JP5695697B2 - 磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置、および磁気抵抗効果素子の製造方法 - Google Patents

Description

本発明の実施形態は、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置、および磁気抵抗効果素子の製造方法に関する。

磁気記録再生装置において、ハードディスクドライブ等の磁気記録媒体に保存された情報が、磁気抵抗効果型の磁気ヘッドによって読み出される。記録密度を向上したときに、高感度すなわち大きな抵抗変化率を有しかつ低ノイズ読み出しセンサー（磁気抵抗効果型の磁気ヘッド）が必要になる。また、スピントランジスタ、ＭＲＭＡ(Magnetic Random Access Memory)などのスピントロニクス関係の磁気抵抗効果素子にも、大きな抵抗変化率を有する磁性材料が必要となる。

ホイスラー合金を強磁性層として用いた磁気抵抗効果素子では、規則化結晶構造を実現すると原理的に大変大きな抵抗変化率が期待され、磁気ヘッドの再生素子、およびスピントランジスタ、ＭＲＭＡなどのスピントロニクス関係の磁気抵抗効果素子への応用を目的として多くの研究開発が行われている。しかし、結晶の規則化には５００℃以上の高温熱処理が必要とされ、磁気抵抗効果素子への適用は熱拡散劣化により困難な状況にある。磁気ヘッドの場合、３００℃程度の熱処理温度がプロセス温度の上限とされている。

米国特許公開第２０１０／００７２５２９号明細書

本実施形態は、結晶の規則化温度が低い磁性層を有しかつ抵抗変化率の大きな磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気記録再生装置、および磁気抵抗効果素子を提供する。

本実施形態の磁気抵抗効果素子は、第１磁性膜と、第２磁性膜と、前記第１磁性膜と前記第２磁性膜との間に設けられた非磁性の中間膜と、を有する磁気抵抗効果膜を備え、ＡをＣｏと、Ｆｅと、Ｍｎとを含む合金、ＢをＳｉおよびＧｅを含む合金とするとき、前記第１および第２磁性膜の少なくとも一方は、Ａ_ｘＢ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）と表され、前記少なくとも一方の磁性膜は、前記中間膜との界面から離れるにつれてＳｉ濃度が減少するとともにＧｅ濃度が増大するように、膜厚方向に組成が変化する。

ホイスラー積層膜とホイスラー単層膜の磁気特性を測定して実験結果を示す図。 ホイスラー積層膜をＦｅＣｏ膜で挟んだ場合と、ホイスラー合金膜で挟んだ場合における磁気特性を測定した実験結果を示す図。 Ｓｉ、Ｇｅを含む種々のホイスラー積層膜とホイスラー単層膜の磁気特性を即位邸した実験結果を示す図。 ＣＦＭＳとＣＦＭＧの、Ｆｅ濃度と理論飽和磁化Ｂｓの関係を示す図。 Ｇｅ濃度を変調したホイスラー積層膜とホイスラー単層膜の磁気特性を測定した実験結果を示す図。 （ＣｏＦｅ）_７０Ｓｉ_３０、（ＣｏＦｅ）_８０Ｓｉ_２０、（ＣｏＦｅ）_７０Ｇｅ_３０、（ＣｏＦｅ）_８０Ｇｅ_２０のそれぞれの磁性合金膜とそれら単層膜の磁気特性を測定した実験結果を示す図。 ホイスラー積層膜とホイスラー単層膜の磁気抵抗効果を測定した実験結果を示す図。 ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ]積層膜の製造方法を説明するフローチャート。 第１実施形態による磁気ヘッドの再生部を示す平面図。 第２実施形態による磁気ヘッドの再生部を示す平面図。 第３実施形態による磁気ヘッドの再生部を示す断面図。 第４実施形態による磁気ヘッドの記録部を示す断面図。 第５実施形態による磁気記録再生装置の概略を示す斜視図。 ヘッドスライダが搭載されるヘッドスタックアセンブリを示す斜視図。

以下に、実施形態について図面を参照して説明する。
なお、図面は模式的または概念的なものであり、各部分の厚みと幅との関係、部分間の大きさの比率などは、必ずしも現実のものと同一とは限らない。また、同じ部分を表す場合であっても、図面により互いの寸法や比率が異なって表される場合もある。

なお、本願明細書と各図において、既出の図に関して前述したものと同様の要素には同一の符号を付して詳細な説明は適宜省略する。

まず、実施形態に至った経緯について説明する。

ホイスラー合金について考察する。このホイスラー合金は、ＡサイトにＣｏ、Ｆｅ、Ｍｎから選ばれた少なくとも２種の元素と、ＢサイトにＳｉおよびＧｅの元素を含む。なお、ＳｉまたはＧｅの元素の半分或いはそれ以下の比率になるようにＡｌまたはＧａの元素で置換してもよい。このホイスラー合金は、高温熱処理を施すことにより結晶の規則度が向上し、このホイスラー合金を磁性層として用いることにより高ＭＲ比の磁気抵抗効果素子を実現できることが知られている。

ホイスラー合金は、Ａ２、Ｂ２、Ｌ２_１などの各種結晶構造を取る。構成元素が完全に不規則なＡ２構造においては、飽和磁化Ｂｓは小さい。しかし、熱処理等を施すことにより結晶の規則化が進むにつれて飽和磁化が大きくなる。したがって、飽和磁化Ｂｓは、ホイスラー合金の結晶の規則化の促進具合の一つの指標となり、結果として高ＭＲ化の指標となる。

一方、保磁力Ｈｃはホイスラー合金の安定性の指標となる。つまり、ホイスラー合金層と、隣接する下地層等とが熱処理等によって相互拡散を起こすと、本来１０Ｏｅ以下程度の保磁力Ｈｃを有するホイスラー合金層は、それより大きな保磁力Ｈｃを発現する。この保磁力Ｈｃの増大は、再生ヘッドの動作不安定を引き起こすだけでなく、拡散によるホイスラー合金層の劣化で磁気抵抗効果を損なう、すなわちＭＲ比が低下する恐れがある。再生ヘッドの製造工程では３００℃程度の熱処理が行われるので、ホイスラー合金層の各熱処理温度における保磁力Ｈｃを確認することで、ホイスラー合金層の耐熱性を確認することができる。

以上の観点を考慮してホイスラー合金を含む磁性合金膜についてのサンプル１乃至サンプル１０を作成し、ａ）熱処理を行わない場合、ｂ）２９０℃で熱処理を行った場合、ｃ）３５０℃で熱処理を行った場合における保持力Ｈｃについて測定する実験を行った。この実験結果を図１に示す。

この実験に用いた磁性合金膜は、例えば、Ｃｏ_５０（Ｆｅ_０．４Ｍｎ_０．６）_２５Ｓｉ_２５（以下、ＣＦＭＳとも称する）、Ｃｏ_５３（Ｆｅ_０．４Ｍｎ_０．６）_２７Ｇｅ_１９（以下、ＣＦＭＧとも称する）、Ｃｏ_５０Ｆｅ_２５Ｓｉ_２５（以下、ＣＦＳと称する）、Ｃｏ_５０Ｆｅ_２５Ｇｅ_２５（以下、ＣＦＧとも称する）、Ｃｏ_５０Ｍｎ_２５Ｓｉ_２５（以下、ＣＭＳとも称する）、またはＣｏＭｎ_２５Ｇｅ（以下、ＣＭＧとも称する）の単層膜、これら単層膜を交互積層させた積層構造を有している。ここで、例えば、Ｃｏ_５０（Ｆｅ_０．４Ｍｎ_０．６）_２５Ｓｉ_２５は、Ｃｏが５０原子％（ａｔ％）、Ｆｅが２５ａｔ％×０．４＝１０ａｔ％であり、Ｍｎが２５ａｔ％×０．６＝１５ａｔ％であり、Ｓｉが２５ａｔ％であることを表している。この積層構造の例としては、例えば、ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ、またはＣＦＳ／ＣＦＧがある。ここで、「Ａ／Ｂ」はＡ層上にＢ層が積層された構造であることを意味する。磁性合金膜を含む多層膜構造の膜構成は断りのない限り、単結晶Ｓｉ基板上にＴａ（２）／Ｃｕ（２）／ＦｅＣｏ（１）／磁性合金膜（２〜２０）／ＦｅＣｏ（０．５）／Ｃｕ（２）／Ｔａ（２）を積層させた構成を有している。なお、括弧内の数字は厚さを示し、その単位はｎｍである。

