JP4303329B2 - 磁気抵抗効果膜の製造方法および磁気抵抗効果型ヘッドの製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気記録媒体等の磁界強度を信号として読み取るための磁気抵抗効果膜のうち、特に小さな磁場変化を大きな電気抵抗変化信号として読み取ることのできる磁気抵抗効果膜および、それを用いた磁気抵抗効果型ヘッドに関する。これらは、主として、例えばハードディスクドライブ装置に組み込まれて使用される。
【０００２】
【従来の技術】
近年、ハードディスク（ＨＤＤ）の高密度化に伴い、高感度、高出力のヘッドが要求されてきている。この要求に答えるべくして、スピンバルブヘッドの開発が進められている。
【０００３】
スピンバルブヘッドは、非磁性金属層を介して強磁性層がそれぞれ２層形成されており、一方の強磁性層に接して反強磁性層が配置された構成をなしている。反強磁性層と接している強磁性層は、反強磁性層と交換結合しており、これにより強磁性層の磁化方向は、一方向に固着（ピン止め）されている。もう一方の強磁性層は、外部磁界の変化に追従して自由に回転する。スピンバルブにおいては、この２つの強磁性層間のスピンの相対角度の差異により、ＭＲ変化を実現しており、反強磁性層と、これに接している強磁性層との交換結合がスピンバルブの本質といえる。
【０００４】
従来より、スピンバルブに用いられている反強磁性層としては、ＦｅＭｎ，ＮｉＭｎ，ＰｔＭｎ等の材料がよく知られている。
【０００５】
反強磁性層としてＦｅＭｎを用いた場合、成膜直後に強磁性層との間に交換結合が生じる。そのために、成膜後に交換結合を生じさせるための熱処理は不要となるが、強磁性層の成膜後に反強磁性層を成膜させなければならないという、成膜順の制約が生じる。また、ＦｅＭｎを用いた場合、ブロッキング温度が１５０〜１７０℃程度と低いという問題がある。ブロッキング温度とは磁性層をピンニングしている交換結合が消失する温度である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
一方、反強磁性層としてＮｉＭｎやＰｔＭｎを用いた場合、ブロッキング温度は３００℃以上と高く、しかも、反強磁性層と強磁性層の成膜順の制約はない。しかしながら、反強磁性層と強磁性層の関係において、交換結合を生じさせるためには、双方積層成膜後に別途、磁界中での熱処理が必要となる。これは、ＮｉＭｎおよびＰｔＭｎが反強磁性を示すためには、面心正方晶（ｆｃｔ）構造を有するＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造を形成しなければならないためである。磁界中での熱処理は、通常、２５０〜３５０℃の温度条件で行われ、温度が高いほど交換結合の程度は大きくなる傾向にある。しかしながら、高い温度での熱処理をスピンバルブ膜に施すと、スピンバルブ膜を構成する積層された薄膜界面での相互拡散が生じ、スピンバルブ膜の重要な膜特性であるＭＲ変化率(MR Ratio)が低下してしまう。従って、スピンバルブヘッドを構成した場合、感度が悪く、出力が小さくなる。また、積層された薄膜界面での相互拡散が生じるために、所望のスピンバルブ膜特性を得ようとすれば、スピンバルブ膜を構成する積層膜の厚さを厚めに設定しなければならず、製品のさらなるコンパクト化が図れない。また、スピンバルブ膜形成後の熱処理は、高温かつ長時間のプロセスとなり、エネルギーおよび生産性の観点からの改善も要望されている。
【０００７】
このような実状のもとに本発明は創案されたものであり、その目的は、反強磁性層として反強磁性特性を発現するために熱処理が必要となるＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物を用いたスピンバルブ膜において、積層膜中の相互拡散が極めて少なくＭＲ変化率(MR Ratio)が大きくとれる磁気抵抗効果膜を提供すること、さらには、スピンバルブヘッドを構成した場合、感度が良好で、出力が大きくとれる磁気抵抗効果型ヘッドを提供することにある。さらにはスピンバルブ膜を構成する積層膜の薄膜化が可能で、製品のさらなるコンパクト化が図れ、さらには、エネルギーロスが少なくしかも生産性に優れる磁気抵抗効果膜を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために、強磁性層の非磁性金属層と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であって、前記反強磁性層は、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなり、当該反強磁性層は、反強磁性を示すためにレーザ照射により結晶化処理されてなるように構成される。
【０００９】
また、本発明は、磁気抵抗効果膜と、導体膜と、電極部とを含む磁気抵抗効果型ヘッドであって、前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果膜と導通しており、前記磁気抵抗効果膜は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために、強磁性層の非磁性金属層と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であり、前記反強磁性層は、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなり、当該反強磁性層は、反強磁性を示すためにレーザ照射により結晶化処理されてなるように構成される。
【００１０】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層の結晶化処理は、当該反強磁性層の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射されることにより行われるように構成される。
【００１１】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層の結晶化処理は、前記反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物にレーザ照射しながら行なわれるように構成される。
【００１２】
また、好ましい態様として、前記レーザ照射による結晶化処理は、真空成膜装置内にて行われるように構成される。
【００１３】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層は、ＰｔＭｎもしくはＰｔＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金、またはＮｉＭｎあるいはＮｉＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であるように構成される。
【００１４】
また、好ましい態様として、基板の上に直接または下地層を介して、反強磁性化プロモ−ト層が形成され、この反強磁性化プロモ−ト層の上に前記反強磁性層、前記強磁性層、前記非磁性金属層、および前記軟磁性層が順次、積層された多層膜構造を有し、前記反強磁性化プロモ−ト層が、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇの中から選定された少なくとも１種からなるように構成される。
【００１５】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層は、ＰｔＭｎあるいはＰｔＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であり、前記反強磁性化プロモ−ト層は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇの中から選定された少なくとも１種からなるように構成される。
【００１６】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層は、ＮｉＭｎあるいはＮｉＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であり、前記反強磁性化プロモ−ト層は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，ＲｅおよびＯｓの中から選定された少なくとも１種からなるように構成される。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の具体的実施の形態について詳細に説明する。
【００１８】
図１は、本発明の磁気抵抗効果膜２の好適な一例を示す断面図である。この実施の態様において、磁気抵抗効果膜２は、巨大磁気抵抗効果を示すスピンバルブ膜としての磁性多層膜１を備えている。
【００１９】
図１に示されるように、磁性多層膜１は、非磁性金属層３０と、この非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の非磁性金属層３０と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層５０とを有する積層体構造をなしている。さらに、図１に示される実施の形態の場合、より好ましい態様として、反強磁性層５０の強磁性層４０と接する面と反対側の面には反強磁性化プロモ−ト層１９が形成されている。
【００２０】
すなわち、これらの積層体は、図１に示される好適な実施の態様では、基板１５の上に形成されており、基板１５側から、下地層１７を介して、反強磁性化プロモ−ト層１９、反強磁性層５０、強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟磁性層２０の順に積層されている。軟磁性層２０の上には、図示のごとく、さらに保護層８０が形成されている。
【００２１】
この実施の態様における磁性多層膜１（スピンバルブ膜）では、外部から加わる信号磁界の向きに応じて非磁性金属層３０を介して、その両側に隣接して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０との互いの磁化の向きが実質的に異なることが必要である。その理由は、本発明の原理が、非磁性金属層３０を介して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の向きがズレているとき、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、抵抗が増え、磁化の向きが互いに逆向きに向いたとき、最大の抵抗を示すことにあるからである。すなわち、本発明では、図２に示されるように外部からの信号磁場がプラス（記録媒体９０の記録面９３から向かって上向き（符号９２で表される）であるとき、隣合った磁性層の磁化の方向が互いに逆向きの成分が生じ、抵抗が増大するのである。
【００２２】
ここで、本発明の磁気抵抗効果膜に用いられる（スピンバルブ）磁性多層膜における、磁気記録媒体からの外部信号磁場と、軟磁性層２０と強磁性層４０の互いの磁化の方向、及び電気抵抗の変化の関係を説明する。
【００２３】
今、本発明の理解を容易にするために、図１に示されるごとく、１つの非磁性金属層３０を介して１組の軟磁性層２０と強磁性層４０とが存在する最もシンプルな磁性多層膜の場合について、図２を参照しつつ説明する。
【００２４】
図２に示されるように、強磁性層４０は後に述べる方法によって媒体面に向かって下向き方向にその磁化をピン止めされている（符号４１）。もう一方の軟磁性層２０は、非磁性金属層３０を介して形成されているので、その磁化方向は外部からの信号磁界によって向きを変える（符号２１）。このとき、軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の相対角度は、磁気記録媒体９０からの信号磁界の向きによって大きく変化する。その結果、磁性層内に流れる伝導電子が散乱される度合いが変化し、電気抵抗が大きく変化する。
【００２５】
これによってパーマロイの異方性磁気抵抗効果とはメカニズムが本質的に異なる大きなＭＲ（Magneto-Resistance) 効果が得られる。これは特にＧＭＲ（Giant-Magneto-Resistance) 効果と呼ばれる。
【００２６】
軟磁性層２０，強磁性層４０と、ピン止め効果を示す反強磁性層５０の磁化の向きが外部磁場に対して相対的に変化する。それらの磁化の向きの変化が磁化曲線とＭＲ曲線とに対応させて図３に示される。ここでは、反強磁性層５０により、強磁性層４０の磁化は全てマイナス方向（記録媒体９０の記録面から向かって下向き）に固定されている。外部信号磁場がマイナスの時は軟磁性層２０の磁化もマイナス方向を向く。いま、説明を簡単にするために軟磁性層２０，強磁性層４０の保磁力を０に近い値とする。信号磁場ＨがＨ＜０の領域（Ｉ）では、まだ軟磁性層２０および強磁性層４０両磁性層の磁化方向は一方向を向いている。
【００２７】
外部磁場を上げてＨが軟磁性層２０の保磁力を超えると軟磁性層の磁化方向は信号磁場の方向に回転し、軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化の向きが反平行となるのにつれて磁化と電気抵抗が増加をする。そして一定値となる（領域（II）の状態）。このとき反強磁性層５０により、あるピン止め磁場Ｈuaが働いている。信号磁場がこのＨuaを越えると強磁性層４０の磁化も信号磁場の方向に回転し、領域（III)で軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化方向は、一方向に揃って向く。このとき、磁化はある一定値に、ＭＲ曲線は０となる。
【００２８】
逆に信号磁場Ｈが減少するときは、今までと同様に、軟磁性層２０および強磁性層４０の磁化反転に伴い、領域（III)から（II）、（I)と順次変化する。ここで領域（II）のはじめの部分で、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、抵抗は大きくなる。領域（II）のうち、強磁性層４０はピン止めされているため、ほとんど磁化反転はしないが、軟磁性層２０は直線的にその磁化を増加させるため、軟磁性層２０の磁化変化に対応し、スピンに依存した散乱を受ける伝導電子の割合が徐々に大きくなる。すなわち、軟磁性層２０に例えばＨｃの小さなＮｉ0.8 Ｆｅ0.2 を選び、適当な一方向異方性磁場Ｈｋを付与することにより、Ｈｋ付近以下の数Oe〜数１０Oeの範囲の小外部磁場で抵抗変化が直線的、かつ大きな抵抗変化率を示す磁性多層膜が得られる。
【００２９】
以下、上述してきた磁気抵抗効果膜２の各構成について詳細に説明する。この磁気抵抗効果膜における第一の特徴点は、前記反強磁性層５０が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなり、当該反強磁性層５０が、レーザ照射により加熱され結晶化処理されていることにある。この結晶化処理により反強磁性層５０は反強磁性を示すようになる。
【００３０】
ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造に関しては、磁性体ハンドブック（朝倉書店）４０１〜４０３頁に記載されており、例えば、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｄＭｎがとる結晶構造として定義される。
【００３１】
