JP4028123B2

JP4028123B2 - Magnetic transducer and magnetic regenerator

Info

Publication number: JP4028123B2
Application number: JP05865499A
Authority: JP
Inventors: 宏昌 ▲高▼橋; 進添谷
Original assignee: 株式会社日立グローバルストレージテクノロジーズ
Priority date: 1999-03-05
Filing date: 1999-03-05
Publication date: 2007-12-26
Anticipated expiration: 2019-03-05
Also published as: JP2000260010A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、一方向異方性を利用した磁気トランスデューサーに関し，該磁気トランスデューサーと該磁気トランスデューサーを使用し情報を読み書きする磁気記録再生装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】
スピンバルブ効果または巨大磁気抵抗効果と呼ばれる磁気抵抗効果を利用した磁気トランスデューサー（以下スピンバルブセンサーとも称す。）が知られている。スピンバルブ効果とは、２枚の磁性層の間に非磁性層を挟んだ積層構造の電気抵抗の変化が、非磁性層を介した磁性層間における伝導電子のもつスピンに依存した電気伝導，及び，それに付随する層界面でのスピン依存性散乱に帰する効果である。欧州特許ＥＰ−４９０６０８Ａ２号公報等に記載されている代表的なスピンバルブセンサーは、基板側から順に、第２の強磁性膜、非磁性膜、第１の強磁性膜、反強磁性膜を積層した積層構造を用いる。
【０００３】
第１の強磁性膜の磁化方向は、外部印加磁場ゼロの状態で、第２の強磁性膜の磁化方向と垂直になるように固定されている。この磁化方向の固定は、隣接する反強磁性膜と第１の強磁性膜との界面で発生する交換結合によって、第１の強磁性膜に一方向異方性を付与することによりなされている。一般に、第１の強磁性膜は、固定層と呼ばれ、本明細書においても固定層なる表現を用いることにする。固定層の代表的な磁化の固定方向は、浮上面に対して垂直な方向である。
【０００４】
一方、第２の強磁性膜の磁化方向は固定されておらず、外部磁場によって自由に回転することができるために、自由層と呼ばれている。スピンバルブセンサーでは、磁性媒体から発生する磁場を印加磁場として、この磁場に応じて自由層の磁化方向が自由に回転する。これにより、固定層の磁化方向と自由層の磁化方向のなす角度に変化が生じ、この角度の変化に応じて電気抵抗が変化する。この電気抵抗の変化を検出することにより、記録媒体からの磁気的信号を電気的信号に変換することができる。
【０００５】
また、上述の反強磁性膜としては、代表的な材料として、米国特許第４１０３３１５号公報に面心立方晶構造を有する不規則層のＦｅＭｎ合金が開示されている。
【０００６】
また、特開平６−７６２４７号公報には、反強磁性膜として体心正方晶構造を有するＭｎ合金が示されている。具体的には、ＮｉＭｎ（Ｍｎ量４６〜６０ａｔ％）、ＭｎＰｔ（Ｍｎ量３３〜６０ａｔ％）、およびＭｎＲｈ（Ｍｎ量５０〜６５ａｔ％）合金が列挙されている。
【０００７】
また、特開昭５４−１０９９７号公報には、強磁性ＮｉＦｅ合金膜と反強磁性ＦｅＭｎ合金膜との交換結合が一方向異方性を生じ、ＮｉＦｅ合金膜の磁化曲線を原点から磁場軸の方向にシフトさせることが開示されている。
【０００８】
また、特開平９−２３１５２５号公報には、面心立方晶構造を有するＣｏ系強磁性膜と、体心立方晶よりわずかに歪んだ結晶構造を有するＣｒＭｎＰｔ反強磁性膜との磁性積層膜（交換結合膜）が開示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
スピンバルブセンサーの固定用強磁性膜と反強磁性膜との交換結合膜には，
（１）反強磁性膜が高耐食性を示すこと，
（２）大きな一方向異方性を有すること（高結合磁界），
（３）高ブロッキング温度を示すこと，
（４）反強磁性膜が高比抵抗を有すること，
（５）反強磁性膜を高交換結合特性を維持しつつ薄膜化できること，
（６）結合磁界を得るための熱処理温度が低いことが望まれる。ここで，ブロッキング温度とは，結合磁界の消失する温度と定義される。また、結合磁界は、強磁性膜と反強磁性膜交換結合との交換結合により、強磁性膜の磁化曲線にシフト原点からのシフトのシフト量をいう。
【００１０】
上記特開平９−２３１５２５号公報によれば，面心立方晶をもつCo系強磁性膜と体心立方晶よりわずかに歪んだ結晶構造を有するCrMnPt反強磁性膜との交換結合膜は，上記（１）から（６）の条件を全て満足すると開示されている。しかし，将来，ギャップ間隔が狭くなったときに（狭ギャップ化）備えるには，この反強磁性膜をできるだけ薄くする必要があり，同公報により達成された技術では反強磁性膜の薄膜化は技術的に困難であるという問題に直面している。
【００１１】
本発明は、強磁性膜と、この強磁性膜に一方向異方性を発現させるための反強磁性膜とを有する磁気トランスデューサーであって、反強磁性膜の膜厚を薄くすることのできる磁気トランスデューサーを提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明によれば、以下のような磁気トランスデューサーが提供される。
【００１３】
すなわち、強磁性膜と、前記強磁性膜に一方向異方性を発現させるために、前記強磁性膜に接するように積層された、反強磁性膜と、を有し、
前記反強磁性膜は、結晶構造が体心立方構造である結晶粒の結晶格子が、膜面方向の特定の軸が伸長する方向に歪んでおり、
前記結晶粒は、ＣｒＭｎにＰｔ元素を添加した合金を含み、
歪みを生じる前の前記結晶構造の格子定数が、前記強磁性膜を構成する結晶粒の格子定数よりも小さいか、もしくは同等の材料からなることを特徴とする磁気トランスデューサーである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について説明する。
【００１５】
まず、本発明の一実施の形態の磁気トランスデューサーについて図１２を用いて説明する。
【００１６】
図１２の磁気トランスデューサーは、基板１００上に、順に積層された、強磁性膜（自由層）１２１、非磁性膜１２２、強磁性膜（固定層）１０１、反強磁性膜１０２を備えている。これらの積層膜の両脇には、これらの積層膜に検出電流を流すための電極１２５が配置されている。強磁性膜（自由層）１２１の磁化１２７は、外部磁場（記録媒体からの磁場）が印加されていない状態で、電極１２５の間隔方向に平行に向けられている。この強磁性膜（自由層）１２１の磁化１２７は、外部磁場の向きに対応して、膜面内で自由に回転する。非磁性膜１２２は、強磁性膜（自由層）１２１と強磁性膜（固定層）１０１とを分離するために配置されている。強磁性膜（固定層）１０１は、反強磁性膜１０２によって一方向異方性を付与される。これにより強磁性膜（固定層）１０１の磁化１２８は、電極１２５の間隔方向と垂直な方向に固定されている。
【００１７】
なお、ここでいう一方向異方性とは、膜面内３６０゜の方向の中で一つの方向にのみ磁化容易軸が存在している状態である。通常、膜中に単一方向に拘束されたスピンが存在する場合に生じる誘導磁気異方性の一種である。
【００１８】
図１２の構成の磁気トランスデューサーは、通常、スピンバルブセンサと呼ばれ、電極１２５の検出電流から、強磁性膜（自由層）１２１、非磁性層１２２、強磁性膜（固定層）１０１の電気抵抗が変化を検出することにより、外部磁場による強磁性膜（自由層）１２１の磁化１２７の回転を検出することができる。
【００１９】
強磁性膜（自由層）１２１は、ここではＮｉＦｅ膜を用いるが、通常の強磁性膜を用いることができる。非磁性層１２２は、Ｃｕ膜を用いるが、非磁性金属膜であればＣｕ膜以外の膜でもよい。
【００２０】
反強磁性膜１０２としては、ＣｒＭｎに、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｉｒのうちの少なくとも一つの元素を、２０原子％以下の範囲で添加した合金の膜を用いる。ここでは、反強磁性膜１０２として、ＣｒＭｎＰｔ膜を用いる。これらの反強磁性合金を反強磁性膜１０２として用いるのは、これらの合金を磁場中で熱処理すると、自発的に結晶構造が歪む性質を有しており、この自発的な歪みにより、強磁性膜１０１に対して大きな一方向異方性を発現させることができる。
【００２１】
強磁性膜（固定層）１０１としては、通常の強磁性材料膜を用いることができるが、望ましくは、この上に形成される反強磁性膜１０２である体心立方晶のＣｒＭｎＰｔ膜が、（１１０）面を膜面方向に配向させて成長する強磁性膜であることが望ましい。そのため、強磁性膜（固定層）１０１としては、体心立方格子を有するＦｅ系合金膜あるいはＣｏ系合金膜であることが望ましく、どのような濃度比で組成を構成していても良い。さらに望ましくはＦｅ系の合金膜かＣｏ系の合金膜に、Ａｕ，Ｐｄ，Ｒｈ，Ｒｕなどの貴金属元素を数原子％添加した合金膜が良好である。添加量は、最大でも２０ａｔ％が望ましい。ここでは代表例として、強磁性膜（固定層）１０１を、ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_x膜（Ｘ＝６、９）またはＦｅＣｏ₃₀Ｎｉ₁₅膜とする。また、体心立方構造以外の強磁性膜（固定層）１０１としては、膜面方向に（１１１）面が配向して成長した面心立方晶のＣｏ膜を用いることができる。この場合にも、強磁性膜（固定層）１０１の上に（１１０）面が膜面方向に配向したＣｒＭｎＰｔ膜（反強磁性膜１０２）が成長する。
【００２２】
なお、基板１００としてはガラスを用いる。
【００２３】
強磁性膜（固定層）１０１および強磁性膜（自由層）１２１の膜厚は、いずれも１〜５ｎｍである。非磁性膜１２２の膜厚は１〜３ｎｍである。反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の膜厚は１０ｎｍとした。
【００２４】