また、サンプル３乃至サンプル１０の飽和磁化Ｂｓ値はそれぞれ、対応するサンプルを積層して形成する上記磁性合金膜の厚さを２ｎｍ〜２０ｎｍの範囲で変化させ、各飽和磁化の膜厚依存の傾きから求めた値である。また保磁力Ｈｃの値は、上記磁性合金膜の厚さが４ｎｍまたは５ｎｍとなるように形成し、このようにして形成した磁性合金膜の場合の値を採用している。

図１に記載された［ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ］積層膜（ＣＦＭＧ、ＣＦＭＳの単位はｎｍである）の予想値は、サンプル１のＣＦＭＳおよびサンプル２のＣＦＭＧの単層膜の磁気特性の結果を合計して２で割った値としている。したがって、飽和磁化Ｂｓが予想値の飽和磁化Ｂｓより大きい場合は、単層膜から想定される以上にホイスラー合金の規則化が促進していることを確認するための指標となる。なお、図１に示すサンプル１のＣＦＭＳおよびサンプル２のＣＦＭＧが完全規則化した場合（完全なＬ２_１規則構造を有する場合）の理論飽和磁化Ｂｓ値は、それぞれ１．４１Ｔと１．３３Ｔである。ＣＦＭＳ、Ｇｅがホイスラー組成（２５ａｔ％）から減少させたＣＦＭＧ（Ｇｅ１９ａｔ％）やホイスラー合金の化学量論組成（組成（ａｔ％）はＣｏ_５０（Ｆｅ_０．４Ｍｎ_０．６）_２５Ｇｅ_２５）にほぼ合わせたＣＦＭＧ＃２（組成（ａｔ％）はＣｏ₅₁（Ｆｅ_０．４Ｍｎ_０．６）_２４Ｇｅ_２５)の単層膜について、理論飽和磁化に対する各ＣＦＭＳ、ＣＦＭＧ膜の飽和磁化Ｂｓの割合、すなわち飽和磁化Ｂｓ／理論飽和磁化は、ＣＦＭＳが０．６７〜０．８１であり、ＣＦＭＧが０．８０〜０．９５、ＣＦＭＧ＃２が０．７１〜０．８６である。つまり、ＣＦＭＧ、ＣＦＭＧ＃２のほうが理論飽和磁化に近く、Ｇｅを含むホイスラー合金がＣＦＭＳに比べて規則化が容易であることを示している。ここで、ＣＦＭＧがＣＦＭＧ＃２より飽和磁化が大きくなるのは、ＣＦＭＧのＧｅ濃度が少ない分、磁性元素Ｃｏ、Ｆｅの割合が多いためと考えられる。

まず、図１に示すサンプル３の”ＣＦＭＳ＋ＣＦＭＧ（コスパッタ）”は、異なるＣＦＭＳとＣＦＭＧターゲットから同時スパッタリングにより成膜した膜である。この場合は、飽和磁化Ｂｓは、熱処理の有無にかかわらず、予想値を下回り、規則化には不適切である。また、３５０℃熱処理時の保磁力Ｈｃが１７Ｏｅと大きく、耐熱性にも不安がある。

一方、図１からわかるように、サンプル４乃至サンプル１０の［ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ］積層膜は、ＣＦＭＳの膜厚が１．５ｎｍ未満であれば、飽和磁化Ｂｓは予想値を上回る。なお、サンプル８、９においては、飽和磁化Ｂｓは、熱処理しない場合および２９０℃で熱処理した場合に予想値を下回っているが、３５０℃で熱処理した場合に予想値を上回っている。サンプル５を除いて、保磁力Ｈｃも３５０℃の熱処理で１０Ｏｅ未満と良好な耐熱性を示す。なお、サンプル５においては、３５０℃で熱処理した場合は、保磁力Ｈｃ１１Ｏｅ以上となっているが、熱処理を行わない場合、および２９０℃で熱処理を行う場合には、予想値を下回っている。つまり、ＣＦＭＳ膜の厚さをモノレイヤーレベルの極薄から１．５ｎｍまでの間とし、ＣＦＭＳ膜とＣＦＭＧ膜とを交互に積層した構造を有するホイスラー合金積層膜は、ＣＦＭＧ膜の膜厚によらず、単層膜やコスパッタ膜以上の高規則化を得ることができるとともに良好な耐熱性を得ることができる。ここでより高規則化が得られる理由は、規則化の容易なＣＦＭＧ膜が隣接するＣＦＭＳ膜の規則化を促進させたい場合に、薄いＣＦＭＳ膜の方が規則化を促進させやすいためと考えられる。ここで、モノレーヤとは０．１２５ｎｍを想定している。

図２は、ホイスラー積層膜の両側を一般的なＦｅＣｏ膜（以下、ＦＣともいう）で挟んだ場合（サンプル１１乃至サンプル１４）と、ＣＦＭＳホイスラー合金膜で挟んだ場合（サンプル１５乃至サンプル１８）のＣＦＭＧの磁気特性を測定した実験結果を示す図である。飽和磁化Ｂｓについては、ＣＦＭＧの両側の磁性膜がＦＣ、ＣＦＭＳいずれの場合でも大きな違いは見られない。一方、保磁力Ｈｃは、ＣＦＭＳで挟んだ場合の方がＦＣで挟む場合に比べて２９０℃以上の熱処理温度で保磁力Ｈｃは小さくなる。特に、ＣＦＭＳの厚さが０．５ｎｍ以上から特にこの効果が顕著になる。この実験結果は、ＦｅＣｏ合金よりもＣＦＭＳのような熱処理耐性の良好なホイスラー合金膜で熱処理耐性の弱いホイスラー合金膜を挟むことが、ホイスラー合金膜の熱処理耐性を改善するのに望ましいことを示している。

図３は、図１で示したＣＦＭＳやＣＦＭＧに加えて、Ｓｉ、Ｇｅを含むその他のホイスラー積層膜とホイスラー単層膜の磁気特性を測定した実験結果を示す図である。また、図４はＣＦＭＳとＣＦＭＧのＦｅ濃度と理論飽和磁化Ｂｓの関係を示した図である。図３に記載されたホイスラー積層膜の予想値は、前述した図１の場合と同様にして求めたものである。飽和磁化Ｂｓについては、Ｓｉを含むホイスラー合金膜とＧｅを含むホイスラー合金膜を交互積層により成膜することで、Ｆｅ系やＭｎ系ホイスラー合金によらず単層膜からの予想値を上回ることが分かる。保磁力Ｈｃについては、単層膜で保磁力Ｈｃの大きくなるホイスラー合金同士の積層膜（例えば、［ＣＭＳ／ＣＦＧ］や［ＣＭＳ／ＣＭＧ］など）では、積層膜にしても熱処理により保磁力Ｈｃは増大することがわかる。

