JP4358773B2 - 磁気抵抗効果素子、磁気センサー、再生ヘッド、複合ヘッド、磁気情報再生装置、磁気情報記録再生装置、および、磁気情報の再生方法 - Google Patents

Description

本発明は、ハードディスクや磁気テープ等の磁気記録媒体に記録された磁気記録情報を読み出すために用いる磁気抵抗効果素子、これを含む磁気センサー、再生ヘッド、複合ヘッド、磁気情報再生装置、磁気情報記録再生装置、および、磁気情報の再生方法に関する。

ハードディスクに代表される磁気記録媒体の高密度化に伴い、記録された磁気記録情報を高感度に読み出すための再生用磁気センサーとして、外部磁界の変化によって素子の抵抗値が変化する磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）を用いた磁気抵抗効果センサー（ＭＲセンサー）が広く用いられている。

上記のＭＲ素子の中でも、巨大磁気抵抗効果素子（ＧＭＲ素子：Giant magneto-resistive）や、トンネル磁気抵抗効果素子（ＴＭＲ素子：Tunneling magneto-resistive）は、数％から、場合によっては２００％を超える高い磁気抵抗効果比（ＭＲ比）が得られるため、高感度な磁気抵抗効果センサーに適した磁気抵抗効果素子として磁気センサーへの応用が盛んに行われている。

図２６には、磁気抵抗効果素子の一例の概略図が示されている。この磁気抵抗効果素子２００は、基板２０１上に下部電極層２０２、磁化が面内の一方向に固定された磁化固定層２０３、非磁性体層２０４、外部磁界によって磁化方向が層形成面内で変化する磁化自由層２０５、上部電極層２０６を有している。ここに示す磁気抵抗効果素子は、下部電極層２０２と上部電極層２０６との間に電圧を印加することで電位差を生じさせ、層形成面に対して垂直方向に電流を流すことで動作するいわゆるＣＰＰ(Current Perpendicular to Plane)型の磁気抵抗効果素子である。

磁化固定層２０３は、反強磁性層２０３ａと強磁性層２０３ｂとを含んで形成されることが一般的であり、反強磁性層２０３ａが強磁性層２０３ｂの磁化を交換結合力でもって一方向に固定することで強磁性層２０３ｂの見かけ上の保磁力を大きくしている。基板２０１には表面を熱酸化したＳｉ基板が主に用いられ、下部電極層２０２および上部電極層２０６にはＣｕやＣｕを含む金属が、反強磁性層２０３ａにはＭｎＰｔやＭｎＦｅ，ＭｎＩｒに代表される反強磁性体が、強磁性層２０３ｂにはＦｅやＣｏＦｅ，ＣｏＦｅＢが主に用いられる。非磁性体層２０４には、ＧＭＲ素子においてはＣｕやＣｕを含む金属が主に用いられ、ＴＭＲ素子においては酸化Ａｌや酸化Ｍｇが一般に用いられる。磁化自由層２０５には、ＦｅやＣｏＦｅ、ＣｏＦｅＢ、ＮｉＦｅ、又はこれらを積層したものが用いられる。このような磁気抵抗効果素子では、磁化固定層２０３（より詳しくは、強磁性層２０３ｂ）と磁化自由層２０５の磁化の相対角度によって電子の透過率が変化し、磁気抵抗効果が生じる。

磁気抵抗効果が生じる原因を簡単に記述すれば以下の通りである。なお、上下電極層間に印加される電圧は下部電極層２０２から上部電極層２０６に向かって伝導電子が移動する方向であってもよく、上部電極層２０６から下部電極層２０２に向かって移動する方向であってもよいが、ここでは、下部電極層２０２から上部電極層２０６に向かって伝導電子が移動する方向に電圧が印加された場合について説明する。

上下電極層間の電圧印加によって生じる伝導電子は、スピン角運動の向きの異なる２種の電子、すなわち、アップスピン電子とダウンスピン電子とからなり、下部電極層２０２を発する時点では同数のアップスピン電子とダウンスピン電子とを持つ。上記伝導電子が、磁化が一方向に揃った磁化固定層２０３を通過すると、スピンの向きに応じて通過する量が異なるスピン依存散乱を生じ、アップスピン電子数とダウンスピン電子数に差が生じる。続いて、非磁性体層２０４を通過した伝導電子は、磁化自由層２０５を通過する際に、再度スピン依存散乱を生じるが、このとき、磁化固定層２０３の磁化方向と磁化自由層２０５の磁化方向とが略平行の場合には、磁化固定層２０３の磁化方向と磁化自由層２０５の磁化方向とが略反平行の場合に比べて、磁化自由層２０５における散乱量が小さくなる。このため、磁化自由層２０５を通過する伝導電子の数は、磁化自由層２０５の磁化方向によって異なり、上部電極層２０６に到達する伝導電子の総数が変化するため、素子抵抗の変化を生じる。このとき、磁化固定層２０３の磁化方向と磁化自由層２０５の磁化方向が略平行な場合の素子抵抗をＲ_P、略反平行な場合の素子抵抗をＲ_APとすれば、磁気抵抗効果素子のＭＲ比（磁気抵抗効果比）はΔＲ／Ｒ＝（Ｒ_AP−Ｒ_P）／Ｒ_Pで定義される。

このような磁気抵抗効果素子を、磁気記録媒体に記録された磁気記録情報を読み出すための再生用磁気センサーとして用いる場合には、上記の構成に加えて、磁化自由層２０５の両端に磁化自由層２０５の磁化を安定化（一軸化）する目的で永久磁石２１０が形成され、磁化自由層２０５の紙面上下方向の厚み（膜厚）がトラック長さ方向の再生分解能を、紙面左右方向の幅（磁性膜の幅）がトラック幅方向の再生分解能をそれぞれ決定する。永久磁石２１０には主にＣｏＦｅＰｔやＣｏＦｅＰｔＣｒ等の強磁性金属が用いられ、永久磁石２１０の形成に際しては、リソグラフィを用いたパターニングが施され、下部電極層２０２から上の層の一部が削り取られた後、磁化固定層２０３から磁化自由層２０５にかけての素子側面に、ＳｉＯ₂に代表される絶縁体２０９が形成され、その両側面に直接接して、永久磁石２１０が配置される（図２６参照）。

再生用磁気センサーが読み出す対象となる磁気記録媒体が垂直磁気記録媒体である場合には、この媒体からの漏洩磁界は図２６の磁気抵抗効果素子に対して紙面の表裏方向に加わることになり、紙面が媒体対向面となる。

なお、上記のような磁気抵抗効果素子の例としては、特許文献１に開示されるものがある。この特許文献１には、磁気抵抗効果膜を有する磁気抵抗効果型ヘッドについて、これに適した構成が示され、また、上記磁気抵抗効果型ヘッドを形成するためのプロセスが示されている。

特開平９−１６９１８号公報

近年、磁気記録媒体の記録密度は１００Ｇｂｉｔ／ｉｎｃｈ²を超え、３００Ｇｂｉｔ／ｉｎｃｈ²の実用化を視野に入れた検討が行われている。３００Ｇｂｉｔ／ｉｎｃｈ²の記録密度においては、個々の記録ビットサイズはアスペクト比を５：１とすると１００ｎｍ（トラック幅方向）×２０ｎｍ（トラック長さ方向）程度と極めて小さく、これを再生するための再生用磁気センサーの磁気抵抗効果素子幅も同程度ないしはより小さなサイズに加工される必要がある。

このうち、トラック長さ方向については、磁気抵抗効果素子を構成する磁性膜の膜厚方向に相当するため、外部磁界を検知する磁化自由層２０５の膜厚を薄膜化することによって分解能を向上できるが、トラック幅方向に関しては、フォトリソグラフィや電子ビーム露光に代表される微細加工法によって加工されており、その分解能によってトラック幅方向の分解能が決定されているのが現状である。このため、将来の磁気記録媒体の高密度化に伴って、記録媒体のトラック幅がさらに狭くなると、現在の微細加工技術では十分な加工分解能が得られなくなる問題が生じる。

また、仮に微細加工技術の進歩によって精密な微細加工が行えたとしても、磁化自由層２０５のサイズが小さくなることで、反磁界によって一軸異方性を持った磁化状態を実現することは難しく、特に加工エッジ部（磁化自由層（フェリ磁性体層、形成されている場合には高透磁率層及び面内磁化層も含む）と、永久磁石又は絶縁体とが接触する近傍領域の磁化自由層側部分）のでは磁化が閉磁路を形成し易くなる問題が生じる。これを解消するために永久磁石２１０を配置すると、今度は磁化自由層２０５のエッジ部で永久磁石２１０によって磁化が強く固着されてしまうため、エッジ部分での磁化反転が起こりにくいという問題が生じる。このようなエッジ部の影響は素子幅を狭くする程（エッジ部の割合が大きくなる程）顕著になることから、単純に微細加工でトラック幅よりも狭い素子幅を実現する方法には限界があり、再生用磁気センサーの再生能力を十分に発揮できなくなることが予想される。

さらには、非磁性体層２０４に絶縁体を用いるトンネル磁気抵抗効果素子（ＴＭＲ素子）においては、トラック幅の低減に伴って素子を小さくした場合、これに応じて素子の接合抵抗が大きくなるために、電子がトンネル障壁を通過する際に生じるショットノイズが顕著となり、信号品質を悪化させる問題が生じる。

そこで、本発明の目的は、磁気抵抗効果素子の素子幅よりも狭いトラック幅に記録された磁気記録情報を読み出し可能な磁気抵抗効果素子、再生用磁気センサー、そして、これらを用いた磁気記録再生ヘッド、磁気情報記録再生装置及び磁気情報再生方法を提供することである。

課題を解決するための手段及び効果

本発明の磁気抵抗効果素子は、非磁性体層と、前記非磁性体層を挟む２つの磁性体層とを有している。そして、前記２つの磁性体層の磁化方向の相対角度変化によって磁気抵抗変化を得ることができる。前記２つの磁性体層の少なくとも何れか一方は、フェリ磁性体層を含んでいる。さらには、温度変化に伴って、前記フェリ磁性体層の保磁力が変化するものである。そして、前記磁気抵抗効果素子の一部が加熱されることによって、前記フェリ磁性体層の加熱領域と非加熱領域との間に保磁力差が生じるものである。

本発明によれば、フェリ磁性体層の温度変化によってＭＲ比が変化する磁気抵抗効果素子が得られる。すなわち、フェリ磁性体層の一部を加熱または冷却することによって、素子サイズよりも小さなサイズの局所的な外部磁界変化を検出することが可能となる。また、加熱または非加熱領域の何れかの保磁力が、他方の保磁力よりも小さくなり、加熱または非加熱領域のうち、保磁力の小さな領域においてのみ、外部磁界に反応してフェリ磁性体層が磁化反転するため、加熱または非加熱領域のうち、保磁力の小さな領域においてのみ局所的な外部磁界変化を磁気抵抗効果に変換して検出できる。
なお、本発明の磁気抵抗効果素子は、さらに、前記加熱領域と前記非加熱領域との間に、フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度の差が生じるものであってもよい。

ここで、本発明の磁気抵抗効果素子に用いられるフェリ磁性体層の磁化量の温度変化と保磁力の温度変化との関係について例（希土類金属と遷移金属とを含むフェリ磁性体層）を用いて説明する。図１は、希土類金属と遷移金属とを含むフェリ磁性体層における磁化量及び保磁力の温度変化との関係と、これらに対応するフェリ磁性体層の磁化方向（フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度）とを示す図である。図１中の補償温度Ｔ_compとは、保磁力が無限大になる個所の温度のことをいい、希土類金属と遷移金属との組成比によってその値を調整することが可能である。また、トータル磁化量Ｍ_TOTは、希土類金属副格子の磁化量Ｍ_REと遷移金属副格子の磁化量Ｍ_TMとの差の絶対値である。

フェリ磁性体層の温度変化に伴う磁化量変化原理を、重希土類金属と３ｄ遷移金属との合金（希土類遷移金属合金）を例に取って示せば以下の通りである。重希土類金属と３ｄ遷移金属との合金は、互いの磁化が反平行に揃ったフェリ磁性を示すアモルファス金属体であり、重希土類金属副格子の磁化と３ｄ遷移金属副格子の磁化との差がトータル磁化として現れることが知られている。このような希土類遷移金属合金は、温度上昇に伴いキュリー温度に向かって希土類金属副格子と遷移金属副格子とが異なった磁化の減少傾向を示すため、温度によってトータル磁化量（自発磁化量）が変化する。具体的には、希土類金属副格子の磁化量と遷移金属副格子の磁化量が同じとなる温度（補償温度Ｔ_comp）以下の温度では希土類金属副格子の磁化量（Ｍ_RE）が遷移金属副格子の磁化量（Ｍ_TM）を上回り、トータルの磁化量（Ｍ_TOTAL）は、Ｍ_TOTAL＝Ｍ_RE−Ｍ_TMで表すことができる。一方、補償温度（Ｔ_comp）以上の温度では遷移金属副格子の磁化量（Ｍ_TM）が希土類金属副格子の磁化量（Ｍ_RE）を上回り、トータルの磁化量（Ｍ_TOTAL）は、Ｍ_TOTAL＝Ｍ_TM−Ｍ_REで表される。また、補償温度Ｔ_comp近傍では、トータル磁化量（自発磁化量）が０となるために、外部磁界を感知しなくなり、このため、保磁力Ｈ_cが大きくなって、理論上無限大に増加することが知られている。また、上記補償温度Ｔ_comp近傍では、膜面に対して垂直な方向の磁気異方性エネルギーが反磁界エネルギーよりも大きくなるため、磁化の方向が膜面から傾き（膜面から立ち上がり）、補償温度Ｔ_compでは垂直磁化を示すことが知られている。

フェリ磁性体層の補償温度Ｔ_compは、希土類金属と遷移金属との組成比によって調整することが可能である。図１中のＣａｓｅ１の磁気抵抗効果素子は、補償温度が室温Ｔ_rよりも高くなるように希土類金属と遷移金属との組成比が調整されたフェリ磁性体層の一例を示すものである。Ｃａｓｅ２の磁気抵抗効果素子は、補償温度が室温Ｔ_r近傍になるように希土類金属と遷移金属との組成比が調整されたフェリ磁性体層の一例を示すものである。Ｃａｓｅ３の磁気抵抗効果素子は、補償温度が室温Ｔ_rよりも高くなるように希土類金属と遷移金属との組成比が調整されたフェリ磁性体層の一例を示すものである。

Ｃａｓｅ１の磁気抵抗効果素子におけるフェリ磁性体層の磁化特性は、室温範囲Ｔ_rより高い温度範囲Ｔ_X2（Ｂ−Ｂ’の領域内）内では補償温度Ｔ_compへ近づくに従って、磁化方向がフェリ磁性体層の層形成面に沿った方向（本明細書において、「面内方向」と称することがある）から垂直方向に徐々に変化するものである。室温範囲Ｔ_r及びこれよりも低い温度範囲Ｔ_X1（Ａ−Ｂの領域内）では、磁化方向は面内方向を向いたままである。

Ｃａｓｅ２の磁気抵抗効果素子におけるフェリ磁性体層の磁化特性は、室温範囲Ｔ_r内に補償温度Ｔ_compが存在するように希土類金属と遷移金属との組成比が調整されているので、Ｂ−Ｂ’の領域内においては、磁化方向が補償温度Ｔ_comp近傍に近づくに従って徐々に面内方向に対し垂直な方向に近づいていき、補償温度Ｔ_compでは垂直になる。Ｂ−Ｂ’の領域外であるＡ−Ｂの領域（室温範囲Ｔ_rより低い温度範囲Ｔ_X1）及びＢ’−Ａ’の領域（室温範囲Ｔ_rより高い温度範囲Ｔ_X2）では、磁化方向は面内方向のみである。

Ｃａｓｅ３の磁気抵抗効果素子におけるフェリ磁性体層の磁化特性は、室温範囲Ｔ_rより低い温度範囲Ｔ_X1（Ｂ−Ｂ’の領域内）内では補償温度Ｔ_compへ近づくに従って、磁化方向が面内方向から垂直方向に徐々に変化するものである。室温範囲Ｔ_r及びこれよりも高い温度範囲Ｔ_X2（Ｂ’−Ａ’の領域内）では、磁化方向は面内方向を向いたままである。

本発明の磁気抵抗効果素子は、図１に示した３つのＣａｓｅ１〜３をすべて含んでいる。そして、その実効的温度変化の範囲には制限がほとんどない。なぜなら、Ｃａｓｅ１において磁気抵抗効果素子の温度を温度範囲Ｔ_X1から室温範囲Ｔ_rに変化させたり、温度範囲Ｔ_X1から温度範囲Ｔ_X2に変化させたりした場合、Ｃａｓｅ２において磁気抵抗効果素子の温度を温度範囲Ｔ_X1から室温範囲Ｔ_rに変化させたり、温度範囲Ｔ_X1から温度範囲Ｔ_X2に変化させたりした場合、Ｃａｓｅ３において磁気抵抗効果素子の温度を温度範囲Ｔ_X2から室温範囲Ｔ_rに変化させたり、温度範囲Ｔ_X2から温度範囲Ｔ_X1に変化させたりした場合などのいずれにおいても、フェリ磁性体層の保磁力が変化するからである。