つぎに、図１２の磁気トランスデューサーを製造する手順について簡単に説明する。まず、ガラス基板１００上に強磁性膜（自由層）１２１、非磁性層１２２、強磁性膜（固定層）１０１、反強磁性層１０２、ならびに、電極１２５をスパッタリング法により成膜する。強磁性膜（自由層）１２１，強磁性膜（固定層）１０１，反強磁性膜１０２を成膜する際には、磁場を印加し、磁場中成膜とする。印加する磁場の方向は、強磁性膜（自由層）１２１の成膜時には電極１２５の間隔方向（図１２の磁化１２７の方向）、強磁性膜（固定層）１０１および反強磁性層１０２の成膜時には、電極１２５の間隔方向に垂直な方向（図１２の磁化１２８の方向）にする。
【００２５】
成膜後の反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）は、各結晶粒が体心立方構造の多結晶膜であり、各結晶粒は、膜面方向に（１１０）面が配向している。よって、各結晶粒のｃ軸（（００１）面の面間隔ｄ₀₀₁）の方向は、膜面方向である。
【００２６】
成膜後、反強磁性膜１０２および強磁性膜１０１に、これらの成膜時と同じ方向の磁場を印加しながら熱処理を施す。ここでは、２３０度で３時間磁場中熱処理を施した。これにより、反強磁性膜１０２は、自発的に結晶構造が、ｃ軸（（００１）面の面間隔ｄ₀₀₁の方向）に伸長する方向に歪む。これに伴い、強磁性膜１０１は、熱処理中の印加磁場の方向に大きな一方向異方性を発現し、強磁性膜１０１の磁化は、その方向に固定される。
【００２７】
以下、反強磁性膜１０２および強磁性膜１０１に、大きな一方向異方性が生じるメカニズムについて説明する。
【００２８】
発明者らは、図１のように基板１００上に直接、強磁性膜（固定層）１０１、反強磁性膜１０２を積層した試料を作製し、一方向異方性のメカニズムについて調べた。
【００２９】
図１の試料の作製方法としては、まず、膜面に平行な一方向の磁場を印加しながら、図１の積層膜をスパッタリング法により成膜した。強磁性膜１０１には体心立方晶を有するＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X（原子％）を用いた。この膜は、Ａｕ組成Ｘの値を変えることによって、この強磁性膜１０１の格子定数を変化させることができ、Ｘが大きいほど格子定数は大きくなる。本実施の形態では、強磁性膜１０１を、ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ₆膜とした試料と、ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ₉膜とした試料を用意した。なお、Ｘの値を変える方法として、スパッタリングを行う際に、ターゲット表面に一辺１ｃｍの正方形のＡｕ製の金属片（チップ）を置く方法をとった。本実施の形態においては，Ｘ＝６の膜を成膜する場合には、Ａｕチップを２４枚置き、Ｘ＝９の膜を成膜する場合には、３６枚置いた。
【００３０】
また、反強磁性膜１０２は、ＣｒＭｎＰｔ膜とした。
【００３１】
成膜直後の強磁性膜１０１および反強磁性膜１０２の結晶構造をＸ線回折法によって確認したところ、強磁性膜は、体心立方晶であった。また、反強磁性膜１０２は、各結晶粒が体心立方晶か、もしくは、体心立方晶からわずかに歪んだ結晶構造の多結晶であった。反強磁性膜１０２の結晶構造が、体心立方晶からわずかに歪んでいる結晶があったのは、成膜後の急冷時に、下地膜の強磁性膜１０１との格子間隔の不整合により、応力を受けたためであると考えられる。なお、強磁性膜１０１および反強磁性膜１０２は、いずれも、（１１０）面が膜面方向に一致するように配向していた。
【００３２】
成膜後、試料に磁場中熱処理を施した。これは、上述したように、ＣｒＭｎＰｔ膜を自発的に歪ませ、一方向異方性を発現させるためである。磁場中熱処理の温度は２３０℃とし、時間は３時間とした。磁場の方向は、成膜時に印加した磁場の方向と一致させた。
【００３３】
磁場中熱処理後の反強磁性膜１０２の歪みの方向を調べたところ、膜厚方向に収縮し、膜面内方向に伸長していた。上述のように、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）は、（１１０）面が膜面方向に一致するように配向している。したがって、（１１０）面の面間隔ｄ₁₁₀は収縮し、膜面に垂直な（００１）面の面間隔ｄ₀₀₁（ｃ軸）ならびに膜面から６０゜傾いた（１０１）面の面間隔ｄ₁₀₁は、伸長しているはずである。そこで、これをＸ線回折法により確認した。
【００３４】
まず、面間隔ｄ₀₀₁の伸長を具体的に表す指標としてＥを導入する。ＣｒＭｎＰｔ（１１０）面の面間隔ｄ₁₁₀と、（１１０）面に対して約６０゜傾斜した（１０１）面の面間隔ｄ₁₀₁と、（００１）面の面間隔ｄ₀₀₁（ｃ軸）との関係は、図３のように表すことができる。図３は、逆格子空間中での各方位の面間隔の逆数の対応関係を示している。図３のように、逆格子空間中での１／ｄ₁₁₀と１／ｄ₁₀₁とのなす角は、６０゜の関係になる。ここで、膜面内方向の格子定数の変化の大きさを定量的に示す指標として、Ｅ（％）を定義する。Ｅ（％）は、磁場中熱処理後のｄ₀₀₁（ｃ軸）が、熱処理前に比較してどれだけ伸長したかを示す。すなわち、図３は、ＣｒＭｎＰｔのｄ₀₀₁（ｃ軸）の格子定数がＥ％だけ面内方向に伸び、体心立方格子の対称性からずれていることを示している。なお、図３は、逆格子空間のため、Ｅを逆数で表されている。
【００３５】
図１の試料（ガラス基板１００／強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜））について、成膜後（ａｓ−ｄｅｐｏ．）と磁場中熱処理後に、上記ＣｒＭｎＰｔ膜のｄ₀₀₁（ｃ軸）の格子定数の伸びＥ％をＸ線回折法により測定した。その結果、Ｘ＝６の試料は、ａｓ−ｄｅｐｏ．の状態でＥ＝０（％）、磁場中熱処理後ではＥ＝２（％）であった。一方、Ｘ＝９の試料は、ａｓ−ｄｅｐｏ．の状態でＥ＝約０．５（％）、磁場中熱処理後ではＥ＝約２．５（％）にも達していた。これにより、磁場中熱処理後の反強磁性膜（ＣｒＭｎＰｔ膜）は、自発歪みにより体心立方晶よりもｄ₀₀₁（ｃ軸）方向に正に歪んでいることが確認できた。
【００３６】
つぎに、これらの試料（ガラス基板１００／強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜））について、ａｓ−ｄｅｐｏ．および磁場中熱処理後の一方向異方性Ｋｅを測定した。その結果を図２に示す。Ｘに関わらずａｓ−ｄｅｐｏ．においての一方向異方性Ｋｅは、０．０６ｅｒｇ／ｃｍ²であり、小さな一方向異方性しか得られなかった。一方、２３０゜３時間の磁場中熱処理後の一方向異方性Ｋｅは、Ｘ＝６の試料でＫｅ＝０．１７ｅｒｇ／ｃｍ²、Ｘ＝９の試料でＫｅ＝０．１８ｅｒｇ／ｃｍ²と増大していた。この熱処理後の一方向異方性Ｋｅの値は、図１２に示したスピンバルブセンサ型磁気トランスデューサーの強磁性膜（固定層）１０１の磁化の固定に用いる一方向異方性Ｋｅの値として実用基準値を大きく上回る値である。例えば、「ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ，Ｖｏｌ．１７９，Ｎｏ．３，ｐｐ．１６０４−１６１０（１９９６）」に開示されているガラス／ＮｉＯ／ＮｉＦｅ膜により、一方向異方性Ｋｅとして約０．０９ｅｒｇ／ｃｍ²程度が報告されており、同文献によれば、このＫｅの大きさで十分実用に耐えると開示されている。本実施の形態の上記試料で得られている一方向異方性Ｋｅの値は、この値を大きく上回っており、十分実用に耐えられると考えられる。
【００３７】
また、ガラス基板１００／強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜６ｎｍ）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の構成で磁場中熱処理後の試料について、一方向異方性Ｋｅの温度依存性を調べた。その結果を図１０、図１１に示す。Ｘ＝６の試料も、Ｘ＝９の試料も、一方向異方性Ｋｅは、温度が１５０℃を越える付近から減少し、約３５０℃で消失することがわかった。これにより、この試料のブロッキング温度は約３５０℃と高い温度であることがわかった。
【００３８】
以上のことから、反強磁性膜１０２として、磁場中熱処理によって自発歪みを生じるＣｒＭｎＰｔ膜を用いることにより、強磁性膜（固定層）１０１の磁化方向を強い一方向異方性で固定することのでき、しかも、ブロッキング温度の高いる磁気トランスデューサーが得られることがわかった。
【００３９】
なお、本実施の形態の反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）は、多結晶膜であり、各結晶粒の（１１０）面が膜面方向に一致するように配向していた。また、ｃ軸（ｄ₀₀₁）の向きは、結晶粒ごとに異なり、膜全体としてはランダムであった。各結晶粒は、それぞれｃ軸（ｄ₀₀₁）方向に伸長するように歪んでいた。よって、歪みの向きは、膜全体としてみるとランダムである。しかしながら、本実施の形態では、熱処理中に磁場を印加している方向に大きな一方向異方性を生じさせることができた。これらのことを考慮すると、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の各結晶粒のｃ軸が一方向にそろっていることがより望ましく、その場合には、さらに大きな一方向異方性を期待できる。よって、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の成膜条件を整える等して、各結晶粒のｃ軸（ｄ₀₀₁）方向が一致した多結晶反強磁性膜１０２を成膜するか、もしくは、単結晶の反強磁性膜１０２とすることが望ましい。
【００４０】
つぎに、上述の格子定数の伸びＥを、大きくすることについて検討する。
【００４１】
上述の試料（ガラス基板１００／強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜））の測定結果では、ａｓ−ｄｅｐｏ．の状態で測定したＥの大きさが、Ｘの値で異なっている。すなわち、Ｘ＝６の試料ではＥ＝０であるのに対し、Ｘ＝９の試料ではＥ＝約０．５となっている。これは、次のような理由であると考えられる。
【００４２】