一方、積層膜のどちらか少なくとも一方が熱処理時に保磁力Ｈｃが増大しないホイスラー合金（つまり、耐熱性の良好なホイスラー合金）なら、もう片方のホイスラー合金の耐熱性が良くない場合でも、積層にして熱処理時の保磁力Ｈｃ増大を抑制することが実証された。つまり、この実験では、Ｓｉを含むホイスラー合金とＧｅを含むホイスラー合金の積層膜で、高規則化を実現できることを示すと同時に、積層膜にすることで熱処理による拡散等の起きやすい、つまり熱処理耐性の良くないホイスラー合金を用いても熱処理耐性の強いホイスラー積層膜に変えることが可能であることを示している。

さらに、ＣｏＦｅＳｉのＳｉについて、半分或いはそれ以下の比率をＡｌで置換しても、ＣｏＦｅＧｅのＧｅの一部をＧａで置換しても熱処理により同様な規則化合金が形成できることが報告されている(例えば、APPLIED PHYSICS LETTERS 96, 212501 (2010)、APPLIED PHYSICS LETTERS 98, 152501 (2011)）。以下の実施形態で用いられるホイスラー合金膜においても、ＳｉやＧｅの一部をＡｌやＧａで半分程度まで置換しても同様の効果が得られると考えられる。

図５は、Ｇｅ濃度を変調したＣＦＭＧホイスラー合金とＣＦＭＳの積層膜について、ホイスラー単層膜との磁気特性を測定した実験結果を示す図である。図５に記載された各Ｇｅ濃度の異なった［ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ＃１］及び［ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ＃２］積層膜の予想値は、前述した図１の場合と同様にして求めたものである。また、図５のＣＦＭＧ＃１はＧｅ濃度が１９ａｔ％とＣＦＭＧホイスラー合金の化学量論組成２５ａｔ％より少ないもので、ＣＦＭＧ＃２は上記した通りＧｅ濃度が２５ａｔ％でほぼホイスラー合金の化学量論組成通りに調整された膜である。

単層膜のＣＦＭＧ＃１とＣＦＭＧ＃２の実験結果から、Ｇｅ濃度の低いＣＦＭＧ＃１の方が飽和磁化Ｂｓは大きくなりやすいことが分かる。これは、Ｇｅ濃度が減少した分、Ｃｏ及びＦｅ濃度が増大したことによる飽和磁化Ｂｓの増大と考えられる。一方、保磁力Ｈｃの熱処理温度による挙動はいずれのＣＦＭＧ＃１、ＣＦＭＧ＃２でも大きな違いはなく、３５０℃熱処理で顕著に保磁力Ｈｃの増大が確認できる。

次に、これらの積層膜では飽和磁化Ｂｓが予想値を上回り、規則化が容易になることを示しており、保磁力Ｈｃはいずれの場合でも３５０℃熱処理で１０Ｏｅ以下と良好な耐熱性を持つことが確認できた。つまり、この実験ではＧｅ濃度の大小に関わらず、上記図１乃至図３の実験結果に示したホイスラー合金の交互積層による高規則化効果と良好な耐熱性が示された。しかし、Ｇｅ濃度が１５％未満ではＢｓの増大効果が消失した。

一方、Ｂ元素のＳｉやＧｅの濃度が３０％でも高ＭＲ比のホイスラー合金が報告されている（JOURNAL OF APPLIED PHYSICS 109, 093912 (2011)、IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, VOL. 44, NO. 11, NOVEMBER 2008）。しかし、Ｇｅ濃度が３５％を超えると、結晶構造が不安定となり、Ｂｓアップ効果が消失した。すなわち、高ＭＲ比のホイスラー合金において、結晶構造が安定となるのは、Ｂサイトの元素の濃度は１５％以上でかつ３５％以下となる。

これまでＡサイトについては、理想的なホイスラー合金組成であるＣｏが２／３、ＦｅやＭｎが１／３となる組成比近傍の例を図１乃至図３に示した。

しかし、ホイスラー合金と異なるＡサイトの組成を有していても、強磁性層の結晶の規則化温度を低減することができる。その実験結果を図６に示す。図６では、ＡサイトのＣｏとＦｅの組成比を１：１に調節し、そこにＳｉまたはＧｅを添加した（ＣｏＦｅ）_８５Ｓｉ_１５、（ＣｏＦｅ）_８０Ｓｉ_２０、（ＣｏＦｅ）_７０Ｓｉ_３０、（ＣｏＦｅ）_６５Ｓｉ_３５、（ＣｏＦｅ）_８５Ｇｅ_１５、（ＣｏＦｅ）_８０Ｇｅ_２０、（ＣｏＦｅ）_７０Ｇｅ_３０、または（ＣｏＦｅ）_６５Ｇｅ_３５からなる磁性合金膜と、これらの磁性合金膜の積層膜の磁気特性を比較した例である。図６に記載されている積層膜の予想値は、前述した図１の場合と同様に求めたものである。飽和磁化Ｂｓについては、図１の例で示したホイスラー合金の組成に比べると飽和磁化Ｂｓの増大効果は弱くなるものの、予想値より飽和磁化Ｂｓは大きくなっている。つまり、Ａサイトの組成がホイスラー組成から外れた場合でも積層による規則化促進効果が得られる。また、保磁力Ｈｃについては、Ｇｅを含む場合は３５０℃熱処理で保磁力Ｈｃが大きくなることが確認される。しかし、これまでの例で挙げたのと同様にＳｉまたはＧｅを含む磁性合金膜を積層させることで、３５０℃熱処理でも保磁力Ｈｃの増大を抑制することができる。つまり図６の例は、Ａサイトの組成がホイスラー組成から外れた場合でもＳｉを含む磁性合金膜とＧｅを含む磁性合金膜との積層構造で、規則化促進効果と熱処理耐性改善の効果が得られることを示している。図６からわかるように、（ＣｏＦｅ）_ｘＳｉ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）からなる磁性合金膜と、（ＣｏＦｅ）_ｘＧｅ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）からなる磁性合金膜との積層膜を用いれば、飽和磁化Ｂｓは予想値以上となるとともに、保磁力は予想値以下となる。このため、上記積層膜を用いれば、規則化促進効果と熱処理耐性改善の効果が得られる。

さらに、２つの磁性層間にＭｇＯのスペーサを用いた磁気抵抗効果素子において、Ａサイト中のＦｅをＭｎで置換しても、大きなＭＲ比が得られることが知られている。このことから、Ａサイト中のＦｅの一部または全部をＭｎで置換しても、規則化促進効果と熱処理耐性改善の効果が得られることがわかる。例えば、（ＣｏＭｎ）_ｘＳｉ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）からなる磁性合金膜と、（ＣｏＭｎ）_ｘＧｅ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）からなる磁性合金膜との積層膜を用いてもよい。すなわち、ＡをＣｏと、ＦｅおよびＭｎから選ばれた少なくとも１種の元素とを含む合金とするとき、Ａ_ｘＳｉ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）からなる磁性合金膜と、Ａ_ｘＧｅ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）からなる磁性合金膜との積層構造を用いればよい。なお、Ａサイト中のＣｏと、ＦｅまたはＭｎとの組成については、ＣｏはＦｅまたはＭｎよりも多く含んでおり、Ｃｏの組成が５０ａｔ％程度（例えば、４５ａｔ％以上５５ａｔ％以下）であることが好ましい。これは、化学量論比に基づくＣｏベースのホイスラー合金中のＣｏの組成が５０ａｔ％であるためである。

