JP5240342B2

JP5240342B2 - 磁気抵抗効果素子

Info

Publication number: JP5240342B2
Application number: JP2011222762A
Authority: JP
Inventors: 勤長; 芳弘土屋; 宏宣松澤; 勇人小池
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2010-12-28
Filing date: 2011-10-07
Publication date: 2013-07-17
Anticipated expiration: 2031-10-07
Also published as: US20120164484A1; US8405935B2; JP2012142555A

Description

本発明は磁気抵抗効果素子に関し、特に、スペーサ層の構成に関する。

ハードディスクドライブ（ＨＤＤ）の高記録密度化に伴い、高感度、高出力の再生ヘッドが要求されている。このような再生ヘッドの一つとしてスピンバルブヘッドが開発されている。スピンバルブヘッドは、非磁性金属層と、非磁性金属層の両面に非磁性金属層に接して位置する一対の強磁性層と、を有している。強磁性層の一方は磁化方向が一方向に固定されており（以下、このような層を磁化固定層という）、他方は磁化方向が外部磁界に応答して自由に回転する（以下、このような層を磁化自由層という）。外部磁界が印加されると磁化固定層と磁化自由層との間のスピンの相対角度が変化し、磁気抵抗変化が実現される。磁化固定層は典型的には、反強磁性層の交換結合力を利用して磁化方向が固定されている。

一方、更なる高記録密度化を実現するためにはリードギャップ（上下シールド層間の間隔）の縮小が必要である。しかし、リードギャップを２０ｎｍ程度まで縮小する場合、反強磁性層をリードギャップ内に配置することが困難となる。このため、一対の磁化自由層をスペーサ層の両側に配置する構成が開発されている。この構成によれば反強磁性層が不要であるため、リードギャップの縮小の実現が容易となる。

いずれの構成においても、スペーサ層は磁気抵抗変化を実現するための必須の構成要素であり、大きな磁気抵抗変化率（以下、ＭＲ変化率という）の達成に有望なスペーサ層の材料が開発されている。その一つとしてＺｎＯ，ＴｉＯなどの酸化物半導体が知られている。

例えば、特許文献１には、ＺｎＯ，ＴｉＯなどの酸化物半導体層とＣｏＦｅ等からなる強磁性層との間に非磁性金属層を設ける技術が開示されている。非磁性金属層としては銅、金、銀などが開示されている。

米国特許出願公開第２００８／００６２５５７号明細書

スペーサ層と隣接する強磁性層は、一般にＣｏ，Ｎｉ，Ｆｅ等を主成分としており、これらの元素が酸化物半導体層と接触して配置されていると酸化物半導体層に含まれる酸素の酸化作用によって強磁性層が酸化し分極率が低下し、ＭＲ変化率が低下するという問題がある。特許文献１に記載の技術では、銅、金、銀などの非磁性金属層が強磁性層の酸化を防止することが期待される。しかし、銅、金、銀などの単体金属は膜厚が小さいと島状に形成されやすいため、酸化防止膜として機能させるためにはある程度の膜厚が必要となる。一方、膜厚を大きくしすぎると電子が散乱されやすくなり、ＭＲ変化率が低下する。

本発明は、スペーサ層に隣接する磁性層の酸化を防止し、かつ大きなＭＲ変化率を実現することのできる磁気抵抗効果素子を提供することを目的とする。

本発明の磁気抵抗効果素子は、外部磁界に対して磁化方向のなす相対角度が変化する第１及び第２の磁性層と、第１の磁性層と第２の磁性層との間に位置するスペーサ層と、を有している。第１の磁性層は、磁気抵抗効果素子が形成される基板に対し、第２の磁性層よりも近い側に位置し、スペーサ層は、酸化ガリウムを主成分とするアモルファスの主スペーサ層と、主スペーサ層と第１の磁性層との間に位置し、銅とガリウムとを含む第１の非磁性層と、を有している。

酸化ガリウムを主成分とする主スペーサ層を備えるスペーサ層は、銅などの金属層で形成された従来のスペーサ層よりも高抵抗であるため、大きなＭＲ変化率を実現することができる。酸化ガリウムは薄膜状態では通常アモルファス状態で存在するが、アモルファス状態であっても大きなバンドギャップを持つことができ、また、スペーサ層と隣接する強磁性層との格子整合（隣接する２つの材料の格子定数が一致すること）が不要であるという利点も持っている。一方、上述のようにスペーサ層と隣接する強磁性層は、一般にＣｏ，Ｎｉ，Ｆｅ等を主成分としており、これらの元素が酸化ガリウムと接触して配置されていると酸化ガリウムに含まれる酸素の酸化作用によって強磁性層が酸化し、ＭＲ変化率が低下するという問題がある。具体的には、酸化ガリウムは、酸素が第１の磁性層を構成する元素を酸化させ、分極率を低下させて、ＭＲ変化率を低下させる可能性がある。特にＦｅの酸化は、大きなＭＲ変化率の低下につながる可能性がある。また、磁気抵抗効果素子は積層膜の成膜後に加熱される工程を経る場合があり、その場合には磁性層の酸化によるＭＲ変化率の低下がより顕著になる可能性がある。しかし、主スペーサ層と第１の磁性層との間に位置する、銅とガリウムとを含む第１の非磁性層は、酸素の第１の磁性層への移動を防止し、第１の非磁性層を構成する元素の酸化を防止する。しかも単体金属と比べて、膜厚を小さくしても島状に形成されにくくＭＲ変化率への影響が少ない。このような理由によって、第１の磁性層の酸化を防止し、かつＭＲ変化率の低下を抑制することができる。

