WO2005008799A1 - Ｃｐｐ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド、磁気記憶装置 - Google Patents

Ｃｐｐ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド、磁気記憶装置 Download PDF

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Kazuaki Fukamichi
Rie Umetsu
Atsushi Tanaka
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Fujitsu Limited
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    • H01F10/14—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing iron or nickel

Definitions

  • the present invention relates to a magnetoresistive effect element for reproducing information in a magnetic sensor, for example, a magnetic storage device, and more particularly to a CPP (Cu
  • the present invention relates to a magnetoresistive element having a structure.
  • Conventional spin-valve magnetoresistive elements have a CIP (Curlent In-Plane) structure, that is, a free magnetic layer whose magnetization direction changes according to a magnetic field leaking from a magnetic recording medium. It has a structure in which a sense current flows in the in-plane direction of a spin valve film made of a fixed magnetic layer formed with a magnetic layer interposed therebetween. The scattering of electrons changes according to the angle formed by the free magnetic layer and the fixed magnetic layer, and as a result, the resistance value of the spin valve film changes.
  • the total resistance of the variation / spin pulp 'magnetoresistive element resistance change rate resistance in the spin valve magnetoresistive effect element of the CIP structure of about 5%, recording density of about 50 Gb it / in 2 Has been achieved.
  • next-generation 100 Gbit / in 2 recording density it is necessary to increase the track density and the linear recording density.
  • a spin valve magnetoresistive effect element having a CIP structure if the core width is reduced to increase the track density, the reproduction output decreases in proportion to the core width.
  • the spin pulp magnetoresistive effect that constitutes the lead gap is used. It is necessary to reduce the thickness of the insulating film formed above and below the element.However, if the insulating film is reduced in thickness, leakage tends to occur, and a sense current cannot be supplied. Occurs.
  • a magnetoresistive effect element having a CPP (Curent Perpendicular to Plane) structure in which a sense current flows perpendicularly to the film surface of the spin valve film can avoid the above-mentioned obstacles in improving the recording density. Therefore, studies are being actively conducted. For a magnetoresistive element with a CPP structure, increasing the rate of change in resistance to improve output is the most important theme.
  • CPP Current Perpendicular to Plane
  • the magnetoresistance effect element having the CPP structure has a resistance change rate (two ARAZR ATOTAL) of about 1% as shown in FIG.
  • RA is the specific resistance multiplied by the film thickness and indicates the resistance value per unit cross-sectional area
  • R ATOTAL is the total resistance value of the magnetoresistive element
  • AR A is the resistance value of the spin valve film.
  • the change is shown.
  • the total resistance RA TOTAL is the sum of the resistance of the buffer layer, the antiferromagnetic layer, and the cap layer in addition to the resistance of the spin valve film.
  • the antiferromagnetic layer has a specific resistance of 200 ⁇ ⁇ cm.
  • the large force 15 nm, makes up 58% of the total resistance R ATOTAL. Since the resistance of the antiferromagnetic layer does not contribute to the change in resistance, it is a so-called parasitic resistance, so the larger the resistance of the antiferromagnetic layer, the lower the resistance change. There is a problem that it.
  • Patent Document 1 JP-A-2002-176211 1 Disclosure of efforts
  • the present invention provides a novel and useful CPP magnetoresistive element which has solved the above-mentioned problems, a method for manufacturing the same, a magnetic head having a CPP magnetoresistive element, and A general task is to provide a magnetic storage device.
  • the present invention relates to a CPP magnetoresistive element, which is capable of improving the rate of change of resistance by reducing the resistance value of the parasitic resistance, and which is suitable for high sensitivity and high density recording, a method of manufacturing the same, and a CPP.
  • An object of the present invention is to provide a magnetic head and a magnetic storage device having a magnetoresistive effect element.
  • a CPP magnetoresistance effect element including a substrate, and an antiferromagnetic layer, a fixed magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, and a free magnetic layer, which are sequentially formed on the substrate.
  • the ferromagnetic layer is made of an alloy of at least one element selected from the group consisting of Pd, Pt, Ni, Ir, and Rh with Mn, and has a specific resistance of the antiferromagnetic layer at 300 K.
  • a CPP magnetoresistive element having a range of 10 ⁇ -cm to: 150 ⁇ ⁇ ⁇ m is provided.
  • a sense current flows in the stacking direction through the antiferromagnetic layer, the fixed magnetic layer, the nonmagnetic intermediate layer, and the free magnetic layer formed sequentially on the substrate.
  • the antiferromagnetic layer of the structure magnetoresistive element is selected from an alloy of Mn with at least one element selected from the group consisting of Pd, Pt, Ni, Ir, and Rh, and has a specific resistance. Is 10 ⁇ ⁇ . ⁇ 150 ⁇ ⁇ . Set to the range of m.
  • the antiferromagnetic layer may have a CuAu-I type ordered lattice crystal structure.
  • the resistivity of the antiferromagnetic layer is further improved by improving the regularity of the antiferromagnetic layer and highly uniformly arranging the atoms.
  • the CuAu—I type regular lattice has an fct (face-centered square lattice) structure, and as shown in FIG. 2, Mn atoms represented by ⁇ and Pd, Pt, Ni, or I represented by For example, it has a structure in which a lattice point is occupied at the plane center position and occupies the (001) plane, and the other atom similarly occupies the (002) plane.
  • the magnetization of the Mn atom has a configuration in which the magnetization of the Mn atom at the face-center position is directed to the anti-TO as shown by the arrow.
  • the antiferromagnetic layer is made of an alloy of Mn and at least one element selected from the group consisting of Pd, Pt, Ni, and Ir, and the antiferromagnetic layer has a Mn content of 45 atoms. % 5 may be in the range of 2 atomic 0/0. CuAu— The Mn-based alloy having an I-type ordered lattice has a Mn content of 45 atoms / 0 . The specific resistance can be minimized in the range of up to 52 at%.
  • the antiferromagnetic layer is made of Mn R h, R h content may be in the range of 1 to 5 atomic% to 3 0 atoms 0/0. Since the MnRh alloy exhibits low specific resistance in this range, the resistance can be reduced.
  • Mn R h alloy has a C u A u- II type ordered lattice composition of Mn 3 R h ie R h content about the composition of the 2 5 atomic% 1 5 atomic% to 3 0 at% 1 h Form an ordered alloy.
  • the CuAu—II type regular lattice has an fcc (face-centered cubic lattice) structure. As shown in Fig.
  • the atoms forming the binary alloy represented by ⁇ : Mn and Rh: It is configured to occupy the heart position.
  • the antiferromagnetic layer is made of MnIr and has an Ir content of 20 atoms / 0 .
  • the range may be up to 35 atomic%. Since the MnIr alloy exhibits low specific resistance even in this range, low resistance can be achieved. Since Mn I r alloy to form an ordered alloy composition Mns lr That I r content around the 2 5 atoms 0/0, the resistivity by ordering the atomic arrangement advances are highly uniform I arsenide Is reduced.
  • Another antiferromagnetic raw layer is further provided between the antiferromagnetic layer and the fixed magnetic layer.
  • the other antiferromagnetic layer is made of the same material as the antiferromagnetic layer, and has a specific resistance.
  • the configuration may be such that the specific resistance is higher than the specific resistance of the antiferromagnetic layer.
  • a magnetic head including any of the above-described CPP magnetoresistive elements, and a magnetic storage device including the magnetic head and a magnetic recording medium.
  • the resistance change rate of any of the above-mentioned CPP magnetoresistive elements is high, it is possible to realize a magnetic head and a magnetic storage device capable of high-sensitivity, high-density recording.
  • a method of manufacturing a CPP magnetoresistive element having a substrate and an antiferromagnetic layer, a fixed magnetic layer, a nonmagnetic intermediate layer, and a free magnetic layer sequentially formed on the substrate.
  • Forming an antiferromagnetic layer on the substrate A method of manufacturing a CPP magnetoresistive element, comprising an ordering heat treatment step of heating and ordering the antiferromagnetic layer between the step of forming a fixed magnetization layer and the step of forming a fixed magnetization layer.
  • an antiferromagnetic layer is formed, and a heat treatment is performed before forming a fixed magnetic layer on the antiferromagnetic layer, so that the atoms constituting the antiferromagnetic layer are made uniform and regular. Therefore, the order of the antiferromagnetic layer is improved, and the specific resistance, which is presumed to be caused by the order, can be reduced.
  • the junction consisting of the fixed magnetic layer / non-magnetic intermediate layer / free magnetic layer formed after the ordering heat treatment is not affected by heat due to the ordering heat treatment, it changes according to the applied magnetic field. There is no problem such as deterioration of the resistance change. As a result, the total resistance is reduced and the resistance change is constant, so that the resistance change rate can be improved.
  • the method may further include a step of etching the surface of the antiferromagnetic layer between the ordering heat treatment step and the step of forming the fixed magnetic layer.
  • the surface of the antiferromagnetic layer may undergo oxidation or other deformation due to the ordered heat treatment, and is activated by etching the surface of the antiferromagnetic layer, thereby improving the crystal coherence with the fixed magnetic layer formed thereon.
  • the crystallinity of the initial growth layer of the fixed magnetic layer can be improved.
  • the magnetization of the fixed magnetic layer can be sufficiently fixed by the interaction of the antiferromagnetic layer with the fixed magnetic layer.
  • another antiferromagnetic layer may be formed on the antiferromagnetic layer using the same material as the antiferromagnetic layer.
  • another antiferromagnetic layer of the same material as the antiferromagnetic layer, the crystal matching between the antiferromagnetic layer and the other antiferromagnetic layer and between the other antiferromagnetic layer and the fixed magnetic layer is improved.
  • the alternating interaction exerted on the fixed magnetic layer by the antiferromagnetic layer can be further enhanced.
  • FIG. 1 is a diagram showing a specific resistance and a resistance change ratio of a conventional magnetoresistive element having a CPP structure.
  • FIG. 2 is a diagram showing a crystal structure of a CuAu—I type lattice.
  • FIG. 3 is a diagram showing a crystal structure of a CuAu-II type lattice.
  • FIG. 4 is a diagram showing the structure of the medium facing surface of the composite magnetic head.
  • FIG. 5 is a diagram showing a GMR film constituting the magnetoresistive element according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a diagram showing characteristics of the Mn-TM alloy and the MnRh alloy.
  • FIG. 7 is a diagram showing a temperature change of the specific resistance of the MnPt alloy.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the specific resistance of the MnPt alloy at 300 K and the composition of the yarn.
  • FIG. 9A and FIG. 9B are diagrams showing the temperature change of the specific resistance of the MnPd alloy.
  • FIG. 10 is a diagram showing the relationship between the specific resistance and composition of the MnPd alloy at 300 K.
  • FIG. 11A and FIG. 11B are diagrams showing the temperature change of the specific resistance of the MnNi alloy.
  • FIG. 12 is a diagram showing the relationship between the specific resistance and the composition of the MnNi alloy at 300 K.
  • FIG. 13 is a diagram showing a temperature change of the specific resistance of the MnIr alloy.
  • FIG. 14 is a diagram showing the relationship between the specific resistance and composition of the MnIr alloy at 300 K.
  • FIG. 4 is a diagram showing a temperature change of a specific resistance of a nearby Mn Rh alloy.
  • FIG. 16 is a diagram showing the relationship between the specific resistance and the composition of the MnRh alloy and the MnIr alloy (Rh amount, Ir amount: around 25 atomic%) at 300 K.
  • Figure 1 7 is a diagram showing a temperature Heni spoon in the resistivity of the Mn I r alloys near amount I r is 2 to 5 atomic 0/0.
  • FIG. 18 to FIG. 18F are diagrams each showing numerically the relationship between the composition and the specific resistance of the Mn-TM alloy and the MnRh alloy at 300 K.
  • FIG. 19 is a diagram illustrating a manufacturing process (part 1) of the magnetoresistive element according to the first embodiment.
  • FIG. 20 is a diagram illustrating a manufacturing process (part 2) of the magnetoresistive effect element according to the first embodiment.
  • FIG. 21 is a diagram illustrating a manufacturing process (part 3) of the magnetoresistive effect element according to the first embodiment.
  • FIG. 22 shows a manufacturing process (part 4) of the magnetoresistive effect element according to the first embodiment.
  • FIG. 23 is a diagram illustrating a manufacturing process (part 5) of the magnetoresistive effect element according to the first embodiment.
  • FIG. 24 is a diagram showing a manufacturing process (part 6) of the magnetoresistive effect element according to the first embodiment.
  • FIG. 25 is a diagram illustrating a GMR film included in a magnetoresistive element according to a modification of the first embodiment.
