JPH08249616A - 磁気抵抗効果素子及び磁気ヘッド - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 磁気抵抗効果膜を用いた再生用磁気ヘッドの
バルクハウゼンノイズを抑制し、高い磁気抵抗効果を示
す磁気抵抗効果素子を提供する。 【構成】 磁気抵抗効果を示す磁性層と、該磁性層の少
なくとも端部領域に交換結合している反強磁性層とを含
む磁気抵抗効果素子、あるいは非磁性層２４で分離され
た複数の磁性層２３，２５と反強磁性層２６を含み、複
数の磁性層のうち少なくとも１層２５は反強磁性層２６
と交換結合し、他の少なくとも１層２３は反強磁性層２
６と交換結合していない磁気抵抗効果素子において、反
強磁性層としてＩｒ濃度が８〜５５ａｔ％であるＭｎ−
Ｉｒ系合金を用いる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、磁気抵抗効果素子及び
これを用いた磁気ヘッド、磁気記録再生装置に関する。

【０００２】

【従来の技術】再生用磁気ヘッドに用いる磁気抵抗効果
素子では、多数の磁区の挙動により生じるバルクハウゼ
ンノイズが問題になる。バルクハウゼンノイズを抑制す
るためには磁気抵抗効果素子の磁区を単磁区化すること
が有効であり、IEEE Transactions on Magnetics、第14
巻、第５号、521〜523頁に掲載の Hempsteadらによる論
文「Unidirectional Anisotropy in Nickel-Iron Films
by Exchange Couplingwith Antiferromagnetic Film
s」に記載されているように、磁性層と反強磁性層とを
交換結合させることにより、磁気抵抗効果素子の磁区を
単磁区化してバルクハウゼンノイズを抑制することが行
われている。

【０００３】また、磁気記録の高密度化に伴い、現在使
われているＮｉ−Ｆｅ合金を用いた磁気抵抗効果素子よ
りも高い磁気抵抗効果を示す材料が求められている。フ
ィジカル・レビュー・Ｂ（Physical Review B)、第43
巻、第１号、1297〜1300頁に掲載の Dienyらによる論文
「軟磁性多層膜における巨大磁気抵抗効果」（Giant Ma
gnetoresistance in Soft Ferromagnetic Multilayers)
に記載のように、２層の磁性層を非磁性層で分離し、一
方の磁性層と反強磁性層とが交換結合しており、２つの
磁性層の磁化の向きにより磁気抵抗効果が生じる多層膜
が考案されており、低磁界で高い磁気抵抗変化が得られ
ている。

【０００４】上記のように、バルクハウゼンノイズを抑
制した磁気抵抗効果素子、あるいは高い磁気抵抗変化を
示す多層膜を用いた磁気抵抗効果素子には、磁性膜と交
換結合する反強磁性膜が重要な役割を果たす。上述のHe
mpstead、Dienyらの論文に述べられているように、Ｎｉ
−Ｆｅ膜と交換結合する反強磁性膜としては、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系合金が知られている。しかし、Ｆｅ−Ｍｎ系反強磁
性膜は耐食性が悪いという問題がある。

【０００５】また、第１５回応用磁気学会学術講演概要
集、第４０頁に記載されている添谷等による報告「Ｎｉ
Ｏ／Ｎｉ−Ｆｅ膜の交換結合磁界」では、反強磁性膜と
してＮｉＯが用いられている。しかし、ＮｉＯ反強磁性
膜は、層厚を厚くしないとＮｉ−Ｆｅ磁性層との交換結
合が十分に取れないという問題がある。田ノ上等による
特開平５−３１５１３４号公報に記載の「積層磁性体の
製造方法」では、イオンビームスパッタによりＭｎ−Ｐ
ｄ合金とＮｉ−Ｆｅ合金とを積層し、Ｍｎ−Ｐｄ反強磁
性膜とＮｉ−Ｆｅ磁性膜との交換結合が得られている。
しかし、Ｍｎ−Ｐｄ反強磁性膜は、成膜後に３５０℃で
の磁場中熱処理を必要とする。

