JP4237171B2 - 磁気抵抗効果素子および薄膜磁気ヘッド - Google Patents

Description

本発明は、ハードディスクドライブ装置用の薄膜磁気ヘッド、および薄膜磁気ヘッドの再生部に用いられる磁気抵抗効果素子に関する。

ハードディスク（ＨＤＤ）の高密度化に伴い、薄膜磁気ヘッドの性能向上が要求されている。薄膜磁気ヘッドとしては、読み出し用の磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）を有する再生ヘッドと書き込み用の誘導型電磁変換素子を有する記録ヘッドとを積層した構造の複合型薄膜磁気ヘッドが広く用いられている。現在では、再生ヘッドとして、スピンバルブ型の巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）素子と呼ばれる、膜面平行に電流を流して動作させるタイプの磁気抵抗効果素子が広く用いられている。スピンバルブＧＭＲ素子は、軟磁性金属膜で形成される上下のシールド層間に、ギャップ層と呼ばれる絶縁層を介して配置されている。ビット方向の記録密度は、上下のシールド層の間隔（再生ギャップ間隔）により決定される。

記録密度の増大に伴い、再生ヘッドに対しては、狭シールドギャップや狭トラック化への要求が強くなってきている。狭トラック化とそれに伴う素子高さの短小化により素子面積が減少するが、従来の構造では放熱効率が面積の減少に伴い劣化することから、動作電流が信頼性の観点から制限されるという問題があった。これらの問題を解決するために、第一のシールド膜および第二のシールド膜と磁気抵抗効果素子を電気的に直列に接続し、シールド間絶縁層を不用とするヘッド構造が特許文献１に提案されている。このような構造はCurrent Perpendicular to the plane (ＣＰＰ)構造と呼ばれ、200Gbits/in2超の記録密度を達成するためには必須の技術とされている。以下に、いわゆる「スピンバルブタイプ」のＣＰＰ−ＧＭＲ素子の概略を説明する。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、導電性非磁性中間層によって分離された２層の強磁性膜を含む適切なる物質上に形成された積層構造を含有する。

図１７はＣＰＰ−ＧＭＲ素子の一構成例を示す断面図である。図１７に示すように、代表的なスピンバルブタイプのＣＰＰ−ＧＭＲ素子の積層構造は、下部電極１２２/反強磁性膜１２４/第１の強磁性膜１２６/非磁性中間層１２８/第２の強磁性膜１３０/上部電極１３２である。ここで、最上層が上部電極１３２であり、最下層が下部電極１２２であり、以下の積層膜では上部電極および下部電極の表記を省略する。

第２の強磁性膜１３０の磁化方向は、外部印加磁場がゼロの状態で、第１の強磁性膜１２６の磁化方向と垂直に向けられている。第１の強磁性膜１２６の磁化方向は、反強磁性膜１２４を隣接させ、反強磁性膜１２４と第１の強磁性膜１２６との交換結合により、第１の強磁性膜１２６に一方向異方性エネルギー（「交換バイアス」または「結合磁界」とも呼ばれている）を付与することにより固定される。そのため、第１の強磁性膜１２６は固定（ピンド）層と呼ばれており、以下では、固定層またはピンド層と称する。一方で、シールド膜と磁気抵抗効果素子が金属を介して接続した構造においては、放熱効率が向上し、動作電流が稼げるという利点を有する。また、この素子は、素子の断面積が小さい方が抵抗値が大きくなり、抵抗変化量も増大する。すなわち、トラック幅を狭くすることが適しているという長所がある。

実用的なＣＰＰ−ＧＭＲ素子が、例えば、非特許文献１に開示されている。少なくとも、下部電極上に、ＰｄＰｔＭｎ反強磁性膜と、この反強磁性膜により磁化方向が固定されるＣｏＦｅＢ膜より構成される固定層と、Ｃｕ非磁性中間層と、外部磁場に応じ磁化方向が自由に変化するＣｏＦｅＢ膜より構成される自由（フリー）層と、上部電極とを含み、順次積層して構成された、いわゆる「スピンバルブタイプ」のＣＰＰ−ＧＭＲ素子が開示されている。同文献によると、そのＣＰＰ−ＧＭＲ素子の磁気抵抗変化率（以下では、ＭＲ比またはＭＲ変化率と称する。）は、シングルスピンバルブ構造において約1.16％(Table 2参照)との記載がある。このＭＲ変化率は、実用化を考えた場合、出力の観点で不十分である。一方、比較的高いＭＲ変化率が得られているデュアル・スピンバルブ構造は、スピンバルブの全膜厚が大きく、狭リードギャップの要求にマッチしない。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子のＭＲ変化率を向上させる手段の一つとして、例えば、非特許文献２に開示されている、電流狭窄型のＣＰＰ−ＧＭＲ構造が提案されている。これは、センス電流の流れ方を制御することで、材料が有するスピン依存散乱の効果を最大限に利用するという工夫である。同文献では、シングルスピンバルブ構造においてＭＲ比が3％程度に向上したとの記載がある。しかしながら、このＭＲ変化率は実用化を考えた場合、出力の観点で未だ不十分である。