  • FIG. 26 is a diagram illustrating a part (part 1) of a manufacturing process of the magnetoresistive element according to the modification of the first embodiment.
  • FIG. 27 is a view illustrating a part (part 2) of a manufacturing process of the magnetoresistive element according to the modification of the first embodiment.
  • FIG. 28 is a diagram showing a TMR film constituting a magnetoresistive element according to the second embodiment of the present invention.
  • FIG. 29 is a cross-sectional view showing a main part of a magnetic storage device according to the third embodiment of the present invention.
  • FIG. 30 is a plan view showing a main part of the magnetic storage device shown in FIG.
  • FIG. 4 is a diagram showing a structure of a medium facing surface of an inductive recording element and a magnetoresistive element for performing recording and reproduction of a composite magnetic head.
  • the rotation direction of the medium is the direction indicated by arrow X.
  • head 1 0 to composite magnetism, A 1 2 0 3 of the magnetoresistive element 1 2 is head slider substrate to - T i C (AlTiC) flat Seramitsu click consisting
  • the configuration is such that the inductive recording element 11 is formed on a substrate 15 via an alumina film, and these are covered with an insulator such as alumina.
  • the composite magnetic head 10 is composed of an inductive recording element 11 for recording located on the downstream side in the rotation direction of the medium and a magnetoresistive element 12 having a CPP type structure located on the upstream side. ing.
  • the composite magnetic head 10 transmits information to an opposing magnetic recording medium (not shown) due to a magnetic field leaking between the upper magnetic pole 13 A and the lower magnetic pole 13 B of the inductive recording element 11.
  • the leaked magnetic field corresponding to the information recorded and recorded on the magnetic recording medium is detected by the magnetoresistive element 12 as a resistance change.
  • the inductive recording element 11 includes an upper magnetic pole 13 A having a width corresponding to the track width of the magnetic recording medium on the medium facing surface, a lower magnetic pole 13 B opposing the recording gap layer 14, and an upper magnetic pole. It consists of a yoke (not shown) for connecting 13 A and the lower magnetic pole 13 B, and a coil (not shown) for winding the yoke.
  • the upper magnetic pole 13 A, the lower magnetic pole 13 B, and the yoke are made of a soft magnetic material, and a material having a large saturation magnetic flux density to secure a recording magnetic field, for example, NisFeaK CoZrNb , FeN, FeSiN, FeCo alloy and the like are used.
  • the magnetoresistive element 12 includes an alumina film 16 formed on the surface of a ceramic substrate 15 and a lower electrode 18, a GMR film 20, and an upper electrode 21 narrowed by an alumina film 19.
  • the magnetic domain control films 22 are formed on both sides of the GMR film 20 via an insulating film 23 having a thickness of about 10 nm or less.
  • the sense current for detecting the resistance change is, for example, from the upper electrode 21 through the GMR film 20.
  • Magnetic domain control films 22 are arranged on both sides of the GMR film 20.
  • the fixed magnetic layer and the free magnetic layer (shown in FIG. 5), which are the soft magnetic layers constituting the GMR film 20, are made into a single magnetic domain to prevent Barkhausen noise. Since the lower electrode 18 and the upper electrode 21 serve not only as a sense current flow path but also as a magnetic shield, they are made of a soft magnetic alloy such as NiFe, CoFe, etc. Be composed.
  • FIG. 5 is a diagram showing a GMR film constituting the magnetoresistive element according to the embodiment of the present invention.
  • the GMR film 20 has a single spin valve structure, and has an underlayer 25, an antiferromagnetic layer 26, a fixed magnetic layer 28, a nonmagnetic intermediate layer 29, and a free magnetic layer 3. 0, the protective layer 31 is sequentially laminated.
  • the underlayer 25 is formed by sputtering or the like on the lower electrode 18 shown in FIG. 4, for example, a 5 nm thick Ta film and a 5 nm thick NiFe film are formed in this order. You.
  • the NiFe film preferably has a Fe content in the range of 17 atomic% to 25 atomic%.
  • the antiferromagnetic layer 26 formed on the surface of the (111) crystal plane, which is the crystal growth direction of the NiFe film, and the crystal plane equivalent to the crystal plane can be easily grown epitaxially.
  • TM at least one of Pt, Pd, Ni, and Ir
  • MnRh alloy Be composed.
  • These alloys are formed by a sputtering method or the like, and then subjected to a heat treatment at a higher temperature and for a longer time (hereinafter referred to as “ordering heat treatment”), for example, a heat treatment at 800 ° C. for 3 days.
  • Anti-ferromagnetism appears due to ordered alloying, and the specific resistance can be significantly reduced. For example, it can be reduced to 150 ⁇ cm or less.
  • the antiferromagnetic layer 26 is ordered heat-treated to form the protective layer 31 and then heated at a heat treatment temperature lower than that of the ordered heat treatment (for example, 260 ° C) while applying a magnetic field.
  • a heat treatment temperature lower than that of the ordered heat treatment for example, 260 ° C
  • the direction of magnetization of the fixed magnetic layer 28 can be fixed by cross interaction with the fixed magnetic layer 28 formed thereon.
  • the pinned magnetic layer 28 has a thickness of 1 to 30 nm of Co, Fe, Ni and these elements.
  • Soft magnetic ferromagnetic materials including, for example, materials such as Ni 80 Fe 20 and Co 90 Feio can be used. Or, it may be composed of these laminates.
  • the magnetization direction of the fixed magnetic layer 28 is fixed by the interaction between the antiferromagnetic layers 26 provided on the base.
  • the nonmagnetic intermediate layer 29 is made of a conductive material having a thickness of 1.5 nm to 4. On m formed by a sputtering method, for example. u film and A1 film.
  • the free magnetic layer 30 is formed on the surface of the nonmagnetic intermediate layer 29 by a sputtering method or the like, and has a thickness of 1 nm to 30 nm, such as Co, Fe, Ni, or a soft magnetic ferromagnetic material containing these elements. For example, Ni 8 oF e2o, C. 9oF eio, C. Etc. seventh SF e 20 B2, or constituted by a laminate of these films.
  • the magnetization of the free magnetic layer 30 is oriented in the in-plane direction, and the direction of the magnetic field changes according to the direction of the magnetic field leaking from the magnetic recording medium.
  • the resistance of the stacked body of the fixed magnetic layer 28, the nonmagnetic intermediate layer 29, and the free magnetic layer 30 corresponds to the angle between the magnetization of the free magnetic layer 30 and the magnetization of the fixed magnetic layer 28.
  • the protective layer 31 is formed on the surface of the free magnetic layer 30 by a sputtering method or the like, and has a configuration in which, for example, a Ta layer and a Ru layer each having a thickness of about 5 nm or a Cu layer and a Ru layer are sequentially laminated.
  • the protective layer 31 has a Cu layer with a thickness of 1 nm to 5 nm.
  • the Cu layer prevents the free magnetic layer 30 from being oxidized during the heat treatment of the GMR film 20, and also has a function of forming a magnetic Z non-magnetic interface with the free magnetic layer 30 to improve the rate of change in resistance.
  • the Ru layer has a thickness of 5 ⁇ ! -30 nm, and may be a non-magnetic metal such as Au, Al, W or the like. Oxidation of the GMR film 20 during heat treatment of the antiferromagnetic layer can be prevented. Thus, the GMR film is composed of 20 forces.
  • MnRh and MnIr The inventor of the present application has found that when the amount of Rh and the amount of Ir are around 25 atomic%, the specific resistance is significantly reduced by the heat treatment conditions described later.
  • the Mn-TM alloy has a composition of 50 atoms 0 / oMn- 50 atoms 0 / oTM in equilibrium, and forms a CuAu-I type ordered lattice crystal structure.
  • Influence Mn Ir alloy has 75 atoms 0 /. It is known that a composition of Cu Au-II type or the like is formed at the composition of Mn—25 atomic% Rh or Ir. By forming the ordered lattice, it is reduced in the conventional antiferromagnetic layer. An antiferromagnetic layer having a specific resistance value that could not be obtained could be formed.
  • FIG. 6 is a diagram showing characteristics of the Mn-TM alloy and the MnRh alloy. The characteristic of each alloy shown in FIGS. 6 to 1 7, polycrystalline Ingotto of each alloy (dimensions 3 mm X 3 m mX 1 Omm ) vacuum sealed in a quartz glass tube (vacuum degree 1 0- 4 P a to 1 0 ⁇ 3 ⁇ a)
  • the Mn-TM alloy shows a local minimum value near the composition of 50 atomic% Mn-50 atomic 0 / oTM at a specific resistance of 300 K.
  • the minimum value of the specific resistance varies depending on the element of TM, but it can be seen that it is 22 ⁇ ⁇ cm to 60 ⁇ ⁇ cm.
  • the specific resistance is remarkably reduced in the composition around 50 atomic% Mn- 50 atomic% TM, it is thought that the specific resistance can be reduced to 10 ⁇ ⁇ cm by strictly selecting the composition.
  • MnRh alloy and Mn I r alloys it can be seen that a minimum value in the composition of 75 atomic 0/0 Mn- 25 atomic% Rh or I r. It can be seen that the minimum value of the specific resistance is 58 ⁇ ⁇ cm for the MnRh alloy and 40 ⁇ ⁇ cm for the MnIr alloy.
  • the exchange interaction can be stably exerted on the fixed magnetic layer during the actual use.
  • the graph of the temperature change of the specific resistance shows the specific resistance when the temperature is increased and decreased, and the arrow indicates the Neel temperature TN of each composition.
  • the Neel temperature TN is the temperature at which the temperature differential value of the specific resistance is minimum in the case of CuAu-I type alloy from the temperature change of the specific resistance, and the temperature gradient of the specific resistance of CuAu-II type alloy is Sudden change Temperature.
  • FIG. 7 is a diagram showing a temperature change of the specific resistance of the MnPt alloy.
  • FIG. 8 is a diagram showing the relationship between the specific resistance and composition of the MnPt alloy at 300 K. 7 and 8, the Pt content of the MnPt alloy was varied from 40.7 atomic% to 56.1 atomic%.
  • a polycrystalline ingot was prepared and subjected to the above ordered heat treatment. is there.
  • the specific resistance of the MnPt alloy shows a minimum value of 22 ⁇ ⁇ cm, which is considerably lower than that of the conventional antiferromagnetic layer of 200 ⁇ cm. You can see that it has been done. Even if the temperature of the ordered heat-treated MnPt alloy is raised to 1100K, the graphs of the resistivity at the time of temperature decrease and the graph at the time of temperature rise overlap. That is, it can be seen that the thermal stability is excellent. Therefore, it can be seen that the low specific resistance characteristics do not change even if the heat treatment in a magnetic field of about 265 ° C (538K) is performed after the ordered heat treatment.
  • the composition range in which the specific resistance of the MnPt alloy at 300K is 150 / ⁇ ⁇ cm or less is that the Pt content is 46.7 atomic% to 56.4 atomic%. It can be seen that the composition range where ⁇ ⁇ cm or less is 48.7 atomic% to 52.2 atomic%.
  • FIG. 9A and FIG. 9B are diagrams showing the temperature change of the specific resistance of the MnPd alloy.
  • FIG. 10 is a diagram showing the relationship between the specific resistance and composition of the MnPd alloy at 300K. 9A, 9B, and 10, a polycrystalline ingot having a composition varied from 46.7 atomic% to 58.9 atomic% in the Pd content of the MnPd alloy was prepared and subjected to the above-described ordered heat treatment. It is what went.
  • the specific resistance of the MnPd alloy at 300 K is 46.7 atoms with the Pd content, which is the composition in the range of execution. /.
  • the total value is 150 ⁇ ⁇ cm or less, and can be reduced to 150 ⁇ ⁇ cm or less even if the amount of Pd is reduced or increased.
  • the composition range below 75 ⁇ ⁇ c ⁇ is 4 9. 2 atoms 0 /. It can be seen that - 58. a 4 atom 0/0.
  • FIG. 11A and FIG. 11B are diagrams showing the temperature change of the specific resistance of the MnNi alloy.
  • FIG. 12 is a diagram showing the relationship between the specific resistance and composition of the MnNi alloy at 300 K.
  • the Ni content of the MnNi alloy was 3.3 atoms / 0 . ⁇ 54.5 atoms. /.
  • a polycrystalline ingot having a composition varied in the range of 1) was prepared and subjected to the above-described ordered heat treatment.
  • the specific resistance of the MnNi alloy at 300 K is in the range of the composition where the Ni content is 43.3 atomic% to 54.5 atomic 0 /. In this range, the total value is 150 ⁇ 1cm or less, and even if the amount of Ni is further reduced or increased, it can be 150 ⁇ cm or less.