このように、本発明によれば、スペーサ層に隣接する磁性層の酸化を防止し、かつ大きなＭＲ変化率を実現することのできる磁気抵抗効果素子を提供することができる。

第１に実施形態に係る薄膜磁気ヘッドの要部断面図である。図１のＡ−Ａ方向、すなわち媒体対向面から見た磁気抵抗効果素子の側面図である。ＣｕＧａ合金の状態図である。第２の実施形態に係る磁気抵抗効果素子の、図１と同じ方向から見た断面図である。第２の実施形態に係る薄膜磁気ヘッドの作動原理を示す模式図である。ＣｕＧａ合金のＧａの原子分率を横軸に、ＭＲ変化率を縦軸に示したグラフである。本発明の磁気ヘッドスライダの斜視図である。本発明のヘッドアームアセンブリの斜視図である。本発明のヘッドアームアセンブリの側方図である。本発明のハードディスク装置の平面図である。

本発明の実施形態に係る磁気抵抗効果素子と、その磁気抵抗効果素子を用いた薄膜磁気ヘッドのいくつかの実施形態を、図面を用いて説明する。

（第１の実施形態）
図１は、第１の実施形態に係る薄膜磁気ヘッド１の要部断面図を示している。薄膜磁気ヘッド１は基板Ｗ上に形成され、再生ヘッド２と記録ヘッド３とを有している。図２は、図１のＡ−Ａ方向から見た再生ヘッド２の側面図、すなわち媒体対向面Ｓにおける再生ヘッド２の層構成を示している。媒体対向面Ｓとは、薄膜磁気ヘッド１の、記録媒体Ｍと対向する面である。まず、図２を参照して、再生ヘッド２の構成について説明する。

再生ヘッド２は、スピンバルブタイプの磁気抵抗効果素子４と、磁気抵抗効果素子４を膜面直交方向（積層方向）Ｐに挟むように設けられた上部及び下部シールド層６，５と、磁気抵抗効果素子４のトラック幅方向Ｔ（図１においては紙面直交方向）両側に設けられたバイアス磁界印加層２２と、を有している。磁気抵抗効果素子４の先端部は図１に示すように、媒体対向面Ｓに配置されている。磁気抵抗効果素子４は、上部シールド層６と下部シールド層５との間にかかる電圧によって、センス電流Ｓが膜面直交方向Ｐに流れるようにされている。磁気抵抗効果素子４と対向する位置における記録媒体Ｍからの磁場は、記録媒体Ｍの回転につれて変化する。磁界の変化は磁気抵抗効果に基づくセンス電流Ｓの電気抵抗変化として検出される。磁気抵抗効果素子４は、この原理を利用して、記録媒体Ｍに書き込まれた磁気情報を読み出す。

表１には、磁気抵抗効果素子４の層構成の一例を示す。表１は、下部シールド層５から上部シールド層６まで、積層順に下から上に記載している。

磁気抵抗効果素子４は、ＮｉＦｅ層からなる下部シールド層５の上に、下地層１１、反強磁性層１２、外側磁化固定層１３、交換結合伝達層１４、内側磁化固定層１５（第１の磁性層Ｌ１）、スペーサ層１６、磁化自由層１７（第２の磁性層Ｌ２）、保護層１８がこの順に積層された層構成を有している。保護層１８はＮｉＦｅ層からなる上部シールド層６に覆われている。

下地層１１は、その上に積層される反強磁性層１２と外側磁化固定層１３との良好な交換結合を得るために設けられている。外側磁化固定層１３はＩｒＭｎからなる反強磁性層１２と交換結合している。外側磁化固定層１３はＲｕからなる交換結合伝達層１４を介して、内側磁化固定層１５と交換結合している。この結果、内側磁化固定層１５の磁化方向は強固に固定されている。内側磁化固定層１５は膜面内で、媒体対向面Ｓと直交する方向に磁化されていることが望ましい。内側磁化固定層１５と外側磁化固定層１３は互いに反平行の向きに磁化方向が固定されているため、これらを合わせた部分の全体的な磁化が抑制される。内側磁化固定層１５の上には、スペーサ層１６を挟んで、外部磁界に応じて磁化方向が変化する磁化自由層１７が設けられている。保護層１８は、積層された各層が劣化することを防止するために設けられている。外側及び内側磁化固定層１３，１５並びに磁化自由層１７は典型的にはＣｏＦｅからなるが、Ｎｉを含んでいてもよい。