【０００６】サン・リンらによる特開平６−７６２４７
号公報に記載の「磁気抵抗センサ」では、反強磁性層に
Ｎｉ−Ｍｎ系合金を用いることにより磁性層との交換結
合が得られている。しかし、Ｎｉ−Ｍｎ系合金は、成膜
後２５０℃程度での長時間の熱処理を必要とする。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】バルクハウゼンノイズ
を抑制するために磁性層と反強磁性層とを交換結合させ
た磁気抵抗効果素子、あるいは磁気抵抗変化を高めるた
めに複数の磁性層を非磁性層で分離した多層磁性層を用
い、一方の磁性層を反強磁性層と交換結合させて複数の
磁性層の磁化の向きにより磁気抵抗効果が生じる磁気抵
抗効果素子が知られているが、これらの磁気抵抗効果素
子に用いられる反強磁性材料は、耐食性が高く、かつ容
易に磁性層との交換結合が得られることが必要である。
本発明は、これらの要求に応えられる反強磁性材料を提
供すること、及びその反強磁性材料を用いた磁気抵抗効
果素子を提供することを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、種々の材
料及び膜厚を有する磁性層、反強磁性層を積層した多層
磁気抵抗効果素子を試作して誠意研究を行った結果、反
強磁性層としてＭｎ−Ｉｒ系合金を用いることにより、
磁性層との交換結合が容易に得られることを見出し、本
発明を完成するに至った。

【０００９】本発明による磁気抵抗効果素子は、磁気抵
抗効果を示す磁性層と、該磁性層の少なくとも端部領域
に交換結合している反強磁性層とを含む磁気抵抗効果素
子において、前記反強磁性層はＭｎ−Ｉｒ系合金からな
ることを特徴とする。また、本発明による磁気抵抗効果
素子は、非磁性層で分離された複数の磁性層と反強磁性
層を含み、前記複数の磁性層のうち少なくとも１層は反
強磁性層と交換結合し、他の少なくとも１層は反強磁性
層と交換結合しておらず、前記非磁性層で分離された磁
性層の磁化の向きにより磁気抵抗効果が生じる磁気抵抗
効果素子において、前記反強磁性層としてＭｎ−Ｉｒ系
合金を用いたことを特徴とする。

【００１０】Ｉｒ濃度が８〜５５ａｔ％であるＭｎ−Ｉ
ｒ系合金と磁性層の２層膜を形成することにより、室温
において交換結合が得られる。この時のＭｎ−Ｉｒ系合
金の結晶構造は面心立方構造である。磁性層には、Ｎｉ
−Ｆｅ系合金あるいはＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を用いる
ことが好ましい。また、膜と基板との間に、周期率表上
のIVａ族金属元素、Ｖａ族金属元素からなるバッファ層
を形成することにより、バッファ層上に形成された膜は
（１１１）配向を示す。この時、磁性層と反強磁性層と
の交換結合は非常に強くなる。なお、本明細書では、Ｉ
ｒ濃度が８〜５５ａｔ％であるＭｎ−Ｉｒ合金を、Ｍｎ
_100-aＩｒ_a（８ａｔ％≦ａ≦５５ａｔ％）のように表記
する。

【００１１】また、反強磁性層を形成するＭｎ−Ｉｒ系
合金は、Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれ
る少なくとも一種類の元素をＸとするとき （Ｍｎ_100-aＩｒ_a）_100-bＸ_b， ８ａｔ％≦ａ≦５５ａｔ％、０＜ｂ≦３０ａｔ％ で表される組成を有し、３０ａｔ％以下のＶ，Ｃｒ，Ｆ
ｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ等を含有すると、磁性層との交換
結合を強くする上で効果的である。

【００１２】さらに、反強磁性層を形成するＭｎ−Ｉｒ
系合金は、Ｖ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ば
れる少なくとも一種類の元素をＸとし、Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒ
ｈから選ばれる少なくとも一種類の元素をＹとするとき （Ｍｎ_100-a-bＩｒ_aＸ_b）_100-cＹ_c， ８ａｔ％≦ａ≦５５ａｔ％、０≦ｂ≦３０ａｔ％、０＜
ｃ≦１５ａｔ％ で表される組成を有し、１５ａｔ％以下のＰｔ，Ｒｕ，
Ｒｈを含有すると、耐食性を高める上で効果的である。
前記磁気抵抗効果素子は、磁気記録再生装置の磁気ヘッ
ドとして用いることができ、また磁界センサとしても用
いることができる。

【００１３】

【作用】磁性層とＭｎ−Ｉｒ系合金を積層することによ
り、熱処理を行わなくとも室温でＭｎ−Ｉｒ合金層と磁
性層との交換結合が得られる。この結果、磁気抵抗効果
素子のバルクハウゼンノイズを抑制することができる。
また、二つの磁性層を非磁性層で分離し、一方の磁性層
に反強磁性層からの交換バイアス磁界が印加されている
多層磁気抵抗効果膜において、反強磁性層としてＭｎ−
Ｉｒ系合金を用いることにより、低磁界で高い磁気抵抗
変化率が得られる。