この試料の強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜）の格子定数は、Ｘの値によって異なる。そのため、Ｘ＝６の場合の強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜）の格子定数は、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の格子定数とほぼ一致しているが、Ｘ＝９の場合は、強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜）の格子定数の方が反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の格子定数よりも大きくなる。そのため、ａｓ−ｄｅｐｏ．の状態でＸ＝６の場合は、Ｅ＝０であるのに対し、Ｘ＝９の場合は、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）のｃ軸の格子定数（ｄ₀₀₁）が、強磁性膜１０１のｃ軸の格子定数（ｄ₀₀₁）によって応力を受けてわずかに伸びることにより、Ｅ＝約０．５となっていると考えられる。
【００４３】
このことは、強磁性膜１０１の格子定数が、反強磁性膜１０２の格子定数よりも小さい場合には、反強磁性膜１０２の格子定数を縮ませる方向に応力が生じることを意味している。したがって、磁場中熱処理によって生じる反強磁性膜１０２の自発的歪みＥを、より大きくするためには、強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２の格子定数の不一致による応力が、反強磁性膜１０２の自発歪みを妨げないようにすることが望ましい。
【００４４】
そこで、これを確認するために、図１の構成の試料であって、強磁性膜１０１をＦｅＣｏ₃₀Ｎｉ₁₅膜とした試料を作製した。反強磁性膜１０２は、ＣｒＭｎＰｔ膜を用いた。すなわち、試料の積層構造を、ガラス基板／強磁性膜１０１（ＦｅＣｏ₃₀Ｎｉ₁₅膜）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）とした。ＦｅＣｏ₃₀Ｎｉ₁₅の格子定数ｃは、反強磁性膜１０２の格子定数ｃよりも小さい。この試料のａｓ−ｄｅｐｏ．と２３０℃３時間の磁場中熱処理後のＥの値を測定したところ、図４のように、ａｓ−ｄｅｐｏ．では、Ｅ＝−０．２５％と負の値であった。一方、磁場中熱処理後は、Ｅ＝１．２７％となった。このことから、反強磁性膜１０２が、格子定数の小さい強磁性膜１０１から格子定数を収縮させる方向の応力を受けていることが確認できた。なお、ａｓ−ｄｅｐｏ．でのｄ₁₁₀およびｄ₁₀₁は、それぞれ２．０８Å、２．０８（２．０７６）Åであった。磁場中熱処理後のｄ₁₁₀およびｄ₁₀₁は、それぞれ２．０７Å、２．０９Åであった。
【００４５】
これらのことから、強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２の格子定数の不一致による応力と、反強磁性膜１０２の自発歪みとの関係は、つぎのように表すことができる。
【００４６】
強磁性膜１０１の格子定数の大きさに関わらず、磁場中熱処理による反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の自発歪みは、ｃ軸方向について正の方向に働く。強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２の格子定数の不一致により反強磁性膜１０２が受ける応力は、強磁性膜１０１の格子定数と反強磁性膜１０２の格子定数との関係による。したがって、磁場中熱処理により発現する反強磁性膜１０２の格子歪みは、強磁性膜１０１の格子定数が反強磁性膜１０２の格子定数よりも小さい場合、同等の場合、大きい場合の３つの場合で発現の仕方が異なる。
【００４７】
強磁性膜１０１の格子定数ｃが反強磁性膜の格子定数ｃよりも小さい場合、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）が格子定数の不一致により強磁性膜１０１から受ける応力（以下、格子間拘束力の圧力ともいう）は、格子定数を収縮させる方向（負の方向）に働き、反強磁性膜１０２の自発歪みを妨げる。また、この応力の大きさは、強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２との界面において最も大きく、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の膜厚が厚くなるにしたがって減少する。これに対し、自発歪みは、膜厚によらず一定であるため、反強磁性膜１０２の結晶のｃ軸方向には、図７のように自発歪みの圧力と格子間拘束力の圧力との和の圧力が加わり、Ｅは、膜厚が薄い部分では負に、膜厚が厚くなるに従って正に転じる。これは、ガラス基板／強磁性膜１０１（ＦｅＣｏ₃₀Ｎｉ₁₅膜１５ｎｍ）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜２０ｎｍ）の試料の場合に相当する。
【００４８】
つぎに、強磁性膜１０１の格子定数ｃが、反強磁性膜１０２の格子定数ｃとほとんど同じ場合、格子間拘束力の圧力は無視できる範囲となる。このとき、反強磁性膜１０２の自発歪みの方向は正であり、膜厚方向についても一定であるため、反強磁性膜１０２の歪みＥは、図８のように、界面から膜厚方向に常に正で一定の大きさになる。これは、上述のガラス基板１００／強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜６ｎｍ）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜１０〜５０ｎｍ）の試料（Ｘ＝６）の場合に相当する。
【００４９】
また、強磁性膜１０１の格子定数ｃが、反強磁性膜１０２の格子定数ｃよりも大きい場合、格子間拘束力の圧力は、図９のように、反強磁性膜１０２の格子定数ｃを伸長させる方向（正の方向）に働く。また、この応力の大きさは、強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２との界面において最も大きく、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の膜厚が厚くなるにしたがって減少する。これに対し、自発歪みは、膜厚によらず一定である。よって、反強磁性膜１０２の結晶のｃ軸方向には、図９のような自発歪みの圧力と格子間拘束力の圧力との和の圧力が加わり、Ｅは、膜厚が薄い部分ほど大きく、膜厚が厚くなるに従って減少し、一定となる。これは、上述のガラス基板１００／強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜６ｎｍ）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜１０〜５０ｎｍ）の試料（Ｘ＝９）の場合に相当する。
【００５０】
これらのことから、膜厚の薄い反強磁性膜１０２により、大きな一方向異方性Ｋｅを得るためには、図９のように強磁性膜１０１の格子定数ｃが、反強磁性膜１０２の格子定数ｃと同等、もしくは大きくなるように、強磁性膜１０１および反強磁性膜１０２の材料を選択することが望ましいことがわかる。強磁性膜１０１の格子定数ｃが、反強磁性膜１０２の格子定数ｃと同等、もしくは大きいことを具体的な数値でしめすならば、強磁性膜１０１の格子定数ｃの反強磁性膜１０２の格子定数ｃに対する差が、反強磁性膜１０２の格子定数ｃの±０．２％未満で一致するか、もしくは、０．２％以上大きいことが望ましい。
【００５１】
実際に、ガラス基板１００／強磁性膜１０１（ＣｏＦｅ₃₀Ａｕ_X膜６ｎｍ）／反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）でＸ＝６とし、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の膜厚を１０〜１００ｎｍに変化させた試料を用意し、一方向異方性Ｋｅを測定した結果を図５に示す。また、同様の構成でＸ＝９とし、反強磁性膜の膜厚を試料について、反強磁性膜１０２（ＣｒＭｎＰｔ膜）の膜厚を１０〜１００ｎｍに変化させた結果を図６に示す。
【００５２】
強磁性膜１０１の格子定数ｃが、反強磁性膜１０２の格子定数ｃとほとんど同じになる、Ｘ＝６の試料では、図５のように、ａｓ−ｄｅｐｏ．の場合、反強磁性膜１０２の膜厚を大きくするに従って、膜厚１８ｎｍ程度までは増加し、以降の膜厚変化に対しては一定の値０．０７ｅｒｇ／ｃｍ²を示す。
【００５３】
一方、強磁性膜１０１の格子定数ｃが、反強磁性膜１０２の格子定数ｃより大きい、Ｘ＝９の試料では、図６のように、ａｓ−ｄｅｐｏ．の場合、反強磁性膜１０２の膜厚２０ｎｍまでは増加し、膜厚２０ｎｍで最大値０．０８ｅｒｇ／ｃｍ²をとり、膜厚が更に増加するとＫｅはゆっくりと減少する。
【００５４】
図５、図６のａｓ−ｄｅｐｏ．の一方向異方性Ｋｅの変化は、図８、図９のグラフの格子間拘束力の膜厚依存性を反映している。
【００５５】
また、図５、図６の結果では、ａｓ−ｄｅｐｏ．の場合、安定な一方向異方性を得るための反強磁性膜１０１の最小膜厚は、図５の１８ｎｍとなるが、このときの一方向異方性Ｋｅの値は、実用的にはやや小さい。
【００５６】
これに対し、２３０℃で３時間磁場中熱処理した後の一方向異方性Ｋｅは、Ｘ＝６の試料では、反強磁性膜１０２の膜厚２０ｎｍまで急激に上昇し、０．１６±０．０１ｅｒｇ／ｃｍ²に達し、これ以上膜厚が増加してもこの値で一定である。
【００５７】
一方、Ｘ＝９の試料では、２３０℃で３時間磁場中熱処理した後には、一方向異方性Ｋｅは反強磁性膜１０２の膜厚２０〜２２ｎｍまで急激に上昇し、膜厚２０〜２２ｎｍで最大値０．１８±０．０２ｅｒｇ／ｃｍ²をとる。さらに膜厚が増加すると、Ｋｅは緩やかに減少して、反強磁性膜１０２の膜厚１００ｎｍで０．１５±０．０２ｅｒｇ／ｃｍ²となる。
【００５８】
これら、Ｘ＝６の試料、Ｘ＝９の試料のいずれも一方向異方性Ｋｅの最大値は、すでに図２を用いて説明したように、スピンバルブ型の磁気トランスデューサーの固定層の強磁性膜１０１の磁化方向を固定するためには、実用上十分な値である。また、本実施の形態の磁場中熱処理後の試料では、実用上十分と従来の報告されているＫｅ＝０．０９ｅｒｇ／ｃｍ²という値を、Ｘ＝６、Ｘ＝９のいずれの場合も、反強磁性膜１０２の膜厚１５ｎｍで達成することができる。したがって、本実施の形態の磁気トランスデューサーでは、反強磁性膜１０２の膜厚を少なくとも１５ｎｍまでは薄膜化することができる。