磁気抵抗効果素子４のトラック幅方向Ｔ両側には、絶縁膜２１を介してバイアス磁界印加層２２が形成されている。バイアス磁界印加層２２は磁化自由層１７を単磁区化するための磁区制御膜であり、磁化自由層１７にトラック幅方向Ｔのバイアス磁界を印加する。絶縁膜２１はＡｌ₂Ｏ₃、バイアス磁界印加層２２はＣｏＰｔ，ＣｏＣｒＰｔなどで形成される。

センス電流Ｓは、磁気抵抗効果素子４に、膜面直交方向Ｐに流れるようにされている。センス電流Ｓは、電極を兼ねる上部及び下部シールド層６，５から供給される。磁化自由層１７の磁化方向は、外部磁界が印加されていない状態では、バイアス磁界印加層２２からのバイアス磁界によって、トラック幅方向Ｔ、すなわち内側磁化固定層１５の磁化方向と直交する向きに制御されている。記録媒体Ｍからの外部磁界が磁化自由層１７に印加されると、磁化自由層１７の磁化方向は外部磁界の向き及び強さに応じて、膜面内を所定の方向に所定の角度だけ回転する。磁化自由層１７の磁化方向は内側磁化固定層１５の磁化方向に対して、外部磁界の向き及び強さに応じた相対角度をなし、相対角度に応じて伝導電子のスピン依存散乱が変化して磁気抵抗変化が生じる。磁気抵抗効果素子４は、この磁気抵抗変化を検出して、記録媒体Ｍの磁気情報を読み取る。

磁化自由層１７と外側及び内側磁化固定層１３，１５とはスペーサ層１６に関して上下逆に設けられてもよい。換言すれば、磁化自由層１７が外側及び内側磁化固定層１３，１５よりも基板Ｗに近い側に位置していてもよい。具体的には、内側磁化固定層１５から反強磁性層１２までの各層が保護層１８とスペーサ層１６の間に（内側磁化固定層１５が最も下側に、反強磁性層１２が最も上側になるように配置される）、磁化自由層１７が下地層１１とスペーサ層１６の間に配置される。

本明細書では、磁化自由層１７と内側磁化固定層１５のうち、磁気抵抗効果素子４が形成される基板Ｗに近い側、すなわち積層方向に見てスペーサ層１６の下側に位置する層を第１の磁性層Ｌ１と呼び、基板Ｗから見て第１の磁性層Ｌ１より遠い側、すなわち積層方向に見てスペーサ層１６の上側に位置する層を第２の磁性層Ｌ２と呼ぶ。表１に示す層構成では、内側磁化固定層１５が第１の磁性層Ｌ１、磁化自由層１７が第２の磁性層Ｌ２であり、逆の位置関係の層構成では、磁化自由層１７が第１の磁性層Ｌ１、内側磁化固定層１５が第２の磁性層Ｌ２となる。

スペーサ層１６は、酸化ガリウムを主成分とする主スペーサ層１６ｂを含んでいる。主スペーサ層１６ｂは酸化ガリウム以外の添加物、例えば金属酸化物を含んでいてもよいが、主スペーサ層１６ｂ中の酸化ガリウムはモル分率で５０％以上であることが好ましい。酸化ガリウムの組成は一般式ＧａＯｘで表わされ、ｘの範囲は１．４５≦ｘ≦１．５５である。主スペーサ層１６ｂは、通常はアモルファスの状態で形成される。ＧａＯｘは、従来スペーサ層に用いられていたＣｕと比べて抵抗値が大きく、抵抗変化も大きい。このため、Ｃｕをスペーサ層として用いた従来の磁気抵抗効果素子と比べて大きなＭＲ変化率を得ることができる。

酸化ガリウムは高いＭＲ変化率を実現するために有望な材料であるが、酸素を含んでいるため、第１及び第２の磁性層Ｌ１，Ｌ２が主スペーサ層１６ｂに隣接していると、第１及び第２の磁性層Ｌ１，Ｌ２に含まれるＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ等の元素、特にＦｅを酸化する傾向がある。これらの元素が酸化するとＭＲ変化率は低下する傾向にある。

そのため、主スペーサ層１６ｂと第１の磁性層Ｌ１とが直接接触するのを避け、第１の磁性層Ｌ１の酸化を効果的に防止する目的で、スペーサ層１６は、銅とガリウムとを含む第１の非磁性層１６ａ（ＣｕＧａ層）を有している。第１の非磁性層１６ａは好ましくは実質的にＣｕとＧａとからなり、若干の添加物を含んでいてよい。第１の非磁性層１６ａは一部が酸化していてもよい。つまり、第１の非磁性層１６ａは実質的にＣｕとＧａとＯとからなっていてもよい。第１の非磁性層１６ａは主スペーサ層１６ｂと第１の磁性層Ｌ１との間に、双方に接して位置している。