  • the composition range of 75 ⁇ ⁇ cm or less is 46.9 atoms 0 /. It can be seen that - 53. a 7 atom 0/0.
  • FIG. 13 is a diagram showing a temperature change of the specific resistance of the MnIr alloy.
  • FIG. 14 is a diagram showing the relationship between the specific resistance and composition of the MnIr alloy at 300K. 1 3 and in FIG. 14, M n I r I r quantity 40.2 atomic percent to 51.8 atomic 0/0 prepared by the ordering heat treatment of polycrystalline Ingotto the composition was modified in a range of alloy Is performed. Referring to FIG. 13, it can be seen that the specific resistance of the MnIr alloy that has been subjected to the above-described ordered heat treatment is considerably reduced similarly to the above-described MnPt alloy. In addition, since the graphs of the specific resistance values at the temperature rise and fall of 300 K: to 1100 K overlap, it is understood that the alloy has the same thermal stability as the MnPt alloy.
  • the specific resistance of the Mnlr alloy at 300 K is 40.2 atoms / 0, which is the composition in the range of the embodiment. ⁇ 51.8 atoms / 0 . It can be seen that the total value is below 150 ⁇ ⁇ cm within the range of, even if the amount of Ir is further reduced or increased, it is also below 150 ⁇ ⁇ cm.
  • the composition range of less than 75 ⁇ ⁇ ⁇ cm is 4 6. is 5 atomic 0/0 above, be equal to or less than even 75 ⁇ ⁇ ⁇ cm increases from 51.8 atomic 0/0 was carried I understand.
  • FIG. 15 is a diagram showing the temperature change of the specific resistance of the MnRh alloy. FIG.
  • FIGS. 15 and 16 are diagram showing the relationship between the specific resistance and the composition of the MnRh alloy at 300 K (the MnIr alloy is also shown).
  • the amount of Rl ⁇ l of the MnRh alloy was set to 17 atoms / 0 .
  • a polycrystalline ingot having a composition varied in the range of up to 30 atomic% was prepared and subjected to the above-mentioned ordered heat treatment.
  • the specific resistance of the MnRh alloy at 30 OK is a composition within the range of the implementation, and the Rh content is 17 atoms / 0 .
  • the Rh content is 17 atoms / 0 .
  • To 30 atomic 0/0 decreased from a further amount of Rh becomes less all 150 ⁇ ⁇ cm 1 7 atomic% in the range of, or 30 atoms. /. It can be sufficiently predicted that even if the calorie is increased, it can be reduced to 150 ⁇ ⁇ cm or less.
  • Figure 17 is a diagram showing the temperature change of the specific resistance of the MnIr alloy when the Ir content is around 25 atomic%.
  • Fig. 16 shows the relationship between the specific resistance and composition of the MnIr alloy at 30 OK. In FIGS.
  • the specific resistance of the MnIr alloy at 300 K is 75 / ⁇ ⁇ cm or less with the Ir content of 25 at.% And 30 at. Reduced the Ir content from 25 atomic% to 20 atoms. It can be sufficiently predicted that the resistivity can be reduced to 75 ⁇ ⁇ cm or less or 15 ⁇ ⁇ cm or less even if it is increased from / 0 or 30 atomic% to 35 atomic%.
  • a polycrystalline ingot of each of the Mn-TM alloy and the MnRh alloy that has been subjected to ordered heat treatment has a low specific resistance and its thermal stability.
  • 18A to 18F show the Mn- It shows the relationship between the composition and specific resistance of TM alloy and MnRh alloy by numerical values.
  • a method of manufacturing a CPP magnetoresistance effect element according to the present embodiment, in which ordered heat treatment is applied using these Mn-TM alloy and MnRh alloy as antiferromagnetic layers, will be described.
  • FIG. 19 to FIG. 24 are views showing the steps of manufacturing the magnetoresistive element according to the present embodiment.
  • the magnetoresistive element is manufactured by a method substantially similar to that of the previous process of the semiconductor integrated device.
  • Vacuum tank used to form and heat treatment of each layer, using as it can base pressure is in a high vacuum from 1 X 10- 8 P a, as the vacuum exhaust device, a high vacuum mosquito ⁇ Tsu cleaning such as a turbo pump Use a material that can maintain a natural atmosphere.
  • the substrate temperature during film formation is set to room temperature unless otherwise specified.
  • an alumina film 16 is formed on an Altic ceramic substrate 15 by a sputtering method or the like, and a lower electrode 18 made of a NiFe film is formed by a sputtering method or a plating method.
  • an underlayer 25 in which a Ta film (thickness: 5 nm) and a NiFe film (thickness: 5 nm) are sequentially stacked is formed on the lower electrode by sputtering or the like.
  • the underlayer 25 is not limited to these materials, but from the viewpoint of controlling the crystal growth direction of the antiferromagnetic layer formed thereon, the upper layer of the underlayer 25 is N i F e membranes are preferred.
  • An antiferromagnetic layer 33 having the above-described composition of the h alloy is formed with a thickness of 5 nm to 30 nm (preferably, 10 nm to 20 nm). In the film-formed state, the arrangement of the atoms constituting each alloy is not regular, and no antiferromagnetism has appeared.
  • a regularizing heat treatment of the structure of FIG. 19 is performed.
  • the substrate on which the structure shown in Fig. 19 is formed is transported to the heat treatment emptying tank while maintaining a high vacuum from the vacuum chamber where the film was formed, and the furnace, RTP (Rapid Therapy) r ma 1 Process).
  • RTP Rapid Therapy
  • Heat treatment ® Use an empty tank that can maintain a high vacuum equivalent to the vacuum tank for film formation. Note that regular heat treatment may be performed in a vacuum chamber in which film formation is performed.
  • the ordering heat treatment is performed at a degree of vacuum of 10-5 Pa to 10 Pa and a heating temperature of 400.
  • C-800. C the treatment time is set to 24 hours to 240 hours, for example, at a degree of vacuum of 10-5 Pa, for example, at 800 ° C (1073K :) for 72 hours.
  • the heating rate was, for example, 5 ° C / min, and the cooling rate was natural cooling in a vacuum chamber. (The cooling rate depends on the temperature, but the cooling time is 8 hours.)
  • the ordered heat treatment may be performed in the absence of a magnetic field, or a magnetic field (same in size and direction) may be applied in a magnetic field heat treatment performed in a later step.
  • the arrangement of the atoms constituting the antiferromagnetic layer 33 is changed to a shell-like IJ and the atoms are more uniformly distributed, so that a higher regularity is obtained.
  • the film is converted from a film-formed state into an ordered antiferromagnetic layer 26 having the above-described specific resistance.
  • the wafer is further transferred to a vacuum chamber in which a film is formed while maintaining a high vacuum, and the surface of the antiferromagnetic layer 26 is dry-etched to activate the outermost surface.
  • the outermost surface of the antiferromagnetic layer 26 is slightly oxidized or the like by the above-described shell IJ heat treatment, thereby preventing the interaction between the antiferromagnetic layer 26 and the fixed magnetic layer formed thereon from being hindered.
  • dry etching causes Ar ions, Xe ions, and the like to be incident on the surface of the antiferromagnetic layer 26 to remove one to several atomic layers.
  • the incident energy of these ions is preferably, for example, in the range of 50 eV to 300 eV. Damage to the antiferromagnetic layer 26 can be reduced.
  • dry etching may be performed in a vacuum chamber dedicated to dry etching. Further, dry etching need not be performed.
  • the fixed magnetic layer 28 (CogoFeioH (thickness: 3.0 nm)) and the non-magnetic intermediate layer 29 (Cti) are formed on the activated antiferromagnetic layer 26 by using the Spack method or the like.
  • a heat treatment in a magnetic field is performed to set the direction of the uniaxial anisotropy of the antiferromagnetic layer 26, that is, the direction of the magnetization of the fixed magnetic layer.
  • the magnitude of the magnetic field is set in the range of 10 kOe to 20 kOe and the temperature in the range of 250 ° C to 300 ° C in a predetermined direction. Perform for 10 hours.
  • the GMR film 20 of the structure of FIG. 21 is ground to a desired width (corresponding to the width of the reproduction track). Specifically, the resist film is patterned and ground by dry etching until the lower electrode 18 is reached.
  • the surface is further covered with an insulating film 23 made of an alumina film on both sides of the GMR film 20 and the surface of the lower electrode 18, and then a magnetic domain control film made of, for example, CoCrPt Form 2 2 Specifically, an opening is formed in a portion where the magnetic domain control film 22 is formed by patterning a resist, and a film is formed by a sputtering method or the like. At this time, an insulating layer 23 such as an alumina film is provided at the interface between the magnetic domain control film 22 and the GMR film 20.
  • etching is performed to leave the alumina film 19 above the GMR film 20 thick.
  • a resist film 34 is formed on the alumina film 19, and patterning is performed to form an opening 34-1 above the GMR film 20.
  • grinding is performed by RIE (reactive ion etching) until the GMR film 20 is exposed through the opening 34-1 of the resist film 34.
  • the resist film 34 of FIG. 23 is removed, and an upper electrode 21 made of, for example, a NiFe film is formed by plating / sputtering.
  • an upper electrode 21 made of, for example, a NiFe film is formed by plating / sputtering.
  • the magnetoresistive effect element 12 is formed with the force S.
  • the inductive recording element 11 is formed on the structure shown in FIG. 24 by a known method.
  • a heat treatment protective layer made of, for example, Ta may be provided on the surface of the antiferromagnetic layer 26. Oxidation on the surface of the antiferromagnetic layer 26 can be prevented, and the heat treatment vacuum chamber can be operated at a relatively low vacuum level. Therefore, the cost of equipment for the ordered heat treatment can be reduced.
  • the protective layer for heat treatment is removed by dry etching using an etching gas such as SF 6 or CF 4 .
  • the ordered heating treatment is performed before the formation of the antiferromagnetic layer 33 and the formation of the fixed magnetic layer 28, whereby the ordered and low-resistance antiferromagnetic layer 26 is formed.
  • This modification has the same configuration as that of the first embodiment except that a thin second antiferromagnetic layer is provided on the surface of the antiferromagnetic layer 26 of the GMR film 20.
  • FIG. 25 is a diagram showing a GMR film constituting a magnetoresistive element according to a modification of the first embodiment.
  • parts corresponding to the parts described above are denoted by the same reference numerals, and description thereof will be omitted.
  • the GMR film 40 has a single spin valve structure, and has an underlayer 25, a first antiferromagnetic layer 26, a second antiferromagnetic layer 41, a fixed magnetic layer 28, and a nonmagnetic intermediate layer 29.
  • the free magnetic layer 30 and the protective layer 31 are sequentially laminated.
  • the antiferromagnetic layer 26 in the first embodiment is referred to as a first antiferromagnetic layer 26.
  • the second antiferromagnetic layer 41 is formed on the first antiferromagnetic layer 26, and 1 n n! It is composed of a material having the same composition as the first antiferromagnetic layer 26 of up to 5 nm.
  • 26 and 27 are views showing a part of the manufacturing process of the magnetoresistive element according to the present modification.
  • the surface of the first antiferromagnetic layer 26 which has been etched and becomes active is formed by sputtering using the same material as the first antiferromagnetic layer 26 by 1 nm to 5 nm.
  • the second antiferromagnetic layer 41 is formed. Since the second antiferromagnetic layer 41 can be epitaxially grown on the first antiferromagnetic layer 26, the crystal of the second antiferromagnetic layer 41 Thus, the interaction with the fixed magnetic layer 28 formed thereon can be improved.
  • the layers from the fixed magnetic layer 28 to the protective layer 31 are formed on the second antiferromagnetic layer 41, as in the first embodiment.
  • a calo-heat treatment in a magnetic field is performed to cause the antiferromagnetism of the second antiferromagnetic layer 41 to appear, and the direction of the uniaxial anisotropy of the first and second antiferromagnetic layers 26, 41 That is, the direction of magnetization of the fixed magnetic layer 28 fixed by the first and second antiferromagnetic layers [4, 26, 41] is set, and the magnetization direction of the fixed magnetic layer 28 is set. Is fixed. Specifically, the magnetic field is set in a predetermined direction within a range of 10 kOe to 20 kOe and a temperature of 250 ° C to 300 ° C for 10 hours. Further, the steps of FIGS. 22 to 24 are performed to form a magnetoresistive element according to this modification.
  • the second antiferromagnetic layer 41 having the same composition on the etched first antiferromagnetic layer 26, the first antiferromagnetic layer 26 and the second antiferromagnetic layer are formed. 41.