【００５９】
また、これら図５、図６のデータを得た試料は、図１の構成であるため、ガラス基板１００上に直接、強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２を搭載しているが、ガラス基板１００の上にＴａ等の下地膜を配置するか、図１２のように、これらの下に強磁性膜１２１や非磁性膜１２２が配置されるスピンバルブ型磁気トランスデューサーの形態にすることにより、強磁性膜１０１の結晶性を向上させることができる。このように強磁性膜１０１の結晶性を向上させることにより、反強磁性膜１０２をＫｅを維持したまま１５ｎｍ以下に薄膜化することが可能になると思われる。
【００６０】
実際、従来より知られているＮｉＦｅ膜／ＦｅＭｎ膜という積層構造では、ガラス基板上に直接形成したガラス基板／ＮｉＦｅ膜／ＦｅＭｎ膜の膜構成では、ＦｅＭｎ膜を２０ｎｍよりも薄膜することはできないが、下地膜としてＮｉＦｅ膜の下側にＴａ膜を配置したり、スピンバルブ型の磁気トランスデューサーの形態にすると、ＦｅＭｎ膜を１０ｎｍ程度まで薄膜化することができる。この薄膜化が可能になるのは、ＮｉＦｅ膜、ＦｅＭｎ膜が共に面心立方晶で結晶構造が一致しているためであると考えられる。
【００６３】
なお、上述したきたように、本実施の形態の図１２の磁気トランスデューサーは、図１２の積層構造を形成した後で、反強磁性膜１０２および強磁性膜１０１に磁場中熱処理を施すことにより、反強磁性膜１０２の結晶構造を膜面方向に自発的に歪ませ、大きな一方向異方性Ｋｅを発現させることができる。この一方向異方性Ｋｅにより、強磁性膜１０１の磁化を強く固定することができる。
【００６４】
また、反強磁性膜１０２は、上述のように１０ｎｍ程度まで薄くすることができるため、電極１２５からの検出が反強磁性膜１０２を流れるリーク電流量を低減することができる。この結果、磁気抵抗変化率が大きくなるため、磁気トランスデューサーの再生出力を高くでき、高感度な磁気トランスデューサーを得ることができる。
【００６５】
また、反強磁性膜１０２の薄い磁気トランスデューサーは、磁気トランスデューサー全体の厚さが小さくなるため、狭ギャップの磁気トランスデューサーを得ることができ、高記録密度の記録媒体に対応可能である。
【００６６】
なお、上述の実施の形態では、強磁性膜１０１／反強磁性膜１０２をスピンバルブセンサ型磁気トランスデューサーの固定層およびその磁化固定用反強磁性膜として用いたが、強磁性膜１０１／反強磁性膜１０２の積層構成を、いわゆる異方性磁気抵抗効果を用いるＭＲヘッドの磁区制御膜として用いることも可能である。さらに、強磁性膜１０１／反強磁性膜１０２をいわゆるトンネル型ＧＭＲセンサの固定層およびその磁化固定用反強磁性膜に適用することも可能である。
【００６７】
つぎに、図１２の磁気トランスデューサーを用いた磁気ディスク装置を図１３を用いて説明する。
【００６８】
この装置は、磁気記録装置としての磁気デイスク装置に、本実施の形態による磁気トランスデューサーを適用したものである。なお、磁気ディスク装置以外にも、たとえば、磁気テープ装置などのような磁気記録装置に図１２の磁気トランスデユーサーを適用することが可能である。
【００６９】
図１３の磁気デイスク装置は磁気ディスク１０と、スライダー１６上に搭載された磁気ヘッド１８と、アクチュエータ２４と、制御装置２６とを備えている。磁気ディスク１０は、同心円状のトラックとよばれる記録領域にデータを記録するための、デイスク状に形成された磁気記録媒体である。磁気ヘッド１８は、本実施の形態による再生用の図１２の磁気トランスデューサーと、書き込み用のインダクティブ型磁気ヘッドとが重ねられた構成である。スライダ１６は、わずかな弾力性を有するジンバル２０の先端に固定され、ジンバルはアーム２２に取り付けられている。アクチュエータ２４は、磁気ヘッド１８のスライダ１６を、アーム２２及びジンバル２０を介して支え、磁気デイスク１０上の所定位置へ移動させる。制御装置２６は、データ再生／復号系２６ａと制御部２６ｂとを有し、磁気ヘッド１８が読み取り、書き込みするデータの送受信及びアクチェータ２４の動作などを制御する。
【００７０】
磁気デイスク１０は回転軸１２によって支持され、駆動用モーター１４によって回転駆動される。
【００７１】
アクチュエーター２４は、ボイスコイルモーター（以下、ＶＣＭと称す。）を有している。ＶＣＭは固定された磁界中に置かれた移動可能なコイルからなり、コイルの移動方向および移動速度等は、制御部２６ｂからライン３０を介して与えられる電気信号によって制御される。
【００７２】
磁気ディスク１０に対して、データの書き込みおよび再生を行う場合には、制御部２６ｂがライン２８を介して駆動用モーター１４を動作させ、磁気デイスク１０を回転させるとともに、制御部２６ｂはアクチュエータ２４に制御信号を送り、スライダー１６を磁気ディスク１０上の目的とするトラック位置へ移動させる。
【００７３】
磁気デイスク１０の回転によって、スライダー１６とデイスク１０の表面の間に空気流によるエアベアリングが生じ、これにより、スライダー１６が磁気デイスク１０の表面から浮上する。したがって、磁気デイスク装置の動作中、本エアベアリングは、ジンバル２０のわずかな弾性力とバランスをとり、スライダー１６は磁気デイスク表面にふれずに、かつ磁気デイスク１０と一定間隔を保って浮上するように維持される。
【００７４】
通常、制御手段２６ｂはロジック回路、メモリ、及びマイクロプロセッサなどから構成される。
【００７５】
磁気ディスク１０上のデータを再生する場合には、図１２の磁気トランスデューサーの電気抵抗の変化を電極１２５間を流れる検出電流を、データ再生／復号系２６ａがライン３２を介して受信し再生する。また、磁気ディスク１０にデータを書き込む場合には、データ再生／復号系から磁気ヘッド１８のインダクティブ型ヘッドに、データとして書き込むべき電気信号をライン３２を介して送信し、書き込みを行わせる。制御部２６ｂは、磁気ヘッド１８への情報の送受信を制御している。
【００７６】
図１２の磁気トランスデューサーは、上述したように反強磁性膜１０２へのリーク電流が少なく、再生出力が高いため、この磁気トランスデューサーを用いた図１３の磁気ディスク装置は、高感度に磁気ディスク１０のデータを再生できる。また、磁気トランスデューサーの膜厚が薄く狭ギャップであるため、高記録密度の磁気ディスク１０に対応でき、高記録密度の磁気ディスク装置を得ることができる。
【００７７】
なお、上述の実施の形態では、熱処理により自発的に歪みを生じる材料、すなわち、ＣｒＭｎに、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｉｒのうちの少なくとも一つの元素を、２０原子％以下の範囲で添加した合金の膜を用いて反強磁性膜を形成したが、熱処理に限らず、光照射、加圧、減圧、振動、電流印加等の手段によって自発的に歪みが生じる反強磁性材料で反強磁性膜１０２を形成することができる。
【００７８】
【発明の効果】
上述してきたように、本発明によれば、強磁性膜と、この強磁性膜に一方向異方性を発現させるための反強磁性膜とを有する磁気トランスデューサーであって、反強磁性膜の膜厚を薄くすることのできる磁気トランスデューサーを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１２の磁気トランスデューサーの強磁性膜１０１／反強磁性膜１０２の積層体の特性を調べるために作製した試料の構成を示す説明図。
【図２】図１の試料の磁場中熱処理前後の一方向異方性Ｋｅの値を示す説明図。
【図３】図１の試料の反強磁性膜１０２の格子定数が磁場中熱処理前後で伸縮することおよびそれを表す指標Ｅを示すための説明図。
【図４】図１の試料の反強磁性膜１０２の磁場中熱処理前後の格子定数およびＥを示すための説明図。
【図５】図１の試料の一方向異方性と反強磁性膜１０２の膜厚との関係を示すグラフ。
【図６】図１の試料の一方向異方性と反強磁性膜１０２の膜厚との関係を示すグラフ。
【図７】図１の試料において強磁性膜１０１の格子定数が反強磁性膜１０２の格子定数よりも小さい場合の、強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２との格子不整合により反強磁性膜１０２に生じる格子間拘束力と、反強磁性膜１０２の自発歪みの関係を示すグラフ。
【図８】図１の試料において強磁性膜１０１の格子定数が反強磁性膜１０２の格子定数と同等の場合の、強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２との格子不整合により反強磁性膜１０２に生じる格子間拘束力と、反強磁性膜１０２の自発歪みの関係を示すグラフ。
【図９】図１の試料において強磁性膜１０１の格子定数が反強磁性膜１０２の格子定数よりも大きい場合の、強磁性膜１０１と反強磁性膜１０２との格子不整合により反強磁性膜１０２に生じる格子間拘束力と、反強磁性膜１０２の自発歪みの関係を示すグラフ。
【図１０】図１の試料の一方向異方性と温度との関係を示すグラフ。
【図１１】図１の試料の一方向異方性と温度との関係を示すグラフ。
【図１２】本発明の一実施の形態のスピンバルブ型磁気トランスデューサーの構成を示す説明図。
【図１３】図１２の磁気トランスデューサーを用いた本発明の一実施の形態磁気ディスク装置の構成を示す説明図。
【符号の説明】
１０・・・磁気デイスク、１２・・・回転軸、１４・・・モーター、１６・・・スライダ、１８・・・磁気ヘッド、２０・・・ジンバル、２２・・・アーム、２４・・・アクチュエーター、２６・・・制御装置、２６ａ・・・データ再生／復号系、２６ｂ・・・制御部、２８，３０，３２・・・ライン、１００・・・基板、１０１・・・強磁性膜（固定層）、１０２・・・反強磁性膜、１２１・・・強磁性膜（自由層）、１２２・・・非磁性膜，１２５・・・電極。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnetic transducer using unidirectional anisotropy, and to a magnetic recording / reproducing apparatus that reads and writes information using the magnetic transducer and the magnetic transducer.