図３にはＧａ−Ｃｕの状態図を示している。Ｃｕの比率が大きい場合は、ＣｕとＧａはＣｕ相の固溶体（ｓｏｌｉｄｓｏｌｕｔｉｏｎ）の状態で存在する。Ｃｕ相の固溶体は、Ｃｕの結晶構造を有し、Ｃｕ原子の一部がＧａ原子に置換されたものである。Ｇａの比率（原子分率）が増えると、金属間化合物（ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄ）であるγ相とθ相が現われる。Ｃｕ相の固溶体とγ相の間はこれらの混合相（図中にはＣｕ＋γと表記）となっており、γ相とθ相の間はこれらの混合相（図中にはθ＋γと表記）となっている。Ｇａの比率がさらに増えるとθ相とＧａ相の混合相が現われる。

本願発明者は、後述するように第１の非磁性層１６ａ中のＧａとＣｕの比率を様々に変え、状態図上の様々な組成についてＭＲ変化率を測定した。この結果、第１の非磁性層１６ａにおける銅とガリウムの合計含有量に対するガリウムの原子分率が３０％以上、６５％以下の範囲で特に大きなＭＲ変化率が安定して得られることを見出した。この原子分率の範囲はほぼ、金属間化合物であるγ相及びθ相並びに混合相（θ＋γ）が形成される範囲と一致している。これらのγ相及びθ相並びに混合相（θ＋γ）は酸素の進入、拡散を防止する高い効果があると考えられる。つまり、ＣｕＧａ合金は、銅とガリウムの合計含有量に対するガリウムの原子分率が３０％以上６５％以下の範囲では金属間化合物として存在しており、または存在しやすいために、第１の磁性層Ｌ１の酸化を防止することが容易であると考えられる。

同様の目的で、スペーサ層１６は、主スペーサ層１６ｂと第２の磁性層Ｌ２との間に双方に接して位置する、銅とガリウムとを含む第２の非磁性層１６ｃを有している。同様の原理により、第２の非磁性層１６ｃは第２の磁性層Ｌ２の酸化を防止することができる。第２の非磁性層１６ｃは好ましくは実質的にＣｕとＧａとからなり、若干の添加物を含んでいてよい。第２の非磁性層１６ｃは一部が酸化していてもよい。つまり、第２の非磁性層１６ｃは実質的にＣｕとＧａとＯとからなっていてもよい。

第１の非磁性層１６ａだけを設け、第２の非磁性層１６ｃを省略することもできる。スペーサ層１６の層構成は、ＣｕＧａ層１６ａと主スペーサ層１６ｂの２層構成となる。つまり、ＣｕＧａ層は、第１の磁性層Ｌ１と主スペーサ層１６ｂとの間に設ける方が、第２の磁性層Ｌ２と主スペーサ層１６ｂとの間に設けるよりも、ＭＲ変化率を向上させる上で効果的である。その理由は明らかではないが、発明者は磁気抵抗効果素子４を成膜する際の酸素の挙動が影響を及ぼしていると推測している。すなわち、磁気抵抗効果素子４を形成する各層は例えばスパッタリングで成膜することができ、酸化ガリウムを成膜する際には、酸化ガリウムのターゲット材を用いる手法や、更に成膜雰囲気中に酸素を含ませる手法が利用できる。いずれの方法の場合も、酸化ガリウムから隣接する層への酸素の移動はスパッタリング中またはその直後に多く生じていると考えられ、そのため第１の磁性層Ｌ１への酸素の移動の方が生じ易いものと考えられる。換言すれば、第２の磁性層Ｌ２は酸化される傾向が相対的に低いため、第２の非磁性層１６ｃの必要性ないし効果が相対的に小さいと推察される。このため、以下に述べるように酸化防止効果において多少劣るＣｕ層またはＺｎ層を、第２の非磁性層１６ｃとして利用することもできる。第２の非磁性層１６ｃとしてのＣｕ層またはＺｎ層は一部が酸化していてもよい。

再び図１を参照すると、再生ヘッド２の上には、スパッタリング等によって形成された素子間シールド層８を介して記録ヘッド３が設けられている。記録ヘッド３はいわゆる垂直磁気記録用の構成を有している。書込のための磁極層は主磁極層２１と補助磁極層２２とからなる。これらの磁極層は、フレームめっき法等によって形成される。主磁極層２１は、ＦｅＣｏから形成され、媒体対向面Ｓにおいて、媒体対向面Ｓとほぼ直交する向きでに配置されている。主磁極層２１の周囲には、絶縁材料からなるギャップ層２４の上を延びるコイル層２３が巻回しており、コイル層２３によって主磁極層２１に磁束が誘導される。コイル層２３は、フレームめっき法等によって形成される。この磁束は主磁極層２１の内部を導かれ、媒体対向面Ｓから記録媒体Ｍに向けて放出される。主磁極層２１は、媒体対向面Ｓ付近で、膜面直交方向Ｐだけでなく、トラック幅方向Ｔにも絞られており、高記録密度化に対応した微細で強い書込磁場を発生する。