なお、本発明の磁気抵抗効果素子は、温度変化に伴ってフェリ磁性体層の保磁力が変化する限りは、温度変化してもフェリ磁性体層の磁化方向が常に面内方向にあるものであってもよい。

別の観点において、本発明の磁気抵抗効果素子は、温度変化に伴って、前記フェリ磁性体層の層形成面に対する前記フェリ磁性体層の磁化角度が変化するものである。そして、前記磁気抵抗効果素子の一部が加熱されることによって、前記フェリ磁性体層の加熱領域と非加熱領域との間に、フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度の差が生じるものである。これによれば、フェリ磁性体層の温度変化によってＭＲ比が変化する磁気抵抗効果素子が得られる。すなわち、フェリ磁性体層の一部を加熱または冷却することによって、素子サイズよりも小さなサイズの局所的な外部磁界変化を検出することが可能となる。また、加熱または非加熱領域の何れかのフェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度が、他方の磁化角度よりも小さくなり、加熱または非加熱領域のうち、フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度の小さい方の領域においてのみ、外部磁界に反応してフェリ磁性体層が磁化反転するため、加熱または非加熱領域のうち、フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度の小さい方の領域においてのみ局所的な外部磁界変化を磁気抵抗効果に変換して検出できる。
なお、本発明の磁気抵抗効果素子は、さらに、前記加熱領域と前記非加熱領域との間に保磁力差が生じるものであってもよい。

本発明の磁気抵抗効果素子は、図１に示した３つのＣａｓｅ１〜３をすべて含んでいる。しかしながら、その実効的温度変化の範囲は、フェリ磁性体層の磁化角度が面内方向にないＢ−Ｂ’の領域内の温度と、フェリ磁性体層の磁化角度が面内方向にあるそれ以外の温度（Ａ−Ｂ又はＢ’−Ａ’）とに跨るようなものに制限される。例えば、Ｃａｓｅ１において磁気抵抗効果素子の温度を温度範囲Ｔ_X1又は室温範囲Ｔ_rから温度範囲Ｔ_X2に変化させた場合、Ｃａｓｅ２において磁気抵抗効果素子の温度を温度範囲Ｔ_X1から室温範囲Ｔ_rに変化させたり、室温範囲Ｔ_rから温度範囲Ｔ_X2に変化させたりした場合、Ｃａｓｅ３において磁気抵抗効果素子の温度を温度範囲Ｔ_X1から室温範囲Ｔ_r又は温度範囲Ｔ_X2に変化させた場合などである。

本発明による磁気抵抗効果素子は、ある温度Ｔ１よりも高い温度Ｔ２において、前記温度Ｔ１における磁気抵抗効果比よりも大きな磁気抵抗効果比が得られるものであってもよいし、室温よりも高い温度において、室温における磁気抵抗効果比よりも大きな磁気抵抗効果比が得られるものであってもよい。なお、本明細書において室温とは、２５℃近傍の温度である。

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記フェリ磁性体層の保磁力が、前記加熱領域において前記非加熱領域よりも小さくなることが好ましい。

これによれば、加熱領域においてのみ保磁力が小さくなり、当該領域においてのみ外部磁界に反応してフェリ磁性体層が磁化反転するため、局所的な外部磁界変化を磁気抵抗効果に変換して検出できる。加えて、加熱領域を検出領域とするため、例えば光ビームを加熱源として用いる場合、光ビームスポット径を小さくすることによって、検出分解能を高めることが可能である。

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度が、前記加熱領域において前記非加熱領域よりも小さくなることが好ましい。

これによれば、非加熱領域に比べ、加熱領域においてフェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度が小さくなり、当該領域においてのみ外部磁界に反応してフェリ磁性体層が磁化反転するため、局所的な外部磁界変化を磁気抵抗効果に変換して検出できる。加えて、加熱領域を検出領域とするため、例えば光ビームを加熱源として用いる場合、光ビームスポットを小さくすることによって、検出分解能を高めることが可能である。

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記２つの磁性体層が、磁化固定層と、前記磁化固定層の磁化方向が変化するときの磁界よりも小さな磁界で磁化方向が変化する磁化自由層とであってよい。そして、前記磁化自由層が前記フェリ磁性体層を含んでいてよい。

これによれば、フェリ磁性体層を加熱または冷却することで、外部磁界に対する感度が高い磁化自由層の保磁力を変化させることができる。従って、磁気抵抗効果素子の一部を加熱または冷却することによってフェリ磁性体層を加熱または冷却することで、磁気抵抗効果素子のサイズよりも小さなサイズの局所的な外部磁界変化を検出できるとともに、外部磁界に対する検出分解能を高めることが可能である。

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記フェリ磁性体層が、Ｔｂ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏから選択される少なくとも１種の重希土類金属元素と、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉから選択される少なくとも１種の３ｄ遷移金属元素とを含んでいることが好ましい。これによれば、温度によってＭＲ比が変化する磁気抵抗効果素子を容易に実現できるとともに、温度変化に対して大きな保磁力変化、引いては、温度変化に対して大きなＭＲ比の変化が得られる。

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記フェリ磁性体層が、重希土類金属元素と、３ｄ遷移金属元素とを含んでいて、前記重希土類金属元素がＧｄであり、前記３ｄ遷移金属元素がＣｏ、又は、Ｆｅ及びＣｏであることが好ましい。これによれば、温度変化によって保磁力が小さくなった際の保磁力絶対値を小さくでき、磁気抵抗効果素子の外部磁界感度を高めることが可能である。

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記３ｄ遷移金属元素が、ＦｅとＣｏとを含んでいて、ＦｅとＣｏの組成比が同等、又は、Ｆｅに対するＣｏの組成比が大きいことが好ましい。これによれば、温度変化に対してさらに急峻なＭＲ比の変化を有する磁気抵抗効果素子が得られる。したがって、高い空間分解能を持った磁気抵抗効果素子を実現できる。

ここで、図２を参照しながら、複数の遷移金属を含む材料中の金属の組成比によって保磁力特性曲線が変化する様子を説明する。ここでは、ＦｅとＣｏとを含む材料を例に挙げて説明する。図２は、複数の遷移金属を含む材料中の金属組成比によって保磁力特性曲線が変化する様子を示す図である。

本発明の磁気抵抗効果素子に係る保磁力特性曲線は、複数の遷移金属を含む材料中のＦｅがリッチな状態のときは、図２中のグラフ中の点線で表されるような保磁力曲線を描く。これに対して、複数の遷移金属を含む材料中のＣｏがリッチな状態のときは、Ｆｅがリッチな状態のときよりも、補償温度Ｔ_comp付近での傾きが急峻な曲線を描く。したがって、図２中の下部に示したように、Ｃｏがリッチな状態のときはＦｅがリッチな状態のときに比べ、磁化が立ち上がる（磁化方向が面内方向から垂直方向に変化する）温度幅（図２のグラフ中の磁化が立ち上がる境界幅）が狭くなる。言い換えれば、Ｃｏがリッチな状態のときは、Ｆｅがリッチな状態のときよりも、補償温度Ｔ_comp近傍における磁化方向の変化が急峻になる。

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記フェリ磁性体層と前記非磁性体層との間に、前記フェリ磁性体層形成面と実質的に平行な磁化方向を持つ面内磁化層が形成されていることが好ましい。

これによれば、磁気抵抗効果素子のＭＲ比を高めることができる。また、非磁性体層に酸化物または窒化物を用いた場合にフェリ磁性体層が酸化または窒化して特性劣化してしまうことを防ぐことができる上、フェリ磁性体層における外部磁界の検出感度を高めることもできる。

本発明の磁気抵抗効果素子においては、前記フェリ磁性体層に接して、又は、磁気的に結合して、前記フェリ磁性体層よりも透磁率の高い面内磁化層が形成されていることが好ましい。これによれば、フェリ磁性体層における外部磁界に対する感度をさらに高めることができる。

本発明の磁気センサーは、上述したいずれかの磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に電流を印加するための電極とを備えたものである。これによれば、磁気抵抗効果素子を昇温してフェリ磁性体を昇温させた際にその昇温部においてのみ大きな信号強度が得られる再生用磁気センサーを実現でき、磁気抵抗効果素子のサイズよりも小さな磁気情報の読み出しが可能となる。

本発明の再生ヘッドは、上述したいずれかの磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に電流を印加するための電極とを備えた磁気センサーと、前記磁気センサーを加熱するための加熱手段とを備え、前記加熱手段が前記フェリ磁性体層を昇温させるものである。なお、本発明の磁気情報再生装置は、この再生ヘッドを備えたものである。これらによれば、上述の効果を有する磁気抵抗効果素子を用いた再生ヘッドや磁気情報再生装置を提供できる。

なお、本発明の複合ヘッドは、直上の段落で説明した再生ヘッドと、磁気記録媒体に磁界を印加して磁気情報を記録するための記録ヘッドとを有している。これによれば、上述の効果を有する磁気抵抗効果素子を用いた磁気記録再生ヘッドを提供できる。

本発明の再生ヘッドにおいては、前記加熱手段が光源であることが好ましい。これによれば、上述の効果を有する磁気抵抗効果素子を用いた再生ヘッドを提供できる。

なお、本発明の複合ヘッドは、直上の段落で説明した再生ヘッドと、磁気記録媒体に磁界を印加して磁気情報を記録するための記録ヘッドとを有し、前記記録ヘッドが近接場光を用いたものである。また、この複合ヘッドは、前記光源が、前記近接場光の光源としても用いられることが好ましい。これによれば、記録時に磁気記録媒体を加熱する光（熱）アシスト記録に好適な磁気記録再生ヘッドを提供できる。

本発明の磁気情報再生装置は、上述した再生ヘッドと、磁気記録媒体とを備え、前記加熱手段が前記フェリ磁性体層を昇温させるものである。これによれば、磁気記録情報を磁気抵抗効果素子の素子幅よりも小さな分解能で読み出すことが可能な磁気記録再生装置を提供できる。

本発明の磁気情報再生装置は、前記磁気記録媒体の表面に対し、前記磁気抵抗効果素子の積層方向に垂直な面が傾いている。これによれば、加熱手段として光ビームを用いる際に、光ビームの光路を磁気抵抗効果素子が妨げることがなく、効率的に磁気抵抗効果素子の一部を加熱できる。

本発明の磁気情報の再生方法は、非磁性体層と、前記非磁性体層を挟む２つの磁性体層とを有し、前記２つの磁性体層の磁化方向の相対角度変化によって磁気抵抗変化を得る磁気抵抗効果素子、及び、前記磁気抵抗効果素子に電流を印加するための電極が形成された再生ヘッドを用いて、磁気記録媒体に記録された磁気情報を再生するための再生方法であって、前記２つの磁性体層の少なくとも何れか一方が、フェリ磁性体層を含んでおり、かつ、温度変化に伴って前記フェリ磁性体層の保磁力が変化するものであり、前記フェリ磁性体層が加熱によって昇温した状態において磁気情報を再生するものである。

また、本発明の磁気情報の再生方法においては、前記磁気記録媒体に記録された記録情報の再生に先立って、予め、前記フェリ磁性体層を加熱することが好ましい。

これらの磁気情報の再生方法によれば、上述の磁気抵抗効果素子を用いて、磁気記録媒体に記録された磁気記録情報を十分な再生出力でもって検出できる。

本発明の磁気抵抗効果素子について、その一実施の形態を以下に開示する。図３は、本発明の磁気抵抗効果素子の膜構成を示す断面図である。本実施の形態による磁気抵抗効果素子１０は、基板１上に下部電極層２、磁化固定層３、非磁性体層４、面内磁化層７、フェリ磁性体層５、上部電極層６が順に形成される。本実施の形態による磁気抵抗効果素子１０は、層形成面と垂直な方向に電流が流れる、いわゆるＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）型の素子である。

基板１には、表面粗度の小さな基板を用いることが望ましい。具体的には、表面を熱酸化処理したＳｉ基板やサファイア基板、ＭｇＯ基板、ＧａＮ基板などを用いることができる。

下部電極層２は、素子の外部から電圧を印加して、伝導電子を素子内に流すための電極層であって、電気抵抗の低い材料、例えば、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕやこれらの元素を含む金属材料が適している。下部電極層２の形成に当たっては、基板１と下部電極層２の密着性を高める目的、又は、下部電極層２の結晶粒径や結晶構造、表面粗度を制御する目的で、下部電極層２を形成するのに先立ってシード層（図示しない）を形成しても構わない。このシード層は、例えば、Ｔａ，Ｔｉ，Ｒｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｆｅや、これらの元素を含む金属材料を単層で、又は積層して用いることができる。

磁化固定層３は、反強磁性層３ａと強磁性層３ｂとからなり、層形成面内に磁化方向を持った面内磁化層である。

反強磁性層３ａは、この反強磁性層３ａに続いて形成される、強磁性層３ｂと交換結合して、強磁性層３ｂを固定（一方向異方性を付与）する目的で作製されるものであって、例えばＭｎを用いた反強磁性を示す合金、具体的にはＭｎと、Ｐｔ，Ｉｒ，Ｆｅ，Ｒｕ，Ｃｒ，Ｐｄ，Ｎｉから選ばれる少なくとも一つの元素とを合わせて用いることができる。

強磁性層３ｂは、反強磁性層３ａと交換結合することで一方向異方性を付与され、第１の強磁性層３ｂを単層で作製した場合よりも見かけ上高い保磁力を一方向に有する層であり、例えば、ＣｏＦｅ，ＣｏＦｅＮｉ，ＮｉＦｅ，ＣｏＦｅＢ，ＣｏＰｔ，ＣｏＦｅＰｔ等の強磁性体金属を用いて形成できる。

磁化固定層３の形成に当たっては、下部電極層２と磁化固定層３との間の密着性を高める目的、又は、磁化固定層３および磁化固定層３以降に形成される種々の層の結晶粒径や結晶構造、表面粗度を制御する目的で、磁化固定層３を形成するのに先立ってシード層（図示しない）を形成しても構わない。このシード層には、Ｔａ，Ｔｉ，Ｒｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｆｅ，Ｃｕや、これらの元素を含む金属材料を単層で、又は積層して用いることができる。

非磁性体層４は例えばＡｌ，Ｃｕ，Ａｕ，Ａｇ，Ｍｇ等の電気的に導電性の高い金属材料、又はこれらの合金、又は、これらの酸化物又は窒化物からなり、磁化固定層３とフェリ磁性体層５との間の磁気的な交換結合力を遮断するとともに、層形成面に対して垂直方向に流れる伝導電子を通過させる役割を果たす。ここで、非磁性体層４を、電気抵抗の低い材料、すなわち導電性金属材料を用いて形成すれば磁気抵抗効果素子はＧＭＲ素子となり、電気抵抗の高い材料、すなわち上記導電性金属元素の酸化物や窒化物を用いればＴＭＲ素子となる。また、非磁性体層４は、酸化物や窒化物中に導電性金属材料のクラスターが存在するといったように、酸化物や窒化物、導電性金属材料とを複合した層であっても構わない。

フェリ磁性体層５は外部磁界を受けて磁化方向が変化する磁性層であり、かつ、温度によって保磁力が変化する磁性層である。また、フェリ磁性体層５は、自発磁化が０となり保磁力が原理上無限大となる補償温度（Ｔ_comp）を持つフェリ磁性体で形成される。具体的には例えば、Ｇｄ，Ｔｂ，Ｈｏ，Ｄｙから選ばれる少なくとも一つの重希土類金属と、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉから選ばれる少なくとも一つの３ｄ遷移金属とを含んで成り、層形成面方向の保磁力が、室温下と室温より高い温度下で変化するように組成が調整されている。これによって、例えば室温近傍に補償温度（Ｔ_comp）を設定すれば、室温では保磁力が大きく、室温より高い温度下では保磁力が小さくなるようにできる。また、フェリ磁性体層５は、フェライトやガーネット型酸化物、希土類鉄ガーネットのような酸化物フェリ磁性体のうち補償温度を持つものから形成されるものであってもよい。具体的には、ＬｉＦｅＣｒＯ（Ｌｉ−Ｃｒフェライト）や、ＮｉＦｅＡｌＯ（Ｎｉ−Ａｌフェライト）、ＹＧａＦｅＯ（Ｇａ置換ＹＩＧ）、ＧｄＦｅＯ（Ｇｄ−Ｆｅガーネット）を用いることができる。また、フェリ磁性体層５には、主にスピン分極率を高める目的で、Ｂ，Ｐｔ，Ｒｕ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒから選ばれる元素が添加されていても構わない。

磁気抵抗効果素子１０においては、補償温度Ｔ_compが室温となるようにフェリ磁性体層５が組成調整されている。これによれば、室温からの温度上昇又は温度低下に伴って、遷移金属副格子の磁化量（Ｍ_TM）と希土類金属副格子の磁化量（Ｍ_RE）との差が大きくなる（温度上昇に伴ってＭ_TOTAL＝Ｍ_TM−Ｍ_REが大きくなり、温度低下に伴ってＭ_TOTAL＝Ｍ_RE−Ｍ_TMが大きくなる）、フェリ磁性体層５が得られる。すなわち、室温において保磁力Ｈ_cが非常に大きく、温度上昇や温度低下に伴って保磁力Ｈｃが小さくなるフェリ磁性体層５を実現できる。言い換えると、フェリ磁性体層５の磁化角度が、室温においてはフェリ磁性体層５の層形成面に対して傾いているが、温度上昇や温度低下に伴って室温から離れた温度範囲においてはフェリ磁性体層５の層形成面の面内方向を向いたフェリ磁性体層５を実現できる。