【００１４】本発明で採用したＭｎ−Ｉｒ系合金反強磁
性層は、磁場中熱処理等特別な処理を行うことなく薄い
膜厚でも磁性膜との交換結合を十分に取ることができ、
しかも耐食性が高いという特性を有する。

【００１５】

【実施例】以下に本発明の実施例を挙げ、図面を参照し
ながらさらに具体的に説明する。 〔実施例１〕図１に断面を略示する多層膜を形成した。
多層膜の成膜にはイオンビームスパッタリング法を用い
た。到達真空度は３×１０^-5Ｐａ、スパッタリング時の
Ａｒ圧力は０．０２Ｐａ、膜形成速度は、０．０８ｎｍ
／ｓ以下である。基板１１にはＳｉ（１００）単結晶を
用いた。基板１１上に、バッファ層１２として厚さ１０
ｎｍのＺｒ層を形成し、その上に厚さ２０ｎｍのＮｉ−
２０ａｔ％Ｆｅ合金（本明細書では、Ｎｉ₈₀Ｆｅ₂₀とも
表記する）からなる磁性層１３を形成した。磁性層１３
の上に形成する反強磁性層１４には、厚さ４０ｎｍ以上
のＭｎ−Ｉｒ合金を用い、その組成を変化させた。ま
た、保護層１５には、厚さ５ｎｍのＺｒを用いた。比較
のためにバッファ層１２のない試料も形成した。なお、
これらの試料には、熱処理を行わなかった。

【００１６】図２に、Ｍｎ−Ｉｒ合金組成に対する、磁
化曲線の磁界シフト量すなわち結合磁界及びＮｉ−Ｆｅ
磁性層の保磁力の変化を示す。図中、結合磁界は○印
で、保磁力は□印で示されている。Ｉｒ濃度が８〜５５
ａｔ％の領域で結合磁界の発生がみられる。Ｎｉ−Ｆｅ
磁性層の保磁力も１０Ｏｅ以下と小さい。また、比較の
ために作製したバッファ層１２のない多層膜全てにおい
て、結合磁界の発生はみられなかった。

【００１７】上記のバッファ層１２の有無による違いの
原因をＸ線回折で調べたところ、図３に示すように、Ｚ
ｒバッファ層を形成した場合には、Ｎｉ−Ｆｅ及びＭｎ
−Ｉｒの面心立方構造の（１１１）回折ピークが強いの
に対し、Ｚｒバッファ層を形成しない場合には、Ｎｉ−
Ｆｅ及びＭｎ−Ｉｒの（１１１）回折ピークは非常に弱
いことが分かった。このように、バッファ層にＺｒを用
いることにより、多層膜は面心立方構造の（１１１）配
向を示し、この時、室温でＮｉ−Ｆｅ層とＭｎ−Ｉｒ層
との交換結合が得られる。

【００１８】次に、Ｍｎ−Ｉｒ組成に対して、磁性層と
の交換結合が消失する温度すなわちブロッキング温度の
変化を調べた。結果を図４に示す。図４から、ブロッキ
ング温度が１００℃以上になるためには、Ｉｒ濃度が１
２〜４５ａｔ％であることが必要なことが分かる。ま
た、Ｉｒ濃度が３０ａｔ％未満の領域では、Ｍｎ含有量
が多いため若干耐食性に劣る。このため、Ｉｒ濃度は３
０〜４５％の範囲とすることがより好ましい。

【００１９】本実施例では、バッファ層１２としてＺｒ
を用いたが、他の周期律表上のIVａ族金属元素（Ｔｉ，
Ｈｆ）、Ｖａ族金属元素（Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ）及びこれら
を主成分とする合金を用いても同様な効果が得られた。
ただし、基板１１上に（１１１）配向磁性膜１３を直接
形成することができれば、バッファー層１２を設ける必
要はない。また、本実施例では、磁性層としてＮｉ−Ｆ
ｅ系合金を使用したが、他の面心立方構造を有する磁性
層を用いても、同様な結果が得られる。しかし、磁気ヘ
ッド等の応用を考えた場合、磁性層は軟磁性を示すこと
が必要であり、磁性層として、Ｎｉ−Ｆｅ系合金、Ｎｉ
−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を用いることが好ましい。