補助磁極層２２は主磁極層２１と磁気的に結合した磁性層である。補助磁極層２２はＮｉ，Ｆｅ，Ｃｏのいずれか２つまたは３つからなる合金などで形成された、膜厚約０．０１μｍ〜約０．５μｍの磁極層である。補助磁極層２２は主磁極層２１から分岐して設けられ、媒体対向面Ｓ側ではギャップ層２４及びコイル絶縁層２５を介して主磁極層２１と対向している。補助磁極層２２の媒体対向面Ｓ側の端部は、補助磁極層２２の他の部分より層断面が広いトレーリングシールド部を形成している。このような補助磁極層２２を設けることによって、媒体対向面Ｓ近傍において、補助磁極層２２と主磁極層２１との間の磁場勾配がより急峻になる。この結果、信号出力のジッタが小さくなり、読み出し時のエラーレートを小さくすることができる。

（第２の実施形態）
本実施形態の薄膜磁気ヘッド１は、再生ヘッド２の構成を除いて、図１に示す第１の実施形態と同一である。図４及び表２には、このような磁気抵抗効果素子の層構成を示している。再生ヘッド１０２は、第１の実施形態と同様に多数の層が積層された磁気抵抗効果素子１０４と、磁気抵抗効果素子１０４を膜面直交方向Ｐ（積層方向）に挟むように設けられた上部及び下部シールド層１０６，１０５と、を有している。上部及び下部シールド層１０６，１０５はセンス電流Ｓの電極としても用いられ、センス電流Ｓを磁気抵抗効果素子１０４の膜面直交方向Ｐに流す。

本実施形態では、第１の磁性層Ｌ１と第２の磁性層Ｌ２は共に、外部磁界に対して磁化方向が変化する磁化自由層１１５，１１７である。バイアス磁界印加層１２２は媒体対向面Ｓから見て磁気抵抗効果素子１０４の裏面側に、絶縁層１２１を介して設けられ、第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７（第１及び第２の磁性層Ｌ１，Ｌ２）に媒体対向面Ｓと直交する方向のバイアス磁界を印加する。第１、第２の磁化自由層１１５，１１７の間にはスペーサ層１１６が設けられている。第１の磁化自由層１１５と下部シールド層１０５の間には、第１の磁気的連結層１１１が、第２の磁化自由層１１７と上部シールド層１０６の間には、第２の磁気的連結層１１８がそれぞれ設けられている。

下部シールド層１０５は、第１の主シールド層１０５ａと、第１の主シールド層１０５ａ上に積層された第１の反強磁性層１０５ｂ及び第１の交換結合磁界印加層１０５ｃと、を有している。第１の交換結合磁界印加層１０５ｃは第１の反強磁性層１０５ｂとの反強磁性結合によって、トラック幅方向Ｔに磁化方向が固定されている。同様に、上部シールド層１０６は、第２の主シールド層１０６ａと、第２の主シールド層１０６ａの下方に積層された第２の反強磁性層１０６ｂ及び第２の交換結合磁界印加層１０６ｃと、を有している。第２の交換結合磁界印加層１０６ｃは第２の反強磁性層１０６ｂとの反強磁性結合によって、トラック幅方向Ｔに磁化方向が固定されている。第１及び第２の交換結合磁界印加層１０５ｃ，１０６ｃは、共に同じ方向に磁化されている。他の実施形態では、第１及び第２の反強磁性層１０５ｂ，１０６ｂと第１及び第２の交換結合磁界印加層１０５ｃ，１０６ｃを設ける代わりに、第１及び第２の主シールド層１０５ａ，１０６ａをトラック幅方向Ｔに細長い形状として、形状異方性効果を用いて単磁区化し、磁化方向が同じ方向を向くようにすることもできる。

第１の磁気的連結層１１１は、ＣｏＦｅからなるギャップ調整層１１１ｂ，１１１ｄとＲｕからなる交換結合伝達層１１１ａ，１１１ｃ，１１１ｅとが交互に積層された構造を有し、交換結合伝達層１１１ａ，１１１ｅが両側端面に位置している。第２の磁気的連結層１１８も第１の磁気的連結層１１１と同様、ＣｏＦｅからなるギャップ調整層１１８ｂとＲｕからなる交換結合伝達層１１８ａ，１１８ｃとが交互に積層された構造を有し、交換結合伝達層１１８ａ，１１８ｃが両側端面に位置している。交換結合伝達層１１１ａ，１１１ｃ，１１１ｅを挟む一対の磁性層１０５ｃ，１１１ｂ，１１１ｄ，１１５、及び交換結合伝達層１１８ａ，１１８ｃを挟む一対の磁性層１０６ｃ，１１８ｂ，１１７は交換結合をし、図４に示すように、磁化方向が交互に反転している（バイアス磁界は印加されていないとしている）。