[0002]
[Prior art]
2. Description of the Related Art A magnetic transducer using a magnetoresistance effect called a spin valve effect or a giant magnetoresistance effect (hereinafter also referred to as a spin valve sensor) is known. The spin valve effect is a change in electric resistance of a laminated structure in which a nonmagnetic layer is sandwiched between two magnetic layers, and the electric conduction depending on the spin of conduction electrons between magnetic layers via the nonmagnetic layer, and This is due to the spin-dependent scattering at the layer interface accompanying it. A typical spin valve sensor described in European Patent EP-490608A2 and the like has a second ferromagnetic film, a nonmagnetic film, a first ferromagnetic film, and an antiferromagnetic film stacked in this order from the substrate side. The laminated structure is used.
[0003]
The magnetization direction of the first ferromagnetic film is fixed to be perpendicular to the magnetization direction of the second ferromagnetic film in a state where the externally applied magnetic field is zero. The magnetization direction is fixed by imparting unidirectional anisotropy to the first ferromagnetic film by exchange coupling generated at the interface between the adjacent antiferromagnetic film and the first ferromagnetic film. . In general, the first ferromagnetic film is referred to as a fixed layer, and the term “fixed layer” is also used in this specification. A typical magnetization fixing direction of the fixed layer is a direction perpendicular to the air bearing surface.
[0004]
On the other hand, since the magnetization direction of the second ferromagnetic film is not fixed and can be freely rotated by an external magnetic field, it is called a free layer. In the spin valve sensor, a magnetic field generated from a magnetic medium is used as an applied magnetic field, and the magnetization direction of the free layer freely rotates in accordance with the magnetic field. As a result, a change occurs in the angle formed by the magnetization direction of the fixed layer and the magnetization direction of the free layer, and the electric resistance changes according to the change in the angle. By detecting this change in electrical resistance, the magnetic signal from the recording medium can be converted into an electrical signal.
[0005]
In addition, as the above-mentioned antiferromagnetic film, an irregular layer FeMn alloy having a face-centered cubic structure is disclosed in US Pat. No. 4,103,315 as a representative material.
[0006]
JP-A-6-76247 discloses a Mn alloy having a body-centered tetragonal structure as an antiferromagnetic film. Specifically, NiMn (Mn amount 46 to 60 at%), MnPt (Mn amount 33 to 60 at%), and MnRh (Mn amount 50 to 65 at%) alloys are listed.
[0007]
In Japanese Patent Laid-Open No. 54-10997, exchange coupling between a ferromagnetic NiFe alloy film and an antiferromagnetic FeMn alloy film causes unidirectional anisotropy, and the magnetization curve of the NiFe alloy film is changed from the origin to the magnetic field axis. Shifting in the direction is disclosed.
[0008]
Japanese Patent Laid-Open No. 9-231525 discloses a magnetic laminated film of a Co-based ferromagnetic film having a face-centered cubic structure and a CrMnPt antiferromagnetic film having a crystal structure slightly distorted from a body-centered cubic structure ( Exchange coupling membranes) are disclosed.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
The exchange coupling film between the fixed ferromagnetic film and antiferromagnetic film of the spin valve sensor is
(1) The antiferromagnetic film has high corrosion resistance,
(2) Having large unidirectional anisotropy (high coupling magnetic field),
(3) exhibiting a high blocking temperature,
(4) The antiferromagnetic film has a high specific resistance,
(5) The antiferromagnetic film can be made thin while maintaining high exchange coupling characteristics.
(6) It is desired that the heat treatment temperature for obtaining the coupling magnetic field is low. Here, the blocking temperature is defined as the temperature at which the coupling magnetic field disappears. The coupling magnetic field refers to the shift amount of the shift from the shift origin to the magnetization curve of the ferromagnetic film due to the exchange coupling between the ferromagnetic film and the antiferromagnetic film exchange coupling.
[0010]
According to the above-mentioned JP-A-9-231525, the exchange coupling film of a Co-based ferromagnetic film having a face-centered cubic crystal and a CrMnPt antiferromagnetic film having a crystal structure slightly distorted from the body-centered cubic crystal is It is disclosed that all the conditions (1) to (6) are satisfied. However, it is necessary to make this antiferromagnetic film as thin as possible in the future when the gap interval becomes narrower (narrow gap). With the technology achieved by this publication, the antiferromagnetic film can be made thinner. We face the problem of technical difficulties.
[0011]
The present invention provides a magnetic transducer having a ferromagnetic film and an antiferromagnetic film for causing the ferromagnetic film to exhibit unidirectional anisotropy, wherein the film thickness of the antiferromagnetic film is reduced. An object of the present invention is to provide a magnetic transducer.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, according to the present invention, the following magnetic transducer is provided.
[0013]
That is, having a ferromagnetic film and an antiferromagnetic film laminated so as to be in contact with the ferromagnetic film in order to develop unidirectional anisotropy in the ferromagnetic film,
In the antiferromagnetic film, the crystal lattice of crystal grains having a body-centered cubic structure is distorted in a direction in which a specific axis in the film surface direction extends,
The crystal grains include an alloy obtained by adding a Pt element to CrMn,
The magnetic transducer is characterized in that the lattice constant of the crystal structure before the strain is generated is smaller than or equal to the lattice constant of the crystal grains constituting the ferromagnetic film.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Embodiments of the present invention will be described below.
[0015]
First, a magnetic transducer according to an embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
[0016]
The magnetic transducer of FIG. 12 includes a ferromagnetic film (free layer) 121, a nonmagnetic film 122, a ferromagnetic film (fixed layer) 101, and an antiferromagnetic film 102, which are sequentially stacked on a substrate 100. . On both sides of these laminated films, electrodes 125 for allowing a detection current to flow through these laminated films are arranged. The magnetization 127 of the ferromagnetic film (free layer) 121 is directed parallel to the interval direction of the electrodes 125 in a state where no external magnetic field (magnetic field from the recording medium) is applied. The magnetization 127 of the ferromagnetic film (free layer) 121 rotates freely within the film surface in accordance with the direction of the external magnetic field. The nonmagnetic film 122 is disposed to separate the ferromagnetic film (free layer) 121 and the ferromagnetic film (fixed layer) 101. The ferromagnetic film (fixed layer) 101 is given unidirectional anisotropy by the antiferromagnetic film 102. Thereby, the magnetization 128 of the ferromagnetic film (fixed layer) 101 is fixed in a direction perpendicular to the interval direction of the electrodes 125.
[0017]
Here, the unidirectional anisotropy refers to a state in which an easy axis of magnetization exists only in one direction among the directions of 360 ° in the film plane. Normally, this is a kind of induced magnetic anisotropy that occurs when spins constrained in a single direction exist in a film.
[0018]
The magnetic transducer having the configuration shown in FIG. 12 is generally called a spin valve sensor, and the electrical current of the ferromagnetic film (free layer) 121, the nonmagnetic layer 122, and the ferromagnetic film (fixed layer) 101 is detected from the detected current of the electrode 125. By detecting the change in resistance, the rotation of the magnetization 127 of the ferromagnetic film (free layer) 121 due to the external magnetic field can be detected.
[0019]
As the ferromagnetic film (free layer) 121, a NiFe film is used here, but a normal ferromagnetic film can be used. The nonmagnetic layer 122 uses a Cu film, but may be a film other than the Cu film as long as it is a nonmagnetic metal film.
[0020]
As the antiferromagnetic film 102, an alloy film in which at least one element of Pt, Pd, Rh, Au, Ag, Cu, and Ir is added to CrMn in a range of 20 atomic% or less is used. Here, a CrMnPt film is used as the antiferromagnetic film 102. The reason why these antiferromagnetic alloys are used as the antiferromagnetic film 102 is that when these alloys are heat-treated in a magnetic field, the crystal structure is spontaneously distorted. A large unidirectional anisotropy can be expressed with respect to the film 101.
[0021]
As the ferromagnetic film (fixed layer) 101, a normal ferromagnetic material film can be used. Preferably, a body-centered cubic CrMnPt film, which is an antiferromagnetic film 102 formed thereon, is ( 110) A ferromagnetic film that grows with the plane oriented in the film plane direction is desirable. Therefore, the ferromagnetic film (fixed layer) 101 is desirably an Fe-based alloy film or a Co-based alloy film having a body-centered cubic lattice, and may have a composition with any concentration ratio. More preferably, an alloy film obtained by adding a few atomic percent of a noble metal element such as Au, Pd, Rh, or Ru to an Fe-based alloy film or a Co-based alloy film is preferable. The addition amount is desirably 20 at% at the maximum. Here, as a representative example, the ferromagnetic film (fixed layer) 101 is made of CoFe.₃₀Au_xFilm (X = 6, 9) or FeCo₃₀Ni₁₅A membrane. As the ferromagnetic film (fixed layer) 101 other than the body-centered cubic structure, a face-centered cubic Co film grown with the (111) plane oriented in the film surface direction can be used. Also in this case, a CrMnPt film (antiferromagnetic film 102) with the (110) plane oriented in the film surface direction is grown on the ferromagnetic film (fixed layer) 101.
[0022]
Note that glass is used as the substrate 100.
[0023]
The film thicknesses of the ferromagnetic film (fixed layer) 101 and the ferromagnetic film (free layer) 121 are both 1 to 5 nm. The film thickness of the nonmagnetic film 122 is 1 to 3 nm. The film thickness of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) was 10 nm.
[0024]
Next, a procedure for manufacturing the magnetic transducer of FIG. 12 will be briefly described. First, a ferromagnetic film (free layer) 121, a nonmagnetic layer 122, a ferromagnetic film (fixed layer) 101, an antiferromagnetic layer 102, and an electrode 125 are formed on a glass substrate 100 by a sputtering method. When forming the ferromagnetic film (free layer) 121, the ferromagnetic film (fixed layer) 101, and the antiferromagnetic film 102, a magnetic field is applied to form the film in the magnetic field. The direction of the magnetic field to be applied is the direction of the interval between the electrodes 125 (direction of magnetization 127 in FIG. 12), the formation of the ferromagnetic film (fixed layer) 101 and the antiferromagnetic layer 102 when the ferromagnetic film (free layer) 121 is formed. When forming the film, the direction is perpendicular to the interval direction of the electrodes 125 (the direction of the magnetization 128 in FIG. 12).
