are stacked on the second antiferromagnetic layer with an interval in the track width direction, and a portion sandwiched between the resists in the second antiferromagnetic layer is arranged in the track width direction. A step of forming a recess by cutting in a vertical direction,
It is characterized by having.
[0032]
Also in the present invention, since the multilayer film is annealed in a magnetic field in a state where the second antiferromagnetic layer is not stacked on the multilayer film, the magnetization direction of the fixed magnetic layer is fixed in a predetermined direction. In the state where the second antiferromagnetic layer is laminated on the film, no exchange anisotropic magnetic field is generated between the second antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer.
[0033]
That is, the exchange anisotropic magnetic field by the second antiferromagnetic layer is generated for the first time in the step (j), and it becomes easy to move the magnetization direction of the free magnetic layer in a predetermined direction. Therefore, it becomes easy to fix the magnetization direction of the free magnetic layer in a direction orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer.
[0034]
The step (g) is preferably performed in the same vacuum film forming apparatus.
[0035]
In the magnetic detection element manufactured by the manufacturing method of the present invention, the track width is determined by the width dimension of the bottom surface of the recess. That is, the magnetization direction of the magnetic layer whose magnetization direction is changed by an external magnetic field such as the free magnetic layer can be changed only in the portion overlapping the bottom surface of the recess. In addition, the concave portion is formed by simply cutting the second antiferromagnetic layer formed with a uniform thickness in a direction perpendicular to the track width direction by using reactive ion etching (RIE) or ion milling. Since it can be formed, the concave portion can be formed with an accurate width dimension. That is, the track width of the magnetic detection element can be accurately defined.
[0036]
Furthermore, in the present invention, the side surface of the concave portion can be a vertical surface with respect to the track width direction. That is, in the entire region outside the track width region, the second antiferromagnetic layer can have a film thickness sufficient to generate antiferromagnetism, and the free magnetic layer in the entire region outside the track width region. The magnetization direction of the layer can be reliably fixed.
[0037]
Therefore, the magnetization direction of the free magnetic layer can be moved only in the track width region of the magnetic detection element, and side reading around the track width region can be prevented.
[0038]
Furthermore, in the present invention, the other antiferromagnetic layer is made of a material capable of forming an energy gap with a high probability of causing specular reflection that preserves the spin state of the conduction electron, thereby forming the other antiferromagnetic layer. It is possible to function as a specular reflection layer that extends the mean free path of conduction electrons by the specular reflection effect.
[0039]
When the other antiferromagnetic layer functions as a specular reflection layer, the thickness of the free magnetic layer is preferably set in the range of 15 to 45 mm.
[0040]
If the thickness of the free magnetic layer is less than 15 mm, it is difficult to form the free magnetic layer so as to function as a ferromagnetic material layer, and a sufficient magnetoresistance effect cannot be obtained.
[0041]
In addition, when the thickness of the free magnetic layer is greater than 45 mm, the rate of change in resistance change due to specular effect due to increased up-spin conduction electrons scattered before reaching the specular reflection layer. Is not preferable because of a decrease.
[0042]
The other antiferromagnetic layer serving as the specular reflection layer can be configured as a single layer film or a multilayer film of a semi-metallic Whistler alloy such as NiMnSb and PtMnSb.
[0043]
By using these materials, it is possible to form a sufficient potential barrier between adjacent layers, and as a result, a sufficient specular reflection effect can be obtained.
[0044]
The thickness of the other antiferromagnetic layer is preferably greater than 0 and 30 mm or less.
[0045]
If the thickness of the other antiferromagnetic layer is greater than 0 and not more than 30 mm, an exchange coupling magnetic field is not generated between the other antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer in the step (h). It is possible to prevent the magnetization direction of the ferromagnetic layer from being fixed in the same direction as the magnetization direction of the pinned magnetic layer. Accordingly, in the step (i), when the second antiferromagnetic layer is stacked on the other antiferromagnetic layer, the magnetization direction of the free magnetic layer is the magnetization direction of the pinned magnetic layer. Can be prevented from being fixed in the same direction.
[0046]
The thickness of the other antiferromagnetic layer is more preferably 10 to 30 mm.
[0047]
In the step (a), a nonmagnetic layer may be laminated in contact with the upper surface of the ferromagnetic layer.
[0048]
At this time, the magnetization direction of the ferromagnetic layer is directed in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer by RKKY coupling with the second antiferromagnetic layer via the nonmagnetic layer.
[0049]
In the case where the magnetization direction of the magnetic layer is aligned by the RKKY interaction with the second antiferromagnetic layer, the exchange coupling is greater than that in which the second antiferromagnetic layer and the magnetic layer are in direct contact with each other. Strength can be strengthened.
[0050]
The nonmagnetic layer is preferably formed of a conductive material. The nonmagnetic layer can be formed using, for example, one or more elements of Ru, Cu, Ag, and Au. In particular, the nonmagnetic layer is preferably made of Ru and has a thickness of 8 to 11 mm.
[0051]
When the nonmagnetic material is formed of a conductive material as in the present invention, the nonmagnetic layer can function as a backed layer having a spin filter effect.
[0052]
When a sense current is applied to the spin valve magnetic sensing element, conduction electrons move mainly in the vicinity of the nonmagnetic material layer having a small electrical resistance. This conduction electron has a stochastic equal amount of two types of electrons, upspin and downspin.
[0053]
The magnetoresistive change rate of the spin-valve type magnetic sensing element shows a positive correlation with the stroke difference of the mean free path of these two kinds of conduction electrons.
[0054]
For down-spin conduction electrons, regardless of the direction of the applied external magnetic field, the electrons are always scattered at the interface between the nonmagnetic material layer and the free magnetic layer, and the probability of moving to the free magnetic layer remains low. The free path remains short compared to the mean free path of up-spin conduction electrons.
[0055]
On the other hand, for up-spin conduction electrons, when the magnetization direction of the free magnetic layer becomes parallel to the magnetization direction of the pinned magnetic layer due to an external magnetic field, the probability of transfer from the nonmagnetic material layer to the free magnetic layer increases. The mean free path is getting longer. In contrast, as the magnetization direction of the free magnetic layer changes from the parallel state to the magnetization direction of the pinned magnetic layer by an external magnetic field, the probability of being scattered at the interface between the nonmagnetic material layer and the free magnetic layer increases. The mean free path of upspin conduction electrons is shortened.
[0056]
Thus, due to the action of the external magnetic field, the mean free path of up-spin conduction electrons changes significantly compared to the mean free path of down-spin conduction electrons, and the stroke difference changes greatly. Then, the mean free path of the whole conduction electrons also changes greatly, and the magnetoresistive change rate (ΔR / R) of the spin valve type magnetic sensing element increases.
[0057]
Here, when the backed layer is connected to the free magnetic layer, up-spin conduction electrons moving in the free magnetic layer can move into the backed layer, and in proportion to the thickness of the backed layer. The mean free path of up-spin conduction electrons can be further extended. As a result, a so-called spin filter effect can be realized, the difference in the mean free path of conduction electrons is increased, and the magnetoresistance change rate (ΔR / R) of the spin-valve magnetic sensor is further improved. Can do.
[0058]
In the present invention, it is preferable that at least one of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer is formed of a magnetic material having the following composition.
[0059]
The composition formula is CoFeNi, the composition ratio of Fe is 9 atomic% or more and 17 atomic% or less, the composition ratio of Ni is 0.5 atomic% or more and 10 atomic% or less, and the remaining composition ratio is Co. .
[0060]
In the present invention, it is preferable to form an intermediate layer made of a CoFe alloy or Co between the free magnetic layer and the nonmagnetic material layer.
[0061]
When the intermediate layer is formed, at least one of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer is preferably formed of a magnetic material having the following composition.
[0062]
The composition formula is CoFeNi, the composition ratio of Fe is 7 atomic% or more and 15 atomic% or less, the composition ratio of Ni is 5 atomic% or more and 15 atomic% or less, and the remaining composition ratio is Co.
[0063]
In the present invention, it is preferable that both the ferromagnetic layer and the free magnetic layer are formed of the CoFeNi.
[0064]
By the way, in the present invention, the ferromagnetic layer, the nonmagnetic intermediate layer, and the free magnetic layer have a laminated ferrimagnetic structure below the second antiferromagnetic layer, and are adjacent to each other through the nonmagnetic intermediate layer. This is a ferrimagnetic state in which the magnetization directions of the magnetic layer and the free magnetic layer are antiparallel.
[0065]
In order to maintain this antiparallel magnetization state appropriately, it is necessary to improve the material of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer to increase the exchange coupling magnetic field in the RKKY interaction acting between the ferromagnetic layer and the free magnetic layer. There is.
[0066]
A NiFe alloy is often used as a magnetic material for forming the ferromagnetic layer and the free magnetic layer. NiFe alloys have been used for free magnetic layers because of their excellent soft magnetic properties. However, when the ferromagnetic layer and the free magnetic layer are made of a laminated ferrimagnetic structure using NiFe alloys, anti-parallel between these layers is used. The bond strength is not so strong.
[0067]
Therefore, in the present invention, the material of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer is improved, the antiparallel coupling force between the ferromagnetic layer and the free magnetic layer is strengthened, and both sides of the free magnetic layer located on both sides in the track width direction are increased. CoFeNi alloy is used for at least one of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer, preferably both, so that the end does not fluctuate with respect to the external magnetic field and the side reading can be appropriately suppressed. It was decided to do. By containing Co, the antiparallel coupling force can be increased.
[0068]
FIG. 30 is a conceptual diagram of a hysteresis loop of a so-called laminated ferri structure in which thin films made of a ferromagnetic material are laminated via a nonmagnetic material layer. For example, the magnetic moment per unit area (saturation magnetization Ms × film thickness t) of the first ferromagnetic material layer (F1) is larger than the magnetic moment per unit area of the second ferromagnetic material layer (F2). . Assume that an external magnetic field is applied in the right direction in the figure.
[0069]
The vector sum (| Ms · t (F1) + Ms · t (F2) |) of the magnetic moment per unit area of the first ferromagnetic material layer and the magnetic moment per unit area of the second ferromagnetic material layer The composite magnetic moment per unit area that can be obtained is constant until a certain point even when the external magnetic field is increased from zero magnetic field. In the external magnetic field region A in which the combined magnetic moment per unit area is a constant magnitude, the antiparallel coupling force acting between the first ferromagnetic material layer and the second ferromagnetic material layer is greater than that of the external magnetic field. Since it is strong, the magnetizations of the first and second ferromagnetic material layers are appropriately single-domained and kept in an antiparallel state.
[0070]
However, when the external magnetic field in the right direction in the figure is further increased, the resultant magnetic moment per unit area of the ferromagnetic material layer increases with an inclination angle. This is because the external magnetic field is stronger than the antiparallel coupling force acting between the first ferromagnetic material layer and the second ferromagnetic material layer, so The magnetization of the two free magnetic layers is dispersed to form a multi-domain state, and the resultant magnetic moment per unit area that can be obtained by the vector sum increases. In the external magnetic field region B in which the resultant magnetic moment per unit area increases, the antiparallel state of the ferromagnetic material layer is no longer in the broken state. The magnitude of the starting external magnetic field at which the resultant magnetic moment per unit area begins to increase is called the spin-flop magnetic field (Hsf).
[0071]
Further, when the external magnetic field in the right direction in the figure is increased, the magnetizations of the first ferromagnetic material layer and the second ferromagnetic material layer are converted into single domains again, and this time, unlike the case of the external magnetic field region A, Both are magnetized in the right direction in the figure, and the resultant magnetic moment per unit area in the external magnetic field region C becomes a constant value. The magnitude of the external magnetic field at the time when the resultant magnetic moment per unit area becomes a constant value is called a saturation magnetic field (Hs).
[0072]
When the CoFeNi alloy is used for the first ferromagnetic material layer and the second ferromagnetic material layer, the magnetic field when the antiparallel state is broken, that is, the so-called spin flop magnetic field (Hsf), is sufficient as compared with the case where the NiFe alloy is used. It was found that it can be greatly increased.
[0073]
An experiment for determining the magnitude of the spin flop magnetic field using NiFe alloy (comparative example) and CoFeNi alloy (example) for the first and second ferromagnetic material layers was performed using the following film configuration. .
[0074]
Substrate / nonmagnetic material layer (Cu) / first ferromagnetic material layer (2.4) / nonmagnetic intermediate layer (Ru) / second ferromagnetic material layer (1.4)
The parentheses indicate the film thickness and the unit is nm.
[0075]
For the first ferromagnetic material layer and the second ferromagnetic material layer in the comparative example, a NiFe alloy having a Ni composition ratio of 80 atomic% and a Fe composition ratio of 20 atomic% was used. The spin-flop magnetic field (Hsf) at this time was about 59 (kA / m).
[0076]
Next, in the first ferromagnetic material layer and the second ferromagnetic material layer in the example, the Co composition ratio is 87 atomic%, the Fe composition ratio is 11 atomic%, and the Ni composition ratio is 2%. A CoFeNi alloy consisting of atomic% was used. The spin-flop magnetic field (Hsf) at this time was about 293 (kA / m).
[0077]
Thus, it was found that the use of a CoFeNi alloy for the first ferromagnetic material layer and the second ferromagnetic material layer can improve the spin flop magnetic field more effectively than using a NiFe alloy.
[0078]
That is, when a CoFeNi alloy is used for at least one layer, preferably both of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer, the spin flop magnetic field of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer can be effectively improved. .
[0079]
Next, the composition ratio of the CoFeNi alloy will be described. The CoFeNi alloy has a magnetostriction of 1 × 6 compared to the case of using the NiFe alloy by contacting the Ru layer that is a nonmagnetic intermediate layer. -6 ~ 6 × 10 -6 It is known to shift to the positive side.
[0080]
The magnetostriction is −3 × 10 -6 To 3 × 10 -6 It is preferable to be within the range. The coercive force is preferably 790 (A / m) or less. If the magnetostriction is large, the magnetostriction is likely to be affected by stress due to film formation strain or a difference in thermal expansion coefficient between other layers. Moreover, it is preferable that the coercive force is low, and this can improve the magnetization reversal of the free magnetic layer with respect to the external magnetic field.
[0081]
In the present invention, when the non-magnetic material layer / free magnetic layer / nonmagnetic intermediate layer / ferromagnetic layer is formed, the Fe composition ratio of the CoFeNi is 9 atomic% or more and 17 atomic% or less. The composition ratio is preferably 0.5 atomic% or more and 10 atomic% or less, and the remaining composition ratio is preferably Co. When the composition ratio of Fe is greater than 17 atomic%, the magnetostriction is −3 × 10 -6 This is not preferable because it becomes more negative and deteriorates the soft magnetic characteristics.
[0082]
When the Fe composition ratio is smaller than 9 atomic%, the magnetostriction is 3 × 10. -6 And the deterioration of the soft magnetic properties is undesirable.
[0083]
When the composition ratio of Ni is larger than 10 atomic%, the magnetostriction is 3 × 10. -6 The resistance change amount (ΔR) and the rate of change in resistance (ΔR / R) due to Ni diffusion or the like between the nonmagnetic material layer and the resistance change rate (ΔR / R).
[0084]
When the composition ratio of Ni is smaller than 0.5 atomic%, the magnetostriction is −3 × 10 -6 It becomes unpreferably larger than the negative.
[0085]
Moreover, if it is in an above-described composition range, a coercive force can be 790 (A / m) or less.
[0086]
Next, when an intermediate layer made of CoFe alloy or Co is formed between the free magnetic layer and the nonmagnetic material layer, specifically, for example, nonmagnetic material layer / intermediate layer (CoFe alloy) / free magnetic layer When formed in the film configuration of / nonmagnetic intermediate layer / ferromagnetic layer, the Fe composition ratio of the CoFeNi is 7 atomic% or more and 15 atomic% or less, and the Ni composition ratio is 5 atomic% or more and 15 atomic% or less. The remaining composition ratio is preferably Co. When the composition ratio of Fe is greater than 15 atomic%, the magnetostriction is −3 × 10 -6 This is not preferable because it becomes more negative and deteriorates the soft magnetic characteristics.
[0087]
When the Fe composition ratio is smaller than 7 atomic%, the magnetostriction is 3 × 10. -6 And the deterioration of the soft magnetic properties is undesirable.
[0088]
Further, when the composition ratio of Ni is larger than 15 atomic%, the magnetostriction is 3 × 10. -6 It becomes unpreferable to become larger.
[0089]
When the composition ratio of Ni is less than 5 atomic%, the magnetostriction is −3 × 10. -6 It becomes unpreferably larger than the negative.
[0090]
Moreover, if it is in an above-described composition range, a coercive force can be 790 (A / m) or less.
[0091]
Since the intermediate layer formed of CoFe or Co has a negative magnetostriction, the CoFeNi alloy is made of a film having a structure in which the intermediate layer is not interposed between the first free magnetic layer and the nonmagnetic material layer. Fe composition is slightly reduced and Ni composition is slightly increased.
[0092]
Moreover, by interposing an intermediate layer made of CoFe alloy or Co between the nonmagnetic material layer and the free magnetic layer as in the above film configuration, diffusion of metal elements between the free magnetic layer and the nonmagnetic material layer is more effective. This is preferable because it can be prevented.
[0093]
In this invention, the said recessed part can be formed so that the bottom face of the said recessed part may be located in the said 2nd antiferromagnetic layer.
[0094]
When the bottom surface of the recess is located in the second antiferromagnetic layer, the free magnetic layer and the ferromagnetic layer are adjacent to each other through the nonmagnetic intermediate layer, and the magnetization direction of the free magnetic layer and the strong magnetic layer are It becomes a ferrimagnetic state in which the magnetization direction of the magnetic layer is antiparallel. At this time, a multilayer film composed of the free magnetic layer, the nonmagnetic intermediate layer, and the ferromagnetic layer functions as one free magnetic layer, a so-called synthetic ferrifree magnetic layer. In the synthetic ferri-free magnetic layer, an effect equivalent to that of reducing the thickness of the free magnetic layer is obtained, the magnetization of the free magnetic layer is likely to fluctuate, and the magnetic field detection sensitivity of the magnetoresistive effect element is improved. The magnitude of the magnetic moment per unit area of the free magnetic layer and the ferromagnetic layer needs to be different. The magnitude of the magnetic moment per unit area of the free magnetic layer and the ferromagnetic layer is represented by the product of the saturation magnetization (Ms) and the film thickness (t) of the ferromagnetic material layer.
[0095]
The thickness of the region of the second antiferromagnetic layer located below the bottom surface of the recess, or the region of the second antiferromagnetic layer located below the bottom surface of the recess and the other antiferromagnetic layer. When the total thickness of the ferromagnetic layers is greater than 0 and less than or equal to 30 mm, the second antiferromagnetic layer region located below the bottom surface of the recess, or the second region located below the bottom surface of the recess. In the region of the antiferromagnetic layer and the region of the other antiferromagnetic layer, an exchange coupling magnetic field is not generated between the ferromagnetic layer, which is preferable.
[0096]
In the step (g), when the multilayer film is formed to have the other antiferromagnetic layer, the bottom surface of the recess is positioned in the other antiferromagnetic layer. The recess may be formed.
[0097]
At this time, if the thickness of the region of the other antiferromagnetic layer located below the bottom surface of the recess is made larger than 0 and 30 mm or less, the thickness of the other antiferromagnetic layer located below the bottom surface of the recess is reduced. In the region, an exchange anisotropic magnetic field is not generated between the ferromagnetic layer and the region, which is preferable.
[0098]
Alternatively, when a multilayer film in which a nonmagnetic layer is laminated is formed in contact with the top surface of the ferromagnetic layer, the recess may be formed so that the bottom surface of the recess is located in the nonmagnetic layer. Good.
[0099]
Further, even if the recess is formed so that the bottom surface of the recess is located in the ferromagnetic layer, or the recess is formed so that the bottom surface of the recess is located in the nonmagnetic intermediate layer. May be.
[0100]
When the bottom surface of the recess is located in the ferromagnetic layer or in the nonmagnetic intermediate layer, the ferromagnetic layer under the second antiferromagnetic layer becomes the second antiferromagnetic layer. The magnetization direction of the free magnetic layer formed below the ferromagnetic layer through a nonmagnetic intermediate layer is fixed by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer. They are aligned in the direction intersecting with the magnetization direction of the magnetic layer. That is, in the lower layer of the second antiferromagnetic layer, the ferromagnetic layer, the nonmagnetic intermediate layer, and the free magnetic layer have a synthetic ferrimagnetic structure, and the magnetization direction of the free magnetic layer is aligned in a certain direction. It has become easier. Therefore, even if the exchange coupling magnetic field between the second antiferromagnetic layer and the ferromagnetic layer is relatively weak, it is easy to reliably align the magnetization direction of the free magnetic layer in a certain direction.
[0101]
The magnitude of the magnetic moment per unit area of the free magnetic layer and the ferromagnetic layer needs to be different. The magnitude of the magnetic moment per unit area of the free magnetic layer and the ferromagnetic layer is represented by the product of the saturation magnetization (Ms) and the film thickness (t) of the ferromagnetic material layer.
[0102]
In the step (e) or (j), the second heat treatment temperature is set to a temperature lower than the blocking temperature of the first antiferromagnetic layer, and the magnitude of the second magnetic field is set to the first antiferromagnetic strength. It is preferable to make it smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the magnetic layer.
[0103]
More preferably, the magnitude of the second magnetic field is larger than the saturation magnetic field of the free magnetic layer and the ferromagnetic layer and the demagnetizing field of the free magnetic layer and the ferromagnetic layer.
[0104]
In the present invention, there is a step of laminating a pair of electrode layers on the second antiferromagnetic layer with an interval in the track width direction, thereby being parallel to the film surfaces of the respective layers of the multilayer film. A magnetic detection element in which a current flows in the direction can be formed.
[0105]
Alternatively, in the present invention, instead of the step (f) or (k),
(L) Or (u) A pair of electrode layers are stacked on the second antiferromagnetic layer with an interval in the track width direction, and a portion sandwiched between the pair of electrode layers of the second antiferromagnetic layer is cut away. You may have the process of forming the said recessed part by.
[0106]
In the present invention, electrode layers are provided above and below the multilayer film to form a CPP (current perpendicular to the plane) type magnetic sensing element in which current flows in a direction perpendicular to the film surface of each layer of the multilayer film. be able to.
[0107]
When forming a CPP type magnetic sensing element,
(A) Or (g) Before the process
(M) Or (v) It is necessary to have a step of forming a lower electrode layer on the substrate,
Furthermore, it is preferable to have the following steps instead of the steps (f) and (k).
(N) Or (w) Forming an insulating layer on the second antiferromagnetic layer;
(O) Or (x) On the insulating layer, a resist provided with a hole at the center in the track width direction is laminated, and a recess is formed by cutting a portion exposed to the hole of the insulating layer and the second antiferromagnetic layer. Forming, and
(P) Or (y) Forming an electrically conductive upper electrode layer on the bottom surface of the recess;
[0108]
In the present invention, by providing the insulating layer on the second antiferromagnetic layer, it is possible to reduce the shunting of the sense current from the upper electrode layer to the second antiferromagnetic layer.
[0109]
In addition, since a part of the upper electrode layer enters the concave portion, a protruding portion protruding in the multilayer film direction can be formed at the center of the upper electrode layer in the track width direction. The output can be narrowed down, and the output can be improved and the side reading can be reduced.
[0110]
Also, between the step (o) and the step (p) Or between step (x) and step (y) In addition,
(Q) Or (z) Forming another insulating layer from the recess to the insulating layer;
(R) Or (α) Removing the other insulating layer laminated on the bottom surface of the recess;
Having
It is preferable because insulation between the side surface of the recess and the upper electrode layer can be obtained.