一変形例として、補償温度Ｔ_compが室温よりも１００℃から１５０℃程度高い温度となるようにフェリ磁性体層５が組成調整されていてもよい。これによれば、室温からの温度上昇に伴って保磁力が大きくなり、室温からの温度低下に伴って保磁力が小さくなるフェリ磁性体層５が得られる。言い換えると、フェリ磁性体層５の磁化角度が、室温においてはフェリ磁性体層５の層形成面の面内方向を向いているが、室温よりも高い補償温度Ｔ_comp付近においてはフェリ磁性体層５の層形成面に対して傾いたフェリ磁性体層５を実現できる。

別の一変形例として、補償温度Ｔ_compが室温よりも数１０℃程度低い温度となるようにフェリ磁性体層５が組成調整されていてもよい。これによれば、室温からの温度上昇に伴って保磁力が小さくなり、室温からの温度低下に伴って保磁力が大きくなるフェリ磁性体層５が得られる。言い換えると、フェリ磁性体層５の磁化角度が、室温においてはフェリ磁性体層５の層形成面の面内方向を向いているが、室温よりも低い補償温度Ｔ_comp付近においてはフェリ磁性体層５の層形成面に対して傾いたフェリ磁性体層５を実現できる。

フェライトやガーネット型酸化物、希土類鉄ガーネットのような酸化物フェリ磁性体をフェリ磁性体層５に用いる場合も上記希土類遷移金属を用いる場合と同様であり、保磁力が理論上無限大となる補償温度Ｔ_comp近傍と、それよりも保磁力が小さい高温側や低温側を利用する。これらの材料においても補償温度Ｔ_compは組成比を変更することで調整できる。

フェリ磁性体層５は外部磁界を検出する層であり、検出感度を高めるために、磁界を検出する温度（保磁力が相対的に小さくなる温度）において保磁力絶対値が小さく、透磁率が大きな特性を示す材料を用いることが特に望ましい。

面内磁化層７は、素子のＭＲ比を高める目的と、非磁性体層４に酸化物又は窒化物を用いた場合にフェリ磁性体層５が酸化又は窒化して特性劣化してしまうことを防ぐ目的、および／又は、フェリ磁性体層５の検出感度を高める目的で、非磁性体層４とフェリ磁性体層５との間に、形成されている。面内磁化層７には、フェリ磁性体層よりも高いスピン分極率を有している材料や、フェリ磁性体層よりも酸化又は窒化されにくい材料を用いることが望ましく、例えば、ＣｏＦｅ，ＣｏＦｅＮｉ，ＮｉＦｅ，ＮｉＦｅＴａ，ＮｉＦｅＮｂ，ＣｏＦｅＢ，ＣｏＰｔ，ＣｏＦｅＰｔ等から選択した材料を用いて形成することができる。なお、この面内磁化層７は形成されていなくともよい。

また、外部磁界に対する感度を高める目的で、フェリ磁性体層と面内磁化層との間にさらに高透磁率層１８が形成されている磁気抵抗効果素子２０としてもよい（図４参照：高透磁率層１８以外は、図３と符号の１の位が同じものは同構成である）。この高透磁率層２８には、ＮｉＦｅやこれにＴａ，Ｎｂ等の添加物が添加された軟磁性材料を用いることができる。

上部電極層６は、下部電極層２と同様に、素子の外部から電圧を印加して、伝導電子を素子内に流すための電極層であって、電気抵抗の低い材料、例えば、Ｃｕ，Ａｇ，Ａｕやこれらの元素を含む金属材料が適している。

上部電極層６の形成に当たっては、フェリ磁性体層５と上部電極層６の密着性を高める目的、又は、上部電極層６の結晶粒径や結晶構造、表面粗度を制御する目的で、上部電極層６を形成するのに先立ってシード層（図示しない）を形成しても構わない。このシード層は、例えば、Ｔａ，Ｔｉ，Ｒｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｆｅや、これらの元素を含む金属材料を単層で、又は積層して用いることができる。

本実施の形態による磁気抵抗効果素子１０は、下部電極層２と上部電極層６との間に電圧を印加することで電位差を生じさせ、層形成面に対して垂直方向に電流を流すことで動作するものである。上記電圧印加によって生じる伝導電子は、スピン角運動の向きの異なる２種の電子、すなわち、アップスピン電子とダウンスピン電子とからなり、同数のアップスピン電子とダウンスピン電子とを持つ。伝導電子が、磁化方向が一方向に固定された磁化固定層３を通過すると、磁化固定層３の磁化方向に応じてスピンの向きによって通過する量が異なるスピン依存散乱を生じ、アップスピン電子数とダウンスピン電子数に差が生じる。続いて、非磁性体層４及び面内磁化層７を通過した伝導電子は、フェリ磁性体層５を通過する際に、再度スピン依存散乱を生じるが、磁化固定層３の磁化方向とフェリ磁性体層５の磁化方向とが略平行の場合には、略反平行の場合に比べて、フェリ磁性体層５における散乱量が小さくなる。このため、フェリ磁性体層５を通過する伝導電子の数は、フェリ磁性体層５の磁化方向によって異なり、上部電極層６に到達する伝導電子の総数が変化するため、素子抵抗の変化を生じる。これらの磁気抵抗効果現象は、従来のＧＭＲ素子やＴＭＲ素子と同じ原理によるものである。

ここで、本実施の形態による磁気抵抗効果素子では、素子の温度によってフェリ磁性体層５の保磁力が変化するので、フェリ磁性体層５を磁化反転させるために必要な外部磁界の大きさが温度によって異なる。すなわち、例えばフェリ磁性体層５の保磁力が室温で大きく、高温で小さくなるようにフェリ磁性体層５の組成比を設定した場合、室温においてはフェリ磁性体層５の保磁力が大きいため、外部磁界（磁気記録媒体からの漏洩磁界）に対する感度が低下し、フェリ磁性体層５の磁化反転が起こりにくくなる。一方、室温よりも高い温度では、フェリ磁性体層５の保磁力は室温における保磁力よりも小さくなり、外部磁界に対する感度が向上するため、室温よりも小さな外部磁界で磁化反転を起こすことができる。

このように、本実施の形態による磁気抵抗効果素子は、フェリ磁性体層５の保磁力が大きい場合には、外部磁界に対する感度が低く、フェリ磁性体層５の保磁力が小さい場合には、外部磁界に対する感度が高くなる特徴を有しており、上記保磁力が大きい状態と保磁力が小さい状態とを温度変化によって可逆的に切り替えることができる特徴を有している。従って、本実施の形態による磁気抵抗効果素子に対して、局所加熱手段、例えば、レーザー光源からのレーザー光や微小なヒータによって局所的に素子温度を高めれば、温度分布によって素子サイズよりも小さな磁気記録情報が読み出せる磁気抵抗センサーを実現できる。

局所加熱手段にレーザー光源を用いる場合、照射するレーザー光のスポット径をレンズ集光によって小さくするか、微小開口や微小突起に光を照射することで発生する微小な近接場光を用いることで、ごく微小な部分のみで高い磁気抵抗変化を得られ、高分解能の磁気抵抗センサーを実現できる。

このような磁気抵抗効果素子を磁気記録媒体からの情報を再生する再生用磁気センサーに用いれば、磁気抵抗効果素子自体の幅を情報トラックの幅以下に狭くする必要が無いので、素子幅よりも狭いトラック幅に記録された磁気記録情報を読み出せる再生用磁気センサーを提供できることに加え、閉磁路が生じ易く永久磁石に磁化を固着されやすい磁化自由層のエッジ部分を、センシングに用いないので、微小磁区の読み出しに際しても高い再生信号特性を維持できる。

なお、温度変化に伴って保磁力変化する磁化層は、磁化自由層（フェリ磁性体層の他に、形成されている場合には面内磁化層や高透磁率層を含む層）と同時に、磁化固定層に用いられていても構わない。

また、本実施形態の磁気抵抗効果素子では、磁化自由層よりも磁化固定層を先に（基板１側に）形成する、いわゆるボトム型の磁気抵抗効果素子について示したが、磁化自由層が先に（基板１側に）形成され、磁化固定層が非磁性体層の後で形成される、いわゆるトップ型の磁気抵抗効果素子であっても構わない。

さらには、磁化自由層を２つの非磁性体層で挟み、この２つの非磁性体層をさらに２つの磁化固定層で挟む構成の、いわゆるダブルスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子に用いても構わない。

なお、本実施の形態による磁気抵抗効果素子の応用範囲は磁気記録媒体からの読み出しを行うための再生用磁気センサーに限るものではなく、他の磁気センサー、ＭＲＡＭ（Magnetic Random Access Memory）に代表される磁気メモリに用いても構わない。

また、本文中では室温に比べて高温でフェリ磁性体層５の保磁力が小さくなり、外部磁界感度が高くなる場合について示したが、逆に、高温に比べて室温でフェリ磁性体層５の保磁力が小さくなり、外部磁界感度が高くなる磁気抵抗効果素子であっても構わない。

このような、室温で保磁力が小さく、室温よりも高い高温で保磁力が大きくなる磁気抵抗効果素子は、フェリ磁性体層５の組成比を調整し、室温よりも高い高温近傍にトータル磁化（Ｍ_TOTAL）が小さくなり、保磁力Ｈｃが大きくなる補償温度（Ｔ_comp）を設定することによって実現できる。このように組成調整したフェリ磁性体層５を用いることで、高温部に対して低温部の磁気抵抗効果が大きくなる磁気抵抗効果素子を実現でき、例えば局所加熱源であるレーザー光源からレーザー光を照射して局所的に素子温度を高めれば、高温部では信号を検出せずに、低温部のみが高い感度を有する磁気抵抗センサーを実現できる。

また、本発明の磁気抵抗効果素子は、層形成面に対して垂直な方向に電流を流すＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）型の磁気抵抗効果素子以外にも、層形成面と平行に電流を流して磁気抵抗効果を得るＣＩＰ（Current in Plane）型の磁気抵抗効果素子にも適用可能である。この場合にも、磁化自由層又は、磁化自由層と磁化固定層とに温度変化に伴って保磁力が変化するフェリ磁性体層を用いることで、温度分布によって素子サイズよりも小さな磁気記録情報が読み出せる磁気抵抗センサーを実現できる。

（実施例１）
次に、本発明に係る磁気抵抗効果素子の実施例を以下に示す。実施例１では、上述の図３に示した磁気抵抗効果素子１０の特性を評価すべく、この磁気抵抗効果素子１０と同構成の試料を作製した。基板１として表面を熱酸化処理したＳｉ基板を、下部電極層２および上部電極層６としてＣｕを、磁化固定層３のうち反強磁性層３ａとしてＭｎＩｒを、強磁性層３ｂとしてＣｏＦｅを、非磁性体層４としてＡｌを酸化させた酸化Ａｌを、面内磁化層５１としてＣｏＦｅを、フェリ磁性体層５としてＧｄＦｅＣｏを、それぞれ形成した。

下部電極層２の形成に当たっては、基板１と下部電極層２の密着性を高め、下部電極層２の表面粗度を制御する目的で、下部電極層２を形成するのに先立ってＴａから成るシード層（図示しない）を形成した。

磁化固定層３の形成に当たっては、下部電極層２と磁化固定層３との間の密着性を高め、磁化固定層３および磁化固定層３以降に形成される種々の層の結晶粒径や結晶構造、表面粗度を制御する目的で、磁化固定層３を形成するのに先立ってＴａとＮｉＦｅおよびＣｕを積層したシード層（図示しない）を形成した。

上部電極層６の形成に当たっては、フェリ磁性体層５と上部電極層６の密着性を高め、上部電極層６の表面粗度を制御する目的で、上部電極層６を形成するのに先立ってＴａから成るシード層（図示しない）を形成した。

本実施例に示す磁気抵抗効果素子の作製方法は以下の通りである。なお、以下の文中に示す膜厚とは、基板上に各材料の単層膜を１００ｎｍ程度の膜厚で形成し、触針式段差計を用いてその膜厚を測定、測定された膜厚と成膜時間から算出した成膜レートを基に記述している。また、本実施例に示す磁気抵抗効果素子の成膜には、Ｔａ，Ｃｕ，ＭｎＩｒ，ＣｏＦｅ，ＮｉＦｅ，ＧｄＦｅＣｏ，Ａｌのターゲットを有する成膜チャンバーを備えたマグネトロンスパッタリング装置を用いた。なお、成膜はいずれもＡｒガス雰囲気中でＤＣスパッタリングによって行った。

まず、基板１として表面を熱酸化処理したＳｉ基板を用い、スパッタリング装置内で１×１０^-6Ｐａまで真空引きした後、Ａｒガスを導入し、１×１０^-1ＰａのＡｒ雰囲気中でＴａターゲットに給電し、下部電極層２の形成に先立つシード層（図示せず）としてＴａを５ｎｍの膜厚で成膜した。

続いて、Ｃｕターゲットに給電し、下部電極層２としてＣｕを５０ｎｍの膜厚で成膜した。

そして、磁化固定層３の形成に先立つシード層（図示せず）として、ＴａとＮｉＦｅおよびＣｕをそれぞれ５ｎｍ、２ｎｍ、５ｎｍの膜厚で積層して形成した。続いて、ＭｎＩｒターゲットに給電し、反強磁性層３ａとしてＭｎＩｒを膜厚１５ｎｍで形成した後、強磁性層３ｂとしてＣｏＦｅを５ｎｍの膜厚で形成し、これらを磁化固定層３とした。

次に、非磁性体層４としてＡｌを１．０ｎｍの膜厚で形成した後、チャンバー内にＯ₂ガスを導入し、Ｏ₂雰囲気中でＡｌを酸素暴露して酸化し、酸化Ａｌ膜とした。

そして、非磁性体層４上に、面内磁化層７としてＣｏＦｅを２ｎｍの膜厚で形成し、続いて、フェリ磁性体層５としてＧｄＦｅＣｏを１０ｎｍの膜厚で形成した。フェリ磁性体層５は、室温において保磁力が大きな補償温度Ｔ_compとなり、温度上昇又は温度低下に伴って保磁力が小さくなるように組成調整された層である。具体的には、Ｇｄを２３ａｔ％、Ｆｅを２３ａｔ％、Ｃｏを５４ａｔ％の比率とした。上記組成のフェリ磁性体層５は、温度上昇に伴って単調かつ急峻に保磁力が減少し、１００℃を超える温度において、１００Ｏｅ（約８ｋＡ／ｍ）以下の保磁力となる磁性層であった。

続いて、上部電極層６の形成に先立つシード層（図示せず）としてＴａを５ｎｍの膜厚で成膜した後、Ｃｕターゲットに給電して、上部電極層６としてＣｕを５０ｎｍの膜厚で成膜した。

以上の手順で作製した素子について、上部電極層６の上に保護膜（図示せず）としてＳｉＯ₂を１００ｎｍの膜厚で形成した後、５００Ｏｅ（約４０ｋＡ／ｍ）の磁場中で２５０℃１時間の磁場中アニールを行って磁化固定層３の固定を行った。このように作製された磁気抵抗効果素子を実施例１の試料とした。

（比較例１）
実施例１の磁気抵抗効果素子と比較のため、比較例１として従来の磁気抵抗効果素子についても作製した。具体的には、実施例１におけるフェリ磁性体層５に代わって、ＮｉＦｅから成る磁化自由層を膜厚１０ｎｍで形成した以外は、実施例１の磁気抵抗効果素子と同じ構成、製法を用いる磁気抵抗効果素子を作製した。なお、比較例１において自由層に用いたＮｉＦｅは、室温から２５０℃までの温度範囲で、常に保磁力が１０Ｏｅ（約８００Ａ／ｍ）以下と小さな値を示すものであった。

（実施例１及び比較例１の磁気抵抗効果素子の特性評価）
上記の方法で作製した実施例１の磁気抵抗効果素子と、フェリ磁性体層５に代わってＮｉＦｅから成る磁化自由層を形成した比較例１の磁気抵抗効果素子について、それぞれの素子のＭＲ比を２５℃と１５０℃の温度下で測定した結果を図５（比較例１の磁気抵抗効果素子について測定した結果）、図６（実施例１の磁気抵抗効果素子について測定した結果）に示す。なお、測定に際しては、リソグラフィを用いて積層成膜した素子の加工および電極取り出しを行った後、上下電極間に５ｍＶ一定の電圧を印加しておき、磁気抵抗効果素子をヒータで加熱昇温した状態で、電磁石を用いて磁気抵抗効果素子の層形成面と平行方向に±１ｋＯｅ（約８０ｋＡ／ｍ）の範囲で外部磁界を印加してＭＲ比を測定した。測定に使用した素子のジャンクションサイズは２０μｍとした。また、上記外部磁界の印加方向は磁場中アニールを行った際に印加した磁場の方向と平行となるようにした。