[0025]
The antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) after film formation is a polycrystalline film having a body-centered cubic structure in each crystal grain, and each crystal grain has a (110) plane oriented in the film surface direction. Therefore, the c-axis (distance between the (001) planes of each crystal grain d₀₀₁) Direction is the film surface direction.
[0026]
After film formation, heat treatment is applied to the antiferromagnetic film 102 and the ferromagnetic film 101 while applying a magnetic field in the same direction as the film formation. Here, heat treatment was performed in a magnetic field at 230 degrees for 3 hours. As a result, the antiferromagnetic film 102 spontaneously has a crystal structure with a c-axis ((001) plane spacing d).₀₀₁) In the direction of stretching. Accordingly, the ferromagnetic film 101 exhibits a large unidirectional anisotropy in the direction of the applied magnetic field during the heat treatment, and the magnetization of the ferromagnetic film 101 is fixed in that direction.
[0027]
Hereinafter, a mechanism that causes large unidirectional anisotropy in the antiferromagnetic film 102 and the ferromagnetic film 101 will be described.
[0028]
The inventors prepared a sample in which a ferromagnetic film (fixed layer) 101 and an antiferromagnetic film 102 were laminated directly on a substrate 100 as shown in FIG. 1, and investigated the mechanism of unidirectional anisotropy.
[0029]
As a method for manufacturing the sample of FIG. 1, first, the laminated film of FIG. 1 was formed by sputtering while applying a magnetic field in one direction parallel to the film surface. The ferromagnetic film 101 has a CoFe having a body-centered cubic crystal.₃₀Au_X(Atom%) was used. This film can change the lattice constant of the ferromagnetic film 101 by changing the value of the Au composition X, and the larger the X, the larger the lattice constant. In the present embodiment, the ferromagnetic film 101 is made of CoFe.₃₀Au₆A film sample and CoFe₃₀Au₉A film sample was prepared. In addition, as a method of changing the value of X, a method of placing a square Au metal piece (chip) having a side of 1 cm on the target surface when performing sputtering was adopted. In the present embodiment, 24 Au chips are placed when a film of X = 6 is formed, and 36 sheets are placed when a film of X = 9 is formed.
[0030]
The antiferromagnetic film 102 is a CrMnPt film.
[0031]
When the crystal structures of the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 immediately after the film formation were confirmed by the X-ray diffraction method, the ferromagnetic film was a body-centered cubic crystal. Further, the antiferromagnetic film 102 is a polycrystal having a crystal structure in which each crystal grain is a body-centered cubic crystal or is slightly distorted from the body-centered cubic crystal. The crystal structure of the antiferromagnetic film 102 was slightly distorted from the body-centered cubic crystal because of the mismatch of the lattice spacing with the ferromagnetic film 101 of the underlying film during rapid cooling after film formation. This is thought to be due to stress. The ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 were both oriented so that the (110) plane coincides with the film surface direction.
[0032]
After film formation, the sample was subjected to heat treatment in a magnetic field. This is because, as described above, the CrMnPt film is spontaneously distorted to develop unidirectional anisotropy. The temperature of the heat treatment in the magnetic field was 230 ° C., and the time was 3 hours. The direction of the magnetic field was matched with the direction of the magnetic field applied during film formation.
[0033]
When the direction of strain of the antiferromagnetic film 102 after heat treatment in a magnetic field was examined, it was contracted in the film thickness direction and extended in the in-film direction. As described above, the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) is oriented so that the (110) plane coincides with the film surface direction. Therefore, the (110) plane spacing d₁₁₀Shrinks and the surface spacing d of the (001) plane perpendicular to the film plane₀₀₁(C-axis) and (101) plane spacing d inclined by 60 ° from the film plane₁₀₁Should be stretched. Therefore, this was confirmed by an X-ray diffraction method.
[0034]
First, the surface spacing d₀₀₁E is introduced as an index that specifically represents the elongation of. Spacing d of CrMnPt (110) plane₁₁₀And the spacing d of the (101) plane inclined by about 60 ° with respect to the (110) plane.₁₀₁And (001) plane spacing d₀₀₁The relationship with (c-axis) can be expressed as shown in FIG. FIG. 3 shows the correspondence of the reciprocal number of the interplanar spacing in each reciprocal space. As shown in FIG. 3, 1 / d in the reciprocal lattice space₁₁₀And 1 / d₁₀₁The angle between the two is 60 °. Here, E (%) is defined as an index that quantitatively indicates the magnitude of the change in the lattice constant in the in-plane direction of the film. E (%) is d after heat treatment in a magnetic field.₀₀₁(C-axis) shows how much stretched compared to before heat treatment. That is, FIG. 3 shows the CrMnPt d₀₀₁The lattice constant of (c-axis) extends in the in-plane direction by E%, which indicates that it is deviated from the symmetry of the body-centered cubic lattice. In FIG. 3, E is represented by a reciprocal because of the reciprocal lattice space.
[0035]
1 (glass substrate 100 / ferromagnetic film 101 (CoFe₃₀Au_XFilm) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film)) after film formation (as-depo.) And after heat treatment in a magnetic field, d of the CrMnPt film₀₀₁The elongation E% of the lattice constant of (c axis) was measured by the X-ray diffraction method. As a result, a sample with X = 6 was obtained as-depo. In this state, E = 0 (%), and after heat treatment in a magnetic field, E = 2 (%). On the other hand, the sample with X = 9 is as-depo. In this state, E = about 0.5 (%), and after heat treatment in a magnetic field, E = about 2.5 (%). As a result, the antiferromagnetic film (CrMnPt film) after the heat treatment in the magnetic field is d.₀₀₁It was confirmed that the film was positively distorted in the (c-axis) direction.
[0036]
Next, these samples (glass substrate 100 / ferromagnetic film 101 (CoFe₃₀Au_XFilm) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film)) as-depo. The unidirectional anisotropy Ke after heat treatment in a magnetic field was measured. The result is shown in FIG. As-depo. Unidirectional anisotropy Ke at 0.06 erg / cm²Only a small unidirectional anisotropy was obtained. On the other hand, the unidirectional anisotropy Ke after heat treatment in a magnetic field of 230 ° 3 hours is Ke = 0.17 erg / cm for a sample with X = 6.², X = 0, and Ke = 0.18 erg / cm²It was increasing. The value of the unidirectional anisotropy Ke after this heat treatment is the value of the unidirectional anisotropy Ke used for fixing the magnetization of the ferromagnetic film (fixed layer) 101 of the spin valve sensor type magnetic transducer shown in FIG. It is a value that greatly exceeds the practical standard value. For example, the glass / NiO / NiFe film disclosed in “Journal of Applied Physics, Vol. 179, No. 3, pp. 1604-1610 (1996)” has a unidirectional anisotropy Ke of about 0.09 erg / cm²According to this document, it is disclosed that the size of Ke is sufficiently practical. The value of the unidirectional anisotropy Ke obtained in the above sample of the present embodiment greatly exceeds this value, and is considered to be sufficiently practical.
[0037]
Further, glass substrate 100 / ferromagnetic film 101 (CoFe₃₀Au_XThe temperature dependence of the unidirectional anisotropy Ke was examined for a sample after heat treatment in a magnetic field with a structure of (film 6 nm) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film). The results are shown in FIGS. It was found that the unidirectional anisotropy Ke of both the X = 6 sample and the X = 9 sample decreased from around the temperature exceeding 150 ° C. and disappeared at about 350 ° C. Thereby, it turned out that the blocking temperature of this sample is as high as about 350 degreeC.
[0038]
From the above, it is possible to fix the magnetization direction of the ferromagnetic film (fixed layer) 101 with strong unidirectional anisotropy by using a CrMnPt film that spontaneously strains by heat treatment in a magnetic field as the antiferromagnetic film 102. In addition, it has been found that a magnetic transducer having a high blocking temperature can be obtained.
[0039]
Note that the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) of the present embodiment is a polycrystalline film, and is oriented so that the (110) plane of each crystal grain coincides with the film surface direction. The c-axis (d₀₀₁) Direction was different for each crystal grain, and the entire film was random. Each crystal grain has a c-axis (d₀₀₁) It was distorted to extend in the direction. Therefore, the direction of strain is random when viewed as the whole film. However, in this embodiment, a large unidirectional anisotropy can be generated in the direction in which the magnetic field is applied during the heat treatment. Considering these, it is more desirable that the c-axes of the crystal grains of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) are aligned in one direction, and in that case, a larger unidirectional anisotropy can be expected. . Therefore, by adjusting the film forming conditions of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film), the c-axis (d₀₀₁It is desirable to form a polycrystalline antiferromagnetic film 102 having the same direction) or a single crystal antiferromagnetic film 102.
[0040]
Next, increasing the above-described lattice constant elongation E will be discussed.
[0041]
The above sample (glass substrate 100 / ferromagnetic film 101 (CoFe₃₀Au_XFilm) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film)), as-depo. The size of E measured in the state of X differs depending on the value of X. That is, E = 0 in the sample with X = 6, whereas E = about 0.5 in the sample with X = 9. This is considered to be as follows.
[0042]
Ferromagnetic film 101 (CoFe of this sample₃₀Au_XThe lattice constant of the film varies depending on the value of X. Therefore, the ferromagnetic film 101 (CoFe in the case of X = 6)₃₀Au_XThe lattice constant of the film is substantially the same as the lattice constant of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film), but when X = 9, the ferromagnetic film 101 (CoFe₃₀Au_XThe lattice constant of the film is larger than that of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film). Therefore, as-depo. In this state, when X = 6, E = 0, whereas when X = 9, the c-axis lattice constant (d of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film))₀₀₁) Is the lattice constant of the c-axis of the ferromagnetic film 101 (d₀₀₁), It is considered that E = about 0.5 by being slightly stretched under stress.