ギャップ調整層１１１ｂ，１１１ｄ，１１８ｂの膜厚を調整することで、磁気抵抗効果素子１０４の総膜厚をシールドギャップに合わせて調整することができる。高記録密度を実現するためにはシールドギャップは小さいほど有利であるが、シールドギャップはバイアス磁界印加層１２２の必要膜厚によって決定される場合がある。そのような場合、ギャップ調整層１１１ｂ，１１１ｄ，１１８ｂの膜厚を変えることで、磁気抵抗効果素子１０４の総膜厚、すなわちシールドギャップを調整することが好ましい。

以上説明した磁気抵抗効果素子１０４は以下のように作動する。まず、バイアス磁界印加層１２２がない仮想的な状態を考える。図５は、第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７の磁化を示す模式図である。第１及び第２の交換結合磁界印加層１０５ｃ，１０６ｃの磁化方向は交換結合伝達層１１１ａ，１１１ｃ，１１１ｅ，１１８ａ，１１８ｃを介してギャップ調整層１１１ｂ，１１１ｄ，１１８ｂで反転しながら、第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７まで伝達される。従って、第１の磁化自由層１１５はトラック幅方向Ｔに、第１の交換結合磁界印加層１０５ｃの磁化方向と反平行の向きｙ１に磁化される。第２の磁化自由層１１７はトラック幅方向Ｔに、第２の交換結合磁界印加層１０６ｃの磁化方向と同じ向きｙ２に磁化される。

次に、バイアス磁界が印加された状態を考える。バイアス磁界はトラック幅方向Ｔを向いた第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７の磁化方向を媒体対向面Ｓと直交する方向に向けて回転させる。図５の実線矢印ｘ１，ｘ２で示すように、破線矢印ｙ１，ｙ２から互いに逆回りの方向に所定の角度θだけ回転し、理想的には互いに直交する。これが、外部磁界の掛っていない場合の第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７の磁化状態である。

この状態で、図中白抜き矢印で示すように外部磁界が印加されると、第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７の磁化方向は、外部磁界の向きに応じて、互いに逆回りの方向に回転する。図中Ａ方向に外部磁界が印加されると、第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７の磁化方向（実線矢印ｘ１，ｘ２）は図中ａ方向に回転し、図中Ｂ方向に外部磁界が印加されると、第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７の磁化方向は図中ｂ方向に回転する。このようにして、外部磁界に応じて第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７の磁化方向のなす相対角度が変化し、磁気抵抗効果に基づき、センス電流Ｓの抵抗値が変動する。この原理を利用して、磁気抵抗効果素子１０４は外部磁界の向き及び強度を検出することができる。

このように、本実施形態の磁気抵抗効果素子１０４は、外部磁界に応じて磁化方向が変化する一対の磁化自由層１１５，１１７と、これらに挟まれたスペーサ層１１６と、を有している。磁気抵抗効果素子１０４は、一対の磁化自由層１１５，１１７の磁化方向がともに外部磁界に応じて回転する点で第１の実施形態と異なるが、スペーサ層１１６としては第１の実施形態におけるスペーサ層１６と同じ構成を利用することができる。

第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７の磁化方向は、第１及び第２の磁気的連結層１１１，１１８に含まれるＲｕ層およびギャップ調整層の総数を調整することによって反転させることができる。例えば、上部シールド層１０６と下部シールド層１０５の磁化方向が反平行である場合、表３に示すように、第１の磁気的連結層１１１を２層のＲｕ層１１１ａ，１１１ｃとその間に挿入される１層のギャップ調整層１１１ｂとで構成することによって、第１の磁化自由層１１５の磁化方向を反転させることができる。同様に、図示は省略するが、表２に示す構成において、第２の磁気的連結層１１８を第１の磁気的連結層１１１と同様の５層構成とすることによっても同様の効果を得ることができる。

（実施例）
表２に示す層構成の磁気抵抗効果膜を、ＲＦスパッタリング装置を用いて、Ａｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ（ＡＬＴＩＣ）からなる基板Ｗ上に成膜した。成膜後、２５０℃で３時間熱処理を行った。第１及び第２の磁化自由層１１５，１１７は外部磁界がない状態では互いに直交する方向を向いているが、外部磁界が印加すると自由に回転し、磁気抵抗効果を生じる。