[0111]
Moreover, between the said (m) process and the said (a) process, Or between step (v) and step (g) In addition,
(S) Or (β) Forming a projecting portion projecting in the multilayer film direction at the center of the lower electrode layer in the track width direction;
(T) Or (γ) Providing an insulating layer on both sides in the track width direction of the projecting portion of the lower electrode layer,
(A) Or (g) In the process
It is preferable to form the multilayer film so that the upper surface of the protruding portion is in contact with the lower surface of the multilayer film because the current path of the sense current can be narrowed and the output can be improved and the side reading can be reduced.
[0112]
The above (t) Or (γ) In the process
It is preferable that the upper surface of the protruding portion and the upper surface of the insulating layer provided on both end portions of the lower electrode layer be flush with each other because the multilayer film can be formed on a flat surface.
[0113]
In addition, when the lower electrode layer and / or the upper electrode layer is formed of a magnetic material, the lower electrode layer and / or the upper electrode layer can function as a shield layer, so that the structure of the magnetic detection element is simplified. This is preferable because the magnetic sensing element can be manufactured easily, and the gap length can be shortened and a magnetic detecting element capable of appropriately dealing with a high recording density can be manufactured.
[0114]
Further, when the upper electrode layer is formed by laminating a layer formed of a nonmagnetic conductive material that is electrically connected to the bottom surface of the recess and a layer formed of a magnetic material, the magnetic property of the upper electrode layer is increased. This is preferable because the magnetic effect on the free magnetic layer can be reduced from the layer formed of the material.
[0115]
In the present invention, it is preferable that the nonmagnetic material layer is formed of a nonmagnetic conductive material. A magnetic sensing element in which the nonmagnetic material layer is formed of a nonmagnetic conductive material is called a spin valve GMR magnetoresistive element (CPP-GMR).
[0116]
In the present invention, in the case of a CPP type magnetic detecting element, the nonmagnetic material layer may be formed of an insulating material. This magnetic detection element is called a spin valve tunnel type magnetoresistive element (CPP-TMR).
[0117]
Further, when the pinned magnetic layer is formed as a plurality of ferromagnetic material layers having different magnetic moments per unit area, the layers are laminated through a nonmagnetic intermediate layer, and the plurality of ferromagnetic material layers are formed. However, the magnetization directions of the pinned magnetic layer as a whole can be strongly fixed in a fixed direction. That is, the exchange coupling magnetic field Hex between the first antiferromagnetic layer and the pinned magnetic layer can be obtained as a large value, for example, 80 to 160 kA / m. Therefore, the magnetization direction of the ferromagnetic layer or the free magnetic layer by the second antiferromagnetic layer after annealing in the magnetic field for directing the magnetization direction of the pinned magnetic layer in the height direction by the first antiferromagnetic layer. By increasing the longitudinal bias magnetic field by the second antiferromagnetic layer while preventing the magnetization direction of the pinned magnetic layer from being tilted and pinned in the track width direction by annealing in a magnetic field for directing in the track width direction it can.
[0118]
Further, the demagnetizing field (dipole magnetic field) due to the fixed magnetization of the fixed magnetic layer can be canceled by canceling out the static magnetic field coupling of the plurality of ferromagnetic material layers. Thereby, the contribution to the variable magnetization of the free magnetic layer from the demagnetizing field (dipole magnetic field) due to the fixed magnetization of the fixed magnetic layer can be reduced.
[0119]
Accordingly, it becomes easier to correct the direction of the variable magnetization of the free magnetic layer to a desired direction, and it is possible to obtain a spin valve type magnetic sensing element with small asymmetry and excellent symmetry.
[0120]
Here, the asymmetry indicates the degree of asymmetry of the reproduction output waveform. When the reproduction output waveform is given, the asymmetry becomes small if the waveform is symmetric. Therefore, the closer the asymmetry is to 0, the better the reproduced output waveform is.
[0121]
The asymmetry is 0 when the direction of variable magnetization of the free magnetic layer and the direction of fixed magnetization of the pinned magnetic layer are orthogonal to each other. If the asymmetry is greatly deviated, the information cannot be read accurately from the media, causing an error. For this reason, the smaller the asymmetry, the more reliable the reproduction signal processing, and the better the spin valve magnetic detection element.
[0122]
Further, the demagnetizing field (dipole magnetic field) Hd due to the fixed magnetization of the fixed magnetic layer has a non-uniform distribution that is large at the end and small at the center in the element height direction. However, if the pinned magnetic layer has the above-mentioned laminated structure, the dipole magnetic field Hd can be made substantially Hd = 0, thereby forming a domain wall in the free magnetic layer and inhomogeneous magnetization. It is possible to prevent occurrence of Barkhausen noise and the like.
[0123]
The nonmagnetic intermediate layer can be formed of one or more alloys of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, and Cu.
[0124]
However, in the present invention, the pinned magnetic layer may be formed as a single ferromagnetic material layer.
[0125]
In the present invention, even when the first antiferromagnetic layer and the second antiferromagnetic layer are formed using antiferromagnetic materials having the same composition, the magnetization direction of the free magnetic layer is changed to the fixed magnetic layer. It becomes easy to fix in the direction orthogonal to the magnetization direction of the layer.
[0126]
The first antiferromagnetic layer and / or the second antiferromagnetic layer is made of a PtMn alloy or X—Mn (where X is any one of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, and Fe). An alloy that is one or more elements, or Pt—Mn—X ′ (where X ′ is Pd, Ir, Rh, Ru, Au, Ag, Os, Cr, Ni, Ar, Ne, Xe) , Kr) or an alloy of two or more elements.
[0127]
Here, in the PtMn alloy and the alloy represented by the formula of X—Mn, it is preferable that Pt or X is in a range of 37 to 63 at%. In the PtMn alloy and the alloy represented by the formula of X—Mn, it is more preferable that Pt or X is in the range of 47 to 57 at%. Unless otherwise specified, the upper and lower limits of the numerical range indicated by-mean the following.
[0128]
In the alloy represented by the formula Pt—Mn—X ′, X ′ + Pt is preferably in the range of 37 to 63 at%. In the alloy represented by the formula of Pt—Mn—X ′, X ′ + Pt is more preferably in the range of 47 to 57 at%. Furthermore, in the alloy represented by the formula of Pt—Mn—X ′, X ′ is preferably in the range of 0.2 to 10 at%. However, when X ′ is one or more elements of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, and Fe, X ′ may be in the range of 0.2 to 40 at%. preferable.
[0129]
As the first antiferromagnetic layer and the second antiferromagnetic layer, an alloy having an appropriate composition range is used and heat-treated, thereby generating a large exchange coupling magnetic field at the interface with the ferromagnetic layer. A first antiferromagnetic layer and a second antiferromagnetic layer can be obtained. Particularly, in the case of a PtMn alloy, an excellent first antiferromagnetic layer having an exchange coupling magnetic field of 48 kA / m or more, for example, exceeding 64 kA / m, and an extremely high blocking temperature of 380 ° C. for losing the exchange coupling magnetic field, A second antiferromagnetic layer can be obtained.
[0130]
These alloys have an irregular face-centered cubic structure (fcc) immediately after film formation, but undergo structural transformation to a CuAuI-type ordered face-centered tetragonal structure (fct) by heat treatment.
[0131]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
FIG. 1 to FIG. 6 are cross-sectional views showing a first embodiment of a method for manufacturing a magnetic sensing element of the present invention. In each figure, the magnetic detection element is viewed from the side facing the recording medium.
[0132]
First, the first antiferromagnetic layer 12 is stacked on the substrate 11. Further, a synthetic ferri-pinned type pinned magnetic layer 13 composed of a first pinned magnetic layer 13a, a nonmagnetic intermediate layer 13b, and a second pinned magnetic layer 13c is laminated, and a nonmagnetic material layer 14 is formed above the pinned magnetic layer 13. The free magnetic layer 15, the nonmagnetic intermediate layer 16, the ferromagnetic layer 17, and the protective layer 18 are laminated to form the multilayer film A. FIG. 1 is a cross-sectional view showing a state in which the multilayer film A is formed.
[0133]
The first antiferromagnetic layer 12, the pinned magnetic layer 13, the nonmagnetic material layer 14, the free magnetic layer 15, the nonmagnetic intermediate layer 16, the ferromagnetic layer 17, and the protective layer 18 are formed by a thin film formation process such as sputtering or vapor deposition. Is formed in the same vacuum film forming apparatus.
[0134]
The first antiferromagnetic layer 12 is a PtMn alloy or X—Mn (where X is one or more elements of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, and Fe) Alloy, or Pt—Mn—X ′ (where X ′ is one or more of Pd, Ir, Rh, Ru, Au, Ag, Os, Cr, Ni, Ar, Ne, Xe, Kr) It is made of an alloy.
[0135]
By using these alloys as the first antiferromagnetic layer 12 and heat-treating them, exchange coupling films of the first antiferromagnetic layer 12 and the pinned magnetic layer 13 that generate a large exchange coupling magnetic field are obtained. be able to. In particular, in the case of a PtMn alloy, an excellent first antiferromagnetic layer 12 having an exchange coupling magnetic field of 48 kA / m or more, for example, exceeding 64 kA / m, and having an extremely high blocking temperature of 380 ° C. for losing the exchange coupling magnetic field. In addition, an exchange coupling film of the pinned magnetic layer 13 can be obtained.
[0136]
These alloys have an irregular face-centered cubic structure (fcc) immediately after film formation, but undergo structural transformation to a CuAuI-type ordered face-centered tetragonal structure (fct) by heat treatment.
[0137]
The film thickness of the first antiferromagnetic layer 12 is 80 to 300 mm near the center in the track width direction.
[0138]
The first pinned magnetic layer 13a, the second pinned magnetic layer 13c, the free magnetic layer 15, and the ferromagnetic layer 17 are formed of a ferromagnetic material. For example, NiFe alloy, Co, CoNiFe alloy, CoFe alloy, It is formed of a CoNi alloy or the like, and particularly preferably formed of a NiFe alloy, Co, or CoFe. The first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are preferably formed of the same material. The free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are preferably formed of the same material.
[0139]
The nonmagnetic intermediate layer 13b and the nonmagnetic intermediate layer 16 are formed of a nonmagnetic material, and are formed of one kind of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, or Cu, or an alloy of two or more kinds thereof. Has been. In particular, it is preferably formed of Ru.
[0140]
The nonmagnetic material layer 14 is a layer that prevents the magnetic coupling between the pinned magnetic layer 13 and the free magnetic layer 15, and a sense current mainly flows therethrough. The nonmagnetic material layer 14 is a non-conductive material such as Cu, Cr, Au, or Ag. Preferably, it is formed of a magnetic material. In particular, it is preferably formed of Cu.
[0141]
The protective layer 18 has a function of preventing the ferromagnetic layer 17 from being oxidized when the multilayer film A is annealed in a magnetic field, and is made of Ta or the like.
[0142]
Next, the multilayer film A of FIG. 1 is annealed in a first magnetic field in a first magnetic field at a first heat treatment temperature and in a Y direction, and the first antiferromagnetic layer 12 and the first An exchange anisotropic magnetic field is generated between the pinned magnetic layer 13a and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13 is pinned in the Y direction in the figure. In the present embodiment, the first heat treatment temperature is 270 ° C., and the first magnitude of the magnetic field is 800 k (A / m).
[0143]
When the multilayer film A is annealed in the first magnetic field, the protective layer 18 is oxidized about 10 to 20 mm from the surface. Therefore, the protective layer 18 is removed by ion milling or reactive ion etching (RIE).
[0144]
Further, as shown in FIG. 2, the ferromagnetic layer 17 is shaved to a predetermined thickness. The ferromagnetic layer 17 is shaved when the second antiferromagnetic layer 19 is stacked on the ferromagnetic layer 17 when the second antiferromagnetic layer 19 is stacked on the ferromagnetic layer 17 in the next step. This is because continuous film formation is necessary. The cutting amount t1 of the ferromagnetic layer 17 is not particularly defined, but in this embodiment, it is cut by 10 mm.
[0145]
Next, as shown in FIG. 3, the ferromagnetic layer 17 is formed again on the ground surface 17 a of the ferromagnetic layer 17 shown in FIG. 2, and the second anti-strength is further formed on the ferromagnetic layer 17. The magnetic layer 19 is continuously formed. When the ferromagnetic layer 17 is formed again, the same ferromagnetic material as that used when the ferromagnetic layer 17 was first formed in the step of FIG. 1 is used. However, the thickness t1 of the ferromagnetic layer 17 cut in the step of FIG. 2 and the thickness of the ferromagnetic layer 17 for re-deposition in the step of FIG. 3 are not necessarily the same.
[0146]
Similar to the first antiferromagnetic layer 12, the second antiferromagnetic layer 19 is a PtMn alloy or X—Mn (where X is any of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, and Fe). Or Pt—Mn—X ′ (where X ′ is Pd, Ir, Rh, Ru, Au, Ag, Os, Cr, Ni, Ar, Ne, Xe and Kr, which are one or more elements).
[0147]
The film thickness of the second antiferromagnetic layer 19 is 80 to 300 mm, for example 200 mm, near the center in the track width direction.
[0148]
Here, in the PtMn alloy and the alloy represented by the formula of X-Mn for forming the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 19, Pt or X is 37 to 63 at%. It is preferable that it is the range of these. In the PtMn alloy and the alloy represented by the formula of X—Mn, it is more preferable that Pt or X is in the range of 47 to 57 at%. Unless otherwise specified, the upper and lower limits of the numerical range indicated by-mean the following.
[0149]
In the alloy represented by the formula Pt—Mn—X ′, X ′ + Pt is preferably in the range of 37 to 63 at%. In the alloy represented by the formula of Pt—Mn—X ′, X ′ + Pt is more preferably in the range of 47 to 57 at%. Furthermore, in the alloy represented by the formula of Pt—Mn—X ′, X ′ is preferably in the range of 0.2 to 10 at%. However, when X ′ is one or more elements of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, and Fe, X ′ may be in the range of 0.2 to 40 at%. preferable.
[0150]
As the first antiferromagnetic layer and the second antiferromagnetic layer, an alloy having an appropriate composition range is used, and the first antiferromagnetic layer is heat-treated to thereby generate a first exchange coupling magnetic field. A ferromagnetic layer and a second antiferromagnetic layer can be obtained. In particular, the PtMn alloy has an exchange coupling magnetic field of 48 kA / m or more, for example, more than 64 kA / m, with the ferromagnetic layer, and has an extremely high blocking temperature of 380 ° C. for losing the exchange coupling magnetic field. One antiferromagnetic layer and a second antiferromagnetic layer can be obtained.
[0151]
These alloys have an irregular face-centered cubic structure (fcc) immediately after film formation, but undergo structural transformation to a CuAuI-type ordered face-centered tetragonal structure (fct) by heat treatment.
[0152]
In the magnetic detection element of the present embodiment, the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 19 can be formed using antiferromagnetic materials having the same composition.
[0153]
Further, a protective layer made of a nonmagnetic material such as Ta may be formed on the second antiferromagnetic layer 19.
[0154]
Next, the multilayer film B formed up to the second antiferromagnetic layer 19 is annealed in the second magnetic field in the second heat treatment temperature and in the second magnitude magnetic field facing the X direction. An anisotropy magnetic field is generated between the antiferromagnetic layer 19 and the ferromagnetic layer 17 to fix the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 in a direction antiparallel to the X direction shown in the figure. In the present embodiment, the second heat treatment temperature is 250 ° C., and the second magnitude of the magnetic field is 24 k (A / m).
[0155]
The exchange anisotropic magnetic field due to the second antiferromagnetic layer 19 is generated only in the second magnetic field annealing step. Therefore, the exchange anisotropy by the second antiferromagnetic layer 19 while the direction of the exchange anisotropic magnetic field between the first antiferromagnetic layer 12 and the first pinned magnetic layer 13a is directed in the Y direction in the drawing. In order to direct the magnetic field in the direction antiparallel to the X direction in the figure, the second heat treatment temperature is set to a temperature lower than the blocking temperature at which the exchange coupling magnetic field due to the first antiferromagnetic layer 12 disappears, It is only necessary to make the magnitude of the magnetic field 2 smaller than the exchange anisotropic magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12. If the second annealing in the magnetic field is performed under these conditions, the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 19 may be formed using antiferromagnetic materials having the same composition. The exchange anisotropy magnetic field by the second antiferromagnetic layer 19 is directed in an antiparallel direction to the X direction in the figure while the direction of the exchange anisotropy magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 is directed in the Y direction in the figure. Can do. That is, it becomes easy to fix the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in a direction orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0156]
The magnitude of the second magnetic field at the time of annealing in the second magnetic field is larger than the saturation magnetic field of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 and the demagnetizing field of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17, and is free magnetic. It is preferable that the anti-parallel coupling between the layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is smaller than the spin flop magnetic field that breaks down.
[0157]
Next, as shown in FIG. 4, resists 20 and 20 are stacked on the second antiferromagnetic layer 19, and masking is performed on the second antiferromagnetic layer 19 with an interval of the track width Tw.
[0158]
Further, as shown in FIG. 5, the portion of the second antiferromagnetic layer 19 that is not masked by the resists 20, 20 is perpendicular to the surface 11 a of the substrate 11 by ion milling or reactive ion etching (RIE). That is, the recess 21 is formed by cutting in a direction perpendicular to the track width direction (X direction in the drawing). The side surfaces 21a and 21a of the recess 21 are perpendicular to the track width direction. In FIG. 5, the recess 21 is formed so that the bottom surface 21 b of the recess 21 is located in the second antiferromagnetic layer 19.
[0159]
At this time, the thickness t2 of the region of the second antiferromagnetic layer 19 located below the bottom surface 21b of the recess 21 is set to be greater than 0 and 30 mm or less.
[0160]
As in the present embodiment, when the thickness t2 of the region of the second antiferromagnetic layer 19 located below the bottom surface 21b of the recess 21 is set to be greater than 0 and 30 mm or less, the second position located on the bottom surface 21b of the recess 21 is set. In the region of the second antiferromagnetic layer 19, no irregular-order transformation occurs due to the second annealing in the magnetic field, and no exchange coupling magnetic field is generated between the ferromagnetic layer 17.
[0161]
The second antiferromagnetic layer 19 has a film thickness sufficient for generating antiferromagnetism in the entire region deviating from the track width region, and the entire region deviating from the track width region (both ends D in the track width direction). , D), the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 can be reliably fixed. That is, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is fixed by exchange coupling with the second antiferromagnetic layer 19 only at both ends D and D in the track width direction other than the region overlapping the bottom surface 21 b of the recess 21. Therefore, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 laminated below the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is also caused by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17 only at both ends D and D in the track width direction. Fixed.
[0162]
The region E of the free magnetic layer 15 that overlaps the bottom surface 21b of the recess 21 is aligned in the X direction in the figure along the opposite ends D and D with the magnetization direction fixed in a state where no external magnetic field is applied, and an external magnetic field is applied. The magnetization direction changes.
[0163]
Therefore, the track width of the magnetic detection element is determined by the width dimension Tw of the concave portion, and side reading that reads a recording signal in a region outside the track width Tw can be prevented. As described above, in the present invention, the concave portion 21 is formed on the surface of the substrate 11 by using reactive ion etching (RIE) or ion milling to form the second antiferromagnetic layer 19 having a uniform thickness. Since it can be formed simply by shaving in the direction perpendicular to 11a, the recess 21 can be formed with an accurate width dimension Tw. That is, the track width Tw of the magnetic detection element can be accurately defined.
[0164]
After the formation of the recess 21, as shown in FIG. 6, a lift-off resist 25 is formed on the second antiferromagnetic layer 19 to cover a region having a width dimension wider than the width dimension (= track width Tw) of the recess 21. Electrode layers 22 and 22 are formed on the second antiferromagnetic layer 19 in a region not covered with the resist 25 by sputtering or vapor deposition. The electrode layers 22 and 22 are formed using, for example, Au, W, Cr, Ta, or the like. After the electrode layers 22 and 22 are formed, the resist layer 25 is removed to obtain a magnetic detection element as shown in FIG.
[0165]
The magnetic detection element formed by the manufacturing method of the present embodiment has a step in the track width direction between the electrode layers 22 and 22 and the recess 21. The electrode layers 22 and 22 may be laminated on the second antiferromagnetic layer 19 via the protective layer made of Ta, Cr or the like.
[0166]
In the above description, after the resists 20 and 20 are stacked on the second antiferromagnetic layer 19 and a recess is formed in the second antiferromagnetic layer 19, the upper layer of the second antiferromagnetic layer 19 is formed. The electrode layers 22 and 22 are stacked on the second antiferromagnetic layer 19. After the electrode layer 22 is formed on the second antiferromagnetic layer 19, a pair of track width dimensions are provided on the electrode layer 22 in the track width direction. A recess may be formed in the electrode layer 22 and the second antiferromagnetic layer 19 by laminating a resist.
[0167]
The second annealing in the magnetic field may be performed after the recess 21 is formed in the second antiferromagnetic layer 19.
[0168]
In the present embodiment, the first antiferromagnetic layer 12 is directly laminated on the substrate 11, but the antiferromagnetic layer 12 is formed on the substrate 11 via an underlayer made of an alumina layer, Ta, or the like. It may be laminated.
[0169]
When forming the multilayer film A, a diffusion preventing layer made of Co or the like may be formed between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14. This diffusion prevention layer prevents mutual diffusion of the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14. Further, a diffusion prevention layer made of Co or the like may be formed between the second pinned magnetic layer 13c and the nonmagnetic material layer. This diffusion prevention layer prevents mutual diffusion of the second pinned magnetic layer 13c and the nonmagnetic material layer 14.
[0170]
The free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are formed so that the magnetic moments per unit area are different. The magnetic moment per unit area is represented by the product of saturation magnetization (Ms) and film thickness (t). Therefore, for example, the magnetic moment per unit area of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is formed by forming the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 using the same material and further varying the film thicknesses thereof. Can be different.
[0171]
When a diffusion preventing layer made of Co or the like is formed between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14, the magnetic moment of the free magnetic layer 15 and the magnetic moment per unit area of the diffusion preventing layer are as follows. And the magnetic moment per unit area of the ferromagnetic layer 17 are preferably different.
[0172]
FIG. 7 is a cross-sectional view of the magnetic detection element manufactured by the above-described manufacturing method according to the embodiment of the present invention, as viewed from the side facing the recording medium.
[0173]
In the magnetic detection element of FIG. 7, the bottom surface 21 b of the recess 21 is located in the second antiferromagnetic layer 19 serving as a longitudinal bias layer. Therefore, the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are adjacent to each other via the nonmagnetic intermediate layer 16, and a ferrimagnetic state is obtained in which the magnetization direction of the free magnetic layer 15 and the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 are antiparallel. At this time, the multilayer film composed of the free magnetic layer 15, the nonmagnetic intermediate layer 16 and the ferromagnetic layer 17 functions as one free magnetic layer, that is, the synthetic ferri-free magnetic layer F. In the synthetic ferri-free magnetic layer F, an effect equivalent to making the magnetization of the free magnetic layer 15 easy to change by reducing the film thickness of the free magnetic layer 15 is obtained, and the magnetic field detection sensitivity of the magnetoresistive effect element is improved. To do.
[0174]
The direction of the combined magnetic moment obtained by adding the magnetic moment of the free magnetic layer 15 and the magnetic moment of the ferromagnetic layer 17 becomes the magnetization direction of the synthetic ferri-free magnetic layer F.
[0175]
However, only the magnetization direction of the free magnetic layer 15 contributes to the output in relation to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0176]
Further, if the relationship between the magnetic film thicknesses of the free magnetic layer and the ferromagnetic layer is different, the spin flop magnetic field of the synthetic ferri-free magnetic layer F can be increased.