図７は、ＣＦＭＳおよびＣＦＭＧホイスラー合金層の積層膜と、各ホイスラー合金層の単層膜を有するサンプル２１〜２７を作成し、これらのサンプルを用いて磁気抵抗効果素子を作成し、これらの磁気抵抗効果素子のＭＲ値を測定した実験結果を示す図である。なお、図７においては、ＭＲ値は、面積×抵抗変化ｄＲＡとして示されている。ＭＲ値の評価は、Ｔａ（２ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）からなる下地層／図７に記載のホイスラー合金層／ＦＣ層／Ｃｕ中間層（３ｎｍ）、／ＦＣ層／図７に記載のホイスラー合金層／Ｃｕ（１ｎｍ）／Ｒｕキャップ層からなる磁気抵抗効果膜を、下電極上に成膜し、その後、１００ｎｍ×２００ｎｍの形状にパターニングして、さらに上電極を形成し、磁気抵抗効果素子を形成した。

このように形成したサンプル２１〜サンプル２９においては、各ホイスラー合金層の合計膜厚は５ｎｍで統一している。例えば、サンプル２１は、厚さが５ｎｍのＣＦＭＳ膜であり、サンプル２３は、厚さが０．５ｎｍのＣＦＭＳ層と厚さが０．５ｎｍのＣＦＭＧ層とを積層した厚さが１ｎｍの構造を５回繰り返して積層した厚さが５ｎｍの積層膜である。また、サンプル２４およびサンプル２６は、表面近傍でＳｉの組成が多く、内部でＧｅの組成が多い場合のホイスラー合金膜である。サンプル２５は、表面近傍でＧｅの組成が多く、内部でＳｉの組成が多いホイスラー合金膜である。図７の磁気抵抗素子の実験結果より、サンプル２４またはサンプル２６を用いて作成した磁気抵抗効果素子は、サンプル２５を用いて作成した磁気抵抗効果素子に比べて、大きな磁気抵抗効果を有している。これは、下地層や中間層との界面近傍においてＳｉの組成が多い方が、界面近傍にＧｅの組成が多い場合に比べて、熱処理耐性が良好で磁性膜の劣化を抑制でき、充分に磁気抵抗効果特性を引き出せるためと考えられる。また、サンプル２１、サンプル２２、またはサンプル２７を用いて磁気抵抗効果素子を形成した場合に比べて、サンプル２４またはサンプル２６を用いて磁気抵抗効果素子を形成した方が磁気抵抗効果を大きくすることができる。これは、上述した通り、熱処理耐性は悪いが、規則化が容易なＣＦＭＧ膜を熱処理耐性の良好なＣＦＭＳ膜で挟むことにより、熱処理耐性を改善することができ、かつＣＦＭＳ膜の規則化が隣接するＣＦＭＧ膜によって促進されるためと考えられる。サンプル２８，２９は厚さがそれぞれ０．１２５ｎｍと０．２５ｎｍのＣＦＭＳ、ＣＦＭＧ層を積層させた場合の磁気抵抗素子の結果である。これらの結果はサンプル２３の０．５ｎｍ積層の場合と比べてより大きな磁気抵抗効果を示している。この理由は、表１の磁気特性の結果において０．１２５ｎｍ， ０．２５ｎｍ積層膜の飽和磁化が０．５ｎｍ積層に比べて大きいことより、ＣＦＭＳとＣＦＭＧを極薄で隣接させることで、ＣＦＭＧに促されてＣＦＭＳもより規則化が促進されるためと考えられる。

また、図７［ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ］積層膜を用いた場合のＭＲはいずれの熱処理温度で比較しても最も大きいことが分かる。詳しくＭＲ値を見ると、［ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ］積層膜では熱処理無しでも２９０℃熱処理した単層膜のＭＲ値に匹敵し、３５０℃熱処理まで一貫してＭＲ値が熱処理の温度が高くなるにつれて増大する。

上記図１乃至図６に示す実験結果を鑑みると、積層膜にすることで熱処理前からホイスラー合金膜は規則化が始まっており、熱処理温度上昇と共に規則化が促進されてＭＲ値が増大すると考えられる。しかも、熱耐性が良好なので３５０℃の熱処理でもＭＲ値が低下しないことも分かる。一方、３５０℃におけるＣＦＭＧのＭＲ値は２９０℃と比べて小さくなっている。これは、上記図１乃至図６に示す実験結果で示したＣＦＭＧの３５０℃での熱処理時の保磁力Ｈｃが大きいことから、予想されるＣＦＭＧのホイスラー合金膜の劣化によるＭＲ値の低下と解釈できる。図７で示された実験結果は、明確に交互積層により成膜されたホイスラー合金積層膜のＭＲ値の増大効果を示している。

次に、[ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ]積層膜の製造方法について図８を参照して説明する。まず、基板上に下地層を成膜する（図８のステップＳ１）。この下地層としては、Ｔａ層とこのＴａ層上に形成されたＣｕ層との積層構造（Ｔａ／Ｃｕ）が用いられるか、または、Ｔａ／Ｃｕ上にＦｅ_５０Ｃｏ_５０層を積層した（Ｔａ／Ｃｕ／Ｆｅ_５０Ｃｏ_５０）が用いられる。再生ヘッドに適応する場合には、ＮｉＦｅ磁気シールド層を形成した基板を用いる。基板や下地層は適応デバイスに応じて、いろいろな構成が考えられる。

続いて、下地層上にＣＦＭＧ膜を成膜する（図８のステップＳ２）。このＣＦＭＧ膜の成膜速度は例えば０．０５５０ｎｍ／ｓｅｃである。

その後、ＣＦＭＧ膜上にＣＦＭＳ膜を成膜する（図８のステップＳ３）。このＣＦＭＳ膜の成膜速度は例えば０．０４１７ｎｍ／ｓｅｃである。

積層膜の膜厚が所望値未満か否かの判定し（ステップＳ４）、所望値未満の場合は、ステップＳ２に戻り、ＣＦＭＧ膜を成膜し、ステップＳ３、Ｓ４を繰り返す。積層膜の膜厚が所望値以上の場合は、例えばＣｕからなる中間層を成膜する（ステップＳ５）。

次に、中間層上にＣＦＭＳ膜を成膜する（ステップＳ６）。続いて、ＣＦＭＧ膜を成膜する（図８のステップＳ７）。その後、ＣＦＭＧ膜上にＣＦＭＳ膜を成膜する（図８のステップＳ８）。中間層上の積層膜の膜厚が所望値未満か否かの判定し（ステップＳ９）、所望値未満の場合は、ステップＳ７に戻り、ＣＦＭＧ膜を成膜し、ステップＳ８、Ｓ９を繰り返す。積層膜の膜厚が所望値以上の場合は、キャップ層を成膜する（ステップＳ１０）。キャップ層としては、積層構造Ｔａ／Ｃｕが用いられるか、または、積層構造Ｔａ／Ｃｕ／Ｆｅ_５０Ｃｏ_５０が用いられる。デバイスに応じてキャップの構成は変化してもよい。

ステップＳ１からステップＳ１０までの工程は、例えば、ＤＣマグネトロンスパッタ装置を用いて行われる。成膜条件はベース圧力が例えば２×１０^−６Ｐａ以下、例えば０．２７ＰａのＡｒガス雰囲気中で行われる。欠陥の少ない緻密な膜を形成するために、スパッタリングガス圧は低いことが望ましい。なお、ＣＦＭＳ膜およびＣＦＭＧ膜の成膜パワーは例えば１００Ｗまたは５０Ｗであり、下地層およびキャップ層の成膜パワーは例えば１００Ｗである。成膜時には、基板を１００〜３００℃の範囲で加熱することが、ホイスラーの規則化促進、飽和磁束密度増大、ＭＲ比の増大に好ましい。