ＣＰＰ−ＧＭＲ素子のＭＲ変化率の向上を妨げているのは、第１の強磁性膜と第２の強磁性膜に対して用いられているFeやCoをベースにした材料のスピン分極率が低いことに起因すると考えられる。高出力（高ＭＲ比）なＣＰＰ−ＧＭＲ素子を得る一手段として、スピン分極率Ｐが１とされているハーフメタルを強磁性膜（固定層あるいは自由層の強磁性膜）として用いる方法がある。ＭＲ比はスピン分極率Ｐが大きいほど大きくなる、とされているためである。分極率Ｐが大きくなることにより抵抗変化量（ΔＲ）が大きくなる理由（メカニズム）は、以下のように考えられる。分極率Ｐが大きくなると、片方のスピンはフェルミエネルギー近傍の状態密度が高く（＝個数が多く）なり、一方、他方のスピンはフェルミエネルギー近傍の状態密度が低く（＝個数が少なく）なり、これによって上記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が大きくなって、ＭＲ変化率が大きくなったからであると考えられる。なお、従来技術のＣＰＰ−ＧＭＲ素子に適用されている、自由層および固定層の金属強磁性膜のスピン分極率Ｐは、約0.3〜0.5程度と小であり、ハーフメタルのスピン分極率P=1と比べると極めて小さい。

非特許文献３には、ホイスラー合金と呼ばれるハーフメタルの一種を用いたＣＰＰ−ＧＭＲの技術が開示されている。ＭＲ変化率は、4.2Kで8%程度とそれほど大きくないが、ホイスラー合金がＣＰＰ−ＧＭＲ素子に適用可能と言うことが示された点で意義は大きい。

ここで、ホイスラー合金に関して簡単に説明する。ホイスラー合金とは、ＸＹＺもしくはＸ_２ＹＺの化学組成をもつ金属間化合物の総称である。前者をハーフホイスラーと呼び、後者をフルホイスラーと呼ぶ。ここで、Ｘは周期表上で、Co、NiあるいはCu族の遷移金属元素または貴金属元素である。ＹはMn、VあるいはTi族の遷移金属である。ＺはIII族からＶ族の典型元素である。F.Heuslerの発見による、強磁性元素を含まないCu₂MnAl合金が強磁性を示すことからこの名がある。強磁性は、Ｙ元素の磁気モーメントが規則配列すること、すなわち、RKKY相互作用によるものと考えられる。非特許文献４では、フルホイスラー合金であるCo₂MnSiが５μ_Ｂ程度という高い飽和磁化を有することが実験的に示され、高いスピン分極率と磁気抵抗効果素子に用いた場合の高いＭＲ変化率が期待されることが議論されている。

特許文献２にはＸ_２ＹＺ、特にCo₂MnZ(Z=Al、Si、Ga、Ge、Sn)をＣＰＰ−ＧＭＲ素子に用いる発明が開示されている。

特許文献３にはCo₂(Fe_xCr_1-x)AlをＴＭＲ素子やＣＰＰ−ＧＭＲ素子に用いる発明が開示されている。

非特許文献５のTable IVにはRuMnZやRhMnZ等のフルホイスラー合金におけるスピンモーメントの計算値が開示されている。その計算値の表を図１８に示す。
特開平０９−２８８８０７号公報 日本応用磁気学会誌、vol.25、pp.807-810 (2001) 日本応用磁気学会誌、Vol.26、pp.979-984（2002） Journal of Magnetism and Magnetic Materials Vol. 198- 199、pp 55- 57(1999) Applied Physics Letters Vol79、Number26、pp 4396- 4398(2001) 特開２００３−２１８４２８号公報 特開２００４−２２１５２６号公報 Physical Review B66、174429(2002)

非特許文献５に示されているようなＸがRu、Rh、Ir、Pd、Pt等の貴金属から構成されるフルホイスラー合金は、高いスピンモーメントが得られることから、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子として利用した場合、高いバルク散乱効果に起因する高いＭＲ変化率が期待される。一方で、磁性体ハンドブック(ISBN4-254-13004-X)朝倉書店 p374に示されているように、ＸがRu、Rh、Ir、Pd、Pt等の貴金属から構成されるフルホイスラー合金は、一般的にキュリー温度が低く、ヘッドへの応用に不向きであるという問題点も抱えている。

本発明は上述したような従来の技術が有する問題点を解決するためになされたものであり、磁気抵抗変化率が高く、かつ熱に対する信頼性を向上させた磁気抵抗効果素子および薄膜磁気ヘッドを提供することを目的とする。

上記目的を達成するための本発明の磁気抵抗効果素子は、
磁化方向が固定されたピンド層と、
磁化方向が外部磁界に応じて変化するフリー層と、
前記ピンド層と前記フリー層との間に設けられた非磁性のスペーサ層と、
を有し、
前記ピンド層および前記フリー層の少なくとも一方は、組成式がＸ_２ＹＺ（ただし、ＸはＣｕを含む貴金属元素であり、ＹはＭｎ、ＶまたはＴｉ族の遷移金属であり、ＺはIII族からＶ族のいずれかの元素である）で表わされるフルホイスラー合金からなる層を含み、
前記組成Ｘの一部はＣｏに置換され、前記組成ＸにおけるＣｏの原子組成比は０．５以上０．８５以下とする構成である。

本発明では、組成式がＸ_２ＹＺで表わされるフルホイスラー合金の組成ＸにおけるＣｏの原子組成比を０．５以上０．８５以下にし、このフルホイスラー合金をフリー層およびピンド層の少なくとも一方に含むことにより、磁気抵抗効果素子の実用的な温度で、その層の磁気抵抗変化率が従来よりも高くなる。