反強磁性層５０としては、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｄＭｎが挙げられ、中でも、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎが好ましく、さらには、ＰｔＭｎが最も好ましい。より大きな交換結合エネルギーＪｋを得ることができるからである。さらに、反強磁性層５０は、３元系以上の組成、すなわち、ＰｔＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金、またはＮｉＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であってもよい。３元系の好適な組成例は以下の通りである。
【００３２】
結晶化処理を行い反強磁性を発現させるためのレーザ照射の方法は以下の２つの方法に大別される。
【００３３】
（１）レーザ照射の方法Ｉ
反強磁性層の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射をして結晶化処理を行う方法である。
【００３４】
すなわち、図４に示すごとく、基板１５の上に、反強磁性層５０を薄膜形成し、この反強磁性層５０の膜の上からレーザ照射して、反強磁性層５０を結晶化させ反強磁性特性を発現させる。このレーザ照射は成膜を行う真空成膜装置内にて行われることが好ましい。反強磁性層５０の膜面の酸化および不純物ガス粒子の吸着や汚れ等を防止するためである。このレーザ照射処理に引き続いて、処理された反強磁性層５０の上に、強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟磁性層２０が順次、成膜され、いわゆるスピンバルブ膜が形成される（以下、この積層順を『反強磁性層５０ボトム(Bottom)タイプ』という）。
【００３５】
また、図５に示されるごとく積層順を変え、基板１５の上に、軟磁性層２０、非磁性金属層３０、強磁性層４０および反強磁性層５０を順次薄膜形成し（以下、この積層順を『反強磁性層５０トップ(Top) タイプ』という）、この反強磁性層５０の膜の上からレーザ照射して、反強磁性層５０を結晶化させ反強磁性特性を発現させるようにしてもよい。もちろんこのレーザ照射は、上記図４の場合と同様に、成膜を行う真空成膜装置内にて行われることが好ましい。
【００３６】
このようにしてレーザ照射を用い、温度を上げることが必要な部分（ここでは反強磁性層５０）のみを加熱することにより、スピンバルブ膜を構成する積層された薄膜界面での相互熱拡散を防止することができる。従来は、スピンバルブ膜を構成する薄膜を積層した後に、スピンバルブ膜全体を長時間に亘って加熱するアニール処理により反強磁性層の結晶化を行っていたので、スピンバルブ膜を構成する各薄膜界面での相互熱拡散が起こり、スピンバルブ膜としての特性の劣化（例えば、MR変化率（MR ratio) の低下）が生じていた。
【００３７】
（２）レーザ照射の方法ＩＩ
反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物に連続的にレーザ照射する方法である。これにより、反強磁性層を構成する堆積物が堆積すると同時に結晶化が進行する。この状態を示す概略概念図が図６に示される。この図において、符号５０’は、成膜途中の反強磁性層を構成する堆積物を示しており、レーザ照射により結晶化処理されている。また、符号５０ａは成膜途中の飛散粒子を示している。この方法ＩＩもやはり上記の『反強磁性層５０ボトム(Bottom)タイプ』、『反強磁性層５０トップ(Top) タイプ』いずれの場合であっても適用できる。
このようにしてレーザ照射を用い、温度を上げることが必要な部分のみを加熱することにより、スピンバルブ膜を構成する積層された薄膜界面での相互熱拡散を防止することができる。
【００３８】
用いるレーザの照射条件としては、反強磁性層５０の結晶化が発現できれば特に限定されるものではない。レーザエルギーは、１ｍＪ〜１０Ｊ程度とするのが好適である。また、成膜された薄膜面上をレーザー処理するに際しては、レーザビームを高速度で走査させるいわゆるラスター(raser) スキャンによる処理方法や、レンズ系でコリメートビームにして１ショットの照射による処理方法等いずれを用いてもよい。ラスタースキャンによる処理方法の場合、スキャンのサイクル（周波数）は、１〜１００サイクル／秒程度にするのがよい。また、用いるレーザの種類についても特に制限はなく、所望の出力が得られるものを適宜選定して用いればよい。
【００３９】
このようなレーザ照射により反強磁性層５０は結晶化処理され反強磁性を示す。これにより、反強磁性層５０と接して形成される強磁性層４０のピンニング（ピン止め）が可能になる。
【００４０】
また、反強磁性層５０が基板側に存在するいわゆる『反強磁性層５０ボトム(Bottom)タイプ』において、強磁性層４０と接する面と反対側の面（基板に近い方向）には、図１に示されるように反強磁性化プロモ−ト層１９を形成しておくことが好ましい。反強磁性化プロモ−ト層１９を設けておくことにより、レーザ照射による結晶化がさらに低いエネルギーで行え、膜質の低下もなくさらに良好な薄膜が得られる。また、反強磁性層５０の層厚をより薄くすることが可能となり、これにより高密度記録が可能になる。
【００４１】
反強磁性化プロモ−ト層１９として、例えば、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇ等が用いられ得るが、反強磁性化プロモ−ト層１９の選定に際しては、用いる反強磁性層５０の材質との関係において、最高の効果が発現するように選定することが望ましい。
【００４２】
以下、反強磁性層５０の好適材料としてＰｔＭｎ系（３元系をも含む）を用いた場合と、ＮｉＭｎ系（３元系をも含む）を用いた場合について、反強磁性化プロモ−ト層１９の具体的材質をいかように選定すべきかを詳細に説明する。
【００４３】
（１）反強磁性層５０として、ＰｔＭｎ系を用いた場合
反強磁性層５０として用いられるＰｔＭｎの組成割合（原子％）は、通常、Ｍｎが、４０〜６０ａｔ％とされる。Ｍｎ含有量がこの範囲を外れると、一般に、規則結晶構造を形成できなくなり、反強磁性を示さなくなってしまう。
【００４４】
反強磁性層５０として、ＰｔＭｎ系を用いた場合、反強磁性化プロモ−ト層１９は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇの中から選定された少なくとも１種から構成するのがよい。
【００４５】
上記元素の中で、より好ましい材料は、Ｐｔ，Ｐｄ，ＲｈおよびＲｅであり、さらに最も好ましい材料は、Ｐｔ，Ｐｄである。
【００４６】
反強磁性化プロモ−ト層１９は上記の元素を含む合金でも良く、合金の好適例としては、例えば、ＰｔＲｈ，ＮｉＲｈなどが挙げられ、これらの中では、特に、ＰｔＲｈが好ましい。
【００４７】
このような反強磁性化プロモ−ト層１９の厚さは、０．１〜１０ｎｍ、好ましくは１〜１０ｎｍ、より好ましくは、２〜５ｎｍとされる。この値が０．１未満となると、反強磁性化プロモ−ト層１９そのものの効果が発現しなくなってしまう。また、この値が１０ｎｍを超えて層厚が厚くなりすぎると、反強磁性化プロモ−ト層１９の電気抵抗が小さくなり、本来この部分に流れてほしくないセンス電流が流れてしまい、出力低下につながるという不都合がある。
【００４８】
（２）反強磁性層５０として、ＮｉＭｎ系を用いた場合
反強磁性層５０として用いられるＮｉＭｎの組成割合（原子％）は、通常、Ｍｎが、４０〜６０ａｔ％とされる。Ｍｎ含有量がこの範囲を外れると、一般に、規則結晶構造を形成できなくなり、反強磁性を示さなくなってしまう。
【００４９】
反強磁性層５０として、ＮｉＭｎ系を用いた場合、反強磁性化プロモ−ト層１９は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，ＲｅおよびＯｓの中から選定された少なくとも１種から構成するのがよい。
【００５０】
上記元素の中で、より好ましい材料は、Ｐｄ，ＩｒおよびＲｈであり、さらに最も好ましい材料は、Ｒｈ，Ｐｄである。反強磁性化プロモ−ト層１９は上記の元素を含む合金でも良く、合金の好適例としては、例えば、ＰｔＲｈ，ＮｉＲｈなどが挙げられ、これらの中では、特に、ＰｔＲｈが好ましい。
【００５１】
このような反強磁性化プロモ−ト層１９の厚さは、上記（１）の場合と同様に、０．１〜１０ｎｍ、好ましくは１〜１０ｎｍ、より好ましくは、２〜５ｎｍとされる。この値が０．１未満となると、反強磁性化プロモ−ト層１９そのものの効果が発現しなくなってしまう。また、この値が１０ｎｍを超えて層厚が厚くなりすぎると、反強磁性化プロモ−ト層１９の電気抵抗が小さくなり、本来この部分に流れてほしくないセンス電流が流れてしまい、出力低下につながるという不都合がある。
【００５２】
反強磁性層５０の厚さは、５〜１００ｎｍ、好ましくは５〜８０ｎｍ、より好ましくは５〜５０ｎｍ、更に好ましくは５〜３０ｎｍの範囲とするのがよい。反強磁性層５０の厚さが、５ｎｍより薄くなると交換結合磁界Ｈuaやブロッキング温度Ｔｂが急激に小さくなってしまう。逆に厚い分は余り問題がないが、あまり厚すぎるとＭＲヘッドとしてのギャップ長（シールド−シールド間の長さ）が大きくなってしまい、超高密度磁気記録に適さなくなってしまう。従って、１００ｎｍより小さいほうがよい。
【００５３】
強磁性層４０は、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｄｙ，Ｅｒ，Ｎｄ，Ｔｂ，Ｔｍ，Ｃｅ，Ｇｄ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、特に、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w （ただし、重量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）で表される組成で構成することが好ましい。これらの組成範囲を外れると、大きな電気抵抗の変化が得られなくなるという不都合が生じる。
【００５４】
このような強磁性層４０の厚さは、１．６〜１０ｎｍ、より好ましくは、２〜６ｎｍとされる。この値が、１．６ｎｍ未満となると、磁性層としての特性が失われる。この一方で、この値が１０ｎｍを超えると、前記反強磁性層５０からのピン止め磁界が小さくなり、この強磁性層のピン止め効果が十分に得られなくなる。
【００５５】
このような強磁性層４０は上述のごとく反強磁性層５０と直接接しているため、両者に直接層間相互作用が働き、強磁性層４０の磁化回転が阻止される。なお、強磁性層４０のピン方向は、所望のピン方向となるように磁場を印加させながら強磁性層４０を成膜（depo) させればよい。
【００５６】
一方、後に詳述する軟磁性層２０は、外部からの信号磁場により、自由にその磁化を回転させることができる。その結果、軟磁性層２０と強磁性層４０との両者の磁化に相対的な角度が生み出され、この磁化の向きの違いに起因した大きなＭＲ効果が得られる。
【００５７】
軟磁性層２０は、軟磁性特性を示すＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、保磁力Ｈｃの小さな磁性層を用いた方がＭＲ曲線の立ち上がりが急峻となり、好ましい結果が得られる。軟磁性層２０を下記に示すような２層構造にすることは、特に好ましい態様である。すなわち、非磁性金属層３０側からＣｏ（コバルト）単体あるいはＣｏを８０重量％以上含む合金より構成された第１の軟磁性層と、（Ｎｉx Ｆｅ1-x ）y Ｃｏ1-y （ただし、重量で０．７≦ｘ≦０．９、０．５≦ｙ≦１．０）で表わされる組成である第２の軟磁性層との２層積層体として構成する。このような構成とすることにより、Ｃｏリッチな第１の軟磁性層が拡散ブロッキング層として働き、第２の軟磁性層側から非磁性金属層３０側へとＮｉの拡散を防止することができる。また、Ｃｏリッチな第１の軟磁性層は電子の散乱能力を増大させるため、ＭＲ変化率が向上するという効果も発現する。なお、第２の軟磁性層は、ソフト磁性を維持させるために上記組成範囲内で形成される。
【００５８】
このような軟磁性層２０の厚さは、２〜１５ｎｍ、好ましくは、３〜１５ｎｍ、さらに好ましくは、５〜１５ｎｍとされる。この値が、２ｎｍ未満となると、良好な軟磁性層としての特性が得られない。この一方で、この値が１５ｎｍを超えると、多層膜全体の厚さが厚くなり、磁性多層膜全体の抵抗が大きくなり、ＭＲ効果が減少してしまう。なお、軟磁性層２０を上記のように２層積層体とした場合には、Ｃｏリッチの第１の軟磁性層の厚さを、０．４ｎｍ以上確保すればよい。
【００５９】
このような軟磁性層２０と前記強磁性層４０との間に介在される非磁性金属層３０は、効率的に電子を導くために、伝導性のある金属が望ましい。より具体的には、Ａｕ、Ａｇ、およびＣｕの中から選ばれた少なくとも１種、またはこれらの少なくとも１種以上を６０ｗｔ％以上含む合金等が挙げられる。
【００６０】
このような非磁性金属層３０の厚さは、１．５〜４ｎｍであることが好ましい。この値が１．５ｎｍ以下になると、このものを介して配置されている軟磁性層２０と強磁性層４０とが交換結合してしまい、軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンがそれぞれ独立に機能しなくなってしまうという不都合が生じる。この値が４ｎｍを超えると、上下に位置する軟磁性層２０と強磁性層４０の界面で散乱される電子の割合が減少してしまい、ＭＲ変化率の減少が起こってしまうという不都合が生じる。
【００６１】
保護層８０は、通常、成膜プロセスの過程での磁性多層膜表面の酸化を防止し、その上部に形成される電極材料とのぬれ性や、密着強度の向上という目的のために形成される。保護層８０は、Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｚｎ等の材質から形成される。厚さは、通常、３〜３０ｎｍ程度とされる。
【００６２】
基板１５は、ガラス、ケイ素、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等の材料により形成される。厚さは、通常、０．５〜１０ｍｍ程度とされる。
【００６３】
下地層１７は、Ｔａ，Ｈｆ，Ｃｒ，Ｚｒ等の材質から形成される。厚さは、通常、２〜２０ｎｍ程度とされる。
【００６４】
各層の材質及び層厚を上記のように規定し、さらに、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に、後述する膜面内の一方向に外部磁場を印加して、異方性磁界Ｈｋを２〜２０Oe、より好ましくは２〜１６Oe、特に２〜１０Oe付与することが好ましい。
【００６５】
軟磁性層の異方性磁界Ｈｋが２Oe未満となると、保磁力と同程度となってしまい、０磁場を中心とした直線的なＭＲ変化曲線が実質的に得られなくなるため、ＭＲ素子としての特性が劣化する。また２０Oeより大きいと、この膜をＭＲヘッド等に適用した場合、出力が低下しやすく、かつ分解能が低下する。ここでこれらのＨｋは、外部磁場として成膜時に１０〜３００Oeの磁場を印加することで得られる。外部磁場が１０Oe以下ではＨｋを誘起するのに十分ではないし、また、３００Oeを越えても効果は変わらないが、磁場発生のためのコイルが大きくなってしまい、費用もかさんで非効率的である。
【００６６】
上述してきた磁性多層膜１をそれぞれ繰り返し積層したものを、磁気抵抗効果膜とすることもできる。磁性多層膜の繰り返し積層回数ｎに特に制限はなく、目的とする磁気抵抗変化率等に応じて適宜選択すればよい。昨今の磁気記録の超高密度化に対応するためには、磁性多層膜の全層厚が薄いほど良い。しかし薄くなると通常、ＭＲ効果は同時に小さくなってしまうが、本発明に用いられる磁性多層膜は、繰り返し積層回数ｎが１の場合でも十分実用に耐えうる多層膜を得ることができる。また、積層数を増加するに従って、抵抗変化率も増加するが、生産性が悪くなり、さらにｎが大きすぎると素子全体の抵抗が低くなりすぎて実用上の不便が生じることから、通常、ｎを１０以下とするのが好ましい。ｎの好ましい範囲は１〜５である。