[0177]
The spin-flop magnetic field refers to the magnitude of the external magnetic field that causes the magnetization directions of the two magnetic layers to become non-anti-parallel when an external magnetic field is applied to two magnetic layers whose magnetization directions are anti-parallel.
[0178]
FIG. 30 is a conceptual diagram of a hysteresis loop of the synthetic ferrifree magnetic layer F. This MH curve shows a change in the magnetization M of the synthetic ferrifree magnetic layer F when an external magnetic field is applied to the synthetic ferrifree magnetic layer F from the track width direction. In the following description, the free magnetic layer 15 is called a first free magnetic layer, the ferromagnetic layer 17 is called a second free magnetic layer, and the synthetic ferri-free magnetic layer F is simply called a free magnetic layer.
[0179]
In FIG. 30, the arrow indicated by F1 represents the magnetization direction of the first free magnetic layer, and the arrow indicated by F2 represents the magnetization direction of the second free magnetic layer.
[0180]
As shown in FIG. 30, when the external magnetic field is small, the first free magnetic layer and the second free magnetic layer are in a ferrimagnetic state, that is, the directions of the arrows F1 and F2 are antiparallel. When the size exceeds a certain value, the RKKY coupling between the first free magnetic layer and the second free magnetic layer 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, which is indicated by Hsf in FIG. In the figure, Hcf indicates the coercive force of magnetization of the free magnetic layer.
[0181]
If the first free magnetic layer and the second free magnetic layer are formed so as to have different magnetic moments per unit area, the spin flop magnetic field Hsf of the free magnetic layer increases. Thereby, the range of the magnetic field in which the free magnetic layer maintains the ferrimagnetic state is widened, and the stability of the free magnetic layer in the ferrimagnetic state is increased.
[0182]
In the present embodiment, it is preferable that at least one of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is formed of a magnetic material having the following composition.
[0183]
The composition formula is CoFeNi, the composition ratio of Fe is 9 atomic% or more and 17 atomic% or less, the composition ratio of Ni is 0.5 atomic% or more and 10 atomic% or less, and the remaining composition is Co.
[0184]
Thereby, the exchange coupling magnetic field in the RKKY interaction generated between the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 can be strengthened. Specifically, the magnetic field when the antiparallel state collapses, that is, the spin flop magnetic field (Hsf) can be increased to about 293 (kA / m).
[0185]
Therefore, the magnetizations at both end portions of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 can be appropriately pinned in an antiparallel state, and the occurrence of side reading can be suppressed.
[0186]
Both the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are preferably formed of the CoFeNi alloy. Thereby, a high spin-flop magnetic field can be obtained more stably, and the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 can be appropriately magnetized in an antiparallel state.
[0187]
If the composition range is within the above range, the magnetostriction of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is −3 × 10. -6 To 3 × 10 -6 The coercive force can be reduced to 790 (A / m) or less.
[0188]
Furthermore, it is possible to appropriately improve the soft magnetic characteristics of the free magnetic layer 15 and appropriately suppress the reduction in resistance change amount (ΔR) and resistance change rate (ΔR / R) due to diffusion of Ni between the nonmagnetic material layers 14. Is possible.
[0189]
The thickness tf2 of the ferromagnetic layer 17 is preferably in the range of 0.5 to 2.5 nm. The thickness tf1 of the free magnetic layer 15 is preferably in the range of 2.5 to 4.5 nm. The thickness tf1 of the free magnetic layer 15 is more preferably in the range of 3.0 to 4.0 nm, and still more preferably in the range of 3.5 to 4.0 nm. If the thickness tf1 of the free magnetic layer 15 is out of the above range, it is not preferable because the rate of change in magnetoresistance of the spin valve magnetic sensing element cannot be increased.
[0190]
In the magnetic sensing element of FIG. 7, the second antiferromagnetic layer 19 that is a longitudinal bias layer is sufficient to generate antiferromagnetism in the entire region (both ends D and D in the track width direction) outside the track width region. Thus, the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 can be reliably fixed in the entire region outside the track width region.
[0191]
The region E of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 that overlaps the bottom surface 21b of the recess 21 is in the X direction or X direction shown in the figure along the opposite ends D and D in which the magnetization direction is fixed in a state where no external magnetic field is applied. When the external magnetic field is applied, the magnetization direction changes.
[0192]
Therefore, the track width of the magnetic detection element is determined by the width dimension Tw of the concave portion 21, and side reading in which a recording signal is read in an area outside the track width Tw can be prevented.
[0193]
Further, the antiferromagnetic coupling with the second antiferromagnetic layer 19 acts only on both ends D and D in the track width direction not overlapping the bottom surface 21b of the recess 21 and does not affect the region E overlapping the bottom surface 21b of the recess 21. .
[0194]
Therefore, the region of the track width (optical track width) Tw set as the width dimension of the recess 21 formed in the second antiferromagnetic layer 19 substantially contributes to the reproduction of the recording magnetic field, and the magnetoresistive effect. Since the insensitive area does not occur in the area of the track width (optical track width) Tw set at the time of forming the magnetic detecting element, the optical area of the magnetic detecting element is used to cope with the higher recording density. A decrease in reproduction output when the track width Tw is reduced can be suppressed.
[0195]
Furthermore, in the present embodiment, the side end surfaces S, S of the magnetic detection element can be formed so as to be perpendicular to the track width direction, so that variation in the length of the free magnetic layer 15 in the track width direction is suppressed. be able to.
[0196]
In the step of FIG. 1, the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are formed with different magnetic moments per unit area. Accordingly, the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c laminated via the nonmagnetic intermediate layer 13b function as one pinned magnetic layer 13.
[0197]
The first pinned magnetic layer 13a is formed in contact with the antiferromagnetic layer 12, and is subjected to exchange coupling at the interface between the first pinned magnetic layer 13a and the antiferromagnetic layer 12 by annealing in a magnetic field. An exchange anisotropic magnetic field is generated, and the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 13a is pinned in the Y direction in the figure. When the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 13a is pinned in the Y direction in the figure, the magnetization direction of the second pinned magnetic layer 13c opposed via the nonmagnetic intermediate layer 13b is the same as that of the first pinned magnetic layer 13a. It is fixed in an antiparallel state with the magnetization direction.
[0198]
The direction of the combined magnetic moment obtained by adding the magnetic moment of the first pinned magnetic layer 13 a and the magnetic moment of the second pinned magnetic layer 13 c is the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0199]
Thus, the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are in a ferrimagnetic state in which they are antiparallel, and the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c and the other magnetization direction are fixed to each other, which is preferable because the magnetization direction of the fixed magnetic layer 13 can be stabilized in a constant direction as a whole.
[0200]
The first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are formed of a ferromagnetic material, for example, NiFe alloy, Co, CoNiFe alloy, CoFe alloy, CoNi alloy, etc. In particular, it is preferably formed of NiFe alloy or Co. The first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are preferably formed of the same material.
[0201]
In FIG. 7, the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are formed using the same material, and the film thicknesses of the respective layers are made different so that the magnetic moment per unit area is obtained. Are different.
[0202]
The nonmagnetic intermediate layer 13b is formed of a nonmagnetic material, and is formed of one kind of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, or Cu or an alloy of two or more kinds thereof. In particular, it is preferably formed of Ru.
[0203]
When the pinned magnetic layer 13 is formed by laminating the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c on and under the nonmagnetic intermediate layer 13b, the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13a are formed. The fixed magnetic layer 13c fixes the magnetization directions of each other, and as a whole, the magnetization direction of the fixed magnetic layer 13 can be strongly fixed in a fixed direction. That is, the exchange coupling magnetic field Hex between the first antiferromagnetic layer 12 and the pinned magnetic layer 13 can be obtained as a large value, for example, 80 to 160 kA / m. Accordingly, the second in the magnetic field in the track width direction after performing the first magnetic field annealing for directing the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 13a in contact with the first antiferromagnetic layer 12 in the height direction. By annealing in the magnetic field, the longitudinal bias magnetic field by the second antiferromagnetic layer 19 can be increased while preventing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13 from being tilted and pinned in the track width direction.
[0204]
In the present embodiment, the demagnetizing field (dipole magnetic field) due to the fixed magnetization of the pinned magnetic layer 13 is canceled by the static magnetic field coupling of the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c. Can be canceled. Thereby, the contribution to the variable magnetization of the free magnetic layer 15 from the demagnetizing field (dipole magnetic field) due to the fixed magnetization of the fixed magnetic layer 13 can be reduced.
[0205]
Therefore, it becomes easier to correct the direction of the variable magnetization of the free magnetic layer 15 to a desired direction, and it is possible to obtain a spin valve type magnetic sensing element with small asymmetry and excellent symmetry.
[0206]
Further, the demagnetizing field (dipole magnetic field) Hd due to the fixed magnetization of the fixed magnetic layer 13 has a non-uniform distribution that is large at the end and small at the center in the element height direction. Although the magnetic domain formation may be hindered, the dipole magnetic field Hd can be made substantially Hd = 0 by making the pinned magnetic layer 13 have the above-described laminated structure, thereby forming a domain wall in the free magnetic layer 15. It is possible to prevent the occurrence of non-uniform magnetization and Barkhausen noise.
[0207]
In this spin-valve type magnetic sensing element, a steady current is applied from the electrode layers 22 and 22 to the synthetic ferrifree magnetic layer F, the nonmagnetic material layer 14, and the fixed magnetic layer 13, and the magnetic recording medium that runs in the Z direction shown in the drawing is used. Is applied in the Y direction in the figure, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in the synthetic ferri-free magnetic layer F varies from the X direction to the Y direction in the figure. The electrical resistance changes depending on the relationship between the change in the magnetization direction in the first free magnetic layer 15 and the magnetization direction of the second pinned magnetic layer 13c, and leakage from the magnetic recording medium due to the voltage change based on this resistance change. A magnetic field is detected.
[0208]
When the recess 21 is formed in the process shown in FIG. 5, the bottom surface 21 b of the recess 21 is positioned in the second antiferromagnetic layer 19. The bottom surface 21 b is in the ferromagnetic layer 17. A magnetic detecting element shown in FIG. 8 can also be obtained by forming a recess so as to be located at the position.
[0209]
In the magnetic sensing element of FIG. 8, since the second antiferromagnetic layer 19 is removed in the region of the track width Tw, even if the thickness of the second antiferromagnetic layer 19 varies, the recess 21 Since the second antiferromagnetic layer 19 does not remain on the bottom surface 21b, the track width Tw can be accurately defined, and a spin-valve magnetic detection element that can cope with higher recording density can be obtained. Further, since it is easy to completely remove the second antiferromagnetic layer 19, it can be easily manufactured.
[0210]
Alternatively, the concave portion 21 may be formed so that the bottom surface 21b is located in the nonmagnetic intermediate layer 16 to obtain the magnetic detection element shown in FIG.
[0211]
In the magnetic sensing element shown in FIG. 9, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is antiparallel to the track width direction (X direction in the drawing) by magnetic coupling (exchange coupling) with the second antiferromagnetic layer 19. Further, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 formed under the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is also changed in the track width direction (X in the drawing) by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17. Direction). That is, the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic intermediate layer 16, and the free magnetic layer 15 have a synthetic ferrimagnetic structure in the lower layer region (both ends D and D in the track width direction) of the second antiferromagnetic layer 19. It is easy to align the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in the track width direction.
[0212]
Therefore, even if the exchange coupling magnetic field between the second antiferromagnetic layer 19 and the ferromagnetic layer 17 is relatively weak, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 is surely aligned with the direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13. It becomes easy.
[0213]
In the magnetic detection element shown in FIG. 9, the nonmagnetic intermediate layer 16 functions as a protective layer for the free magnetic layer 15 in the region of the track width Tw. Further, by forming the nonmagnetic intermediate layer 16 using a conductive material, it is possible to function as a backed layer having a spin filter effect.
[0214]
The spin filter effect will be described. FIGS. 31 and 32 are schematic explanatory views for explaining the spin filter effect by the backed layer in the spin valve type magnetic sensing element, FIG. 31 is a schematic view showing a structure example without the backed layer, and FIG. It is a schematic diagram which shows the structural example with a layer.
[0215]
The giant magnetoresistive GMR effect is mainly due to “spin-dependent scattering” of electrons. That is, the mean free path λ + of conduction electrons having a spin parallel to the magnetization direction of the magnetic material, here the free magnetic layer (for example, upspin), and the average of conduction electrons having a spin antiparallel to the magnetization direction (for example, downspin). This is based on the difference in the free stroke λ−. In FIGS. 31 and 32, conduction electrons having an up spin are represented by an upward arrow, and conduction electrons having a down spin are represented by a downward arrow. When electrons try to pass through the free magnetic layer, they can move freely if they have an up spin parallel to the magnetization direction of the free magnetic layer, but on the contrary, if they have a down spin, they will be scattered immediately.
[0216]
This is because, for example, the mean free path λ + of electrons with upspin is about 50 angstroms, whereas the mean free path λ− of electrons with downspin is about 6 angstroms, which is about 1/10. Because it is extremely small. The film thickness of the free magnetic layer 115 is set larger than the mean free path λ− of electrons having a down spin of about 6 angstroms and smaller than the mean free path λ + of electrons having an up spin of about 50 angstroms. Yes.
[0217]
Therefore, when electrons try to pass through the free magnetic layer 115, they can move freely if they have an up spin parallel to the magnetization direction of the free magnetic layer 115, but on the other hand, they immediately scatter when they have a down spin. (Filtered out).
[0218]
Downspin electrons generated in the pinned magnetic layer 113 and passing through the nonmagnetic material layer 114 are scattered near the interface between the free magnetic layer 115 and the nonmagnetic material layer 114 and hardly reach the free magnetic layer 115. That is, the down-spin electrons do not change the mean free path even when the magnetization direction of the free magnetic layer 115 rotates, and do not affect the rate of resistance change due to the GMR effect. Therefore, only the behavior of up-spin electrons needs to be considered for the GMR effect.
[0219]
Upspin electrons generated in the pinned magnetic layer 115 move in the nonmagnetic material layer 114 having a thickness smaller than the mean free path λ + of the upspin electrons and reach the free magnetic layer 115, and the upspin electrons are transferred to the free magnetic layer. 115 can pass freely. This is because the up-spin electrons have a spin parallel to the magnetization direction of the free magnetic layer 115.
[0220]
In a state where the magnetization direction of the pinned magnetic layer and the magnetization direction of the free magnetic layer are antiparallel, the up-spin electrons are not electrons having a spin parallel to the magnetization direction of the free magnetic layer 115. Then, up-spin electrons are scattered in the vicinity of the interface between the free magnetic layer 115 and the nonmagnetic material layer 114, and the effective mean free path of the up-spin electrons sharply decreases. That is, the resistance value increases. The rate of change in resistance has a positive correlation with the amount of change in the effective mean free path of up-spin electrons.
[0221]
As shown in FIG. 32, in the case where the backed layer Bs is provided, the up-spin electrons that have passed through the free magnetic layer 115 are added in the backed layer Bs by the additional mean free path λ + b determined by the material of the backed layer Bs. Scatter after moving. That is, by providing the backed layer Bs, the average free path λ + of up-spin electrons is extended by the additional average free path λ + b.
[0222]
In the present embodiment having the nonmagnetic intermediate layer 16 functioning as a backed layer, the mean free path of up-spin conduction electrons can be extended. For this reason, the amount of change in the mean free path of up-spin electrons due to the application of an external magnetic field is increased, and the magnetoresistance change rate (ΔR / R) of the spin-valve magnetic sensing element can be further improved.
[0223]
FIG. 10 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the fourth embodiment of the present invention as viewed from the side facing the recording medium.
[0224]
In the present embodiment, the method of manufacturing the magnetic sensing element shown in FIGS. 1 to 7 includes the multilayer film A2a in which the intermediate layer 61 is provided between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14. Is different. The intermediate layer 61 is preferably formed of a CoFe alloy or a Co alloy. In particular, it is preferably formed of a CoFe alloy.
[0225]
By forming the intermediate layer 61, it is possible to prevent diffusion of a metal element or the like at the interface with the nonmagnetic material layer 14, and to improve the resistance change amount (ΔR) and the resistance change rate (ΔR / R). it can. The intermediate layer 61 is formed with about 5 mm.
[0226]
In particular, if the free magnetic layer 15 in contact with the nonmagnetic material layer 14 is formed of a CoFeNi alloy having the above composition ratio, the diffusion of metal elements between the nonmagnetic material layer 14 can be appropriately suppressed. The necessity of forming the CoFe alloy or the intermediate layer 61 made of Co between the magnetic material layers 14 is less than when the free magnetic layer 15 is formed of a magnetic material not containing Co such as a NiFe alloy.
[0227]
However, even when the free magnetic layer 15 is formed of a CoFeNi alloy, the intermediate layer 61 made of a CoFe alloy or Co is provided between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14, so that the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material are provided. This is preferable from the viewpoint of more reliably preventing the diffusion of the metal element between the layers 14.
[0228]
When the intermediate layer 61 is provided between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14 and at least one of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is formed of a CoFeNi alloy, the composition ratio of Fe in the CoFeNi alloy is 7 atoms. Preferably, the composition ratio of Ni is not less than 15 atomic% and not more than 15 atomic%, and the composition ratio of Ni is not less than 5 atomic% and not more than 15 atomic%.
[0229]
Thereby, the exchange coupling magnetic field in the RKKY interaction generated between the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 can be strengthened. Specifically, the magnetic field when the antiparallel state collapses, that is, the spin flop magnetic field (Hsf) can be increased to about 293 (kA / m).
[0230]
Therefore, the magnetizations at both end portions of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 can be appropriately pinned in an antiparallel state, and the occurrence of side reading can be suppressed.
[0231]
In the present invention, both the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are preferably formed of the CoFeNi alloy. Thereby, a high spin-flop magnetic field can be obtained more stably.
[0232]
If the composition range is within the above range, the magnetostriction of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is −3 × 10. -6 To 3 × 10 -6 The coercive force can be reduced to 790 (A / m) or less. Further, the soft magnetic characteristics of the free magnetic layer 15 can be improved.
[0233]
Further, an intermediate layer 61 is provided between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14, and the concave portion 21 is formed so that the bottom surface 21b is located in the nonmagnetic intermediate layer 16, so that the magnetic detection element shown in FIG. May be formed.
[0234]
The intermediate layer 61 is preferably formed of a CoFe alloy or a Co alloy. In particular, it is preferably formed of a CoFe alloy.
[0235]
In the magnetic sensing element shown in FIG. 11, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is antiparallel to the track width direction (X direction in the drawing) by magnetic coupling (exchange coupling) with the second antiferromagnetic layer 19. The magnetization direction of the free magnetic layer 15 that is fixed and formed below the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is changed in the track width direction (X in the drawing) by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17. Direction). That is, the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic intermediate layer 16, and the free magnetic layer 15 have a synthetic ferrimagnetic structure in the lower layer region (both ends D and D in the track width direction) of the second antiferromagnetic layer 19. It is easy to align the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in the track width direction.
[0236]
In the present embodiment in which the intermediate layer 61 is provided between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14, when at least one of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is formed of a CoFeNi alloy, the composition of Fe in the CoFeNi alloy. The ratio is preferably 7 atomic% to 15 atomic%, the composition ratio of Ni is preferably 5 atomic% to 15 atomic%, and the remaining composition ratio is preferably Co.
[0237]
Thereby, the exchange coupling magnetic field in the RKKY interaction generated between the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 can be strengthened. Specifically, the magnetic field when the antiparallel state collapses, that is, the spin flop magnetic field (Hsf) can be increased to about 293 (kA / m).
[0238]
Therefore, the magnetizations at both end portions of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 can be appropriately pinned in an antiparallel state, and the occurrence of side reading can be suppressed.
[0239]
In the present invention, both the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are preferably formed of the CoFeNi alloy. Thereby, a high spin-flop magnetic field can be obtained more stably.
[0240]
If the composition range is within the above range, the magnetostriction of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is −3 × 10. -6 To 3 × 10 -6 The coercive force can be reduced to 790 (A / m) or less. Further, the soft magnetic characteristics of the free magnetic layer 15 can be improved.
[0241]
In the magnetic detection element shown in FIG. 11 as well, the nonmagnetic intermediate layer 16 functions as a protective layer for the free magnetic layer 15 in the region of the track width Tw. Further, by forming the nonmagnetic intermediate layer 16 using a conductive material, it is possible to function as a backed layer having a spin filter effect.
[0242]
12 to 16 are cross-sectional views showing an embodiment of the method for manufacturing a magnetic sensing element of the present invention. In each figure, the magnetic detection element is viewed from the side facing the recording medium.
[0243]
First, the first antiferromagnetic layer 12 is stacked on the substrate 11. Further, a synthetic ferri-pinned type pinned magnetic layer 13 composed of a first pinned magnetic layer 13a, a nonmagnetic intermediate layer 13b, and a second pinned magnetic layer 13c is laminated, and a nonmagnetic material layer 14 is formed above the pinned magnetic layer 13. The free magnetic layer 15, the nonmagnetic intermediate layer 16, the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic layer 30, and another antiferromagnetic layer 31 are stacked to form a multilayer film A1. FIG. 12 is a cross-sectional view showing a state in which the multilayer film A1 is formed.
[0244]
The first antiferromagnetic layer 12, the pinned magnetic layer 13, the nonmagnetic material layer 14, the free magnetic layer 15, the nonmagnetic intermediate layer 16, the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic layer 30, and the other antiferromagnetic layers 31 are It is formed in the same vacuum film forming apparatus by a thin film forming process such as sputtering or vapor deposition.
[0245]
The first antiferromagnetic layer 12 and the other antiferromagnetic layer 31 are made of a PtMn alloy, or X—Mn (where X is any one of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, Fe, or An alloy of two or more elements, or Pt—Mn—X ′ (where X ′ is Pd, Ir, Rh, Ru, Au, Ag, Os, Cr, Ni, Ar, Ne, Xe, Kr) Any one or two or more elements) are formed.
[0246]
These alloys are used as the first antiferromagnetic layer 12 and the other antiferromagnetic layer 31, and heat-treating them, the first antiferromagnetic layer 12 that generates a large exchange coupling magnetic field and other The antiferromagnetic layer 31 can be obtained. In particular, in the case of a PtMn alloy, an excellent first antiferromagnetic layer 12 that generates an exchange coupling magnetic field of 48 kA / m or more, for example, exceeding 64 kA / m, and has an extremely high blocking temperature of 380 ° C. for losing the exchange coupling magnetic field. And other antiferromagnetic layers 31 can be obtained.
[0247]
These alloys have an irregular face-centered cubic structure (fcc) immediately after film formation, but undergo structural transformation to a CuAuI-type ordered face-centered tetragonal structure (fct) by heat treatment.
[0248]
The film thickness of the first antiferromagnetic layer 12 is 80 to 300 mm near the center in the track width direction. The film thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is about 30 mm. If the film thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is this thickness, no exchange coupling magnetic field is generated even if heat treatment is performed.
[0249]
The first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are formed of a ferromagnetic material, for example, NiFe alloy, Co, CoNiFe alloy, CoFe alloy, CoNi alloy, etc. In particular, it is preferably formed of NiFe alloy or Co. The first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are preferably formed of the same material.
[0250]
The nonmagnetic intermediate layer 13b is formed of a nonmagnetic material, and is formed of one kind of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, or Cu or an alloy of two or more kinds thereof. In particular, it is preferably formed of Ru.
[0251]
The nonmagnetic material layer 14 is a layer that prevents the magnetic coupling between the pinned magnetic layer 13 and the free magnetic layer 15, and a sense current mainly flows therethrough. The nonmagnetic material layer 14 is a non-conductive material such as Cu, Cr, Au, or Ag. Preferably, it is formed of a magnetic material. In particular, it is preferably formed of Cu.