また、上記目的を達成するための本発明の薄膜磁気ヘッドは、上記本発明の磁気抵抗効果素子を有する構成である。

本発明によれば、高いバルク散乱効果と高いキュリー点を同時に実現でき、ＭＲ変化率が高くなり、かつ、熱に対して高い信頼性を得ることができる。

（実施形態１）
本実施形態の磁気抵抗効果素子は、組成式がＸ_２ＹＺ（ただし、ＸはＣｕを含む貴金属元素であり、ＹはＭｎ、ＶまたはＴｉ族の遷移金属であり、ＺはIII族からＶ族のいずれかの元素である）で表わされるフルホイスラー合金を磁性膜に有する構成である。以下では、磁気抵抗効果素子をＣＰＰ−ＧＭＲ素子の場合で説明する。また、ここでは、ホイスラー合金薄膜材料として、組成ＸをＰｄとし、組成Ｘの一部をＣｏに置換し、組成ＹをＭｎとし、組成ＺをＳｎとした(Co_XPd_1-X)₂MnSnを用いる場合で説明する。

図１は、本実施形態の磁気抵抗効果素子の一構成例を示す断面図である。図１に示すように、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、基板１０上に下地層１２、反強磁性層１４、(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２０、非磁性層２１、強磁性層２５が順次積層された構造を有している。ここで、反強磁性層１４は、(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２０のスピンを固着させる、いわゆる、スピンバルブ型の構造のために用いている。この構造においては、(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２０がピンド層となり、強磁性層２５がフリー層となり、非磁性層２１はこれらの２層の間に設けられたスペーサ層となる。また、強磁性層２５は、単層構造と複数の層構造のいずれでもよい。

非磁性層２１にはCu、Cr、Ag、Au等の金属を、強磁性層２５にはCoFe、NiFeあるいは、CoFeとNiFeとの複合膜などを、反強磁性層１４にはIrMnなどを用いることができる。また、バッファー層として、Al、Cu、Cr、Fe、Nb、Hf、Ni、Ta、Ru、NiFe、NiCrと、これらの材料から構成される多層膜、例えば、Ta/Ru二層膜などを用いることができる。さらに、図に示していないが、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子のフリー層の上には、保護膜となる非磁性の電極層を堆積させることが好ましい。

図２は本実施形態の磁気抵抗効果素子の他の構成例を示す断面図である。

図２に示すように、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、基板１０上に下地層１２、反強磁性層１４、第２の強磁性層１６、第２の非磁性層１８、(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２０、第１の非磁性層２２、第１の強磁性層２６が順次積層された構造を有している。図２が図１の構造と異なるのは、ピンド層を構成する磁性膜がシンセティック構造を有している点である。第２の強磁性層１６、第２の非磁性層１８および(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２０がシンセティックピンド層３２を構成している。ここで、第２の強磁性層１６と(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２０は磁化方向が互いに反平行に向き合っている。第２の非磁性層１８として、Ru、Rh、Ir、Cr等の材料が用いられる。第１の非磁性層２２には図１で説明した非磁性層２１と同様の材料が用いられる。また、第１の強磁性層２６および第２の強磁性層１６として、図１で説明した強磁性層２５と同様の材料が用いられる。その他の構成については、図１と同様である。

図３は本実施形態の磁気抵抗効果素子の他の構成例を示す断面図である。図３に示すように、ＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、基板１０上に下地層１２、反強磁性層１４、第２の強磁性層１６、第２の非磁性層１８、(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２０、第１の非磁性層２２、(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２４、第１の強磁性層２６が順次積層した構造を有している。図３の構造が図２の構造と異なるのは、シンセティックピンド層３２とフリー層３３の両方に本発明のホイスラー合金薄膜が用いられている点である。(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜層２４および第１の強磁性層２６がフリー層３３を構成している。

ホイスラー合金と非磁性材料は相互拡散し易いという性質を有するので、ホイスラー合金と非磁性層の界面にCoFeやNiFe等の強磁性層を挿入することが好ましい。

上記(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜の膜厚は1ｎｍ以上で100ｎｍ以下であればよい。この膜厚が１ｎｍ未満では実質的にＬ２１、Ｂ２、Ａ２の結晶構造のうち何れか１つの構造を得るのが困難になり、そして、この膜厚が100ｎｍを超えるとＣＰＰ−ＧＭＲ素子としての応用が困難になり好ましくない。上記構成の本実施形態のＣＰＰ−ＧＭＲ素子は、スパッタ法、蒸着法、レーザアブレーション法、ＭＢＥ法などの通常の薄膜成膜法と、所定の形状の電極などを形成するためのマスク工程などを用いて製造することが可能である。

上記構成のホイスラー合金薄膜がハーフメタルであることを実験的に明らかにすることは難しいが、定性的にはＣＰＰ−ＧＭＲ素子を作製し、それが５%を超えるような非常に大きなＭＲ変化率を示す場合にはハーフメタル的と考えることができる。このことを従来例と比較して説明する。

図４は磁界を変化させたときのＭＲ変化率を示すグラフである。図４（ａ）が従来例の場合を示し、図４（ｂ）は本実施例の場合を示す。シンセティックピンド層の一方の強磁性層として、従来例では90CoFe / 30CoFe合金の積層膜を用い、本実施例では90CoFe / (Co_XPd_1-X)₂MnSnの積層膜を用いた。また、従来例および本実施例の両方において、フリー層として、スピン分極率が0.5の90CoFe合金を用いた。このようにして作製したＣＰＰ−ＧＭＲ素子に、磁界を−１０００から＋１０００Ｏｅ（１Ｏｅ＝（１／４π）×１０^３Ａ／ｍ）まで変化させたときのＭＲ変化率を測定した。図４（ａ）に示すように、従来例のＭＲ変化率は約2.5%であった。これに対して、図４（ｂ）に示すように、本実施例のＭＲ変化率は7%以上であった。