【００６７】
前記磁性多層膜１の各層の成膜は、スパッタリングにて行なわれる。磁性多層膜１の成膜、特に、反強磁性層５０の成膜に際して、真空成膜装置内の到達圧力は２×１０-9Ｔｏｒｒ以下、好ましくは８×１０-10 Ｔｏｒｒ以下、さらに好ましくは２×１０-10 Ｔｏｒｒ以下に設定される。到達圧力とは、成膜開始前の成膜装置内の圧力として定義され、成膜時の圧力とは異なる。
【００６８】
到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下という範囲は、膜質の向上という観点から、従来より提案されていない範囲のものである。到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下の条件を達成するためには、一般には行なわれていないスパッタ装置の構成が必要となる。すなわち、真空シール部分をすべて金属ガスケットとすること、装置を全てステンレスもしくはＡｌで形成すること、装置の組み上げ時に真空中高温でガス出しすること、および排気動作の中で真空槽全体を高温にベーキングして残留ガス、Ｈ2 Ｏ分を徹底的に強制排気すること、および２×１０-9Ｔｏｒｒ以下での動作が可能な特殊な排気ポンプを使用することが必要である。
【００６９】
また、スパッタリングで用いられるターゲットに含有される酸素濃度は、反強磁性層５０の形成の場合、１〜６００原子ｐｐｍ、好ましくは１〜５００原子ｐｐｍ、より好ましくは１〜３００原子ｐｐｍに設定するのがよい。ここで、ターゲットに含有される酸素濃度とは、ターゲットの一部を用いて燃焼させ生成したＣＯ2 ガス量を用いて分析される。さらに、スパッタ時に導入されるスパッタガス中の不純物（例えば、Ｈ2 Ｏ、ＣＯ2 、Ｈｅ等）の濃度の合計は、０．１〜１００原子ｐｐｂ、好ましくは、０．１〜５０原子ｐｐｂ、さらに好ましくは０．１〜１０原子ｐｐｂ、またさらに好ましくは０．１〜５原子ｐｐｂに設定するのがよい。特に、スパッタガス中のＨ2 Ｏ不純物濃度は、膜質に影響を及ぼしやすく４０原子ｐｐｂ以下、好ましくは１０原子ｐｐｂ以下、さらに好ましくは５原子ｐｐｂ以下に設定するのがよい。なお、実際の成膜が行われている間の真空成膜装置内の運転圧力は、通常、１×１０-4〜１×１０-2Ｔｏｒｒに設定される。
【００７０】
本発明における磁性多層膜１の各層の成膜は、それぞれ、上記の成膜条件に従って行うことが、磁気抵抗効果膜の特性をさらに向上させるために望ましい。
【００７１】
基板１５としては、前述したようにガラス、ケイ素、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等を用いることができる。成膜に際しては、前述したように軟磁性層２０成膜時に、膜面内の一方向に１０〜３００Oeの外部磁場を印加することが好ましい。これにより、軟磁性層２０に異方性磁場Ｈｋを付与することができる。なお、外部磁場の印加方法は、軟磁性層２０成膜時のみ、磁場の印加時期を容易に制御できる。例えば電磁石等を備えた装置を用いて印加し、反強磁性層５０成膜時は印加しない方法であってもよい。あるいは、成膜時を通して常に一定の磁場を印加する方法であってもよい。
【００７２】
また、前述したように、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に膜面内の一方向に外部磁場を印加して異方性磁場Ｈｋを誘起することで、さらに高周波特性を優れたものとすることができる。
【００７３】
さらに、『反強磁性層５０ボトム(Bottom)タイプ』の多層膜構成においては、反強磁性層５０を成膜する際には、軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直方向に磁場を印加すると良い。つまり磁性多層膜の膜面内でかつ、測定電流と直角方向となる（いわゆる直交化処理）。磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあればよい。本発明のレーザ照射による結晶化処理（レーザアニール）を実施する（この際にも磁場が印加されている）ことにより、反強磁性層５０により反強磁性層５０の上に積層される強磁性層４０の磁化の方向が確実に印加磁場方向（測定電流と直角方向）に固着され、信号磁場によってその向きを容易に変えうる軟磁性層２０の磁化と最も合理的に反平行状態を作り出すことができる。なお、強磁性層４０の成膜の際にも直交化のための磁場が印加される。
【００７４】
一方、『反強磁性層５０トップ(Top) タイプ』の多層膜構成において、強磁性層４０を成膜する場合には、ボトム(Bottom)タイプと同様に、軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直方向に磁場を印加すると良い。つまり磁性多層膜の膜面内でかつ、測定電流と直角方向となる（いわゆる直交化処理）。磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあればよい。その後、この強磁性層４０の上に反強磁性層５０する際、あるいは反強磁性層５０を成膜した後に、本発明のレーザ照射による結晶化処理（レーザアニール）を実施する（この際にも磁場が印加されている）。反強磁性層５０の成膜時には、ボトム(Bottom)タイプと同様に、強磁性層４０を成膜したときと同じ方向に磁場を印加しながら行う。
【００７５】
上記の実施の態様で説明した、磁性多層膜を備える磁気抵抗効果膜は、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）、ＭＲセンサ、強磁性メモリ素子、角度センサ等に応用される。
【００７６】
以下、磁気抵抗効果膜２（図１）を磁気抵抗効果型ヘッドに応用した例を挙げて説明する。本発明における磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）としては、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す磁性多層膜を備えるスピンバルブヘッドが好適例として挙げられる。
【００７７】
以下、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）としてスピンバルブヘッドを採り挙げて説明する。
【００７８】
図７に示されるように磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０は、信号磁場を感磁するための感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００と、この磁気抵抗効果膜２００の両端部２００ａ，２００ａに形成された電極部１００，１００とを有している。そして、感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００の端部２００ａ，２００ａは、その両端部全体が電極部１００，１００に接する状態で接続されていることが好ましい。なお、導体膜１２０，１２０は、前記電極部１００，１００を介して磁気抵抗効果膜２００と導通している。本発明では、後の説明をわかりやすくするために、便宜上、導体膜１２０と電極部１００とに分けているが、導体膜１２０と電極部１００は、本来一体的に薄膜形成法により形成されている場合が多く、これらは一つ部材と考えてもよい。
【００７９】
ＭＲヘッドにおける感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００は、前記図１に示される磁性多層膜１を有する磁気抵抗効果膜２と実質的に同様な積層構造のものが用いられる。すなわち、磁気抵抗効果膜２００は、実質的に図１に示される磁性多層膜を有する磁気抵抗効果膜２に置換され、その結果、磁気抵抗効果膜２００は、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の非磁性金属層３０と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層５０と、より好ましい態様としてこの反強磁性層５０の強磁性層４０と接する面と反対側の面に形成された反強磁性化プロモ−ト層１９を有している。
【００８０】
磁気抵抗効果膜２００は、いわゆるスピンバルブ型の磁気抵抗変化を示す。スピンバルブ型の磁気抵抗変化とは、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上に形成された反強磁性層５０とを有する磁性多層膜において、外部の信号磁界が０の時に軟磁性層２０とピン止めされた強磁性層４０のスピンの成す角度が、鋭角方向から見てほぼ、９０度に近く設定されているものをいう。実際は４５〜９０度の角度であることが多いが、特に好ましくは９０度（磁化の直交化）に設定するのがよい。磁気抵抗効果曲線（ＭＲ曲線）が、外部磁場が０のときを中心にしてプラス、マイナスの外部磁場に対し、左右非対称となるようにするためである。
【００８１】
図７に示されるように磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０には、磁気抵抗効果膜２００および電極部１００，１００を上下にはさむようにシールド層３００，３００が形成されるとともに、磁気抵抗効果膜２００とシールド層３００，３００との間の部分には非磁性絶縁層４００が形成される。
【００８２】
ここで感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００に用いられる強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟磁性層２０、反強磁性層５０、およびより好ましい態様として用いられる反強磁性化プロモ−ト層１９は、それぞれ、前記磁性多層膜の実施例で述べたものと同様の材質、厚さのものを用いることが望ましい。
【００８３】
図７に示すように、電流を流す電極部１００を磁気抵抗効果膜２００の積層方向にその端部２００ａ，２００ａ全体が接する構造とする。すると、電子は軟磁性層２０と強磁性層４０に挟まれた部分を中心に流れつつ、軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンの方向によって磁気散乱され、素子の抵抗が大きく変化する。したがって微小な外部磁場の変化を大きな電気抵抗の変化として検出することができるのである。
【００８４】
また、本願発明のスピンバルブ膜を備えるＭＲヘッドは、図８に示されるようなヘッド構造とすることが特に好ましい。すなわち、感磁部分である磁気抵抗効果膜２００と測定電流を流すための電極部１００との間に、図示のごとく磁気抵抗効果膜２００側から連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁性層８００）を順次介在させる。しかも、連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁性層８００）の一方端側は、磁気抵抗効果膜２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆うように、かつ他方端側は図示のごとく電極部１００下面１０１まで潜り込んで形成される。さらに、電極部１００のヘッド中央側に位置する端部１０２は、磁気抵抗効果膜２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆い、かつ、連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００の上部端部５２０ａ，８００ａをもそれぞれ覆うように形成される。なお、連結用軟磁性層５２０としては、例えば、ＮｉＦｅ，ＮｉＦｅＣｒ，ＮｉＦｅＲｈ，ＮｉＦｅＲｕ，ＣｏＺｒＮｂ，ＦｅＡｌＳｉ，ＦｅＺｒＮ等（厚さ１０ｎｍ程度）が用いられ、反強磁性層８００としては、Ｒｕ5 Ｒｈ15Ｍｎ，ＮｉＭｎ，ＦｅＭｎ，ＰｔＭｎ，α−Ｆｅ2 Ｏ3 等（厚さ５０ｎｍ程度）が用いられ、硬磁性層８００としては、ＣｏＰｔ，ＣｏＰｔＣｒ等（厚さ５０ｎｍ程度）が用いられる。
【００８５】
このような構成とすることにより、磁気抵抗効果膜２００に形成される連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００の両方の効果によって極めて効率的に縦バイアスを付与することができ、バルクハウゼンノイズを抑制したＭＲヘッド特性が得られる。また、電極部１００の端部１０２が、前述のように磁気抵抗効果膜２００を覆うように形成されていることにより、素子端部での信号磁場の低下がなく、しかも１μｍ以下のような狭トラック幅の形成が容易なＭＲヘッドが提供できる。
【００８６】
【実施例】
上述してきた磁気抵抗効果膜の発明、およびこれを用いた磁気抵抗効果型ヘッの発明を以下に示す具体的実験例によりさらに詳細に説明する。
【００８７】
〔実験例Ｉ〕
（実施例サンプルＩ−１の作製）
以下の要領で実際に、スピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドの主要部であるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜を作製した。すなわち、基板１５（Ａｌ2 Ｏ3 付きのＡｌＴｉＣ）の上に、下地層１７（Ｔａ；厚さ２ｎｍ）、反強磁性化プロモ−ト層１９（Ｐｈ；厚さ２ｎｍ）、ピン止め層としての反強磁性層５０（Ｐｔ48Ｍｎ52；厚さ１５ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ３ｎｍ）、非磁性金属層３０（Ｃｕ；厚さ３ｎｍ）、軟磁性層２０（（Ｃｏ（厚さ１ｎｍ）＋ＮｉＦｅ（厚さ６ｎｍ））および保護層８０（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）を順次積層してスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜（実施例サンプルＩ−１）を作製した。
【００８８】
このサンプルは、真空成膜装置を用いスパッタ法により作製し、スパッタ条件として真空成膜装置の到達圧力を８×１０-10 Ｔｏｒｒとした。なお、磁気抵抗効果膜の成膜に際し、ピン止め層としての反強磁性層５０の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射して、反強磁性層５０の結晶化処理を行い反強磁性層の反強磁性化を実現させた。その後、一定方向に誘導磁場を与えて磁場中で強磁性層４０を成膜させた。レーザ照射は、ラスタースキャン法により行い、照射エネルギー８００ｍＪ、周波数１０サイクル／秒とした。なお、反強磁性層５０の成膜時およびレーザ照射による結晶化処理時においても、直交化の磁場処理を行った。
【００８９】
（実施例サンプルＩ−２の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、反強磁性層の結晶化処理に用いるレーザ照射の仕方を変えた。すなわち、反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物にレーザ照射することにより反強磁性層の結晶化処理を行った。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−２を作製した。
【００９０】
