JPH11273033A - 磁気抵抗効果多層膜及び該磁気抵抗効果多層膜を備えた薄膜磁気ヘッド - Google Patents
磁気抵抗効果多層膜及び該磁気抵抗効果多層膜を備えた薄膜磁気ヘッドInfo
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- JPH11273033A JPH11273033A JP10088280A JP8828098A JPH11273033A JP H11273033 A JPH11273033 A JP H11273033A JP 10088280 A JP10088280 A JP 10088280A JP 8828098 A JP8828098 A JP 8828098A JP H11273033 A JPH11273033 A JP H11273033A
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Classifications
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 熱の印加に対してピンド方向をより安定に保
持することができる磁気抵抗効果多層膜及びこの多層膜
を備えた薄膜磁気ヘッドを提供する。 【解決手段】 非磁性層と、非磁性層を挟んで積層され
た第１及び第２の強磁性層と、第２の強磁性層の非磁性
層とは反対側の面に積層された反強磁性層とを含むスピ
ンバルブ磁気抵抗素子を備えた薄膜磁気ヘッドであっ
て、第２の強磁性層が、Ｃｏを含む強磁性材料層と、Ｃ
ｏを含む強磁性材料層の反強磁性層側の面に積層されて
おりＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層とを含ん
でいる。
持することができる磁気抵抗効果多層膜及びこの多層膜
を備えた薄膜磁気ヘッドを提供する。 【解決手段】 非磁性層と、非磁性層を挟んで積層され
た第１及び第２の強磁性層と、第２の強磁性層の非磁性
層とは反対側の面に積層された反強磁性層とを含むスピ
ンバルブ磁気抵抗素子を備えた薄膜磁気ヘッドであっ
て、第２の強磁性層が、Ｃｏを含む強磁性材料層と、Ｃ
ｏを含む強磁性材料層の反強磁性層側の面に積層されて
おりＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層とを含ん
でいる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、スピンバルブ等の
巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を利用した磁気抵抗効果
（ＭＲ）多層膜、及びこのＭＲ多層膜を備えておりハー
ドディスク装置（ＨＤＤ）等に用いられるた薄膜磁気ヘ
ッドに関する。
巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を利用した磁気抵抗効果
（ＭＲ）多層膜、及びこのＭＲ多層膜を備えておりハー
ドディスク装置（ＨＤＤ）等に用いられるた薄膜磁気ヘ
ッドに関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、ＨＤＤの高密度化に伴って高感度
及び高出力の磁気ヘッドが要求されており、このような
要求に答えるものとして、ＧＭＲを呈する素子の１つで
あるスピンバルブを利用したＭＲ素子を備えた薄膜磁気
ヘッドが提案されている（特公平８−２１１６６号公
報、特開平６−２３６５２７号公報）。スピンバルブ
は、２つの強磁性薄膜層を非磁性金属層で磁気的に分離
してサンドイッチ構造とし、その一方の強磁性薄膜層に
反強磁性薄膜層を積層することによってその界面で生じ
る交換バイアス磁界をこの一方の強磁性薄膜層（ピンニ
ングされる層、本明細書ではピンド（ｐｉｎｎｅｄ）層
と称する）に印加するようにしたものである。交換バイ
アス磁界を受けるピンド層と受けない他方の強磁性薄膜
層（本明細書ではフリー（ｆｒｅｅ）層と称する）とで
は磁化反転する磁界が異なるので、非磁性金属層を挟む
これら２つの強磁性薄膜層の磁化の向きが平行、反平行
と変化し、これにより電気抵抗率が大きく変化するので
ＧＭＲが得られる。
及び高出力の磁気ヘッドが要求されており、このような
要求に答えるものとして、ＧＭＲを呈する素子の１つで
あるスピンバルブを利用したＭＲ素子を備えた薄膜磁気
ヘッドが提案されている（特公平８−２１１６６号公
報、特開平６−２３６５２７号公報）。スピンバルブ
は、２つの強磁性薄膜層を非磁性金属層で磁気的に分離
してサンドイッチ構造とし、その一方の強磁性薄膜層に
反強磁性薄膜層を積層することによってその界面で生じ
る交換バイアス磁界をこの一方の強磁性薄膜層（ピンニ
ングされる層、本明細書ではピンド（ｐｉｎｎｅｄ）層
と称する）に印加するようにしたものである。交換バイ
アス磁界を受けるピンド層と受けない他方の強磁性薄膜
層（本明細書ではフリー（ｆｒｅｅ）層と称する）とで
は磁化反転する磁界が異なるので、非磁性金属層を挟む
これら２つの強磁性薄膜層の磁化の向きが平行、反平行
と変化し、これにより電気抵抗率が大きく変化するので
ＧＭＲが得られる。
【０００３】スピンバルブＭＲ素子の出力特性等は、非
磁性金属層を挟むこれら２つの強磁性薄膜層（ピンド層
及びフリー層）の磁化のなす角度によって定まる。フリ
ー層の磁化方向は磁気媒体からの磁界の方向に従って容
易に向く。一方、ピンド層の磁化方向は反強磁性薄膜層
との交換結合により一方向（ピンニングされる方向、本
明細書ではピンド方向と称する）に制御される。
磁性金属層を挟むこれら２つの強磁性薄膜層（ピンド層
及びフリー層）の磁化のなす角度によって定まる。フリ
ー層の磁化方向は磁気媒体からの磁界の方向に従って容
易に向く。一方、ピンド層の磁化方向は反強磁性薄膜層
との交換結合により一方向（ピンニングされる方向、本
明細書ではピンド方向と称する）に制御される。
【０００４】この種の薄膜磁気ヘッドにおいては、何ら
かの理由でスピンバルブＭＲ素子のピンド方向が変化す
ることがある。ピンド方向が変わると、ピンド層とフリ
ー層との磁化のなす角度も変わり、その結果、出力特性
等も変わってしまう。従ってスピンバルブＭＲ素子を有
する薄膜磁気ヘッドにおいては、ピンド方向が正しく制
御されていることが非常に重要となる。
かの理由でスピンバルブＭＲ素子のピンド方向が変化す
ることがある。ピンド方向が変わると、ピンド層とフリ
ー層との磁化のなす角度も変わり、その結果、出力特性
等も変わってしまう。従ってスピンバルブＭＲ素子を有
する薄膜磁気ヘッドにおいては、ピンド方向が正しく制
御されていることが非常に重要となる。
【０００５】反強磁性薄膜層とピンド層との間に強い交
換結合を持たせてピンド方向を安定化させるためには、
所定方向の磁界中での熱処理（ピンアニール）が必要で
ある。ピンアニールは、一般に、反強磁性材料の磁気的
秩序が消失する温度（ネール温度）まで昇温し、交換結
合を与えたい方向に磁界を印加した状態で降温させるこ
とによってなされる。このピンアニールによって、反強
磁性薄膜層に接するピンド層の磁化方向に沿って交換結
合が発生する。
換結合を持たせてピンド方向を安定化させるためには、
所定方向の磁界中での熱処理（ピンアニール）が必要で
ある。ピンアニールは、一般に、反強磁性材料の磁気的
秩序が消失する温度（ネール温度）まで昇温し、交換結
合を与えたい方向に磁界を印加した状態で降温させるこ
とによってなされる。このピンアニールによって、反強
磁性薄膜層に接するピンド層の磁化方向に沿って交換結
合が発生する。
【０００６】ピンド方向の制御に関連する公知技術とし
て、特開平６−３１４６１７号公報には、ピンド方向を
制御する反強磁性層の材料についての開示があり、特開
平９−８２５２４号公報には、強磁性層と反強磁性層と
の間に格子マッチング向上のための中間層を挿入して交
換結合力を向上させることが開示されている。
て、特開平６−３１４６１７号公報には、ピンド方向を
制御する反強磁性層の材料についての開示があり、特開
平９−８２５２４号公報には、強磁性層と反強磁性層と
の間に格子マッチング向上のための中間層を挿入して交
換結合力を向上させることが開示されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、このよ
うなピンアニールを行った場合にも、高温状態で使用し
た場合、ヘッドの諸特性に変動が生じることがある。こ
れは、熱とフリー層の磁区を制御するために用いられる
ハードマグネットからの磁界とによりピンド方向が変化
してしまうことによって起こる現象である。
うなピンアニールを行った場合にも、高温状態で使用し
た場合、ヘッドの諸特性に変動が生じることがある。こ
れは、熱とフリー層の磁区を制御するために用いられる
ハードマグネットからの磁界とによりピンド方向が変化
してしまうことによって起こる現象である。
【０００８】以下この現象について簡単に説明する。ピ
ンアニールによって付与されたピンド方向は、ハードマ
グネットが作る磁界（ＨHM）と異なる方向となってい
る。このため、反強磁性薄膜層と接するピンド層の磁化
方向はピンド方向とは異なり、磁界ＨHMの方向に多少回
転している（このときの磁化方向をθP とする）。反強
磁性薄膜層内では、ネール温度がミクロな領域毎に互い
に異なっており、温度分布を有している。従って、バル
ク状態におけるネール温度以下の状態であってもピンド
層との交換結合状態を消失してしまう小領域が存在する
こととなる。ここで、反強磁性薄膜層の全ての小領域が
交換結合状態を消失してしまう温度を、ブロッキング温
度と呼ぶ。スピンバルブＭＲ素子が温度Ｔの高温状態
（反強磁性薄膜層のブロッキング温度以下）で使用さ
れ、その後室温まで冷却されたとき、温度Ｔ以下のネー
ル温度を有する小領域はθP 方向に再ピンアニールされ
ることとなる。このθP と反強磁性材料のθP 方向に再
ピンアニールされた成分の量とに応じて、反強磁性薄膜
層とこれに接する強磁性薄膜層との交換結合状態が変化
し、膜全体の新たなピンド方向が決まることとなる。こ
の新たなピンド方向は、高温状態に保持された時間に応
じても変化する。これは、強磁性薄膜層の磁気特性が高
温中で経時的に変化していることに起因している。