[0252]
The free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are formed of a ferromagnetic material, for example, a NiFe alloy, Co, a CoNiFe alloy, a CoFe alloy, a CoNi alloy, or the like, and particularly, a NiFe alloy or Co. Preferably it is formed. The free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are preferably formed of the same material.
[0253]
The nonmagnetic layer 30 is made of Ru and has a thickness of 8 to 11 mm. The nonmagnetic layer can also be formed using one or more elements of Ru, Cu, Ag, and Au.
[0254]
Next, the multilayer film A1 in FIG. 12 is annealed in a first magnetic field in a first heat treatment temperature and in a first magnitude magnetic field facing the Y direction, and replaced with the first antiferromagnetic layer 12. An anisotropic magnetic field is generated to fix the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13 in the Y direction shown in the figure. In the present embodiment, the first heat treatment temperature is 270 ° C., and the first magnitude of the magnetic field is 800 k (A / m).
[0255]
Here, the film thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is 30 mm. If the thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is 30 mm or less, even if the other antiferromagnetic layer 31 is annealed in a magnetic field, the transformation from the irregular structure to the regular structure does not occur, and an exchange anisotropic magnetic field is generated. do not do. Therefore, when the multilayer film A1 is annealed in the first magnetic field, no exchange anisotropic magnetic field is generated in the other antiferromagnetic layers 31, and the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 are illustrated. It is not fixed in the Y direction.
[0256]
When the multilayer film A1 is subjected to annealing in the first magnetic field, the other antiferromagnetic layer 31 is oxidized by about 10 to 20 mm from its surface. Therefore, the surface of the other antiferromagnetic layer 31 in the state of the multilayer film A1 is shaved by about 20 mm by ion milling to remove the oxidized portion. Thus, in the present embodiment, since the other antiferromagnetic layer 31 is laminated on the uppermost layer of the multilayer film A1, oxidation of the nonmagnetic layer 30 and the ferromagnetic layer 17 can be prevented. However, the oxidized portion of the nonmagnetic layer 30 may be removed by ion milling by annealing in the first magnetic field without depositing another antiferromagnetic layer 31 on the nonmagnetic layer 30.
[0257]
Next, as shown in FIG. 13, the second antiferromagnetic layer 32 is formed on the multilayer film A1.
[0258]
Similar to the first antiferromagnetic layer 12, the second antiferromagnetic layer 32 is a PtMn alloy or X—Mn (where X is any of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, and Fe). Or Pt—Mn—X ′ (where X ′ is Pd, Ir, Rh, Ru, Au, Ag, Os, Cr, Ni, Ar, Ne, Xe and Kr, which are one or more elements).
[0259]
The film thickness of the second antiferromagnetic layer 32 is 80 to 300 mm, for example 200 mm, near the center in the track width direction.
[0260]
Here, in the PtMn alloy and the alloy represented by the formula of X-Mn for forming the second antiferromagnetic layer 32, it is preferable that Pt or X is in the range of 37 to 63 at%. In the PtMn alloy and the alloy represented by the formula of X—Mn, it is more preferable that Pt or X is in the range of 47 to 57 at%. Unless otherwise specified, the upper and lower limits of the numerical range indicated by-mean the following.
[0261]
In the alloy represented by the formula Pt—Mn—X ′, X ′ + Pt is preferably in the range of 37 to 63 at%. In the alloy represented by the formula of Pt—Mn—X ′, X ′ + Pt is more preferably in the range of 47 to 57 at%. Furthermore, in the alloy represented by the formula of Pt—Mn—X ′, X ′ is preferably in the range of 0.2 to 10 at%. However, when X ′ is one or more elements of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, and Fe, X ′ may be in the range of 0.2 to 40 at%. preferable.
[0262]
An alloy having an appropriate composition range is used as the second antiferromagnetic layer 32, and this is heat-treated, whereby the second antiferromagnetic layer 32, the other antiferromagnetic layer 31, and the ferromagnetic layer 17 are treated. Thus, an exchange coupling film that generates a large exchange coupling magnetic field can be obtained. In particular, the PtMn alloy has an exchange coupling magnetic field of 48 kA / m or more, for example, more than 64 kA / m, with the ferromagnetic layer, and has an extremely high blocking temperature of 380 ° C. for losing the exchange coupling magnetic field. Two antiferromagnetic layers 32 can be obtained.
[0263]
These alloys have an irregular face-centered cubic structure (fcc) immediately after film formation, but undergo structural transformation to a CuAuI-type ordered face-centered tetragonal structure (fct) by heat treatment.
[0264]
In the magnetic sensing element of the present embodiment, the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 32 can be formed using antiferromagnetic materials having the same composition.
[0265]
A protective layer made of a nonmagnetic material such as Ta may be formed on the second antiferromagnetic layer 32.
[0266]
Next, the multilayer film B formed up to the second antiferromagnetic layer 32 is annealed in the second magnetic field in the second heat treatment temperature and in the second magnitude magnetic field facing the X direction. An exchange anisotropic magnetic field is generated between the antiferromagnetic layer 32, the other antiferromagnetic layer 31 and the ferromagnetic layer 17 by the RKKY interaction via the nonmagnetic layer 30, and The magnetization direction is fixed in a direction antiparallel to the X direction shown in the figure. When the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is fixed in a direction antiparallel to the X direction in the figure, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 is also ferromagnetic due to the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16. The direction of magnetization of the layer 17 is fixed in an antiparallel direction. In the present embodiment, the second heat treatment temperature is 250 ° C., and the second magnitude of the magnetic field is 24 k (A / m).
[0267]
The exchange anisotropic magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 is generated for the first time in the second magnetic field annealing step. Therefore, the exchange anisotropy magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 is changed with the direction of the exchange anisotropy magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 in the Y direction in the figure. In order to face the direction parallel to the X direction shown in the figure, the second heat treatment temperature is set to a temperature lower than the blocking temperature at which the exchange coupling magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 disappears, and the second magnetic field It is only necessary to make the magnitude of is smaller than the exchange anisotropic magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12. If the second annealing in the magnetic field is performed under these conditions, the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 32 may be formed using antiferromagnetic materials having the same composition. The exchange anisotropy magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 is directed in an antiparallel direction to the X direction in the figure while the direction of the exchange anisotropy magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 is directed in the Y direction in the figure. Can do. That is, it becomes easy to fix the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in a direction orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0268]
Note that the magnitude of the second magnetic field at the time of annealing in the second magnetic field is larger than the saturation magnetic field of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 and the demagnetizing field of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17, and is free magnetic. It is preferable that the anti-parallel coupling between the layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is smaller than the spin flop magnetic field that breaks down.
[0269]
Next, as shown in FIG. 14, resists 40 and 40 are stacked on the second antiferromagnetic layer 32, and masking is performed on the second antiferromagnetic layer 32 with an interval of the track width Tw.
[0270]
Further, as shown in FIG. 15, a portion of the second antiferromagnetic layer 32 that is not masked by the resists 40 and 40 is perpendicular to the surface 11a of the substrate 11 by ion milling or reactive ion etching (RIE). That is, the recess 41 is formed by cutting in a direction perpendicular to the track width direction. The side surfaces 41a and 41a of the recess are perpendicular to the track width direction. In FIG. 15, the recess 41 is formed so that the bottom surface 41 b of the recess 41 is located in the second antiferromagnetic layer 32. Further, the bottom surface 41 b of the recess 41 may be positioned in the other antiferromagnetic layer 31.
[0271]
At this time, the total t3 of the thickness of the region of the second antiferromagnetic layer 32 located below the bottom surface 41b of the recess 41 and the thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is set to be greater than 0 and 30 mm or less. As in the present embodiment, the total t3 of the thickness of the region of the second antiferromagnetic layer 32 located below the bottom surface 41b of the recess 41 and the thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is larger than 0 and 30 mm. In the following, in the region of the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 positioned below the bottom surface 41b of the recess 41, no irregular-order transformation occurs due to the second magnetic field annealing. No exchange coupling magnetic field is generated.
[0272]
That is, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is different from that of the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 only at both ends D and D in the track width direction other than the region overlapping the bottom surface 41 b of the recess 41. It is fixed by the RKKY interaction through the nonmagnetic layer 30. Therefore, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 laminated below the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is also caused by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17 only at both ends D and D in the track width direction. Fixed.
[0273]
The region E of the free magnetic layer 15 that overlaps the bottom surface 41b of the recess 41 is aligned in the X direction in the figure along both ends D and D whose magnetization directions are fixed in a state where no external magnetic field is applied, and an external magnetic field is applied. The magnetization direction changes.
[0274]
Accordingly, the track width of the magnetic detection element is determined by the width dimension Tw of the recess. As described above, in the present invention, the concave portion 41 includes the second antiferromagnetic layer 32 formed with a uniform thickness, or the second antiferromagnetic layer 32 and other antiferromagnetic layers 31. Since it can be formed only by shaving in the direction perpendicular to the surface 11a of the substrate 11 by using reactive ion etching (RIE) or ion milling, the concave portion 41 can be formed with an accurate width dimension Tw. That is, the track width Tw of the magnetic detection element can be accurately defined.
[0275]
After the formation of the recess 41, as shown in FIG. 16, a lift-off resist 42 that covers a region having a width dimension wider than the width dimension (= track width Tw) of the recess 41 is formed on the second antiferromagnetic layer 32. Electrode layers 43 and 43 are formed on the second antiferromagnetic layer 32 in a region not covered with the resist 42 by sputtering or vapor deposition. The electrode layers 43 and 43 are formed using, for example, Au, W, Cr, Ta, or the like. After the electrode layers 43 and 43 are formed, the resist layer 42 is removed to obtain the magnetic detection element shown in FIG.
[0276]
The magnetic detection element formed by the manufacturing method of the present embodiment has a step in the track width direction between the electrode layers 43 and 43 and the recess 41. Note that the electrode layers 43 and 43 may be stacked on the second antiferromagnetic layer 32 via the protective layer made of Ta, Cr, or the like.
[0277]
In the above description, the resists 40 and 40 are stacked on the second antiferromagnetic layer 32 to form a recess in the second antiferromagnetic layer 32, and then the upper layer of the second antiferromagnetic layer 32. The electrode layers 43 and 43 are stacked on the second antiferromagnetic layer 32. After the electrode layer 43 is formed on the second antiferromagnetic layer 32, a pair of track width dimensions are provided on the electrode layer 43 in the track width direction. A recess may be formed in the electrode layer 43 and the second antiferromagnetic layer 32 by laminating a resist.
[0278]
Further, the second annealing in the magnetic field may be performed after forming the recess 41 in the second antiferromagnetic layer 32 or the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31.
[0279]
In the present embodiment, the first antiferromagnetic layer 12 is directly laminated on the substrate 11, but the antiferromagnetic layer 12 is formed on the substrate 11 via an underlayer made of an alumina layer, Ta, or the like. It may be laminated.
[0280]
When forming the multilayer film A1, a diffusion preventing layer made of Co or the like may be formed between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer. This diffusion prevention layer prevents mutual diffusion of the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14. Further, a diffusion prevention layer made of Co or the like may be formed between the second pinned magnetic layer 13c and the nonmagnetic material layer. This diffusion prevention layer prevents mutual diffusion of the second pinned magnetic layer 13c and the nonmagnetic material layer 14.
[0281]
The free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are formed so that the magnetic moments per unit area are different. The magnetic moment per unit area is represented by the product of saturation magnetization (Ms) and film thickness (t). Therefore, for example, the magnetic moment per unit area of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is formed by forming the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 using the same material and further varying the film thicknesses thereof. Can be different.
[0282]
When a diffusion preventing layer made of Co or the like is formed between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14, the magnetic moment of the free magnetic layer 15 and the magnetic moment per unit area of the diffusion preventing layer are as follows. And the magnetic moment per unit area of the ferromagnetic layer 17 are preferably different.
[0283]
FIG. 17 is a cross-sectional view of the magnetic detection element manufactured by the above-described manufacturing method according to the embodiment of the present invention when viewed from the surface facing the recording medium.
[0284]
In the magnetic sensing element of FIG. 17, the bottom surface 41 b of the recess 41 is located in the second antiferromagnetic layer 32 among the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layers 31 that are the longitudinal bias layers. Yes. Therefore, the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are adjacent to each other via the nonmagnetic intermediate layer 16, and a ferrimagnetic state is obtained in which the magnetization direction of the free magnetic layer 15 and the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 are antiparallel. At this time, the multilayer film composed of the free magnetic layer 15, the nonmagnetic intermediate layer 16 and the ferromagnetic layer 17 functions as one free magnetic layer, that is, the synthetic ferri-free magnetic layer F. In the synthetic ferri-free magnetic layer F, an effect equivalent to making the magnetization of the free magnetic layer 15 easy to change by reducing the film thickness of the free magnetic layer 15 is obtained, and the magnetic field detection sensitivity of the magnetoresistive effect element is improved. To do.
[0285]
The direction of the combined magnetic moment obtained by adding the magnetic moment of the free magnetic layer 15 and the magnetic moment of the ferromagnetic layer 17 becomes the magnetization direction of the synthetic ferri-free magnetic layer F.
[0286]
However, only the magnetization direction of the free magnetic layer 15 contributes to the output in relation to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0287]
If the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 are formed so as to have different magnetic moments per unit area, the spin flop magnetic field Hsf of the synthetic free magnetic layer F increases. Thereby, the range of the magnetic field in which the synthetic free magnetic layer F maintains the ferrimagnetic state is widened, and the stability of the ferrimagnetic state is increased.
[0288]
The thickness tf2 of the ferromagnetic layer 17 is preferably in the range of 0.5 to 2.5 nm. The thickness tf1 of the free magnetic layer 15 is preferably in the range of 2.5 to 4.5 nm. The thickness tf1 of the free magnetic layer 15 is more preferably in the range of 3.0 to 4.0 nm, and still more preferably in the range of 3.5 to 4.0 nm. If the thickness tf1 of the free magnetic layer 15 is out of the above range, it is not preferable because the rate of change in magnetoresistance of the spin valve magnetic sensing element cannot be increased.
[0289]
In the magnetic sensing element of FIG. 17, the second antiferromagnetic layer 32 has a film thickness sufficient to generate antiferromagnetism in the entire region (both ends D and D in the track width direction) outside the track width region. In addition, the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 can be reliably fixed in the entire region outside the track width region. Also, as in the present embodiment, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is aligned by the RKKY interaction with the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 that are longitudinal bias layers. The exchange coupling force can be made stronger than that in which the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 which are longitudinal bias layers and the ferromagnetic layer 17 are in direct contact with each other.
[0290]
The region E of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 that overlaps the bottom surface 41b of the concave portion 41 is in the X direction or X direction shown in the drawing in the direction of the X or X in accordance with both ends D and D in which the magnetization direction is fixed in the state where no external magnetic field is applied. When the external magnetic field is applied, the magnetization direction changes.
[0291]
Therefore, the track width of the magnetic detection element is determined by the width dimension Tw of the recess 41, and side reading that reads a recording signal in a region outside the track width Tw can be prevented.
[0292]
Further, the exchange coupling between the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 which is the longitudinal bias layer and the ferromagnetic layer 17 has both ends D and D in the track width direction which do not overlap the bottom surface 41b of the recess 41. It works only on D and does not act on the region E that overlaps the bottom surface 41b of the recess 41.
[0293]
Accordingly, the track width (optical) set as the width dimension of the recess 41 formed in the second antiferromagnetic layer 32 of the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 which is the longitudinal bias layer. The region of the target track width (Tw) substantially contributes to the reproduction of the recording magnetic field and becomes a sensitivity region that exhibits the magnetoresistive effect, and the region of the track width (optical track width) Tw set when the magnetic detection element is formed Since no insensitive area is generated in this case, it is possible to suppress a reduction in reproduction output when the optical track width Tw of the magnetic detection element is reduced in order to cope with an increase in recording density.
[0294]
Furthermore, in the present embodiment, the side end surfaces S, S of the magnetic detection element can be formed so as to be perpendicular to the track width direction, so that variation in the length of the free magnetic layer 15 in the width direction can be suppressed. Can do.
[0295]
In the step of FIG. 1, the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are formed with different magnetic moments per unit area. Accordingly, the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c laminated via the nonmagnetic intermediate layer 13b function as one pinned magnetic layer 13.
[0296]
The first pinned magnetic layer 13a is formed in contact with the antiferromagnetic layer 12, and is subjected to exchange coupling at the interface between the first pinned magnetic layer 13a and the antiferromagnetic layer 12 by annealing in a magnetic field. An exchange anisotropic magnetic field is generated, and the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 13a is pinned in the Y direction in the figure. When the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 13a is pinned in the Y direction in the figure, the magnetization direction of the second pinned magnetic layer 13c opposed via the nonmagnetic intermediate layer 13b is the same as that of the first pinned magnetic layer 13a. It is fixed in an antiparallel state with the magnetization direction.
[0297]
The direction of the combined magnetic moment obtained by adding the magnetic moment of the first pinned magnetic layer 13 a and the magnetic moment of the second pinned magnetic layer 13 c is the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0298]
Thus, the magnetization directions of the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are in a ferrimagnetic state in which they are antiparallel, and the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c and the other magnetization direction are fixed to each other, which is preferable because the magnetization direction of the fixed magnetic layer 13 can be stabilized in a constant direction as a whole.
[0299]
The first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are formed of a ferromagnetic material, for example, NiFe alloy, Co, CoNiFe alloy, CoFe alloy, CoNi alloy, etc. In particular, it is preferably formed of NiFe alloy or Co. The first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are preferably formed of the same material.
[0300]
In FIG. 17, the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c are formed using the same material, and the film thicknesses thereof are made different so that the magnetic moment per unit area is obtained. Are different.
[0301]
The nonmagnetic intermediate layer 13b is formed of a nonmagnetic material, and is formed of one kind of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, or Cu or an alloy of two or more kinds thereof. In particular, it is preferably formed of Ru.
[0302]
When the pinned magnetic layer 13 is formed by laminating the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c on and under the nonmagnetic intermediate layer 13b, the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13a are formed. The fixed magnetic layer 13c fixes the magnetization directions of each other, and as a whole, the magnetization direction of the fixed magnetic layer 13 can be strongly fixed in a fixed direction. That is, the exchange coupling magnetic field Hex between the first antiferromagnetic layer 12 and the pinned magnetic layer 13 can be obtained as a large value, for example, 80 to 160 kA / m. Therefore, the second in the magnetic field in the track width direction after annealing in the first magnetic field for directing the magnetization direction of the first pinned magnetic layer 13a in contact with the first antiferromagnetic layer 12 in the height direction. By annealing in the magnetic field, the longitudinal bias magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 can be increased while preventing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13 from being tilted and pinned in the track width direction.
[0303]
In the present embodiment, the demagnetizing field (dipole magnetic field) due to the fixed magnetization of the pinned magnetic layer 13 is canceled by the static magnetic field coupling of the first pinned magnetic layer 13a and the second pinned magnetic layer 13c. Can be canceled. Thereby, the contribution to the variable magnetization of the free magnetic layer 15 from the demagnetizing field (dipole magnetic field) due to the fixed magnetization of the fixed magnetic layer 13 can be reduced.
[0304]
Therefore, it becomes easier to correct the direction of the variable magnetization of the free magnetic layer 15 to a desired direction, and it is possible to obtain a spin valve type magnetic sensing element with small asymmetry and excellent symmetry.
[0305]
Further, the demagnetizing field (dipole magnetic field) Hd due to the fixed magnetization of the fixed magnetic layer 13 has a non-uniform distribution that is large at the end and small at the center in the element height direction. Although the magnetic domain formation may be hindered, the dipole magnetic field Hd can be made substantially Hd = 0 by making the pinned magnetic layer 13 have the above-described laminated structure, thereby forming a domain wall in the free magnetic layer 15. It is possible to prevent the occurrence of non-uniform magnetization and Barkhausen noise.
[0306]
Further, by forming the nonmagnetic layer 30 using a conductive material, it is possible to function as a backed layer having a spin filter effect.
[0307]
In the present embodiment, another antiferromagnetic layer 31 can be formed as a specular reflection layer. In order to form the other antiferromagnetic layer 31 as a specular reflection layer, the other antiferromagnetic layer 31 may be formed as a single layer film or a multilayer film of a semi-metallic Heusler alloy such as NiMnSb and PtMnSb. .
[0308]
By using these materials, it is possible to form a sufficient potential barrier between adjacent layers, and as a result, a sufficient specular reflection effect can be obtained.
[0309]
The specular reflection effect will be described. FIG. 33 and FIG. 34 are schematic explanatory views for explaining the specular reflection effect by the specular reflection layer S1 in the spin valve magnetic detection element. As described above in the description of the spin filter effect, in the GMR effect, it is only necessary to consider the behavior of up-spin electrons defined by the fixed magnetization direction of the fixed magnetic layer 113.
[0310]
In a state where the magnetization direction of the pinned magnetic layer and the magnetization direction of the free magnetic layer are parallel, the up-spin electrons reach the free magnetic layer 115 from the nonmagnetic material layer 114 as shown in FIGS. Then, it moves inside the free magnetic layer 115 and reaches the vicinity of the interface between the free magnetic layer 115 and the specular reflection layer S1.
[0311]
Here, when there is no specular reflection layer shown in FIG. 33, up-spin electrons move in the free magnetic layer 115 and are scattered on the upper surface thereof. For this reason, the mean free path is λ + shown in the figure.
[0312]
On the other hand, when there is a specular reflection layer S1 as shown in FIG. 34, a potential barrier is formed in the vicinity of the interface between the free magnetic layer 115 and the specular reflection layer S1. Specular reflection (specular scattering) occurs near the interface with the reflective layer S1.
[0313]
Usually, when a conduction electron is scattered, the spin state (energy, quantum state, etc.) of the electron changes. However, in the case of specular scattering, the up-spin electrons have a high probability of being reflected while the spin state is preserved, and will move through the free magnetic layer 115 again. That is, since the spin state of the up-spin conduction electrons is maintained by the specular reflection, it moves in the free magnetic layer as if it was not scattered.
[0314]
This means that the mean free path is extended by the reflected mean free path λ + s by the amount of specular reflection of the upspin electrons.
[0315]
In a state where the magnetization direction of the pinned magnetic layer and the magnetization direction of the free magnetic layer are antiparallel, the up-spin electrons are not electrons having a spin parallel to the magnetization direction of the free magnetic layer 115. Then, up-spin electrons are scattered in the vicinity of the interface between the free magnetic layer 115 and the nonmagnetic material layer 114, and the effective mean free path of the up-spin electrons sharply decreases. That is, the resistance value increases. The rate of change in resistance has a positive correlation with the amount of change in the effective mean free path of up-spin electrons.
[0316]
In the present embodiment having another antiferromagnetic layer 31 functioning as a specular reflection layer, the mean free path of up-spin conduction electrons can be extended. For this reason, the amount of change in the mean free path of up-spin electrons due to the application of an external magnetic field is increased, and the magnetoresistance change rate (ΔR / R) of the spin-valve magnetic sensing element can be further improved.
[0317]
The expansion of the mean free path difference between the up-spin conduction electrons and the down-spin conduction electrons due to the spin filter effect and the specular reflection effect is more effective when the free magnetic layer is relatively thin.
[0318]
In this spin-valve magnetic sensor, a steady current is applied from the electrode layers 43, 43 to the synthetic ferrifree magnetic layer F, the nonmagnetic material layer 14, and the fixed magnetic layer 13, and the magnetic recording medium traveling in the Z direction shown in the drawing is used. Is applied in the Y direction in the figure, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in the synthetic ferri-free magnetic layer F varies from the X direction to the Y direction in the figure. The electrical resistance changes depending on the relationship between the change in the magnetization direction in the first free magnetic layer 15 and the magnetization direction of the second pinned magnetic layer 13c, and leakage from the magnetic recording medium due to the voltage change based on this resistance change. A magnetic field is detected.