（実施例サンプルＩ−３の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、反強磁性化プロモ−ト層１９（Ｐｈ；厚さ２ｎｍ）を形成しなかった。また、反強磁性層５０の厚さを１５ｎｍから２０ｎｍに変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−３を作製した。
【００９１】
（実施例サンプルＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩ−２において、反強磁性化プロモ−ト層１９（Ｐｈ；厚さ２ｎｍ）を形成しなかった。また、反強磁性層５０の厚さを１５ｎｍから２０ｎｍに変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−２の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−４を作製した。
【００９２】
（実施例サンプルＩ−５の作製）
以下の要領で、スピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドの主要部であるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜を作製した。すなわち、基板１５（Ａｌ2 Ｏ3 付きのＡｌＴｉＣ）の上に、下地層１７（Ｔａ；厚さ２ｎｍ）、軟磁性層２０（ＮｉＦｅ；厚さ７ｎｍ）、非磁性金属層３０（Ｃｕ；厚さ３ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ３ｎｍ）、ピン止め層としての反強磁性層５０（Ｐｔ48Ｍｎ52；厚さ２０ｎｍ）、および保護層８０（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）を順次積層してスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜（実施例サンプルＩ−５）を作製した。
【００９３】
このサンプルは、真空成膜装置を用いスパッタ法により作製し、スパッタ条件として真空成膜装置の到達圧力を８×１０-10 Ｔｏｒｒとした。なお、磁気抵抗効果膜の成膜に際し、一定方向に誘導磁場を与えて磁場中で強磁性層４０を成膜させた後、ピン止め層としての反強磁性層５０の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射して、反強磁性層５０の結晶化処理を行い反強磁性層の反強磁性化を実現させた。レーザ照射は、ラスタースキャン法により行い、レーザ照射エネルギー５００ｍＪ、周波数３０サイクル／秒とした。なお、反強磁性層５０の成膜時およびレーザ照射による結晶化処理時においても、直交化の磁場処理を行った。
【００９４】
（実施例サンプルＩ−６の作製）
上記実施例サンプルＩ−５において、反強磁性層の結晶化処理に用いるレーザ照射の仕方を変えた。すなわち、反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物にレーザ照射することにより反強磁性層の結晶化処理を行った。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−５の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−６を作製した。
【００９５】
（実施例サンプルＩ−７の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＮｉ48Ｍｎ52に、膜厚を１７ｎｍに、それぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−７を作製した。
【００９６】
（実施例サンプルＩ−８の作製）
上記実施例サンプルＩ−５において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＮｉ48Ｍｎ52に、膜厚を１７ｎｍに、それぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−５の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−８を作製した。
【００９７】
（実施例サンプルＩ−９の作製）
上記実施例サンプルＩ−７において、反強磁性化プロモ−ト層１９（Ｐｈ；厚さ２ｎｍ）を形成しなかった。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−７の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−９を作製した。
【００９８】
（実施例サンプルＩ−１０の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＰｔ38Ｍｎ52Ｒｈ10に、膜厚を２０ｎｍに変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−１０を作製した。
【００９９】
（実施例サンプルＩ−１１の作製）
上記実施例サンプルＩ−１０において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＰｔ38Ｍｎ52Ｃｒ10に変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１０の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−１１を作製した。
【０１００】
（実施例サンプルＩ−１２の作製）
上記実施例サンプルＩ−１０において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＰｔ38Ｍｎ52Ｐｄ10に変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１０の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−１２を作製した。
【０１０１】
（比較例サンプルＩ−１の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間かけて強磁性層４０のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−１を作製した。
【０１０２】
（比較例サンプルＩ−２の作製）
上記実施例サンプルＩ−５において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−５の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−２を作製した。
【０１０３】
（比較例サンプルＩ−３の作製）
上記実施例サンプルＩ−７において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−７の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−３を作製した。
【０１０４】
（比較例サンプルＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩ−１０において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−１０の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−４を作製した。
【０１０５】
（比較例サンプルＩ−５の作製）
上記実施例サンプルＩ−１１において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−１１の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−５を作製した。
【０１０６】
（比較例サンプルＩ−６の作製）
上記実施例サンプルＩ−１２において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−１２の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−６を作製した。
【０１０７】
このようにして作製した各サンプルについて、ＭＲ変化率および交換結合エネルギーＪｋを下記の要領で求めた。
【０１０８】
ＭＲ変化率
ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒは、０．４×６mmの大きさの測定サンプルを作成し、外部磁界を面内に電流と垂直方向になるようにかけながら、−３００〜３００Oeまで変化させたときの抵抗を４端子法により測定した。その抵抗からＭＲ変化率ΔＲ／Ｒを求めた。ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒは、最大比抵抗をρmax 、最小比抵抗をρsat とし、次式により計算した。
【０１０９】
ΔＲ／Ｒ＝（ρmax −ρsat ）×１００／ρsat （％）。
【０１１０】
交換結合エネルギーＪｋ
交換結合エネルギーＪｋは、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）用いて１ＫＯｅの磁場にて磁化曲線を描き、この磁化曲線より、交換結合磁界Ｈuaおよび強磁性層４０の飽和磁束密度Ｍs を求め、これらの値を用いてＪｋを算出した。交換結合磁界Ｈuaは、例えば、図９に示されるような磁化曲線において、原点ＦからシフトしたＥ点（Ｃ点とＤ点の中間）の磁界として定義される。なお、図中、磁化曲線Ａは磁化容易軸方向（成膜時に磁場を印加した方向）、磁化曲線Ｂは磁化困難軸方向を示している。
【０１１１】
以上の各サンプルについて測定したＭＲ変化率および交換結合エネルギーＪｋを下記表１にそれぞれ示す。
【０１１２】
【表１】
表１に示される結果より、同じ膜構成をベースとし、本発明サンプルと比較例サンプルとを比較した場合、本発明サンプルのＭＲ変化率は、１．３〜２．４％も高い値となっていることがわかる。さらに本発明サンプルの交換結合エネルギーＪｋは、０．０８〜０．１５ｅｒｇ／ｃｍ2 も高い値となっていることがわかる。これにより、レーザ照射して、反強磁性層５０の結晶化処理をした本発明のサンプルは、交換結合エネルギーＪｋが高くＭＲ変化率の劣化が少ないことがわかる。また、本発明サンプルの積層断面の状態と比較例サンプルの積層断面の状態の違いを透過型電子顕微鏡にて確認したところ、本発明サンプルのものは、比較例サンプルのものと比べて、積層された薄膜界面がクリアに分かれていることが確認できた。
【０１１３】
〔実験例ＩＩ〕
図１０には、本発明の磁気抵抗効果膜をヨーク型ＭＲヘッドに応用した例が示される。ここでは、磁束を導くヨーク６００、６００の一部に切り欠きを設け、その間に磁気抵抗効果膜２００が薄い絶縁膜４００を介して形成されている。この磁気抵抗効果膜２００には、ヨーク６００、６００で形成される磁路の方向と平行または直角方向に電流を流すための電極（図示せず）が形成されている。
〔実験例ＩＩＩ〕
図１１には、本発明における磁気抵抗効果素子をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１例が示される。磁気抵抗効果膜２００は、高比抵抗、高透磁率なフラックスガイド層７００，７１０と磁気的に結合して形成されている。このフラッスガイド層７００，７１０が間接的に信号磁界を磁気抵抗効果膜２００に伝導する。また、非磁性絶縁層４００を介して、フラックスバックガイド層６００（磁気抵抗効果膜２００を通った磁束の逃げ道）が形成される。また、フラックスバックガイド層６００は、非磁性絶縁層４００を介して磁気抵抗効果膜２００の両側に設置されても良い。このヘッドの特徴は、記録媒体に磁界検出部を、ほぼ接触に近いレベルまで接近させることができ、高い出力を得ることができることにある。
【０１１４】
【発明の効果】
上記の結果より本発明の効果は明らかである。すなわち、本発明は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために、強磁性層の非磁性金属層と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であって、前記反強磁性層は、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなり、当該反強磁性層は、反強磁性を示すためにレーザ照射により結晶化処理されてなるように構成されているので、積層膜中の相互拡散が極めて少なくＭＲ変化率(MR Ratio)が極めて大きいという優れた効果が発現する。また、スピンバルブヘッドを構成した場合、感度が良好で、出力が大きくとれるいう優れた効果が発現する。さらにはスピンバルブ膜を構成する積層膜の薄膜化が可能で、製品のさらなるコンパクト化が図れる。さらには、エネルギーロスが少なくしかも生産性に優れるという優れた効果が発現する。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明の磁気抵抗効果膜の断面図である。
【図２】図２は、本発明の作用を説明するための磁気抵抗効果膜、特に磁性多層膜の構造の模式図である。
【図３】図３は、本発明の作用を説明するための磁化曲線とＭＲ曲線の模式図である。
【図４】図４は、基板の上に、反強磁性層を薄膜形成し、この反強磁性層の膜の上からレーザ照射して、反強磁性層を結晶化させる状態を示す概略断面図である。
【図５】図５は、基板の上に、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層および反強磁性層を順次薄膜形成し、この反強磁性層５０の膜の上からレーザ照射して、反強磁性層を結晶化させる状態を示す概略断面図である。
【図６】図６は、反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物に連続的にレーザ照射する状態を示す概略断面図である。
【図７】図７は、本発明の磁気抵抗効果型ヘッドの一例を示す概略斜視図である。
【図８】図８は、本発明の磁気抵抗効果型ヘッドの磁気抵抗効果膜と電極部との好適な接続状態を示す概略斜視図である。
【図９】図９は、本発明のＭ−Ｈループを示す図である。
【図１０】図１０は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）をヨーク型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一部省略断面図である。
【図１１】図１１は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一部省略断面図である。
【符号の説明】
１…磁性多層膜
２…磁気抵抗効果膜
１５…基板
１７…下地層
１９…反強磁性化プロモ−ト層
２０…軟磁性層
３０…非磁性金属層
４０…強磁性層
５０…反強磁性層
８０…保護層
９０…記録媒体
９３…記録面
１５０…磁気抵抗効果型ヘッド
２００…磁気抵抗効果膜
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気記録媒体等の磁界強度を信号として読み取るための磁気抵抗効果膜のうち、特に小さな磁場変化を大きな電気抵抗変化信号として読み取ることのできる磁気抵抗効果膜および、それを用いた磁気抵抗効果型ヘッドに関する。これらは、主として、例えばハードディスクドライブ装置に組み込まれて使用される。
【０００２】
【従来の技術】