図５に示すように、比較例１の磁気抵抗効果素子では、２５℃（図５（ａ））において３２％のＭＲ比が、１５０℃（図５の（ｂ））においては２６％のＭＲ比が、それぞれ得られた。温度が上がることで若干のＭＲ比の低下が見られたが、その変化は小さなものであった。加えて、比較例の磁気抵抗効果素子では、零磁界近傍で見られる、磁化自由層の磁化反転に起因したＭＲ比の変化について、２５℃、１５０℃の何れの温度においても１０Ｏｅ（約８００Ａ／ｍ）以下の外部磁界でこれを生じた。これは、磁化自由層に用いたＮｉＦｅが、温度に依存しない低い保磁力を有することを反映したものである。なお、図５中の＋５００Ｏｅ（約４０ｋＡ／ｍ）近傍に見られるＭＲ比の変化は、磁化固定層３の磁化反転のよるものである。

一方、図６に示すように実施例１の磁気抵抗効果素子では、２５℃（図６の（ａ））におけるフェリ磁性体層５の保磁力が、外部磁界の印加範囲である１ｋＯｅ（約８０ｋＡ／ｍ）よりも大きいために、この範囲ではフェリ磁性体層５の磁化反転に伴うＭＲ比の変化は確認できなかった。従って、零磁界近傍の低磁界におけるＭＲ比は、正方向に外部磁界を掃引した場合と、負方向に外部磁界を掃引した場合とで、差が見られなかった。なお、ここにおいても、＋５００Ｏｅ（約４０ｋＡ／ｍ）近傍に見られるＭＲ比の変化は磁化固定層３の磁化反転によるものである。これに対し、本実施例の磁気抵抗効果素子における１５０℃（図６の（ｂ））の測定では、フェリ磁性体層５の保磁力が温度上昇に伴って小さくなったことで、零磁界近傍でフェリ磁性体層５の磁化反転が見られ、低磁界領域において高いＭＲ比（３３％）が確認できた。

このように、本実施例の磁気抵抗効果素子は、室温と高温とでフェリ磁性体層５の保磁力が変化することに起因して、低磁界領域で得られるＭＲ比が大きく変化する特徴を有している。

続いて図７には、実施例１の磁気抵抗効果素子をヒータで加熱して昇温し、上記と同じ方法（外部磁界±１ｋＯｅ（約８０ｋＡ／ｍ））で測定した際のＭＲ比を温度に対して示す。なお、図７において示すＭＲ比とは、磁界が０Ｏｅ（０Ａ／ｍ）の状態における、正方向に外部磁界を掃引した場合と、負方向に外部磁界を掃引した場合とのＭＲ比の差である。また、図７には比較例１の磁気抵抗効果素子について測定したＭＲ比の結果も合わせて示した。

図７に示したように、実施例１の磁気抵抗効果素子は、２５℃では０％であったＭＲ比が温度上昇に伴って大きくなり、１００℃において最もＭＲ比が大きな３６％を示し、２００℃まで３０％を超える高いＭＲ比を維持した。これは、２５℃において大きな保磁力を有するフェリ磁性体層５が、温度上昇に伴って保磁力を小さくし、高温域では外部磁界に従って磁化反転したことによるものである。これによって、高温域において、２５℃におけるＭＲ比よりも高いＭＲ比を得ることができた。これに対し、比較例１の磁気抵抗効果素子では、図７に示すようにＭＲ比が温度に対して単調減少し、実施例１で確認されたような温度変化に伴ってＭＲ比が大きく変化する様子は見られなかった。

図８には、実施例１の磁気抵抗効果素子において、外部磁界を掃引する範囲を±１ｋＯｅ（約８０ｋＡ／ｍ）とした場合と、±１００Ｏｅ（約８ｋＡ／ｍ）とした場合のＭＲ比（０Ｏｅ（０Ａ／ｍ）における、正方向掃引と負方向掃引の差）について示す。

外部磁界の掃引範囲を±１００Ｏｅ（約８ｋＡ／ｍ）と小さくした場合にも、実施例１の磁気抵抗効果素子は温度変化に対してＭＲ比の大きな変化を示し、さらに、掃引範囲を±１ｋＯｅ（約８０ｋＡ／ｍ）とした場合に比べて、温度に対するＭＲ比の変化が急峻になった。このように実施例１の磁気抵抗効果素子は、再生用磁気センサーに用いる際に求められる微小磁界においても、温度に対して変化量が大きく、かつ急峻なＭＲ比の変化を得ることが出来る磁気抵抗効果素子である。

さらに、図９には、実施例１の磁気抵抗効果素子に用いたフェリ磁性体層５の磁気特性（Ｍ−Ｈループ）を、振動試料型磁力計（ＶＳＭ）を用いて測定した結果を示す。図９（ａ）はフェリ磁性体層５の補償温度よりも若干高い３５℃下におけるＭ−Ｈループ、図９（ｂ）は１５０℃下におけるＭ−Ｈループを示している。図９中の点線は、層形成面に対して平行に磁界を印加して測定したＭ−Ｈループを示し、実線は層形成面に対して垂直に磁界を印加して測定したＭ−Ｈループを示している。

図９（ａ）に示すように、３５℃下で測定したＭ−Ｈループでは、層形成面に平行な方向のＭ−Ｈループ（点線）と層形成面に垂直な方向のＭ−Ｈループ（実線）の両方において、ヒステリシスを持つループが得られた。このことは、本実施例の磁気抵抗効果素子に用いたフェリ磁性体層５の磁化角度が、補償温度（Ｔ_comp）（＝２５℃）近傍の温度において、フェリ磁性体層５の層形成面に対して傾いている（立ち上がっている）ことを示している。

これに対し、図９（ｂ）に示すように、補償温度（Ｔ_comp）から離れた１５０℃下でのＭ−Ｈループでは、層形成面に平行な方向のＭ−Ｈループ（点線）において、高い角型比が得られるとともに、ヒステリシスを持つＭ−Ｈループが得られた一方で、層形成面に垂直な方向のＭ−Ｈループ（実線）においては、角型比が小さく、かつ、ヒステリシスが見られなかった。このことは、本実施例の磁気抵抗効果素子に用いたフェリ磁性体層５の磁化方向が、補償温度（Ｔ_comp）から離れた１５０℃の温度下において、層形成面に対して平行であることを示している。

このように、本実施例の磁気抵抗効果素子は、保磁力の変化とともに、フェリ磁性体層５の磁化が、層形成面に対して傾く方向に角度変化する素子であっても構わない。図９に示したような、層形成面に対して傾く方向の磁化角度変化を示すフェリ磁性体層５を用いれば、磁化方向が層形成面に対して平行となる温度下では、磁化固定層と磁化自由層の平行・反平行状態を実現できるので、高いＭＲ比が得られ、磁化方向が層形成面に対して垂直に傾いた温度下では、磁化固定層と磁化自由層の平行・反平行状態を実現できなくなるために、ＭＲ比が小さくなる磁気抵抗効果素子を実現可能である。

さらに、このような磁気抵抗効果素子では、フェリ磁性体層５の補償温度（Ｔ_comp）近傍で、図６を用いて説明したように、フェリ磁性体層５の保磁力が非常に大きくなっており、フェリ磁性体層５の磁化反転が起こりにくい状態が実現されている。このとき、仮に、フェリ磁性体層５が大きな外部磁界によって磁化反転したとしても、上記のように、磁化方向が層形成面に対して垂直に傾いていれば、磁化固定層と磁化自由層の平行・反平行状態を実現できないために、当該温度下でのＭＲ比を小さくできる。すなわち、保磁力が温度変化する特性と合わせて、層形成面に対して磁化方向が傾く特性を用いることによって、保磁力のみが温度変化する場合よりも大きなＭＲ比の温度変化が得られる磁気抵抗効果素子が実現可能である。

なお、本実施例の磁気抵抗効果素子に含まれるフェリ磁性体層５は、必ずしも層形成面に対して磁化角度が変化するフェリ磁性体層５である必要は無く、磁化方向が温度に寄らず常に層形成面に平行であって、保磁力のみが温度変化するフェリ磁性体層５であっても構わない。このためには、例えば、本実施例において希土類金属であるＧｄに対して、３ｄ遷移金属元素であるＦｅ・Ｃｏの比率を高めれば、補償温度（Ｔ_comp）を室温以下にすることができ、上記の保磁力のみが温度変化するフェリ磁性体層５を実現可能である。このようなフェリ磁性体としては、例えば後述する実施例３におけるサンプル３−１が相当する。

また、実施例１では、ＭＲ比を測定する際の磁界の印加範囲を±１ｋＯｅとした結果について示したが、フェリ磁性体層５の温度変化に伴う保磁力変化量は必ずしも１ｋＯｅを超えるものである必要は無い。例えば、磁気記録情報を再生するための再生用磁気ヘッドに上記磁気抵抗効果素子を用いようとする場合には、磁気記録媒体からの漏洩磁界は大きくとも数１０Ｏｅ程度であることから、フェリ磁性体層５の保磁力が、温度変化によって、数１０Ｏｅを超える領域と、これを下回る領域との間で変化すれば十分である。

また、実施例１の磁気抵抗効果素子では、フェリ磁性体層５の組成比を調整することによって、ＭＲ比が最も大きくなる温度を調整することが可能である。具体的には、３ｄ遷移金属に対する希土類金属の割合を本実施例よりも高めればＭＲ比が最も大きくなる温度を高くすることができ、逆に遷移金属に対する希土類金属の割合を低くすればＭＲ比が最も大きくなる温度を低くすることができる。

ＭＲ比が小さくなる温度についても同様であり、３ｄ遷移金属に対する希土類金属の割合を本実施例よりも高めれば、ＭＲ比が小さくなる温度を高くすることができ、逆に３ｄ遷移金属に対する希土類金属の割合を低くすればＭＲ比が小さくなる温度を低くすることができる。

さらに、ＭＲ比が小さくなる温度と、ＭＲ比が大きくなる温度との差を調整するためには、３ｄ遷移金属内の組成比を変えれば良い。具体的には、キュリー温度の高いＣｏの比率を、キュリー温度の低いＦｅに対して高めることで、ＭＲ比が小さくなる温度と、ＭＲ比が大きくなる温度との差が小さくなり、温度に対してより急峻な変化を得られる。逆にキュリー温度の高いＦｅの比率を、キュリー温度の低いＣｏに対して高めれば、ＭＲ比が小さくなる温度と、ＭＲ比が大きくなる温度との温度差が大きくなり、温度に対してより緩やかな変化を得ることができる。なお、これらの組成調整の実施例については後述する実施例２および実施例３で説明する。

ここで、実施例１のフェリ磁性体層の膜厚は、２ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが望ましい。フェリ磁性体層の膜厚が２ｎｍ未満の場合、フェリ磁性体層の磁化量が小さくなるために、外部磁界に反応しなくなり磁界感度を悪くするおそれがあるからである。また、フェリ磁性体層の膜厚が２０ｎｍを超えると、これと同程度のサイズの局所的な外部磁界変化を検出しにくくなり、例えば、再生用磁気センサーに用いる場合に空間分解能が悪化するおそれもあるからである。

また、実施例１ではフェリ磁性体層としてＧｄＦｅＣｏを用いた例について示したが、温度変化に伴って保磁力が変化する材料であればよく、これに限るものではない。特にＧｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏから選ばれる重希土類合金と、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉから選ばれる３ｄ遷移金属とを用いれば、温度に対して大きな保磁力変化を示すフェリ磁性体層を形成することができる。さらにこのうち、重希土類金属として、Ｇｄ、又は、Ｈｏ、又は、これらの両方を選択すれば、温度変化によって保磁力が小さくなった際の保磁力絶対値を特に小さくすることができ、外部磁界を検出する検出素子として用いる際に好適な磁気抵抗効果素子を実現できる。なお、実施例１におけるフェリ磁性体層として、フェライトやガーネット型酸化物、希土類鉄ガーネットから成る酸化物フェリ磁性体を用いても良い。

また、実施例１では、非磁性体層として絶縁体を用いたトンネル磁気抵抗効果素子について示したが、非磁性体層として導電体を用いるＧＭＲ素子や、絶縁体と導電体とを組み合わせて用いる電流狭窄型のＧＭＲ素子であっても同様の効果が得られる。従って、本発明はトンネル磁気抵抗効果素子に限定するものではない。

また、磁化固定層について、反強磁性層を用いて強磁性層を交換結合力でもって固定するスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子について示したが、磁化固定層は必ずしも交換結合した反強磁性層と強磁性層とによって形成される必要はなく、保磁力の大きな強磁性膜を単層で用いてもよく、保磁力の大きな強磁性膜と保磁力の小さな強磁性膜とを交換結合させたものを固定層として用いてもよく、複数の強磁性材料で非磁性材料を挟み、上記複数の強磁性材料を静磁気的に結合させることによって見かけ上保磁力を高めた固定層（いわゆるシンセティック構造）を用いても良い。上記シンセティック構造の固定層を具体的に示せば、例えば、非磁性体層に近い側から、ＣｏＦｅ又はＣｏＦｅＢ、Ｒｕ、ＣｏＦｅ又はＣｏＦｅＢ、ＭｎＩｒ又はＭｎＰｔを順に形成することでこれを実現できる。

また、面内磁化層は、フェリ磁性体層のスピン分極率が高く、ＭＲ比が十分に得られる場合や、フェリ磁性体層の酸化のおそれが無い場合、形成されなくても構わない。

（実施例２）
次に、本発明に係る実施例２を以下に示す。本実施例は、実施例１に示した磁気抵抗効果素子において、フェリ磁性体層５に用いたＧｄＦｅＣｏの希土類金属（Ｇｄ）と３ｄ遷移金属（Ｆｅ，Ｃｏ）との組成比を一定とし、ＦｅとＣｏの組成比を変化させたものである（組成比は下記表１参照）。また、表１に示したサンプル２−１からサンプル２−６までのサンプルは、何れも、図９（ａ）および（ｂ）に示したように、補償温度（Ｔ_comp）近傍の温度においてフェリ磁性体層５の磁化方向が層形成面に対して垂直な方向に傾いた（立ち上がった）磁化方向を示し、補償温度（Ｔ_comp）から離れるに従って層形成面の面内方向に磁化方向が遷移するサンプルであった。なお、本実施例の磁気抵抗効果素子は、フェリ磁性体層１５におけるＦｅとＣｏの組成比を変化させた以外は、実施例１の磁気抵抗効果素子と同じ構成、同じ製法で作製したものである。従って、実施例１で既に説明した内容についてはその説明を省略する。

（実施例２における磁気抵抗効果素子の特性評価）
上記表１に示した組成比を有するフェリ磁性体層をそれぞれ備えた磁気抵抗効果素子について、ＭＲ比が最大となる温度、および、当該温度におけるＭＲ比の値を測定した。この結果も合わせて表１に示した。なお、ＭＲ比の測定は実施例１と同じ方法を用い、外部磁界の印加範囲は±１００Ｏｅ（約８ｋＡ／ｍ）とした。また、ＭＲ比の値は実施例１と同様に、磁界が０Ｏｅ（０Ａ／ｍ）の状態における、正方向に外部磁界を掃引した場合と、負方向に外部磁界を掃引した場合とのＭＲ比の差とした。また、本実施例におけるＣｏとＦｅの組成比を変化させた例では、何れのサンプルにおいても、保磁力が理論上無限大となる補償温度（Ｔ_comp）は室温（２５℃）近傍にあった。従って、何れの素子においても２５℃におけるＭＲ比（磁界が０Ｏｅ（０Ａ／ｍ）の状態における、正方向に外部磁界を掃引した場合と、負方向に外部磁界を掃引した場合とのＭＲ比の差）は０％であった。

表１に示すように、ＭＲ比が最も大きくなる温度は、Ｆｅに対するＣｏの比率の増加に伴って低くなっており、このことから、Ｃｏ比率の高い素子ほど温度変化に対してＭＲ比の急峻な変化が得られる素子であることが明らかとなった。この原因は、Ｆｅに比べてキュリー温度（Ｔ_c）の高いＣｏの比率が増すことで、フェリ磁性体層５のキュリー温度が高くなり、これに伴って、補償温度（Ｔ_comp）からキュリー温度（Ｔ_c）に向かう間の自発磁化量（Ｍ_Total＝Ｍ_TM−Ｍ_RE）が大きくなることに起因している。すなわち、自発磁化量と保磁力とは反比例の関係にあるため、補償温度（Ｔ_comp）の近傍の温度まで相対的に大きな自発磁化量を示すＣｏ比率の高い組成では、補償温度（Ｔ_comp）の近傍の温度まで低い保磁力が維持され、補償温度近傍においてのみ保磁力が急激に増大するためであると考えられる。

また、Ｃｏ比率の増加によって、保磁力が温度に対して急峻な変化を示す現象と同時に、フェリ磁性体層５の磁化方向が層形成面に対して垂直な方向に立ち上がる温度範囲も変化し、Ｃｏ比率を高めることで補償温度（Ｔ_comp）の極近傍でのみ、磁化の層形成面に垂直な方向への立ち上がりが起こるようになった。具体的には、Ｃｏ比率の高いサンプル２−５およびサンプル２−６では、補償温度（Ｔ_comp）を挟む１０℃以下のごく限られた温度範囲でしか磁化が垂直方向に立ち上がる様子を観察できなかった。