ンアニールによって付与されたピンド方向は、ハードマ
グネットが作る磁界（ＨHM）と異なる方向となってい
る。このため、反強磁性薄膜層と接するピンド層の磁化
方向はピンド方向とは異なり、磁界ＨHMの方向に多少回
転している（このときの磁化方向をθP とする）。反強
磁性薄膜層内では、ネール温度がミクロな領域毎に互い
に異なっており、温度分布を有している。従って、バル
ク状態におけるネール温度以下の状態であってもピンド
層との交換結合状態を消失してしまう小領域が存在する
こととなる。ここで、反強磁性薄膜層の全ての小領域が
交換結合状態を消失してしまう温度を、ブロッキング温
度と呼ぶ。スピンバルブＭＲ素子が温度Ｔの高温状態
（反強磁性薄膜層のブロッキング温度以下）で使用さ
れ、その後室温まで冷却されたとき、温度Ｔ以下のネー
ル温度を有する小領域はθP 方向に再ピンアニールされ
ることとなる。このθP と反強磁性材料のθP 方向に再
ピンアニールされた成分の量とに応じて、反強磁性薄膜
層とこれに接する強磁性薄膜層との交換結合状態が変化
し、膜全体の新たなピンド方向が決まることとなる。こ
の新たなピンド方向は、高温状態に保持された時間に応
じても変化する。これは、強磁性薄膜層の磁気特性が高
温中で経時的に変化していることに起因している。
【０００９】以上のように、高温状態での使用により当
初のピンアニール後にピンド方向が変化し、そのことが
出力の劣化や出力波形の対称性の劣化等を引き起こして
しまう。
初のピンアニール後にピンド方向が変化し、そのことが
出力の劣化や出力波形の対称性の劣化等を引き起こして
しまう。
【００１０】このような不都合を防止するため、反強磁
性層の材料的な面からは、高いブロッキング温度を有す
ると共に、層内のネール温度分布が少ないことが望まれ
ている。なお、前述したように、特開平９−８２５２４
号公報では、界面におけるより高い結合状態を実現する
ために中間層を挿入して２層間の格子マッチングを高め
ている。
性層の材料的な面からは、高いブロッキング温度を有す
ると共に、層内のネール温度分布が少ないことが望まれ
ている。なお、前述したように、特開平９−８２５２４
号公報では、界面におけるより高い結合状態を実現する
ために中間層を挿入して２層間の格子マッチングを高め
ている。
【００１１】このようにピンド方向の変動を低減するべ
く、反強磁性層の材料について工夫したり、界面におけ
るより高い結合状態を得るように工夫することは、従来
より行われていたが、ピンド層である強磁性層自体につ
いての磁気特性を制御することは全く行われていなかっ
た。
く、反強磁性層の材料について工夫したり、界面におけ
るより高い結合状態を得るように工夫することは、従来
より行われていたが、ピンド層である強磁性層自体につ
いての磁気特性を制御することは全く行われていなかっ
た。
【００１２】従って本発明は、従来技術では全く考慮さ
れていない観点からアプローチするものであり、その目
的は、熱の印加に対してピンド方向をより安定に保持す
ることができる薄膜磁気ヘッドを提供することにある。
れていない観点からアプローチするものであり、その目
的は、熱の印加に対してピンド方向をより安定に保持す
ることができる薄膜磁気ヘッドを提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明によれば、非磁性
層と、非磁性層を挟んで積層された第１及び第２の強磁
性層と、第２の強磁性層の非磁性層とは反対側の面に積
層された反強磁性層とを含むＭＲ多層膜であって、第２
の強磁性層が、Ｃｏを含む強磁性材料層と、Ｃｏを含む
強磁性材料層の反強磁性層側の面に積層されておりＣｏ
より磁気異方性の小さい強磁性材料層とを含んでいるＭ
Ｒ多層膜及びこのＭＲ多層膜を備えた薄膜磁気ヘッドが
提供される。
層と、非磁性層を挟んで積層された第１及び第２の強磁
性層と、第２の強磁性層の非磁性層とは反対側の面に積
層された反強磁性層とを含むＭＲ多層膜であって、第２
の強磁性層が、Ｃｏを含む強磁性材料層と、Ｃｏを含む
強磁性材料層の反強磁性層側の面に積層されておりＣｏ
より磁気異方性の小さい強磁性材料層とを含んでいるＭ
Ｒ多層膜及びこのＭＲ多層膜を備えた薄膜磁気ヘッドが
提供される。
【００１４】第２の強磁性層（ピンド層）が、Ｃｏを含
む強磁性材料層と、Ｃｏを含む強磁性材料層の反強磁性
層側の面に積層されておりＣｏより磁気異方性の小さい
強磁性材料層とを含んでいることにより、このピンド層
全体の磁気異方性が小さくなることから熱による磁気的
な緩和の度合いが小さくなり、従ってピンド方向の熱変
動が小さくなる。その結果、ピンド方向の熱変動に起因
する高温使用時（例えば１２５℃程度）における出力の
劣化や出力波形の対称性の劣化を防止することができ
る。
む強磁性材料層と、Ｃｏを含む強磁性材料層の反強磁性
層側の面に積層されておりＣｏより磁気異方性の小さい
強磁性材料層とを含んでいることにより、このピンド層
全体の磁気異方性が小さくなることから熱による磁気的
な緩和の度合いが小さくなり、従ってピンド方向の熱変
動が小さくなる。その結果、ピンド方向の熱変動に起因
する高温使用時（例えば１２５℃程度）における出力の
劣化や出力波形の対称性の劣化を防止することができ
る。
【００１５】Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
が、Ｆｅ系合金による強磁性材料層であることが好まし
い。本発明の一実施形態では、このＦｅ系合金による強
磁性材料層は、ＣｏＦｅ、ＦｅＳｉ及びＮｉＦｅのいず
れか１つの強磁性材料層であるかもしれない。
が、Ｆｅ系合金による強磁性材料層であることが好まし
い。本発明の一実施形態では、このＦｅ系合金による強
磁性材料層は、ＣｏＦｅ、ＦｅＳｉ及びＮｉＦｅのいず
れか１つの強磁性材料層であるかもしれない。
【００１６】Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
が、Ｎｉ系合金による強磁性材料層であることが好まし
い。本発明の一実施形態では、このＮｉ系合金による強
磁性材料層は、ＦｅＮｉ、ＮｉＣｏ及びＮｉＣｕのいず
れか１つの強磁性材料層であるかもしれない。
が、Ｎｉ系合金による強磁性材料層であることが好まし
い。本発明の一実施形態では、このＮｉ系合金による強
磁性材料層は、ＦｅＮｉ、ＮｉＣｏ及びＮｉＣｕのいず
れか１つの強磁性材料層であるかもしれない。
【００１７】Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
が、アモルファス磁性合金であることも好ましい。
が、アモルファス磁性合金であることも好ましい。
【００１８】Ｃｏを含む強磁性材料層は、Ｃｏ又はＣｏ
Ｆｅであるかもしれない。
Ｆｅであるかもしれない。
【００１９】本発明の一実施形態では、Ｃｏより磁気異
方性の小さい強磁性材料層が、０．５ｎｍ以上の層厚を
有するかもしれない。
方性の小さい強磁性材料層が、０．５ｎｍ以上の層厚を
有するかもしれない。
【００２０】
【発明の実施の形態】図１は、本発明の一実施形態とし
て、薄膜磁気ヘッドのスピンバルブＭＲ素子に設けられ
たスピンバルブ積層体の基本構造を示す断面図であり、
同図において、１０及び１２は２つの強磁性薄膜層であ
り、この強磁性薄膜層１０及び１２は非磁性金属層１１
で磁気的に分離してサンドイッチ構造とされている。強
磁性薄膜層１２上には反強磁性薄膜層１３が積層されて
おり、その界面で生じる交換バイアス磁界がこの強磁性
薄膜層（ピンド層）１２に印加されてピンニングされ
る。強磁性薄膜層１０は交換バイアス磁界が印加されな
いフリー層である。強磁性薄膜層１２は、この実施形態
では、Ｃｏを含む強磁性材料層１２ｂと、この強磁性材
料層１２ｂの反強磁性薄膜層１３側の面に積層されてお
りＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層１２ａとの
２層構造となっている。
て、薄膜磁気ヘッドのスピンバルブＭＲ素子に設けられ
たスピンバルブ積層体の基本構造を示す断面図であり、
同図において、１０及び１２は２つの強磁性薄膜層であ
り、この強磁性薄膜層１０及び１２は非磁性金属層１１
で磁気的に分離してサンドイッチ構造とされている。強
磁性薄膜層１２上には反強磁性薄膜層１３が積層されて
おり、その界面で生じる交換バイアス磁界がこの強磁性
薄膜層（ピンド層）１２に印加されてピンニングされ
る。強磁性薄膜層１０は交換バイアス磁界が印加されな
いフリー層である。強磁性薄膜層１２は、この実施形態
では、Ｃｏを含む強磁性材料層１２ｂと、この強磁性材
料層１２ｂの反強磁性薄膜層１３側の面に積層されてお
りＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層１２ａとの
２層構造となっている。
【００２１】Ｃｏを含む強磁性材料層１２ｂとしては、
例えばＣｏＦｅ又はＣｏが用いられる。Ｃｏより磁気異
方性の小さい強磁性材料層１２ａとしては、ＣｏＦｅ、
ＦｅＳｉ又はＮｉＦｅ等のＦｅ系合金か、ＦｅＮｉ、Ｎ
ｉＣｏ又はＮｉＣｕのＮｉ系合金が用いられる。ＣｏＦ
ｅの組成としては、Ｃｏが０〜９０ａｔ％であることが
好ましく、より好ましくは異方性定数が０となるＣｏが
４０ａｔ％である。ＦｅＳｉの組成としては、Ｓｉが０
〜４０ａｔ％であることが好ましく、より好ましくは異
方性定数が０となるＳｉが２０ａｔ％である。ＮｉＦｅ
又はＦｅＮｉの組成としては、Ｆｅが０〜８０ａｔ％で
あることが好ましく、より好ましくは異方性定数が０と
なるＦｅが２０ａｔ％である。ＮｉＣｏの組成として
は、Ｃｏが０〜７０ａｔ％であることが好ましく、より
好ましくは異方性定数が０となるＣｏが５ａｔ％であ
る。ＮｉＣｕの組成としては、Ｃｕが０〜５０ａｔ％で
あることが好ましく、より好ましくは異方性定数が０と
なるＣｕが３５ａｔ％である。
例えばＣｏＦｅ又はＣｏが用いられる。Ｃｏより磁気異
方性の小さい強磁性材料層１２ａとしては、ＣｏＦｅ、
ＦｅＳｉ又はＮｉＦｅ等のＦｅ系合金か、ＦｅＮｉ、Ｎ
ｉＣｏ又はＮｉＣｕのＮｉ系合金が用いられる。ＣｏＦ
ｅの組成としては、Ｃｏが０〜９０ａｔ％であることが
好ましく、より好ましくは異方性定数が０となるＣｏが