近年、ハードディスク（ＨＤＤ）の高密度化に伴い、高感度、高出力のヘッドが要求されてきている。この要求に答えるべくして、スピンバルブヘッドの開発が進められている。
【０００３】
スピンバルブヘッドは、非磁性金属層を介して強磁性層がそれぞれ２層形成されており、一方の強磁性層に接して反強磁性層が配置された構成をなしている。反強磁性層と接している強磁性層は、反強磁性層と交換結合しており、これにより強磁性層の磁化方向は、一方向に固着（ピン止め）されている。もう一方の強磁性層は、外部磁界の変化に追従して自由に回転する。スピンバルブにおいては、この２つの強磁性層間のスピンの相対角度の差異により、ＭＲ変化を実現しており、反強磁性層と、これに接している強磁性層との交換結合がスピンバルブの本質といえる。
【０００４】
従来より、スピンバルブに用いられている反強磁性層としては、ＦｅＭｎ，ＮｉＭｎ，ＰｔＭｎ等の材料がよく知られている。
【０００５】
反強磁性層としてＦｅＭｎを用いた場合、成膜直後に強磁性層との間に交換結合が生じる。そのために、成膜後に交換結合を生じさせるための熱処理は不要となるが、強磁性層の成膜後に反強磁性層を成膜させなければならないという、成膜順の制約が生じる。また、ＦｅＭｎを用いた場合、ブロッキング温度が１５０〜１７０℃程度と低いという問題がある。ブロッキング温度とは磁性層をピンニングしている交換結合が消失する温度である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
一方、反強磁性層としてＮｉＭｎやＰｔＭｎを用いた場合、ブロッキング温度は３００℃以上と高く、しかも、反強磁性層と強磁性層の成膜順の制約はない。しかしながら、反強磁性層と強磁性層の関係において、交換結合を生じさせるためには、双方積層成膜後に別途、磁界中での熱処理が必要となる。これは、ＮｉＭｎおよびＰｔＭｎが反強磁性を示すためには、面心正方晶（ｆｃｔ）構造を有するＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造を形成しなければならないためである。磁界中での熱処理は、通常、２５０〜３５０℃の温度条件で行われ、温度が高いほど交換結合の程度は大きくなる傾向にある。しかしながら、高い温度での熱処理をスピンバルブ膜に施すと、スピンバルブ膜を構成する積層された薄膜界面での相互拡散が生じ、スピンバルブ膜の重要な膜特性であるＭＲ変化率(MR Ratio)が低下してしまう。従って、スピンバルブヘッドを構成した場合、感度が悪く、出力が小さくなる。また、積層された薄膜界面での相互拡散が生じるために、所望のスピンバルブ膜特性を得ようとすれば、スピンバルブ膜を構成する積層膜の厚さを厚めに設定しなければならず、製品のさらなるコンパクト化が図れない。また、スピンバルブ膜形成後の熱処理は、高温かつ長時間のプロセスとなり、エネルギーおよび生産性の観点からの改善も要望されている。
【０００７】
このような実状のもとに本発明は創案されたものであり、その目的は、反強磁性層として反強磁性特性を発現するために熱処理が必要となるＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物を用いたスピンバルブ膜において、積層膜中の相互拡散が極めて少なくＭＲ変化率(MR Ratio)が大きくとれる磁気抵抗効果膜を提供すること、さらには、スピンバルブヘッドを構成した場合、感度が良好で、出力が大きくとれる磁気抵抗効果型ヘッドを提供することにある。さらにはスピンバルブ膜を構成する積層膜の薄膜化が可能で、製品のさらなるコンパクト化が図れ、さらには、エネルギーロスが少なくしかも生産性に優れる磁気抵抗効果膜を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために、強磁性層の非磁性金属層と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であって、前記反強磁性層は、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなり、当該反強磁性層は、反強磁性を示すためにレーザ照射により結晶化処理されてなるように構成される。
【０００９】
また、本発明は、磁気抵抗効果膜と、導体膜と、電極部とを含む磁気抵抗効果型ヘッドであって、前記導体膜は、前記電極部を介して前記磁気抵抗効果膜と導通しており、前記磁気抵抗効果膜は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために、強磁性層の非磁性金属層と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であり、前記反強磁性層は、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなり、当該反強磁性層は、反強磁性を示すためにレーザ照射により結晶化処理されてなるように構成される。
【００１０】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層の結晶化処理は、当該反強磁性層の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射されることにより行われるように構成される。
【００１１】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層の結晶化処理は、前記反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物にレーザ照射しながら行なわれるように構成される。
【００１２】
また、好ましい態様として、前記レーザ照射による結晶化処理は、真空成膜装置内にて行われるように構成される。
【００１３】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層は、ＰｔＭｎもしくはＰｔＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金、またはＮｉＭｎあるいはＮｉＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であるように構成される。
【００１４】
また、好ましい態様として、基板の上に直接または下地層を介して、反強磁性化プロモ−ト層が形成され、この反強磁性化プロモ−ト層の上に前記反強磁性層、前記強磁性層、前記非磁性金属層、および前記軟磁性層が順次、積層された多層膜構造を有し、前記反強磁性化プロモ−ト層が、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇの中から選定された少なくとも１種からなるように構成される。
【００１５】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層は、ＰｔＭｎあるいはＰｔＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であり、前記反強磁性化プロモ−ト層は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇの中から選定された少なくとも１種からなるように構成される。
【００１６】
また、好ましい態様として、前記反強磁性層は、ＮｉＭｎあるいはＮｉＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であり、前記反強磁性化プロモ−ト層は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，ＲｅおよびＯｓの中から選定された少なくとも１種からなるように構成される。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の具体的実施の形態について詳細に説明する。
【００１８】
図１は、本発明の磁気抵抗効果膜２の好適な一例を示す断面図である。この実施の態様において、磁気抵抗効果膜２は、巨大磁気抵抗効果を示すスピンバルブ膜としての磁性多層膜１を備えている。
【００１９】
図１に示されるように、磁性多層膜１は、非磁性金属層３０と、この非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の非磁性金属層３０と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層５０とを有する積層体構造をなしている。さらに、図１に示される実施の形態の場合、より好ましい態様として、反強磁性層５０の強磁性層４０と接する面と反対側の面には反強磁性化プロモ−ト層１９が形成されている。
【００２０】
すなわち、これらの積層体は、図１に示される好適な実施の態様では、基板１５の上に形成されており、基板１５側から、下地層１７を介して、反強磁性化プロモ−ト層１９、反強磁性層５０、強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟磁性層２０の順に積層されている。軟磁性層２０の上には、図示のごとく、さらに保護層８０が形成されている。
【００２１】
この実施の態様における磁性多層膜１（スピンバルブ膜）では、外部から加わる信号磁界の向きに応じて非磁性金属層３０を介して、その両側に隣接して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０との互いの磁化の向きが実質的に異なることが必要である。その理由は、本発明の原理が、非磁性金属層３０を介して形成された軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の向きがズレているとき、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、抵抗が増え、磁化の向きが互いに逆向きに向いたとき、最大の抵抗を示すことにあるからである。すなわち、本発明では、図２に示されるように外部からの信号磁場がプラス（記録媒体９０の記録面９３から向かって上向き（符号９２で表される）であるとき、隣合った磁性層の磁化の方向が互いに逆向きの成分が生じ、抵抗が増大するのである。
【００２２】
ここで、本発明の磁気抵抗効果膜に用いられる（スピンバルブ）磁性多層膜における、磁気記録媒体からの外部信号磁場と、軟磁性層２０と強磁性層４０の互いの磁化の方向、及び電気抵抗の変化の関係を説明する。
【００２３】
今、本発明の理解を容易にするために、図１に示されるごとく、１つの非磁性金属層３０を介して１組の軟磁性層２０と強磁性層４０とが存在する最もシンプルな磁性多層膜の場合について、図２を参照しつつ説明する。
【００２４】
図２に示されるように、強磁性層４０は後に述べる方法によって媒体面に向かって下向き方向にその磁化をピン止めされている（符号４１）。もう一方の軟磁性層２０は、非磁性金属層３０を介して形成されているので、その磁化方向は外部からの信号磁界によって向きを変える（符号２１）。このとき、軟磁性層２０と強磁性層４０の磁化の相対角度は、磁気記録媒体９０からの信号磁界の向きによって大きく変化する。その結果、磁性層内に流れる伝導電子が散乱される度合いが変化し、電気抵抗が大きく変化する。
【００２５】
これによってパーマロイの異方性磁気抵抗効果とはメカニズムが本質的に異なる大きなＭＲ（Magneto-Resistance) 効果が得られる。これは特にＧＭＲ（Giant-Magneto-Resistance) 効果と呼ばれる。
【００２６】
軟磁性層２０，強磁性層４０と、ピン止め効果を示す反強磁性層５０の磁化の向きが外部磁場に対して相対的に変化する。それらの磁化の向きの変化が磁化曲線とＭＲ曲線とに対応させて図３に示される。ここでは、反強磁性層５０により、強磁性層４０の磁化は全てマイナス方向（記録媒体９０の記録面から向かって下向き）に固定されている。外部信号磁場がマイナスの時は軟磁性層２０の磁化もマイナス方向を向く。いま、説明を簡単にするために軟磁性層２０，強磁性層４０の保磁力を０に近い値とする。信号磁場ＨがＨ＜０の領域（Ｉ）では、まだ軟磁性層２０および強磁性層４０両磁性層の磁化方向は一方向を向いている。
【００２７】
外部磁場を上げてＨが軟磁性層２０の保磁力を超えると軟磁性層の磁化方向は信号磁場の方向に回転し、軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化の向きが反平行となるのにつれて磁化と電気抵抗が増加をする。そして一定値となる（領域（II）の状態）。このとき反強磁性層５０により、あるピン止め磁場Ｈuaが働いている。信号磁場がこのＨuaを越えると強磁性層４０の磁化も信号磁場の方向に回転し、領域（III)で軟磁性層２０および強磁性層４０のそれぞれの磁化方向は、一方向に揃って向く。このとき、磁化はある一定値に、ＭＲ曲線は０となる。
【００２８】
逆に信号磁場Ｈが減少するときは、今までと同様に、軟磁性層２０および強磁性層４０の磁化反転に伴い、領域（III)から（II）、（I)と順次変化する。ここで領域（II）のはじめの部分で、伝導電子がスピンに依存した散乱を受け、抵抗は大きくなる。領域（II）のうち、強磁性層４０はピン止めされているため、ほとんど磁化反転はしないが、軟磁性層２０は直線的にその磁化を増加させるため、軟磁性層２０の磁化変化に対応し、スピンに依存した散乱を受ける伝導電子の割合が徐々に大きくなる。すなわち、軟磁性層２０に例えばＨｃの小さなＮｉ0.8 Ｆｅ0.2 を選び、適当な一方向異方性磁場Ｈｋを付与することにより、Ｈｋ付近以下の数Oe〜数１０Oeの範囲の小外部磁場で抵抗変化が直線的、かつ大きな抵抗変化率を示す磁性多層膜が得られる。
【００２９】
以下、上述してきた磁気抵抗効果膜２の各構成について詳細に説明する。この磁気抵抗効果膜における第一の特徴点は、前記反強磁性層５０が、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなり、当該反強磁性層５０が、レーザ照射により加熱され結晶化処理されていることにある。この結晶化処理により反強磁性層５０は反強磁性を示すようになる。
【００３０】
ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造に関しては、磁性体ハンドブック（朝倉書店）４０１〜４０３頁に記載されており、例えば、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｄＭｎがとる結晶構造として定義される。
【００３１】
反強磁性層５０としては、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｄＭｎが挙げられ、中でも、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎが好ましく、さらには、ＰｔＭｎが最も好ましい。より大きな交換結合エネルギーＪｋを得ることができるからである。さらに、反強磁性層５０は、３元系以上の組成、すなわち、ＰｔＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金、またはＮｉＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であってもよい。３元系の好適な組成例は以下の通りである。
【００３２】
【００３３】
（１）レーザ照射の方法Ｉ
反強磁性層の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射をして結晶化処理を行う方法である。
【００３４】