  • the crystal matching between the second antiferromagnetic layer 41 and the fixed magnetic layer 28 is improved, and the exchange interaction of the first and second antiferromagnetic layers 26 and 41 with the fixed magnetic layer 28 is increased.
  • the fixed magnetic layer 28 may have a laminated ferrimagnetic structure.
  • the fixed ferromagnetic layer of the laminated ferrimagnetic structure has a configuration in which a lower ferromagnetic layer, a nonmagnetic coupling layer, and an upper ferromagnetic layer are sequentially stacked. More specifically, the lower and upper ferromagnetic layers have the same composition of the magnetic material, and the same soft magnetic material as the fixed magnetic layer having a thickness of 1 to 30 nm can be used.
  • the non-magnetic coupling layer is selected, for example, from a thickness of 0.4 nm to 2. Onm (preferably 0.6 nm to 1. Onm), and is made of, for example, Ru, Cr, a Ru alloy, or a Cr alloy.
  • the lower ferromagnetic film has its magnetization direction fixed by the antiferromagnetic layer 26 provided on the lower side, and the lower ferromagnetic film is opposite to the upper ferromagnetic film. Due to the ferromagnetic coupling, the magnetization of the upper ferromagnetic film is fixed to the magnetization of the lower ferromagnetic film.
  • the fixed magnetic layer With a laminated ferrimagnetic structure, the fixed magnetic layer The net magnetization can be reduced, and the influence of the magnetization of the fixed magnetic layer on the free magnetic layer can be reduced. As a result, the magnetization of the free magnetic layer can more accurately respond to the magnetization from the outside, for example, from a magnetic recording medium, and the reproduction sensitivity can be improved.
  • a magnetoresistive effect element having a CPP type structure according to the second embodiment of the present invention is a ferromagnetic tunnel junction magnetoresistive (TMR) instead of the GMR film of the first embodiment.
  • TMR tunnel junction magnetoresistive
  • a film is used.
  • an insulating non-magnetic intermediate layer is used in place of the conductive non-magnetic intermediate layer of the GMR film of the first embodiment.
  • the insulating non-magnetic intermediate layer is called a non-magnetic insulating layer.
  • FIG. 28 is a diagram illustrating a TMR film included in the magnetoresistive element according to the second embodiment. Note that the same reference numerals are given to portions corresponding to the portions described above, and description thereof will be omitted.
  • the configuration of the TMR film is substantially the same as that of the GMR film shown in FIG. 5, and includes the underlayer 25, the antiferromagnetic layer 26, the fixed magnetic layer 28, and the nonmagnetic insulating layer 5. 1, a free magnetic layer 30 and a protective layer 31 are sequentially laminated.
  • the non-magnetic insulating layer 51 is formed by, for example, a sputtering method, and is made of an alumina film, an aluminum nitride film, a tantalum oxide film, or the like having a thickness of 0.5 nm to 1.5 nm. These materials may be directly deposited, a metal film such as an aluminum film may be formed, and then converted using a natural oxidation, a plasma oxidation, a radical oxidation method, or a nitridation method thereof. .
  • the antiferromagnetic layer 26 is composed of the antiferromagnetic layer of the first embodiment, or a stacked body of the first and second antiferromagnetic layers which are modifications thereof. Therefore, the specific resistance is reduced as described above, and as a result, the resistance value is reduced.
  • the TMR film 50 has a high resistance value at the ferromagnetic tunnel junction composed of the fixed magnetic layer 28 / the nonmagnetic insulating layer 51 / the free magnetic layer 30. Although the ratio occupied by this value is smaller than that of the GMR film, the resistance of the antiferromagnetic layer 26 is parasitic resistance The resistance change rate of the TMR film 50 can be improved by reducing the specific resistance of the antiferromagnetic layer 26, and the magnetic resistance effect suitable for high sensitivity and high density recording can be achieved. An element can be realized. (Third embodiment)
  • FIG. 29 is a cross-sectional view showing a main part of the magnetic storage device.
  • FIG. 30 is a plan view showing a main part of the magnetic storage device shown in FIG.
  • the magnetic storage device 60 generally includes a housing 63.
  • a motor 64 In the housing 63, there are a motor 64, a hub 65, a plurality of magnetic recording media 66, a plurality of composite magnetic heads 67, a plurality of suspensions 68, a plurality of arms 69, and an actuator.
  • Tunits 61 are provided.
  • the magnetic recording medium 66 is attached to a hub 65 rotated by a motor 64.
  • the composite magnetic head 67 includes an inductive recording element 67A and a magnetoresistive element 67B (not shown because of their small size). Each composite magnetic head 67 is attached to the tip of the corresponding arm 69 via a suspension 68.
  • the arm 69 is driven by the actuator unit 61.
  • This embodiment of the magnetic storage device 60 is characterized by a magnetoresistive element 67B.
  • the magnetoresistive elements 67B the magnetoresistive elements of the first embodiment, its modifications, and the second embodiment are used.
  • a magnetoresistance effect element has a high resistance change ratio, that is, a high magnetic field detection sensitivity. Therefore, even if the magnetic field leaking from the magnetic field of one magnetic reversal corresponding to one bit of information is very small, it can be read, and is suitable for high-density recording.
  • the laminated ferrimagnetic structure may be provided in the free magnetic layer. And the free magnetic layer.
  • the hard disk device has been described as an example of the magnetic storage device, but the present invention is not limited to the hard disk device.
  • the present invention is used for a magnetic tape device, for example, a magnetic head used in a helical scan type video tape device, and a magnetic tape for a computer in which a number of tracks are formed in the width direction of the magnetic tape. It can be applied to a composite magnetic head.