一方、表１に示すサンプル２−１およびサンプル２−２のように、Ｃｏに比べてＦｅの比率が高い素子では、サンプル２−３以下の素子（ＣｏとＦｅが同程度か、Ｆｅに比べてＣｏの比率が高い素子）に比べて、ＭＲ比の最大値が小さくなった。これは、Ｃｏに比べてＦｅの比率が高い素子では、キュリー温度が比較的高いＣｏよりもキュリー温度が比較的低いＦｅの成分が多いため、フェリ磁性体層５のキュリー温度が低く、ＭＲ比が最も大きくなる温度が上記キュリー温度に近づくために、当該温度におけるフェリ磁性体層５の磁化が不安定であり、サンプル２−３以下の素子に比べてＭＲ比が小さくなったものと考えられる。なお、サンプル２−１のフェリ磁性体層５のキュリー温度を測定したところ２５０℃であった。以上のようにフェリ磁性体層５は、３ｄ遷移金属成分に含まれるＣｏとＦｅの比率が同程度か、もしくはＦｅに対するＣｏの比率が高いように設定することで、温度に対してＭＲ比の急峻な変化が得られるとともに、より高いＭＲ比を得ることができることがわかった。

（実施例３）
次に、本発明に係る実施例３を以下に示す。本実施例は、実施例１に示した磁気抵抗効果素子において、フェリ磁性体層５に用いたＧｄＦｅＣｏのＦｅとＣｏの組成比は一定とし、希土類金属（Ｇｄ）と３ｄ遷移金属（Ｆｅ，Ｃｏ）との組成比を変化させたものである（組成比は下記表２参照）。なお、本実施例の磁気抵抗効果素子は、フェリ磁性体層５における希土類金属と３ｄ遷移金属の組成比を変化させた以外は、実施例１の磁気抵抗効果素子と同じ構成、同じ製法で作製したものである。従って、実施例１で既に説明した内容についてはその説明を省略する。

（実施例３における各磁気抵抗効果素子の測定結果の比較）
上記表２に示した組成比を有するフェリ磁性体層をそれぞれ備えた磁気抵抗効果素子について、補償温度（Ｔ_comp）、ＭＲ比が最大となる温度、および、当該温度におけるＭＲ比の値を測定した。この結果も合わせて表２に示した。なお、ＭＲ比の測定は実施例１および２と同じ方法を用い、外部磁界の印加範囲は±１００Ｏｅ（約８ｋＡ／ｍ）とした。また、ＭＲ比の値についても実施例１および２と同様に、磁界が０Ｏｅ（０ｋＡ／ｍ）の状態における、正方向に外部磁界を掃引した場合と、負方向に外部磁界を掃引した場合とのＭＲ比の差とした。温度変化の範囲は２５℃から２００℃までの間とした。また、本実施例では、サンプル３−２から３−５について、補償温度（Ｔ_comp）でフェリ磁性体層５の保磁力が外部磁界（１００Ｏｅ（約８ｋＡ／ｍ））よりも大きく、磁化反転が生じなかったため、補償温度（Ｔ_comp）におけるＭＲ比（磁界が０Ｏｅ（０ｋＡ／ｍ）の状態における、正方向に外部磁界を掃引した場合と、負方向に外部磁界を掃引した場合とのＭＲ比の差）はすべて０％であった。また、サンプル３−１は補償温度（Ｔ_comp）が２５℃以下であったが、２５℃下では外部磁界印加範囲よりもフェリ磁性体層５の保磁力が大きかったために、ＭＲ比が０％となった。

表２に示すように、補償温度（Ｔ_comp）は、３ｄ遷移金属（Ｆｅ，Ｃｏ）に対する希土類金属（Ｇｄ）の比率の増加に伴って高くなった。これは重希土類金属副格子と３ｄ遷移金属副格子が反平行に結合してフェリ磁性体を形成することに起因しており、重希土類金属副格子の成分を増やすことによって、重希土類金属副格子の磁化量と３ｄ遷移金属副格子の磁化量とが相殺する補償温度（Ｔ_comp）が高温側へシフトしたことによるものである。このように重希土類金属と３ｄ遷移金属とからなる希土類遷移金属を用いてフェリ磁性体層５を形成すれば、重希土類金属と３ｄ遷移金属の比率を変えることで補償温度（Ｔ_comp）を任意に設定することができる。

また、表２より、ＭＲ比が最大となる温度は、サンプル３−１から３−４では、補償温度よりも高い温度となっており、これらのサンプルは、補償温度よりも高い温度に加熱することで大きなＭＲ比が得られるサンプルとなっている。一方、サンプル３−５は、補償温度が１００℃以上と比較的高いため、補償温度よりも低い２５℃において最大のＭＲ比が得られた。すなわち、サンプル３−５は、室温近傍の低い温度で大きなＭＲ比が得られ、補償温度近傍に加熱するとＭＲ比が極めて小さくなるサンプルとなっている。このように、本実施例の磁気抵抗効果素子は、重希土類金属と３ｄ遷移金属の組成比を調整することで、ＭＲ比が大きくなる温度とＭＲ比が極めて小さくなる温度の何れが、高温側／低温側に来るかを任意に設定できる磁気抵抗効果素子である。

なお、表２に示したサンプルのうちサンプル３−２からサンプル３−５に示したサンプルでは、フェリ磁性体層５の補償温度（Ｔ_comp）が測定温度範囲内（２５℃から２００℃の間）にあるため、上記補償温度（Ｔ_comp）近傍では、図９に示したように、フェリ磁性体層５の磁化方向が、層形成面に対して垂直な方向に立ち上がる特性を示し、上記補償温度（Ｔ_comp）から離れるに従って磁化方向が面内へと遷移する特性を示した。すなわち、これらのサンプル（サンプル３−２からサンプル３−５）は、補償温度（Ｔ_comp）近傍の温度下では、磁化が層形成面に対して垂直な方向に立ち上がった状態となっており、保磁力が増加する特性と合わせて、ＭＲ比を特に低く抑えることができる一方、補償温度（Ｔ_comp）から離れた温度下では、磁化が層形成面に対して平行に成ると共に、保磁力が小さくなり、小さな外部磁化を検出できるとともに高いＭＲ比が得られるサンプルであった。

なお、サンプル３−１は、補償温度（Ｔ_comp）が室温よりも低い温度にあり、室温以上の温度ではフェリ磁性体層５の磁化方向が常に面内であった。すなわち、層形成面に対して垂直な方向に立ち上がる特性は見られなかった。しかしながら、サンプル３−１においても、温度変化に伴ってＭＲ比が大きく変化する様子が見られ、層形成面に対して垂直な方向に立ち上がる特性は、ＭＲ比の温度変化に必須ではなく、面内磁化膜をフェリ磁性体層５に用いても保磁力が変化することでＭＲ比の温度変化が得られることが確認できた。

なお、本実施例では測定温度範囲を２５℃から２００℃としたために、サンプル３−１から３−４は高温側で、サンプル３−５は低温側で、それぞれＭＲ比が大きくなったが、フェリ磁性体層５に用いたフェリ磁性を持つ希土類遷移金属の保磁力Ｈｃは補償温度（Ｔ_comp）の高温側でも低温側でも温度変化に対して急激に低下するので、何れのサンプルについても温度範囲を広げれば補償温度の高温側であっても低温側であっても高いＭＲ比を得ることができる。

（実施例４）
次に、本発明に係る実施例４を以下に示す。実施例４では、上述の図４に示した磁気抵抗効果素子２０の特性を評価すべく、磁気抵抗効果素子２０と同構成の試料を作製した。本実施例は、高透磁率層１８以外、実施例１と符号の１の位が同じ層及びシード層（図示せず）は同様の構成及び製造方法であるので、同様部分の説明については省略する。

なお、高透磁率層１８は、膜厚３ｎｍのＮｉＦｅ膜とした。本実施例の磁気抵抗効果素子についても、実施例１と同様に上部電極層１６の上に保護膜（図示せず）としてＳｉＯ₂を１００ｎｍの膜厚で形成した後、５００Ｏｅ（約４０ｋＡ／ｍ）の磁場中で２５０℃１時間の磁場中アニールを行って磁化固定層２３の固定を行った。このような磁気抵抗効果素子を実施例４の試料とする。

（実施例１と実施例４との測定結果の対比）
上記の方法で作製した実施例１及び５の磁気抵抗効果素子のＭＲ比を、磁気抵抗効果素子をヒータで１５０℃に加熱した状態で、外部磁界に対して測定した結果を図１０に示す。また、高透磁率層が形成されていない実施例１の磁気抵抗効果素子２０の特性についても合わせて示した。ＭＲ比の測定方法は実施例１と同じ方法を用い、外部磁界の印加範囲は±１ｋＯｅ（約８０ｋＡ／ｍ）とした。図１０にはそのうち±１００Ｏｅ（約８ｋＡ／ｍ）の磁界範囲について示した。

図１０に示したように、本実施例の磁気抵抗効果素子は、実施例１の磁気抵抗効果素子よりも面内磁化層１７、高透磁率層１８、フェリ磁性体層１５からなる磁化自由層の保磁力が小さくなり、より磁界感度の高い素子であった。具体的には実施例１の磁化自由層（面内磁化層１７とフェリ磁性体層１５からなる）の保磁力が３０Ｏｅ（約２４００Ａ／ｍ）程度であったのに対し、本実施例の磁気抵抗効果素子では１０Ｏｅ（約８００Ａ／ｍ）未満となった。これは、高透磁率層１８に用いたＮｉＦｅが磁化自由層２５に用いたＧｄＦｅＣｏよりも透磁率が高く、低保磁力であるため、外部磁界の変化に対してより敏感に反応し、高透磁率層１８と接するフェリ磁性体層１５が、高透磁率層１８との間の交換結合力によってより低磁界で磁化反転したことによるものと考えられる。このように、本実施例の磁気抵抗効果素子は、磁界に対する感度が高く、再生用磁気センサーとして良好な特性を提供できる。

なお、フェリ磁性体層１５と面内磁化層１７、および高透磁率層１８とを合わせた膜厚は２０ｎｍ以下であることが望ましい。フェリ磁性体層１５と面内磁化層１７、および高透磁率層１８とを合わせた膜厚が２０ｎｍを超えると、これと同程度のサイズの局所的な外部磁界変化を検出しにくくなり、例えば、再生用磁気センサーに用いる場合に空間分解能が悪化するおそれがあるからである。

また、高透磁率層１８の単層での膜厚は２ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることが好ましい。高透磁率層１８の膜厚が２ｎｍよりも薄いと、外部磁界に対する感度が不十分で、磁化自由層の保磁力を小さくする効果が得られなくなるおそれがある。また、高透磁率層１８の膜厚が１５ｎｍよりも厚いと、フェリ磁性体層１５の保磁力の温度変化を、高透磁率層１８が打ち消してしまい、温度変化に伴うＭＲ比の変化が小さくなってしまうおそれがあるからである。

なお、本実施例では、面内磁化層１７とフェリ磁性体層１５との間に高透磁率層１８を形成した例について示したが、高透磁率層１８は、フェリ磁性体層１５と交換結合力又は静磁気的な結合力で磁気的に結合したものであればよく、例えば、面内磁化層１７とフェリ磁性体層１５とが形成された後、高透磁率層１８が形成されていても良い。又は、フェリ磁性体層１５と高透磁率層１８との間に２ｎｍ以下程度の非磁性体薄膜が形成されて静磁気的な結合をしていても構わない。さらには、磁化自由層を先に形成し、磁化固定層を後から形成するいわゆるトップ型の磁気抵抗効果素子では、本実施例とは逆の順で、すなわち、フェリ磁性体層１５、高透磁率層１８、面内磁化層１７の順（図示せず）や、高透磁率層１８、フェリ磁性体層１５、面内磁化層１７の順（図示せず）に形成されていても構わない。

（実施例５）
次に、本発明に係る実施例５を以下に示す。実施例１から４においては、フェリ磁性体層としてＧｄＦｅＣｏ又はＧｄＣｏを用いた例について示したが、本実施例では、他の希土類遷移金属から成るフェリ磁性体層について示す（希土類遷移金属の種類及び組成比は下記表３参照）。なお、磁気抵抗効果素子に含まれるフェリ磁性体層以外の層については実施例１に示した構成、製法と同じ構成、および製法を用いた。

上記表３に示した希土類遷移金属の種類及び組成比を有するフェリ磁性体層をそれぞれ備えた磁気抵抗効果素子の、１５０℃におけるＭＲ比、および、１５０℃におけるフェリ磁性体層についての保磁力Ｈ_cを測定した。その結果は表３に合わせて示した。なお、ＭＲ比の測定は実施例１の方法と同じ測定方法とし、外部磁界を±１ｋＯｅ（約８０ｋＡ／ｍ）の範囲で印加してＭＲ比を測定し、磁界が０Ｏｅ（０Ａ／ｍ）の状態における正方向に外部磁界を掃引した場合と、負方向に外部磁界を掃引した場合とのＭＲ比の差を示した。なお、表３に示した何れの材料を用いた場合も、２５℃におけるフェリ磁性体層の保磁力は１ｋＯｅ（約８０ｋＡ／ｍ）以上であり、このため２５℃におけるＭＲ比（磁界が０Ｏｅ（０Ａ／ｍ）の状態における正方向に外部磁界を掃引した場合と、負方向に外部磁界を掃引した場合とのＭＲ比の差）は全てのサンプルで０％となった。

表３に示すように、Ｇｄ以外にも、Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏから選ばれる何れの重希土類金属を用いた場合において（サンプル６−１から６−３）、１５０℃において２０％を超えるＭＲ比が得られており、フェリ磁性体層として好適であることが明らかとなった。また、ＧｄＦｅＣｏＮｉ（サンプル６−４）についても同様に、１５０℃で３２％のＭＲ比が得られ、３ｄ遷移金属元素としてＦｅ，Ｃｏ以外に、Ｎｉを用いても良いことが明らかとなった。一方、これらのサンプルの１８０℃における保磁力Ｈｃに着目すると、Ｇｄ、Ｈｏを用いた場合に１００Ｏｅ（約８ｋＡ／ｍ）を切る保磁力が実現できており、重希土類金属としてＧｄ又はＨｏ又は、ＧｄとＨｏの両方を選択することが特に望ましい。

さらに、表３に示した重希土類金属元素と３ｄ遷移金属元素とからなるフェリ磁性体層に対して、Ｂ，Ｐｔ，Ｒｕ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒから選ばれる元素を添加した場合についてもＭＲ比の温度変化を測定したところ、実施例１や本実施例と同様に、２５℃で全く現れなかったＭＲ比が温度変化に伴って現れる現象が見られ、これらの元素を添加しても良いことが分かった。

以上のように、本発明の磁気抵抗効果素子に用いるフェリ磁性体層の材料は、互いに反平行な方向を向く２種類の磁性金属元素を組み合わせたフェリ磁性体であって、温度に対してそれぞれの副格子の磁化量が異なる減少傾向を示すことで、温度によって保磁力が大きく変化する材料であれば適用可能である。このためには、特に、重希土類金属元素と３ｄ遷移金属元素とを組み合わせて用いることが好適である。さらには、上記のフェリ磁性体に加えてＢ，Ｐｔ，Ｒｕ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｃｒから選ばれる材料を添加しても同様の効果を得ることができる。

なお、本実施例のフェリ磁性体層の材料は上記の希土類遷移金属に限るものではなく、フェリ磁性体のうち、フェライトやガーネット型酸化物、希土類鉄ガーネットのような、補償温度を持つ酸化物フェリ磁性体であっても構わない。具体的には、ＬｉＦｅＣｒＯ（Ｌｉ−Ｃｒフェライト）や、ＮｉＦｅＡｌＯ（Ｎｉ−Ａｌフェライト）、ＹＧａＦｅＯ（Ｇａ置換ＹＩＧ）、ＧｄＦｅＯ（Ｇｄ−Ｆｅガーネット）を用いることができる。これらの材料の補償温度（Ｔ_comp）近傍と、その高温側もしくは低温側を用いることで、実施例１から５に示した各磁気抵抗効果素子のフェリ磁性体層として適用できる。

（実施例６）
次に、本発明に係る実施例６を以下に示す。実施例１から実施例５では、温度によって層形成面に対する磁化の角度が変化するフェリ磁性体層をフェリ磁性体層に用いた例を示したが、本実施例ではフェリ磁性体層を磁化固定層に用いた例を示す。

図１１に示したように、本実施例の磁気抵抗効果素子３０は基板２１上に下部電極層２２、磁化固定層２３、非磁性体層２４、磁化自由層２５、上部電極層２６が順に形成されたものである。本実施例では、基板２１として、表面を熱酸化処理したＳｉ基板を、下部電極層２２および上部電極層２６としてＣｕを、磁化固定層２３のうち反強磁性層２３ａとしてＭｎＩｒを、フェリ磁性体層２３ｂとしてＴｂＦｅＣｏを、非磁性体層２４としてＡｌを酸化させた酸化Ａｌを、磁化自由層２５としてＣｏＦｅとＮｉＦｅとを積層して、それぞれ用いた。

なお、下部電極層２２の形成に当たっては、基板２１と下部電極層２２の密着性を高め、下部電極層２２の表面粗度を制御する目的で、下部電極層２２を形成するのに先立ってＴａから成るシード層（図示しない）を形成した。