キャップ層が形成された後、試料をＤＣマグネトロンスパッタ装置から取り出し、真空中（例えば約１０^−４Ｐａ）で熱処理を行う。

以下の実施形態において鍵となる高ＭＲ比の実現に必要な磁性層の例を詳細に説明した。次に、上記磁性層を用いた磁気抵抗効果素子を有するデバイスの応用例を実施形態として説明する。

（第１実施形態）
第１実施形態による磁気ヘッドについて図９を参照して説明する。この実施形態の磁気ヘッドは、再生部を備えている。この再生部を図９に示す。図９は磁気記録媒体から見た再生部１の平面図、すなわち媒体対向面（以下、ＡＢＳ(Air Bearing Surface)ともいう）から見た平面図である。図９において、ｘ方向は再生部１から図示しない磁気記録媒体に向かう方向を示し、ｙ方向は磁気記録媒体のトラックの幅方向を示し、ｚ方向は磁気記録媒体のトラックの長手方向を示す。この再生部１は、磁気抵抗効果を発現する磁性体の積層構造を含む磁気抵抗膜（以下、ＭＲ膜ともいう）１０と、ＭＲ膜１０を挟むように設けられた磁気シールド層２１、２２と、を備えている。ＭＲ膜１０は、下地層１１、磁性層１２、非磁性の中間層１３、磁性層１４、およびキャップ層１５がこの順序で積層された構成を有している。磁気シールド２１、２２は、磁気シールドの機能の他に、ＭＲ膜１０に電流を流すための電極としても機能する。したがって、再生部１は、磁気抵抗効果素子として機能する。後述する第２および第３実施形態においても、再生部は磁気抵抗効果素子として機能する。なお、本実施形態では、ＭＲ膜１０のトラック幅方向（ｙ方向）の端部に図示しない絶縁層を介してサイドシールド２３が設けられている。

下地層１１としては、例えばＴａ、Ｒｕ、Ｃｕなどの非磁性金属が用いられる。また、複数の材料を積層した構成でも良い。例えば、Ｔａ／Ｃｕ、Ｔａ／Ｒｕ等でもよい。

磁性層１２、１４としては、図１乃至図７で説明した磁性合金を用いる。図１からわかるように、例えばＣＦＭＳ膜の厚さをモノレイヤーレベルの極薄から１．５ｎｍまでの間とし、ＣＦＭＳ膜とＣＦＭＧ膜とを交互に積層した構造を有するホイスラー合金積層膜が用いられる。また、図２からわかるように、例えば熱処理耐性の良好なホイスラー合金膜で熱処理耐性の弱いホイスラー合金膜を挟んだ構造が用いられる。また、図３および図４からわかるように、例えばＳｉを含むホイスラー合金とＧｅを含むホイスラー合金の積層膜が用いられる。また、図５からわかるように、例えばＧｅ濃度が１５％を超えてかつ３５％未満であるＣＦＭＧホイスラー合金とＣＦＭＳの積層膜が用いられる。また、図６からわかるように、例えばホイスラー合金のＡサイトの組成がホイスラー組成から外れた場合でもＳｉとＧｅの磁性合金膜の積層構造が用いられる。また、図７からわかるように、［ＣＦＭＳ／ＣＦＭＧ］積層膜が用いられる。なお、上記積層膜であって、ＣｏＦｅＳｉを構成するＳｉの半分をＡｌで置換した積層膜、またはＣｏＦｅＧｅを構成するＧｅの半分をＧａで置換した積層膜も用いることができる。

この実施形態の再生部に１おいては、磁性層１２、１４がともにフリー層として機能することにより磁気記録媒体からの磁界の検出を行う。すなわち、磁気記録媒体からの磁界に応じて、磁性層１２の磁化方向と、磁性層１４の磁化方向とのなす角度が変化し、この変化により再生部１の電気抵抗が変化し、この電気抵抗の変化を磁気シールド２１、２２間に一定電流を流して磁気シールド２１、２２間の電圧を測定することにより、または一定電圧を磁気シールド２１、２２間に印加して磁気シールド２１、２２間に流れる電流を測定することによって検知する。

磁性層１２、１４の厚さは３ｎｍ〜８ｎｍが望ましい。高分解能再生が必要な場合には、磁性層１２、１４の厚さを薄くし、磁気シールド層２１、２２の間隔を狭くすることが望ましい。例えば、下地層１１として厚さが２ｎｍのＴａおよび厚さが１ｎｍのＣｕからなる厚さが３ｎｍの積層構造を用い、中間層１３として厚が２ｎｍのＣｕ層を用い、キャップ層１５として厚さが１ｎｍのＣｕおよび厚さが２ｎｍのＴａからなる厚さが３ｎｍの積層構造を用いる。この場合、磁性層１２および磁性層１４の厚さをそれぞれ４ｎｍとすることにより、１６ｎｍの狭いギャップ長（磁気シールド層２１と磁気シールド２２とのギャップ間隔）が実現でき、２Ｔｂ／ｉｎ^２〜４Ｔｂ／ｉｎ^２の記録密度の再生に必要な高分解能が得られる。

磁性層１２、１４のそれぞれの厚さが３ｎｍよりも薄くなると、ＭＲ比の低減、熱揺らぎ磁気ノイズの増大が顕著となり、高ＳＮ比の再生が困難になる。また、磁性層１２、１４のそれぞれの厚さが８ｎｍを越えると、ギャップ長は、現行の再生ヘッドと同程度の２４ｎｍとなり、本実施形態と同様の効果を得ることができる。しかし、２Ｔｂ／ｉｎ^２〜４Ｔｂ／ｉｎ^２の高記録密度媒体用再生ヘッドに要求されるギャップ長を超過してしまう。

非磁性の中間層１３としては、Ｃｕ、Ａｇなどの金属膜、ＭｇＯ、ＧａＯ、ＺｎＯなどの酸化膜、あるいは絶縁膜中に、磁性金属（Ｆｅ、Ｃｏなど）や非磁性金属（Ｃｕなど）からなる微細導電領域が設けられた構造の膜、または例えば、ＴｉＮ、ＣｒＮ、ＴａＮ等の窒化物の薄膜が用いられる。

キャップ層１５としては、例えば、Ｔａ、Ｒｕ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、Ｔｉなどの非磁性金属が用いられる。

磁気シールド層２１、２２としては、例えばＮｉＦｅ合金が用いられる。磁気シールド層２１、２２は、分解能向上の目的以外に、ＭＲ膜１０に通電するための電極の役割も有する。

以上説明したように、第１実施形態によれば、結晶の規則化温度が低い磁性層を有しかつ抵抗変化率の大きな磁気ヘッドを提供することができる。

なお、第１実施形態の磁気ヘッドは、磁気記録媒体に磁化情報を記録する記録部を備えていてもよい。この記録部としては、後述する第４実施形態で説明する記録部を用いることができる。

（第２実施形態）
第２実施形態による磁気ヘッドについて図１０を参照して説明する。この実施形態の磁気ヘッドは、再生部を備えている。この再生部を図１０に示す。図１０は再生部１Ａを媒体対向面から見た平面図である。この再生部１Ａは、図９に示す第１実施形態の再生部１においてＭＲ膜１０をＭＲ膜１０Ａに置き換えた構成を有している。このＭＲ膜１０Ａは、ＭＲ膜１０において下地層１１と磁性層１２との間に、反強磁性層１６、磁性層１７、および交換結合層１８を設けた構成を有している。磁性層１７の磁化方向は反強磁性層１６によって一方向に固定される。磁性層１２と磁性層１７とは、交換結合層１８を介して交換結合される。