すなわち、図４に示すごとく、基板１５の上に、反強磁性層５０を薄膜形成し、この反強磁性層５０の膜の上からレーザ照射して、反強磁性層５０を結晶化させ反強磁性特性を発現させる。このレーザ照射は成膜を行う真空成膜装置内にて行われることが好ましい。反強磁性層５０の膜面の酸化および不純物ガス粒子の吸着や汚れ等を防止するためである。このレーザ照射処理に引き続いて、処理された反強磁性層５０の上に、強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟磁性層２０が順次、成膜され、いわゆるスピンバルブ膜が形成される（以下、この積層順を『反強磁性層５０ボトム(Bottom)タイプ』という）。
【００３５】
また、図５に示されるごとく積層順を変え、基板１５の上に、軟磁性層２０、非磁性金属層３０、強磁性層４０および反強磁性層５０を順次薄膜形成し（以下、この積層順を『反強磁性層５０トップ(Top) タイプ』という）、この反強磁性層５０の膜の上からレーザ照射して、反強磁性層５０を結晶化させ反強磁性特性を発現させるようにしてもよい。もちろんこのレーザ照射は、上記図４の場合と同様に、成膜を行う真空成膜装置内にて行われることが好ましい。
【００３６】
このようにしてレーザ照射を用い、温度を上げることが必要な部分（ここでは反強磁性層５０）のみを加熱することにより、スピンバルブ膜を構成する積層された薄膜界面での相互熱拡散を防止することができる。従来は、スピンバルブ膜を構成する薄膜を積層した後に、スピンバルブ膜全体を長時間に亘って加熱するアニール処理により反強磁性層の結晶化を行っていたので、スピンバルブ膜を構成する各薄膜界面での相互熱拡散が起こり、スピンバルブ膜としての特性の劣化（例えば、MR変化率（MR ratio) の低下）が生じていた。
【００３７】
（２）レーザ照射の方法ＩＩ
反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物に連続的にレーザ照射する方法である。これにより、反強磁性層を構成する堆積物が堆積すると同時に結晶化が進行する。この状態を示す概略概念図が図６に示される。この図において、符号５０’は、成膜途中の反強磁性層を構成する堆積物を示しており、レーザ照射により結晶化処理されている。また、符号５０ａは成膜途中の飛散粒子を示している。この方法ＩＩもやはり上記の『反強磁性層５０ボトム(Bottom)タイプ』、『反強磁性層５０トップ(Top) タイプ』いずれの場合であっても適用できる。
このようにしてレーザ照射を用い、温度を上げることが必要な部分のみを加熱することにより、スピンバルブ膜を構成する積層された薄膜界面での相互熱拡散を防止することができる。
【００３８】
用いるレーザの照射条件としては、反強磁性層５０の結晶化が発現できれば特に限定されるものではない。レーザエルギーは、１ｍＪ〜１０Ｊ程度とするのが好適である。また、成膜された薄膜面上をレーザー処理するに際しては、レーザビームを高速度で走査させるいわゆるラスター(raser) スキャンによる処理方法や、レンズ系でコリメートビームにして１ショットの照射による処理方法等いずれを用いてもよい。ラスタースキャンによる処理方法の場合、スキャンのサイクル（周波数）は、１〜１００サイクル／秒程度にするのがよい。また、用いるレーザの種類についても特に制限はなく、所望の出力が得られるものを適宜選定して用いればよい。
【００３９】
このようなレーザ照射により反強磁性層５０は結晶化処理され反強磁性を示す。これにより、反強磁性層５０と接して形成される強磁性層４０のピンニング（ピン止め）が可能になる。
【００４０】
また、反強磁性層５０が基板側に存在するいわゆる『反強磁性層５０ボトム(Bottom)タイプ』において、強磁性層４０と接する面と反対側の面（基板に近い方向）には、図１に示されるように反強磁性化プロモ−ト層１９を形成しておくことが好ましい。反強磁性化プロモ−ト層１９を設けておくことにより、レーザ照射による結晶化がさらに低いエネルギーで行え、膜質の低下もなくさらに良好な薄膜が得られる。また、反強磁性層５０の層厚をより薄くすることが可能となり、これにより高密度記録が可能になる。
【００４１】
反強磁性化プロモ−ト層１９として、例えば、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇ等が用いられ得るが、反強磁性化プロモ−ト層１９の選定に際しては、用いる反強磁性層５０の材質との関係において、最高の効果が発現するように選定することが望ましい。
【００４２】
以下、反強磁性層５０の好適材料としてＰｔＭｎ系（３元系をも含む）を用いた場合と、ＮｉＭｎ系（３元系をも含む）を用いた場合について、反強磁性化プロモ−ト層１９の具体的材質をいかように選定すべきかを詳細に説明する。
【００４３】
（１）反強磁性層５０として、ＰｔＭｎ系を用いた場合
反強磁性層５０として用いられるＰｔＭｎの組成割合（原子％）は、通常、Ｍｎが、４０〜６０ａｔ％とされる。Ｍｎ含有量がこの範囲を外れると、一般に、規則結晶構造を形成できなくなり、反強磁性を示さなくなってしまう。
【００４４】
反強磁性層５０として、ＰｔＭｎ系を用いた場合、反強磁性化プロモ−ト層１９は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇの中から選定された少なくとも１種から構成するのがよい。
【００４５】
上記元素の中で、より好ましい材料は、Ｐｔ，Ｐｄ，ＲｈおよびＲｅであり、さらに最も好ましい材料は、Ｐｔ，Ｐｄである。
【００４６】
反強磁性化プロモ−ト層１９は上記の元素を含む合金でも良く、合金の好適例としては、例えば、ＰｔＲｈ，ＮｉＲｈなどが挙げられ、これらの中では、特に、ＰｔＲｈが好ましい。
【００４７】
このような反強磁性化プロモ−ト層１９の厚さは、０．１〜１０ｎｍ、好ましくは１〜１０ｎｍ、より好ましくは、２〜５ｎｍとされる。この値が０．１未満となると、反強磁性化プロモ−ト層１９そのものの効果が発現しなくなってしまう。また、この値が１０ｎｍを超えて層厚が厚くなりすぎると、反強磁性化プロモ−ト層１９の電気抵抗が小さくなり、本来この部分に流れてほしくないセンス電流が流れてしまい、出力低下につながるという不都合がある。
【００４８】
（２）反強磁性層５０として、ＮｉＭｎ系を用いた場合
反強磁性層５０として用いられるＮｉＭｎの組成割合（原子％）は、通常、Ｍｎが、４０〜６０ａｔ％とされる。Ｍｎ含有量がこの範囲を外れると、一般に、規則結晶構造を形成できなくなり、反強磁性を示さなくなってしまう。
【００４９】
反強磁性層５０として、ＮｉＭｎ系を用いた場合、反強磁性化プロモ−ト層１９は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，ＲｅおよびＯｓの中から選定された少なくとも１種から構成するのがよい。
【００５０】
上記元素の中で、より好ましい材料は、Ｐｄ，ＩｒおよびＲｈであり、さらに最も好ましい材料は、Ｒｈ，Ｐｄである。反強磁性化プロモ−ト層１９は上記の元素を含む合金でも良く、合金の好適例としては、例えば、ＰｔＲｈ，ＮｉＲｈなどが挙げられ、これらの中では、特に、ＰｔＲｈが好ましい。
【００５１】
このような反強磁性化プロモ−ト層１９の厚さは、上記（１）の場合と同様に、０．１〜１０ｎｍ、好ましくは１〜１０ｎｍ、より好ましくは、２〜５ｎｍとされる。この値が０．１未満となると、反強磁性化プロモ−ト層１９そのものの効果が発現しなくなってしまう。また、この値が１０ｎｍを超えて層厚が厚くなりすぎると、反強磁性化プロモ−ト層１９の電気抵抗が小さくなり、本来この部分に流れてほしくないセンス電流が流れてしまい、出力低下につながるという不都合がある。
【００５２】
反強磁性層５０の厚さは、５〜１００ｎｍ、好ましくは５〜８０ｎｍ、より好ましくは５〜５０ｎｍ、更に好ましくは５〜３０ｎｍの範囲とするのがよい。反強磁性層５０の厚さが、５ｎｍより薄くなると交換結合磁界Ｈuaやブロッキング温度Ｔｂが急激に小さくなってしまう。逆に厚い分は余り問題がないが、あまり厚すぎるとＭＲヘッドとしてのギャップ長（シールド−シールド間の長さ）が大きくなってしまい、超高密度磁気記録に適さなくなってしまう。従って、１００ｎｍより小さいほうがよい。
【００５３】
強磁性層４０は、Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｄｙ，Ｅｒ，Ｎｄ，Ｔｂ，Ｔｍ，Ｃｅ，Ｇｄ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、特に、（Ｃｏz Ｎｉ1-z ）w Ｆｅ1-w （ただし、重量で０．４≦ｚ≦１．０、０．５≦ｗ≦１．０である）で表される組成で構成することが好ましい。これらの組成範囲を外れると、大きな電気抵抗の変化が得られなくなるという不都合が生じる。
【００５４】
このような強磁性層４０の厚さは、１．６〜１０ｎｍ、より好ましくは、２〜６ｎｍとされる。この値が、１．６ｎｍ未満となると、磁性層としての特性が失われる。この一方で、この値が１０ｎｍを超えると、前記反強磁性層５０からのピン止め磁界が小さくなり、この強磁性層のピン止め効果が十分に得られなくなる。
【００５５】
このような強磁性層４０は上述のごとく反強磁性層５０と直接接しているため、両者に直接層間相互作用が働き、強磁性層４０の磁化回転が阻止される。なお、強磁性層４０のピン方向は、所望のピン方向となるように磁場を印加させながら強磁性層４０を成膜（depo) させればよい。
【００５６】
一方、後に詳述する軟磁性層２０は、外部からの信号磁場により、自由にその磁化を回転させることができる。その結果、軟磁性層２０と強磁性層４０との両者の磁化に相対的な角度が生み出され、この磁化の向きの違いに起因した大きなＭＲ効果が得られる。
【００５７】
軟磁性層２０は、軟磁性特性を示すＦｅ，Ｎｉ，Ｃｏ等やこれらの元素を含む合金や化合物から構成されるが、保磁力Ｈｃの小さな磁性層を用いた方がＭＲ曲線の立ち上がりが急峻となり、好ましい結果が得られる。軟磁性層２０を下記に示すような２層構造にすることは、特に好ましい態様である。すなわち、非磁性金属層３０側からＣｏ（コバルト）単体あるいはＣｏを８０重量％以上含む合金より構成された第１の軟磁性層と、（Ｎｉx Ｆｅ1-x ）y Ｃｏ1-y （ただし、重量で０．７≦ｘ≦０．９、０．５≦ｙ≦１．０）で表わされる組成である第２の軟磁性層との２層積層体として構成する。このような構成とすることにより、Ｃｏリッチな第１の軟磁性層が拡散ブロッキング層として働き、第２の軟磁性層側から非磁性金属層３０側へとＮｉの拡散を防止することができる。また、Ｃｏリッチな第１の軟磁性層は電子の散乱能力を増大させるため、ＭＲ変化率が向上するという効果も発現する。なお、第２の軟磁性層は、ソフト磁性を維持させるために上記組成範囲内で形成される。
【００５８】
このような軟磁性層２０の厚さは、２〜１５ｎｍ、好ましくは、３〜１５ｎｍ、さらに好ましくは、５〜１５ｎｍとされる。この値が、２ｎｍ未満となると、良好な軟磁性層としての特性が得られない。この一方で、この値が１５ｎｍを超えると、多層膜全体の厚さが厚くなり、磁性多層膜全体の抵抗が大きくなり、ＭＲ効果が減少してしまう。なお、軟磁性層２０を上記のように２層積層体とした場合には、Ｃｏリッチの第１の軟磁性層の厚さを、０．４ｎｍ以上確保すればよい。
【００５９】
このような軟磁性層２０と前記強磁性層４０との間に介在される非磁性金属層３０は、効率的に電子を導くために、伝導性のある金属が望ましい。より具体的には、Ａｕ、Ａｇ、およびＣｕの中から選ばれた少なくとも１種、またはこれらの少なくとも１種以上を６０ｗｔ％以上含む合金等が挙げられる。
【００６０】
このような非磁性金属層３０の厚さは、１．５〜４ｎｍであることが好ましい。この値が１．５ｎｍ以下になると、このものを介して配置されている軟磁性層２０と強磁性層４０とが交換結合してしまい、軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンがそれぞれ独立に機能しなくなってしまうという不都合が生じる。この値が４ｎｍを超えると、上下に位置する軟磁性層２０と強磁性層４０の界面で散乱される電子の割合が減少してしまい、ＭＲ変化率の減少が起こってしまうという不都合が生じる。
【００６１】
保護層８０は、通常、成膜プロセスの過程での磁性多層膜表面の酸化を防止し、その上部に形成される電極材料とのぬれ性や、密着強度の向上という目的のために形成される。保護層８０は、Ｔｉ，Ｔａ，Ｗ，Ｃｒ，Ｈｆ，Ｚｒ，Ｚｎ等の材質から形成される。厚さは、通常、３〜３０ｎｍ程度とされる。
【００６２】
基板１５は、ガラス、ケイ素、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等の材料により形成される。厚さは、通常、０．５〜１０ｍｍ程度とされる。
【００６３】
下地層１７は、Ｔａ，Ｈｆ，Ｃｒ，Ｚｒ等の材質から形成される。厚さは、通常、２〜２０ｎｍ程度とされる。
【００６４】
各層の材質及び層厚を上記のように規定し、さらに、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に、後述する膜面内の一方向に外部磁場を印加して、異方性磁界Ｈｋを２〜２０Oe、より好ましくは２〜１６Oe、特に２〜１０Oe付与することが好ましい。
【００６５】
軟磁性層の異方性磁界Ｈｋが２Oe未満となると、保磁力と同程度となってしまい、０磁場を中心とした直線的なＭＲ変化曲線が実質的に得られなくなるため、ＭＲ素子としての特性が劣化する。また２０Oeより大きいと、この膜をＭＲヘッド等に適用した場合、出力が低下しやすく、かつ分解能が低下する。ここでこれらのＨｋは、外部磁場として成膜時に１０〜３００Oeの磁場を印加することで得られる。外部磁場が１０Oe以下ではＨｋを誘起するのに十分ではないし、また、３００Oeを越えても効果は変わらないが、磁場発生のためのコイルが大きくなってしまい、費用もかさんで非効率的である。
【００６６】
上述してきた磁性多層膜１をそれぞれ繰り返し積層したものを、磁気抵抗効果膜とすることもできる。磁性多層膜の繰り返し積層回数ｎに特に制限はなく、目的とする磁気抵抗変化率等に応じて適宜選択すればよい。昨今の磁気記録の超高密度化に対応するためには、磁性多層膜の全層厚が薄いほど良い。しかし薄くなると通常、ＭＲ効果は同時に小さくなってしまうが、本発明に用いられる磁性多層膜は、繰り返し積層回数ｎが１の場合でも十分実用に耐えうる多層膜を得ることができる。また、積層数を増加するに従って、抵抗変化率も増加するが、生産性が悪くなり、さらにｎが大きすぎると素子全体の抵抗が低くなりすぎて実用上の不便が生じることから、通常、ｎを１０以下とするのが好ましい。ｎの好ましい範囲は１〜５である。
【００６７】
前記磁性多層膜１の各層の成膜は、スパッタリングにて行なわれる。磁性多層膜１の成膜、特に、反強磁性層５０の成膜に際して、真空成膜装置内の到達圧力は２×１０-9Ｔｏｒｒ以下、好ましくは８×１０-10 Ｔｏｒｒ以下、さらに好ましくは２×１０-10 Ｔｏｒｒ以下に設定される。到達圧力とは、成膜開始前の成膜装置内の圧力として定義され、成膜時の圧力とは異なる。
【００６８】
到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下という範囲は、膜質の向上という観点から、従来より提案されていない範囲のものである。到達圧力２×１０-9Ｔｏｒｒ以下の条件を達成するためには、一般には行なわれていないスパッタ装置の構成が必要となる。すなわち、真空シール部分をすべて金属ガスケットとすること、装置を全てステンレスもしくはＡｌで形成すること、装置の組み上げ時に真空中高温でガス出しすること、および排気動作の中で真空槽全体を高温にベーキングして残留ガス、Ｈ2 Ｏ分を徹底的に強制排気すること、および２×１０-9Ｔｏｒｒ以下での動作が可能な特殊な排気ポンプを使用することが必要である。