【００２０】〔実施例２〕断面構造を図５に略示する多
層膜を形成した。多層膜の成膜は、実施例１と同様のイ
オンビームスパッタリング法によって行った。基板２１
にはＳｉ（１００）単結晶基板を用いた。基板上にバッ
ファ層２２として厚さ５ｎｍのＺｒ層を形成し、その上
に厚さ５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％Ｆｅ−１８ａｔ％Ｃｏ
からなる磁性層２３、厚さ２．５ｎｍのＣｕからなる非
磁性層２４、厚さ５ｎｍのＮｉ−１６ａｔ％Ｆｅ−１８
ａｔ％Ｃｏからなる磁性層２５、厚さ１０ｎｍのＭｎ−
４０ａｔ％Ｉｒ合金からなる反強磁性層２６、及び厚さ
５ｎｍのＺｒからなる保護層２７を順次形成した。ま
た、比較のために、反強磁性層２６として厚さ１０ｎｍ
のＦｅ−４０ａｔ％Ｍｎ合金を用いた多層膜も作製し
た。

【００２１】図６に、上記２種類の多層膜の磁気抵抗効
果曲線を示す。図示のように、反強磁性層としてＭｎ−
Ｉｒ合金を用いた多層膜でも、Ｆｅ−Ｍｎ合金を用いた
多層膜でも約２．７％程度の磁気抵抗変化率が得られ
た。また、反強磁性層に接していない磁性層の保磁力
は、双方とも３．２Ｏｅと同じ値であった。反強磁性か
ら印加されている交換バイアス磁界、すなわち反強磁性
層に接していない磁性層の磁界シフト量は、反強磁性層
としてＦｅ−Ｍｎを用いた場合の約１９０Ｏｅに比べ、
Ｍｎ−Ｉｒを用いた場合には約１２０Ｏｅと低くなって
いる。しかし、図７に示すように、ブロッキング温度は
双方とも約１５０℃程度とほぼ同じであった。

【００２２】この二つの多層膜の構造をＸ線回折法によ
り調べたところ、多層膜はＮｉ−Ｆｅ−Ｃｏ層、Ｃｕ層
の面心立方構造の強い（１１１）回折ピークが観測され
た。さらに、Ｍｎ−Ｉｒ層、Ｆｅ−Ｍｎ層の面心立方構
造の（１１１）回折ピークも観測された。このことか
ら、前記実施例１でも述べたように、多層膜が強い面心
立方構造の（１１１）回折ピークを示すときに、磁性層
と反強磁性層とが強く交換結合することがわかる。

【００２３】また、本実施例ではバッファ層１２として
Ｚｒを用いたが、バッファ層として周期律表上のIVａ族
金属元素、Ｖａ族金属元素、あるいはこれらを主成分と
する合金からなる非磁性金属を用いても同様の効果が得
られる。また、本実施例では非磁性層としてＣｕを用い
たが、Ｃｕの代わりに電気抵抗の低いＡｕ，Ａｇを用い
ても同様な結果が得られる。しかし、磁性層として３ｄ
遷移金属元素を用いる場合には、磁性層とのフェルミ面
のマッチングの観点から、非磁性層はＣｕであることが
好ましい。

【００２４】さらに、本実施例では、磁性層としてＮｉ
−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を用いたが、他の面心立方構造を有
する磁性層を用いても同様な結果が得られる。しかし、
反強磁性層に接していない磁性層は、軟磁気特性を示す
ことが重要であり、磁性層としては、Ｎｉ−Ｆｅ系合
金、Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｏ系合金を用いることが好ましい。
また、磁性層と非磁性層との界面に、磁性層の軟磁気特
性を劣化させない程度の薄いＣｏ層あるいはＣｏを主成
分とするＣｏ合金層を用いることにより、更に高い磁気
抵抗変化率が得られる。

【００２５】〔実施例３〕実施例１と同様な方法で、図
１に断面を略示する多層膜を形成した。基板１１にはＳ
ｉ（１００）単結晶基板を用いた。バッファ層１２とし
ては、厚さ５ｎｍのＺｒを用いた。磁性層１３として
は、厚さ２０ｎｍのＮｉ−２０ａｔ％Ｆｅを用いた。反
強磁性層１４としては、厚さ４０ｎｍのＭｎ−４０ａｔ
％Ｉｒ合金、及びＭｎ−Ｉｒ合金にＦｅを添加した合金
（Ｍｎ₆₀Ｉｒ₄₀）_100-bＦｅ_bを用いた。保護膜１５に
は、厚さ５ｎｍのＺｒを用いた。

【００２６】図８に、Ｆｅ添加量ｂ（ａｔ％）をパラメ
ータとして結合磁界の周囲温度依存性を示す。△印で示
すように、Ｆｅを添加しない場合、室温における結合磁
界は約２０Ｏｅであり、結合磁界がゼロになる周囲温度
（ブロッキング温度）は１５０℃である。これに対し、
Ｆｅを添加するにつれて室温における磁界シフト量は増
加し、○印で示すように、Ｆｅを３０ａｔ％添加すると
約３０Ｏｅとなる。その膜のブロッキング温度は、１７
０℃と増加する。さらにＦｅを添加すると、室温におけ
る結合磁界及びブロッキング温度は、急激に低下する。