  • the resistance value of the parasitic resistance is reduced, the resistance change rate is improved, and the CPP magnetic resistance suitable for high sensitivity and high density recording is obtained.
  • An anti-effect element and a method for manufacturing the same, and a magnetic head and a magnetic storage device including a CPP magnetoresistive element can be mentioned.

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Description

明細書
CPP磁気抵抗効果素子及びその製造方法、 磁気ヘッド、 磁気記憶装置 技術分野
本発明は、 磁気センサ、 例えば磁気記憶装置において情報を再生するための磁 気抵抗効果素子に関し、 特にいわゆるスピンバルブ膜や磁気トンネル接合膜を用 いて、 積層方向にセンス電流を流す CP P (Cu r r en t Pe r p e n d i c u 1 a r t o P l an e) 構造を有する磁気抵抗効果素子に関する。 背景技術
インターネット等の情報通信網の急速な普及に伴い、 記憶装置の大容量化に対 するエーズが急速に高まるに伴い、 大容量記憶装置、 例えばハードディスク装置 においては記録密度の向上が著しく、年率 60〜100%の伸ぴを記録している。 この間の技術的進歩の一つとして、 磁気へッドの再生用感磁素子として高感度な スピンノ レブ磁気抵抗効果素子が開発されたことが挙げられる。
これまでのスピンバルブ磁気抵抗効果素子は、 C I P (Cu r r en t I n -P l a n e) 構造、 すなわち、 磁気記録媒体から漏洩する磁場に応じて磁化の 方向が変ィ匕する自由磁化層と非磁性層を挟んで形成された固定磁化層よりなるス ピンバルブ膜の膜面内方向にセンス電流を流す構造を有している。 自由磁化層及 び固定磁ィ匕層の磁ィ匕がなす角度に対応し電子の散乱が変化し、 その結果スピンバ ルブ膜の抵抗値が変化する。 現在のところ C I P構造のスピンバルブ磁気抵抗効 果素子では抵抗変化率 抵抗値の変化分/スピンパルプ'磁気抵抗効果素子の全 抵抗値） が約 5%、 記録密度は約 50Gb i t/i n 2が達成されている。
し力、し、 次世代の 100Gb i t/ i n2台の記録密度達成のためにはトラッ ク密度及ぴ線記録密度を向上する必要がある。 C I P構造のスピンバルブ磁気抵 抗効果素子では、 トラック密度を向上するためにコア幅を狭小化するとコア幅に 比例して再生出力が低下する。 また、 線記録密度を向上するためにリードギヤッ プ長を低減するためには、 リ一ドギヤップを構成するスピンパルプ磁気抵抗効果 素子と上下に形成された絶縁膜を薄膜化する必要があるが、 絶縁膜を薄膜化する とリークし易くなり、 +分なセンス電流を流せなくなるため、 再生出力が低下し てしまうという障害が生じる。
そこで、 スピンバルブ膜の膜面に垂直にセンス電流を流す CP P (Cu r r e n t Pe r p end i c u l a r t o P l a ne) 構造を有する磁気抵抗 効果素子は上記の記録密度向上にあたっての障害を回避することができるため、 活発に検討が進められている。 CPP構造の磁気抵抗効果素子では、 抵抗変化率 を増加させて出力を向上することが最も重要なテーマとなっている。
力かるテーマに対して、 素子の断面積が小さくなるにつれて抵抗変ィ匕が大きく なるという特徴を利用して素子寸法の微小化の検討が進められている。 また、 の 抵抗値の変化分を増加させる試みとしては、 スピンパルプ膜を二重に形成して 2 倍の抵抗値の変化分を得る構造や、 自由磁化層を構成する強磁性層に極薄の C u 膜の挿入する構造が提案されている。
しかしながら、 上記の構造では、 例えばスピンバルブ膜が 1個の場合、 図 1に 示すように、 CPP構造を有する磁気抵抗効果素子の抵抗変化率 （二 ARAZR ATOTAL) は約 1 %にとどまっている。 なお、 ここで RAは、 比抵抗に膜厚を乗じ たもので単位断面積当たりの抵抗値を示し、 R ATOTALは磁気抵抗効果素子の全抵 抗値、 AR Aはスピンバルブ膜の抵抗値の変化分を示している。 全抵抗値 R A TOTALは、スピンバルブ膜の抵抗値の他、バッファ層、反強磁性層、及ぴキャップ 層の抵抗値の和であり、 特に反強磁性層は比抵抗が 200 Ω · cmと大きく力、 つ が 1 5 nmと厚いため、全抵抗値 R ATOTALに対し 58%を占めている。反 強磁性層の抵抗値は抵抗値の変ィ匕分に寄与しなレ、、いわゆる寄生抵抗であるので、 反強磁性層の抵抗値が大である程抵抗変ィ匕率を減少させてしまうという問題があ る。
特許文献 1 特開 200 2— 1 76 2 1 1号公報 努明の開示
そこで、 本発明は上記の課題を解決した新規かつ有用な C P P磁気抵抗効果素 子、 及ぴその製造方法、 並びに CP P磁気抵抗効果素子を備えた磁気ヘッド及び 磁気記憶装置を»することを概括課題とする。
本発明.のより具体的な課題は、 寄生抵抗分の抵抗値を低減して抵抗変化率を向 上し、 高感度で高密度記録に適した C P P磁気抵抗効果素子及びその製造方法、 並びに C P P磁気抵抗効果素子を備えた磁気へッド及ぴ磁気記憶装置を提供する ことである。
本発明の一観点によれば、 基板と、 基板上に順次形成された反強磁性層、 固定 磁化層、 非磁性中間層及び自由磁化層とを有する C P P磁気抵抗効果素子であつ て、 前記反強磁性層は、 Pd、 P t、 Ni、 I r、 及ぴ Rhからなる群のうち少 なくとも 1種の元素と Mnとの合金よりなり、 前記反強磁性層の 300 Kでの比 抵抗が 10 Ω - cm〜： 150μΩ · ο mの範囲である C P P磁気抵抗効果素子 が提供される。
本発明によれば、 基板上に順次形成された反強磁性層、 固定磁化層、 非磁性中 間層及び自由磁化層を積層方向にセンス電流が流れる CP P (Cu r r e n t Pe r p e nd i cu l a r t o P l a ne) 構造磁気抵抗効果素子の反強 磁性層が、 Pd、 P t、 Ni、 I r、 及び R hからなる群のうち少なくとも 1種 の元素と Mnとの合金から選択され、 比抵抗が 10μΩ · 。ιη〜150μΩ · 。 mの範囲に設定される。 他の層比べ膜厚の大なる反強磁性層の比抵抗を低減する ことにより、 CP P磁気抵抗効果素子の抵抗値を低減して抵抗変化率を向上する ことができる。
なお、 前記反強磁性層は CuAu— I型規則格子の結晶構造を有してもよい。 反強磁性層の規則度が向上して原子配置が高度に均一ィ匕することによりさらに比 抵抗が低減される。 ここで、 CuAu— I型規則格子は、 f c t (面心正方格子） 構造を有し、 図 2に示すように、 〇で示す Mn原子と、 きで示す Pd、 P t、 N i、 又は I r原子のいずれ力一方力 例えば、 面心位置にも格子点を有して （0 01) 面を占め、 他方の原子が同様に （002) 面を占める構成となっている。 そして Mn原子の磁化は、 矢印で示すように面心位置の Mn原子の磁化が反 TO に向く構成となっている。
前記反強磁性層は、 P d、 P t、 N i、 及ぴ I rからなる群のうち少なくとも 1種の元素と Mnとの合金よりなり、 前記反強磁性層の Mn含有量が 45原子％ 〜5 2原子0 /0の範囲であってもよい。 C u A u— I型規則格子を有する Mn基合 金は、 Mn含有量が 4 5原子0/。〜 5 2原子％の範囲において最も比抵抗を低くす ることができる。
前記反強磁性層は Mn R hよりなり、 R h含有量が 1 5原子％〜 3 0原子0 /0の 範囲であってもよい。 Mn R h合金はこの範囲において低比抵抗を示すので、 低 抵抗化を図ることができる。 Mn R h合金は Mn3R hすなわち R h含有量が 2 5 原子％の組成を中心にして 1 5原子％〜 3 0原子％1 hの組成で C u A u— II 型規則格子を有する規則合金を形成する。 C u A u— II型規則格子は f c c (面 心立方格子） 構造を有し、 図 3に示すように〇： Mn、 き： R hで示す二元系合 金をなす原子が、 互いに面心位置を占める構成となっている。 そして Mn原子の 磁化は （1 1 1 ) 面内にある R h含有量が 1 5原子％〜3 0原子0 /0の範囲で規則 化が進み原子配置が高度に均一化されることにより比抵抗が低減される。
前記反強磁性層は Mn I rよりなり、 I r含有量が 2 0原子0/。〜 3 5原子％の 範囲であってもよい。 Mn I r合金はこの範囲においても低比抵抗を示すので、 低抵抗ィヒを図ることができる。 Mn I r合金は Mns l rすなわち I r含有量が 2 5原子0 /0を中心とする組成で規則合金を形成するので、 規則化が進み原子配置が 高度に均一ィヒされることにより比抵抗が低減される。
前記反強磁性層と固定磁化層との間に他の反強磁生層を更に有し、 前記他の反 強磁性層は、 前記反強磁性層と同一の材料よりなると共に、 比抵抗が前記反強磁 性層の比抵抗より高い構成としてもよい。
本発明の他の観点によれば、 上記いずれかの C P P磁気抵抗効果素子を備えた 磁気へッド及び、 その磁気へッドと磁気記録媒体を備えた磁気記憶装置が提供さ れる。
本発明によれば、 上記いずれかの C P P磁気抵抗効果素子の抵抗変化率が高い ので、 高感度で高密度記録が可能な磁気へッド及び磁気記憶装置を実現すること ができる。
本発明のその他の観点によれば、基板と、基板上に順次形成された反強磁性層、 固定磁化層、 非磁性中間層及び自由磁化層とを有する C P P磁気抵抗効果素子の 製造方法であって、 前記基板上に反強磁性層を形成する工程と前記反強磁性層上 に固定磁化層を形成する工程との間に、 前記反強磁性層を加熱して規則化させる 規則化熱処理工程を備えた C P P磁気抵抗効果素子の製造方法が提供される。 本発明によれば、 反強磁性層を形成し、 反強磁性層上に固定磁化層を形成する 前に加熱処理し、 反強磁性層を構成する原子の均一化、 規則化を図る。 したがつ て、 反強磁性層の規則度が向上し、 その規則性に起因すると推察される比抵抗の 低減を図ることができる。 また、 規則化熱処理後に形成される固定磁化層/非磁 性中間層/自由磁化層からなる接合部が規則化熱処理による熱の影響を受ける事 がないので、 印加される磁場に対応して変化する抵抗変ィヒ分が劣化する等の問題 がない。 その.結果、 全抵抗が低減され、 抵抗変化分が一定であるので抵抗変ィ匕率 を向上することができる。
前記規則化熱処理工程と固定磁化層を形成する工程との間に、 前記反強磁性層 の表面をエッチングする工程を更に有してもよレヽ。 規則化熱処理により反強磁性 層表面が酸化等の変ィ匕を起こすおそれがあり、 反強磁性層表面をエッチングする ことにより活性化し、 その上に形成する固定磁化層との結晶整合性を高め、 固定 磁化層の初期成長層の結晶性を向上することができる。 その結果、 反強磁性層が 固定磁化層に及ぼす交 互作用により、 固定磁化層の磁化を十分固定する事が できる。
爾己エッチングする工程の後に、 前記反強磁性層上に、 前記反強磁性層と同一 の材料を用いて他の反強磁性層を形成してもよい。 反強磁性層と同一の材料の他 の反強磁性層を形成することにより、 反強磁性層と他の反強磁性層及び他の反強 磁性層と固定磁化層との結晶整合性が向上し、 反強磁性層が固定磁化層に及ぼす 交 目互作用を一層高めることができる。 図面の簡単な説明
図 1は、 従来の C P P構造を有する磁気抵抗効果素子の比抵抗及び抵抗変ィ匕率 を示す図である。
図 2は、 C u A u— I型規則格子の結晶構造を示す図である。
図 3は、 C u A u— II型規則格子の結晶構造を示す図である。
図 4は、 複合型磁気へッドの媒体対向面の構造を示す図である。 図 5は、 本発明の第 1の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子を構成する GMR 膜を示す図である。
図 6は、 Mn— TM合金及び Mn R h合金の特性を示す図である。
図 7は、 Mn P t合金の比抵抗の温度変ィ匕を示す図である。
図 8は、 3 0 0 Kにおける Mn P t合金の比抵抗と糸且成の関係を示す図である。 図 9 A及び図 9Bは、 Mn P d合金の比抵抗の温度変化を示す図である。
図 1 0は、 3 0 0 Kにおける Mn P d合金の比抵抗と組成の関係を示す図であ る。
図 1 1 A及び図 1 1 Bは、 Mn N i合金の比抵抗の温度変化を示す図である。 図 1 2は、 3 0 0 Kにおける Mn N i合金の比抵抗と組成の関係を示す図であ る。
図 1 3は、 Mn I r合金の比抵抗の温度変化を示す図である。
図 1 4は、 3 0 0 Kにおける Mn I r合金の比抵抗と組成の関係を示す図であ る。
図 1 5は、 R h量が 2 5原子。 /。付近の Mn R h合金の比抵抗の温度変化を示す 図である。
図 1 6は、 3 0 0 Kにおける Mn R h合金及び Mn I r合金（R h量， I r量： 2 5原子％付近） の比抵抗と組成の関係を示す図である。
図 1 7は、 I r量が 2 5原子0 /0付近の Mn I r合金の比抵抗の温度変ィ匕を示す 図である。
図 1 8 〜図1 8 Fは、 は 3 0 0 Kにおける Mn— TM合金及ぴ Mn R h合金 の組成と比抵抗との関係を数値により示す図である。
図 1 9は、 第 1の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程 （その 1 ) を 示す図である。
図 2 0は、 第 1の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程 （その 2 ) を 示す図である。
図 2 1は、 第 1の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程 （その 3 ) を 示す図である。