４０ａｔ％である。ＦｅＳｉの組成としては、Ｓｉが０
〜４０ａｔ％であることが好ましく、より好ましくは異
方性定数が０となるＳｉが２０ａｔ％である。ＮｉＦｅ
又はＦｅＮｉの組成としては、Ｆｅが０〜８０ａｔ％で
あることが好ましく、より好ましくは異方性定数が０と
なるＦｅが２０ａｔ％である。ＮｉＣｏの組成として
は、Ｃｏが０〜７０ａｔ％であることが好ましく、より
好ましくは異方性定数が０となるＣｏが５ａｔ％であ
る。ＮｉＣｕの組成としては、Ｃｕが０〜５０ａｔ％で
あることが好ましく、より好ましくは異方性定数が０と
なるＣｕが３５ａｔ％である。
【００２２】Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａの層厚としては０．５ｎｍ以上であることが望ま
しい。実際に例えばＮｉＦｅをこれ以下の層厚で用いる
と、材料が島状となってしまうことがあり、異方性の制
御を適切に行うことができない場合がある。なお、Ｃｏ
より磁気異方性の小さい強磁性材料層１２ａとして、ア
モルファス磁性合金を用いても上述のＦｅ系合金やＮｉ
系合金の場合と同様の効果が期待できる。
１２ａの層厚としては０．５ｎｍ以上であることが望ま
しい。実際に例えばＮｉＦｅをこれ以下の層厚で用いる
と、材料が島状となってしまうことがあり、異方性の制
御を適切に行うことができない場合がある。なお、Ｃｏ
より磁気異方性の小さい強磁性材料層１２ａとして、ア
モルファス磁性合金を用いても上述のＦｅ系合金やＮｉ
系合金の場合と同様の効果が期待できる。
【００２３】
【実施例】第１の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ90Ｆｅ10（Ｃｏ
が９０ａｔ％、Ｆｅが１０ａｔ％）（層厚１．０ｎｍ又
は２．０ｎｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉ80Ｆｅ
20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚０〜
４．０ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）
１２、及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反
強磁性薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ90Ｆｅ10（Ｃｏ
が９０ａｔ％、Ｆｅが１０ａｔ％）（層厚１．０ｎｍ又
は２．０ｎｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉ80Ｆｅ
20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚０〜
４．０ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）
１２、及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反
強磁性薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
【００２４】次の表１及び表２は、ＮｉＦｅ層１２ａの
層厚を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。表１はピンド層１２におけるＣｏＦｅ
層１２ｂの層厚を１．０ｎｍとした場合、表２は層厚を
２．０ｎｍとした場合である。ピンド方向の熱安定性
は、１２５℃（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素
子の最高温度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド
方向に対して直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハ
ードマグネット磁界）を印加した場合のピンド方向の回
転角度を経時的に測定することによって調べた。
層厚を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。表１はピンド層１２におけるＣｏＦｅ
層１２ｂの層厚を１．０ｎｍとした場合、表２は層厚を
２．０ｎｍとした場合である。ピンド方向の熱安定性
は、１２５℃（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素
子の最高温度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド
方向に対して直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハ
ードマグネット磁界）を印加した場合のピンド方向の回
転角度を経時的に測定することによって調べた。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】これらの表１及び表２からも明らかのよう
に、ＮｉＦｅ層１２ａを設けることによって、ピンド方
向の回転角度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向
上している。また、表１から分かるように、ＣｏＦｅ層
１２ｂの層厚が１．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２
ａの層厚を２．５ｎｍ以上にすることによって、１００
０時間後のピンド方向の経時変化が１０度以下となる。
さらに、表２から分かるように、ＣｏＦｅ層１２ｂの層
厚が２．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの層厚を
３．０ｎｍ以上にすることによって、１０００時間後の
ピンド方向の経時変化が１０度以下となる。その結果、
ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用
時における出力劣化が１．５％以下となる。
に、ＮｉＦｅ層１２ａを設けることによって、ピンド方
向の回転角度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向
上している。また、表１から分かるように、ＣｏＦｅ層
１２ｂの層厚が１．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２
ａの層厚を２．５ｎｍ以上にすることによって、１００
０時間後のピンド方向の経時変化が１０度以下となる。
さらに、表２から分かるように、ＣｏＦｅ層１２ｂの層
厚が２．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの層厚を
３．０ｎｍ以上にすることによって、１０００時間後の
ピンド方向の経時変化が１０度以下となる。その結果、
ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用
時における出力劣化が１．５％以下となる。
【００２８】なお、ピンド方向の回転角度は、スピンバ
ルブＭＲ素子の出力から容易に算出することが可能であ
る。即ち、図２（Ａ）に示すように、ウエハ２０に対し
てピンアニール処理時に与えたピンド方向２１と直交す
る方向２２に磁界を印加してρ−Ｈループを測定する。
ピンド方向の回転がない場合は、図２（Ｂ）に示すよう
にρ−Ｈループは左右対称となる。ピンド方向の回転が
起こった場合は、図２（Ｃ）に示すように、左右非対称
となりこの回転したピンド方向２３と測定印加磁界の方
向２２とのなす角度をθP とすると、（Ｅ1 −Ｅ0 ）／
（Ｅ2 −Ｅ0 ）＝｛（１−ｃｏｓθP ）／２｝／｛（１
＋ｃｏｓθP ）／２｝となる。従って、θP ＝ｃｏｓ-1
｛（Ｅ1 −Ｅ0 ）／（Ｅ2 −Ｅ1 ＋２Ｅ0 ）｝となる。
ピンド方向の回転角度は、９０°−θP で与えられる。
ルブＭＲ素子の出力から容易に算出することが可能であ
る。即ち、図２（Ａ）に示すように、ウエハ２０に対し
てピンアニール処理時に与えたピンド方向２１と直交す
る方向２２に磁界を印加してρ−Ｈループを測定する。
ピンド方向の回転がない場合は、図２（Ｂ）に示すよう
にρ−Ｈループは左右対称となる。ピンド方向の回転が
起こった場合は、図２（Ｃ）に示すように、左右非対称
となりこの回転したピンド方向２３と測定印加磁界の方
向２２とのなす角度をθP とすると、（Ｅ1 −Ｅ0 ）／
（Ｅ2 −Ｅ0 ）＝｛（１−ｃｏｓθP ）／２｝／｛（１
＋ｃｏｓθP ）／２｝となる。従って、θP ＝ｃｏｓ-1
｛（Ｅ1 −Ｅ0 ）／（Ｅ2 −Ｅ1 ＋２Ｅ0 ）｝となる。
ピンド方向の回転角度は、９０°−θP で与えられる。
【００２９】第２の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ90Ｆｅ10（Ｃｏ
が９０ａｔ％、Ｆｅが１０ａｔ％）（層厚１．０ｎｍ又
は２．０ｎｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉ80Ｆｅ
20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚０〜
４．０ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）
１２、及びＦｅＭｎ（層厚１２．０ｎｍ）による反強磁
性薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ90Ｆｅ10（Ｃｏ
が９０ａｔ％、Ｆｅが１０ａｔ％）（層厚１．０ｎｍ又
は２．０ｎｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉ80Ｆｅ
20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚０〜
４．０ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）
１２、及びＦｅＭｎ（層厚１２．０ｎｍ）による反強磁
性薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