図４の結果に示すように、非磁性層の片側に本発明の(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜を強磁性層として用い、非磁性層の他方の強磁性層にスピン分極率が0.5の90CoFe合金を用いたＣＰＰ−ＧＭＲ素子では、7%を超える大きなＭＲ変化率を得た。

このような大きなＭＲ変化率を得ることができたのは、(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜が大きなスピン分極率を有していることの他に、室温でＬ２１またはＢ２構造を含むような構造が得られ、バルク散乱効果が大きくなることに起因する。

次に、図３に示した磁気抵抗効果素子の実施例の構成について説明する。ここでは、スピンバルブＧＭＲ素子とする。図５は本実施例の磁気抵抗効果素子の構成を示す断面図である。

図５に示すように、本実施例の磁気抵抗効果素子は、基板１０上に下地層１２のTa(1nm) / Ru(1nm)、反強磁性層１４のIrMn (45nm)、第２の強磁性層１６の30FeCo (3nm)、第２の非磁性層１８のRu (0.7nm)、ホイスラー合金を含む第２の積層膜３４、第１の非磁性層２２のCu (2nm)、ホイスラー合金を含む第１の積層膜３５、および保護層３６のRu (2nm)が順に積層された構成である。第２の積層膜３４は、70FeCo (1nm)、(Co_XPd_1-X)₂MnSn (3nm)、および70FeCo (1nm)が順に積層された構成である。第１の積層膜３５は、30FeCo (1nm)、(Co_XPd_1-X)₂MnSn (2nm)、およびNiFe (1.5nm)が順に積層された構成である。化学式の後の括弧内の数字は膜厚を示す。第１の積層膜３４および第２の積層膜３５のように、ホイスラー合金をCoFeやNiFe等の強磁性層で挟む構成にしているのは、ホイスラー合金と非磁性材料との間で相互拡散することを防ぐためである。

第２の積層膜３４が図３に示した(CoPd)₂MnSn薄膜層２０に相当する。そのため、第２の強磁性層１６の30FeCo、第２の非磁性層１８のRu、および第２の積層膜３４から構成される積層膜がピンド層として役目を果たす強磁性層となる。反強磁性層１４のIrMnは、ピンド層となる強磁性層のスピンを固定する役割を果たしている。第１の積層膜３５が、図３に示したフリー層３３に相当する。下地層１２のTa/Ruがバッファー層となり、第１の非磁性層２２のCuが巨大磁気抵抗効果を発現するための非磁性金属層となる。

次に、図５に示した磁気抵抗効果素子の製造方法について簡単に説明する。

室温において高周波スパッタ装置を用いて、AlTiC基板上に、下部電極層として機能するNiFeメッキ膜（不図示）を2um形成し、その上にTa(1nm) / Ru(1nm) / IrMn(45nm) / 30FeCo(3nm) / Ru(0.7nm) / 70FeCo(1nm) / (Co_XPd_1-X)₂MnSn(3nm) / 70FeCo(1nm) / Cu(2nm) / 30FeCo(1nm) / (Co_XPd_1-X)₂MnSn(2nm) / NiFe(1.5nm) / Ru(2nm)の各膜を順に堆積させて、スピンバルブ型のＣＰＰ−ＧＭＲ素子の多層膜構造を作製する。成膜の際に１００Ｏｅの磁界を印加して膜面内に一軸異方性を導入する。作製した多層膜構造に対して、フォトリソグラフィとArイオンミリング装置を用いて微細加工を行い、φ0.2μｍのＣＰＰ−ＧＭＲ素子を作製した。

次に、図５に示した構成のＣＰＰ−ＧＭＲ素子を用いて、(Co_XPd_1-X)₂MnSnにおけるCoとPdの組成がＭＲ変化率に及ぼす影響を調べる実験を行ったのでその方法を説明する。

(Co_XPd_1-X)₂MnSnにおけるCoとPdの組成の割合を決めるxを０〜１の間で変化させて、Ｍｎ磁気モーメントとキュリー温度を計算により求めた。また、(Co_XPd_1-X)₂MnSnのｘを０〜１の間で変化させた数種類のスピンバルブＧＭＲ素子を準備した。そして、各素子の上下の電極間に２５ｍＶの電圧を印加して、膜面垂直方向に電流を流し、外部磁界を印加して室温でＭＲ変化率を測定した。また、実験結果の比較のために、図５に示した構成において、(Co_XPd_1-X)₂MnSnのｘを１としたCo₂MnSnの場合を比較例として作製し、上述と同様にしてＭＲ変化率を測定した。

続いて、実験結果について説明する。

図６は(Co_XPd_1-X)₂MnSnにおけるCoとPdの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。図６（ａ）はＭｎ磁気モーメントとキュリー温度の変化を示すグラフであり、図６（ｂ）は３００ＫにおけるＭＲ変化率を示すグラフである。比較例（Co₂MnSn）のＭＲ変化率10.6%を図６（ｂ）に直線で示す。

図６（ｂ）に示すように、本実施例の場合では、最大で14%程度のＭＲ変化率が得られた。この値は、比較例のCo₂MnSnを用いた場合の10.6％に対して、大きな値となっている。これはCoにPdを混ぜた時のMnの磁気モーメント増加に対応しており、(Co_xPd_1-x)₂MnSn中でのMnサイトがもたらす磁気抵抗効果が増加していることに対応している。