[0319]
When forming the recess 41 in the step shown in FIG. 15, the bottom surface 41 b of the recess 41 is positioned in the second antiferromagnetic layer 32, but this bottom surface 41 b is in the ferromagnetic layer 17. It is also possible to form the concave portion 41 so as to be located at a position where the magnetic detection element shown in FIG. 18 is obtained.
[0320]
In the magnetic sensing element of FIG. 18, the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 are completely removed in the region of the track width Tw. Even when the thickness of the magnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 varies, the longitudinal bias layer does not remain on the bottom surface 41b of the recess 41, so that the track width Tw can be accurately defined and the recording density can be increased. A spin-valve magnetic detection element that can be used can be obtained. Moreover, since it is easy to completely remove the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31, it can be easily manufactured.
[0321]
Alternatively, the concave portion 41 may be formed so that the bottom surface 41b is located in the nonmagnetic intermediate layer 16 to obtain the magnetic detection element shown in FIG.
[0322]
In the magnetic sensing element shown in FIG. 19, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is changed to the track width by the RKKY interaction through the nonmagnetic layer 30 with the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31. The magnetization direction of the free magnetic layer 15 fixed in the anti-parallel direction to the direction (X direction in the figure) and formed below the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is also different from that of the ferromagnetic layer 17. By the RKKY interaction, they are aligned in the track width direction (X direction in the drawing). That is, the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic intermediate layer 16, and the free magnetic layer 15 have a synthetic ferrimagnetic structure in the lower layer region (both ends D and D in the track width direction) of the second antiferromagnetic layer 32. It is easy to align the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in the track width direction.
[0323]
Therefore, even if the RKKY interaction between the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 and the ferromagnetic layer 17 is relatively weak, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 is reliably ensured. It becomes easy to align with the direction crossing the magnetization direction.
[0324]
In the magnetic detection element shown in FIG. 18, the nonmagnetic intermediate layer 16 functions as a protective layer for the free magnetic layer 15 in the region of the track width Tw. Further, by forming the nonmagnetic intermediate layer 16 using a conductive material, it is possible to function as a backed layer having a spin filter effect.
[0325]
In the step shown in FIG. 12, after the formation of the ferromagnetic layer 17, a non-magnetic layer 30 is not stacked, and a multilayer film in which another antiferromagnetic layer 31 is directly stacked on the ferromagnetic layer 17 is formed. Then, this multilayer film may be annealed in a first magnetic field, and then a second antiferromagnetic layer 32 may be laminated on the multilayer film to obtain, for example, a magnetic sensing element shown in FIG.
[0326]
In the magnetic sensing element of FIG. 20, since the other antiferromagnetic layer 31 and the second antiferromagnetic layer 32 are laminated on the upper layer of the ferromagnetic layer 17, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is different from that of the other antiferromagnetic layer. By the exchange coupling with the ferromagnetic layer 31 and the second antiferromagnetic layer 32, they are aligned in the antiparallel direction to the X direction in the figure.
[0327]
Further, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 formed below the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is also changed in the track width direction (X direction in the drawing) by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17. Aligned. That is, the second antiferromagnetic layer 32 serving as the longitudinal bias layer, the other antiferromagnetic layer 31, and the ferromagnetic layer 17 in the region below the ferromagnetic layer 17 (both ends D and D in the track width direction) are nonmagnetic. The intermediate layer 16 and the free magnetic layer 15 have a synthetic ferrimagnetic structure, and it is easy to align the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in the track width direction.
[0328]
Therefore, even if the exchange coupling between the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 and the ferromagnetic layer 17 is relatively weak, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 is surely changed to the magnetization of the pinned magnetic layer 13. It becomes easy to align in the direction crossing the direction.
[0329]
The magnetization direction of the free magnetic layer 15 is the same as that of the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layers 31 only at both ends D and D in the track width direction other than the region located below the bottom surface 41 b of the recess 41. Fixed by exchange coupling.
[0330]
The region E located below the bottom surface 41 b of the concave portion 41 of the free magnetic layer 15 is magnetized by exchange coupling with the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 in a state where no external magnetic field is applied. It is aligned in the X direction in the figure following both ends D and D whose directions are fixed, and its magnetization direction changes when an external magnetic field is applied.
[0331]
In the magnetic detection element shown in FIG. 20, the nonmagnetic intermediate layer 16 functions as a protective layer for the free magnetic layer 15 in the region of the track width Tw. Further, by forming the nonmagnetic intermediate layer 16 using a conductive material, it is possible to function as a backed layer having a spin filter effect.
[0332]
Even in the manufacturing method in which another antiferromagnetic layer 17 is stacked without stacking the nonmagnetic layer 30 after the formation of the free magnetic layer 15, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 is orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13. It becomes easy to fix in the direction.
[0333]
Even if the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 32 are formed using antiferromagnetic materials having the same composition, the first antiferromagnetic layer 12 is formed in the same manner as in the first embodiment. The exchange anisotropic magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 can be directed in the anti-parallel direction to the X direction in the figure while the direction of the exchange anisotropic magnetic field by the magnetic layer 12 is directed in the Y direction in the figure.
[0334]
In the magnetic detection element shown in FIG. 20, the recess 41 is formed so that the bottom surface 41b is located in the nonmagnetic intermediate layer 16, but the bottom surface 41b is in the ferromagnetic layer 17 and other antiferromagnetic materials. The recess 41 may be formed so as to be located in the layer 31 or in the second antiferromagnetic layer 32. In these cases, in the obtained magnetic detection element, the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic intermediate layer 16, and the free magnetic layer 15 function as a so-called synthetic ferrifree magnetic layer.
[0335]
In the step shown in FIG. 12, after the nonmagnetic layer 30 is formed, it is subjected to annealing in the first magnetic field in the state of the multilayer film A3 in which the other antiferromagnetic layer 31 is not laminated, and then on the multilayer film A3. The second antiferromagnetic layer 32 may be laminated to obtain, for example, a magnetic detection element shown in FIG. However, if annealing is performed in the first magnetic field in the state of the multilayer film A3, an oxide layer is formed on the upper surface of the nonmagnetic layer 30. Therefore, before the second antiferromagnetic layer 32 is laminated, The formed oxide layer must be removed by ion milling or the like.
[0336]
Since the second antiferromagnetic layer 32 is laminated on the nonmagnetic layer 30 in the magnetic detection element of FIG. 21, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is RKKY with the second antiferromagnetic layer 32. By the interaction, they are aligned in the anti-parallel direction to the X direction shown in the figure.
[0337]
Further, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 formed below the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is also changed in the track width direction (X direction in the drawing) by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17. Aligned. That is, the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic intermediate layer 16, and the free magnetic layer 15 have a synthetic ferrimagnetic structure in the lower layer region (both ends D and D in the track width direction) of the second antiferromagnetic layer 32. It is easy to align the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in the track width direction.
[0338]
Therefore, even if the RKKY interaction between the second antiferromagnetic layer 32 and the ferromagnetic layer 17 is relatively weak, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 is surely aligned with the direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13. It becomes easy.
[0339]
The magnetization direction of the free magnetic layer 15 is fixed by magnetic coupling with the second antiferromagnetic layer 32 only at both ends D and D in the track width direction other than the region located below the bottom surface 41 b of the recess 41. .
[0340]
The region E located below the bottom surface 41b of the concave portion 41 of the free magnetic layer 15 has both ends whose magnetization directions are fixed by the RKKY interaction with the second antiferromagnetic layer 32 in a state where no external magnetic field is applied. D and D are aligned in the X direction in the figure, and the magnetization direction changes when an external magnetic field is applied.
[0341]
In the magnetic detection element shown in FIG. 21, the nonmagnetic intermediate layer 16 functions as a protective layer for the free magnetic layer 15 in the region of the track width Tw. Further, by forming the nonmagnetic intermediate layer 16 using a conductive material, it is possible to function as a backed layer having a spin filter effect.
[0342]
Even in a manufacturing method in which no other antiferromagnetic layer 31 is stacked on the nonmagnetic layer 30, it is easy to fix the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in a direction orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0343]
Even if the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 32 are formed using antiferromagnetic materials having the same composition, the first antiferromagnetic layer 12 is formed in the same manner as in the first embodiment. The exchange anisotropic magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 can be directed in the anti-parallel direction to the X direction in the figure while the direction of the exchange anisotropic magnetic field by the magnetic layer 12 is directed in the Y direction in the figure.
[0344]
In the magnetic detection element shown in FIG. 21, the recess 41 is formed so that the bottom surface 41b is located in the nonmagnetic intermediate layer 16, but the bottom surface 41b is in the ferromagnetic layer 17 and other antiferromagnetic materials. The recess 41 may be formed so as to be located in the layer 31 or in the second antiferromagnetic layer 32. In these cases, in the obtained magnetic detection element, the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic intermediate layer 16, and the free magnetic layer 15 function as a so-called synthetic ferrifree magnetic layer.
[0345]
In the embodiment of the manufacturing method of the present invention shown in FIG. 1 to FIG. 6 described above, the second antiferromagnetic layer 19 which is the second antiferromagnetic layer is formed and annealed in the second magnetic field. After that, a resist was patterned on the second antiferromagnetic layer 19 to form a recess 21. However, as shown below, the second antiferromagnetic layer 19 is formed and annealed in the second magnetic field, and then formed on the second antiferromagnetic layer 19 at intervals in the track width direction. A pair of electrode layers may be formed, and the recesses may be formed using the electrode layers as a mask.
[0346]
After the process shown in FIG. 3 is completed, that is, after annealing in the first magnetic field in the first heat treatment temperature and the first magnitude magnetic field, the second antiferromagnetic layer 19 is formed and formed. The multilayer film B is annealed in a second magnetic field at a second heat treatment temperature and in a magnetic field having a second magnitude facing the X direction, so that the second antiferromagnetic layer 19 and the ferromagnetic layer 17 An exchange anisotropic magnetic field is generated between them to fix the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in the X direction shown in the figure, and then slightly wider than the track width on the surface of the second antiferromagnetic layer 19 as shown in FIG. A lift-off resist 51 covering the region is stacked. The resist layer 51 has cut portions 51a and 51a formed on the lower surface thereof. Although not shown, a protective layer made of Ta, Cr, or the like may be formed on the second antiferromagnetic layer 19.
[0347]
Further, electrode layers 23 are formed on the second antiferromagnetic layer 19 by the process shown in FIG. In the present embodiment, the sputtering method used for forming the electrode layers 23 is preferably one or more of an ion beam sputtering method, a long throw sputtering method, and a collimation sputtering method. When the second antiferromagnetic layer 19 or the protective layer formed on the second antiferromagnetic layer 19 is oxidized by the second magnetic field annealing, the surface of the second antiferromagnetic layer 19 or The surface of the protective layer is shaved by ion milling or the like to remove the oxidized portion.
[0348]
In the present embodiment, the substrate 11 on which the multilayer film B is formed is placed in a direction perpendicular to the target formed with the composition of the electrode layers 23 and 23, thereby using the ion beam sputtering method, for example. Electrode layers 23 are formed from the direction perpendicular to the film B.
[0349]
Sputtered particles are unlikely to be stacked in the vicinity of the cut portions 51 a and 51 a of the resist layer 51. Therefore, in the vicinity of the cut portions 51 a and 51 a of the resist layer 51, the electrode layers 23 and 23 are formed to be thin, and the inclined surfaces 23 a and 23 a are formed on the electrode layers 23 and 23. The electrode layers 23 are formed using, for example, Au, W, Cr, Ta, or the like. Note that a layer 23 b having the same composition as the electrode layers 23 and 23 is formed on the resist layer 51. When the resist layer 51 is removed after the electrode layers 23 are formed, the state shown in FIG. 23 is obtained.
[0350]
Furthermore, as shown in FIG. 24, the portions of the second antiferromagnetic layer 19 that are not covered by the electrode layers 23, 23 are ion milled or reactive ion etching (RIE) using the electrode layers 23, 23 as a mask. The concave portion 24 is formed by cutting away. The side surfaces 24 a and 24 a of the recess 24 are inclined surfaces including the inclined surfaces 23 a and 23 a of the electrode layers 23 and 23. In FIG. 24, the recess 24 is formed so that the bottom surface 24 b of the recess 24 is located in the second antiferromagnetic layer 19.
[0351]
At this time, the thickness t4 of the region of the second antiferromagnetic layer 19 located below the bottom surface 24b of the recess 24 is set to be greater than 0 and 30 mm or less.
[0352]
In the present embodiment, the width dimension of the bottom surface 24b of the recess 24 defines the track width Tw. The width dimension of the bottom surface 24b of the recess 24 can be defined by adjusting the dimension of the resist 51 in the process shown in FIG. 22 and adjusting the depth dimension of the recess 24 in the process shown in FIG.
[0353]
In the step shown in FIG. 24, the recess 24 may be formed so that the bottom surface 24 b is located in the ferromagnetic layer 17. Alternatively, the recess 24 may be formed so that the bottom surface 24 b is located in the nonmagnetic intermediate layer 16.
[0354]
FIG. 25 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed through the steps shown in FIGS. 22 to 24 as viewed from the surface facing the recording medium.
[0355]
This magnetic detection element is almost the same as the magnetic detection element in FIG. 7, and differs only in that the side surfaces 24 a and 24 a of the recess 24 are inclined with respect to the direction perpendicular to the surface 11 a of the substrate 11. The direction perpendicular to the surface 11a of the substrate 11 is equal to the direction perpendicular to the track width direction (X direction in the drawing). The inclination angle of the side surfaces 24a, 24a with respect to the direction perpendicular to the surface 11a of the substrate 11 is 20 °.
[0356]
The thickness t4 of the region of the second antiferromagnetic layer 19 that overlaps the bottom surface 24b of the recess 24 is set to be greater than 0 and 30 mm or less, and the region of the second antiferromagnetic layer 19 that overlaps the bottom surface 24b of the recess 24 is annealed in a magnetic field. This prevents the occurrence of irregular-regular transformation due to the occurrence of an exchange coupling magnetic field.
[0357]
Accordingly, the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 are exchange-coupled to the second antiferromagnetic layer 19 only at both ends D and D in the track width direction other than the portion overlapping the bottom surface 24b of the recess 24. Fixed.
[0358]
The portions E of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 that overlap the bottom surface 24b of the recess 24 have both ends whose magnetization directions are fixed by exchange coupling with the second antiferromagnetic layer 19 in a state where no external magnetic field is applied. Following the portions D and D, they are aligned in the direction parallel to the X direction in the figure or in the X direction in the figure, and the magnetization direction changes when an external magnetic field is applied. Accordingly, the track width Tw of the magnetic detection element is determined by the width dimension of the bottom surface 24 b of the recess 24.
[0359]
Even in the magnetic sensing element formed by using the method of forming the recess 24 shown in FIGS. 22 to 24, the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 are perpendicular to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13. It becomes easy to fix, and the track width Tw of the magnetic detection element can be accurately defined.
[0360]
Further, even if the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 19 are formed using antiferromagnetic materials having the same composition, the exchange anisotropy magnetic field of the first antiferromagnetic layer 12 is reduced. The exchange anisotropic magnetic field by the second antiferromagnetic layer 19 can be directed in an antiparallel direction to the X direction in the figure while the direction is directed in the Y direction in the figure.
[0361]
In the embodiment of the manufacturing method of the present invention shown in FIGS. 12 to 16 described above, the second antiferromagnetic layer 32, which is the second antiferromagnetic layer, is formed in the second magnetic field. After annealing, the resist 41 was patterned on the second antiferromagnetic layer 32 to form the recess 41. However, as shown below, the second antiferromagnetic layer 32 is formed and annealed in the second magnetic field, and then formed on the second antiferromagnetic layer 32 at intervals in the track width direction. A pair of electrode layers may be formed, and the recesses may be formed using the electrode layers as a mask.
[0362]
After the process shown in FIG. 13 is completed, that is, after annealing in the first magnetic field in the first heat treatment temperature and the first magnitude magnetic field, the multilayer formed by forming the second antiferromagnetic layer 32 is formed. The film B2 is subjected to annealing in the second magnetic field in the second heat treatment temperature and the second magnitude magnetic field facing the X direction to generate an exchange anisotropic magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32, After the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 are fixed in the direction antiparallel to the X direction shown in the drawing or the X direction shown in FIG. 26, the surface of the second antiferromagnetic layer 32 has a track width as shown in FIG. A lift-off resist 61 covering a slightly larger area is laminated. The resist layer 61 has cut portions 61a and 61a formed on the lower surface thereof. Although not shown, a protective layer made of Ta, Cr or the like may be formed on the second antiferromagnetic layer 32.
[0363]
Further, electrode layers 44 and 44 are formed on the second antiferromagnetic layer 32. In the present embodiment, it is preferable that the sputtering method used when forming the electrode layers 44, 44 is at least one of an ion beam sputtering method, a long throw sputtering method, and a collimation sputtering method. When the second antiferromagnetic layer 32 or the protective layer formed on the second antiferromagnetic layer 32 is oxidized by the second magnetic field annealing, the surface of the second antiferromagnetic layer 32 or The surface of the protective layer is shaved by ion milling or the like to remove the oxidized portion.
[0364]
In the present embodiment, the substrate 11 on which the multilayer film B2 is formed is placed in a direction perpendicular to the target formed with the composition of the electrode layers 44 and 44, thereby using the ion beam sputtering method, for example. Electrode layers 44, 44 are formed from a direction perpendicular to the film B2.
[0365]
Sputtered particles are unlikely to be stacked in the vicinity of the cut portions 61a and 61a of the resist layer 61. Accordingly, in the vicinity of the cut portions 61a and 61a of the resist layer 61, the electrode layers 44 and 44 are formed to be thin, and inclined surfaces 44a and 44a are formed on the electrode layers 44 and 44, respectively. The electrode layers 44 and 44 are formed using, for example, Au, W, Cr, Ta, or the like. Note that a layer 44 b having the same composition as the electrode layers 44 and 44 is formed on the resist layer 61. When the resist layer 61 is removed after the electrode layers 44 are formed, the state shown in FIG. 27 is obtained.
[0366]
Further, as shown in FIG. 28, the portions of the second antiferromagnetic layer 32 that are not covered by the electrode layers 44, 44 are ion milled or reactive ion etching (RIE) using the electrode layers 44, 44 as a mask. The concave portion 45 is formed by cutting, for example. The side surfaces 45 a and 45 a of the recess 45 are inclined surfaces including the inclined surfaces 44 a and 44 a of the electrode layers 44 and 44. In FIG. 28, the recess 45 is formed so that the bottom surface 45 b is located in the second antiferromagnetic layer 32.
[0367]
At this time, the thickness t5 of the region of the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 located below the bottom surface 45b of the recess 45 is set to be greater than 0 and 30 mm or less.
[0368]
In the present embodiment, the width dimension of the bottom surface 45b of the recess 45 defines the track width Tw. The width dimension of the bottom surface 45b of the recess 45 can be defined by adjusting the dimension of the resist 61 in the process shown in FIG. 26 and adjusting the depth dimension of the recess 45 in the process shown in FIG.
[0369]
In the step shown in FIG. 28, the recess 45 may be formed so that the bottom surface 45 b is located in the ferromagnetic layer 17. Alternatively, the recess 45 may be formed so that the bottom surface 45 b is located in the nonmagnetic intermediate layer 16. FIG. 29 shows a magnetic detecting element in which a recess 45 is formed so that the bottom surface 45 b is positioned in the nonmagnetic intermediate layer 16.
Alternatively, the recess 45 may be formed so that the bottom surface 45 b is located in the other antiferromagnetic layer 31, or the recess 45 may be formed so that the bottom surface 45 b is located in the nonmagnetic layer 30.
[0370]
The magnetic detection element shown in FIG. 28 is almost the same as the magnetic detection element shown in FIG. 17, and is different only in that the side surfaces 45a and 45a of the recess 45 are inclined with respect to the direction perpendicular to the surface 11a of the substrate 11. ing. The direction perpendicular to the surface 11a of the substrate 11 is equal to the direction perpendicular to the track width direction (X direction in the drawing). The inclination angle of the side surfaces 45a, 45a with respect to the direction perpendicular to the surface 11a of the substrate 11 is 20 °.
[0371]
The total thickness t of the region of the second antiferromagnetic layer 32 that overlaps the bottom surface 45b of the recess 45 and the thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is set to be greater than 0 and 30 mm or less, and the second antiferromagnetic layer 31 overlaps the bottom surface 45b of the recess 45. Irregular-regular transformation due to annealing in a magnetic field is not caused in the region of the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31, and RKKY interaction via the nonmagnetic layer 30 is prevented from occurring.
[0372]
Therefore, the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 are the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic strength only at the track width direction both ends D and D other than the portion overlapping the bottom surface 45 b of the recess 45. It is fixed by the RKKY interaction with the magnetic layer 31.
[0373]
A portion E overlapping the bottom surface 45b of the recess 45 of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 has its magnetization direction fixed by the RKKY interaction with the second antiferromagnetic layer 32 in a state where no external magnetic field is applied. Following the both ends D, D, they are aligned in the direction parallel to the X direction shown in the figure or in the X direction shown in the figure, and the magnetization direction changes when an external magnetic field is applied. Accordingly, the track width Tw of the magnetic detection element is determined by the width dimension of the bottom surface 45 b of the recess 45.
[0374]
In the magnetic sensing element formed by using the method for forming the recess 45 shown in FIGS. 26 to 28, the magnetization directions of the ferromagnetic layer 17 and the free magnetic layer 15 are perpendicular to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13. It becomes easy to fix, and the track width Tw of the magnetic detection element can be accurately defined.
[0375]
Furthermore, even if the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 32 are formed using antiferromagnetic materials having the same composition, the exchange anisotropy magnetic field of the first antiferromagnetic layer 12 is reduced. The exchange anisotropic magnetic field generated by the second antiferromagnetic layer 32 can be directed in an antiparallel direction to the X direction in the figure while the direction is directed in the Y direction in the figure.
[0376]
In the embodiment described above, the pinned magnetic layer 13 may be formed as a single ferromagnetic material layer.
[0377]
Further, when manufacturing the magnetic detection element shown in FIGS. 8, 9, 17, 18, 19, 20, 20, 21, 25, 28, and 29, the free magnetic layer 15 and the strong magnetic layer 15 are also used. At least one of the magnetic layers 17 is preferably formed of a magnetic material having the following composition.
[0378]
The composition formula is CoFeNi, the composition ratio of Fe is 9 atomic% or more and 17 atomic% or less, the composition ratio of Ni is 0.5 atomic% or more and 10 atomic% or less, and the remaining composition is Co.
[0379]
Thereby, the exchange coupling magnetic field in the RKKY interaction generated between the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 can be strengthened. Specifically, the magnetic field when the antiparallel state collapses, that is, the spin flop magnetic field (Hsf) can be increased to about 293 (kA / m).
[0380]
If the composition range is within the above range, the magnetostriction of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is −3 × 10. -6 To 3 × 10 -6 The coercive force can be reduced to 790 (A / m) or less.
[0381]
Furthermore, it is possible to appropriately improve the soft magnetic characteristics of the free magnetic layer 15 and appropriately suppress the reduction in resistance change amount (ΔR) and resistance change rate (ΔR / R) due to diffusion of Ni between the nonmagnetic material layers 14. Is possible.
[0382]
Further, an intermediate layer formed of a CoFe alloy or a Co alloy may be provided between the free magnetic layer 15 and the nonmagnetic material layer 14.