【００３０】次の表３及び表４は、ＮｉＦｅ層１２ａの
層厚を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。表３はピンド層１２におけるＣｏＦｅ
層１２ｂの層厚を１．０ｎｍとした場合、表４は層厚を
２．０ｎｍとした場合である。ピンド方向の熱安定性
は、１２５℃（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素
子の最高温度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド
方向に対して直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハ
ードマグネット磁界）を印加した場合のピンド方向の回
転角度を経時的に測定することによって調べた。
層厚を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。表３はピンド層１２におけるＣｏＦｅ
層１２ｂの層厚を１．０ｎｍとした場合、表４は層厚を
２．０ｎｍとした場合である。ピンド方向の熱安定性
は、１２５℃（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素
子の最高温度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド
方向に対して直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハ
ードマグネット磁界）を印加した場合のピンド方向の回
転角度を経時的に測定することによって調べた。
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】これらの表３及び表４からも明らかのよう
に、ＮｉＦｅ層１２ａを設けることによって、ピンド方
向の回転角度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向
上している。また、表３から分かるように、ＣｏＦｅ層
１２ｂの層厚が１．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２
ａの層厚を２．０ｎｍ以上にすることによって、１００
０時間後のピンド方向の経時変化が２０度以下となる。
さらに、表４から分かるように、ＣｏＦｅ層１２ｂの層
厚が２．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの層厚を
２．５ｎｍ以上にすることによって、１０００時間後の
ピンド方向の経時変化が２０度以下となる。その結果、
ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用
時における出力劣化が６．０％以下となる。
に、ＮｉＦｅ層１２ａを設けることによって、ピンド方
向の回転角度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向
上している。また、表３から分かるように、ＣｏＦｅ層
１２ｂの層厚が１．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２
ａの層厚を２．０ｎｍ以上にすることによって、１００
０時間後のピンド方向の経時変化が２０度以下となる。
さらに、表４から分かるように、ＣｏＦｅ層１２ｂの層
厚が２．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの層厚を
２．５ｎｍ以上にすることによって、１０００時間後の
ピンド方向の経時変化が２０度以下となる。その結果、
ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用
時における出力劣化が６．０％以下となる。
【００３４】第３の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ又は２．０ｎｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉ80
Ｆｅ20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚
０〜４．０ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強
磁性材料層１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド
層）１２、及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）によ
る反強磁性薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ又は２．０ｎｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉ80
Ｆｅ20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚
０〜４．０ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強
磁性材料層１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド
層）１２、及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）によ
る反強磁性薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
【００３５】次の表５及び表６は、ＮｉＦｅ層１２ａの
層厚を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。表５はピンド層１２におけるＣｏ層１
２ｂの層厚を１．０ｎｍとした場合、表６は層厚を２．
０ｎｍとした場合である。ピンド方向の熱安定性は、１
２５℃（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最
高温度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に
対して直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマ
グネット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度
を経時的に測定することによって調べた。
層厚を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。表５はピンド層１２におけるＣｏ層１
２ｂの層厚を１．０ｎｍとした場合、表６は層厚を２．
０ｎｍとした場合である。ピンド方向の熱安定性は、１
２５℃（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最
高温度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に
対して直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマ
グネット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度
を経時的に測定することによって調べた。
【００３６】
【表５】
【００３７】
【表６】
【００３８】これらの表５及び表６からも明らかのよう
に、ＮｉＦｅ層１２ａを設けることによって、ピンド方
向の回転角度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向
上している。また、表５から分かるように、Ｃｏ層１２
ｂの層厚が１．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの
層厚を３．０ｎｍ以上にすることによって、１０００時
間後のピンド方向の経時変化が１０度以下となる。さら
に、表６から分かるように、Ｃｏ層１２ｂの層厚が２．
０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの層厚を３．５ｎ
ｍ以上にすることによって、１０００時間後のピンド方
向の経時変化が１０度以下となる。その結果、ピンド方
向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用時におけ
る出力劣化が１．５％以下となる。
に、ＮｉＦｅ層１２ａを設けることによって、ピンド方
向の回転角度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向
上している。また、表５から分かるように、Ｃｏ層１２
ｂの層厚が１．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの
層厚を３．０ｎｍ以上にすることによって、１０００時
間後のピンド方向の経時変化が１０度以下となる。さら
に、表６から分かるように、Ｃｏ層１２ｂの層厚が２．
０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの層厚を３．５ｎ
ｍ以上にすることによって、１０００時間後のピンド方
向の経時変化が１０度以下となる。その結果、ピンド方
向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用時におけ
る出力劣化が１．５％以下となる。
【００３９】第４の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ又は２．０ｎｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉ80
Ｆｅ20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚
０〜４．０ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強
磁性材料層１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド
層）１２、及びＦｅＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反
強磁性薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ又は２．０ｎｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉ80
Ｆｅ20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚
０〜４．０ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強
磁性材料層１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド
層）１２、及びＦｅＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反
強磁性薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
【００４０】次の表７及び表８は、ＮｉＦｅ層１２ａの
層厚を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。表７はピンド層１２におけるＣｏ層１
２ｂの層厚を１．０ｎｍとした場合、表８は層厚を２．
０ｎｍとした場合である。ピンド方向の熱安定性は、１
２５℃（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最
高温度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に
対して直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマ
グネット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度
を経時的に測定することによって調べた。
層厚を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。表７はピンド層１２におけるＣｏ層１
２ｂの層厚を１．０ｎｍとした場合、表８は層厚を２．
０ｎｍとした場合である。ピンド方向の熱安定性は、１
２５℃（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最
高温度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に
対して直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマ
グネット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度
を経時的に測定することによって調べた。
【００４１】
【表７】
【００４２】
【表８】
【００４３】これらの表７及び表８からも明らかのよう
に、ＮｉＦｅ層１２ａを設けることによって、ピンド方
向の回転角度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向
上している。また、表７から分かるように、Ｃｏ層１２
ｂの層厚が１．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの
層厚を２．５ｎｍ以上にすることによって、１０００時
間後のピンド方向の経時変化が２０度以下となる。さら
に、表８から分かるように、Ｃｏ層１２ｂの層厚が２．
０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの層厚を３．０ｎ
ｍ以上にすることによって、１０００時間後のピンド方
向の経時変化が２０度以下となる。その結果、ピンド方
向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用時におけ
る出力劣化が６．０％以下となる。
に、ＮｉＦｅ層１２ａを設けることによって、ピンド方
向の回転角度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向
上している。また、表７から分かるように、Ｃｏ層１２
ｂの層厚が１．０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの
層厚を２．５ｎｍ以上にすることによって、１０００時
間後のピンド方向の経時変化が２０度以下となる。さら
に、表８から分かるように、Ｃｏ層１２ｂの層厚が２．
０ｎｍである場合、ＮｉＦｅ層１２ａの層厚を３．０ｎ
ｍ以上にすることによって、１０００時間後のピンド方
向の経時変化が２０度以下となる。その結果、ピンド方
向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用時におけ
る出力劣化が６．０％以下となる。
【００４４】第１の比較例 比較のために、従来技術である単層構造のピンド層を有
するスピンバルブ積層体を、同様のＤＣスパッタ装置を
用いて、基板を加熱していない状態で磁界中成膜するこ
とにより実際に作成した。具体的には、ＡｌＴｉＣ基板
上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎｉ80Ｆｅ
20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚９．
０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）による強磁性薄膜
層（フリー層）、Ｃｕ（層厚３．０ｎｍ）による非磁性
金属層、ＦｅＣｏ合金の単層膜（層厚２．０ｎｍ）によ
る強磁性材料層（ピンド層）、及びＦｅＭｎ（層厚１
２．０ｎｍ）による反強磁性薄膜層をこの順序で順次積
層した。
するスピンバルブ積層体を、同様のＤＣスパッタ装置を
用いて、基板を加熱していない状態で磁界中成膜するこ
とにより実際に作成した。具体的には、ＡｌＴｉＣ基板
上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎｉ80Ｆｅ
20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層厚９．
０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）による強磁性薄膜
層（フリー層）、Ｃｕ（層厚３．０ｎｍ）による非磁性
金属層、ＦｅＣｏ合金の単層膜（層厚２．０ｎｍ）によ
る強磁性材料層（ピンド層）、及びＦｅＭｎ（層厚１
２．０ｎｍ）による反強磁性薄膜層をこの順序で順次積
層した。
【００４５】次の表９は、ＦｅＣｏ合金におけるＣｏの
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００４６】
【表９】
【００４７】この表９からも明らかのように、ピンド層
を単層構造とすると、ほとんどの場合、１０００時間後
のピンド方向の経時変化が２０度以下とはならない。そ
の結果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の
高温使用時における出力劣化はかなり大きくなる。
を単層構造とすると、ほとんどの場合、１０００時間後
のピンド方向の経時変化が２０度以下とはならない。そ
の結果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の
高温使用時における出力劣化はかなり大きくなる。
【００４８】第２の比較例 同じく比較のために、従来技術である単層構造のピンド
層を有するスピンバルブ積層体を、同様のＤＣスパッタ
装置を用いて、基板を加熱していない状態で磁界中成膜
することにより実際に作成した。具体的には、ＡｌＴｉ
Ｃ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎｉ
80Ｆｅ20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層
厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）による強磁
性薄膜層（フリー層）、Ｃｕ（層厚３．０ｎｍ）による
非磁性金属層、ＦｅＣｏ合金の単層膜（層厚２．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層（ピンド層）、及びＲｕＲｈＭ
ｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性薄膜層をこの順
序で順次積層した。
層を有するスピンバルブ積層体を、同様のＤＣスパッタ
装置を用いて、基板を加熱していない状態で磁界中成膜
することにより実際に作成した。具体的には、ＡｌＴｉ
Ｃ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎｉ
80Ｆｅ20（Ｎｉが８０ａｔ％、Ｆｅが２０ａｔ％）（層
厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）による強磁
性薄膜層（フリー層）、Ｃｕ（層厚３．０ｎｍ）による
非磁性金属層、ＦｅＣｏ合金の単層膜（層厚２．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層（ピンド層）、及びＲｕＲｈＭ
ｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性薄膜層をこの順
序で順次積層した。
【００４９】次の表１０は、ＦｅＣｏ合金におけるＣｏ
の組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定
結果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
の組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定
結果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００５０】