図６（ａ）に示すように、組成全域においてPdはMnの磁気モーメントを増加させる効果を持つが、一方でキュリー温度が減少する。このように実用に耐え得るホイスラー合金を得るためには好適な組成範囲が存在することが示唆される。図６（ｂ）に示すように、0.5≦x≦0.91の範囲であれば、比較例（Co₂MnSn）のＭＲ変化率10.6%よりも高いＭＲ変化率が得られている。また、x=0.65、0.85付近にグラフの変曲点があり、その前後で傾きが大きく変化しているため、0.65≦x≦0.85の範囲では、ＭＲ変化率がより高い値になっている。その理由として、Ｍｎ磁気モーメントの立ち上がりが急峻になること、および、Ｃｏの割合が６０％以上にならないとＣＰＰ−ＧＭＲを引き起こすバルク散乱効果が発生しにくいことに対応しているためと考えられる。さらに、0.65≦x≦0.85の範囲であれば、図６（ａ）に示すように高いキュリー温度を実現しつつ、効果的にＭＲ比を増大させることができる。なお、x=0とした場合のPb₂MnSnのＭＲ変化率は0.7%であった。

本実施例のＣＰＰ構造のＧＭＲ素子が、従来のスピンバルブ型ＣＰＰ構造のＧＭＲ素子に比較してその効果が非常に大きくなるのは、(Co_XPd_1-X)₂MnSn薄膜のスピン分極率が高いことと、Ｌ２１およびＢ２の結晶構造によるＭｎの磁気モーメント増加による高いバルク散乱効果に起因していることが分かった。

次に、図５に示した磁気抵抗効果素子においてホイスラー合金のＳｎをＧｅにしたものを作製し、作製した磁気抵抗効果素子に対して上述の実験を行ったので、その結果について説明する。

図７は、(Co_XPd_1-X)₂MnGeにおけるCoとPdの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。図７（ａ）はＭｎ磁気モーメントとキュリー温度の変化を示すグラフであり、図７（ｂ）は３００ＫにおけるＭＲ変化率を示すグラフである。比較例(Co₂MnGe)のＭＲ変化率11.7%を図７（ｂ）に直線で示す。なお、Pb₂MnGeのＭＲ変化率は0.7%であった。

図７（ｂ）に示すように、0.5≦x≦0.89の範囲であれば、比較例（Co₂MnGe）のＭＲ変化率11.7%よりも高いＭＲ変化率が得られている。また、x=0.65、0.85付近にグラフの変曲点があり、その前後で傾きが大きく変化しているため、0.65≦x≦0.85の範囲では、ＭＲ変化率がより高い値になっている。

次に、図５に示した磁気抵抗効果素子においてホイスラー合金のＳｎをＳｉにしたものを作製し、作製した磁気抵抗効果素子に対して上述の実験を行ったので、その結果について説明する。

図８は、(Co_XPd_1-X)₂MnSiにおけるCoとPdの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。図８（ａ）はＭｎ磁気モーメントとキュリー温度の変化を示すグラフであり、図８（ｂ）は３００ＫにおけるＭＲ変化率を示すグラフである。比較例(Co₂MnSi)のＭＲ変化率9.4%を図８（ｂ）に直線で示す。なお、Pb₂MnSiのＭＲ変化率は0.7%であった。

図８（ｂ）に示すように、0.5≦x≦0.9の範囲であれば、比較例(Co₂MnSi)のＭＲ変化率9.4%よりも高いＭＲ変化率が得られている。また、x=0.65、0.85付近にグラフの変曲点があり、その前後で傾きが大きく変化しているため、0.65≦x≦0.85の範囲では、ＭＲ変化率がより高い値になっている。

図６から図８の結果に示したように、(Co_XPd_1-X)₂MnZにおいては、Zの元素の種類に依存せず、0.5≦x≦0.89の範囲であれば、Co₂MnZやPd₂MnZよりも高いＭＲ変化率が得られる。また、0.65≦x≦0.85の範囲であれば、ＭＲ変化率がさらに高くなる。

次に、図５に示した磁気抵抗効果素子においてホイスラー合金のＰｂをＲｈにしたものを作製し、作製した磁気抵抗効果素子に対して上述の実験を行ったので、その結果について説明する。

図９は、(Co_XRh_1-X)₂MnSnにおけるCoとRhの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。図９（ａ）はＭｎ磁気モーメントとキュリー温度の変化を示すグラフであり、図９（ｂ）は３００ＫにおけるＭＲ変化率を示すグラフである。比較例(Co₂MnSn)のＭＲ変化率10.6%を図９（ｂ）に直線で示す。なお、Rh₂MnSnのＭＲ変化率は0.7%であった。

図９（ｂ）に示すように、0.5≦x≦0.9の範囲であれば、比較例(Co₂MnSn)のＭＲ変化率10.6%よりも高いＭＲ変化率が得られている。また、x=0.68、0.88付近にグラフの変曲点があり、その前後で傾きが大きく変化しているため、0.68≦x≦0.88の範囲では、ＭＲ変化率がより高い値になっている。

図９の結果に示したように、(Co_XRh_1-X)₂MnSnにおいては、0.5≦x≦0.9の範囲であれば、Co₂MnSnやRh₂MnSnよりも高いＭＲ変化率が得られる。図６から図８に示した結果を参照すると、(Co_XRh_1-X)₂MnZにおいても、Zの元素の種類に依存せず、0.5≦x≦0.9の範囲であれば、Co₂MnZやRh₂MnZよりも高いＭＲ変化率が得られることが予測できる。また、0.68≦x≦0.88の範囲であれば、ＭＲ変化率がさらに高くなる。