また、磁化固定層２３の形成に当たっては、下部電極層２２と磁化固定層２３との間の密着性を高め、磁化固定層２３および磁化固定層２３以降に形成される種々の層の結晶粒径や結晶構造、表面粗度を制御する目的で、磁化固定層２３を形成するのに先立ってＴａとＮｉＦｅおよびＣｕを積層したシード層（図示しない）を形成した。

また、上部電極層２６の形成に当たっては、磁化自由層２５と上部電極層２６の密着性を高め、上部電極層２６の表面粗度を制御する目的で、上部電極層２６を形成するのに先立ってＴａから成るシード層（図示しない）を形成した。

さらにフェリ磁性体層２３ｂに用いる希土類金属（本実施例ではＴｂ）が非磁性体層２４の酸化Ａｌに含まれる酸素によって酸化されることを防ぐ目的で、磁化固定層２３と非磁性体層２４との間に面内磁化層２７としてＣｏＦｅを形成した。

ここで、本実施例に示す磁気抵抗効果素子３０の作製方法について詳細に説明する。なお、以下の文中に示す膜厚とは、基板上に各材料の単層膜を１００ｎｍ程度の膜厚で形成し、触針式段差計を用いてその膜厚を測定、測定された膜厚と成膜時間から算出した成膜レートを基に記述している。また、本実施例に示す磁気抵抗効果素子の成膜には、Ｔａ，Ｃｕ，ＭｎＩｒ，ＣｏＦｅ，ＮｉＦｅ，ＴｂＦｅＣｏ，Ａｌのターゲットを有する成膜チャンバーを備えたマグネトロンスパッタリング装置を用いた。なお、成膜はいずれもＡｒガス雰囲気中でＤＣスパッタリングによって行った。以下、本実施例の磁気抵抗効果素子３０の作製工程を順に示していく。

まず、基板２１として表面を熱酸化処理したＳｉ基板を用い、スパッタリング装置内で１×１０^-6Ｐａまで真空引きした後、Ａｒガスを導入し、１×１０^-1ＰａのＡｒ雰囲気中でＴａターゲットに給電し、下部電極層３２の形成に先立つシード層（図示せず）としてＴａを５ｎｍの膜厚で成膜した。

続いて、Ｃｕターゲットに給電し、下部電極層２２としてＣｕを５０ｎｍの膜厚で成膜した。そして、磁化固定層２３の形成に先立つシード層（図示せず）として、ＴａとＮｉＦｅおよびＣｕをそれぞれ５ｎｍ、２ｎｍ、５ｎｍの膜厚で積層して形成した。

続いて、ＭｎＩｒターゲットに給電し、反強磁性層２３ａとしてＭｎＩｒを膜厚１５ｎｍで形成した後、フェリ磁性体層２３ｂとしてＴｂＦｅＣｏを５ｎｍの膜厚で形成し、これらを磁化固定層２３とした。ここでフェリ磁性体層２３ｂは、室温において層形成面方向から傾いた磁化方向を有し、１５０℃において磁化が層形成面方向と平行（面内磁化層）となるように組成調整した層である。具体的には、Ｔｂを６ａｔ％、Ｆｅを１９ａｔ％、Ｃｏを７５ａｔ％の比率とした。

そして、面内磁化層２７としてＣｏＦｅを２ｎｍの膜厚で形成した。さらに続いて、非磁性体層２４としてＡｌを１．０ｎｍの膜厚で形成した後、チャンバー内にＯ₂ガスを導入し、Ｏ₂雰囲気中でＡｌを酸素暴露して酸化し、酸化Ａｌ膜とした。

続いて、非磁性体層２４上に、磁化自由層２５としてＣｏＦｅとＮｉＦｅをそれぞれ２ｎｍと１５ｎｍの膜厚で形成した。そして、上部電極層２６の形成に先立つシード層（図示せず）としてＴａを５ｎｍの膜厚で成膜し、Ｃｕターゲットに給電して、上部電極層２６としてＣｕを５０ｎｍの膜厚で成膜した。

以上の手順で作製した素子の上部電極層２６上に、保護膜としてＳｉＯ₂を１００ｎｍの膜厚で形成した後、５００Ｏｅ（約４０ｋＡ／ｍ）の磁場中で２５０℃１時間の磁場中アニールを行って磁化固定層２３の固定を行った。

上記の方法で作製した本実施例の磁気抵抗効果素子３０のＭＲ比について、温度に対して測定した結果を図１２に示す。なお、測定に際しては、５ｍＶ一定の電圧を素子に印加しておき、電磁石を用いて磁気抵抗効果素子の層形成面と平行方向に±４ｋＯｅ（約３２０ｋＡ／ｍ）の範囲で外部磁界を印加して、磁気抵抗効果素子４０をヒータで加熱しながら、ＭＲ比を測定した。外部磁界の印加方向は磁場中アニールを行った際に印加した磁場の方向と平行となるようにした。

図１２に示したように、本実施例の磁気抵抗効果素子は、室温からの温度上昇に伴ってＭＲ比が大きくなり、１５０℃において最もＭＲ比が大きくなり、２１％のＭＲ比が得られた。これは、室温で面内方向から傾いた方向の磁化を有する磁化固定層２３、より具体的にはフェリ磁性体層２３ｂの磁化が、温度上昇に伴って磁化方向を層形成面と平行な方向に変化させたことによるものである。これによって、室温よりも高い温度において、室温よりも高いＭＲ比を得ることができた。

なお、フェリ磁性体層２３ｂの組成比を調整することによって、ＭＲ比が最も大きくなる温度を調整することが可能である。具体的には、遷移金属に対する希土類金属の割合を高めればＭＲ比が最も大きくなる温度は高くなり、逆に遷移金属に対する希土類金属の割合を低くすればＭＲ比が最も大きくなる温度を低くすることができる。

また、本実施例ではフェリ磁性体層２３ｂとしてＴｂＦｅＣｏを用いた例について示したが、室温で磁化が室温と高温とで層形成面に対する磁化方向が変化する材料であればよく、これに限るものではない。特に、希土類遷移金属合金を用いれば、この特性を示すフェリ磁性体層２３ｂを形成することができる。

また、本実施例では、反強磁性層２３ａを用いてフェリ磁性体層２３ｂを交換結合力でもって固定するスピンバルブ型の磁気抵抗効果素子について示したが、磁化固定層２３は必ずしも交換結合した反強磁性層２３ａとフェリ磁性体層２３ｂとによって形成される必要はなく、保磁力の大きなフェリ磁性体からなる単層としてもよい。また、保磁力の大きな強磁性膜と保磁力の小さな強磁性膜とを交換結合させ、その何れか少なくとも一方にフェリ磁性体を含むものを磁化固定層としてもよく、さらには、複数の強磁性材料で非磁性材料を挟み、上記複数の強磁性材料を静磁気的に結合させることによって見かけ上保磁力を高めた固定層（いわゆるシンセティック構造）を用い、上記複数の強磁性材料の一部にフェリ磁性体を用いたものであっても良い。

本実施例のように固定層に感熱磁性層を用いる場合、室温下では感熱磁性層の磁化方向が面内から傾いた方向となっているため、磁場中アニールによって固定された磁化方向が層形成面から立ち上がることで反転してしまう可能性がある。このため、固定層に感熱磁性層を用いたデバイスを作製する場合には、固定層と静磁的又は交換結合した永久磁石を隣接して、又は非磁性体を介して形成することが望ましい。これによって、層形成面から傾くことで不安定となる固定層の磁化方向を再度固定することが可能となる。

（実施例７）
次に、本発明に係る実施例７を以下に示す。本実施例では、実施例４で示した磁気抵抗効果素子２０（図４参照）を加工して再生用磁気センサーを作製し再生特性を調べた例を示す。

図１３には、本実施例で作製した再生用磁気センサーに用いる磁気抵抗効果素子４０の膜構成概略図を示す。磁気抵抗効果素子４０は、実施例４で示した磁気抵抗効果素子２０にリソグラフィによるパターニングを施し、下部電極層３２上の磁気抵抗効果素子を削り出した後、磁気抵抗効果素子の両側に絶縁体３９と磁気特性を安定化させるための永久磁石４１を形成し、上部電極層３６上に残った絶縁体３９と永久磁石４１とを研磨処理によって削り取ったものである。上記パターニングに際しては、素子幅Ｗ_E（＝フェリ磁性体層３５の幅）が０．４μｍとなるように素子を加工した。なお、永久磁石４１は、図１３に示すように永久磁石４１と、フェリ磁性体層３５、高透磁率層３８及び面内磁化層３７との間に絶縁体３９が形成されていてもよいし、フェリ磁性体層３５、高透磁率層３８及び面内磁化層３７と直接接していても構わない。図１４には、この磁気抵抗効果素子４０とほぼ同構成の磁気抵抗効果素子を用いた再生用磁気センサー５０、加熱手段４９によって加熱された加熱昇温領域４３、磁気記録媒体４４の位置関係を示す概略図を示した。

本実施例で用いた再生用磁気センサー５０は、図１３に示した磁気抵抗効果素子４０とほぼ同構成の磁気抵抗効果素子を、アルチック（Ａｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ）からなる架台４６上に形成したものであって、磁気抵抗効果素子４２の上下には隣接ビットからの漏れ磁束の影響を抑制するための下部磁気シールド４７および上部磁気シールド４８を形成している。

再生用磁気センサー５０の具体的な作製方法は以下の通りである。まず、架台４６上にメッキ法を用いてＮｉＦｅからなる下部磁気シールド４７を膜厚１μｍで形成した。続いて下部磁気シールド４７と磁気抵抗効果素子４０とが導通することを防ぐためにＡｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層（図示しない）を、スパッタ法を用いて膜厚１００ｎｍで形成した。続いて、この絶縁層を図１３における磁気抵抗効果素子４０の基板３２として見立てて、磁気抵抗効果素子４０と同構成の磁気抵抗効果素子４２を形成した後、この磁気抵抗効果素子４２と上部磁気シールド４８とが導通することを防ぐためにＡｌ₂Ｏ₃からなる絶縁層（図示しない）を、スパッタ法を用いて膜厚１００ｎｍで形成した。さらに続いて、メッキ法を用いてＮｉＦｅからなる上部磁気シールド４８を膜厚１μｍで形成した。このようにして配置形成された磁気抵抗効果素子４２に対し、上下電極にセンス電流を供給するための電極４５を取り出して、再生用磁気センサー５０とした。なお、図１４において、磁気抵抗効果素子４２は、図１３における紙面が磁気記録媒体４４の表面と対向するように配置されている。

加熱昇温領域４３を形成する加熱手段４９として、本実施例では、波長４０５ｎｍのＧａＮ系半導体レーザー光源４９ａを用い、ＮＡ（開口数）が０．６５のレンズ４９ｂを用いてレーザー光を集光した。これを再生用磁気センサー５０の端部近傍に対して照射することによって、加熱昇温領域４３を形成した。本実施例では、集光したレーザー光を再生用磁気センサー５０端部に照射して、再生用磁気センサー５０（より具体的には磁気抵抗効果素子４２）のトラック幅方向の中心近傍領域を加熱した。

図１５は、本実施例の磁気抵抗効果素子４２（サンプル１）と、フェリ磁性体層を有しない従来の磁気抵抗効果素子（比較サンプル１）とをそれぞれ図１４で説明した再生用磁気センサーに加工して用いた際の出力電圧をトラック幅に対して示したものである。ここで、比較サンプル１に用いた磁気抵抗効果素子は、サンプル１の本実施例の磁気抵抗効果素子４２の作製法において、面内磁化層としてＣｏＦｅを２ｎｍの膜厚で形成した後、フェリ磁性体層を形成せずに、高透磁率層（図示せず）としてＮｉＦｅを１３ｎｍの膜厚で形成したものである。

測定に用いた磁気記録媒体４４は、従来のハードディスク用記録媒体として用いられる、ＮｉＰ／Ａｌ基板上に作製したＣｏＣｒＰｔＢグラニュラー型垂直磁気記録媒体とした。上記垂直磁気媒体には、予め記録用磁気ヘッド（図示しない）を用いて外部磁界を掛け、トラック幅Ｗ_Tを変化させて記録マークを形成しておいた。垂直磁気記録媒体に記録されたトラック幅Ｗ_Tは、磁気力顕微鏡（ＭＦＭ：Magnetic Force Microscope）を用いて観察して同定した。また、本実施例では、再生用磁気センサー５０に０．５ｍＡのセンス電流を加えて測定した。光ビームの照射に際しては、再生信号出力電圧が最も大きくなるように光ビームの照射パワーを調整した。また、比較サンプル１については、サンプル１に対して照射した照射パワーと同じ照射パワーで光ビームを照射しながら出力電圧を測定した。

図１５に示すように、比較サンプル１では、０．５μｍ以上のトラック幅では、出力電圧が得られるが、素子幅Ｗ_E（＝０．４μｍ）以下のトラック幅では、出力電圧が低下し、トラック幅が０．２μｍでは出力電圧は得られなかった。これは、比較サンプル１では、素子幅Ｗ_Eを下回るトラック幅Ｗ_Tを再生する場合、隣接するトラックからの漏れ込み磁界をも同時に検出してしまうために出力電圧が低下したものである。

一方、サンプル１では、素子幅Ｗ_Eを下回るトラック幅でも高い出力電圧を維持しており、０．２μｍのトラック幅においても出力電圧を得ることができた。これは、サンプル１では、レーザー光照射によって加熱された素子中心部付近のみで大きな磁気抵抗効果が生じるため、素子幅Ｗ_Eよりも狭いトラック幅であっても隣接するトラックからの漏れ込み磁界が検出されないためである。すなわち、サンプル１の磁気抵抗効果素子の中心部付近では、レーザー光照射によって温度上昇したフェリ磁性体層の保磁力が磁気記録媒体４４からの漏洩磁界よりも小さくなり、磁気記録媒体４４からの漏洩磁界を検出して磁化反転するが、素子エッジ部（図１３における磁化自由層（フェリ磁性体層３５、高透磁率層３８及び面内磁化層３７）と絶縁体３９との接触部分の近傍領域の磁化自由層側部分）では、素子中心部よりも温度が低いために、フェリ磁性体層３５の保磁力が磁気記録媒体４４からの漏洩磁界よりも大きく、漏洩磁界による磁化反転を起こさない。すなわち、素子エッジ部において隣接トラックの信号を読み出すことが無い。このようにして、素子幅Ｗ_Eよりも小さなトラック幅に対する信号検出が可能な素子となっている。

以上のように、本実施例の磁気抵抗効果素子を用いれば、素子幅によらず、加熱手段によってフェリ磁性体層３５の保磁力が磁気記録媒体４４からの漏洩磁界よりも小さくなる温度以上に加熱された領域の幅で分解能が決定される。従って、素子幅、すなわち磁化自由層の幅よりも狭いトラック幅に対する信号検出が可能であり、また、媒体の高密度化に伴ってトラック幅が狭くなっても、微細加工のみによって素子幅をトラック幅以下に抑える必要がなく、素子の加工が容易になる。さらに、磁気抵抗効果素子４２の中心部のみで磁化情報を検出することから、素子エッジ部で発生する閉磁路や永久磁石４１に固着されて反転しにくくなった磁化が再生特性に与える影響を抑制できる。

なお、本実施例では、０．４μｍの素子幅で磁気抵抗効果素子の特性を比較した結果を示したが、より狭いトラック幅においても、原理的に本実施例の磁気抵抗効果素子の方が素子幅Ｗ_Eよりも狭いトラック幅に記録された磁気記録情報を再生できることは明らかである。

また、本実施例で用いた波長４０５ｎｍの光ビームを用い、開口数ＮＡが０．６５の光学系で集光照射した場合、スポット径（１／ｅ²：ｅは自然対数の底））は０．５μｍ程度であり、本実施例で用いた素子幅Ｗ_Eよりも大きい。しかしながら、本発明の磁気抵抗効果素子は、光ビームが当たった領域のうち、中心付近の温度上昇した部分、すなわち、本実施例においては、１５０℃近傍以上に昇温された部分のみで記録媒体からの漏洩磁界を検出することができる。このように、光ビームのスポット径は必ずしも素子幅Ｗ_Eよりも小さい必要はなく、スポット径以下の分解能で記録情報の再生が行えるとともに、レーザー光の照射強度を変化させることによって、再生分解能を制御できる。

また、本実施例では、素子加熱手段として再生用磁気センサーと別個に配置された光ビームを加熱手段の一例として示したが、素子加熱手段はこれに限るものではなく、例えば、磁気抵抗効果素子と一体に形成された半導体レーザー光源を用いてもよく、近接場光を発生する微小開口や微小突起形状を有する開口を再生用磁気センサーに一体形成しておき、半導体レーザー光源から発せられた光を、微小開口や微小突起形状を有する開口に照射することで生じる近接場光でもって磁気抵抗効果素子を加熱しても構わない。後述する実施例８においても同様である。