[0383]
When an intermediate layer is provided, the Fe composition ratio of the CoFeNi alloy is 7 atomic% to 15 atomic%, the Ni composition ratio is 5 atomic% to 15 atomic%, and the remaining composition ratio is Co. It is preferable that
[0384]
When a magnetic head is configured using the above-described magnetic detection element, a base layer made of an insulating material such as alumina is laminated between the substrate 11 and the first antiferromagnetic layer 12. A lower shield layer made of a magnetic alloy and a lower gap layer made of an insulating material laminated on the lower shield are formed. The magnetic detection element is stacked on the lower gap layer. An upper gap layer made of an insulating material and an upper shield layer made of a magnetic alloy laminated on the upper gap layer are formed on the magnetic detection element. Further, an inductive element for writing may be laminated on the upper shield layer.
[0385]
1 to 29, electrode layers 22, 43, and 44 are provided on both end portions D of the multilayer films A1, A2, and A3 in the track width direction (X direction in the drawing). A method of manufacturing a CIP (current in the plane) type magnetic sensing element in which a current flowing through the multilayer film flows in a direction parallel to the film surface of each layer in the multilayer film has been described.
[0386]
On the other hand, in the method for manufacturing a magnetic sensing element described in FIG. 35 and subsequent figures, electrode layers are provided above and below the multilayer film, and current flowing from the electrode layer into the multilayer film is applied to the film surface of each layer of the multilayer film. This is a method of manufacturing a CPP (current perpendicular to the plane) type magnetic sensing element that flows in the vertical direction.
[0387]
First, in FIG. 35, a lower electrode layer 70 made of a magnetic material such as NiFe is formed on a substrate (not shown) and also serves as a lower shield layer, and the same multilayer film A as formed in FIG. 1 is formed thereon. To do.
[0388]
Thereafter, in FIG. 36, similarly to the step shown in FIG. 2, the multilayer film A is annealed in the first magnetic field in the first heat treatment temperature and in the first magnitude magnetic field facing the Y direction. An exchange anisotropic magnetic field is generated between the first antiferromagnetic layer 12 and the first pinned magnetic layer 13a, and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13 is pinned in the Y direction in the figure. In the present embodiment, the first heat treatment temperature is 270 ° C., and the first magnitude of the magnetic field is 800 k (A / m).
[0389]
When the multilayer film A is annealed in the first magnetic field, the protective layer 18 is oxidized about 10 to 20 mm from the surface. Therefore, the protective layer 18 is removed by ion milling or reactive ion etching (RIE).
[0390]
Further, as shown in FIG. 36, the ferromagnetic layer 17 is shaved to a predetermined thickness. The ferromagnetic layer 17 is shaved when the second antiferromagnetic layer 19 is stacked on the ferromagnetic layer 17 when the second antiferromagnetic layer 19 is stacked on the ferromagnetic layer 17 in the next step. This is because continuous film formation is necessary. The cutting amount t1 of the ferromagnetic layer 17 is not particularly defined, but in this embodiment, it is cut by 10 mm.
[0390]
Next, as shown in FIG. 37, the ferromagnetic layer 17 is formed again on the etched surface 17a of the ferromagnetic layer 17 shown in FIG. The magnetic layer 19 and the insulating layer 71 are continuously formed. When the ferromagnetic layer 17 is formed again, the same ferromagnetic material as that used when the ferromagnetic layer 17 was first formed in the step of FIG. 35 is used. However, the thickness t1 of the ferromagnetic layer 17 removed in the step of FIG. 36 and the thickness of the ferromagnetic layer 17 for re-deposition in the step of FIG. 37 are not necessarily the same.
[0392]
For example, the insulating layer 71 is made of Al. 2 O Three , SiO 2 , AlN, TiC or other insulating material.
[0393]
Next, the multilayer film B3 formed up to the insulating layer 71 is subjected to annealing in the second magnetic field in the second heat treatment temperature and the second magnitude magnetic field facing the X direction, so that the second antiferromagnetic layer An exchange anisotropic magnetic field is generated between 19 and the ferromagnetic layer 17 to fix the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 in a direction antiparallel to the X direction shown in the figure. When the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is fixed in a direction antiparallel to the X direction shown in the figure, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 is also changed by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16. Fixed in direction. In the present embodiment, the second heat treatment temperature is 250 ° C., and the second magnitude of the magnetic field is 24 k (A / m).
[0394]
The exchange anisotropic magnetic field due to the second antiferromagnetic layer 19 is first generated in the second magnetic field annealing step. Therefore, the exchange anisotropy magnetic field by the second antiferromagnetic layer 19 is antiparallel to the X direction in the figure while the direction of the exchange anisotropy magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 is in the Y direction in the figure. In order to direct it, the second heat treatment temperature is set to a temperature lower than the blocking temperature at which the exchange coupling magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 disappears, and the magnitude of the second magnetic field is set to the first antiferromagnetic layer. It is only necessary to make it smaller than the exchange anisotropic magnetic field by the ferromagnetic layer 12. If the second annealing in the magnetic field is performed under these conditions, the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 19 may be formed using antiferromagnetic materials having the same composition. The exchange anisotropy magnetic field by the second antiferromagnetic layer 19 is directed in an antiparallel direction to the X direction in the figure while the direction of the exchange anisotropy magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 is directed in the Y direction in the figure. Can do. That is, it becomes easy to fix the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in a direction orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0395]
The magnitude of the second magnetic field at the time of annealing in the second magnetic field is larger than the saturation magnetic field of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 and the demagnetizing field of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17, and is free magnetic. It is preferable that the anti-parallel coupling between the layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is smaller than the spin flop magnetic field that breaks down.
[0396]
Next, a resist layer 90 having a hole 90a provided at the center in the track width direction (X direction in the drawing) is formed on the insulating layer 71 by exposure and development. The inner end surface 90 b of the resist layer 90 is a vertical surface with respect to the surface (or substrate surface) of the insulating layer 71. However, the side end surface 90b may be formed as an inclined surface or a curved surface in which the interval in the track width direction of the hole 90a gradually increases from the lower surface to the upper surface.
[0397]
Next, the insulating layer 71 not covered with the resist layer 90 is completely etched by ion milling from the direction of arrow F shown in FIG. 39, and the second antiferromagnetic layer 19 is further cut halfway. In FIG. 39, the side surface 21a of the recess 21 formed in the multilayer film is a surface perpendicular to the surface of the insulating layer 71 (or the substrate surface). Then, as shown in FIG. 40, the resist layer 90 is removed.
[0398]
In the step of FIG. 39, the recess 21 is formed so that the bottom surface 21 b of the recess 21 is located in the second antiferromagnetic layer 19.
[0399]
At this time, the thickness t2 of the region of the second antiferromagnetic layer 19 located below the bottom surface 21b of the recess 21 is set to be greater than 0 and 30 mm or less. As in the present embodiment, when the thickness t2 of the region of the second antiferromagnetic layer 19 located below the bottom surface 21b of the recess 21 is set to be greater than 0 and 30 mm or less, the thickness is reduced below the bottom surface 21b of the recess 21. In the region of the second antiferromagnetic layer 19 positioned, no irregular-order transformation occurs due to the second magnetic field annealing, and no exchange coupling magnetic field is generated. Then, at both ends D and D in the track width direction where the recess 21 is not formed, the second antiferromagnetic layer 19 undergoes irregular-order transformation by the second magnetic field annealing, and the second antiferromagnetic layer 19 And a ferromagnetic layer 17 generate an exchange coupling magnetic field.
[0400]
That is, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is fixed by the exchange coupling magnetic field with the second antiferromagnetic layer only at both ends D and D in the track width direction other than the region overlapping the bottom surface 21b of the recess 21. . Therefore, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 laminated below the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is also caused by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17 only at both ends D and D in the track width direction. Fixed.
[0401]
The region E of the free magnetic layer 15 that overlaps the bottom surface 21b of the recess 21 is aligned in the X direction in the figure along the opposite ends D and D with the magnetization direction fixed in a state where no external magnetic field is applied, and an external magnetic field is applied. The magnetization direction changes.
[0402]
When the inner end surface 90b of the resist layer 90 is an inclined surface or a curved surface, or when the ion beam incident angle in the ion milling is tilted from the vertical direction, the recesses 21 formed in the multilayer film by cutting by the ion milling. The side surface 21a is also formed as an inclined surface or a curved surface.
[0403]
The second annealing in the magnetic field may be performed after the recess 21 is formed in the second antiferromagnetic layer 19.
[0404]
In the process shown in FIG. 41, Al is applied from the insulating layer 71 to the side surface 21a and the bottom surface 21b of the recess 21. 2 O Three , SiO 2 Then, another insulating layer 72 made of an insulating material such as AlN or TiC is formed by sputtering. As the sputtering method, an ion beam sputtering method, a long throw sputtering method, a collimation sputtering method, or the like can be used.
[0405]
A point to be noted here is the sputtering angle θ1 when another insulating layer 72 is formed. As shown in FIG. 19, the sputtering direction G has a sputtering angle of θ1 with respect to the direction perpendicular to the film surface of each layer of the multilayer film, but in the present invention, the sputtering angle θ1 is made as large as possible (that is, more laid down). It is preferable that another insulating layer 72 is easily formed on the side surface 21a of the recess 21. For example, the sputtering angle θ1 is 50 ° to 70 °.
[0406]
As described above, by increasing the sputtering angle θ1, the film thickness tz1 of the other insulating layer 72 formed on the side surface 21a of the recess 21 in the track width direction (X direction in the drawing) is changed to the second antiferromagnetic layer 19. It can be formed thicker than the film thickness tz2 of the other insulating layer 72 formed on the upper surface of the recess 21 and the bottom surface 21b of the recess 21. If the film thickness of the other insulating layer 72 is not adjusted in this way, all the other insulating layers 72 of the side surface 21a of the recess 21 are removed by ion milling in the next process, or other insulating layers 72 remain. However, the film thickness becomes very thin and cannot function as an insulating layer for appropriately reducing the shunt loss.
[0407]
Next, as shown in FIG. 42, the direction perpendicular to the film surface of each layer of the multilayer film (direction perpendicular to the X direction in the figure) or an angle close to the perpendicular direction (angle of 0 ° to 20 ° with respect to the vertical direction of the surface of each layer of the multilayer film) At this time, ion milling is performed until the other insulating layer 72 formed on the bottom surface 21b of the recess 21 is appropriately removed, and other insulating layers formed on the upper surface of the insulating layer 71 by this ion milling. On the other hand, the other insulating layer 72 formed on the side surface 21a of the concave portion 21 is slightly scraped, but has a film thickness tz1 thicker than the other insulating layer 72 formed on the bottom surface 21b of the concave portion 21. Moreover, since the milling direction H of ion milling is a shallow incident angle when viewed from the other insulating layer 72 formed on the side surface 21a of the recess 21, the other insulating layer 7 formed on the side surface 21a of the recess 21 is formed. 2 is harder to cut than the other insulating layer 72 formed on the bottom surface 21 b of the recess 21, so that another insulating layer 72 having an appropriate thickness is left on the side surface 21 a of the recess 21.
[0408]
The state is shown in FIG. The film thickness tz3 in the track width direction of the other insulating layer 72 left on the side surface 21a of the recess 21 is preferably 5 nm to 10 nm.
[0409]
As shown in FIG. 42, the upper surface of the second antiferromagnetic layer 19 is covered with an insulating layer 71, and the side surface 21 a of the recess 21 is covered with the other insulating layer 72. Then, an upper electrode layer 73 made of a magnetic material such as NiFe and serving as an upper shield layer is formed by plating from the insulating layers 71 and 72 to the bottom surface 21b of the recess 21.
[0410]
As described above, the magnetic detection element shown in FIG. 44 is formed.
44, the lower electrode layer 70 also serving as the lower shield layer and the upper electrode layer 73 also serving as the upper shield layer are formed in contact with the top and bottom of the multilayer film. There is no need to form the electrode layer and the shield layer separately, and the manufacture of the CPP type magnetic sensing element can be facilitated.
[0411]
Moreover, if the electrode function and the shield function are combined, the gap length G1 determined by the distance between the shield layers can be made extremely short, and a magnetic sensing element that can be appropriately handled by increasing the recording density in the future is manufactured. It becomes possible to do.
[0412]
However, if necessary, the upper electrode layer 73 may be formed on the nonmagnetic layer 74 after the nonmagnetic layer 74 indicated by the dotted line is laminated from the insulating layers 71 and 72 to the bottom surface 21b of the recess 21. The nonmagnetic layer 74 is preferably formed of a nonmagnetic conductive material such as Ta, Ru, Rh, Ir, Cr, Re, or Cu.
[0413]
The nonmagnetic layer 74 serves as an upper gap layer. However, since the nonmagnetic layer 74 is also formed on the bottom surface 21b of the recess 21, the nonmagnetic layer 74 is formed on the bottom surface 21b of the recess 21 serving as a current path entrance / exit. For example, covering with a nonmagnetic layer 74 made of an insulating material is not preferable because the current hardly flows in the multilayer film. Therefore, in the present invention, the nonmagnetic layer 74 is preferably formed of a nonmagnetic conductive material.
[0414]
In the present invention, an electrode layer made of, for example, Au, W, Cr, Ta or the like is provided on the upper surface and / or the lower surface of the multilayer film, and the magnetic material is interposed on the surface of the electrode layer opposite to the multilayer film via a gap layer. A configuration in which a shield layer made of metal is provided may also be used.
[0415]
The magnetic detection element shown in FIG. 44 can cover the second antiferromagnetic layer 19 with the insulating layer 71 and the side surface 21a of the recess 21 with the insulating layers 72 and 72, and flows from the shield layer. The current is not shunted to the second antiferromagnetic layer 19 or the like, and the current appropriately flows within the track width Tw determined by the interval between the insulating layers 72 and 72 on the bottom surface 21b of the recess 21. Therefore, with the magnetic sensing element having the structure shown in FIG. 44, it is possible to suppress the current path from expanding from the track width Tw, and to produce a CPP type magnetic sensing element having a large reproduction output and a narrow effective track width. .
[0416]
Furthermore, since the current path to the multilayer film A2 is narrowed by the recess 21 in the upper electrode layer 73, current can be appropriately suppressed from being distributed to both sides of the multilayer film A2, and the magnetic detection element having a large reproduction output more effectively. Can be manufactured.
[0417]
The magnetic detection element shown in FIG. 45 is formed by using a manufacturing method similar to the manufacturing method shown in FIGS. 35 to 43, and the magnetic detection element shown in FIG. This corresponds to a detection element. 46 is an embodiment in which the magnetic detection element shown in FIG. 9 is similarly a CPP type magnetic detection element, and FIG. 47 is an implementation in which the magnetic detection element shown in FIG. 10 is a CPP type magnetic detection element. FIG. 48 shows an embodiment in which the magnetic detection element shown in FIG. 11 is similarly a CPP type magnetic detection element.
[0418]
That is, in each of the magnetic sensing elements shown in FIGS. 45 to 48, the lower electrode layer 70 also serving as the lower shield layer is provided under the first antiferromagnetic layer 12, and the second antiferromagnetic layer 19 is provided on the second antiferromagnetic layer 19. An insulating layer 71 is provided, and another insulating layer 72 is provided on the side surfaces 21 a and 21 a of the recess 21. Further, the upper shield layer is also used on the insulating layer 71 and from the other insulating layer 72 to the bottom surface 21 b of the recess 21. The upper electrode layer 73 is provided.
[0419]
45 to 48, the position of the bottom surface 21b of the recess 21 is different, but the position of the bottom surface 21b is adjusted by adjusting the amount of milling in the step of FIG. can do.
[0420]
In the method of manufacturing the magnetic sensing element described in FIG. 49 and thereafter, at least one of the nonmagnetic layer 30 and the other antiferromagnetic layer 31 is laminated on the ferromagnetic layer 17 as shown in FIGS. Is a manufacturing method for forming a magnetic detection element as a CPP type magnetic detection element.
[0421]
First, in FIG. 49, a lower electrode layer 70 made of a magnetic material such as NiFe is formed on a substrate (not shown) and also serves as a lower shield layer, and the same multilayer film A1 as formed in FIG. 12 is formed thereon. To do.
[0422]
Thereafter, in FIG. 49, similarly to the step shown in FIG. 12, the multilayer film A1 is annealed in the first magnetic field in the first heat treatment temperature and in the first magnitude magnetic field facing the Y direction. An exchange anisotropic magnetic field is generated between the first antiferromagnetic layer 12 and the first pinned magnetic layer 13a, and the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13 is pinned in the Y direction in the figure. In the present embodiment, the first heat treatment temperature is 270 ° C., and the first magnitude of the magnetic field is 800 k (A / m).
[0423]
When the multilayer film A1 is subjected to annealing in the first magnetic field, the other antiferromagnetic layer 31 is oxidized by about 10 to 20 mm from its surface. Therefore, the other antiferromagnetic layer 31 is removed by ion milling or reactive ion etching (RIE).
[0424]
Next, as shown in FIG. 50, the second antiferromagnetic layer 32 and the insulating layer 71 are continuously formed on the other antiferromagnetic layer 31.
[0425]
For example, the insulating layer 71 is made of Al. 2 O Three , SiO 2 , AlN, TiC or other insulating material.
[0426]
Next, the multilayer film B4 formed up to the insulating layer 71 is subjected to annealing in the second magnetic field in the second heat treatment temperature and in the second magnitude magnetic field facing the X direction, so that the second antiferromagnetic layer 32, an exchange anisotropic magnetic field is generated between the other antiferromagnetic layer 31 and the ferromagnetic layer 17 by the RKKY interaction via the nonmagnetic layer 30, and the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is illustrated as X Fix in the direction parallel to the direction. When the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is fixed in a direction antiparallel to the X direction shown in the figure, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 is also changed by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16. Fixed in direction. In the present embodiment, the second heat treatment temperature is 250 ° C., and the second magnitude of the magnetic field is 24 k (A / m).
[0427]
The exchange anisotropic magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 is generated for the first time in the second magnetic field annealing step. Therefore, the exchange anisotropy magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 is changed with the direction of the exchange anisotropy magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 in the Y direction in the figure. In order to face the direction parallel to the X direction shown in the figure, the second heat treatment temperature is set to a temperature lower than the blocking temperature at which the exchange coupling magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 disappears, and the second magnetic field It is only necessary to make the magnitude of is smaller than the exchange anisotropic magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12. If the second annealing in the magnetic field is performed under these conditions, the first antiferromagnetic layer 12 and the second antiferromagnetic layer 32 may be formed using antiferromagnetic materials having the same composition. The exchange anisotropy magnetic field by the second antiferromagnetic layer 32 is directed in an antiparallel direction to the X direction in the figure while the direction of the exchange anisotropy magnetic field by the first antiferromagnetic layer 12 is directed in the Y direction in the figure. Can do. That is, it becomes easy to fix the magnetization direction of the free magnetic layer 15 in a direction orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer 13.
[0428]
The magnitude of the second magnetic field at the time of annealing in the second magnetic field is larger than the saturation magnetic field of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17 and the demagnetizing field of the free magnetic layer 15 and the ferromagnetic layer 17, and is free magnetic. It is preferable that the anti-parallel coupling between the layer 15 and the ferromagnetic layer 17 is smaller than the spin flop magnetic field that breaks down.
[0429]
Next, a resist layer 91 having a hole 90a provided at the center in the track width direction (X direction in the drawing) is formed on the insulating layer 71 by exposure and development. The inner end surface 91 b of the resist layer 91 is a vertical surface with respect to the surface (or substrate surface) of the insulating layer 71. However, the inner end surface 91b may be formed as an inclined surface or a curved surface in which the interval in the track width direction of the hole portion 91a gradually increases from the lower surface to the upper surface.
[0430]
Next, the insulating layer 71 not covered with the resist layer 91 is completely etched by ion milling from the direction of arrow I shown in FIG. 51, and the second antiferromagnetic layer 32 is further cut halfway.
[0431]
The state after ion milling is shown in FIG. In FIG. 52, the side surface 41a of the recess 41 formed in the multilayer film A1 is a vertical surface with respect to the surface (or substrate surface) of the insulating layer 71. Then, as shown in FIG. 53, the resist layer 91 is removed.
[0432]
In the step of FIG. 51, the recess 41 is formed so that the bottom surface 41 b of the recess 41 is located in the second antiferromagnetic layer 32. Further, the bottom surface 41 b of the recess 41 may be positioned in the other antiferromagnetic layer 31.
[0433]
At this time, the total t3 of the thickness of the region of the second antiferromagnetic layer 32 located below the bottom surface 41b of the recess 41 and the thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is set to be greater than 0 and 30 mm or less. As in the present embodiment, the total t3 of the thickness of the region of the second antiferromagnetic layer 32 located below the bottom surface 41b of the recess 41 and the thickness of the other antiferromagnetic layer 31 is larger than 0 and 30 mm. In the following, in the region of the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 positioned below the bottom surface 41b of the recess 41, no irregular-order transformation occurs due to the second magnetic field annealing. No exchange coupling magnetic field is generated. Then, at both ends D and D in the track width direction where the concave portion 41 is not formed, the second anti-ferromagnetic layer 32 and the other anti-ferromagnetic layer 31 undergo irregular-regular transformation by the second magnetic field annealing, An RKKY interaction occurs between the second antiferromagnetic layer 32 and the ferromagnetic layer 17.
[0434]
That is, the magnetization direction of the ferromagnetic layer 17 is different from that of the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31 only at both ends D and D in the track width direction other than the region overlapping the bottom surface 41 b of the recess 41. It is fixed by the RKKY interaction through the nonmagnetic layer 30. Therefore, the magnetization direction of the free magnetic layer 15 laminated below the ferromagnetic layer 17 via the nonmagnetic intermediate layer 16 is also caused by the RKKY interaction with the ferromagnetic layer 17 only at both ends D and D in the track width direction. Fixed.
[0435]
The region E of the free magnetic layer 15 that overlaps the bottom surface 41b of the recess 41 is aligned in the X direction in the figure along both ends D and D whose magnetization directions are fixed in a state where no external magnetic field is applied, and an external magnetic field is applied. The magnetization direction changes.
[0436]
When the inner end surface 91b of the resist layer 91 is an inclined surface or a curved surface, or when the ion beam incident angle of ion milling is tilted from the vertical direction, the concave portion formed in the multilayer film by cutting by the ion milling. The side surface 41a of 41 is also formed as an inclined surface or a curved surface.
[0437]
Further, the second annealing in the magnetic field may be performed after forming the recess 41 in the second antiferromagnetic layer 32 or the second antiferromagnetic layer 32 and the other antiferromagnetic layer 31.
[0438]
In the process shown in FIG. 54, Al extends from the insulating layer 71 to the side surface 41a and the bottom surface 41b of the recess 41. 2 O Three , SiO 2 Then, another insulating layer 72 made of an insulating material such as AlN or TiC is formed by sputtering. As the sputtering method, an ion beam sputtering method, a long throw sputtering method, a collimation sputtering method, or the like can be used.
[0439]
As shown in FIG. 54, the sputtering direction J has a sputtering angle of θ2 with respect to the vertical direction of the film surface of each layer of the multilayer film. However, in the present invention, the sputtering angle θ2 is made as large as possible (that is, more laid down). It is preferable that the other insulating layer 72 is easily formed on the side surface 41a of the recess 41. For example, the sputtering angle θ2 is 50 ° to 70 °.
[0440]
Thus, by increasing the sputtering angle θ2, the film thickness tz4 in the track width direction (X direction in the drawing) of the other insulating layer 72 formed on the side surface 41a of the concave portion 41 can be changed to the upper surface of the insulating layer 71 and the concave portion. 41 can be formed thicker than the film thickness tz5 of the other insulating layer 72 formed on the bottom surface 41b.