【表１０】
【００５１】この表１０からも明らかのように、ピンド
層を単層構造とすると、ほとんどの場合、１０００時間
後のピンド方向の経時変化が２０度以下とはならない。
その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度
の高温使用時における出力劣化はかなり大きくなる。
層を単層構造とすると、ほとんどの場合、１０００時間
後のピンド方向の経時変化が２０度以下とはならない。
その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度
の高温使用時における出力劣化はかなり大きくなる。
【００５２】第５の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＦｅＳｉ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＦｅＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性薄膜
層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＦｅＳｉ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＦｅＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性薄膜
層１３をこの順序で順次積層した。
【００５３】次の表１１は、ＦｅＳｉ層におけるＳｉの
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００５４】
【表１１】
【００５５】この表１１からも明らかのように、ＦｅＳ
ｉ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｓｉの組成を１６〜２４ａｔ％とすることによっ
て、１０００時間後のピンド方向の経時変化が２０度未
満となる。その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１
２５℃程度の高温使用時における出力劣化が充分小さく
なる。
ｉ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｓｉの組成を１６〜２４ａｔ％とすることによっ
て、１０００時間後のピンド方向の経時変化が２０度未
満となる。その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１
２５℃程度の高温使用時における出力劣化が充分小さく
なる。
【００５６】第６の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＦｅＳｉ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性
薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＦｅＳｉ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性
薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
【００５７】次の表１２は、ＦｅＳｉ層におけるＳｉの
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００５８】
【表１２】
【００５９】この表１２からも明らかのように、ＦｅＳ
ｉ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｓｉの組成を１６〜２４ａｔ％とすることによっ
て、１０００時間後のピンド方向の経時変化が２０度よ
りかなり小さくなる。その結果、ピンド方向の熱変動に
起因する１２５℃程度の高温使用時における出力劣化が
充分小さくなる。
ｉ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｓｉの組成を１６〜２４ａｔ％とすることによっ
て、１０００時間後のピンド方向の経時変化が２０度よ
りかなり小さくなる。その結果、ピンド方向の熱変動に
起因する１２５℃程度の高温使用時における出力劣化が
充分小さくなる。
【００６０】第７の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＦｅＮｉ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＦｅＭｎ（層厚１２．０ｎｍ）による反強磁性薄膜
層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＦｅＮｉ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＦｅＭｎ（層厚１２．０ｎｍ）による反強磁性薄膜
層１３をこの順序で順次積層した。
【００６１】次の表１３は、ＦｅＮｉ層におけるＮｉの
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００６２】
【表１３】
【００６３】この表１３からも明らかのように、ＦｅＮ
ｉ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｎｉが含まれていれば、１０００時間後のピンド方
向の経時変化がほぼ２０度未満となる。特にＦｅＮｉ層
におけるＮｉの組成が２０ａｔ％及び８０ａｔ％の場
合、この回転角度が６度と非常に小さい。その結果、ピ
ンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用時
における出力劣化が非常に小さくなる。
ｉ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｎｉが含まれていれば、１０００時間後のピンド方
向の経時変化がほぼ２０度未満となる。特にＦｅＮｉ層
におけるＮｉの組成が２０ａｔ％及び８０ａｔ％の場
合、この回転角度が６度と非常に小さい。その結果、ピ
ンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用時
における出力劣化が非常に小さくなる。
【００６４】第８の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＦｅＮｉ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性
薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＦｅＮｉ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性
薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
【００６５】次の表１４は、ＦｅＮｉ層におけるＮｉの
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００６６】
【表１４】
【００６７】この表１４からも明らかのように、ＦｅＮ
ｉ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｎｉが含まれていれば、１０００時間後のピンド方
向の経時変化が２０度よりかなり小さくなる。特にＦｅ
Ｎｉ層におけるＮｉの組成が２０ａｔ％及び８０ａｔ％
の場合、この回転角度が３度と非常に小さい。その結
果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温
使用時における出力劣化が非常に小さくなる。
ｉ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｎｉが含まれていれば、１０００時間後のピンド方
向の経時変化が２０度よりかなり小さくなる。特にＦｅ
Ｎｉ層におけるＮｉの組成が２０ａｔ％及び８０ａｔ％
の場合、この回転角度が３度と非常に小さい。その結
果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温
使用時における出力劣化が非常に小さくなる。
【００６８】第３の比較例 比較のために、従来技術である単層構造のピンド層を有
するスピンバルブ積層体を、同様のＤＣスパッタ装置を
用いて、基板を加熱していない状態で磁界中成膜するこ
とにより実際に作成した。具体的には、ＡｌＴｉＣ基板
上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、ＮｉＦｅ
（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）による
強磁性薄膜層（フリー層）、Ｃｕ（層厚３．０ｎｍ）に
よる非磁性金属層、ＮｉＣｏ合金の単層膜（層厚２．０
ｎｍ）による強磁性材料層（ピンド層）、及びＦｅＭｎ
（層厚１２．０ｎｍ）による反強磁性薄膜層をこの順序
で順次積層した。
するスピンバルブ積層体を、同様のＤＣスパッタ装置を
用いて、基板を加熱していない状態で磁界中成膜するこ
とにより実際に作成した。具体的には、ＡｌＴｉＣ基板
上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、ＮｉＦｅ
（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）による
強磁性薄膜層（フリー層）、Ｃｕ（層厚３．０ｎｍ）に
よる非磁性金属層、ＮｉＣｏ合金の単層膜（層厚２．０
ｎｍ）による強磁性材料層（ピンド層）、及びＦｅＭｎ
（層厚１２．０ｎｍ）による反強磁性薄膜層をこの順序
で順次積層した。
【００６９】次の表１５は、ＮｉＣｏ合金におけるＣｏ
の組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定
結果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
の組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定