次に、図５に示した磁気抵抗効果素子においてホイスラー合金のＰｂをＲｕにしたものを作製し、作製した磁気抵抗効果素子に対して上述の実験を行ったので、その結果について説明する。

図１０は、(Co_XRu_1-X)₂MnSnにおけるCoとRuの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。図１０（ａ）はＭｎ磁気モーメントとキュリー温度の変化を示すグラフであり、図１０（ｂ）は３００ＫにおけるＭＲ変化率を示すグラフである。比較例(Co₂MnSn)のＭＲ変化率10.6%を図１０（ｂ）に直線で示す。なお、Ru₂MnSnのＭＲ変化率は0.7%であった。

図１０（ｂ）に示すように、0.5≦x≦0.85の範囲であれば、比較例(Co₂MnSn)のＭＲ変化率10.6%よりも高いＭＲ変化率が得られている。また、x=0.65、0.85付近にグラフの変曲点があり、その前後で傾きが大きく変化しているため、0.65≦x≦0.85の範囲では、ＭＲ変化率がより高い値になっている。

図１０の結果に示したように、(Co_XRu_1-X)₂MnSnにおいては、0.5≦x≦0.85の範囲であれば、Co₂MnSnやRu₂MnSnよりも高いＭＲ変化率が得られる。図６から図８に示した結果を参照すると、(Co_XRu_1-X)₂MnZにおいても、Zの元素の種類に依存せず、0.5≦x≦0.85の範囲であれば、Co₂MnZやRu₂MnZよりも高いＭＲ変化率が得られることが予測できる。また、0.65≦x≦0.85の範囲であれば、ＭＲ変化率がさらに高くなる。

次に、図５に示した磁気抵抗効果素子においてホイスラー合金のＰｂをＩｒにしたものを作製し、作製した磁気抵抗効果素子に対して上述の実験を行ったので、その結果について説明する。

図１１は、(Co_XIr_1-X)₂MnSnにおけるCoとIrの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。図１１（ａ）はＭｎ磁気モーメントとキュリー温度の変化を示すグラフであり、図１１（ｂ）は３００ＫにおけるＭＲ変化率を示すグラフである。比較例(Co₂MnSn)のＭＲ変化率10.6%を図１１（ｂ）に直線で示す。なお、Ir₂MnSnのＭＲ変化率は0.4%であった。

図１１（ｂ）に示すように、0.5≦x≦0.9の範囲であれば、比較例(Co₂MnSn)のＭＲ変化率10.6%よりも高いＭＲ変化率が得られている。また、x=0.66、0.86付近にグラフの変曲点があり、その前後で傾きが大きく変化しているため、0.66≦x≦0.86の範囲では、ＭＲ変化率がより高い値になっている。

図１１の結果に示したように、(Co_XIr_1-X)₂MnSnにおいては、0.5≦x≦0.9の範囲であれば、Co₂MnSnやIr₂MnSnよりも高いＭＲ変化率が得られる。図６から図８に示した結果を参照すると、(Co_XIr_1-X)₂MnZにおいても、Zの元素の種類に依存せず、0.5≦x≦0.9の範囲であれば、Co₂MnZやIr₂MnZよりも高いＭＲ変化率が得られることが予測できる。また、0.66≦x≦0.86の範囲であれば、ＭＲ変化率がさらに高くなる。

上述したことから、組成式がＸ_２ＭｎＺ（ただし、ＸはＣｕを含む貴金属元素であり、ＺはIII族からＶ族のいずれかの元素である。以下についても、同様である。）で表わされるフルホイスラー合金の磁性膜において、組成ＸにおけるＣｏの原子組成比が、図６から図１１のＭＲ変化率のグラフで共通の範囲となる、０．５以上０．８５以下であれば、Ｚの元素の種類に依存せず、Co₂MnZやX₂MnZよりも高いＭＲ変化率が得られる。また、Ｃｏの原子組成比が０．６８以上０．８５以下であれば、さらに高いＭＲ変化率が得られる。なお、フルホイスラー合金の性質から、Ｍｎに限らず、ＶまたはＴｉ族の遷移金属であっても同様の効果が得られる。

本発明の磁気抵抗効果素子は、組成式がＸ_２ＹＺ（ただし、ＹはＭｎ、ＶまたはＴｉ族の遷移金属である）で表わされるフルホイスラー合金からなる層をフリー層およびピンド層の少なくとも一方に含み、組成Ｘの一部がＣｏに置換され、組成ＸにおけるＣｏの原子組成比が０．５以上０．８５以下に設定されている。その結果、従来よりも高いバルク散乱効果と高いキュリー点を同時に実現でき、ＭＲ変化率が高くなり、かつ、熱に対して高い信頼性を得ることができる。

また、本発明の磁気抵抗効果素子を薄膜磁気ヘッドに適用することで、トラック幅が従来よりも狭い記録媒体に対して再生性能が向上するとともに、熱に対する信頼性がより高くなる。

（実施形態２）
本実施形態は、実施形態１の薄膜磁気ヘッドが作製されたウエハ、薄膜磁気ヘッドが設けられたスライダを有するヘッドジンバルアセンブリ、そのヘッドジンバルアセンブリが設けられたヘッドアームアセンブリ、そのヘッドアームアセンブリが設けられたヘッドスタックアセンブリ、および薄膜磁気ヘッドが設けられたスライダを有するハードディスク装置である。以下に各構成について説明する。