近接場光を発生するのに利用される微小開口や微小突起形状を有する開口は、光源波長よりも小さいサイズで形成され、光源波長よりもさらに小さな光スポット径を実現できる。これによって極めて高い分解能でもって媒体の記録情報を再生できる。具体的には、例えばＦＩＢ（Focused Ion Beam）を用いたエッチングによって金属板に形成された１００ｎｍ以下の微小開口（図１６（ａ）、（ｂ）参照：）又は微小突起形状を有する開口（図１６（ｃ）、（ｄ）参照）を再生用磁気センサー５０上に形成できる。ここに紙面奥行き方向に平行レーザー光を照射すれば１００ｎｍ以下のスポット径が実現でき、同等サイズ又はそれ以下の加熱昇温領域４３が形成可能であるため、本発明の磁気抵抗効果素子および再生用磁気センサーに好適な加熱手段となる。さらには、素子局所加熱源として、ヒータに代表されるような、光以外の加熱源を用いても構わない。後述する実施例８においても同様である。なお、図１６（ａ）〜（ｄ）においては、各図の斜線部分が金属マスクを表しており、斜線のない部分は何もないか、透過性の基体（例えば石英やガラス）である。

また、磁気抵抗効果素子４２の加熱方法は、本実施例のように加熱手段が磁気記録媒体４４を加熱した輻射熱によって二次的に磁気抵抗効果素子４２の中心部が加熱されるものであってもよく、又は、加熱手段が磁気抵抗効果素子４２を直接加熱する方法であってもよく、さらにはその両方を用いるものであっても構わない。後述する実施例８においても同様である。

本実施例に示した再生用磁気センサー５０は、これと一体化して記録用磁気ヘッドを形成しても構わない。後述する実施例８においても同様である。

また、本実施例では、集光したレーザー光を再生用磁気センサー５０端部に照射し、磁気抵抗効果素子４２の中心近傍（トラック幅方向の中心近傍）の領域を加熱したが、このほかにも、集光したレーザー光を再生用磁気センサー５０端部近傍の磁気記録媒体４４に照射し、磁気記録媒体４４を加熱して、その輻射熱で磁気抵抗効果素子４２の中心近傍の領域を加熱しても構わない。このとき、磁気記録媒体４４は、図１４に示す媒体移動方向に移動しており、加熱昇温領域４３は加熱手段によって加熱された直後に、再生用磁気センサー５０の下を通過する。これによって効率的に輻射熱が再生用磁気センサー５０（より具体的には磁気抵抗効果素子４２）の中心部を局所加熱することができる。後述する実施例８においても同様である。

また、本実施例で示した再生用磁気センサー５０の磁気記録媒体４４と対向する対向面には、磁気記録媒体４４との擦れによる摩耗を防ぐ目的や、磁気抵抗効果素子４２の特性が酸化によって劣化することを防ぐ目的で、保護膜が形成されても良い。後述する実施例８においても同様である。

（実施例８）
次に、本発明に係る実施例８を以下に示す。本実施例では、実施例７において磁気記録媒体５４に用いたＣｏＣｒＰｔＢグラニュラー媒体に代わり、１．２ｍｍ厚のガラス基板上に、Ａｌを５ｎｍ、ＴｂＦｅＣｏを５０ｎｍ、ＡｌＮを２ｎｍ、ＤＬＣ（ダイヤモンドライクカーボン）を２ｎｍの膜厚でそれぞれ形成した希土類遷移金属垂直磁気記録媒体を用い、トラック幅Ｗ_Tに対する信号出力を調べた。なお、磁気記録媒体４４以外については実施例７と同一の部材および測定方法を用いた。

本実施例で用いた磁気記録媒体はＴｂＦｅＣｏの組成が室温で補償温度（Ｔ_comp）近傍となるように設定されており、室温下ではほとんど漏洩磁界が出ないが、室温よりも高くキュリー温度以下の温度では漏洩磁界を生じる磁気記録媒体である。上記磁気記録媒体は、室温での保磁力が大きく記録用磁気ヘッドのみでは記録できないため、予めレーザー光を照射して媒体をキュリー温度以上に昇温しておき、記録用磁気ヘッド（図示しない）を用いて外部磁界を掛け、トラック幅Ｗ_Tを変化させて記録マークを形成しておいた。垂直磁気記録媒体に記録されたトラック幅Ｗ_Tは、磁気力顕微鏡（ＭＦＭ：Magnetic Force Microscope）を用いて観察して同定した。実施例７と同様の方法で測定した、磁気記録媒体に記録された磁気記録情報のトラック幅に対する出力電圧の結果を実施例７の出力電圧の結果とともに図１７に示す。

図１７に示すように、本実施例では、実施例７に比べてさらに狭いトラック幅まで信号出力が得られ、トラック幅方向の再生分解能がさらに高まっていることがわかる。これは、実施例７と同様に、本発明の磁気抵抗効果素子４２の中心部近傍が加熱され、再生用磁気センサー５０のトラック幅方向の分解能が高まったことに加えて、本実施例では、磁気記録媒体が室温ではほとんど漏洩磁界を出さず、高温下でのみ漏洩磁界を生じる媒体であるために、加熱手段によって加熱昇温領域４３が形成されたトラック中心近傍の磁化のみが漏洩磁界を発したことによって、隣接するトラックからの漏れ込み磁界がより一層検出されにくくなったことによるものである。このように、磁気抵抗効果素子４２および再生用磁気センサー５０は、磁気記録媒体として、温度によって漏洩磁界の大きさが変化する磁気記録媒体、具体的には例えば、希土類遷移金属合金を用いた磁気記録媒体と共に用いることがより望ましい。上記温度によって漏洩磁界の大きさが変化する磁気記録媒体と共に用いることで、より高い分解能で磁気記録情報を再生することが可能となる。

なお、実施例７および８で用いた再生用磁気センサー５０とほぼ同構成の再生用磁気センサーについて、加熱源にレーザー光源を用いる場合にさらに好適な配置を以下に開示する。実施例７および実施例８では、図１４に示すように磁気記録媒体５４の対向面に対して磁気抵抗効果素子４２の積層方向を垂直に配置する例を示したが、本実施例では、図１８に示すように、磁気記録媒体５４の対向面に対して磁気抵抗効果素子５２を斜めに配置した再生用磁気センサー６０の例を示す。

図１４に示すように、磁気記録媒体５４の対向面に対して磁気抵抗効果素子５２の層形成面を垂直に配置する方式では再生用磁気センサー６０のごく近傍にレーザー光源から発せられた光ビームを照射し、加熱昇温領域５３を形成しようとすると、再生用磁気センサー６０が光ビーム経路の一部に干渉しやすくなり、加熱昇温領域５３における光量を減少させずに照射することが難しい。このような光ビーム経路への再生用磁気センサー６０の干渉は、特に光ビームをレンズで集光する系において起こり易く、さらに高い開口数（ＮＡ）の光学系を用いて集光するほど（光ビームを小さく絞り込むほど）顕著となる。

そこで、図１８のように磁気抵抗効果素子５２の積層方向に垂直な面を磁気記録媒体５４表面に対して傾けて配置すれば光ビームの径路を再生用磁気センサー６０が干渉せず、磁気記録媒体５４の真上から光ビームを照射しても加熱昇温領域５３における光量の減少を防ぐことができる。

さらには、図１４のように磁気抵抗効果素子４２の層形成面を磁気記録媒体４４の対向面に対して垂直に配置する場合に比べて、加熱昇温領域５３近傍における再生用磁気センサー６０の厚みを薄くできる。すなわち、光ビームを照射した際の再生用磁気センサー６０の加熱効率を高めることができる。

なお、本発明の磁気抵抗効果素子の分解能は、素子幅によらず、加熱手段によって一定温度以上に加熱された領域の大きさで決まるため、磁気抵抗効果素子を図１４、図１８のように、磁気記録媒体の対向面に対して垂直および斜めに配置した状態で、磁気記録媒体のトラック長さ方向に磁気抵抗効果素子の素子幅方向を、トラック幅方向に磁気抵抗効果素子の膜厚方向を対応させて（媒体対向面で９０度回転させた方向に）再生用磁気センサー５０、６０を配置して用いることも可能である。

（実施例９）
次に、本発明に係る実施例９を以下に示す。図１９に本実施例の磁気記録再生ヘッドを示す。図１９に示した磁気記録再生ヘッド７１は、磁気記録媒体が回転移動した際に発生する空気流によって磁気記録再生ヘッド７１を浮上させるためのエアベアリング面７２が加工されたアルチック（Ａｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ）等からなるヘッド基体７３上に、下部磁気シールド７４、光導波路７５、磁気抵抗効果素子７０、絶縁層７６、上部磁気シールド７７が順に形成され、さらに、磁気記録媒体に情報を記録するための薄膜コイル７８と磁極７９が形成されたものである。また、磁気記録再生ヘッド７１上部には、光導波路７５と接して、透明誘電体膜８０と面発光レーザー光源８１が形成されている。なお、磁気抵抗効果素子７０は、上述の実施形態及び実施例に示した磁気抵抗効果素子のいずれか一つである。

本実施例の磁気記録再生ヘッドでは、磁気記録媒体に垂直磁気記録を行うために、上部磁気シールド７７は磁極７９から発せられた磁界が磁気記録媒体から戻る戻り磁極の役割も兼ねる。また、面発光レーザー光源８１には例えば波長が４０５ｎｍ近傍のレーザー光を発するＧａＮ系の面発光レーザー光源を用いる。

なお、本実施例の磁気記録再生ヘッド７１は以下の手順で形成される。まず、アルチック（Ａｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣ）からなるヘッド基体７３上に、スパッタ法又はメッキ法によって、ＮｉＦｅからなる下部磁気シールド７４を膜厚１μｍから３μｍで形成する。

続いて、光導波路７５として透明高屈折率材料を、スパッタ法を用いて膜厚１００ｎｍから４００ｎｍ程度で形成する。上記透明高屈折材料としては、例えばＺｎＯ，ＺｎＳ，ＴｉＯ₂，ＰｂＴｉＯ₂，Ｐｂ₃Ｏ₄，ＰｂＣｒＯ₄，Ｃｒ₂Ｏ₃，ＺｒＯから選ばれる材料を選択することができる。上記光導波路７５の膜厚ｄは光源として使用する面発光レーザー光源８１の波長λと光導波路７５に用いる材料の屈折率ｎから算出し、ｄ≧λ／ｎとすることが望ましい。これによって、光導波路７５中での光の減衰を抑制することができる。例えば屈折率ｎが２．３７のＺｎＳを用い、光源波長λを４０５ｎｍとする場合には、光導波路７５の膜厚ｄは１７０ｎｍ以上とすることが望ましい。

ここで図２０は図１９の磁気記録再生ヘッドのＡ−Ａ矢視断面図である。図２０に示すように、光導波路７５は膜形成後に、下部が細くなるように加工を施す。具体的には、光導波路７５上にレジストパターンを形成し、光導波路７５を残す領域以外の領域をエッチング処理やミリング処理を施すことで除去する。

図２０に示す光導波路７５の幅は、光導波路７５の上部では面発光レーザー光源８１からの光が効率良く伝播するように１μｍから２μｍ程度と広く、下部では光の絞込みを行うとともに後に形成される磁気抵抗効果素子７０を加熱する熱を発生するようにλ／ｎ以下に細く形成されている。

光導波路７５下部は、その幅が、磁気抵抗効果素子７０が読み出そうとする記録ビットの幅以下のサイズとなるように加工される。磁気抵抗効果素子７０は、磁気抵抗効果素子７０が加熱されて保磁力が小さくなった領域の幅で、トラック幅方向の再生分解能が決まるため、光導波路７５下部の幅が、磁気記録再生ヘッド７１のトラック幅方向の再生分解能を決定する。

なお、光導波路７５に導入された光は、光の絞込みを行った領域で全てが熱に変換されて磁気抵抗効果素子７０を加熱してもよく、一部が下端から磁気記録媒体に照射され、磁気記録媒体を加熱するとともに、その輻射熱で磁気抵抗効果素子７０を加熱しても構わない。

続いて、エッチング工程で光導波路７５が除去された領域の下部磁気シールド７４上に、光導波路７５の材料よりも屈折率の低い絶縁体８２（図２０参照）を光導波路７５と同じ高さまでスパッタ法で形成してレジストを除去し、表面を平らにする。ここで、絶縁体８２を光導波路７５の材料よりも屈折率の低い材料で形成することによって、光導波路７５を伝播する光が絶縁体８２との界面で全反射し、絶縁体８２に光が漏れ出すことを防ぐことができる。絶縁体８２にはＡｌ₂Ｏ₃やＳｉＯ₂を用いることができる。

続いて、磁気抵抗効果素子７０を形成し、Ａｌ₂Ｏ₃やＳｉＯ₂からなる絶縁層７６とＮｉＦｅからなる上部磁気シールド７７とを順に形成する。絶縁層７６はスパッタ法を用いて２０nmから１００ｎｍ程度の膜厚で形成する。上部磁気シールド７７はスパッタ法又はメッキ法を用いて１μｍから３μｍの膜厚で形成する。

続いて、Ａｌ₂Ｏ₃やＳｉＯ₂からなる絶縁体８３を形成した後、磁気抵抗効果素子７０の露出側から、レジストパターンとメッキ法を用いてＣｕやＡｕからなる薄膜コイル７８を膜厚１μｍから３μｍで形成する。薄膜コイル７８上に、さらに絶縁体８３を形成した後、エッチングによって薄膜コイル７８中心部に上部磁気シールド７７に達するコンタクトホールを形成し、ＮｉＦｅからなる磁極７９をスパッタ法で形成する。

続いてエッチングによって磁極７９の幅を記録しようとするトラック幅に加工した後、絶縁体８３をさらに形成して磁極７９の側面を覆う。このようにして再生部と記録部が形成されたヘッド基体７３上部に、光導波路７５と接するように透明誘電体膜８０を形成する。透明誘電体膜８０には、光導波路７５と同一の材料を、ヘッド基体７３上部の一部分又は全面に膜厚１００ｎｍから４００ｎｍ程度で形成する。

続いて透明誘電体膜８０上に面発光レーザー光源８１を取り付けて、磁気記録再生ヘッド７１が完成する。

なお、本実施形態では、面発光レーザー光源８１を用いたが、端面発光レーザー光源を用いても構わない。また、本実施の形態では、面発光レーザー光源８１を磁気記録再生ヘッド７１と一体形成する例を示したが、図２４に示す、サスペンションアーム１３３上に面発光レーザー光源８１または端面発光レーザー光源を形成し、導波路を用いて磁気記録再生ヘッド７１に光を引き込む形態であっても構わない。

（実施例１０）
次に、本発明に係る実施例１０を以下に示す。図２１は、実施例１０に係る光（熱）アシスト磁気記録に好適な磁気記録再生ヘッドを開示する。本実施例の磁気記録再生ヘッド９１は、実施例９に示した磁気記録再生ヘッド７１の構成に加え、記録を行うための磁極９９と絶縁体１０２との間に光導波路１０３が形成された構成となっている。その他実施例９における符号８２〜９３の部位と実施例１０における符号１０２〜１１３の部位とはそれぞれ順に同構成の部位であるので、その説明を省略することがある。

光導波路１０３は面発光レーザー光源１０１からの光を磁極９９の近傍から磁気記録媒体に向かって照射するためのものであって、磁気記録媒体を加熱昇温し、磁気記録媒体の保磁力を低下させることで低磁界記録を可能にする、いわゆる光（熱）アシスト記録を行うためのものである。光導波路１０３に用いる材料および形成方法は実施例９に示した光導波路８５と同一のものである。

本実施例の磁気記録再生ヘッド１１１の製造工程は、磁極９９を形成するところまで実施例９に示した磁気記録再生ヘッド７１の製造工程と同一であるが、磁極９９を形成した後、光導波路１０３をスパッタ法によって形成し、光導波路９５と同様に下部が細く（実施例９の図２０の光導波路７５と同様の形状）なるように加工する。このとき、光導波路１０３下端の幅を光源である面発光レーザー光源１０１の波長より小さく（望ましくは１００ｎｍ以下に）しておけば、光導波路１０３下端から磁気記録媒体に向かって近接場光（エバネッセント光）を照射することができ、光源波長よりも小さな領域を加熱できるので、高い分解能で磁気情報の記録を行うことができる。

光導波路１０３を加工形成した後、絶縁体１０２をさらに形成して光導波路１０３の側面を覆う。このようにして再生部と記録部が形成されたヘッド基体９３上部に、光導波路９５と光導波路１０３とがともに接するように透明誘電体膜１００を形成する。透明誘電体膜１００には、光導波路９５および光導波路１０３と同一の材料を、ヘッド基体９３上部の一部分又は全面に膜厚１００ｎｍから４００ｎｍ程度で形成する。

続いて透明誘電体膜１００上に面発光レーザー光源１０１を取り付けて、磁気記録再生ヘッド９１が完成する。面発光レーザー光源１０１には、実施例９の面発光レーザー光源８１と同様に、例えば光源波長が４０５ｎｍ近傍のＧａＮ系面発光レーザー光源を用いる。

このようにして形成した磁気記録再生ヘッド９１は、単一の光源を用いて、記録素子（磁極９９）と再生素子（上述した実施形態及び実施例の磁気抵抗効果素子のいずれか１つである磁気抵抗効果素子９０）との両方にごく近傍から光を供給することができる。すなわち、上述の実施形態及び実施例の磁気抵抗効果素子のいずれか１つを用いた光（熱）アシスト記録に好適な磁気記録再生ヘッドを提供できる。