【００２７】この原因を調べるために、Ｍｎ−Ｉｒ合金
とＭｎ−Ｉｒ−Ｆｅ合金の構造をＸ線回折で調べた。図
９に示すように、Ｆｅを添加することによって、Ｍｎ−
Ｉｒの（１１１）回折ピークが高角度側にシフトしてい
る。このことから、Ｆｅ添加によってＭｎ−ＩｒとＮｉ
−Ｆｅの格子のミスマッチが小さくなり、そのためＮｉ
−Ｆｅ磁性層とＭｎ−Ｉｒ（−Ｆｅ）反強磁性層との結
合が強くなったものと思われる。ここでは添加元素とし
てＦｅを用いた例について説明したが、他の３ｄ遷移金
属元素であるＶ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕを用いても同
様な効果が得られた。

【００２８】〔実施例４〕実施例１と同様な方法で、保
護層を除いて図１に略示した断面構造と同様な構造を有
する多層膜を形成した。基板１１にはガラス基板を用い
た。バッファ層１２には厚さ１０ｎｍのＺｒを用いた。
磁性層１３には厚さ２０ｎｍのＮｉ−１９ａｔ％Ｆｅを
用いた。反強磁性層１４には膜厚が４０ｎｍのＭｎ−３
８ａｔ％Ｉｒ−５ａｔ％Ｐｔ合金を用いた。また、比較
のため、反強磁性層に厚さ４０ｎｍのＦｅ−４０ａｔ％
Ｍｎを用いた多層膜も同時に作製した。

【００２９】本実施例では、耐食性を評価するため、保
護層は形成しなかった。耐食性の評価方法は、試料を高
温高湿下（９０℃、８０％ＲＨ）に所定の時間保持し、
その膜の結合磁界の変化を調べる方法を用いた。図１０
に、高温高湿下での保持時間に対する結合磁界の変化を
示す。図中に■印で示すように、反強磁性層としてＦｅ
−Ｍｎを用いた多層膜の結合磁界は時間経過と共に急激
に減少する。しかし、図中に●印で示すように、反強磁
性層としてＭｎ−４０ａｔ％Ｉｒ合金を用いた多層膜で
は、３００時間を越えるまで結合磁界の減少は起こらな
かった。また、反強磁性層としてＭｎ−３８ａｔ％Ｉｒ
−５ａｔ％Ｐｔ合金を用いた多層膜の場合は、図中に○
印で示すように高温高湿下に４００時間以上保持しても
結合磁界の減少はみられなかった。さらにＰｔ含有量を
増大すると、室温における結合磁界は小さくなる。

【００３０】図１１に、Ｍｎ−Ｉｒに添加するＰｔ濃度
と結合磁界の変化を示す。図ように、Ｐｔ濃度が８ａｔ
％までは、Ｐｔを添加しても結合磁界はそれほど変化し
ないが、添加濃度が８％を超えると結合磁界は急に減少
し、１５ａｔ％を超えるＰｔを添加した膜では結合磁界
は半分以下になる。従って、添加するＰｔ濃度は１５ａ
ｔ％以下が好ましい。また、高い結合磁界を得るために
は、Ｐｔ濃度を８ａｔ％以下とすることがより好まし
い。

【００３１】ここではＭｎ−Ｉｒ合金にＰｔを添加した
例について述べたが、Ｐｔの代わりにＲｕ，Ｒｈを添加
しても同様な効果が得られる。さらに、Ｍｎ−Ｉｒ−Ｍ
（Ｍ＝Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎｉ）合金にＰｔ，Ｒｈ，Ｒｕを添
加しても同様な効果が得られる。

【００３２】〔実施例５〕図１２に断面構造を略示する
多層膜を用い、図１３に構造を略示する磁気抵抗効果素
子を作製した。図１２に示す基板３１には、ガラス基板
を用いた。バッファ層３２には、厚さ５ｎｍのＨｆを用
いた。磁性層３３には、厚さ１０ｎｍのＮｉ−１９ａｔ
％Ｆｅ合金を用いた。反強磁性層３４には、厚さ２０ｎ
ｍのＭｎ−４０ａｔ％Ｉｒを用いた。反強磁性層３４
は、磁性層３３の両端部に設けた。電極３５には、厚さ
３００ｎｍのＣｕを用い、反強磁性層３４の上に設け
た。