この多層膜における第１の非磁性層１１６ａの材料及び膜厚を変化させて、ＭＲ変化率を求めた。第２の非磁性層１１６ｃはＣｕを用いた。第１の非磁性層１１６ａとしてＧａ₄₀Ｃｕ₆₀合金（膜厚０．６ｎｍ）を用いたときのＭＲ変化率を１として規格化したＭＲ変化率を表４に示す。Ｇａ_xＣｕ_(100-x)（但し、ｘは０以上１００以下の整数）の表記は、ＣｕＧａ合金におけるＧａの原子分率がｘ（％）であることを示す。また、比較例として、第１の非磁性層にＣｕとＡｕを用いた場合のＭＲ変化率を求めた。

膜厚０．６ｎｍの場合で規格化ＭＲ変化率を比較すると、第１の非磁性層１１６ａとしてＣｕを用いた場合は０．８５であり、Ａｕを用いた場合は０．８０であった。これに対してＣｕＧａを用いた場合、０．８７〜１の間となった。図６は、ＣｕＧａ合金を第１の非磁性層１１６ａとして用いたときの、ＣｕＧａ合金のＧａの原子分率を横軸に、規格化ＭＲ変化率を縦軸に示したグラフである。Ｇａを全く含まない場合と比較すると、Ｇａを含む場合はＧａの原子分率にかかわらずＭＲ変化率が増加している。特に３０％〜６５％の間では規格化ＭＲ変化率が０．９４以上となり、特にＭＲ変化率が大きくなっている。ＣｕＧａ層におけるＧａの含有量が３０％原子分率以上６５％原子分率以下の範囲は、図３からも明らかなように、金属間化合物相が生成しうる範囲３０〜６７％と概ね一致する。これにより、ＣｕＧａ合金におけるＧａの原子分率を、理論上金属間化合物相が生成し得る３０〜６７％とほぼ同等の３０〜６５％とすることが好ましいことが、実施例からも確認された。

次に、Ｇａ₄₀Ｃｕ₆₀とＣｕを用いた第１の非磁性層１１６ａについて、膜厚を変化させてＭＲ変化率を調べた。Ｃｕの場合、膜厚が大きくなるにつれＭＲ変化率が低下する傾向が見られた。Ｇａ₄₀Ｃｕ₆₀の場合も膜厚が大きくなると同様の傾向となるが、０．４〜１．０ｎｍでもＭＲ変化率は比較的良好であった。Ｃｕの場合、０．４ｎｍ付近の膜厚では島状に形成されると考えられ、さらに膜厚を小さくすると、主スペーサ層１１６ｂと第１の磁性層１１５とが直接接触する範囲が拡大し、第１の磁性体１１５の酸化が進む。このため、規格化ＭＲ変化率は０．８９程度が上限と考えられる。従って、ＣｕＧａ層の膜厚を０．４〜１．０ｎｍ、好ましくは０．４〜０．８ｎｍとすることで、Ｃｕよりも大きなＭＲ変化率が得られると考えられる。

次に、薄膜磁気ヘッド１を搭載した磁気ヘッドスライダについて説明する。図７を参照すると、磁気ヘッドスライダ２１０は、ほぼ六面体形状をなしており、そのうちの一面はハードディスクと対向する記録媒体対向面Ｓとなっている。磁気ヘッドスライダ２１０は、回転駆動される円盤状の記録媒体Ｍであるハードディスクに対向するように、ハードディスク装置内に配置されている。ハードディスクが図８におけるｚ方向に回転すると、ハードディスクと磁気ヘッドスライダ２１０との間を通過する空気流によって、磁気ヘッドスライダ２１０に、ｙ方向下向きに揚力が生じる。磁気ヘッドスライダ２１０は、この揚力によってハードディスクの表面から浮上するようになっている。磁気ヘッドスライダ２１０の空気流出側の端部（図８における左下の端部）の近傍には、薄膜磁気ヘッド１が形成されている。

図８を参照すると、ヘッドジンバルアセンブリ２２０は、磁気ヘッドスライダ２１０と、磁気ヘッドスライダ２１０を弾性的に支持するサスペンション２２１と、を備えている。サスペンション２２１は、ステンレス鋼によって形成された板ばね状のロードビーム２２２と、ロードビーム２２２の一端部に設けられたフレクシャ２２３と、ロードビーム２２２の他端部に設けられたベースプレート２２４と、を有している。フレクシャ２２３には磁気ヘッドスライダ２１０が接合され、磁気ヘッドスライダ２１０に適度な自由度を与える。フレクシャ２２３の、磁気ヘッドスライダ２１０が取り付けられる部分には、磁気ヘッドスライダ２１０の姿勢を一定に保つためのジンバル部が設けられている。

ヘッドジンバルアセンブリ２２０をアーム２３０に取り付けたものはヘッドアームアセンブリ２２１と呼ばれる。アーム２３０は、磁気ヘッドスライダ２１０をハードディスク２６２のトラック横断方向ｘに移動させる。アーム２３０の一端はベースプレート２２４に取り付けられている。アーム２３０の他端部には、ボイスコイルモータの一部となるコイル２３１が取り付けられている。アーム２３０の中間部には軸受け部２３３が設けられている。アーム２３０は、軸受け部２３３に取り付けられた軸２３４によって回動自在に支持されている。アーム２３０及び、アーム２３０を駆動するボイスコイルモータは、アクチュエータを構成する。