なお、本実施形態では、面発光レーザー光源１０１を用いたが、端面発光レーザー光源を用いても構わない。また、本実施の形態では、面発光レーザー光源を磁気記録再生ヘッド９１と一体形成する例を示したが、図２４に示す、サスペンションアーム１３３上に面発光レーザー光源１０１または端面発光レーザー光源を形成し、導波路を用いて磁気記録再生ヘッド９１に光を引き込む形態であっても構わない。

（実施例１１）
次に、本発明に係る実施例１１を以下に示す。図２２は、実施例１１に係る光（熱）アシスト磁気記録に実施例１０より好適な磁気記録再生ヘッドを開示する。本実施例の磁気記録再生ヘッド１１１は、実施例１０に示した磁気記録再生ヘッド９１と同様に、上述した実施形態及び実施例の磁気抵抗効果素子のいずれか１つである磁気抵抗効果素子１２６に隣接して光導波路１１５、及び、記録を行うための磁極１１９に隣接して光導波路１２３が、それぞれ形成された構成となっている。ただし、本実施例では、光導波路１１５と光導波路１２３とに光を供給する面発光レーザー光源がそれぞれ個別の面発光レーザー光源１２１および１２５となっている点が実施例９と主に異なる。なお、実施例１０における符号９２〜１０３の部位と実施例１０における符号１１２〜１２３の部位とはそれぞれ順に同構成の部位であるので、その説明を省略することがある。

図２３は、図２２の磁気抵抗効果素子のＢ−Ｂ矢視断面図である。上記のように、光導波路１１５と光導波路１２３とに光を供給する光源を別個にするためには、図２３に示すように光導波路１１５と光導波路１２３とをずらして形成すれば良い。これに伴って、磁気抵抗効果素子１２６および磁極１１９、薄膜コイル１１８も中心からずれた位置に配置し、上部に形成される透明誘電体膜１２０および１２４も中心からずらし、互いに接しないように形成する。このように中心からずらして形成した透明誘電体膜１２０および１２４上に面発光レーザー光源１２１および１２５を形成すれば、個別の光源から光導波路１１５と光導波路１２３とに独立して光を供給する構成を実現できる。

このように、記録素子（磁極１１９）と再生素子（磁気抵抗効果素子１２６）とに別個の光源から光を供給する構成にすれば、記録素子に最適な光量と、再生素子に最適な光量とを個別に制御でき、より分解能の高い記録再生が行える磁気記録再生ヘッドを提供できる。

ここで面発光レーザー光源１２１および１２５には、実施例９の面発光レーザー光源８１および実施例１０の面発光レーザー光源１０１と同様に、例えば光源波長が４０５ｎｍ近傍のＧａＮ系面発光レーザー光源を用いる。また、透明誘電体膜１２０および１２４には、実施例９の透明誘電体膜８０や実施例１０の透明誘電体膜１００と同様の材料を同様の膜厚で用いることが出来る。

なお、本実施の形態では、面発光レーザー光源１２１，１２５を用いたが、端面発光レーザー光源を用いても構わない。また、本実施の形態では、面発光レーザー光源１２１，１２５を磁気記録再生ヘッド１１１と一体形成する例を示したが、図２４に示す、サスペンションアーム１３３上に面発光レーザー光源１２１，１２５または端面発光レーザー光源を形成し、導波路を用いて磁気記録再生ヘッド１１１に光を引き込む形態であっても構わない。

（実施例１２）
次に、本発明に係る実施例１２を以下に示す。図２４は実施例９から実施例１１に示した磁気記録再生ヘッドを用いた実施例１２に係る磁気情報記録再生装置の構成図を示す。

磁気情報記録再生装置１３０は、ボイスコイルモータ１３１を用いた駆動部１３２に取り付けられたサスペンションアーム１３３とサスペンションアーム先端に取り付けられた磁気記録再生ヘッド１３４、磁気記録媒体１３７、磁気記録媒体１３７を回転させるスピンドル１３５、制御回路１３６から成る。磁気記録再生ヘッド１３４には実施例９から実施例１１に示した磁気記録再生ヘッド７１、９１および１１１を適用可能である。

また、制御回路１３６には、磁気記録再生ヘッド１３４と信号をやり取りする信号処理装置、磁気記録再生ヘッド１３４に形成された光源（実施例９〜１２で示した面発光レーザー光源８１，１０１，１２１，１２５）の出力を制御する出力制御装置、および、読み出した情報を蓄積するためのメモリ装置が含まれる。

次に、図２４に示す磁気情報記録再生装置を用いた磁気情報再生方法の作動工程手順を図２５に示す。電源が投入されると、まずスピンドル１３５が回転し磁気記録媒体１３７を回転させる（ステップＳ１）。続いて、磁気記録再生ヘッド１３４に形成された光源（面発光レーザー光源）によって磁気記録再生ヘッド１３４に形成された磁気抵抗効果素子の一部を直接又は、磁気記録媒体１３７を加熱した輻射熱で加熱する（ステップＳ２）。このとき制御回路１３６に含まれる出力制御手段は良好な再生信号品質が得られるように光源の出力を調整する。続いて、駆動部１３２が磁気記録再生ヘッド１３４を磁気記録媒体１３７に予め記録されているアドレス情報記録領域上に移動し、アドレス情報記録領域からの漏洩磁界を磁気記録再生ヘッド１３４中の磁気抵抗効果素子が検出することで、アドレス情報を読み出す（ステップＳ４）。さらに続いて、読み出したアドレス情報を基に、読み出そうとする磁気記録情報が記録された情報記録領域上に磁気記録再生ヘッド１３４を移動し（ステップＳ５）、情報記録領域からの漏洩磁界を磁気記録再生ヘッド１３４中の磁気抵抗効果素子が検出することで、磁気記録情報を読み出す（ステップＳ６）。そして、磁気情報の再生は終了する。

なお、上記アドレス情報および磁気記録情報の再生時には、磁気記録再生ヘッド１３４中の磁気抵抗効果素子の一部は常に光源によって一定温度以上に加熱された状態にある。すなわち、アドレス情報および磁気記録情報の再生（すなわち、磁気記録媒体１３７からの漏洩磁界検出）に先立って光源（面発光レーザー光源）が磁気抵抗効果素子の一部を加熱することが重要である。

なお、本発明は、特許請求の範囲を逸脱しない範囲で設計変更できるものであり、上記実施形態や実施例に限定されるものではない。例えば、本発明に係る再生用磁気センサーは、磁気記録媒体からの漏洩磁界を検出するための磁気センサーであってもよく、電子コンパスに用いるための地磁気を検出するための磁気センサーであってもよい。さらには、ロータリーエンコーダやリニアエンコーダ、位置検出センサーに用いるための磁気センサーであってもかまわない。

希土類金属と遷移金属とを含むフェリ磁性体層における磁化量の温度変化と保磁力の温度変化との関係と、これらに対応するフェリ磁性体層の磁化方向とを示す図である。 複数の遷移金属を含む材料中の金属組成比によって保磁力の曲線が変化する様子を示す図である。 本発明の一実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の膜構成を示す模式的な断面図である。 図３の磁気抵抗効果素子の変形例の膜構成を示す模式的な断面図である。 比較例１の磁気抵抗効果素子のＭＲ比の測定結果を表す特性図であって、（ａ）が２５℃、（ｂ）が１５０℃におけるものである。 本発明に係る実施例１の磁気抵抗効果素子のＭＲ比の測定結果を表す特性図であって、（ａ）が２５℃、（ｂ）が１５０℃におけるものである。 実施例１及び比較例１の磁気抵抗効果素子の温度とＭＲ比の関係を表す特性図である。 本発明に係る実施例１の磁気抵抗効果素子の温度とＭＲ比の関係を異なる磁界範囲で測定した結果を表す特性図である。 実施例１の磁気抵抗効果素子に用いたフェリ磁性体層の磁気特性（Ｍ−Ｈループ）を測定した結果を示すグラフである。 実施例１及び５の磁気抵抗効果素子のＭＲ比を、磁気抵抗効果素子をヒータで１５０℃に加熱した状態で、外部磁界に対して測定したＭＲ比の結果を示す図である。 本発明に係る実施例５の磁気抵抗効果素子の膜構成を示す模式的な断面図である。 実施例５の磁気抵抗効果素子のＭＲ比を表す特性図である。 本発明に係る実施例６の再生用磁気センサーに用いる磁気抵抗効果素子の膜構成を示す模式的な断面図である。 実施例６の再生用磁気センサーと、加熱昇温領域、磁気記録媒体の関係を示す模式図である。 実施例６の再生用磁気センサーのトラック幅と出力電圧の関係を表す特性図である。 磁気抵抗効果素子を加熱する際に用いる近接場光を発生するのに利用される開口板であって、（ａ）、（ｂ）が微小開口、（ｃ）、（ｄ）が微小突起形状を有する開口を示す図である。 本発明に係る実施例７、９の再生用磁気センサーのトラック幅と出力電圧の関係を表す特性図である。 本発明に係る実施例８の変形例の再生用磁気センサー、加熱昇温領域および磁気記録媒体の他の配置を示す斜視図である。 本発明に係る実施例９の記録再生用磁気ヘッドの構成を示す模式図である。 図１９に示す記録再生用磁気ヘッドのＡ−Ａ断面矢視図である。 本発明に係る実施例１０の記録再生用磁気ヘッドの構成を示す模式図である。 本発明に係る実施例１１の記録再生用磁気ヘッドの構成を示す模式図である。 図２２に示す記録再生用磁気ヘッドのＢ−Ｂ断面矢視図である。 本発明に係る実施例１２の磁気記録再生装置を示すブロック図である。 実施例１２の磁気記録再生装置の再生手順を示すフローチャートである。 従来の磁気抵抗効果素子の模式的な断面図である。

符号の説明

１、２１、２０１ 基板
２、２２、３２、２０２ 下部電極層
３、２３、２０３ 磁化固定層
３ａ、２３ａ、２０３ａ 反強磁性層
３ｂ、２０３ｂ 強磁性層
４、２４、２０４ 非磁性体層
５、１５、２３ｂ、３５ フェリ磁性体層
６、１６、２６、３６、２０６ 上部電極層
７、１７、２７、３７、５１ 面内磁化層
１０、２０、３０、４０、４２、５２、７０、９０、２００ 磁気抵抗効果素子
１８、２８、３８ 高透磁率層
２５、２０５ 磁化自由層
３９、８２、８３、１０２、２０９ 絶縁体
４１、２１０ 永久磁石
４３、５３ 加熱昇温領域
４４、５４、１３７ 磁気記録媒体
４５ 電極
４６ 架台
４７、７４ 下部磁気シールド
４８、７７ 上部磁気シールド
４９ 加熱手段
４９ａ 半導体レーザー光源
４９ｂ レンズ
５０、６０ 再生用磁気センサー
７１、９１、１１１、１３４ 磁気記録再生ヘッド
７２ エアベアリング面
７３、９３ ヘッド基体
７５、８５、９５、１０３、１１５、１２３ 光導波路
７６ 絶縁層
７８、１１８ 薄膜コイル
７９、９９、１１９ 磁極
８０、１００、１２０ 透明誘電体膜
８１、１０１、１２１、１２５ 面発光レーザー光源
１３０ 磁気情報記録再生装置
１３１ ボイスコイルモータ
１３２ 駆動部
１３３ サスペンションアーム
１３５ スピンドル
１３６ 制御回路

Claims (26)

1. 非磁性体層と、前記非磁性体層を挟む２つの磁性体層とを有し、前記２つの磁性体層の磁化方向の相対角度変化によって磁気抵抗変化を得る磁気抵抗効果素子であって、
   前記２つの磁性体層の少なくとも何れか一方が、フェリ磁性体層を含んでおり、かつ、温度変化に伴って前記フェリ磁性体層の保磁力が変化し、
   前記磁気抵抗効果素子の一部が加熱されることによって、前記フェリ磁性体層の加熱領域と非加熱領域との間に保磁力差が生じることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
2. 前記加熱領域と前記非加熱領域との間に、フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度の差が生じることを特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
3. 非磁性体層と、前記非磁性体層を挟む２つの磁性体層とを有し、前記２つの磁性体層の磁化方向の相対角度変化によって磁気抵抗変化を得る磁気抵抗効果素子であって、
   前記２つの磁性体層の少なくとも何れか一方が、フェリ磁性体層を含んでおり、かつ、温度変化に伴って前記フェリ磁性体層の層形成面に対する前記フェリ磁性体層の磁化角度が変化し、
   前記磁気抵抗効果素子の一部が加熱されることによって、前記フェリ磁性体層の加熱領域と非加熱領域との間に、フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度の差が生じることを特徴とする磁気抵抗効果素子。
4. 前記加熱領域と前記非加熱領域との間に保磁力差が生じることを特徴とする請求項３に記載の磁気抵抗効果素子。
5. 前記フェリ磁性体層の保磁力が、前記加熱領域において前記非加熱領域よりも小さくなることを特徴とする請求項１、２及び４のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
6. 前記フェリ磁性体層の層形成面に対する磁化角度が、前記加熱領域において前記非加熱領域よりも小さくなることを特徴とする請求項２〜４のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
7. ある温度Ｔ１よりも高い温度Ｔ２において、前記温度Ｔ１における磁気抵抗効果比よりも大きな磁気抵抗効果比が得られることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
8. 室温よりも高い温度において、室温における磁気抵抗効果比よりも大きな磁気抵抗効果比が得られることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
9. 前記２つの磁性体層が、磁化固定層と、前記磁化固定層の磁化方向が変化するときの磁界よりも小さな磁界で磁化方向が変化する磁化自由層とであり、
   前記磁化自由層が前記フェリ磁性体層を含んでいることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
10. 前記フェリ磁性体層が、Ｔｂ，Ｇｄ，Ｄｙ，Ｈｏから選択される少なくとも１種の重希土類金属元素と、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉから選択される少なくとも１種の３ｄ遷移金属元素とを含んでいることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
11. 前記フェリ磁性体層が、重希土類金属元素と、３ｄ遷移金属元素とを含んでいて、
    前記重希土類金属元素がＧｄであり、前記３ｄ遷移金属元素がＣｏ、又は、Ｆｅ及びＣｏであることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
12. 前記３ｄ遷移金属元素が、ＦｅとＣｏとを含んでいて、
    ＦｅとＣｏの組成比が同等、又は、Ｆｅに対するＣｏの組成比が大きいことを特徴とする請求項１０又は１１に記載の磁気抵抗効果素子。
13. 前記フェリ磁性体層と前記非磁性体層との間に、前記フェリ磁性体層の層形成面と実質的に平行な磁化方向を持つ面内磁化層が形成されていることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
14. 前記フェリ磁性体層に接して、又は、磁気的に結合して、前記フェリ磁性体層よりも透磁率の高い面内磁化層が形成されていることを特徴とする請求項１〜１３のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
15. 請求項１〜１４のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に電流を印加するための電極とを備えた磁気センサー。
16. 請求項１〜１４のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子に電流を印加するための電極とを備えた磁気センサーと、前記磁気センサーを加熱するための加熱手段とを備え、
    前記加熱手段が前記フェリ磁性体層を昇温させるものであることを特徴とする再生ヘッド。
17. 前記加熱手段が光源であることを特徴とする請求項１６に記載の再生ヘッド。
18. 請求項１６又は請求項１７に記載の再生ヘッドと、磁気記録媒体とを備え、
    前記加熱手段が前記フェリ磁性体層を昇温させるものであることを特徴とする磁気情報再生装置。
19. 前記磁気記録媒体の表面に対し、前記磁気抵抗効果素子の積層方向に垂直な面が傾いていることを特徴とする請求項１８に記載の磁気情報再生装置。
20. 請求項１６に記載の再生ヘッドと、磁気記録媒体に磁界を印加して磁気情報を記録するための記録ヘッドとを有していることを特徴とする複合ヘッド。
21. 請求項１７に記載の再生ヘッドと、磁気記録媒体に磁界を印加して磁気情報を記録するための記録ヘッドとを有し、前記記録ヘッドが近接場光を用いたものであることを特徴とする複合ヘッド。
22. 前記光源が、前記近接場光の光源としても用いられることを特徴とする請求項２１に記載の複合ヘッド。
23. 請求項２０〜２２のいずれか１項に記載の複合ヘッドを備えた磁気情報記録再生装置。
24. 請求項１６に記載の再生ヘッドを備えた磁気情報再生装置。
25. 非磁性体層と、前記非磁性体層を挟む２つの磁性体層とを有し、前記２つの磁性体層の磁化方向の相対角度変化によって磁気抵抗変化を得る磁気抵抗効果素子、及び、前記磁気抵抗効果素子に電流を印加するための電極が形成された再生ヘッドを用いて、磁気記録媒体に記録された磁気情報を再生するための再生方法であって、
    前記２つの磁性体層の少なくとも何れか一方が、フェリ磁性体層を含んでおり、かつ、温度変化に伴って前記フェリ磁性体層の保磁力が変化するものであり、
    前記フェリ磁性体層が加熱によって昇温した状態において磁気情報を再生することを特徴とする磁気情報の再生方法。
26. 前記磁気記録媒体に記録された記録情報の再生に先立って、予め、前記フェリ磁性体層を加熱することを特徴とする請求項２５に記載の磁気情報の再生方法。

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