[0441]
Next, as shown in FIG. 55, the direction perpendicular to the film surface of each layer of the multilayer film A1 (direction perpendicular to the X direction in the figure) or an angle close to the perpendicular direction (0 ° to 20 ° with respect to the vertical direction of each layer surface of the multilayer film) Ion milling is performed from an angle, and ion milling is performed until the other insulating layer 72 formed on the bottom surface 41b of the concave portion 41 is appropriately removed, and other insulation formed on the upper surface of the insulating layer 71 by this ion milling. The layer 72 is also removed, while the other insulating layer 72 formed on the side surface 41a of the recess 41 is slightly scraped, but has a film thickness tz4 that is thicker than the other insulating layer 72 formed on the bottom surface 41b of the recess 41. In addition, since the milling direction K of ion milling is a direction in which the angle becomes shallower when viewed from the other insulating layer 72 formed on the side surface 41a of the recess 41, the other is formed on the side surface 41a of the recess 41. The insulating layer 72 is less likely to be cut than the other insulating layers 72 formed on the bottom surface 41b of the recess 41, so that another insulating layer 72 having an appropriate thickness is left on the side surface 41a of the recess 41.
[0442]
This state is shown in FIG. The film thickness tz6 in the track width direction of the other insulating layer 72 left on the side surface 41a of the recess 41 is preferably 5 nm to 10 nm.
[0443]
As shown in FIG. 55, the upper surface of the second antiferromagnetic layer 32 is covered with an insulating layer 71, and the side surface 41 a of the recess 41 is covered with another insulating layer 72.
[0444]
Then, as shown in FIG. 56, an upper electrode layer 73 made of a magnetic material such as NiFe and serving also as an upper shield layer is formed by plating from the insulating layers 71 and 72 to the bottom surface 41b of the recess 41.
[0445]
The magnetic detecting element shown in FIG. 57 is formed as described above.
If necessary, the upper electrode layer 73 may be formed on the nonmagnetic layer 74 after laminating the nonmagnetic layer 74 indicated by the dotted line from the insulating layers 71 and 72 to the bottom surface 41 b of the recess 41. The nonmagnetic layer 74 is preferably formed of a nonmagnetic conductive material such as Ta, Ru, Rh, Ir, Cr, Re, or Cu. The nonmagnetic layer 74 has a role as an upper gap layer. However, since the nonmagnetic layer 74 is also formed on the bottom surface 41b of the recess 41, the nonmagnetic layer 74 is formed on the bottom surface 41b of the recess 41 serving as an entrance / exit of the current path. For example, covering with a nonmagnetic layer 74 made of an insulating material is not preferable because the current hardly flows in the multilayer film. Therefore, in the present invention, the nonmagnetic layer 74 is preferably formed of a nonmagnetic conductive material.
[0446]
The magnetic detection element shown in FIG. 57 can appropriately cover the second antiferromagnetic layer 32 and the side surface 41a of the recess 41 with insulating layers 71 and 72, and the current flowing from the electrode layer can be The current does not flow into the ferromagnetic layer 32 or the like, but the current flows appropriately in the track width Tw determined by the distance between the insulating layers 72 and 72 on the bottom surface 41b of the recess 41. Therefore, with the magnetic detection element having the structure shown in FIG. 57, it is possible to suppress the current path from expanding from the track width Tw and to manufacture a CPP type magnetic detection element having a large reproduction output and a narrow effective track width.
[0447]
Furthermore, since the current path to the multilayer film A1 is narrowed by the concave portion 41, the upper electrode layer 73 can appropriately suppress the current from being distributed to both sides of the multilayer film A1, and more effectively has a large reproduction output. Can be manufactured.
[0448]
The magnetic detection element shown in FIG. 58 is formed by using a manufacturing method similar to the manufacturing method shown in FIGS. 49 to 56. The magnetic detection element shown in FIG. This corresponds to a detection element. FIG. 59 shows an embodiment in which the magnetic detection element shown in FIG. 19 is similarly a CPP type magnetic detection element. 58 and 59, the position of the bottom surface 41b of the recess 41 is different from that of the magnetic detection element shown in FIG. 57, but the position of the bottom surface 41b is the same as that in the milling process of FIG. It can be adjusted by adjusting the amount of shaving.
[0449]
60 is an embodiment in which the magnetic detection element shown in FIG. 20 is a CPP type magnetic detection element, and FIG. 61 is a similar CPP type magnetic detection element to the magnetic detection element shown in FIG. It is an embodiment.
[0450]
60 and 61, the position of the bottom surface 41b of the recess 41 is any of the ferromagnetic layer 17, the nonmagnetic layer 30, the other antiferromagnetic layer 31, and the second antiferromagnetic layer 32. It can be changed to be within.
[0451]
The magnetic detection elements shown in FIGS. 62 to 64 are CPP type magnetic detection elements as in FIGS. 44 and 57, but the shape of the lower electrode layer 80 also serving as the lower shield layer is different from that of FIGS. Is different.
[0452]
The magnetic detecting element shown in FIG. 62 has the same multilayer film A2 as that shown in FIG. 44, and an insulating layer 71 is formed on the second antiferromagnetic layer 19, and other side surfaces 21a of the recesses 21 have other layers. An insulating layer 72 is formed, and an upper electrode layer 73 that also serves as an upper shield layer is provided from the insulating layer 71 to the bottom surface 21b of the recess 21. This point coincides with FIG.
[0453]
What differs from FIG. 44 is that the lower electrode layer 80 also serving as a lower shield layer made of a magnetic material such as NiFe protrudes in the center of the track width direction (X direction in the figure) in the multilayer film A2 direction (Z direction in the figure). A protrusion 80a is provided, and the upper surface 80a1 of the protrusion 80a is in contact with the lower surface of the multilayer film A2, so that current flows from the protrusion 80a into the multilayer film A2 (or from the multilayer film A2 to the protrusion 80a). It is a point.
[0454]
In the magnetic detection element shown in FIG. 62, an insulating layer 81 is provided between both end portions 80b of the lower electrode layer 80 in the track width direction (X direction in the drawing) and the multilayer film A2. The insulating layer 81 is made of Al 2 O Three , SiO 2 , Formed of an insulating material such as AlN or TiC.
[0455]
In the magnetic sensing element shown in FIG. 62, in the lower electrode layer 80, the current path to the multilayer film A2 is narrowed by the formation of the protrusion 80a, and the insulating layer 81 is further interposed between the both side end portions 80b of the lower electrode layer 80 and the multilayer film A2. Is provided, it is possible to appropriately prevent the current from being diverted from the both end portions 80b into the multilayer film A2, and it is possible to manufacture a magnetic detection element having a large reproduction output more effectively.
[0456]
62, the width dimension in the track width direction (X direction in the drawing) of the upper surface 80a1 of the protrusion 80a of the lower electrode layer 80 is the same as the width dimension in the track width direction (X direction in the drawing) of the region E. However, the width dimension of the upper surface 80a1 may be wider than the width dimension of the region E. More preferably, the width dimension of the upper surface 80a1 matches the track width Tw. As a result, it is possible to produce a magnetic detection element having a large reproduction output that allows a current to flow only in the region of the track width Tw with respect to the multilayer film A2.
[0457]
In the embodiment shown in FIG. 62, both side surfaces 80a2 in the track width direction (X direction in the drawing) of the protrusions 80a formed in the lower electrode layer 80 have a width dimension in the track width direction of the protrusions 80a that is equal to the multilayer film A2. However, both side surfaces 80a2 may be perpendicular to the track width direction (X direction in the drawing). Absent.
[0458]
The embodiment shown in FIG. 63 has a lower electrode layer 80 having the same shape as the embodiment shown in FIG. That is, a projecting portion 80a projecting in the multilayer film A2 direction (Z direction shown in the drawing) is provided at the center of the lower electrode layer 80 shown in FIG. 63 in the track width direction (X direction shown in the drawing), and an upper surface 80a1 of the projecting portion 80a. Is in contact with the lower surface of the multilayer film A2, and a current flows from the protrusion 80a into the multilayer film A2 (or from the multilayer film A2 to the protrusion 80a). An insulating layer is provided between both side end portions 80b of the lower electrode layer 80 in the track width direction (X direction in the drawing) and the multilayer film A2.
[0459]
In the embodiment shown in FIG. 63, unlike FIG. 62, the insulating layer 71 is not provided on the second antiferromagnetic layer 19, and no other insulating layer 72 is provided on the side surface 21 a of the recess 21. The upper electrode layer 82 made of a magnetic material such as NiFe and also serving as the upper shield layer is directly joined from the second antiferromagnetic layer 19 to the side surface 21a and the bottom surface 21b of the recess 21.
[0460]
In the embodiment shown in FIG. 63, the upper electrode layer 82 and the second antiferromagnetic layer 19 and the upper electrode layer 82 and the side surface 21a of the recess 21 are not insulated as compared with the embodiment shown in FIG. Although it is considered that the current path is wider than the track width Tw and the reproduction output is inferior, the current is generated by the protruding portion 80a formed in the lower electrode layer 80 on the lower surface side of the multilayer film A2 as compared with the conventional case shown in FIG. The path can be narrowed down, and the spread of the current path can be suppressed to prevent the reproduction output from decreasing.
[0461]
62 and 63, the upper surface 80a1 of the protrusion 80a formed on the lower electrode layer 80 and the upper surface 81a of the insulating layer 81 formed on both sides thereof are formed on the same plane. It is preferable. As a result, the film surfaces of the respective layers of the multilayer film A2 formed from the protrusion 80a to the insulating layer 81 can be formed more parallel to the track width direction, and a magnetic detection element having excellent reproduction characteristics can be manufactured. Become.
[0462]
The magnetic detection element shown in FIG. 64 also has a protrusion 80a formed at the center in the track width direction of the lower electrode layer 80, similarly to the magnetic detection elements shown in FIGS. An insulating layer 81 is provided between both side end portions 80b of the lower electrode layer 80 in the track width direction (X direction in the drawing) and the multilayer film A1.
[0463]
Also in the magnetic detection element shown in FIG. 64, in the lower electrode layer 80, the current path to the multilayer film A1 is narrowed by the formation of the protrusion 80a, and further, the insulating layer 81 is provided between the both side end portions 80b of the lower electrode layer 80 and the multilayer film A1. Is provided, it is possible to appropriately suppress the current from flowing into the multilayer film A1 from the both end portions 80b, and it is possible to manufacture a magnetic detection element having a large reproduction output more effectively.
[0464]
65 is obtained by removing the insulating layer 71 and the other insulating layer 72 from the magnetic detecting element shown in FIG. 64, and the upper electrode layer 82 also serving as the upper shield layer is the second antiferromagnetic layer. It is joined directly from above 32 to the side surface 41a and the bottom surface 41b of the recess 41. The magnetic detection element shown in FIG. 65 can also narrow the current path by the protrusion 80a formed in the lower electrode layer 80 on the lower surface side of the multilayer film A1 as compared with the conventional one shown in FIG. It is possible to suppress a decrease in reproduction output by suppressing the above.
[0465]
A method of manufacturing the lower electrode layer 80 and the insulating layer 81 of the magnetic detection element shown in FIGS. 62 to 65 will be described.
[0466]
First, as shown in FIG. 66, the lower electrode layer 80 is plated or sputtered using a magnetic material such as NiFe, and the surface is smoothed by polishing or the like. A resist layer 92 is formed on the central portion in the X direction.
[0467]
Next, as shown in FIG. 67, both end portions 80b of the lower electrode layer 80 that are not covered with the resist layer 92 are etched halfway by ion milling. As a result, the protruding portion 80a can be formed at the center of the lower electrode layer 80 in the track width direction.
[0468]
Furthermore, as shown in FIG. 68, an insulating layer 81 is formed by sputtering on both side end faces 80b of the lower electrode layer 80 not covered with the resist layer 92, and the upper surface 81a of the insulating layer 81 is a protruding portion of the lower electrode layer 80. The sputter film formation is terminated when the surface is substantially flush with the upper surface 80a1 of 80a. Then, the resist layer 92 is removed.
[0469]
After removing the resist layer 92, the upper surface 80a1 of the protruding portion 80a of the lower electrode layer 80 and the upper surface 81a of the insulating layer 81 are polished by CMP or the like, and the upper surface 80a1 of the protruding portion 80a and the upper surface 81a of the insulating layer 81 are polished. You may make it become the same plane with high precision. In this case, the smoothing process such as the first polishing can be omitted.
[0470]
After removing the resist layer 92, a multilayer film A 1 or A 2 is stacked on the lower electrode layer 80 and the insulating layer 81.
[0471]
44 to 48 or the CPP type magnetic detection element shown in FIGS. 57 to 65, the lower electrode layer 70 or 80 also serving as a lower shield layer and the upper electrode layer 73 or 82 also serving as an upper shield layer are formed in multiple layers. Although it is formed in contact with the upper and lower sides of the film, such a configuration eliminates the need to separately form the electrode layer and the shield layer, and facilitates the manufacture of the CPP type magnetic sensing element. .
[0472]
Moreover, if the electrode function and the shield function are combined, the gap length G1 determined by the distance between the shield layers can be made extremely short, and a magnetic sensing element that can be appropriately handled by increasing the recording density in the future is manufactured. It becomes possible to do.
[0473]
However, if necessary, after laminating nonmagnetic layers 74 and 83 indicated by dotted lines from the insulating layers 71 and 72 to the bottom surface 21b of the recess 21 or from the insulating layers 71 and 72 to the bottom surface 41b of the recess 41, a nonmagnetic layer is formed. An upper electrode layer 73 or 82 may be formed on 74, 83. The nonmagnetic layers 74 and 83 are preferably formed of a nonmagnetic conductive material such as Ta, Ru, Rh, Ir, Cr, Re, or Cu.
[0474]
The nonmagnetic layers 74 and 83 serve as upper gap layers. However, since the nonmagnetic layers 74 and 83 are also formed on the bottom surface 21b of the recess 21 or the bottom surface 41b of the recess 41, It is not preferable to cover the bottom surface 21b of the recess 21 serving as the entrance / exit or the bottom surface 41b of the recess 41 with, for example, nonmagnetic layers 74 and 83 made of an insulating material because the current hardly flows in the multilayer film. Therefore, in the present invention, the nonmagnetic layers 74 and 83 are preferably formed of a nonmagnetic conductive material.
[0475]
In the present invention, an electrode layer made of, for example, Au, W, Cr, Ta or the like is provided on the upper surface and / or the lower surface of the multilayer film, and the magnetic material is interposed on the surface of the electrode layer opposite to the multilayer film via a gap layer. A configuration in which a shield layer made of metal is provided may also be used.
[0476]
44 to 48 or the CPP type magnetic detection element shown in FIGS. 57 to 65 is expected to have the same effect as the CIP type magnetic detection element shown in FIGS. 7 to 11 or 17 to 21. can do.
[0477]
That is, in the present invention, the concave portion 21 is formed with a uniform thickness on the second antiferromagnetic layer in the track width direction (the X direction in the drawing) using reactive ion etching (RIE) or ion milling. Since it can be formed simply by shaving in the vertical direction, the recess 21 can be formed with an accurate width dimension. That is, the track width Tw of the magnetic detection element can be accurately defined.
[0478]
In addition, since there is no insensitive area in the area of the track width (optical track width) Tw set when the magnetic detection element is formed, the optical track width Tw of the magnetic detection element is reduced in order to cope with higher recording density. In this case, it is possible to suppress a decrease in reproduction output.
[0479]
Furthermore, in the present embodiment, the side end surfaces S, S of the magnetic detection element can be formed so as to be perpendicular to the track width direction, so that variation in the length of the free magnetic layer 15 in the track width direction is suppressed. be able to. As described above, the occurrence of side reading can be appropriately suppressed.
[0480]
In the magnetic detection element shown in FIGS. 44 to 48 or the magnetic detection element shown in FIGS. 57 to 65, the nonmagnetic material layer 14 constituting the multilayer film A1 or multilayer film A2 is formed of a nonmagnetic conductive material such as Cu. Or the nonmagnetic material layer 14 may be made of Al. 2 O Three And SiO 2 It may be formed of an insulating material. The former magnetic sensing element has a structure called a spin valve GMR magnetoresistive effect element (CPP-GMR), and the latter magnetic sensing element has a structure called a spin valve tunnel magnetoresistive effect element (CPP-TMR). .
[0481]
The tunnel type magnetoresistive element uses the tunnel effect to cause a resistance change. When the magnetizations of the pinned magnetic layer 13 and the free magnetic layer 15 are antiparallel, the nonmagnetic material layer 14 is the most. As a result, the tunnel current hardly flows and the resistance value is maximized. On the other hand, when the magnetizations of the pinned magnetic layer 13 and the free magnetic layer 15 are parallel, the tunnel current flows most easily and the resistance value is minimized. .
[0482]
Utilizing this principle, the magnetization of the free magnetic layer 15 fluctuates due to the influence of an external magnetic field, so that the changing electric resistance is changed as a voltage change (in constant current operation) or current change (in constant voltage operation). In view of this, the leakage magnetic field from the recording medium is detected.
[0483]
44 to 48 or 57 to 65 described in detail above, a writing inductive element may be laminated thereon.
[0484]
The magnetic detection element of the present invention is used for a magnetic sensor, a hard disk, and the like.
[0485]
【The invention's effect】
In the present invention described in detail above, the magnetization direction of the pinned magnetic layer is fixed in a predetermined direction by annealing the multilayer film in a magnetic field without a second antiferromagnetic layer laminated on the multilayer film. Therefore, in the state where the second antiferromagnetic layer is laminated on the multilayer film, no exchange anisotropic magnetic field is generated by the second antiferromagnetic layer.
[0486]
That is, the exchange anisotropy magnetic field by the second antiferromagnetic layer is generated for the first time in the second magnetic field annealing after the second antiferromagnetic layer is stacked, and the magnetization direction of the free magnetic layer is set to a predetermined value. It becomes easy to move in the direction. Therefore, it becomes easy to fix the magnetization direction of the free magnetic layer in a direction orthogonal to the magnetization direction of the pinned magnetic layer.
[0487]
In the magnetic detection element manufactured by the manufacturing method of the present invention, the track width is determined by the width dimension of the bottom surface of the recess. That is, the magnetization direction of the magnetic layer whose magnetization direction is changed by an external magnetic field such as the free magnetic layer can be changed only in the portion overlapping the bottom surface of the recess. In addition, the concave portion is formed by simply cutting the second antiferromagnetic layer formed with a uniform thickness in a direction perpendicular to the track width direction by using reactive ion etching (RIE) or ion milling. Since it can be formed, the concave portion can be formed with an accurate width dimension. That is, the track width of the magnetic detection element can be accurately defined.
[0488]
Furthermore, in the present invention, the side surface of the concave portion can be a vertical surface with respect to the track width direction. In other words, the entire region outside the track width region can have a sufficient film thickness to cause antiferromagnetism by the second antiferromagnetic layer, and the free magnetic field can be formed in the entire region outside the track width region. The magnetization direction of the layer can be reliably fixed.
[0489]
Therefore, the magnetization direction of the free magnetic layer can be moved only in the track width region of the magnetic detection element, and side reading around the track width region can be prevented.