図 2 2は、 第 1の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程 （その 4 ) を 示す図である。
図 2 3は、 第 1の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程 （その 5 ) を 示す図である。
図 2 4は、 第 1の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程 （その 6 ) を 示す図である。
図 2 5は、 第 1の実施の形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子を構成する GM R膜を示す図である。
図 2 6は、 第 1の実施の形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子の製造工程の一 部 （その 1 ) を示す図である。
図 2 7は、 第 1の実施の形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子の製造工程の一 部 （その 2 ) を示す図である。
図 2 8は、 本発明の第 2の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子を構成する TM R膜を示す図である。
図 2 9は、 本宪明の第 3の実施の形態に係る磁気記憶装置の要部を示す断面図 である
図 3 0は、 図 2 9に示す磁気記憶装置の要部を示す平面図である。
符号の説明 1 0、 6 7…複合型磁気ヘッド、 1 1、 6 7 A…誘導型記録素 子、 1 2、 6 7 B…磁気抵抗効果素子、 2 0、 4 0—GMR膜、 2 5…下 地層、 2 6 - '反強磁性層、 第 1反強磁性層、 2 8 - '固定磁化層、 2 9…非 磁性中間層、 3 0…自由磁化層、 3 1…保護層、 3 3…成膜された状態の 反強磁性層、 4 1…第 2反強磁性層、 5 0〜TMR膜、 5 1…非磁性絶縁 層、 6 0…磁気記憶装置 発明を実施するための最良の態様
以下、 図面に基づいて本発明の実施の形態を説明する。
(第 1の実施の形態）
図 4は、 複合型磁気へッドの記録及び再生を行う誘導型記録素子及び磁気抵抗 効果素子の媒体対向面の構造を示す図である。 図 4中、 媒体の回転方向は矢印 X で示す方向である。
図 4を参照するに、 複合型磁気へッド 1 0は、 磁気抵抗効果素子 1 2がへッド スライダの基体となる A 1 203— T i C (アルチック） よりなる平坦なセラミツ ク基板 1 5上に形成され、 アルミナ膜を介して誘導型記録素子 1 1が形成された 構成となっており、 これらがアルミナ等の絶縁体により覆われている。
複合型磁気へッド 1 0は、 媒体の回転方向の下流側に位置する記録を行う誘導 型記録素子 1 1と、 上流側に位置する C P P型構造を有する磁気抵抗効果素子 1 2により構成されている。 複合型磁気へッド 1 0は、 誘導型記録素子 1 1の上部 磁極 1 3 Aと下部磁極 1 3 Bとの間より漏洩する磁場により対向する磁気記録媒 体 （図示せず） に情報が記録され、 磁気記録媒体に記録された情報に対応する漏 洩する磁場を、 磁気抵抗効果素子 1 2が抵抗変ィ匕として検知する。
誘導型記録素子 1 1は、 媒体対向面に磁気記録媒体のトラック幅に相当する幅 を有する上部磁極 1 3 Aと、 記録ギヤップ層 1 4を挟んで対向する下部磁極 1 3 Bと、 上部磁極 1 3 Aと下部磁極 1 3 Bとを接続するヨーク （図示されず） と、 ヨークを卷回するコイル （図示されず） などによりなる。 上部磁極 1 3 A、 下部 磁極 1 3 B及びヨークは、 軟磁性材料より構成され、 記録磁界を確保するために 飽和磁束密度の大なる材料、例えば、 N i soF e aK C o Z r N b、 F e N、 F e S i N、 F e C o合金などが用いられる。
磁気抵抗効果素子 1 2は、 セラミック基板 1 5表面に形成されたアルミナ膜 1 6上に、 下部電極 1 8、 GMR膜 2 0、 及びアルミナ膜 1 9により狭窄されてな る上部電極 2 1が順次積層された構成となっており、 GMR膜 2 0の両側には、 約 1 0 nm以下の膜厚の絶縁膜 2 3を介して磁区制御膜 2 2が形成されている。 抵抗変化を検知するセンス電流は、 例えば上部電極 2 1より GMR膜 2 0を通じ て下部電極 1 8に流れされる。 GMR膜 2 0の両側には、 磁区制御膜 2 2が配置 される。 GMR膜 2 0を構成する軟磁性層である固定磁化層、 自由磁化層 （図 5 に示す） の単磁区化を図り、 バルクハウゼンノイズの発生を防止する。 なお、 下 部電極 1 8及び上部電極 2 1はセンス電流の流路としての機能にカロえ磁気シール ドとしての機能も兼ねるため、 軟磁性合金、 例えば N i F e、 C o F e等により 構成される。
図 5は、 本発明の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子を構成する GMR膜を示 す図である。 図 5を参照するに、 GMR膜 2 0は、 シングルスピンバルブ構造を 有し、 下地層 2 5、 反強磁性層 2 6、 固定磁化層 2 8、 非磁性中間層 2 9、 自由 磁化層 3 0、 保護層 3 1が順次積層された構造となっている。
下地層 2 5は、 図 4に示す下部電極 1 8上にスパッタ法等により形成され、 例 えば厚さ 5 n mの T a膜及び厚さ 5 n mの N i F e膜がこの順で形成される。 N i F e膜は、 F eの含有量が 1 7原子％〜 2 5原子％の範囲内であることが好ま しい。 N i F e膜の結晶成長方向である （1 1 1 ) 結晶面及びそれに等価な結晶 面の表面に形成される反強磁性層 2 6がェピタキシャル成長し易くすることがで さる。
反強磁性層 2 6は、後ほど詳しく説明するが、下地層 2 5の表面にスパッタ法、 蒸着法、 C VD法等により形成され、 例えば厚さ 5 η π！〜 3 0 n m (好ましくは 1 0 η π！〜 2 0 n m) の Mn— TM合金 (TM= P t、 P d、 N i、 及び I rの うち少なくとも 1種）または、 Mn R h合金により構成される。これらの合金は、 スパッタ法などにより成膜した後、従来より高温で長時間の熱処理（以下、 「規則 化熱処理」 と称する。）、 例えば 8 0 0 °C 3日間の熱処理を行うことにより、 規則 合金化して反強磁性が出現すると共に比抵抗を著しく低減することができ、 例え ば 1 5 0 μ Ω c m以下にすることができる。
また、 反強磁性層 2 6は、 規則化熱処理し保護層 3 1まで形成後、 磁場を印加 しながら規則化熱処理の^ より低い熱処理温度 （例えば 2 6 0 °C) での加熱処 理により一軸異方性を誘導して、 この上に形成される固定磁化層 2 8との交對目 互作用により固定磁化層 2 8の磁化の方向を固定することができる。
固定磁化層 2 8は、 厚さ 1〜3 0 nmの C o、 F e、 N i及びこれらの元素を 含む軟磁性強磁 '性材料、 例えば、 N i80F e20、 C o90F eioなどの材料を用いる ことができる。 または、 これらの積層体により構成されてもよレ、。 固定磁化層 2 8は、 下地に設けられている反強磁性層 26の交餅目互作用により磁化の方向が 固定される。
非磁性中間層 29は、 スパッタ法により形成された厚さ 1. 5 n m〜 4. On mの導電性材料より構成され、 例えば。 u膜、 A 1膜により構成されている。 自由磁化層 30は、 非磁性中間層 29の表面にスパッタ法等により形成され、 厚さが 1 nm〜30 nmの C o、 Fe、 N i及びこれらの元素を含む軟磁性強磁 性材料、 例えば、 Ni8oF e2o、 C。9oF eio、 C。7sF e20B2など、 または、 こ れらの膜の積層体により構成される。 自由磁化層 30の磁化は、 面内方向を向い ており、 磁気記録媒体より漏洩する磁場の方向に応じて磁ィヒの向きが変わる。 そ の結果、 自由磁化層 30の磁ィ匕と固定磁化層 28の磁化とのなす角に対応して固 定磁化層 28,非磁性中間層 29,自由磁化層 30の積層体の抵抗値が変化する。 保護層 31は、 自由磁化層 30の表面にスパッタ法等により形成され、 例えば 各々厚さ約 5 nmの Ta層と Ru層または Cu層と Ru層が順次積層された構成 となっている。具体的には、保護層 31は、 Cu層が厚さ 1 nm〜5 nmである。 Cu層は GMR膜 20の熱処理時に自由磁化層 30の酸化を防止すると共に、 前 記自由磁化層 30と磁性 Z非磁性界面を形成して抵抗変化率を向上させる作用も 有する。 また、 Ru層は、 厚さが 5 ηπ！〜 30 nmであり、 非磁性金属、 例えば Au、 Al、 W等であっても良い。 反強磁性層の熱処理の際に GMR膜 20が酸 化されることを防止できる。 以上により GMR膜 20力 S構成される。
以下、反強磁性層 26を詳しく説明する。反強磁性層 26は M n— TM合金 (T M= P t、 P d、 N i、 及ぴ I rのうち少なくとも 1種） または、 Mn R h合金 により構成される。 これらのうち、 Mn— TM合金 （TM=P t、 Pd、 Ni、 及び I rのうち少なくとも 1種)は TM合金量が 50原子％付近にぉレ、て、また、 MnRh及び Mn I rは Rh量及び I r量が 25原子％付近において、 後述する 熱処理条件により、 比抵抗が著しく低下することを本願発明者は見出したもので ある。 Mn— TM合金は、 平衡状態では 50原子0 /oMn— 50原子0 /oTMの組成 におレ、て C u A u— I型規則格子の結晶構造を形成し、 また、 M n R h合金及ぴ Mn I r合金は 75原子0/。 Mn— 25原子％Rhまたは I rの組成において Cu Au- I I型等の規則格子の結晶構造を形成することが知られており、 規則格子 を形成することにより、 従来の反強磁性層では低減し得なかった比抵抗値を示す 反強磁性層を形成することができたものである。
図 6は、 Mn— TM合金及び MnRh合金の特性を示す図である。 なお、 図 6 〜図 1 7に示す各合金の特性は、 各合金の多結晶ィンゴット （寸法 3 mm X 3 m mX 1 Omm) を石英ガラス管に真空封入 （真空度 1 0-4P a〜 1 0·3Ρ a ) し、
800 °C 3日間の規則ィ Km熱処理をしたものである。 なお、 降温は炉中で自然冷 却を行った。 また、 本明細書中の比抵抗の測定は、 真空装置内で真空度 1 (HP a~l 0-3P aの真空中において四端子法を用いて行い、 室温から 1 1 00 Kま で昇温する際、 及び降温する際の比抵抗値の変ィ匕を測定した。 また、 MnP d合 金及び Mn N i合金については 4. 2 Kまでの温度で測定した。
図 6を参照するに、 Mn— TM合金は、 比抵抗が 300 Kにおいて 50原子％ Mn— 50原子0 /oTMの組成付近で極小値を示すことが分かる。 また、 比抵抗の 極小値は TMの元素によって異なるが、 22 μ Ω · cm〜60 μ Ω · cmである ことが分かる。 さらに、 50原子％Mn— 50原子％TM付近の組成では比抵抗 が著しく減少しているので、 組成を厳密に選択することにより、 比抵抗を 10 μ Ω · cmまで低減することができると考えられる。
MnRh合金及び Mn I r合金は、 75原子0 /0Mn— 25原子％Rhまたは I rの組成において極小値を示すことが分かる。 比抵抗の極小値は M nRh合金が 58 μ Ω ■ cm及び Mn I r合金が 40 μ Ω · cmであることが分かる。
また、 Mn— TM合金及び MnRh合金のネール温度についは、 総て実使用温 度よりはるかに高温であるので、 実使用時に安定して固定磁化層に交換相互作用 を及ぼすことができる。
以下、 図 7〜図 1 7を参照しながら、 Mn— TM合金及び MnRh合金の各合 金について詳しく説明する。 なお、 比抵抗の温度変化のグラフは昇温及び降温の 際の比抵抗を示し、 矢印は各組成のネール温度 TNを示している。 ここでネール 温度 TNは、 比抵抗の温度変化から C u A u— I型合金の場合は比抵抗の温度微 分値が最小となる温度、 CuAu-II型合金の は比抵抗の温度勾配が急に変 化する温度とした。
図 7は、 Mn P t合金の比抵抗の温度変化を示す図である。 図 8は、 300 K における MnP t合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。 図 7及び図 8中、 MnP t合金の P t量を 40. 7原子％〜 56. 1原子％の範囲で組成を変えた 多結晶ィンゴットを準備して上記規則化加熱処理を行つたものである。
図 7及ぴ図 8を参照するに、 Mn P t合金の比抵抗は極小値 22 ζ Ω · c mを 示し、 従来の反強磁性層の比抵抗 200 μ Ω · cmと比較して、 かなり低減され ていることが分かる。 また、 規則化加熱処理された MnP t合金を 1100Kま で昇温しても、 降温時と昇温時の比抵抗のグラフが重なっている。 すなわち、 熱 安定性に優れていることがわかる。したがって、規則化加熱処理後に 265°C (5 38K) 程度の磁場中加熱処理を行っても、 低比抵抗の特性が変化することがな いことが分かる。
また、 図 8を参照するに、 300Kにおける MnP t合金の比抵抗が 150 / Ω · c m以下となる組成範囲は、 P t量が 46. 7原子％〜 56. 4原子％であ り、 75 μ Ω■ cm以下となる組成範囲は、 48. 7原子％〜52. 2原子％で あることが分かる。
図 9 A及ぴ図 9 Bは、 MnPd合金の比抵抗の温度変ィヒを示す図である。 図 1 0は、 300Kにおける Mn P d合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。 図 9A、 図 9B、 及び図 10中、 MnP d合金の P d量を 46. 7原子％〜58. 9原子％の範囲で組成を変えた多結晶ィンゴットを準備して上記規則化加熱処理 を行ったものである。