結果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００７０】
【表１５】
【００７１】この表１５からも明らかのように、ピンド
層を単層構造とすると、ほとんどの場合、１０００時間
後のピンド方向の経時変化が２０度以下とはならない。
その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度
の高温使用時における出力劣化はかなり大きくなる。
層を単層構造とすると、ほとんどの場合、１０００時間
後のピンド方向の経時変化が２０度以下とはならない。
その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度
の高温使用時における出力劣化はかなり大きくなる。
【００７２】第４の比較例 同じく比較のために、従来技術である単層構造のピンド
層を有するスピンバルブ積層体を、同様のＤＣスパッタ
装置を用いて、基板を加熱していない状態で磁界中成膜
することにより実際に作成した。具体的には、ＡｌＴｉ
Ｃ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎｉ
Ｆｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）に
よる強磁性薄膜層（フリー層）、Ｃｕ（層厚３．０ｎ
ｍ）による非磁性金属層、ＮｉＣｏ合金の単層膜（層厚
２．０ｎｍ）による強磁性材料層（ピンド層）、及びＲ
ｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性薄膜層
をこの順序で順次積層した。
層を有するスピンバルブ積層体を、同様のＤＣスパッタ
装置を用いて、基板を加熱していない状態で磁界中成膜
することにより実際に作成した。具体的には、ＡｌＴｉ
Ｃ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎｉ
Ｆｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）に
よる強磁性薄膜層（フリー層）、Ｃｕ（層厚３．０ｎ
ｍ）による非磁性金属層、ＮｉＣｏ合金の単層膜（層厚
２．０ｎｍ）による強磁性材料層（ピンド層）、及びＲ
ｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性薄膜層
をこの順序で順次積層した。
【００７３】次の表１６は、ＮｉＣｏ合金におけるＣｏ
の組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定
結果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
の組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定
結果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００７４】
【表１６】
【００７５】この表１６からも明らかのように、ピンド
層を単層構造とすると、ほとんどの場合、１０００時間
後のピンド方向の経時変化が２０度以下とはならない。
その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度
の高温使用時における出力劣化はかなり大きくなる。
層を単層構造とすると、ほとんどの場合、１０００時間
後のピンド方向の経時変化が２０度以下とはならない。
その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１２５℃程度
の高温使用時における出力劣化はかなり大きくなる。
【００７６】第９の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉＣｕ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＦｅＭｎ（層厚１２．０ｎｍ）による反強磁性薄膜
層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉＣｕ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＦｅＭｎ（層厚１２．０ｎｍ）による反強磁性薄膜
層１３をこの順序で順次積層した。
【００７７】次の表１７は、ＮｉＣｕ層におけるＣｕの
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００７８】
【表１７】
【００７９】この表１７からも明らかのように、ＮｉＣ
ｕ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｃｕの組成を１５〜４５ａｔ％とすることによっ
て、１０００時間後のピンド方向の経時変化が２０度未
満となる。その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１
２５℃程度の高温使用時における出力劣化が小さくな
る。
ｕ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｃｕの組成を１５〜４５ａｔ％とすることによっ
て、１０００時間後のピンド方向の経時変化が２０度未
満となる。その結果、ピンド方向の熱変動に起因する１
２５℃程度の高温使用時における出力劣化が小さくな
る。
【００８０】第１０の実施例 ＤＣスパッタ装置を用いて、基板を加熱していない状態
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉＣｕ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性
薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
で磁界中成膜することにより、図１の構造を有するスピ
ンバルブ積層体を実際に作成した。具体的には、ＡｌＴ
ｉＣ基板上にＴａ（層厚５．０ｎｍ）による下地膜、Ｎ
ｉＦｅ（層厚９．０ｎｍ）及びＣｏ（層厚１．０ｎｍ）
による強磁性薄膜層（フリー層）１０、Ｃｕ（層厚３．
０ｎｍ）による非磁性金属層１１、Ｃｏ（層厚１．０ｎ
ｍ）による強磁性材料層１２ｂとＮｉＣｕ（層厚４．０
ｎｍ）によるＣｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層
１２ａとの２層構造の強磁性薄膜層（ピンド層）１２、
及びＲｕＲｈＭｎ（層厚１０．０ｎｍ）による反強磁性
薄膜層１３をこの順序で順次積層した。
【００８１】次の表１８は、ＮｉＣｕ層におけるＣｕの
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
組成を変化させた場合のピンド方向の熱安定性の測定結
果を示している。ピンド方向の熱安定性は、１２５℃
（ＨＤＤに使用した際に予想されるＭＲ素子の最高温
度）の雰囲気中でアニール時に与えたピンド方向に対し
て直交する方向に１９０Ｏｅの磁界（模擬ハードマグネ
ット磁界）を印加した場合のピンド方向の回転角度を経
時的に測定することによって調べた。
【００８２】
【表１８】
【００８３】この表１８からも明らかのように、ＮｉＣ
ｕ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｃｕが含まれていれば、１０００時間後のピンド方
向の経時変化が２０度より小さくなる。その結果、ピン
ド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用時に
おける出力劣化が小さくなる。
ｕ層１２ａを設けることによって、ピンド方向の回転角
度が小さくなり、ピンド方向の熱安定性が向上してい
る。Ｃｕが含まれていれば、１０００時間後のピンド方
向の経時変化が２０度より小さくなる。その結果、ピン
ド方向の熱変動に起因する１２５℃程度の高温使用時に
おける出力劣化が小さくなる。
【００８４】以上述べた実施形態及び実施例は全て本発
明を例示的に示すものであって限定的に示すものではな
く、本発明は他の種々の変形態様及び変更態様で実施す
ることができる。従って本発明の範囲は特許請求の範囲
及びその均等範囲によってのみ規定されるものである。
明を例示的に示すものであって限定的に示すものではな
く、本発明は他の種々の変形態様及び変更態様で実施す
ることができる。従って本発明の範囲は特許請求の範囲
及びその均等範囲によってのみ規定されるものである。
【００８５】
【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
れば、第２の強磁性層（ピンド層）が、Ｃｏを含む強磁
性材料層と、Ｃｏを含む強磁性材料層の反強磁性層側の
面に積層されておりＣｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層とを含んでいることにより、このピンド層全体の
磁気異方性が小さくなり、従ってピンド方向の熱変動が
小さくなる。その結果、ピンド方向の熱変動に起因する
高温使用時における出力の劣化や出力波形の対称性の劣
化を防止することができる。
れば、第２の強磁性層（ピンド層）が、Ｃｏを含む強磁
性材料層と、Ｃｏを含む強磁性材料層の反強磁性層側の
面に積層されておりＣｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層とを含んでいることにより、このピンド層全体の
磁気異方性が小さくなり、従ってピンド方向の熱変動が
小さくなる。その結果、ピンド方向の熱変動に起因する
高温使用時における出力の劣化や出力波形の対称性の劣
化を防止することができる。
【図１】本発明の一実施形態として、薄膜磁気ヘッドの
スピンバルブＭＲ素子に設けられたスピンバルブ積層体
の基本構造を示す断面図である。
スピンバルブＭＲ素子に設けられたスピンバルブ積層体
の基本構造を示す断面図である。
【図２】ピンド方向の求め方を説明するための図であ
る。
る。
１０、１２ 強磁性薄膜層 １１ 非磁性金属層 １２ａ Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性材料層 １２ｂ Ｃｏを含む強磁性材料層 １３ 反強磁性薄膜層