[0043]
This means that when the lattice constant of the ferromagnetic film 101 is smaller than the lattice constant of the antiferromagnetic film 102, a stress is generated in a direction to reduce the lattice constant of the antiferromagnetic film 102. . Therefore, in order to further increase the spontaneous strain E of the antiferromagnetic film 102 caused by the heat treatment in the magnetic field, the stress due to the mismatch of the lattice constants of the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 is caused by the stress caused by the antiferromagnetic film 102. It is desirable not to prevent spontaneous distortion.
[0044]
Therefore, in order to confirm this, the sample of the configuration of FIG.₃₀Ni₁₅A film sample was prepared. As the antiferromagnetic film 102, a CrMnPt film was used. That is, the laminated structure of the sample is made of glass substrate / ferromagnetic film 101 (FeCo₃₀Ni₁₅Film) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film). FeCo₃₀Ni₁₅Is smaller than the lattice constant c of the antiferromagnetic film 102. As-depo. When the value of E after heat treatment in a magnetic field at 230 ° C. for 3 hours was measured, as-depo. Then, E = −0.25% and a negative value. On the other hand, after heat treatment in a magnetic field, E = 1.27%. From this, it was confirmed that the antiferromagnetic film 102 was subjected to stress in the direction of contracting the lattice constant from the ferromagnetic film 101 having a small lattice constant. In addition, as-depo. D in₁₁₀And d₁₀₁Were 2.08 kg and 2.08 (2.076) kg respectively. D after heat treatment in a magnetic field₁₁₀And d₁₀₁Were 2.07 cm and 2.09 cm, respectively.
[0045]
From these facts, the relationship between the stress caused by the mismatch of the lattice constants of the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 and the spontaneous strain of the antiferromagnetic film 102 can be expressed as follows.
[0046]
Regardless of the lattice constant of the ferromagnetic film 101, the spontaneous strain of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) due to heat treatment in a magnetic field works in the positive direction with respect to the c-axis direction. The stress that the antiferromagnetic film 102 receives due to the mismatch of the lattice constants of the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 depends on the relationship between the lattice constant of the ferromagnetic film 101 and the lattice constant of the antiferromagnetic film 102. Therefore, the lattice distortion of the antiferromagnetic film 102 that is manifested by the heat treatment in the magnetic field is in three cases where the lattice constant of the ferromagnetic film 101 is smaller than, equal to, or larger than the lattice constant of the antiferromagnetic film 102. Expression method is different.
[0047]
When the lattice constant c of the ferromagnetic film 101 is smaller than the lattice constant c of the antiferromagnetic film, the stress (hereinafter referred to as interstitial constraint) that the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) receives from the ferromagnetic film 101 due to the mismatch of the lattice constants. Force pressure) acts in a direction (negative direction) to shrink the lattice constant, and prevents spontaneous distortion of the antiferromagnetic film 102. The magnitude of this stress is greatest at the interface between the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102, and decreases as the film thickness of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) increases. On the other hand, since the spontaneous strain is constant regardless of the film thickness, in the c-axis direction of the crystal of the antiferromagnetic film 102, the pressure of the spontaneous strain and the pressure of the interstitial constraint force are as shown in FIG. A sum pressure is applied, and E turns negative in a portion where the film thickness is thin and turns positive as the film thickness increases. This is because the glass substrate / ferromagnetic film 101 (FeCo₃₀Ni₁₅This corresponds to the sample of film 15 nm) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film 20 nm).
[0048]
Next, when the lattice constant c of the ferromagnetic film 101 is almost the same as the lattice constant c of the antiferromagnetic film 102, the pressure of the interstitial binding force is in a negligible range. At this time, since the direction of spontaneous strain of the antiferromagnetic film 102 is positive and constant in the film thickness direction, the strain E of the antiferromagnetic film 102 is from the interface to the film thickness direction as shown in FIG. Always positive and constant size. This is because the above-mentioned glass substrate 100 / ferromagnetic film 101 (CoFe₃₀Au_XThis corresponds to the case of the sample (X = 6) of film 6 nm) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film 10 to 50 nm).
[0049]
Further, when the lattice constant c of the ferromagnetic film 101 is larger than the lattice constant c of the antiferromagnetic film 102, the pressure of the interstitial binding force is set to the lattice constant c of the antiferromagnetic film 102 as shown in FIG. Works in the direction of stretching (positive direction). The magnitude of this stress is greatest at the interface between the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102, and decreases as the film thickness of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) increases. On the other hand, the spontaneous strain is constant regardless of the film thickness. Therefore, the sum of the pressure of the spontaneous strain and the pressure of the interstitial constraint force as shown in FIG. 9 is applied in the c-axis direction of the crystal of the antiferromagnetic film 102, and E becomes larger as the film thickness is thinner. As the film thickness increases, it decreases and becomes constant. This is because the above-mentioned glass substrate 100 / ferromagnetic film 101 (CoFe₃₀Au_XThis corresponds to the sample (X = 9) of the film 6 nm) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film 10 to 50 nm).
[0050]
From these facts, in order to obtain a large unidirectional anisotropy Ke with the thin antiferromagnetic film 102, the lattice constant c of the ferromagnetic film 101 is equal to that of the antiferromagnetic film 102 as shown in FIG. It can be seen that it is desirable to select materials for the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 so as to be equal to or larger than the lattice constant c. If a specific numerical value indicates that the lattice constant c of the ferromagnetic film 101 is equal to or larger than the lattice constant c of the antiferromagnetic film 102, the antiferromagnetic film 102 of the ferromagnetic film 101 having the lattice constant c of FIG. It is desirable that the difference with respect to the lattice constant c agrees with the lattice constant c of the antiferromagnetic film 102 being less than ± 0.2% or greater than 0.2%.
[0051]
Actually, glass substrate 100 / ferromagnetic film 101 (CoFe₃₀Au_XFilm 6 nm) / antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) where X = 6 and the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) thickness is changed to 10 to 100 nm to prepare a sample having unidirectional anisotropy Ke The results of measuring are shown in FIG. Further, FIG. 6 shows the result of changing the film thickness of the antiferromagnetic film 102 (CrMnPt film) from 10 to 100 nm with X = 9 in the same configuration and the film thickness of the antiferromagnetic film for the sample.
[0052]
For a sample with X = 6 in which the lattice constant c of the ferromagnetic film 101 is almost the same as the lattice constant c of the antiferromagnetic film 102, as-depo. In this case, as the film thickness of the antiferromagnetic film 102 is increased, the film thickness increases up to about 18 nm, and a constant value 0.07 erg / cm with respect to the subsequent film thickness change.²Indicates.
[0053]
On the other hand, in the sample with X = 9 where the lattice constant c of the ferromagnetic film 101 is larger than the lattice constant c of the antiferromagnetic film 102, as-depo. In this case, the antiferromagnetic film 102 increases up to a film thickness of 20 nm, and the maximum value is 0.08 erg / cm at the film thickness of 20 nm.²As the film thickness further increases, Ke slowly decreases.
[0054]
The as-depo. The change in the unidirectional anisotropy Ke reflects the film thickness dependence of the interstitial constraint force in the graphs of FIGS.
[0055]
In the results of FIGS. 5 and 6, as-depo. In this case, the minimum film thickness of the antiferromagnetic film 101 for obtaining stable unidirectional anisotropy is 18 nm in FIG. 5, but the value of the unidirectional anisotropy Ke at this time is practically Slightly small.
[0056]
On the other hand, the unidirectional anisotropy Ke after heat treatment in a magnetic field at 230 ° C. for 3 hours rapidly increases to a film thickness of 20 nm of the antiferromagnetic film 102 in the sample with X = 6, and is 0.16 ± 0. .01 erg / cm²Even if the film thickness is further increased, the value is constant.
[0057]
On the other hand, in the sample with X = 9, after heat treatment in a magnetic field at 230 ° C. for 3 hours, the unidirectional anisotropy Ke rapidly increases to the film thickness of 20 to 22 nm of the antiferromagnetic film 102 and the film thickness of 20 to 22 nm. Maximum value 0.18 ± 0.02 erg / cm²Take. As the film thickness further increases, Ke gradually decreases, and 0.15 ± 0.02 erg / cm at the film thickness of the antiferromagnetic film 102 of 100 nm.²It becomes.
[0058]
The maximum value of the unidirectional anisotropy Ke of both the X = 6 sample and the X = 9 sample is the strength of the fixed layer of the spin valve type magnetic transducer as already described with reference to FIG. It is a practically sufficient value for fixing the magnetization direction of the magnetic film 101. Further, in the sample after the heat treatment in the magnetic field of the present embodiment, Ke = 0.09 erg / cm, which has been conventionally reported as practically sufficient.²This value can be achieved with a film thickness of 15 nm of the antiferromagnetic film 102 in both cases of X = 6 and X = 9. Therefore, in the magnetic transducer of this embodiment, the antiferromagnetic film 102 can be thinned to at least 15 nm.
[0059]
5 and 6 have the configuration shown in FIG. 1, and thus the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 are directly mounted on the glass substrate 100. By arranging a base film such as Ta on 100 or forming a spin-valve magnetic transducer in which a ferromagnetic film 121 and a nonmagnetic film 122 are arranged below these as shown in FIG. The crystallinity of the ferromagnetic film 101 can be improved. By improving the crystallinity of the ferromagnetic film 101 in this way, it is considered possible to reduce the thickness of the antiferromagnetic film 102 to 15 nm or less while maintaining Ke.
[0060]
In fact, in the conventionally known layered structure of NiFe film / FeMn film, the film structure of glass substrate / NiFe film / FeMn film directly formed on the glass substrate cannot make the FeMn film thinner than 20 nm. If a Ta film is disposed under the NiFe film as a base film or a spin valve type magnetic transducer is used, the FeMn film can be thinned to about 10 nm. This thinning is possible because the NiFe film and the FeMn film are both face-centered cubic and the crystal structures are the same.
[0063]
As described above, the magnetic transducer shown in FIG. 12 of the present embodiment is formed by subjecting the antiferromagnetic film 102 and the ferromagnetic film 101 to heat treatment in a magnetic field after forming the stacked structure of FIG. The crystal structure of the antiferromagnetic film 102 can be spontaneously distorted in the film surface direction and a large unidirectional anisotropy Ke can be expressed. Due to this unidirectional anisotropy Ke, the magnetization of the ferromagnetic film 101 can be strongly fixed.