下地層１１、非磁性中間層１３、キャップ層１５としては、第１実施形態と同様の材料が用いられるとともに、同様の厚さを有している。

反強磁性層１６としては、例えば厚さが５ｎｍ〜７ｎｍのＩｒＭｎ合金などが用いられる。磁化方向が固定される磁性層１７としては、例えばＣｏＦｅ合金を用いる。交換結合層１８としては、例えばＲｕなどを用いる。

磁性層１２、磁性層１４の少なくとも一方の磁性層としては、図１乃至図７で説明したホイスラー合金を用いる。

また、磁性層１２と交換結合層１８との界面には、十分な交換結合を確保するために厚さが０．５ｎｍ程度のＣｏＦｅ合金層（図示せず）を設けて良い。安定した磁化固定のために必要な強い交換結合の確保、および狭い上下シールド間隔による高分解能な再生を実現するために、磁性層１２の厚さは２ｎｍ程度の極薄が望ましい。厚さが２ｎｍ程度でも十分な規則、高いＭＲ比の実現には、例えば、ＣｏＦｅＭｎＳｉ（０．３ｎｍ）／ＣｏＦｅＭｎＧｅ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅＭｎＳｉ（０．３ｎｍ）／ＣｏＦｅＭｎＧｅ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅＭｎＳｉ（０．３ｎｍ）の組成変調ホイスラー合金が用いられる。具体的なホイスラー合金の組成は、Ｃｏ_５０Ｆｅ_１０Ｍｎ_１５Ｓｉ_２５、Ｃｏ_５０Ｆｅ_１０Ｍｎ_１５Ｇｅ_２５である。

また、本実施形態においては、磁性層１４としては、例えば磁性層１２と同様な構成のホイスラー合金と、拡散バリアー層（Ｃｕ、Ｔａ、Ｒｕなど、モノレーヤから１ｎｍの範囲の厚み）を介して負の磁気歪みを有するＮｉＦｅ層または厚さが２ｎｍ〜４ｎｍのＦｅ層を積層した積層構造を用いことができる。通常、ホイスラー合金は正の磁気歪を有するので、磁性層１４は媒体磁界に応じて磁化がスムーズに変化して低ノイズとなる特性が必要であり、そのためには磁気歪の低減が望ましく、負の磁気歪を有するＮｉＦｅ層またはＦｅ層を積層して、正と負の磁気歪の相殺効果により低磁気歪を実現することができる。

この第２実施形態も第１実施形態と同様に、結晶の規則化温度が低い磁性層を有しかつ抵抗変化率の大きな磁気ヘッドを提供することができる。

なお、第２実施形態の磁気ヘッドは、磁気記録媒体に磁化情報を記録する記録部を備えていてもよい。この記録部としては、後述する第４実施形態で説明する記録部を用いることができる。

（第３実施形態）
第３実施形態による磁気ヘッドについて図１１を参照して説明する。この実施形態の磁気ヘッドは、再生部を備えている。この再生部１Ｂを図１１に示す。図１１は、ＡＢＳに垂直な平面で再生部１Ｂを切断した断面図である。図１１において、ｘ方向は再生部１Ｂから磁気記録媒体４０に向かう方向を示し、ｙ方向は磁気記録媒体４０のトラックの幅方向を示し、ｚ方向は磁気記録媒体４０のトラックの長手方向を示す。この再生部１Ｂは、磁気抵抗効果（以下、ＭＲともいう）を発現する磁性体の積層構造を含む磁気抵抗膜１０Ｂと、このＭＲ膜１０Ｂを挟むように設けられた磁気シールド層２１、２２と、を備えている。磁気シールド２１には、ＡＢＳと反対側でかつＭＲ膜１０Ｂ側に位置する領域に凹部２１ａが設けられている。この凹部２１ａは、ＡＢＳから２０ｎｍ〜５０ｎｍ程度後退した領域に設けられる。

ＭＲ膜１０Ａは、下地層１１と、磁性層１２と、非磁性の中間層１３と、磁性層１４と、キャップ層１５と、反強磁性層１６と、磁性層１７と、交換結合層１８と、を有している。下地層１１、磁性層１７、交換結合層１８、磁性層１２、中間層１３、磁性層１４、およびキャップ層１５はこの順序で磁気シールド２１の磁気シールド２２に対向する面上に積層される。下地層１１は、磁気シールド２１の磁気シールド２２に対向する面のうち凹部２１ａを除いた領域に設けられる。そして、磁性層１７、交換結合層１８、磁性層１２、中間層１３、磁性層１４、およびキャップ層１５の積層構造は、下地層１１上の設けられるとともに、磁気シールド２１の凹部２１ａの上方に延在するように設けられている。磁性層１７の磁化方向を一軸方向に固定するために、凹部２１ａ内に磁性層１７に近接して反強磁性層１６が設けられる。なお、反強磁性層１６と磁気シールド２１との間には図示しない絶縁膜が設けられている。

下地層１１、磁性層１７、交換結合層１８、磁性層１２、中間層１３、磁性層１４、キャップ層１５、および反強磁性層１６としては、第２実施形態で説明したと同じ材料が用いられる。

この第３実施形態の再生部１Ｂは、第２実施形態の再生部１Ａに比べて、磁気シールド２１、２２の間の距離を狭めることが可能となり、再生分解能が向上する。なお、磁気記録媒体４０から離れた箇所には反強磁性層１６が存在するので、磁性層１２の磁化の固定を維持できる。

この第３実施形態も第２実施形態と同様に、結晶の規則化温度が低い磁性層を有しかつ抵抗変化率の大きな磁気ヘッドを提供することができる。

なお、第３実施形態の磁気ヘッドは、磁気記録媒体に磁化情報を記録する記録部を備えていてもよい。この記録部としては、後述する第４実施形態で説明する記録部を用いることができる。

第１乃至第３実施形態では、磁気抵抗効果素子を磁気ヘッドの再生部に適応した場合を詳しく説明した。第１乃至第３実施形態で説明した効果は、ホイスラー合金の規則化促進、ＭＲ比のアップにあるので、磁気ヘッド以外にも多くのスピントロニクスデバイスへの応用が可能である。例えば、ホイスラー合金の高ＭＲ比が実現できると、磁性発振デバイス、高周波アシスト磁気ヘッドのスピントルク発振子（ＳＴＯ(Spin Torque Oscillator)）、ＭＲＡＭ、スピントランジスタへの適用が考えられる。磁気抵抗効果素子を高周波アシスト磁気ヘッドのＳＴＯに適用した場合を第４実施形態として説明する。

（第４実施形態）
第４実施形態による高周波アシスト磁気ヘッドを図１２に示す。第４実施形態の高周波アシスト磁気ヘッドは記録部２を備えている。図１２は、記録部２の断面図である。図１２において、ｘ方向は記録部２から磁気記録媒体４０に向かう方向を示し、ｙ方向は磁気記録媒体４０のトラックの幅方向を示し、ｚ方向は磁気記録媒体４０のトラックの長手方向を示す。この記録部２は、記録磁極９１と、磁気シールド９２と、記録磁極９１と磁気シールド９２との間に設けられたスピントルク発振子８０と、を備えている。

スピントルク発振子８０は、記録磁極８０上に、下地層８１、垂直磁化を有するスピン注入層８２、非磁性の中間層８３、発振層８４、およびキャップ層８５がこの順序で積層された積層構造を有している。記録磁極層８０と磁気シールド層８６を介してスピントルク発振子８０に直流電流を供給する。すると、スピン注入層８２から注入された分極スピンにより発振層８４が発振し、この発振層８４から高周波磁界が発生して磁気記録媒体４０に印加することにより高周波アシスト磁気記録が実現できる。