【００３３】図１３に示すように、本実施例の磁気抵抗
効果素子は、図１２に示した磁気抵抗効果膜４１（３１
〜３４）及び電極４２（３５）からなる多層膜を、厚さ
１．０μｍのＮｉ−Ｆｅ合金からなるシールド層４３，
４４で挟んだ構造を有する。この磁気抵抗効果素子を用
いると、バルクハウゼンノイズが発生せず、反強磁性層
にＦｅ−Ｍｎを用いた磁気抵抗効果素子と同様な効果が
得られた。

【００３４】〔実施例６〕実施例５で述べた磁気抵抗効
果素子を用い、記録再生分離型磁気ヘッドを作製した。
本実施例の磁気ヘッドの一部分を切断した斜視図を図１
４に示す。多層磁気抵抗効果膜５１をシールド層５２、
５３で挾んだ部分が再生ヘッドとして働き、コイル５４
を挾む下部磁極５５、上部磁極５６の部分が記録ヘッド
として働く。多層磁気抵抗効果膜５１は実施例５に記載
の多層膜からなる。また、電極５８には、Ｃｒ／Ｃｕ／
Ｃｒという多層構造の材料を用いた。

【００３５】この磁気ヘッドは、Ａｌ₂Ｏ₃・ＴｉＣを主
成分とする焼結体をスライダ用の基板５７とし、シール
ド層５２，５３及び記録磁極５５，５６にスパッタリン
グ法で形成したＮｉ−Ｆｅ合金を用いて形成した。上下
のシールド層５２，５３の厚さは１．０μｍ、上下磁極
５５，５６の厚さは３．０μｍとした。各層間のギャッ
プ材としてはスパッタリングで形成したＡｌ₂Ｏ₃を用
い、ギャップ層の膜厚は、シールド層と磁気抵抗効果素
子間で０．２μｍ、記録磁極間では０．４μｍとした。
さらに再生ヘッドと記録ヘッドの間隔は約４μｍとし、
このギャップもＡｌ₂Ｏ₃で形成した。コイル５４には膜
厚３μｍのＣｕを使用した。

【００３６】以上述べた構造の磁気ヘッドで記録再生を
行ったところ、バルクハウゼンノイイズを示さず、良好
な再生特性を示した。また、本実施例の磁気抵抗効果素
子は、磁気ヘッド以外の磁界検出器にも用いることがで
きる。

【００３７】〔実施例７〕実施例６で述べた磁気ヘッド
を用い、磁気ディスク装置を作製した。図１５に磁気デ
ィスク装置の構造の概略図を示す。図１５（ａ）は磁気
ディスク装置の略平面図、図１５（ｂ）はそのＡ−Ａ断
面図である。磁気記録媒体６１はモーター６２によって
回転駆動される。磁気ヘッド６３は磁気ヘッド駆動部６
４によって磁気ヘッドに対して位置決めされる。また、
磁気ヘッド６３による記録再生信号は記録再生信号処理
系６５で処理される。

【００３８】磁気記録媒体６１には、残留磁束密度０．
７５ＴのＣｏ−Ｎｉ−Ｐｔ−Ｔａ系合金からなる材料を
用いた。磁気ヘッド６３の記録ヘッドのトラック幅は３
μｍ、再生ヘッドのトラック幅は２μｍとした。磁気ヘ
ッド６３には、再生時にバルクハウゼンノイズを発生し
ない実施例６で用いた磁気ヘッドを用いているため、エ
ラーレートの低い磁気ディスク装置が得られた。

【００３９】〔実施例８〕実施例２に述べた図５に断面
構造を略示する多層膜を用い、図１３に構造を示す磁気
抵抗効果素子を形成した。磁気抵抗効果素子は、多層磁
気抵抗効果膜４１及び電極４２をシールド層４３，４４
で挟んだ構造を有する。この磁気抵抗効果素子に磁界を
印加し、電気抵抗率の変化を測定したところ、２０Ｏｅ
程度の印加磁界で約２．７％の磁気抵抗変化率を示し
た。また、本実施例の磁気抵抗効果素子の再生出力は、
Ｎｉ−Ｆｅ単層膜を用いた磁気抵抗効果素子と比較し
て、２．６倍であった。

【００４０】〔実施例９〕実施例８で述べた磁気抵抗効
果素子を用い、図１４に構造を略示する記録再生分離型
磁気ヘッドを作製した。図１４において、多層磁気抵抗
効果膜５１をシールド層５２，５３で挾んだ部分が再生
ヘッドとして働き、コイル５４を挾む下部磁極５５、上
部磁極５６の部分が記録ヘッドとして働く。多層磁気抵
抗効果膜５１は実施例５に記載の多層膜からなる。ま
た、電極５８には、Ｃｒ／Ｃｕ／Ｃｒという多層構造の
材料を用いた。ヘッドの他の構造については、実施例６
と同様である。