実施形態１の薄膜磁気ヘッドの製造に用いられるウエハについて説明する。

図１２はウエハの概念的な平面図である。ウエハ１００は複数の薄膜磁気変換素子集合体１０１に区画される。薄膜磁気変換素子集合体１０１は、実施形態１のＭＲ素子と、誘導型磁気変換素子とが積層された薄膜磁気変換素子１０２を含み、媒体対向面ＡＢＳを研磨加工する際の作業単位となる。薄膜磁気変換素子集合体１０１間および薄膜磁気変換素子１０２間には切断のための切り代（図示せず）が設けられている。

次に、薄膜磁気ヘッド１を用いたヘッドジンバルアセンブリおよびハードディスク装置について説明する。まず、図１３を参照して、ヘッドジンバルアセンブリに含まれるスライダ２１０について説明する。

ハードディスク装置において、スライダ２１０は、回転駆動される円盤状の記録媒体であるハードディスクに対向するように配置される。スライダ２１０は、基板や薄膜磁気変換素子１０２等を有する基体２１１を備えている。基体２１１は、ほぼ六面体形状をなしている。基体２１１の六面のうちの一面は、ハードディスクに対向するようになっている。この一面には、媒体対向面ＡＢＳが形成されている。ハードディスクが図１３におけるｚ方向に回転すると、ハードディスクとスライダ２１０との間を通過する空気流によって、スライダ２１０に、図１３におけるｙ方向の下方に揚力が生じる。スライダ２１０は、この揚力によってハードディスクの表面から浮上するようになっている。なお、図１３におけるｘ方向は、ハードディスクのトラック横断方向である。スライダ２１０の空気流出側の端部（図１３における左下の端部）の近傍には、薄膜磁気変換素子１０２をヘッド素子として用いた薄膜磁気ヘッド１が形成されている。

次に、図１４を参照して、薄膜磁気ヘッド１を用いたヘッドジンバルアセンブリ２２０について説明する。ヘッドジンバルアセンブリ２２０は、スライダ２１０と、スライダ２１０を弾性的に支持するサスペンション２２１とを備えている。サスペンション２２１は、例えばステンレス鋼によって形成された板ばね状のロードビーム２２２と、ロードビーム２２２の一端部に設けられると共にスライダ２１０が接合され、スライダ２１０に適度な自由度を与えるフレクシャ２２３と、ロードビーム２２２の他端部に設けられたベースプレート２２４とを有している。ベースプレート２２４は、スライダ２１０をハードディスク２６２のトラック横断方向ｘに移動させるためのアクチュエータのアーム２３０に取り付けられるようになっている。アクチュエータは、アーム２３０と、アーム２３０を駆動するボイスコイルモータ（図示せず）とを有している。フレクシャ２２３において、スライダ２１０が取り付けられる部分には、スライダ２１０の姿勢を一定に保つためのジンバル部（図示せず）が設けられている。

ヘッドジンバルアセンブリ２２０は、アクチュエータのアーム２３０に取り付けられる。１つのアーム２３０にヘッドジンバルアセンブリ２２０を取り付けたものはヘッドアームアセンブリと呼ばれる。また、複数のアームを有するキャリッジの各アームにヘッドジンバルアセンブリ２２０を取り付けたものはヘッドスタックアセンブリと呼ばれる。

図１４は、ヘッドアームアセンブリの一例を示している。このヘッドアームアセンブリでは、アーム２３０の一端部にヘッドジンバルアセンブリ２２０が取り付けられている。アーム２３０の他端部には、ボイスコイルモータの一部となるコイル２３１が取り付けられている。アーム２３０の中間部には、アーム２３０を回動自在に支持するための軸２３４に取り付けられる軸受け部２３３が設けられている。

次に、図１５および図１６を参照して、薄膜磁気ヘッド１を用いたヘッドスタックアセンブリとハードディスク装置について説明する。図１５はハードディスク装置の要部を示す説明図、図１６はハードディスク装置の平面図である。ヘッドスタックアセンブリ２５０は、複数のアーム２５２を有するキャリッジ２５１を有している。複数のアーム２５２には、複数のヘッドジンバルアセンブリ２２０が、互いに間隔を開けて垂直方向に並ぶように取り付けられている。キャリッジ２５１においてアーム２５２の反対側には、ボイスコイルモータの一部となるコイル２５３が取り付けられている。ヘッドスタックアセンブリ２５０は、ハードディスク装置に組み込まれる。ハードディスク装置は、スピンドルモータ２６１に取り付けられた複数枚のハードディスク２６２を有している。ハードディスク２６２毎に、ハードディスク２６２を挟んで対向するように２つのスライダ２１０が配置される。また、ボイスコイルモータは、ヘッドスタックアセンブリ２５０のコイル２５３を挟んで対向する位置に配置された永久磁石２６３を有している。

スライダ２１０を除くヘッドスタックアセンブリ２５０およびアクチュエータは、スライダ２１０を支持すると共にハードディスク２６２に対して位置決めする。

本ハードディスク装置では、アクチュエータによって、スライダ２１０をハードディスク２６２のトラック横断方向に移動させて、スライダ２１０をハードディスク２６２に対して位置決めする。スライダ２１０に含まれる薄膜磁気ヘッド１は、記録ヘッドによって、ハードディスク２６２に情報を記録し、薄膜磁気変換素子１０２をヘッド素子として用いた再生ヘッドによって、ハードディスク２６２に記録されている情報を再生する。