ここで、スピン注入層８２としては、スピントルク発振子が発振するために、極力大きなスピン分極が必要となる。垂直磁化を有してかつ大きなスピン分極を実現するために、スピン注入層８２としては、Ｃｏ層とＰｔ層とを交互に積層した垂直磁化を有する積層構造、Ｃｏ層とＰｄ層とを交互に積層した垂直磁化を有する積層構造、またはＣｏ層とＮｉ層とを交互に積層した垂直磁化を有する積層構造と、非磁性の中間層８３側の界面に第２実施形態で説明した厚さが２ｎｍ程度の極薄の組成変調ホイスラー合金と、を用いることが好ましい。組成変調ホイスラー合金としては、例えば、ＣｏＦｅＭｎＳｉ（０．３ｎｍ）／ＣｏＦｅＭｎＧｅ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅＭｎＳｉ（０．３ｎｍ）／ＣｏＦｅＭｎＧｅ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅＭｎＳｉ（０．３ｎｍ）が用いられる。具体的なホイスラー合金の組成は、Ｃｏ_５０Ｆｅ_１０Ｍｎ_１５Ｓｉ_２５、Ｃｏ_５０Ｆｅ_１０Ｍｎ_１５Ｇｅ_２５である。このような構成とすることにより、垂直磁界と高分極が両立したスピン注入層が実現することができる。

一方、発振層８４としては、大きな高周波磁界発生のために大きな飽和磁化を有するＦｅＣｏ合金が用いられる。スピントルク発振を容易にするためには、発振層８４のダンピング定数を低減する必要がある。５００℃程度の熱処理により規則化を促進したＣｏＦｅＭｎＳｉなどホイスラー合金においては、ＦｅとＭｎの比率が１：１前後ではＦｅＣｏに比べて大幅にダンピングが低減することが報告されている（Appl. Phys. Lett. 94, 122504 (2009)）。原理的に、規則化が促進して分極が向上するとダンピングが低下することが予想されている。そこで、例えば、ＣｏＦｅＭｎＳｉ層とＣｏＦｅＭｎＧｅ層とを交互積層したホイスラー合金を発振層として用いると、３００℃程度以下の熱処理温度でも規則化促進が可能となり、発振が容易なＳＴＯを得ることができる。発振層８４の飽和磁化を増大するために、ＦｅＣｏと、第１乃至第３実施形態に用いられるホイスラー合金を積層してもよい。例えば、ＦｅＣｏ（３ｎｍ）／Ｈ（２ｎｍ）／ＦｅＣｏ（３ｎｍ）／Ｈ（２ｎｍ）／ＦｅＣｏ（３ｎｍ）の発振層を用いると、低ダンピングと高飽和磁化（〜２Ｔ）が実現できる。ここで、Ｈは第１乃至第３実施形態に用いられるホイスラー合金を意味する。その結果、スピントルク発振子に流す電流（ＳＴＯ電流）が小さくとも、大きな高周波磁界の発生を実現することができる。小さなＳＴＯ電流は、スピントルク発振子の信頼性を大きくすることができる。

この第４実施形態も第１実施形態と同様に、結晶の規則化温度が低い磁性層を有しかつ抵抗変化率の大きな磁気ヘッドを提供することができる。

なお、第４実施形態の磁気ヘッドは、磁気記録媒体からの磁化情報を再生する再生部を備えていてもよい。この再生部としては、第１乃至第３実施形態で説明した再生部を用いることができる。

（第５実施形態）
第５実施形態による磁気記録再生装置について説明する。

上述した第１乃至第４実施形態のいずれかに記載の磁気ヘッドは、例えば、記録再生一体型の磁気ヘッドアセンブリに組み込まれ、磁気記録再生装置に搭載することができる。なお、本実施形態による磁気記録再生装置は、再生機能を有することもできるし、記録機能と再生機能の両方を有することもできる。

図１３は、第５実施形態による磁気記録再生装置の構成を例示する模式的斜視図である。図１３に示すように、本実施形態による磁気記録装置１５０は、ロータリーアクチュエータを用いた形式の装置である。同図において、記録用媒体ディスク１８０は、スピンドルモータ１５２に装着され、図示しない駆動装置制御部からの制御信号に応答する図示しないモータにより矢印Ａの方向に回転する。本実施形態に係る磁気記録再生装置１５０は、複数の記録用媒体ディスク１８０を備えたものとしても良い。

記録用媒体ディスク１８０に格納する情報の記録再生を行うヘッドスライダ１５３は、薄膜状のサスペンション１５４の先端に取り付けられている。ここで、ヘッドスライダ１５３は、例えば、前述した実施形態のいずれかによる磁気ヘッドを、磁気シールドとともに、その先端付近に搭載している。

記録用媒体ディスク１８０が回転すると、ヘッドスライダ１５３の媒体対向面（ＡＢＳ）は、記録用媒体ディスク１８０の表面から所定の浮上量をもって保持される。なお、ヘッドスライダ１５３が記録再生用媒体ディスク１８０と接触するいわゆる「接触走行型」としても良い。

サスペンション１５４は、図示しない駆動コイルを保持するボビン部などを有するアクチュエータアーム１５５の一端に接続されている。アクチュエータアーム１５５の他端には、リニアモータの一種であるボイスコイルモータ１５６が設けられている。ボイスコイルモータ１５６は、アクチュエータアーム１５５のボビン部に巻き上げられた図示しない駆動コイルと、このコイルを挟み込むように対向して配置された永久磁石及び対向ヨークからなる磁気回路とから構成することができる。

アクチュエータアーム１５５は、軸受部１５７の上下２箇所に設けられた図示しないボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモータ１５６により回転摺動が自在にできるようになっている。

図１４は、本実施形態に係る磁気記録再生装置の一部の構成を例示しており、アクチュエータアーム１５５から先の磁気ヘッドアセンブリ１６０をディスク側から眺めた拡大斜視図である。図１４に示したように、磁気ヘッドアセンブリ１６０は、軸受部１５７と、この軸受部１５７から延出したヘッドジンバルアセンブリ（以下、ＨＧＡと称する）１５８と、軸受部１５７からＨＧＡと反対方向に延出しているとともにボイスコイルモータのコイルを支持した支持フレームを有している。ＨＧＡは、軸受部１５７から延出したアクチュエータアーム１５５と、アクチュエータアーム１５５から延出したサスペンション１５４と、を有する。

サスペンション１５４の先端には、既に説明した第１乃至第４実施形態のいずれかによる磁気ヘッドを具備するヘッドスライダ１５３が取り付けられている。

すなわち、本実施形態に係る磁気ヘッドアセンブリ１６０は、第１乃至第４実施形態のいずれかによる磁気ヘッドと、磁気ヘッドを一端に搭載するサスペンション１５４と、サスペンション１５４の他端に接続されたアクチュエータアーム１５５と、を備えている。

サスペンション１５４は信号の書き込み及び読み取り用のリード線（図示しない）を有し、このリード線とヘッドスライダ１５３に組み込まれた磁気記録ヘッドの各電極とが電気的に接続されている。また、図示しない電極パッドが、磁気ヘッドアセンブリ１６０に設けられる。

そして、磁気記録ヘッドを用いて磁気記録媒体への信号の書き込みと読み出しを行う、図示しない信号処理部１９０が設けられる。信号処理部１９０は、例えば、図１３に示した磁気記録装置１５０の図面中の背面側に設けられる。信号処理部１９０の入出力線は、電極パッドに接続され、磁気記録ヘッドと電気的に結合される。