【００４１】本実施例の磁気ヘッドで記録再生を行った
ところ、Ｎｉ−Ｆｅの単層膜を用いた磁気ヘッドと比較
して、２．６倍高い再生出力を得た。これは、磁気ヘッ
ドに高い磁気抵抗効果を示す多層膜を用いたためである
と考えられる。また、本実施例の磁気抵抗効果素子は、
磁気ヘッド以外の磁界検出器にも用いることができる。

【００４２】〔実施例１０〕実施例９で述べた本発明の
磁気ヘッドを用い、図１５に構造の概略図を示す磁気デ
ィスク装置を作製した。磁気記録媒体６１には、残留磁
束密度０．７５ＴのＣｏ−Ｎｉ−Ｐｔ−Ｔａ系合金から
なる材料を用いた。磁気ヘッド６３の記録ヘッドのトラ
ック幅は３μｍ、再生ヘッドのトラック幅は２μｍとし
た。磁気ヘッド６３における磁気抵抗効果素子は、従来
のパーマロイ単層膜を用いた磁気抵抗効果素子の約２．
６倍の出力を示すため、さらにトラック幅が狭く、記録
密度の高い磁気ディスク装置を作製することができる。
本発明の磁気ヘッドは、特に１Ｇｂ／ｉｎ² 以上の記録
密度を有する磁気記録再生装置に有効である。また、１
０Ｇｂ／ｉｎ² 以上の記録密度を有する磁気記録再生装
置には、必須であると考えられる。

【００４３】

【発明の効果】本発明で採用したＭｎ−Ｉｒ系合金反強
磁性層は、磁場中熱処理等特別な処理を行うことなく薄
い膜厚でも磁性膜との交換結合を十分に取ることがで
き、しかも高い耐食性を得ることができる。磁性層とＭ
ｎ−Ｉｒ系合金反強磁性層を積層することにより、熱処
理を行わなくとも室温でＭｎ−Ｉｒ合金反強磁性層と磁
性層との交換結合が得られ、磁気抵抗効果素子のバルク
ハウゼンノイズを抑制することができる。

【００４４】また、二つの磁性層を非磁性層で分離し、
一方の磁性層に反強磁性層からの交換バイアス磁界が印
加されている多層磁気抵抗効果膜において、反強磁性層
としてＭｎ−Ｉｒ系合金を用いることにより、低磁界で
高い磁気抵抗変化率が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】磁気抵抗効果膜の一実施例の略断面図。

【図２】Ｍｎ−Ｉｒ合金組成に対する結合磁界及び保磁
力の変化を示すグラフ。

【図３】Ｚｒバッファ層の有無による多層膜の結晶構造
の違いを示す図。

【図４】Ｉｒ濃度とブロッキング温度の関係を示す図。

【図５】多層磁気抵抗効果膜の他の実施例の略断面図。

【図６】反強磁性層にＭｎ−Ｉｒ合金とＦｅ−Ｍｎ合金
を用いた多層磁気抵抗効果膜の磁気抵抗効果曲線を示す
図。

【図７】反強磁性層にＭｎ−Ｉｒ合金とＦｅ−Ｍｎ合金
を用いた多層磁気抵抗効果膜の結合磁界の温度依存性を
示すグラフ。

【図８】反強磁性層にＭｎ−ＩｒにＦｅを添加した合金
を用いた多層磁気抵抗効果膜の結合磁界の温度依存性を
示すグラフ。

【図９】Ｍｎ−ＩｒにＦｅを添加したことによる多層膜
のＸ線回折プロファイルの変化を示す図。

【図１０】反強磁性層にＦｅ−Ｍｎ，Ｍｎ−Ｉｒ，Ｍｎ
−Ｉｒ−Ｐｔを用いた多層膜の高温高湿下保持時間と結
合磁界の変化を示すグラフ。

【図１１】Ｐｔ濃度と結合磁界の関係を示す図。

【図１２】磁気抵抗効果素子の膜構造を示す略断面図。

【図１３】磁気抵抗効果素子の斜視図。

【図１４】磁気ヘッドの斜視図。

【図１５】（ａ）は磁気ディスク装置の平面図、（ｂ）
はそのＡ−Ａ’断面図。

【符号の説明】

１１，２１，３１…基板、１２，２２，３２…バッファ
層、１３，２３，２５，３３…磁性層、１４，２６，３
４…反強磁性層、１５，２７…保護層、２４…非磁性
層、３５，４２…電極、４１…多層磁気抵抗効果膜、４
３，４４…シールド層、５１…多層磁気抵抗効果膜、５
２，５３…シールド層、５４…コイル、５５…下部磁
極、５６…上部磁極、５７…基体、５８…電極、６１…
磁気記録媒体、６２…磁気記録媒体駆動部、６３…磁気
ヘッド、６４…磁気ヘッド駆動部、６５…記録再生信号
処理系