図 9 A及ぴ図 9 Bを参照するに、 上記規則化加熱処理を行った Mn P d合金の 比抵抗は、 上述した MnP t合金と同様にかなり低減されていることが分かる。 また、 4. 2 K〜l 10 OKの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっているこ とにより MnP t合金と同様、 熱安定性を有することが分かる。
また、 図 10を参照するに、 300 Kにおける Mn P d合金の比抵抗は、 実施 した範囲の組成である P d量が 46. 7原子。/。〜 58. 9原子％の範囲で総て 1 50 μ Ω · cm以下となりさらに P d量を低減あるいは増加しても 150 μ Ω · cm以下とすることができる。 また、 75 μ Ω · c κι以下となる組成範囲は、 4 9. 2原子0/。〜 58. 4原子0 /0であることが分かる。
図 1 1 A及び図 1 1 Bは、 Mn N i合金の比抵抗の温度変化を示す図である。 図 1 2は、 300 Kにおける MnN i合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。 図 1 1 A、 図 1 1 B、 及び図 12中、 MnN i合金の N i量を = 3. 3原子0/。〜 54. 5原子。/。の範囲で組成を変えた多結晶ィンゴットを準備して上記規則化加 熱処理を行つたものである。
図 1 1 A及ぴ図 1 1 Bを参照するに、 上記規則化加熱処理を行った Mn N i合 金の比抵抗は、 上述した MnP t合金と同様にかなり低減されていることが分か る。 また、 4. 2K〜1 100Kの昇降温による比抵抗値のグラフが重なってい ることにより MnP t合金と同様、 熱安定性を有することが分かる。
また、 図 1 2を参照するに、 300Kにおける MnN i合金の比抵抗は、 実施 した範囲の組成である N i量が 43. 3原子％〜 54. 5原子0/。の範囲で総て 1 50 β Ω ■ cm以下となりさらに N i量を低減あるいは増加しても 1 50〃 Ω · cm以下とすることができる。 また、 75 μ Ω · cm以下となる組成範囲は、 4 6. 9原子0/。〜 53. 7原子0 /0であることが分かる。
図 1 3は、 Mn I r合金の比抵抗の温度変化を示す図である。 図 14は、 30 0Kにおける Mn I r合金の比抵抗と組成の関係を示す図である。 図 1 3及び図 14中、 M n I r合金の I r量を 40. 2原子％〜 51. 8原子0 /0の範囲で組成 を変えた多結晶ィンゴットを準備して上記規則化加熱処理を行つたものである。 図 1 3を参照するに、 上記規則化加熱処理を行った Mn I r合金の比抵抗は、 上 述した MnP t合金と同様にかなり低減されていることが分かる。 また、 300 K：〜 1 100Kの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっていることにより Mn P t合金と同様、 熱安定性を有することが分かる。
また、 図 14を参照するに、 300Kにおける Mn l r合金の比抵抗は、 実施 した範囲の組成である I r量が 40. 2原子0/。〜 5 1. 8原子0/。の範囲で総て 1 50 μ Ω · cm以下となりさらに I r量を低減あるいは増加しても 1 50 μ Ω · cm以下となることが分かる。 また、 75 μ Ω · cm以下となる組成範囲は、 4 6. 5原子0 /0以上であり、 実施した 51. 8原子0 /0より増加しても 75 μ Ω · c m以下となることが分かる。 図 1 5は Mn R h合金の比抵抗の温度変化を示す図である。 図 16は、 300 Kにおける MnRh合金の比抵抗と組成の関係を示す図である （Mn I r合金に ついても合わせて示す。）。 図 1 5及び図 16中、 MnRh合金のRl·l量をl 7原 子0/。〜 30原子％の範囲で組成を変えた多結晶インゴットを準備して上記規則化 加熱処理を行ったものである。
図 1 5を参照するに、 上記規則化加熱処理を行った Mn R h合金の比抵抗は、 上述した MnP t合金と同様にかなり低減されていることが分かる。 また、 30 0K〜1 10 OKの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっていることにより Μ n P t合金と同様、 熱安定性を有することが分かる。
また、 図 1 6を参照するに、 30 OKにおける MnRh合金の比抵抗は実施し た範囲の組成である R h量が 1 7原子0/。〜 30原子0 /0の範囲で総て 150 Ω · cm以下となりさらに Rh量を 1 7原子％より低減、 あるいは 30原子。 /。より増 カロしても 1 50 μ Ω · cm以下とすることができることが十分予測できる。 図 1 7は I r量が 25原子％付近の Mn I r合金の比抵抗の温度変化を示す図 である。 また、 図 16に 30 OKにおける Mn I r合金の比抵抗と組成の関係を 示す。図 1 6及ぴ図 1 7中、 Mn I r合金の I r量を 25原子％及び 30原子 °/0、 組成の多結晶ィンゴットを準備して上記規則化加熱処理を行ったものである。 図 1 7を参照するに、 上記規則化加熱処理を行った Mn I r合金の比抵抗は、 上述した MnP t合金と同様にかなり低減されていることが分かる。 また 300 K〜l 10 OKの昇降温による比抵抗値のグラフが重なっていることにより Mn P t合金と同様、 熱安定性を有することが分かる。
また、 図 16を参照するに、 300Kにおける Mn I r合金の比抵抗は実施し た範囲の組成である I r量が 25原子％及び 30原子％と共に 75 /ζ Ω · c m以 下となり、 さらに I r量を 25原子％より低減して 20原子。 /0、 あるいは 30原 子％より増加して 35原子％としても比抵抗を 75〃 Ω · cm以下あるいは 1 5 Ο μ Ω · c m以下とすることができることが十分予測できる。
以上に述べたように、 M n— TM合金及び M nRh合金の各合金の多結晶ィン ゴットを規則化加熱処理を行ったものは、 低比抵抗及びその熱安定性を有してい ることが分かる。 なお、 図 18A〜図 18Fは上述した 300Kにおける Mn— TM合金及び Mn R h合金の組成と比抵抗と関係を数値により示したものである。 以下、 これらの M n— TM合金及び M nRh合金を反強磁性層として規則化加 熱処理を適用した本実施の形態に係る C P P磁気抵抗効果素子の製造方法につい て説明する。
図 19〜図 24は、 本実施の形態に係る磁気抵抗効果素子の製造工程を示す図 である。 磁気抵抗効果素子は半導体集積装置の前工程とほぼ同様の手法により製 造される。 各層の形成および熱処理に用いる真空槽は、 ベースプレッシャーが 1 X 10— 8P aより高真空にすることが可能なものを使用し、真空排気装置として、 ターボポンプ等の高真空カゝっ清浄な雰囲気を保持することのできるものを使用す る。 また、 成膜の際の基板温度は特に異ならない限り室温に設定する。
まず、 図 19の工程では、 アルチックのセラミック基板 15上にスパッタ法等 によりアルミナ膜 16、 スパッタ法ゃメツキ法などにより N i F e膜からなる下 部電極 18を順次形成する。
図 19の工程ではさらに、下部電極 18上にスパッタ法などにより、 T a膜（厚 さ 5 n m)、 N i F e膜（厚さ 5 n m) を順次積層した下地層 25を形成する。 下 地層 25はこれらの材料に限定されることはないが、 この上に形成される反強磁 性層の結晶成長方向の制御の観点からは下地層 25のうちの上側の層は N i F e 膜が好ましい。
図 19の工程ではさらに、 下地層 25上にスパック法、 蒸着法、 CVD法等に より、 Mn_TM合金 (TM=P t、 P d、 Ni、 及び I rのうち少なくとも 1 種） あるいは M n R h合金の上述した組成よりなる反強磁性層 33を 5 n m〜 3 0 nm (好ましくは 10 nm〜20 nm) の厚さで形成する。 なお、 成膜した状 態では各合金を構成する原子の配列は規則化されておらず、 反強磁性も出現して いない。
次レ、で図 20の工程では、 図 19の構造体の規則化熱処理を行う。 規則化熱処 理は、 成膜を行った真空槽から高真空に保持した状態で図 19の構造体が形成さ れた基板を熱処鎮空槽に搬送し、 ファーネス、 RTP (Ra p i d The r ma 1 Pr o c e s s) などを用いて行う。 反強磁性層 33の表面にパーティ クルや機物の付着を防止し、 規則化熱処理後のエッチングを容易化する。 熱処 ®*空槽は、 成膜を行う真空槽と同等の高真空を保持することができるものを使 用する。 なお、 成膜を行う真空槽内で規則加熱処理を行ってもよい。
規則化熱処理は、真空度 10-5P a~l 0-3P a、加熱温度 400。C〜800。C、 処理時間 24時間〜 240時間に設定して行い、 例えば、 真空度 10-5P aにお いて、例えば 800°C (1073K：)、 72時間行う。 また、昇温速度は、例えば 5°C/分、 降温速度は真空槽内で自然放冷とした （降温速度は温度により異なる が降温時間は 8時間である。）。 規則化熱処理は、 無磁場中で行ってもよく、 後の 工程で行う磁場中加熱処理の際の磁場 （大きさ及び方向も同様にして） を印加し てもよい。 この規則加熱処理により、 反強磁性層 33を構成する原子の配列が規 貝 IJ化すると共に原子が一層均一に分布するようになるので、 より高い規則度を有 するようになる。 その結果、 成膜した状態から上述した比抵抗値を有する規則化 した反強磁性層 26に変換される。
図 20の工程ではさらに、高真空に保持した状態で成膜を行う真空槽に搬送し、 反強磁性層 26の表面をドライエッチングを行い最表面を活性化させる。 上記規 貝 IJ化熱処理により反強磁性層 26の最表面がわずかに酸化等し、 この上に形成さ れる固定磁化層との交射目互作用が阻害されることを防止する。 具体的には、 ド ライエッチングは A rイオン、 X eイオン等を反強磁性層 26表面に入射させ、 1〜数原子層を除去する。 これらのイオンの入射エネルギーは例えば、 50 eV 〜 300 e Vの範囲であることが好ましい。 反強磁性層 26に与える損傷を低減 することができる。 なお、 ドライエッチングはドライエッチング専用の真空槽内 で行ってもよい。 また、 ドライエッチングは行わなくてもよい。
次いで図 21の工程では、 活性ィ匕された反強磁性層 26上に、 スパック法等を 用いて、 固定磁化層 28 (CogoFeioH (厚さ 3. 0nm))、 非磁性中間層 2 9 (Cti膜 （厚さ 3. Onm))、 自由磁化層 30 (C o 90F e ιο膜 （厚さ 1 · 5 ΪΙΠΙ))、 N isoF e20膜（厚さ 2. l nm))、保護層 31 (Ta膜（厚さ 5nm)) を順次積層する。
図 21の工程ではさらに、 磁場中カロ熱処理を行い、 反強磁性層 26の一軸異方 性の方向すなわち固定磁化層の磁化の方向を設定する。 具体的には、 所定の方向 に磁場の大きさを 10kOe〜20kOe、 温度 250°C〜 300°Cの範囲に設 定して 1 0時間行う。
次いで図 2 2の工程では、 図 2 1の構造体の GMR膜 2 0を所望の幅 （再生ト ラック幅に相当する）に研削する。具体的には、レジスト膜をパターニングして、 ドライエッチングにより下部電極 1 8に達するまで研削する。
図 2 2の工程ではさらに、 GMR膜 2 0の両側及び下部電極 1 8の表面にアル ミナ膜からなる絶縁膜 2 3により表面を覆い、 次いで、 例えば C o C r P tから なる磁区制御膜 2 2を形成する。 具体的には、 レジストをパターユングして磁区 制御膜 2 2が形成される部分に開口を設けスパッタ法等により成膜する。この際、 磁区制御膜 2 2と GMR膜 2 0との界面にアルミナ膜などの絶縁層 2 3を設ける。 次レヽで図 2 3の工程では、 図 2 2の構造体の表面を覆うアルミナ膜 1 9を形成 し、 次いで GMR膜 2 0の上方のアルミナ膜 1 9を厚く残すエッチングを行う。 次いで、 アルミナ膜 1 9上にレジスト膜 3 4を形成し、 パターユングして GMR 膜 2 0の上方に開口部 3 4— 1を形成する。 次いで R I E (反応性イオンエッチ ング） によりレジスト膜 3 4の開口部 3 4— 1を通じて GMR膜 2 0が露出する まで研削を行う。
次いで図 2 4の工程では、 図 2 3のレジスト膜 3 4を除去し、 めっき法ゃスパ ッタ法により例えば N i F e膜よりなる上部電極 2 1を形成する。 以上により磁 気抵抗効果素子 1 2力 S形成される。 なお、 誘導型記録素子 1 1は図 2 4の構造体 の上に公知の方法により形成される。
なお、 図 2 0の工程における規則化熱処理においては反強磁性層 2 6表面に、 例えば T aよりなる熱処理用保護層を設けてもよレ、。 反強磁性層 2 6表面の酸化 等を防止すると共に、 熱処理用真空槽の真空度を比較的低レヽ真空度で行うこと力 S できるので規則化熱処理に係る装置コストを低減することができる。 規則加熱処 理後は、 熱処理用保護層を S F6、 C F4等のエツチングガスにより ドライエッチ ングを行い除去する。
本実施の形態によれば、 反強磁性層 3 3を形成し固定磁化層 2 8を形成する前 に規則加熱処理を行うことにより、 規則化され、 低抵抗化された反強磁性層 2 6 に変換することができる。 したがって、 GMR膜 2 0の全抵抗値を低減すること ができ、 その結果、 磁気抵抗効果素子の抵抗変化率を向上することができる。 例 えば、 反強磁性層 26に厚さ 15 n mの 50. 0原子0 /oMn— 50. 0原子0 /0 P tを用いて、 800°C3日間の規則化熱処理を行い、 保護層 31まで形成後、 磁 場 10 kOe、 265°C、 3時間の磁場中加熱処理を行うことにより、 300K における反強磁' [4ϋ 26の比抵抗は 22^ Ω · cmとなり、 反強磁性層以外を図 1に示す従来の GMR膜の特性を有するとした場合、 全抵抗値 R ATOTALが 24. 8πιΩ · μπι2となり、 抵抗変化率は 2. 4%に向上し、 図 1に示す従来の GM R膜の 1, 1%に対して 2. 2倍とすることができる。