[0064]
In addition, since the antiferromagnetic film 102 can be thinned to about 10 nm as described above, the amount of leakage current flowing through the antiferromagnetic film 102 by detection from the electrode 125 can be reduced. As a result, since the rate of change in magnetoresistance increases, the reproduction output of the magnetic transducer can be increased, and a highly sensitive magnetic transducer can be obtained.
[0065]
In addition, since the magnetic transducer having a thin antiferromagnetic film 102 has a small thickness as a whole, the magnetic transducer having a narrow gap can be obtained and can be applied to a recording medium having a high recording density.
[0066]
In the above-described embodiment, the ferromagnetic film 101 / antiferromagnetic film 102 is used as the fixed layer of the spin valve sensor type magnetic transducer and the antiferromagnetic film for fixing the magnetization thereof. The laminated structure of the ferromagnetic film 102 can also be used as a magnetic domain control film of an MR head using a so-called anisotropic magnetoresistive effect. Further, the ferromagnetic film 101 / antiferromagnetic film 102 can be applied to a fixed layer of a so-called tunnel type GMR sensor and an antiferromagnetic film for fixing its magnetization.
[0067]
Next, a magnetic disk device using the magnetic transducer of FIG. 12 will be described with reference to FIG.
[0068]
In this apparatus, a magnetic transducer according to this embodiment is applied to a magnetic disk apparatus as a magnetic recording apparatus. In addition to the magnetic disk device, for example, the magnetic transducer shown in FIG. 12 can be applied to a magnetic recording device such as a magnetic tape device.
[0069]
The magnetic disk device of FIG. 13 includes a magnetic disk 10, a magnetic head 18 mounted on a slider 16, an actuator 24, and a control device 26. The magnetic disk 10 is a disk-shaped magnetic recording medium for recording data in a recording area called a concentric track. The magnetic head 18 has a configuration in which the magnetic transducer of FIG. 12 for reproduction according to the present embodiment and an inductive magnetic head for writing are overlaid. The slider 16 is fixed to the tip of the gimbal 20 having a slight elasticity, and the gimbal is attached to the arm 22. The actuator 24 supports the slider 16 of the magnetic head 18 via the arm 22 and the gimbal 20 and moves it to a predetermined position on the magnetic disk 10. The control device 26 includes a data reproduction / decoding system 26a and a control unit 26b, and controls transmission / reception of data to be read and written by the magnetic head 18, operation of the actuator 24, and the like.
[0070]
The magnetic disk 10 is supported by a rotating shaft 12 and rotated by a driving motor 14.
[0071]
The actuator 24 has a voice coil motor (hereinafter referred to as VCM). The VCM is composed of a movable coil placed in a fixed magnetic field, and the moving direction and moving speed of the coil are controlled by an electrical signal given from the control unit 26b via the line 30.
[0072]
When writing and reproducing data on the magnetic disk 10, the control unit 26 b operates the drive motor 14 via the line 28 to rotate the magnetic disk 10, and the control unit 26 b A control signal is sent to move the slider 16 to the target track position on the magnetic disk 10.
[0073]
Due to the rotation of the magnetic disk 10, an air bearing is generated by an air flow between the slider 16 and the surface of the disk 10, whereby the slider 16 floats from the surface of the magnetic disk 10. Therefore, during the operation of the magnetic disk apparatus, the air bearing balances with the slight elastic force of the gimbal 20 so that the slider 16 does not touch the surface of the magnetic disk and floats at a constant interval from the magnetic disk 10. Maintained.
[0074]
Usually, the control means 26b is composed of a logic circuit, a memory, a microprocessor, and the like.
[0075]
When data on the magnetic disk 10 is reproduced, the data reproduction / decoding system 26a receives and reproduces the detected current flowing between the electrodes 125 through the change in the electric resistance of the magnetic transducer shown in FIG. . When data is written to the magnetic disk 10, an electrical signal to be written as data is transmitted from the data reproducing / decoding system to the inductive head of the magnetic head 18 via the line 32 to perform writing. The control unit 26 b controls transmission / reception of information to / from the magnetic head 18.
[0076]
Since the magnetic transducer of FIG. 12 has a small leakage current to the antiferromagnetic film 102 and a high reproduction output as described above, the magnetic disk device of FIG. 13 using this magnetic transducer has high sensitivity. Ten data can be reproduced. Further, since the magnetic transducer has a thin film thickness and a narrow gap, it can be applied to the high recording density magnetic disk 10 and a high recording density magnetic disk device can be obtained.
[0077]
In the above-described embodiment, a material that spontaneously strains due to heat treatment, that is, CrMn, contains at least one element of Pt, Pd, Rh, Au, Ag, Cu, and Ir at 20 atomic% or less. The antiferromagnetic film was formed using the alloy film added in the range of, but not limited to heat treatment, the antiferromagnetic film that spontaneously distorts by means of light irradiation, pressurization, decompression, vibration, current application, etc. The antiferromagnetic film 102 can be formed using a material.
[0078]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a magnetic transducer having a ferromagnetic film and an antiferromagnetic film for causing the ferromagnetic film to exhibit unidirectional anisotropy, the antiferromagnetic film It is possible to provide a magnetic transducer capable of reducing the film thickness of the magnetic transducer.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is an explanatory diagram showing a configuration of a sample manufactured for examining characteristics of a laminated body of a ferromagnetic film 101 / antiferromagnetic film 102 of the magnetic transducer of FIG.
FIG. 2 is an explanatory diagram showing values of unidirectional anisotropy Ke before and after heat treatment in the magnetic field of the sample of FIG.
FIG. 3 is an explanatory diagram for showing that the lattice constant of the antiferromagnetic film 102 of the sample in FIG. 1 expands and contracts before and after heat treatment in a magnetic field and an index E representing it.
4 is an explanatory diagram for showing a lattice constant and E before and after heat treatment in a magnetic field of the antiferromagnetic film 102 of the sample in FIG. 1. FIG.
5 is a graph showing the relationship between the unidirectional anisotropy of the sample of FIG. 1 and the film thickness of the antiferromagnetic film 102. FIG.
6 is a graph showing the relationship between the unidirectional anisotropy of the sample of FIG. 1 and the film thickness of the antiferromagnetic film 102. FIG.
7 shows the antiferromagnetic property due to lattice mismatch between the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 when the lattice constant of the ferromagnetic film 101 is smaller than the lattice constant of the antiferromagnetic film 102 in the sample of FIG. 6 is a graph showing the relationship between the interstitial restraint force generated in the film and the spontaneous strain of the antiferromagnetic film.
8 shows antiferromagnetism due to lattice mismatch between the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 when the lattice constant of the ferromagnetic film 101 is equal to the lattice constant of the antiferromagnetic film 102 in the sample of FIG. 6 is a graph showing the relationship between the interstitial restraint force generated in the film and the spontaneous strain of the antiferromagnetic film.
9 shows an antiferromagnetism due to lattice mismatch between the ferromagnetic film 101 and the antiferromagnetic film 102 when the lattice constant of the ferromagnetic film 101 is larger than the lattice constant of the antiferromagnetic film 102 in the sample of FIG. 6 is a graph showing the relationship between the interstitial restraint force generated in the film and the spontaneous strain of the antiferromagnetic film.
10 is a graph showing the relationship between the unidirectional anisotropy of the sample of FIG. 1 and temperature.
11 is a graph showing the relationship between the unidirectional anisotropy of the sample of FIG. 1 and temperature.
FIG. 12 is an explanatory diagram showing a configuration of a spin valve magnetic transducer according to an embodiment of the present invention.
13 is an explanatory diagram showing a configuration of a magnetic disk device according to an embodiment of the present invention using the magnetic transducer of FIG.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 ... Magnetic disk, 12 ... Rotary shaft, 14 ... Motor, 16 ... Slider, 18 ... Magnetic head, 20 ... Gimbal, 22 ... Arm, 24 ... Actuator , 26 ... control device, 26a ... data reproduction / decoding system, 26b ... control unit, 28, 30, 32 ... line, 100 ... substrate, 101 ... ferromagnetic film (fixed) Layer), 102 ... antiferromagnetic film, 121 ... ferromagnetic film (free layer), 122 ... nonmagnetic film, 125 ... electrode.

Claims

A ferromagnetic film, and an antiferromagnetic film laminated so as to be in contact with the ferromagnetic film in order to develop unidirectional anisotropy in the ferromagnetic film,
In the antiferromagnetic film, the crystal lattice of crystal grains whose crystal structure is a body-centered cubic structure is distorted in a direction in which a specific axis in the film surface direction extends,
The crystal grains are
Including an alloy obtained by adding a Pt element to CrMn ,
A magnetic transducer characterized in that a lattice constant of the crystal structure before the strain is generated is smaller than or equal to a lattice constant of crystal grains constituting the ferromagnetic film .

The magnetic transducer according to claim 1, wherein the specific axis coincides with the direction of the one-way anisotropy.

2. The magnetic transducer according to claim 1, wherein the crystal structure of the crystal grains included in the antiferromagnetic film is the same as that of the crystal grains included in the ferromagnetic film. Features magnetic transducer.

2. The magnetic transducer according to claim 1, wherein the crystal grains are made of a material that spontaneously generates the strain by receiving at least one of heat treatment, light irradiation, pressurization, vibration, and current application. Magnetic transducer characterized by that.

The magnetic transducer according to claim 1, wherein the amount of the added element is 20 at% or less of the CrMn.

The magnetic transducer according to claim 1, wherein the specific axis is a c-axis.

2. The magnetic transducer according to claim 1, wherein a nonmagnetic film is stacked so as to be in contact with the ferromagnetic film from a side opposite to the side on which the antiferromagnetic film is in contact, and a first layer is stacked on the nonmagnetic film. A magnetic transducer comprising: two ferromagnetic films; and an electrode for flowing a current through the ferromagnetic film, the nonmagnetic film, and the second ferromagnetic film.