Claims (14)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 磁気抵抗効果を示す磁性層と、該磁性層
   の少なくとも端部領域に交換結合している反強磁性層と
   を含む磁気抵抗効果素子において、前記反強磁性層はＭ
   ｎ−Ｉｒ系合金からなることを特徴とする磁気抵抗効果
   素子。
2. 【請求項２】 非磁性層で分離された複数の磁性層と反
   強磁性層を含み、前記複数の磁性層のうち少なくとも１
   層は反強磁性層と交換結合し、他の少なくとも１層は反
   強磁性層と交換結合しておらず、前記非磁性層で分離さ
   れた磁性層の磁化の向きにより磁気抵抗効果が生じる磁
   気抵抗効果素子において、前記反強磁性層としてＭｎ−
   Ｉｒ系合金を用いたことを特徴とする磁気抵抗効果素
   子。
3. 【請求項３】 前記Ｍｎ−Ｉｒ系合金は Ｍｎ_100-aＩｒ_a （８ａｔ％≦ａ≦５５ａｔ％） で表される組成を有することを特徴とする請求項１又は
   ２記載の磁気抵抗効果素子。
4. 【請求項４】 前記Ｍｎ−Ｉｒ系合金は、Ｖ，Ｃｒ，Ｆ
   ｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる少なくとも一種類の
   元素を含むことを特徴とする請求項１又は２記載の磁気
   抵抗効果素子。
5. 【請求項５】 前記Ｍｎ−Ｉｒ系合金は、Ｖ，Ｃｒ，Ｆ
   ｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる少なくとも一種類の
   元素をＸとするとき （Ｍｎ_100-aＩｒ_a）_100-bＸ_b， ８ａｔ％≦ａ≦５５ａｔ％、０＜ｂ≦３０ａｔ％ で表される組成を有することを特徴とする請求項１又は
   ２記載の磁気抵抗効果素子。
6. 【請求項６】 前記Ｍｎ−Ｉｒ系合金は、Ｐｔ，Ｒｕ，
   Ｒｈから選ばれる少なくとも一種類の元素を含むことを
   特徴とする請求項１、２又は４記載の磁気抵抗効果素
   子。
7. 【請求項７】 前記Ｍｎ−Ｉｒ系合金は、Ｖ，Ｃｒ，Ｆ
   ｅ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕから選ばれる少なくとも一種類の
   元素をＸとし、Ｐｔ，Ｒｕ，Ｒｈから選ばれる少なくと
   も一種類の元素をＹとするとき （Ｍｎ_100-a-bＩｒ_aＸ_b）_100-cＹ_c， ８ａｔ％≦ａ≦５５ａｔ％、０≦ｂ≦３０ａｔ％、０＜
   ｃ≦１５ａｔ％ で表される組成を有することを特徴とする請求項１又は
   ２記載の磁気抵抗効果素子。
8. 【請求項８】 前記Ｍｎ−Ｉｒ系合金は、立方晶系の結
   晶構造を有することを特徴とする請求項１〜７のいずれ
   か１項記載の磁気抵抗効果素子。
9. 【請求項９】 基板と前記磁性層又は反強磁性層との間
   に、周期律表におけるIVａ族金属元素、Ｖａ族金属元素
   あるいはこれらを主成分とする非磁性層を形成したこと
   を特徴とする請求項１〜８のいずれか１項記載の磁気抵
   抗効果素子。
10. 【請求項１０】 前記磁性層は面心立方構造を有し、
    （１１１）配向していることを特徴とする請求項１〜９
    のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子。
11. 【請求項１１】 Ｎｉ−Ｆｅ系合金あるいはＮｉ−Ｆｅ
    −Ｃｏ系合金からなる磁性層を含むことを特徴とする請
    求項１〜９のいずれか１項記載の磁気抵抗効果素子。
12. 【請求項１２】 請求項１〜１１のいずれか１項に記載
    の磁気抵抗効果素子を備えることを特徴とする磁気ヘッ
    ド。
13. 【請求項１３】 請求項１〜１１のいずれか１項に記載
    の磁気抵抗効果素子と誘導型磁気ヘッドを組み合わせた
    ことを特徴とする複合型磁気ヘッド。
14. 【請求項１４】 請求項１２又は１３に記載の磁気ヘッ
    ドを備えることを特徴とする磁気記録再生装置。