次に第 1の実施の形態の変形例について説明する。 本変形例は、 GMR膜 20 の反強磁性層 26の表面に薄層の第 2反強磁性層を設けた以外は、 第 1の実施の 形態と同様の構成である。
図 25は第 1の実施の形態の変形例に係る磁気抵抗効果素子を構成する GMR 膜を示す図である。 図中、 先に説明した部分に対応する部分には同一の参照符号 を付し、 説明を省略する。
図 25を参照するに、 GMR膜 40は、 シングルスピンバルブ構造を有し、 下 地層 25、 第 1反強磁性層 26、 第 2反強磁性層 41、 固定磁化層 28、 非磁性 中間層 29、 自由磁化層 30、 保護層 31が順次積層された構造となっている。 なお、 以下、 第 1の実施の形態における反強磁性層 26を第 1反強磁性層 26と 称する。
第 2反強磁性層 41は第 1反強磁性層 26上に形成され、 1 n n！〜 5 n mの第 1反強磁性層 26と同じ組成の材料から構成される。
以下に、 本変形例に係る磁気抵抗効果素子の製造方法について説明する。
図 26及び図 27は本変形例に係る磁気抵抗効果素子の製造工程の一部を示す 図である。
まず第 1の実施の形態において説明した図 19の工程、 並びに図 20の工程に おける規則化熱処理及びェツチングを同様に行う。
次レ、で図 26の工程では、 エッチングされて活性となつた第 1反強磁性層 26 表面に、 'スパッタ法により第 1反強磁性層 26と同じ材料を用いて、 1 nm〜5 n mの第 2反強磁性層 41を形成する。 第 1反強磁性層 26上に第 2反強磁性層 41をェピタキシャル成長させることができるので、 第 2反強磁性層 41の結晶 性を向上することができ、 この上に形成される固定磁ィ匕層 28との交 互作用 を向上することができる。
次レヽで図 27の工程では、第 2反強磁性層 41上に第 1の実施の形態と同様に、 固定磁化層 28から保護層 31までを形成する。
図 27の工程では、 さらに、 磁場中カロ熱処理を行い、 第 2反強磁性層 41の反 強磁性を出現させると共に第 1及び第 2反強磁性層 26、 41の一軸異方性の方 向、 すなわち第 1及び第 2反強磁' [4ϋ 26、 41の交射目互作用により固定され る固定磁ィ匕層 28の磁ィ匕の方向を設定して、 固定磁化層 28の磁化方向を固定す る。 具体的には、 所定の方向に磁場の大きさを 10 kOe〜20 kOe、 温度 2 50°C〜300°Cの範囲に設定して 10時間行う。 さらに図 22〜図 24の工程 を行レヽ本変形例に係る磁気抵抗効果素子が形成される。
本変形例によれば、 エッチングされた第 1反強磁性層 26上に、 同じ組成の第 2反強磁性層 41を形成することにより、 第 1反強磁性層 26と第 2反強磁性層 41、 第 2反強磁性層 41と固定磁化層 28との結晶整合性が向上し、 第 1及び 第 2反強磁性層 26, 41が及ぼす固定磁化層 28への交換相互作用を高めるこ とができる。 なお、 第 2反強磁性層 41については規則化熱処理が施されていな いので、 比抵抗は従来の反強磁性層と同様であるが、 薄層であるので抵抗値の増 加は小さく、 例えば、 第 2反強磁性層 41の比抵抗 200 Ω · cm, 厚さ 2n mの場合、 4 m Ω ' ^ m2と小さいので影響は少なレヽ。
なお、 上記固定磁化層 28は積層フェリ構造を有していてもよい。 積層フェリ 構造の固定磁化層は、 下側強磁性層/非磁性結合層/上側強磁性層を順次積層し た構成となっている。 具体的には、 これらの下側及び上側強磁性層の磁性材料の 組成を同様とし、 厚さ l〜30n mの固定磁化層と同様の軟磁性材料を用いるこ とができる。 非磁性結合層は、 例えば厚さ 0. 4nm〜2. Onm (好ましくは 0. 6 nm〜l. Onm) から選択され、 例えば Ru、 Cr、 Ru合金、 Cr合 金により構成される。 このような構成により、 下側強磁性膜は、 下側に設けられ ている反強磁性層 26交對目互作用により磁化の方向が固定され、 下側強磁性膜 が上側強磁性膜と反強磁性的に結合するので、 上側強磁性膜の磁化が、 下側強磁 性膜の磁化と反 亍に固定される。 積層フェリ構造とすることで、 固定磁化層の 正味の磁化量を低減することができ、 固定磁化層の磁化が自由磁化層に磁気的に 与える影響を低減することができる。 その結果、 自由磁化層の磁化が外部、 例え ば磁気記録媒体からの磁ィ匕により的確に応じることができ、 再生感度を向上する ことができる。
(第 2の実施の形態）
本発明による第 2の実施の形態に係る C P P型構造を有する磁気抵抗効果素子 は、 第 1の実施の形態の GMR膜の替わりに TMR (Ferromagnetic Tunnel Junction Magneto Resistive, 強磁性磁気トンネル接合型磁気抵抗） 膜を用いた ものである。 具体的には第 1の実施の形態の GMR膜の導電性の非磁性中間層の 替わりに絶縁性の非磁性中間層を用いたものである。 絶縁性の非磁性中間層を非 磁性絶縁層と称する。
図 2 8は、 第 2の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子を構成する TMR膜を示 す図である。なお、先に説明した部分に対応する部分には同一の参照符号を付し、 説明を省略する。
図 2 8を参照するに、 TMR膜の構成は図 5に示す GMR膜と略同様の構成で あり、 下地層 2 5、 反強磁性層 2 6、 固定磁化層 2 8、 非磁性絶縁層 5 1、 自由 磁化層 3 0、 保護層 3 1が順次積層された構造となっている。
非磁性絶縁層 5 1は、 例えばスパッタ法により形成され、 0. 5 n m〜 1 . 5 n mの厚さのアルミナ膜、 窒ィ匕アルミニウム膜、 または酸化タンタル膜などより 構成されている。 これらの材料を直接堆積してもよく、 アルミニウム膜等の金属 膜を形成し、 その後、 自然酸化、 プラズマ酸化、 あるいはラジカル酸化法又はこ れらの窒化法を用いて変換してもよレ、。
反強磁性層 2 6は、 第 1の実施の形態の反強磁性層、 又はその変形例である第 1及び第 2反強磁性層の積層体より構成されている。 したがって、 上述したよう に比抵抗が低減され、 その結果抵抗値が低減されている。
TMR膜 5 0は、 固定磁化層 2 8 /非磁性絶縁層 5 1 /自由磁化層 3 0力 ら構 成される強磁性トンネル接合部の抵抗値が高いため、 反強磁性層 2 6の抵抗値の 占める割合が GMR膜と比較すると少ないが、 反強磁性層 2 6の抵抗は寄生抵抗 であることは同様であり、 反強磁性層 2 6の比抵抗を低減することにより TMR 膜 5 0の抵抗変化率を向上することができ、 高感度で高密度記録に適した磁気抵 抗効果素子を実現することができる。 (第 3の実施の形態）
次に、 本発明の第 3の実施の形態に係る磁気記憶装置を示す図 2 9及び図 3 0 と共に説明する。図 2 9は、磁気記憶装置の要部を示す断面図である。図 3 0は、 図 2 9に示す磁気記憶装置の要部を示す平面図である。
図 2 9及ぴ図 3 0参照するに、 磁気記憶装置 6 0は大略ハウジング 6 3からな る。 ハウジング 6 3内には、 モータ 6 4、 ハブ 6 5、 複数の磁気記録媒体 6 6、 複数の複合型磁気へッド 6 7、 複数のサスペンション 6 8、 複数のアーム 6 9及 びァクチユエータュニット 6 1が設けられている。 磁気記録媒体 6 6は、 モータ 6 4より回転されるハブ 6 5に取り付けられている。 複合型磁気ヘッド 6 7は、 誘導型記録素子 6 7 Aと磁気抵抗効果素子 6 7 B (微少なため図示されず） とよ り構成される。 各複合型磁気へッド 6 7は対応するアーム 6 9の先端にサスペン シヨン 6 8を介して取り付けられている。 アーム 6 9はァクチユエータュニット 6 1により駆動される。 この磁気記憶装置の基本構成自体は周知であり、 その詳 細な説明は本明細書では省略する。 . 磁気記憶装置 6 0の本実施の形態は、 磁気抵抗効果素子 6 7 Bに特徴がある。 磁気抵抗効果素子 6 7 Bは第 1の実施の形態、 その変形例、 第 2の実施の形態の 磁気抵抗効果素子が用いられている。 上述したように、 かかる磁気抵抗効果素子 は抵抗変ィ匕率が高く、 すなわち磁場の検出感度が高い。 したがって、 再生能力が 高く、 情報の 1ビットに対応する 1磁気反転の磁気反^ ϋ域から漏洩する磁場が 微小となっても、 読み取り可能であり、 高密度記録に好適である。
以上本発明の好ましい実施例について詳述したが、 本発明は係る特定の実施形 態に限定されるものではなく、 特許請求の範囲に記載された本発明の範囲内にお いて、 種々の変形 .変更が可能である。
例えば、 上記実施の形態では積層フェリ構造を固定磁化層に設ける例について 説明したが、 自由磁化層に積層フェリ構造を設けてもよく、 さらに固定磁化層及 び自由磁化層の両方に設けてもよい。
上記実施の形態では磁気記憶装置についてハードディスク装置を例として説明 したが、 本発明はハードディスク装置に限定されない。 例えば、 本発明は磁気テ ープ装置、 例えばへリカルスキヤン型のビデオテープ装置に用いられる磁気へッ ドゃ、 磁気テープの幅方向に 1つて多数のトラックが形成されたコンピュータ用 磁気テープに用いられる複合型磁気へッドに適用することができる。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 反強磁性層の比抵抗を低減することにより、. 寄生抵抗分の抵 抗値を低減して抵抗変化率を向上し、 高感度で高密度記録に適した C P P磁気抵 抗効果素子及びその製造方法、 並びに C P P磁気抵抗効果素子を備えた磁気へッ ド及ぴ磁気記憶装置を «することができる。

Claims

請求の範囲
1. 基板と、 基板上に順次形成された反強磁性層、 固定磁化層、 非磁性中間 層及ぴ自由磁化層とを有する C P P磁気抵抗効果素子であって、
前記反強磁性層は、 Pd、 P t、 Ni、 I r、 及び R hからなる群のうち少な くとも 1種の元素と Mnとの合金よりなり、
前記反強磁性層の 300 Kでの比抵抗が 10μΩ · οιη〜150μΩ · οιηの 範囲であることを特徴とする C Ρ Ρ磁気抵抗効果素子。
2. 前記反強磁性層の 300 Κでの比抵抗が 10/ζΩ · (;ιη〜75μΩ · ο mの範囲であることを特徴とする請求項 1記載の C P P磁気抵抗効果素子。
3. 前記反強磁性層は C uAu- I型規則格子の結晶構造を有することを特 徴とする請求項 1記載の C P P磁気抵抗効果素子。
4 · 前記反強磁性層は、 P d、 P t、 N i、 及び I rからなる群のうち少な くとも 1種の元素と Mnとの合金よりなり、 前記反強磁性層の Mn含有量が 45 原子％〜 52原子0 /0の範囲であることを特徴とする請求項 1記載の C P P磁気抵 抗効果素子。
5. 前記反強磁性層は、 P t、 P d、 N i、 及び I rからなる群のうち少な くとも 2種の元素と M nの合金よりなる請求項 1記載の C P P磁気抵抗効果素子。
6. 前記反強磁性層は M n R hよりなり、 R h含有量が 15原子％〜 30原 子％の範囲であることを特徴とする請求項 1記載の C P P磁気抵抗効果素子。
7. 前記 M nRhは CuAu— II型規則格子の結晶構造を有することを特徴 とする請求項 6記載の C P P磁気抵抗効果素子。
8 . 前記反強磁性層は R h含有量が 2 3原子％〜 2 7原子％の範囲であるこ とを特徴とする請求項 6記載の C P P磁気抵抗効果素子。
9 . 前記反強磁性層は M n I rよりなり、 I r含有量が 2 0原子％〜 3 5原 子％の範囲であることを特徴とする請求項 1記載の C P P磁気抵抗効果素子。
1 0. 前記 Mn I rは C u A u— II型規則格子の結晶構造を有することを特 徴とする請求項 9記載の C P P磁気抵抗効果素子。
1 1 . 前記反強磁性層と固定磁化層との間に他の反強磁性層を更に有し、 前記他の反強磁性層は、 前記反強磁性層と同一の材料よりなると共に、 比抵抗 が前記反強磁性層の比抵抗より高いことを特徴とする請求項 1項記載の C P P磁 気抵抗効果素子。
1 2 . ffilB非磁性中間層は、 導電性材料あるいは絶縁性材料よりなることを 特徴とする請求項 1記載の C P P磁気抵抗効果素子。
1 3 . 前記自由磁化層および固定磁化層のうち少なくともいずれかは、 2つ の強磁性層と該強磁性に挟まれた非磁性結合層よりなる積層フエリ構造を有する ことを特徴とする請求項 1記載の C P P磁気抵抗効果素子。
1 4. 請求項 1記載の C P P磁気抵抗効果素子を備えた磁気へッド。
1 5 . 請求項 1 4記載の磁気へッドと磁気記録媒体とを備えた磁気記憶装置。
1 6 . 基板と、 基板上に順次形成された反強磁性層、 固定磁化層、 非磁性中 間層及ぴ自由磁化層とを有する C P P磁気抵抗効果素子の製造方法であって、 前記基板上に反強磁性層を形成する工程と前記反強磁性層上に固定磁化層を形 成する工程との間に、 前記反強磁性層を加熱して規則ィ匕させる規則化熱処理工程 を備えたことを特徴とする C P P磁気抵抗効果素子の製造方法。
1 7 . 前記規則化熱処理工程は、 加熱温度が 4 0 0 °C〜 8 0 0。Cの範囲内で あり、 力つ加熱時間が 2 4時間〜 2 4 0時間の範囲内であることを特徴とする請 求項 1 6記載の C P P磁気抵抗効果素子の製造方法。
1 8 · 前記規則化熱処理工程と固定磁化層を形成する工程との間に、 前記反 強磁性層の表面をエッチングするェ寝を更に備えたことを特徴とする請求項 1 6 記載の C P P磁気抵抗効果素子の製造方法。
1 9 . 前記エッチングする工程の後に、 前記反強磁性層上に、 前記反強磁性 層と同一の材料を用いて他の反強磁性層を形成する工程を更に備えたことを特徴 とする請求項 1 8記載の C P P磁気抵抗効果素子の製造方法。 2 0 . 前記反強磁性層を形成する工程と規則化熱処理工程との間に、 前記反 強磁性層の覆う規則化熱処理用保護層を形成する工程を更に備えたことを特徴と する請求項 1 6記載の C P P磁気抵抗効果素子の製造方法。
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