【００６９】
また、スパッタリングで用いられるターゲットに含有される酸素濃度は、反強磁性層５０の形成の場合、１〜６００原子ｐｐｍ、好ましくは１〜５００原子ｐｐｍ、より好ましくは１〜３００原子ｐｐｍに設定するのがよい。ここで、ターゲットに含有される酸素濃度とは、ターゲットの一部を用いて燃焼させ生成したＣＯ2 ガス量を用いて分析される。さらに、スパッタ時に導入されるスパッタガス中の不純物（例えば、Ｈ2 Ｏ、ＣＯ2 、Ｈｅ等）の濃度の合計は、０．１〜１００原子ｐｐｂ、好ましくは、０．１〜５０原子ｐｐｂ、さらに好ましくは０．１〜１０原子ｐｐｂ、またさらに好ましくは０．１〜５原子ｐｐｂに設定するのがよい。特に、スパッタガス中のＨ2 Ｏ不純物濃度は、膜質に影響を及ぼしやすく４０原子ｐｐｂ以下、好ましくは１０原子ｐｐｂ以下、さらに好ましくは５原子ｐｐｂ以下に設定するのがよい。なお、実際の成膜が行われている間の真空成膜装置内の運転圧力は、通常、１×１０-4〜１×１０-2Ｔｏｒｒに設定される。
【００７０】
本発明における磁性多層膜１の各層の成膜は、それぞれ、上記の成膜条件に従って行うことが、磁気抵抗効果膜の特性をさらに向上させるために望ましい。
【００７１】
基板１５としては、前述したようにガラス、ケイ素、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、フェライト、アルティック、ＣａＴｉＯ3 等を用いることができる。成膜に際しては、前述したように軟磁性層２０成膜時に、膜面内の一方向に１０〜３００Oeの外部磁場を印加することが好ましい。これにより、軟磁性層２０に異方性磁場Ｈｋを付与することができる。なお、外部磁場の印加方法は、軟磁性層２０成膜時のみ、磁場の印加時期を容易に制御できる。例えば電磁石等を備えた装置を用いて印加し、反強磁性層５０成膜時は印加しない方法であってもよい。あるいは、成膜時を通して常に一定の磁場を印加する方法であってもよい。
【００７２】
また、前述したように、少なくとも軟磁性層２０の成膜時に膜面内の一方向に外部磁場を印加して異方性磁場Ｈｋを誘起することで、さらに高周波特性を優れたものとすることができる。
【００７３】
さらに、『反強磁性層５０ボトム(Bottom)タイプ』の多層膜構成においては、反強磁性層５０を成膜する際には、軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直方向に磁場を印加すると良い。つまり磁性多層膜の膜面内でかつ、測定電流と直角方向となる（いわゆる直交化処理）。磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあればよい。本発明のレーザ照射による結晶化処理（レーザアニール）を実施する（この際にも磁場が印加されている）ことにより、反強磁性層５０により反強磁性層５０の上に積層される強磁性層４０の磁化の方向が確実に印加磁場方向（測定電流と直角方向）に固着され、信号磁場によってその向きを容易に変えうる軟磁性層２０の磁化と最も合理的に反平行状態を作り出すことができる。なお、強磁性層４０の成膜の際にも直交化のための磁場が印加される。
【００７４】
一方、『反強磁性層５０トップ(Top) タイプ』の多層膜構成において、強磁性層４０を成膜する場合には、ボトム(Bottom)タイプと同様に、軟磁性層２０を成膜する際の印加磁場の方向と垂直方向に磁場を印加すると良い。つまり磁性多層膜の膜面内でかつ、測定電流と直角方向となる（いわゆる直交化処理）。磁場の大きさは１０〜３００Oeの範囲にあればよい。その後、この強磁性層４０の上に反強磁性層５０する際、あるいは反強磁性層５０を成膜した後に、本発明のレーザ照射による結晶化処理（レーザアニール）を実施する（この際にも磁場が印加されている）。反強磁性層５０の成膜時には、ボトム(Bottom)タイプと同様に、強磁性層４０を成膜したときと同じ方向に磁場を印加しながら行う。
【００７５】
上記の実施の態様で説明した、磁性多層膜を備える磁気抵抗効果膜は、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）、ＭＲセンサ、強磁性メモリ素子、角度センサ等に応用される。
【００７６】
以下、磁気抵抗効果膜２（図１）を磁気抵抗効果型ヘッドに応用した例を挙げて説明する。本発明における磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）としては、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す磁性多層膜を備えるスピンバルブヘッドが好適例として挙げられる。
【００７７】
以下、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）としてスピンバルブヘッドを採り挙げて説明する。
【００７８】
図７に示されるように磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０は、信号磁場を感磁するための感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００と、この磁気抵抗効果膜２００の両端部２００ａ，２００ａに形成された電極部１００，１００とを有している。そして、感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００の端部２００ａ，２００ａは、その両端部全体が電極部１００，１００に接する状態で接続されていることが好ましい。なお、導体膜１２０，１２０は、前記電極部１００，１００を介して磁気抵抗効果膜２００と導通している。本発明では、後の説明をわかりやすくするために、便宜上、導体膜１２０と電極部１００とに分けているが、導体膜１２０と電極部１００は、本来一体的に薄膜形成法により形成されている場合が多く、これらは一つ部材と考えてもよい。
【００７９】
ＭＲヘッドにおける感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００は、前記図１に示される磁性多層膜１を有する磁気抵抗効果膜２と実質的に同様な積層構造のものが用いられる。すなわち、磁気抵抗効果膜２００は、実質的に図１に示される磁性多層膜を有する磁気抵抗効果膜２に置換され、その結果、磁気抵抗効果膜２００は、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層４０の非磁性金属層３０と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層５０と、より好ましい態様としてこの反強磁性層５０の強磁性層４０と接する面と反対側の面に形成された反強磁性化プロモ−ト層１９を有している。
【００８０】
磁気抵抗効果膜２００は、いわゆるスピンバルブ型の磁気抵抗変化を示す。スピンバルブ型の磁気抵抗変化とは、非磁性金属層３０と、非磁性金属層３０の一方の面に形成された強磁性層４０と、非磁性金属層３０の他方の面に形成された軟磁性層２０と、前記強磁性層４０の磁化の向きをピン止めするために強磁性層の上に形成された反強磁性層５０とを有する磁性多層膜において、外部の信号磁界が０の時に軟磁性層２０とピン止めされた強磁性層４０のスピンの成す角度が、鋭角方向から見てほぼ、９０度に近く設定されているものをいう。実際は４５〜９０度の角度であることが多いが、特に好ましくは９０度（磁化の直交化）に設定するのがよい。磁気抵抗効果曲線（ＭＲ曲線）が、外部磁場が０のときを中心にしてプラス、マイナスの外部磁場に対し、左右非対称となるようにするためである。
【００８１】
図７に示されるように磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）１５０には、磁気抵抗効果膜２００および電極部１００，１００を上下にはさむようにシールド層３００，３００が形成されるとともに、磁気抵抗効果膜２００とシールド層３００，３００との間の部分には非磁性絶縁層４００が形成される。
【００８２】
ここで感磁部分としての磁気抵抗効果膜２００に用いられる強磁性層４０、非磁性金属層３０、軟磁性層２０、反強磁性層５０、およびより好ましい態様として用いられる反強磁性化プロモ−ト層１９は、それぞれ、前記磁性多層膜の実施例で述べたものと同様の材質、厚さのものを用いることが望ましい。
【００８３】
図７に示すように、電流を流す電極部１００を磁気抵抗効果膜２００の積層方向にその端部２００ａ，２００ａ全体が接する構造とする。すると、電子は軟磁性層２０と強磁性層４０に挟まれた部分を中心に流れつつ、軟磁性層２０と強磁性層４０とのスピンの方向によって磁気散乱され、素子の抵抗が大きく変化する。したがって微小な外部磁場の変化を大きな電気抵抗の変化として検出することができるのである。
【００８４】
また、本願発明のスピンバルブ膜を備えるＭＲヘッドは、図８に示されるようなヘッド構造とすることが特に好ましい。すなわち、感磁部分である磁気抵抗効果膜２００と測定電流を流すための電極部１００との間に、図示のごとく磁気抵抗効果膜２００側から連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁性層８００）を順次介在させる。しかも、連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００（ないしは硬磁性層８００）の一方端側は、磁気抵抗効果膜２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆うように、かつ他方端側は図示のごとく電極部１００下面１０１まで潜り込んで形成される。さらに、電極部１００のヘッド中央側に位置する端部１０２は、磁気抵抗効果膜２００の上部２００ａ（軟磁性層に近い方向）の一部分を覆い、かつ、連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００の上部端部５２０ａ，８００ａをもそれぞれ覆うように形成される。なお、連結用軟磁性層５２０としては、例えば、ＮｉＦｅ，ＮｉＦｅＣｒ，ＮｉＦｅＲｈ，ＮｉＦｅＲｕ，ＣｏＺｒＮｂ，ＦｅＡｌＳｉ，ＦｅＺｒＮ等（厚さ１０ｎｍ程度）が用いられ、反強磁性層８００としては、Ｒｕ5 Ｒｈ15Ｍｎ，ＮｉＭｎ，ＦｅＭｎ，ＰｔＭｎ，α−Ｆｅ2 Ｏ3 等（厚さ５０ｎｍ程度）が用いられ、硬磁性層８００としては、ＣｏＰｔ，ＣｏＰｔＣｒ等（厚さ５０ｎｍ程度）が用いられる。
【００８５】
このような構成とすることにより、磁気抵抗効果膜２００に形成される連結用軟磁性層５２０および反強磁性層８００の両方の効果によって極めて効率的に縦バイアスを付与することができ、バルクハウゼンノイズを抑制したＭＲヘッド特性が得られる。また、電極部１００の端部１０２が、前述のように磁気抵抗効果膜２００を覆うように形成されていることにより、素子端部での信号磁場の低下がなく、しかも１μｍ以下のような狭トラック幅の形成が容易なＭＲヘッドが提供できる。
【００８６】
【実施例】
上述してきた磁気抵抗効果膜の発明、およびこれを用いた磁気抵抗効果型ヘッの発明を以下に示す具体的実験例によりさらに詳細に説明する。
【００８７】
〔実験例Ｉ〕
（実施例サンプルＩ−１の作製）
以下の要領で実際に、スピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドの主要部であるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜を作製した。すなわち、基板１５（Ａｌ2 Ｏ3 付きのＡｌＴｉＣ）の上に、下地層１７（Ｔａ；厚さ２ｎｍ）、反強磁性化プロモ−ト層１９（Ｐｈ；厚さ２ｎｍ）、ピン止め層としての反強磁性層５０（Ｐｔ48Ｍｎ52；厚さ１５ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ３ｎｍ）、非磁性金属層３０（Ｃｕ；厚さ３ｎｍ）、軟磁性層２０（（Ｃｏ（厚さ１ｎｍ）＋ＮｉＦｅ（厚さ６ｎｍ））および保護層８０（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）を順次積層してスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜（実施例サンプルＩ−１）を作製した。
【００８８】
このサンプルは、真空成膜装置を用いスパッタ法により作製し、スパッタ条件として真空成膜装置の到達圧力を８×１０-10 Ｔｏｒｒとした。なお、磁気抵抗効果膜の成膜に際し、ピン止め層としての反強磁性層５０の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射して、反強磁性層５０の結晶化処理を行い反強磁性層の反強磁性化を実現させた。その後、一定方向に誘導磁場を与えて磁場中で強磁性層４０を成膜させた。レーザ照射は、ラスタースキャン法により行い、照射エネルギー８００ｍＪ、周波数１０サイクル／秒とした。なお、反強磁性層５０の成膜時およびレーザ照射による結晶化処理時においても、直交化の磁場処理を行った。
【００８９】
（実施例サンプルＩ−２の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、反強磁性層の結晶化処理に用いるレーザ照射の仕方を変えた。すなわち、反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物にレーザ照射することにより反強磁性層の結晶化処理を行った。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−２を作製した。
【００９０】
（実施例サンプルＩ−３の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、反強磁性化プロモ−ト層１９（Ｐｈ；厚さ２ｎｍ）を形成しなかった。また、反強磁性層５０の厚さを１５ｎｍから２０ｎｍに変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−３を作製した。
【００９１】
（実施例サンプルＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩ−２において、反強磁性化プロモ−ト層１９（Ｐｈ；厚さ２ｎｍ）を形成しなかった。また、反強磁性層５０の厚さを１５ｎｍから２０ｎｍに変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−２の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−４を作製した。
【００９２】
（実施例サンプルＩ−５の作製）
以下の要領で、スピンバルブ（ＳＶ）タイプの磁気抵抗効果型ヘッドの主要部であるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜を作製した。すなわち、基板１５（Ａｌ2 Ｏ3 付きのＡｌＴｉＣ）の上に、下地層１７（Ｔａ；厚さ２ｎｍ）、軟磁性層２０（ＮｉＦｅ；厚さ７ｎｍ）、非磁性金属層３０（Ｃｕ；厚さ３ｎｍ）、強磁性層４０（Ｃｏ；厚さ３ｎｍ）、ピン止め層としての反強磁性層５０（Ｐｔ48Ｍｎ52；厚さ２０ｎｍ）、および保護層８０（Ｔａ；厚さ５ｎｍ）を順次積層してスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜（実施例サンプルＩ−５）を作製した。
【００９３】