[0490]
The magnetic detection element according to the present invention can be applied to either a CIP type magnetic detection element or a CPP type magnetic detection element.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing one step of a method for manufacturing a magnetic sensing element according to a first embodiment of the present invention;
FIG. 2 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 1 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 3 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 2 in the method of manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 4 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 3 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 5 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 4 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
6 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 5 in the method of manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 7 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the first embodiment of the present invention when viewed from the surface facing the recording medium;
FIG. 8 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the second embodiment of the present invention as viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 9 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a third embodiment of the present invention when viewed from the side facing a recording medium;
FIG. 10 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a fourth embodiment of the present invention when viewed from the side facing a recording medium;
FIG. 11 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a fifth embodiment of the present invention when viewed from the surface facing a recording medium;
FIG. 12 is a cross-sectional view showing one step of a method for manufacturing a magnetic sensing element according to a sixth embodiment of the present invention;
FIG. 13 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 12 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 14 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 13 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 15 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 14 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 16 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 15 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 17 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a sixth embodiment of the present invention, as viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 18 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a seventh embodiment of the present invention when viewed from the surface facing a recording medium;
FIG. 19 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to an eighth embodiment of the present invention when viewed from the side facing a recording medium;
FIG. 20 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a ninth embodiment of the present invention when viewed from the side facing a recording medium;
FIG. 21 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a tenth embodiment of the present invention when viewed from the side facing a recording medium;
FIG. 22 is a cross-sectional view showing one step of a method for manufacturing a magnetic sensing element according to an eleventh embodiment of the present invention;
FIG. 23 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 22 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
24 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 23 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 25 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the eleventh embodiment of the present invention when viewed from the surface facing the recording medium;
FIG. 26 is a cross-sectional view showing a step of the method of manufacturing a magnetic detection element according to the twelfth embodiment of the present invention;
FIG. 27 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 26 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 28 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 27 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 29 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a thirteenth embodiment of the present invention when viewed from the side facing a recording medium;
FIG. 30 is a conceptual diagram of a hysteresis loop of a synthetic ferrifree free magnetic layer;
FIG. 31 is a style explanatory diagram for explaining a spin filter effect by a backed layer;
FIG. 32 is a style explanatory diagram for explaining the spin filter effect by the backed layer;
FIG. 33 is a schematic explanatory diagram for explaining the specular reflection effect by the specular reflection layer;
FIG. 34 is a schematic explanatory diagram for explaining the specular reflection effect by the specular reflection layer;
FIG. 35 is a cross-sectional view showing a step of the method of manufacturing a magnetic detection element according to the fourteenth embodiment of the present invention;
FIG. 36 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 35 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 37 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 36 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 38 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 37 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 39 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 38 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 40 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 39 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
41 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 40 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 42 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 41 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
43 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 42 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 44 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the fourteenth embodiment of the present invention when viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 45 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the fifteenth embodiment of the present invention when viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 46 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the sixteenth embodiment of the present invention when viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 47 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the seventeenth embodiment of the present invention when viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 48 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the eighteenth embodiment of the present invention when viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 49 is a cross-sectional view showing a step of the method of manufacturing the magnetic detection element according to the nineteenth embodiment of the present invention;
FIG. 50 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 49 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 51 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 50 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 52 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 51 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 53 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 52 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
54 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 53 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 55 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 54 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 56 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 55 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 57 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the nineteenth embodiment of the present invention when viewed from the surface facing the recording medium;
FIG. 58 is a sectional view of the magnetic detection element formed according to the twentieth embodiment of the present invention, as viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 59 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the twenty-first embodiment of the present invention when viewed from the surface facing the recording medium;
FIG. 60 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a twenty-second embodiment of the present invention, as viewed from the side facing the recording medium;
61 is a cross-sectional view of a magnetic detection element formed according to a twenty-third embodiment of the present invention when viewed from the side facing a recording medium;
FIG. 62 is a sectional view of the magnetic detection element formed according to the twenty-fourth embodiment of the present invention, as viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 63 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the twenty-fifth embodiment of the present invention when viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 64 is a cross-sectional view of the magnetic detection element formed according to the twenty-sixth embodiment of the present invention when viewed from the side facing the recording medium;
FIG. 65 is a sectional view of the magnetic detection element formed according to the twenty-seventh embodiment of the present invention, as viewed from the side facing the recording medium;
66 is a cross-sectional view showing a step of the method for manufacturing a magnetic sensing element according to any of the twenty-fourth to twenty-seventh embodiments of the present invention;
FIG. 67 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 66 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
68 is a cross-sectional view showing the next step of FIG. 67 in the method for manufacturing a magnetic detection element of the present invention;
FIG. 69 is a cross-sectional view of a conventional magnetic detection element,
FIG. 70 is a process diagram of a conventional method for manufacturing a magnetic detection element;
71 is a cross-sectional view of a conventional magnetic detection element;
[Explanation of symbols]
11 Substrate
12 First antiferromagnetic layer
13 Fixed magnetic layer
13a First pinned magnetic layer
13b Nonmagnetic intermediate layer
13c Second pinned magnetic layer
14 Nonmagnetic material layer
15 Free magnetic layer
16 Nonmagnetic intermediate layer
17 Ferromagnetic layer
19, 32 Second antiferromagnetic layer
21, 24, 41, 45 Recess
30 Nonmagnetic layer
31 Other antiferromagnetic layers
18 Protective layer
22, 23, 43, 44 Electrode layer
70 Lower electrode layer
71 Insulating layer
72 Other insulation layers
73 Upper electrode layer

Claims (45)

（ａ）基板上に下から順に、第１の反強磁性層、固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層、非磁性中間層、強磁性層、及び保護膜を有する多層膜を成膜する工程と、
（ｂ）前記多層膜を、第１の熱処理温度、第１の大きさの磁界中で、磁場中アニールして前記固定磁性層の磁化方向を所定の方向に固定する工程と、
（ｃ）前記保護膜、及び前記強磁性層を所定厚さ削る工程と、
（ｄ）前記強磁性層を磁性材料を用いて再成膜し、さらに前記強磁性層上に第２の反強磁性層を連続成膜する工程と、
（ｅ）前記第２の反強磁性層が積層された多層膜を、第２の熱処理温度、第２の大きさの磁界中で磁場中アニールすることにより、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叉する方向に向ける工程と、
（ｆ）前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対のレジストを積層し、前記第２の反強磁性層の前記レジストによって挟まれた部位をトラック幅方向に対して垂直方向に削り込むことにより凹部を形成する工程と、
を有することを特徴とする磁気検出素子の製造方法。(A) A multilayer film having a first antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic material layer, a free magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, a ferromagnetic layer, and a protective film is formed on the substrate in order from the bottom. And a process of
(B) fixing the magnetization direction of the fixed magnetic layer in a predetermined direction by annealing the multilayer film in a magnetic field having a first heat treatment temperature and a first magnitude;
(C) cutting the protective film and the ferromagnetic layer to a predetermined thickness;
(D) re-depositing the ferromagnetic layer using a magnetic material, and further continuously forming a second antiferromagnetic layer on the ferromagnetic layer;
(E) annealing the multilayer film in which the second antiferromagnetic layer is laminated in a magnetic field having a second heat treatment temperature and a second magnitude, thereby changing the magnetization direction of the free magnetic layer Directing in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer;
(F) A pair of resists are stacked on the second antiferromagnetic layer with an interval in the track width direction, and a portion sandwiched between the resists in the second antiferromagnetic layer is arranged in the track width direction. A step of forming a recess by cutting in a vertical direction,
A method for manufacturing a magnetic sensing element, comprising: 前記（ｆ）の工程において、前記凹部の底面が前記第２の反強磁性層内に位置するように、前記凹部を形成する請求項１記載の磁気検出素子の製造方法。In the step of the (f), as the bottom surface of the recess is located at the second antiferromagnetic layer, the manufacturing method of the magnetic sensing element according to claim 1, wherein forming the recess. 前記凹部の底面の下部に位置する前記第２の反強磁性層の領域の厚さを０より大きく３０Å以下にする請求項２記載の磁気検出素子の製造方法。The method for manufacturing a magnetic sensing element according to claim 2, wherein the thickness of the region of the second antiferromagnetic layer located below the bottom surface of the recess is below larger 30Å than 0. 前記（ｆ）において、前記凹部の底面が前記強磁性層内に位置するように、前記凹部を形成する請求項１記載の磁気検出素子の製造方法。Oite said (f), as the bottom surface of the recess is positioned in the ferromagnetic layer, the manufacturing method of the magnetic sensing element according to claim 1, wherein forming the recess. 前記（ｆ）の工程において、前記凹部の底面が前記非磁性中間層内に位置するように、前記凹部を形成する請求項１記載の磁気検出素子の製造方法。In the step of the (f), as the bottom surface of the recess is located in the non-magnetic intermediate layer, the manufacturing method of the magnetic sensing element according to claim 1, wherein forming the recess. 前記（ｅ）工程において、第２の熱処理温度を第１の反強磁性層のブロッキング温度より低い温度に設定する請求項１ないし５のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。Oite in step (e), a manufacturing method of the magnetic sensing element according to any one of claims 1 to 5 to set the second heat treatment temperature to a temperature lower than the blocking temperature of the first antiferromagnetic layer. 前記（ｅ）工程において、第２の磁界の大きさを第１の反強磁性層の交換異方性磁界より小さくする請求項１ないし６のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。Oite in step (e), a manufacturing method of the magnetic sensing element according to any one of claims 1 to 6 the magnitude of the second magnetic field is smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the first antiferromagnetic layer . 前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対の電極層を積層する工程を有する請求項１ないし７のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。Manufacturing method of the the second antiferromagnetic layer, a magnetic sensing element according to any one of claims 1 to 7 comprising a step of laminating a pair of electrode layers at an interval in the track width direction. 前記（ｆ）工程の代りに、
（ｌ）前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対の電極層を積層し、前記第２の反強磁性層の前記一対の電極層によって挟まれた部位を削り込むことにより凹部を形成する工程を有する請求項８に記載の磁気検出素子の製造方法。Instead of step (f),
(L) A pair of electrode layers are stacked on the second antiferromagnetic layer with a space in the track width direction, and a portion sandwiched between the pair of electrode layers of the second antiferromagnetic layer is formed. The manufacturing method of the magnetic detection element of Claim 8 which has the process of forming a recessed part by grinding. 前記（ａ）工程の前に、
（ｍ）基板上に、下部電極層を形成する工程を有し、
前記（ｆ）工程の代わりに、
（ｎ）前記第２の反強磁性層上に絶縁層を成膜する工程と、
（ｏ）前記絶縁層上に、トラック幅方向の中央部に穴部を設けたレジストを積層し、前記絶縁層及び前記第２の反強磁性層の前記穴部に露出する部位を削り込むことにより凹部を形成する工程と、
（ｐ）前記凹部の底面に電気的に導通する上部電極層を形成する工程と、
を有する請求項１ないし７のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。Before the step (a),
(M) having a step of forming a lower electrode layer on the substrate;
Instead of the step (f),
(N) forming an insulating layer on the second antiferromagnetic layer;
(O) Laminating a resist having a hole at the center in the track width direction on the insulating layer, and cutting a portion exposed in the hole of the insulating layer and the second antiferromagnetic layer. Forming a recess by
(P) forming an electrically conductive upper electrode layer on the bottom surface of the recess;
A method for manufacturing a magnetic sensing element according to claim 1, comprising : 前記（ｏ）工程と前記（ｐ）工程の間に、
（ｑ）前記凹部から前記絶縁層上にかけて他の絶縁層を成膜する工程と、
（ｒ）前記凹部の底面上に積層された前記他の絶縁層を除去する工程と、
を有する請求項１０記載の磁気検出素子の製造方法。Between the step (o) and the step (p),
(Q) depositing another insulating layer from the recess to the insulating layer;
(R) removing the other insulating layer laminated on the bottom surface of the recess;
The manufacturing method of the magnetic detection element of Claim 10 which has these. 前記（ｍ）工程と前記（ａ）工程の間に、
（ｓ）前記下部電極層のトラック幅方向の中央に、前記多層膜方向に突出した突出部を形成する工程と
（ｔ）前記下部電極層の前記突出部のトラック幅方向の両側部に絶縁層を設ける工程とを有し、
前記（ａ）工程において、
前記突出部の上面が前記多層膜の下面と接するように、前記多層膜を形成する請求項１０又は１１に記載の磁気検出素子の製造方法。Between the step (m) and the step (a),
(S) a step of forming a protrusion protruding in the multilayer film direction at the center of the lower electrode layer in the track width direction; and (t) an insulating layer on both sides of the protrusion of the lower electrode layer in the track width direction. And a step of providing
In the step (a),
The method of manufacturing a magnetic detection element according to claim 10 , wherein the multilayer film is formed so that an upper surface of the protruding portion is in contact with a lower surface of the multilayer film. 前記（ｔ）工程において、
前記突出部の上面と、前記下部電極層の両側端部上に設けられた前記絶縁層の上面を同一平面にする請求項１２記載の磁気検出素子の製造方法。In the step (t),
The method of manufacturing a magnetic detection element according to claim 12 , wherein the upper surface of the projecting portion and the upper surface of the insulating layer provided on both end portions of the lower electrode layer are flush with each other. 前記（ａ）の工程において、前記固定磁性層を、単位面積あたりの磁気モーメントの大きさが異なる複数の強磁性材料層を、非磁性中間層を介して積層することによって形成する請求項１ないし１３のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。In the step (a), the pinned magnetic layer is formed by laminating a plurality of ferromagnetic material layers having different magnetic moments per unit area through a nonmagnetic intermediate layer. 14. A method for manufacturing a magnetic detection element according to any one of items 13 to 13 . （ｇ）基板上に下から順に、第１の反強磁性層、固定磁性層、非磁性材料層、フリー磁性層、非磁性中間層、強磁性層、及び他の反強磁性層を有する多層膜を成膜する工程と、
（ｈ）前記多層膜を、第１の熱処理温度、第１の大きさの磁界中で、磁場中アニールして前記固定磁性層の磁化方向を所定の方向に固定する工程と、
（ｉ）前記多層膜上に第２の反強磁性層を成膜する工程と、
（ｊ）前記第２の反強磁性層が積層された多層膜を、第２の熱処理温度、第２の大きさの磁界中で磁場中アニールすることにより、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叉する方向に向ける工程と、
（ｋ）前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対のレジストを積層し、前記第２の反強磁性層の前記レジストによって挟まれた部位をトラック幅方向に対して垂直方向に削り込むことにより凹部を形成する工程と、
を有することを特徴とする磁気検出素子の製造方法。(G) A multilayer having a first antiferromagnetic layer, a pinned magnetic layer, a nonmagnetic material layer, a free magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, a ferromagnetic layer, and another antiferromagnetic layer in order from the bottom on the substrate. Forming a film;
(H) fixing the magnetization direction of the fixed magnetic layer in a predetermined direction by annealing the multilayer film in a magnetic field at a first heat treatment temperature and a first magnitude;
(I) forming a second antiferromagnetic layer on the multilayer film;
(J) annealing the multilayer film in which the second antiferromagnetic layer is laminated in a magnetic field at a second heat treatment temperature and a second magnitude, thereby changing the magnetization direction of the free magnetic layer Directing in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer;
(K) A pair of resists are stacked on the second antiferromagnetic layer with an interval in the track width direction, and a portion sandwiched between the resists in the second antiferromagnetic layer is arranged in the track width direction. A step of forming a recess by cutting in a vertical direction,
A method for manufacturing a magnetic sensing element, comprising: 前記（ｇ）の工程において、前記強磁性層の上面に接して、非磁性層を積層する請求項１５に記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 15 , wherein in the step (g), a nonmagnetic layer is laminated in contact with the upper surface of the ferromagnetic layer. 前記他の反強磁性層とのＲＫＫＹ結合により前記強磁性層の磁化方向が前記固定磁性層の磁化方向と交叉する方向へ向けられる請求項１６に記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 16 , wherein the magnetization direction of the ferromagnetic layer is directed in a direction crossing the magnetization direction of the pinned magnetic layer by RKKY coupling with the other antiferromagnetic layer. 前記非磁性層をＲｕ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕのうち１種または２種以上の元素を用いて形成する請求項１６または１７に記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic detection element according to claim 16 or 17 , wherein the nonmagnetic layer is formed using one or more elements of Ru, Cu, Ag, and Au. 前記（ｋ）の工程において、前記凹部の底面が前記第２の反強磁性層内に位置するように、前記凹部を形成する請求項１５ないし１８のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。  The method of manufacturing a magnetic detection element according to claim 15, wherein in the step (k), the recess is formed so that a bottom surface of the recess is located in the second antiferromagnetic layer. . 前記凹部の底面の下部に位置する前記第２の反強磁性層の領域と前記他の反強磁性層の厚さの合計を０より大きく３０Å以下にする請求項１９に記載の磁気検出素子の製造方法。  20. The magnetic sensing element according to claim 19, wherein the total thickness of the second antiferromagnetic layer and the other antiferromagnetic layer located below the bottom surface of the recess is greater than 0 and less than or equal to 30 mm. Production method. 前記（ｋ）の工程において、前記凹部の底面が前記強磁性層内に位置するように、前記凹部を形成する請求項１５ないし１８のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic detecting element according to claim 15, wherein in the step (k), the recess is formed so that a bottom surface of the recess is located in the ferromagnetic layer. 前記（ｋ）の工程において、前記凹部の底面が前記非磁性中間層内に位置するように、前記凹部を形成する請求項１５ないし１８のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。  The method of manufacturing a magnetic detection element according to claim 15, wherein in the step (k), the recess is formed so that a bottom surface of the recess is positioned in the nonmagnetic intermediate layer. 前記（ｋ）の工程において、前記凹部の底面が前記他の反強磁性層内に位置するように前記凹部を形成する請求項１５ないし１８のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic detection element according to claim 15, wherein, in the step (k), the recess is formed so that a bottom surface of the recess is positioned in the other antiferromagnetic layer. 前記凹部の底面の下部に位置する前記他の反強磁性層の領域の厚さThickness of the region of the other antiferromagnetic layer located below the bottom surface of the recess を０より大きく３０Å以下にする請求項２３に記載の磁気検出素子の製造方法。24. The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 23, wherein the value is set to be greater than 0 and 30 mm or less. 前記（ｋ）の工程において、前記凹部の底面が前記非磁性層内に位置するように前記凹部を形成する請求項１６ないし１８のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。In the step of the (k), the manufacturing method of the magnetic sensing element according to any one of claims 16 to 18 the bottom surface of the recess to form the recess to be located on the non-magnetic layer. 前記（ｊ）の工程において、第２の熱処理温度を第１の反強磁性層のブロッキング温度より低い温度に設定する請求項１５ないし２５のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。  26. The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 15, wherein in the step (j), the second heat treatment temperature is set to a temperature lower than the blocking temperature of the first antiferromagnetic layer. 前記（ｊ）の工程において、第２の磁界の大きさを第１の反強磁性層の交換異方性磁界より小さくする請求項１５ないし２６のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。  27. The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 15, wherein in the step (j), the magnitude of the second magnetic field is made smaller than the exchange anisotropic magnetic field of the first antiferromagnetic layer. 前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対の電極層を積層する工程を有する請求項１５ないし２７のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。  28. The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 15, further comprising a step of laminating a pair of electrode layers on the second antiferromagnetic layer with an interval in a track width direction. 前記（ｋ）の工程の代りに、  Instead of the step (k),
（ｕ）前記第２の反強磁性層上に、トラック幅方向に間隔をあけて一対の電極層を積層し、前記第２の反強磁性層の前記一対の電極層によって挟まれた部位を削り込むことにより凹部を形成する工程を有する請求項２８に記載の磁気検出素子の製造方法。(U) A pair of electrode layers are stacked on the second antiferromagnetic layer with an interval in a track width direction, and a portion sandwiched between the pair of electrode layers of the second antiferromagnetic layer is formed. The method for manufacturing a magnetic sensing element according to claim 28, further comprising a step of forming a recess by cutting. 前記（ｇ）工程の前に、  Before the step (g),
（ｖ）基板上に、下部電極層を形成する工程を有し、(V) having a step of forming a lower electrode layer on the substrate;
前記（ｋ）工程の代わりに、  Instead of the step (k),
（ｗ）前記第２の反強磁性層上に絶縁層を成膜する工程と、(W) forming an insulating layer on the second antiferromagnetic layer;
（ｘ）前記絶縁層上に、トラック幅方向の中央部に穴部を設けたレジストを積層し、前記絶縁層及び前記第２の反強磁性層の前記穴部に露出する部位を削り込むことにより凹部を形成する工程と、(X) Laminating a resist provided with a hole in the center in the track width direction on the insulating layer, and cutting a portion exposed in the hole of the insulating layer and the second antiferromagnetic layer. Forming a recess by
（ｙ）前記凹部の底面に電気的に導通する上部電極層を形成する工程と、(Y) forming an electrically conductive upper electrode layer on the bottom surface of the recess;
を有する請求項１５ないし２７のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。A method for manufacturing a magnetic sensing element according to claim 15, comprising: 前記（ｘ）工程と前記（ｙ）工程の間に、  Between the step (x) and the step (y),
（ｚ）前記凹部から前記絶縁層上にかけて他の絶縁層を成膜する工程と、(Z) depositing another insulating layer from the recess to the insulating layer;
（α）前記凹部の底面上に積層された前記他の絶縁層を除去する工程と、(Α) removing the other insulating layer laminated on the bottom surface of the recess;
を有する請求項３０に記載の磁気検出素子の製造方法。The manufacturing method of the magnetic detection element of Claim 30 which has these. 前記（ｖ）工程と前記（ｇ）工程の間に、  Between the step (v) and the step (g),
（β）前記下部電極層のトラック幅方向の中央に、前記多層膜方向に突出した突出部を形成する工程と(Β) forming a protruding portion protruding in the multilayer film direction at the center of the lower electrode layer in the track width direction;
（γ）前記下部電極層の前記突出部のトラック幅方向の両側部に絶縁層を設ける工程とを有し、(Γ) providing an insulating layer on both sides in the track width direction of the protruding portion of the lower electrode layer,
前記（ｇ）工程において、  In the step (g),
前記突出部の上面が前記多層膜の下面と接するように、前記多層膜を形成する請求項３０または３１に記載の磁気検出素子の製造方法。  32. The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 30, wherein the multilayer film is formed so that an upper surface of the protruding portion is in contact with a lower surface of the multilayer film. 前記（γ）工程において、  In the step (γ),
前記突出部の上面と、前記下部電極層の両側端部上に設けられた前記絶縁層の上面を同一平面にする請求項３２記載の磁気検出素子の製造方法。  33. The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 32, wherein the upper surface of the projecting portion and the upper surface of the insulating layer provided on both end portions of the lower electrode layer are flush with each other. 前記（ｇ）の工程において、前記固定磁性層を、単位面積あたりの磁気モーメントの大きさが異なる複数の強磁性材料層を、非磁性中間層を介して積層することによって形成する請求項１５ないし３３のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。  In the step (g), the pinned magnetic layer is formed by laminating a plurality of ferromagnetic material layers having different magnetic moments per unit area via a nonmagnetic intermediate layer. 34. A method for producing a magnetic sensing element according to any one of 33. 前記下部電極層、あるいは、前記上部電極層、又は、前記下部電極層及び前記上部電極層を、磁性材料で形成する請求項１０ないし１３、３０ないし３３のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。The lower electrode layer, or the upper electrode layer, or the production of magnetic sensing element according to any one of the lower electrode layer and the upper electrode layer, to 13, 30 to claim 10 formed of a magnetic material 33 Method. 前記上部電極層を、前記凹部の底面と電気的に導通する非磁性導電性材料で形成される層と磁性材料で形成される層が積層されたものとして形成する請求項１０ないし１３、３０ないし３３、３５のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。Said upper electrode layer, to a layer formed by the bottom surface and electrically layer and a magnetic material formed of a non-magnetic conductive material conducting the recesses 13, 30 to claim 10 to form as being stacked A method for manufacturing a magnetic sensing element according to any one of 33 and 35 . 前記非磁性材料層を非磁性導電材料で形成する請求項１０ないし１３、３０ないし３３、３５、３６のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic sensing element according to any one of claims 10 to 13, 30 to 33 , 35 , and 36 , wherein the nonmagnetic material layer is formed of a nonmagnetic conductive material. 前記非磁性材料層を絶縁材料で形成する請求項１０ないし１３、３３ないし３３、３５、３６のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic sensing element according to any one of claims 10 to 13 , 33 to 33 , 35 , and 36 , wherein the nonmagnetic material layer is formed of an insulating material. 前記非磁性中間層を、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する請求項１４又は３４に記載の磁気検出素子の製造方法。35. The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 14, wherein the nonmagnetic intermediate layer is formed of one or more alloys of Ru, Rh, Ir, Cr, Re, and Cu. 前記第１の反強磁性層と前記第２の反強磁性層を、同じ組成の反強磁性材料を用いて形成する請求項１ないし３９のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic detection device according to any one of claims 1 to 39 said first antiferromagnetic layer and the second antiferromagnetic layer is formed using an antiferromagnetic material of the same composition. 前記第１の反強磁性層及び／又は前記第２の反強磁性層を、ＰｔＭｎ合金、または、Ｘ―Ｍｎ（ただしＸは、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｏｓ，Ｎｉ，Ｆｅのいずれか１種または２種以上の元素である）合金で、あるいはＰｔ―Ｍｎ―Ｘ′（ただしＸ′は、Ｐｄ，Ｉｒ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｏｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ａｒ，Ｎｅ，Ｘｅ，Ｋｒのいずれか１種または２種以上の元素である）合金で形成する請求項１ないし４０のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。The first antiferromagnetic layer and / or the second antiferromagnetic layer is made of a PtMn alloy or X—Mn (where X is any of Pd, Ir, Rh, Ru, Os, Ni, and Fe). An alloy that is one or more elements, or Pt—Mn—X ′ (where X ′ is Pd, Ir, Rh, Ru, Au, Ag, Os, Cr, Ni, Ar, Ne, Xe) is any one or more elements of Kr) method of manufacturing the magnetic detection device according to any one of claims 1 to 40 to form an alloy. 前記強磁性層と前記フリー磁性層のうち少なくとも一層を、以下の組成を有する磁性材料で形成する請求項１ないし４１のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。
組成式がＣｏＦｅＮｉで示され、Ｆｅの組成比は９原子％以上で１７原子％以下で、Ｎｉの組成比は０．５原子％以上で１０原子％以下で、残りの組成比はＣｏである。At least one layer, the manufacturing method of the magnetic sensing element according to any one of claims 1 to 41 formed of a magnetic material having the following composition of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer.
The composition formula is CoFeNi, the composition ratio of Fe is 9 atomic% or more and 17 atomic% or less, the composition ratio of Ni is 0.5 atomic% or more and 10 atomic% or less, and the remaining composition ratio is Co. . 前記フリー磁性層と前記非磁性材料層との間にＣｏＦｅ合金あるいはＣｏからなる中間層を形成する請求項１ないし４１のいずれかに記載の磁気検出素子の製造方法。The method for manufacturing a magnetic sensing element according to any one of claims 1 to 41 to form an intermediate layer of CoFe alloy or Co between the nonmagnetic material layer and the free magnetic layer. 前記強磁性層と前記フリー磁性層のうち少なくとも一層を、以下の組成を有する磁性材料で形成する請求項４３記載の磁気検出素子の製造方法。
組成式がＣｏＦｅＮｉで示され、Ｆｅの組成比は７原子％以上で１５原子％以下で、Ｎｉの組成比は５原子％以上で１５原子％以下で、残りの組成比はＣｏである。44. The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 43 , wherein at least one of the ferromagnetic layer and the free magnetic layer is formed of a magnetic material having the following composition.
The composition formula is CoFeNi, the composition ratio of Fe is 7 atomic% or more and 15 atomic% or less, the composition ratio of Ni is 5 atomic% or more and 15 atomic% or less, and the remaining composition ratio is Co. 前記強磁性層及び前記フリー磁性層を前記ＣｏＦｅＮｉで形成する請求項４２または４４に記載の磁気検出素子の製造方法。The method of manufacturing a magnetic sensing element according to claim 42 or 44 for forming the ferromagnetic layer and the free magnetic layer in the CoFeNi.
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