Claims (9)
- 【請求項１】 非磁性層と、該非磁性層を挟んで積層さ
れた第１及び第２の強磁性層と、該第２の強磁性層の前
記非磁性層とは反対側の面に積層された反強磁性層とを
含む磁気抵抗効果多層膜であって、前記第２の強磁性層
が、Ｃｏを含む強磁性材料層と、該Ｃｏを含む強磁性材
料層の前記反強磁性層側の面に積層されておりＣｏより
磁気異方性の小さい強磁性材料層とを含んでいることを
特徴とする磁気抵抗効果多層膜。 - 【請求項２】 前記Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層が、Ｆｅ系合金による強磁性材料層であることを
特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果多層膜。 - 【請求項３】 前記Ｆｅ系合金による強磁性材料層が、
ＣｏＦｅ、ＦｅＳｉ及びＮｉＦｅのいずれか１つの強磁
性材料層であることを特徴とする請求項２に記載の磁気
抵抗効果多層膜。 - 【請求項４】 前記Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層が、Ｎｉ系合金による強磁性材料層であることを
特徴とする請求項１に記載の磁気抵抗効果多層膜。 - 【請求項５】 前記Ｎｉ系合金による強磁性材料層が、
ＦｅＮｉ、ＮｉＣｏ及びＮｉＣｕのいずれか１つの強磁
性材料層であることを特徴とする請求項４に記載の磁気
抵抗効果多層膜。 - 【請求項６】 前記Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層が、アモルファス磁性合金であることを特徴とす
る請求項１に記載の磁気抵抗効果多層膜。 - 【請求項７】 前記Ｃｏより磁気異方性の小さい強磁性
材料層が、０．５ｎｍ以上の層厚を有することを特徴と
する請求項１から６のいずれか１項に記載の磁気抵抗効
果多層膜。 - 【請求項８】 前記Ｃｏを含む強磁性材料層が、Ｃｏ又
はＣｏＦｅであることを特徴とする請求項１から７のい
ずれか１項に記載の磁気抵抗効果多層膜。 - 【請求項９】 請求項１から８のいずれか１項に記載の
磁気抵抗効果多層膜を備えたことを特徴とする薄膜磁気
ヘッド。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10088280A JPH11273033A (ja) | 1998-03-18 | 1998-03-18 | 磁気抵抗効果多層膜及び該磁気抵抗効果多層膜を備えた薄膜磁気ヘッド |
| US09/262,314 US6400535B1 (en) | 1998-03-18 | 1999-03-04 | Magnetoresistive effect multi-layered structure and thin-film magnetic head with the magnetoresistive effect multi-layered structure |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10088280A JPH11273033A (ja) | 1998-03-18 | 1998-03-18 | 磁気抵抗効果多層膜及び該磁気抵抗効果多層膜を備えた薄膜磁気ヘッド |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11273033A true JPH11273033A (ja) | 1999-10-08 |
Family
ID=13938501
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10088280A Pending JPH11273033A (ja) | 1998-03-18 | 1998-03-18 | 磁気抵抗効果多層膜及び該磁気抵抗効果多層膜を備えた薄膜磁気ヘッド |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6400535B1 (ja) |
| JP (1) | JPH11273033A (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JP2001076331A (ja) * | 1999-09-02 | 2001-03-23 | Toshiba Corp | 磁気記録媒体及び磁気記録再生装置 |
| US6479096B1 (en) | 1999-12-03 | 2002-11-12 | Read-Rite Corporation | Method for manufacturing a GMR spin valve having a smooth interface between magnetic and non-magnetic layers |
| JP3817399B2 (ja) * | 1999-12-24 | 2006-09-06 | 株式会社日立グローバルストレージテクノロジーズ | 磁気抵抗センサー |
| US6649254B1 (en) | 2000-02-04 | 2003-11-18 | Seagate Technology Llc | Compensated crystalline superlattice ferrimagnets |
| US6665155B2 (en) * | 2001-03-08 | 2003-12-16 | International Business Machines Corporation | Spin valve sensor with free layer structure having a cobalt niobium (CoNb) or cobalt niobium hafnium (CoNbHf) layer |
| US7050274B2 (en) | 2001-03-15 | 2006-05-23 | Seagate Technology Llc | Multilayer permanent magnet films |
| JP3855688B2 (ja) * | 2001-06-21 | 2006-12-13 | Ｔｄｋ株式会社 | 磁気抵抗効果ヘッドの再生トラック幅算出方法及びプログラム |
| JP3630120B2 (ja) * | 2001-07-16 | 2005-03-16 | Ｔｄｋ株式会社 | 磁気変換デバイスの特性解析方法及びプログラム |
| US7167391B2 (en) * | 2004-02-11 | 2007-01-23 | Hewlett-Packard Development Company, L.P. | Multilayer pinned reference layer for a magnetic storage device |
| JP2021110997A (ja) * | 2020-01-07 | 2021-08-02 | 住友重機械工業株式会社 | シミュレーション方法、シミュレーション装置、及びプログラム |
Family Cites Families (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3022023B2 (ja) * | 1992-04-13 | 2000-03-15 | 株式会社日立製作所 | 磁気記録再生装置 |
| JP3226254B2 (ja) * | 1995-09-14 | 2001-11-05 | 株式会社東芝 | 交換結合膜、磁気抵抗効果素子および磁気抵抗効果ヘッド |
| JP3247535B2 (ja) * | 1993-03-03 | 2002-01-15 | 株式会社東芝 | 磁気抵抗効果素子 |
| JP3276264B2 (ja) * | 1995-05-26 | 2002-04-22 | アルプス電気株式会社 | 磁気抵抗効果多層膜およびその製造方法 |
| JPH1041132A (ja) * | 1996-07-18 | 1998-02-13 | Sanyo Electric Co Ltd | 磁気抵抗効果膜 |
| JP2856165B2 (ja) * | 1996-08-12 | 1999-02-10 | 日本電気株式会社 | 磁気抵抗効果素子及びその製造方法 |
| JPH10188235A (ja) * | 1996-12-26 | 1998-07-21 | Nec Corp | 磁気抵抗効果膜及びその製造方法 |
| JPH1186228A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-03-30 | Fujitsu Ltd | スピンバルブ磁気ヘッドおよびその製造方法、磁化制御方法 |
| US6040961A (en) * | 1997-10-27 | 2000-03-21 | International Business Machines Corporation | Current-pinned, current resettable soft AP-pinned spin valve sensor |
| US6038107A (en) * | 1997-10-27 | 2000-03-14 | International Business Machines Corporation | Antiparallel-pinned spin valve sensor |
-
1998
- 1998-03-18 JP JP10088280A patent/JPH11273033A/ja active Pending
-
1999
- 1999-03-04 US US09/262,314 patent/US6400535B1/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20020122278A1 (en) | 2002-09-05 |
| US6400535B1 (en) | 2002-06-04 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
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