次に、図９及び図１０を参照して、上述した磁気ヘッドスライダが組込まれたヘッドスタックアセンブリとハードディスク装置について説明する。ヘッドスタックアセンブリとは、複数のアームを有するキャリッジの各アームにヘッドジンバルアセンブリ２２０を取り付けたものである。図９はヘッドスタックアセンブリの側面図、図１０はハードディスク装置の平面図である。ヘッドスタックアセンブリ２５０は、複数のアーム２３０を有するキャリッジ２５１を有している。各アーム２３０には、ヘッドジンバルアセンブリ２２０が、互いに間隔を開けて垂直方向に並ぶように取り付けられている。キャリッジ２５１の、アーム２３０の反対側には、ボイスコイルモータの一部となるコイル２５３が取り付けられている。ボイスコイルモータは、コイル２５３を挟んで対向する位置に配置された永久磁石２６３を有している。

図１０を参照すると、ヘッドスタックアセンブリ２５０は、ハードディスク装置に組込まれている。ハードディスク装置は、スピンドルモータ２６１に取り付けられた複数枚のハードディスク２６２を有している。ハードディスク２６２毎に、ハードディスク２６２を挟んで対向するように２つの磁気ヘッドスライダ２１０が配置されている。磁気ヘッドスライダ２１０を除くヘッドスタックアセンブリ２５０及びアクチュエータは、位置決め装置に対応し、磁気ヘッドスライダ２１０を支持すると共に、磁気ヘッドスライダ２１０をハードディスク２６２に対して位置決めする。磁気ヘッドスライダ２１０はアクチュエータによって、ハードディスク２６２のトラック横断方向に動かされ、ハードディスク２６２に対して位置決めされる。磁気ヘッドスライダ２１０に含まれる薄膜磁気ヘッド１１は、記録ヘッド３によってハードディスク２６２に情報を記録し、再生ヘッド２，１０２によってハードディスク２６２に記録されている情報を再生する。

１薄膜磁気ヘッド
４磁気抵抗効果素子
１５内側磁化固定層
１６スペーサ層
１６ａ第１の非磁性層
１６ｂ主スペーサ層
１６ｃ第２の非磁性層
１７磁化自由層
Ｌ１第１の磁性層
Ｌ２第２の磁性層

Claims

外部磁界に対して磁化方向のなす相対角度が変化する第１及び第２の磁性層と、
前記第１の磁性層と前記第２の磁性層との間に位置するスペーサ層と、
を有する磁気抵抗効果素子であって、
前記第１の磁性層は、前記磁気抵抗効果素子が形成される基板に対し、前記第２の磁性層よりも近い側に位置し、
前記スペーサ層は、
酸化ガリウムを主成分とするアモルファスの主スペーサ層と、
前記主スペーサ層と前記第１の磁性層との間に位置し、銅とガリウムとを含む第１の非磁性層と、を有している、磁気抵抗効果素子。
前記第１の非磁性層における銅とガリウムの合計含有量に対するガリウムの含有量の比は、３０％原子分率以上６５％原子分率以下である、請求項１に記載の磁気抵抗効果素子。
前記第１の非磁性層の膜厚は、０．４ｎｍ以上１．０ｎｍ以下である、請求項２に記載の磁気抵抗効果素子。
前記スペーサ層は、前記主スペーサ層と前記第２の磁性層との間に位置し、銅とガリウムとを含む非磁性層、Ｃｕ層またはＺｎ層のいずれかからなる第２の非磁性層を有している、請求項１から３のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子。
請求項１から４のいずれか１項に記載の磁気抵抗効果素子を有する磁気ヘッド。
前記第１の磁性層と前記第２の磁性層の一方が、外部磁界に対して磁化方向が変化する磁化自由層であり、他方が、外部磁界に対して磁化方向が固定された磁化固定層であり、
前記磁気抵抗効果素子のトラック幅方向両側に設けられ、前記磁化自由層に前記トラック幅方向のバイアス磁界を印加する一対のバイアス磁界印加層を有する、請求項５に記載の磁気ヘッド。
前記第１の磁性層と前記第２の磁性層が共に、外部磁界に対して磁化方向が変化する磁化自由層であり、
媒体対向面から見て前記磁気抵抗効果素子の裏面側に設けられ、前記第１及び第２の磁性層に前記媒体対向面と直交する方向のバイアス磁界を印加するバイアス磁界印加層を有する、請求項５に記載の磁気ヘッド。
請求項５に記載の磁気ヘッドを有する磁気ヘッドスライダ。
請求項５に記載の磁気ヘッドを有するヘッドジンバルアセンブリ。
請求項５に記載の磁気ヘッドを有するハードディスクドライブ装置。