このように、本実施形態に係る磁気記録再生装置１５０は、磁気記録媒体と、第１乃至第４実施形態のいずれかによる磁気ヘッドと、磁気記録媒体と磁気ヘッドとを離間させ、または、接触させた状態で対峙させながら相対的に移動可能とした可動部（移動制御部）と、磁気ヘッドを磁気記録媒体の所定記録位置に位置合せする位置制御部と、磁気ヘッドを用いて磁気記録媒体への信号の書き込みと読み出しを行う信号処理部と、を備える。すなわち、上記の磁気記録媒体として、記録用媒体ディスク１８０が用いられる。上記の可動部は、ヘッドスライダ１５３を含むことができる。また、上記の位置制御部は、磁気ヘッドアセンブリ１６０を含むことができる。

磁気ディスク１８０を回転させ、ボイスコイルモータ１５６にアクチュエータアーム１５５を回転させてヘッドスライダ１５３を磁気ディスク１８０上にロードすると、磁気ヘッドに搭載したヘッドスライダ１５３の媒体対向面（ＡＢＳ）が磁気ディスク１８０の表面から所定の浮上量をもって保持される。この状態で、上述したような原理に基づいて、磁気ディスク１８０に記録された情報を読み出すことができる。

以上説明したように、第５実施形態によれば、結晶の規則化温度が低い磁性層を有しかつ抵抗変化率の大きな磁気ヘッドを備えた磁気記録再生装置を提供することができる。

本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。これらの実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これらの実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると同様に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれるものである。

１、１Ａ、１Ｂ 再生部
２ 記録部
１０、１０Ａ、１０Ｂ 磁気抵抗効果膜（ＭＲ膜）
１１ 下地層
１２ 磁性層
１３ 非磁性の中間層
１４ 磁性層
１５ キャップ層
１６ 反強磁性層
１７ 磁性層
１８ 交換結合層
２１ 磁気シールド
２２ 磁気シールド
２３ サイドシールド
４０ 磁気記録媒体
８０ スピントルク発振子
９１ 磁極
９２ 磁気シールド

Claims (12)

1. 第１磁性膜と、
   第２磁性膜と、
   前記第１磁性膜と前記第２磁性膜との間に設けられた非磁性の中間膜と、
   を有する磁気抵抗効果膜を備え、
   ＡをＣｏと、Ｆｅと、Ｍｎとを含む合金、ＢをＳｉおよびＧｅを含む合金とするとき、前記第１および第２磁性膜の少なくとも一方は、Ａ_ｘＢ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）と表され、
   前記少なくとも一方の磁性膜は、前記中間膜との界面から離れるにつれてＳｉ濃度が減少するとともにＧｅ濃度が増大するように、膜厚方向に組成が変化する、磁気抵抗効果素子。
2. 第１磁性膜と、
   第２磁性膜と、
   前記第１磁性膜と前記第２磁性膜との間に設けられた非磁性の中間膜と、
   を有する磁気抵抗効果膜を備え、
   ＡをＣｏと、Ｆｅと、Ｍｎとを含む合金、ＢをＳｉおよびＧｅを含む合金とするとき、前記第１および第２磁性膜の少なくとも一方は、Ａ_ｘＢ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）と表され、
   前記少なくとも一方の磁性膜は、第１および第２の層が交互に積層された構造を有し、前記第１の層は前記第２の層に比べてＳｉが高濃度であり、前記第２の層は前記第１の層に比べてＧｅが高濃度である磁気抵抗効果素子。
3. 前記第１の層は厚さが０．１２５ｎｍから１．５ｎｍの範囲にある請求項２記載の磁気抵抗効果素子。
4. 前記第２の層の厚さは、前記第１の層の厚さ以上である請求項２または３に記載の磁気抵抗効果素子。
5. 基板上に第１磁性膜を形成する工程と、
   前記第１磁性膜上に非磁性の中間膜を形成する工程と、
   前記中間膜上に第２磁性膜を形成する工程と、を備えた磁気抵抗効果素子の製造方法であって、
   ＡをＣｏと、Ｆｅと、Ｍｎとを含む合金、ＢをＳｉおよびＧｅを含む合金とするとき、前記第１および第２磁性膜の少なくとも一方は、Ａ_ｘＢ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）と表され、前記少なくとも一方の磁性膜を形成する工程は、
   Ｓｉの濃度がＧｅの濃度よりも高い第１の層を形成する工程と、
   前記第１の層上にＧｅの濃度がＳｉの濃度よりも高い第２の層を形成する工程と、
   前記第２の層上にＳｉの濃度がＧｅの濃度よりも高い第３の層を形成する工程と、
   を備えた磁気抵抗効果素子の製造方法。
6. 前記第１の層を形成する工程と、前記第２の層を形成する工程とを複数回繰り返す請求項５記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
7. 対向する第１および第２磁気シールドと、
   前記第１磁気シールドと前記第２磁気シールドとの間に設けられた請求項１乃至４のいずれかに記載の磁気抵抗効果素子と、
   を備えた磁気ヘッド。
8. 前記第１および第２磁気シールド間に設けられ前記第１および第２磁性膜のうちの他方の磁性膜の磁化を固定する反強磁性膜を更に備えている請求項７記載の磁気ヘッド。
9. 前記磁気抵抗効果膜は、前記第１磁気シールドから前記第２磁気シールドに向かう方向に沿って延在し、
   前記反強磁性膜は、前記第１および第２磁性膜のうちの他方の磁性膜の延在している部分に近接して設けられる請求項８記載の磁気ヘッド。
10. 磁極と、
    この磁極に対向する磁気シールドと、
    前記磁極と前記磁気シールドとの間に設けられたスピントルク発振子であって、スピン注入膜と、中間膜と、前記スピン注入膜から注入される分極スピンにより発振する発振膜と、がこの順序で積層された積層構造を有するスピントルク発振子と、
    を備え、
    前記発振膜は、ＦＣ合金層と、ホイスラー合金層との積層構造を有し、前記ホイスラー合金層は、ＡをＣｏと、Ｆｅと、Ｍｎとを含む合金、ＢをＳｉおよびＧｅを含む合金とするとき、Ａ_ｘＢ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）と表され、前記ホイスラー合金層は、前記中間膜との界面から離れるにつれてＳｉ濃度が減少するとともにＧｅ濃度が増大するように、膜厚方向に組成が変化する、磁気ヘッド。
11. 磁極と、
    この磁極に対向する磁気シールドと、
    前記磁極と前記磁気シールドとの間に設けられたスピントルク発振子であって、スピン注入膜と、中間膜と、前記スピン注入膜から注入される分極スピンにより発振する発振膜と、がこの順序で積層された積層構造を有するスピントルク発振子と、
    を備え、
    前記発振膜は、ＦＣ合金層と、ホイスラー合金層との積層構造を有し、
    前記ホイスラー合金層は、ＡをＣｏと、Ｆｅと、Ｍｎとを含む合金、ＢをＳｉおよびＧｅを含む合金とするとき、Ａ_ｘＢ_１−ｘ（６５ａｔ％≦ｘ≦８５ａｔ％）と表され、
    前記ホイスラー合金層は、第１および第２の層が交互に積層された構造を有し、前記第１の層は前記第２の層に比べてＳｉが高濃度であり、前記第２の層は前記第１の層に比べてＧｅが高濃度である、磁気ヘッド。
12. 磁気記録媒体と、
    請求項７乃至１１のいずれかに記載の磁気ヘッドと、
    前記磁気記録媒体と前記磁気ヘッドとが浮上または接触の状態で対峙しながら相対的に移動するように制御する移動制御部と、
    前記磁気ヘッドを前記磁気記録媒体の所定記録位置に位置するように制御する位置制御部と、
    前記磁気ヘッドを用いて前記磁気記録媒体への書き込み信号および前記磁気記録媒体からの読み出し信号を処理する信号処理部と、
    を備えている磁気記録再生装置。