このサンプルは、真空成膜装置を用いスパッタ法により作製し、スパッタ条件として真空成膜装置の到達圧力を８×１０-10 Ｔｏｒｒとした。なお、磁気抵抗効果膜の成膜に際し、一定方向に誘導磁場を与えて磁場中で強磁性層４０を成膜させた後、ピン止め層としての反強磁性層５０の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射して、反強磁性層５０の結晶化処理を行い反強磁性層の反強磁性化を実現させた。レーザ照射は、ラスタースキャン法により行い、レーザ照射エネルギー５００ｍＪ、周波数３０サイクル／秒とした。なお、反強磁性層５０の成膜時およびレーザ照射による結晶化処理時においても、直交化の磁場処理を行った。
【００９４】
（実施例サンプルＩ−６の作製）
上記実施例サンプルＩ−５において、反強磁性層の結晶化処理に用いるレーザ照射の仕方を変えた。すなわち、反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物にレーザ照射することにより反強磁性層の結晶化処理を行った。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−５の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−６を作製した。
【００９５】
（実施例サンプルＩ−７の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＮｉ48Ｍｎ52に、膜厚を１７ｎｍに、それぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−７を作製した。
【００９６】
（実施例サンプルＩ−８の作製）
上記実施例サンプルＩ−５において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＮｉ48Ｍｎ52に、膜厚を１７ｎｍに、それぞれ変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−５の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−８を作製した。
【００９７】
（実施例サンプルＩ−９の作製）
上記実施例サンプルＩ−７において、反強磁性化プロモ−ト層１９（Ｐｈ；厚さ２ｎｍ）を形成しなかった。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−７の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−９を作製した。
【００９８】
（実施例サンプルＩ−１０の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＰｔ38Ｍｎ52Ｒｈ10に、膜厚を２０ｎｍに変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−１０を作製した。
【００９９】
（実施例サンプルＩ−１１の作製）
上記実施例サンプルＩ−１０において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＰｔ38Ｍｎ52Ｃｒ10に変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１０の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−１１を作製した。
【０１００】
（実施例サンプルＩ−１２の作製）
上記実施例サンプルＩ−１０において、ピン止め層としての反強磁性層５０の材質をＰｔ38Ｍｎ52Ｐｄ10に変えた。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１０の場合と同様にして、本発明の実施例サンプルＩ−１２を作製した。
【０１０１】
（比較例サンプルＩ−１の作製）
上記実施例サンプルＩ−１において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間かけて強磁性層４０のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実施例サンプルＩ−１の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−１を作製した。
【０１０２】
（比較例サンプルＩ−２の作製）
上記実施例サンプルＩ−５において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−５の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−２を作製した。
【０１０３】
（比較例サンプルＩ−３の作製）
上記実施例サンプルＩ−７において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−７の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−３を作製した。
【０１０４】
（比較例サンプルＩ−４の作製）
上記実施例サンプルＩ−１０において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−１０の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−４を作製した。
【０１０５】
（比較例サンプルＩ−５の作製）
上記実施例サンプルＩ−１１において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−１１の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−５を作製した。
【０１０６】
（比較例サンプルＩ−６の作製）
上記実施例サンプルＩ−１２において、反強磁性層５０の結晶化処理のためのレーザ照射を行わなかった。その代わりに、スピンバルブ型積層膜を形成後に、積層膜全体を、２６０℃、５時間の熱処理（アニール処理）により、反強磁性層５０の結晶化を行い、さらに、磁場中、徐冷しながら約１５時間時間かけて強磁性層のピンニングを行った（直交化処理）。それ以外は、上記実記実施例サンプルＩ−１２の場合と同様にして、比較例サンプルＩ−６を作製した。
【０１０７】
このようにして作製した各サンプルについて、ＭＲ変化率および交換結合エネルギーＪｋを下記の要領で求めた。
【０１０８】
ＭＲ変化率
ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒは、０．４×６mmの大きさの測定サンプルを作成し、外部磁界を面内に電流と垂直方向になるようにかけながら、−３００〜３００Oeまで変化させたときの抵抗を４端子法により測定した。その抵抗からＭＲ変化率ΔＲ／Ｒを求めた。ＭＲ変化率ΔＲ／Ｒは、最大比抵抗をρmax 、最小比抵抗をρsat とし、次式により計算した。
【０１０９】
ΔＲ／Ｒ＝（ρmax −ρsat ）×１００／ρsat （％）。
【０１１０】
交換結合エネルギーＪｋ
交換結合エネルギーＪｋは、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）用いて１ＫＯｅの磁場にて磁化曲線を描き、この磁化曲線より、交換結合磁界Ｈuaおよび強磁性層４０の飽和磁束密度Ｍs を求め、これらの値を用いてＪｋを算出した。交換結合磁界Ｈuaは、例えば、図９に示されるような磁化曲線において、原点ＦからシフトしたＥ点（Ｃ点とＤ点の中間）の磁界として定義される。なお、図中、磁化曲線Ａは磁化容易軸方向（成膜時に磁場を印加した方向）、磁化曲線Ｂは磁化困難軸方向を示している。
【０１１１】
以上の各サンプルについて測定したＭＲ変化率および交換結合エネルギーＪｋを下記表１にそれぞれ示す。
【０１１２】
【表１】
【０１１３】
〔実験例ＩＩ〕
図１０には、本発明の磁気抵抗効果膜をヨーク型ＭＲヘッドに応用した例が示される。ここでは、磁束を導くヨーク６００、６００の一部に切り欠きを設け、その間に磁気抵抗効果膜２００が薄い絶縁膜４００を介して形成されている。この磁気抵抗効果膜２００には、ヨーク６００、６００で形成される磁路の方向と平行または直角方向に電流を流すための電極（図示せず）が形成されている。
〔実験例ＩＩＩ〕
図１１には、本発明における磁気抵抗効果素子をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１例が示される。磁気抵抗効果膜２００は、高比抵抗、高透磁率なフラックスガイド層７００，７１０と磁気的に結合して形成されている。このフラッスガイド層７００，７１０が間接的に信号磁界を磁気抵抗効果膜２００に伝導する。また、非磁性絶縁層４００を介して、フラックスバックガイド層６００（磁気抵抗効果膜２００を通った磁束の逃げ道）が形成される。また、フラックスバックガイド層６００は、非磁性絶縁層４００を介して磁気抵抗効果膜２００の両側に設置されても良い。このヘッドの特徴は、記録媒体に磁界検出部を、ほぼ接触に近いレベルまで接近させることができ、高い出力を得ることができることにある。
【０１１４】
【発明の効果】
上記の結果より本発明の効果は明らかである。すなわち、本発明は、非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために、強磁性層の非磁性金属層と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜であって、前記反強磁性層は、ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなり、当該反強磁性層は、反強磁性を示すためにレーザ照射により結晶化処理されてなるように構成されているので、積層膜中の相互拡散が極めて少なくＭＲ変化率(MR Ratio)が極めて大きいという優れた効果が発現する。また、スピンバルブヘッドを構成した場合、感度が良好で、出力が大きくとれるいう優れた効果が発現する。さらにはスピンバルブ膜を構成する積層膜の薄膜化が可能で、製品のさらなるコンパクト化が図れる。さらには、エネルギーロスが少なくしかも生産性に優れるという優れた効果が発現する。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は、本発明の磁気抵抗効果膜の断面図である。
【図２】図２は、本発明の作用を説明するための磁気抵抗効果膜、特に磁性多層膜の構造の模式図である。
【図３】図３は、本発明の作用を説明するための磁化曲線とＭＲ曲線の模式図である。
【図４】図４は、基板の上に、反強磁性層を薄膜形成し、この反強磁性層の膜の上からレーザ照射して、反強磁性層を結晶化させる状態を示す概略断面図である。
【図５】図５は、基板の上に、軟磁性層、非磁性金属層、強磁性層および反強磁性層を順次薄膜形成し、この反強磁性層５０の膜の上からレーザ照射して、反強磁性層を結晶化させる状態を示す概略断面図である。
【図６】図６は、反強磁性層の成膜中に経時的に堆積する堆積物に連続的にレーザ照射する状態を示す概略断面図である。
【図７】図７は、本発明の磁気抵抗効果型ヘッドの一例を示す概略斜視図である。
【図８】図８は、本発明の磁気抵抗効果型ヘッドの磁気抵抗効果膜と電極部との好適な接続状態を示す概略斜視図である。
【図９】図９は、本発明のＭ−Ｈループを示す図である。
【図１０】図１０は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）をヨーク型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一部省略断面図である。
【図１１】図１１は、本発明の磁気抵抗効果素子（磁性多層膜）をフラックスガイド型ＭＲヘッドに応用した１例を示す一部省略断面図である。
【符号の説明】
１…磁性多層膜
２…磁気抵抗効果膜
１５…基板
１７…下地層
１９…反強磁性化プロモ−ト層
２０…軟磁性層
３０…非磁性金属層
４０…強磁性層
５０…反強磁性層
８０…保護層
９０…記録媒体
９３…記録面
１５０…磁気抵抗効果型ヘッド
２００…磁気抵抗効果膜
Claims (8)
- 非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために、強磁性層の非磁性金属層と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜の製造方法であって、
該方法における反強磁性層の形成は、
ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなる反強磁性層の成膜が完了した時点で、その膜面に向けてレーザ照射して、反強磁性を示すように結晶化処理することを特徴とする磁気抵抗効果膜の製造方法。 - 非磁性金属層と、非磁性金属層の一方の面に形成された強磁性層と、非磁性金属層の他方の面に形成された軟磁性層と、前記強磁性層の磁化の向きをピン止めするために、強磁性層の非磁性金属層と接する面と反対側の面に形成された反強磁性層とを有する多層膜を備えてなるスピンバルブ型の磁気抵抗効果膜の製造方法であって、
該方法おける反強磁性層の形成は、
ＣｕＡｕ−Ｉ型の規則結晶構造をもつＭｎ含有化合物からなる反強磁性層の成膜中に、経時的に堆積する堆積物にレーザ照射し、反強磁性を示すように結晶化処理することを特徴とする磁気抵抗効果膜の製造方法。 - 前記レーザ照射による結晶化処理は、真空成膜装置内にて行われる請求項１または請求項２に記載の磁気抵抗効果膜の製造方法。
- 前記反強磁性層は、ＰｔＭｎもしくはＰｔＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金、またはＮｉＭｎあるいはＮｉＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金である請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の磁気抵抗効果膜の製造方法。
- 基板の上に直接または下地層を介して、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇの中から選定された少なくとも１種からなる反強磁性化プロモ−ト層が形成され、この反強磁性化プロモ−ト層の上に前記反強磁性層、前記強磁性層、前記非磁性金属層、および前記軟磁性層が順次、積層された多層膜構造を有してなる請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の磁気抵抗効果膜の製造方法。
- 前記反強磁性層は、ＰｔＭｎあるいはＰｔＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であり、
前記反強磁性化プロモ−ト層は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，Ｒｅ，Ｏｓ，Ａｌ，Ｃｕ，ＡｕおよびＡｇの中から選定された少なくとも１種からなる請求項５に記載の磁気抵抗効果膜の製造方法。 - 前記反強磁性層は、ＮｉＭｎあるいはＮｉＭｎを少なくとも８０ａｔ％以上含む合金であり、
前記反強磁性化プロモ−ト層は、Ｉｒ，Ｐｄ，Ｐｔ，Ｒｈ，Ｒｕ，ＲｅおよびＯｓの中から選定された少なくとも１種からなる請求項５に記載の磁気抵抗効果膜の製造方法。 - 磁気抵抗効果膜と、導体膜と、電極部とを含む磁気抵抗効果型ヘッドの製造方法であって、
前記磁気抵抗効果膜が、前記請求項１ないし請求項７のいずれかに記載された製造方法により形成されてなることを特徴とする磁気抵抗効果型ヘッドの製造方法。
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