本実施形態の磁気抵抗効果素子の一構成例を示す断面図である。 本実施形態の磁気抵抗効果素子の他の構成例を示す断面図である。 本実施形態の磁気抵抗効果素子の他の構成例を示す断面図である。 磁界を変化させたときのＭＲ変化率を示すグラフである。 本実施例の磁気抵抗効果素子の構成を示す断面図である。 (Co_XPd_1-X)₂MnSnにおけるCoとPdの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。 (Co_XPd_1-X)₂MnGeにおけるCoとPdの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。 (Co_XPd_1-X)₂MnSiにおけるCoとPdの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。 (Co_XRh_1-X)₂MnSnにおけるCoとRhの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。 (Co_XRu_1-X)₂MnSnにおけるCoとRuの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。 (Co_XIr_1-X)₂MnSnにおけるCoとIrの組成を変化させたときの素子特性を示すグラフである。 本発明の磁気抵抗効果素子を組み込んだ薄膜磁気ヘッドの製造に係るウエハの平面図である。 本発明の磁気抵抗効果素子を組み込んだヘッドジンバルアセンブリに含まれるスライダを示す斜視図である。 本発明の磁気抵抗効果素子を組み込んだヘッドジンバルアセンブリを含むヘッドアームアセンブリを示す斜視図である。 本発明の磁気抵抗効果素子を組み込んだハードディスク装置の要部を示す説明図である。 本発明の磁気抵抗効果素子を組み込んだハードディスク装置の平面図である。 ＣＰＰ−ＧＭＲ素子の一構成例を示す断面図である。 種々のフルホイスラー合金におけるスピン磁気モーメントを示す表である。

符号の説明

２０ （ＣｏＰｄ）_２ＭｎＳｎ薄膜層
２１ 非磁性層
２５ 強磁性層

Claims (11)

1. 磁化方向が固定されたピンド層と、
   磁化方向が外部磁界に応じて変化するフリー層と、
   前記ピンド層と前記フリー層との間に設けられた非磁性のスペーサ層と、
   を有し、
   前記ピンド層および前記フリー層の少なくとも一方は、組成式がＸ_２ＹＺ（ただし、ＸはＣｕを含む貴金属元素であり、ＹはＭｎ、ＶまたはＴｉ族の遷移金属であり、ＺはIII族からＶ族のいずれかの元素である）で表わされるフルホイスラー合金からなる層を含み、
   前記組成Ｘの一部はＣｏに置換され、前記組成ＸにおけるＣｏの原子組成比は０．５以上０．８５以下である磁気抵抗効果素子。
2. 前記Ｃｏの原子組成比は０．６８以上０．８５以下である、請求項１記載の磁気抵抗効果素子。
3. 磁化方向が固定されたピンド層と、
   磁化方向が外部磁界に応じて変化するフリー層と、
   前記ピンド層と前記フリー層との間に設けられた非磁性のスペーサ層と、
   を有し、
   前記ピンド層および前記フリー層の少なくとも一方は、組成式が（Ｃｏ_ｘＰｄ_１−ｘ）_２ＹＺ（ただし、ＹはＭｎ、ＶまたはＴｉ族の遷移金属であり、ＺはIII族からＶ族のいずれかの元素である）で表わされるフルホイスラー合金からなる層を含み、
   ０．５≦ｘ≦０．８９である磁気抵抗効果素子。
4. ０．６５≦ｘ≦０．８５である、請求項３記載の磁気抵抗効果素子。
5. 磁化方向が固定されたピンド層と、
   磁化方向が外部磁界に応じて変化するフリー層と、
   前記ピンド層と前記フリー層との間に設けられた非磁性のスペーサ層と、
   を有し、
   前記ピンド層および前記フリー層の少なくとも一方は、組成式が（Ｃｏ_ｘＲｈ_１−ｘ）_２ＹＺ（ただし、ＹはＭｎ、ＶまたはＴｉ族の遷移金属であり、ＺはIII族からＶ族のいずれかの元素である）で表わされるフルホイスラー合金からなる層を含み、
   ０．５≦ｘ≦０．９である磁気抵抗効果素子。
6. ０．６８≦ｘ≦０．８８である、請求項５記載の磁気抵抗効果素子。
7. 磁化方向が固定されたピンド層と、
   磁化方向が外部磁界に応じて変化するフリー層と、
   前記ピンド層と前記フリー層との間に設けられた非磁性のスペーサ層と、
   を有し、
   前記ピンド層および前記フリー層の少なくとも一方は、組成式が（Ｃｏ_ｘＲｕ_１−ｘ）_２ＹＺ（ただし、ＹはＭｎ、ＶまたはＴｉ族の遷移金属であり、ＺはIII族からＶ族のいずれかの元素である）で表わされるフルホイスラー合金からなる層を含み、
   ０．５≦ｘ≦０．８５である磁気抵抗効果素子。
8. ０．６５≦ｘ≦０．８５である、請求項７記載の磁気抵抗効果素子。
9. 磁化方向が固定されたピンド層と、
   磁化方向が外部磁界に応じて変化するフリー層と、
   前記ピンド層と前記フリー層との間に設けられた非磁性のスペーサ層と、
   を有し、
   前記ピンド層および前記フリー層の少なくとも一方は、組成式が（Ｃｏ_ｘＩｒ_１−ｘ）_２ＹＺ（ただし、ＹはＭｎ、ＶまたはＴｉ族の遷移金属であり、ＺはIII族からＶ族のいずれかの元素である）で表わされるフルホイスラー合金からなる層を含み、
   ０．５≦ｘ≦０．９である磁気抵抗効果素子。
10. ０．６６≦ｘ≦０．８６である、請求項９記載の磁気抵抗効果素子。
11. 請求項１から１０のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子を有する薄膜磁気ヘッド。

Images