WO2010143370A1 - 磁気センサ積層体、その成膜方法、成膜制御プログラムおよび記録媒体 - Google Patents

磁気センサ積層体、その成膜方法、成膜制御プログラムおよび記録媒体 Download PDF

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アバラアインシタインノエル
遠藤徹哉
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Definitions

  • the present invention relates to a magnetic sensor laminate including a magnetic layer that applies a bias magnetic field on both sides of a magnetoresistive element (reader stack), a film forming method, a film forming control program, and a recording medium.
  • GMR giant magnetoresistive
  • TMR tunneling magnetoresistive
  • the MR head includes a magnetoresistive element (MR element) surrounded on two sides by a magnetic layer that applies a bias magnetic field.
  • MR element magnetoresistive element
  • the space in which the bias magnetic layer can be used is naturally limited.
  • the bias magnetic field is reduced.
  • the area of the two sides of the MR element is determined by the read gap [distance between two shields surrounding the magnetic tunnel junction (MTJ) or GMR stack] and the stripe height [lateral direction (depth of the MR element perpendicular to the recording medium surface). ) Dimensions]. Reduction of the read gap width is necessary to increase linear (on-track) resolution. On the other hand, reducing the stripe height results in a reduction in the width of the read head required to reduce sensitivity to track edges.
  • MTJ magnetic tunnel junction
  • GMR stack lateral direction (depth of the MR element perpendicular to the recording medium surface).
  • a typical sensor structure consists of an antiferromagnetic (AFM) pinning layer, a synthetic antiferro layer (SAF), a nonmagnetic spacer or tunnel insulator, and a ferromagnetic free layer.
  • a seed layer and a capping layer are also used for various purposes.
  • SAF consists of two ferromagnets coupled in opposite directions via a thin spacer layer.
  • the SAF ferromagnet includes a pinned layer in contact with the AFM and a reference layer in contact with the non-magnetic spacer layer or tunnel insulator.
  • the resistance change through the leader stack is determined by the relative direction of magnetization between the reference layer and the free layer.
  • the free layer is biased with a magnetic field and is oriented perpendicular to the reference layer.
  • the bias magnetic field also referred to as “hard bias”
  • the hard bias has a role of preventing the occurrence of magnetic domains in the free layer. Both the sensor and the hard bias are sandwiched between two thick soft magnetic shields.
  • a simple hard bias laminate includes an underlayer such as Cr or W, a magnetic layer made of CoPt or CoCrPt, and a capping layer made of Cr, Ru or Ta.
  • the coercive force (Hc) of the magnetic layer is preferably 159.5 kA / m (2000 Oersted (Oe)) or more in order to prevent switching by an external magnetic field at a particularly high operating temperature.
  • the bias magnetic field is proportional to the product (Mrt) of the remanent magnetization and the thickness of the magnetic layer, if the thickness t decreases, the bias application to the free layer may be insufficient. Furthermore, when the magnetic layer and the shield layer are close to each other, the leakage magnetic flux to the shield layer is increased, and the bias magnetic field on the bonding wall surface (the boundary between the leader stack and the hard bias laminate) is further reduced.
  • the magnetic layer can be made of an insulating material such as ferrite, thereby eliminating the insulating layer or reducing its thickness to 3 nm or less.
  • the saturation magnetization and coercivity of most insulating magnetic ferrites tend to be inferior to those of Co—Pt alloys. Composition and crystal growth are also much more difficult to control.
  • the current CoPt-based hard bias stack is two-dimensional isotropic.
  • the coercive force Hc along any direction is equal, that is, the OR (orientation ratio) indicating the magnitude of magnetic anisotropy; the coercive force in the direction perpendicular to the stripe height direction / the direction of the stripe height
  • OR 1.
  • the hexagonal c-axis of CoPt is random in the plane. However, a relatively high squareness ratio (0.85 or more) can be realized by exchange coupling between a large number of crystal grains. At the joining wall, an average magnetic field is directed to the free layer.
  • the crystal grains on the bonding walls decrease, thereby making it more difficult to direct the magnetic flux to the free layer. This is remarkable when the c-axis of the crystal grain is not directed to the free layer. If the c-axis can be oriented toward the bonding wall, the ratio of stripe height (depth) to crystal grain size is no longer a problem. Furthermore, Mr increases for the same thickness t, and a higher bias magnetic field can be obtained. More magnetic flux is focused on the bonding wall surface, and less magnetic flux is lost at the end portion on the hard bias laminate side.
  • the Cr seed layer is grown on the (110) lattice plane, and from the study of OR in the longitudinal media, OR> 1 is achieved only for the Cr (002) lattice plane on which CoPt (1120 ) Is formed.
  • the epitaxial relationship between the [110] direction and the [1-10] direction is that the lattice constant in the c-axis direction of the CoPt ((1120) lattice plane is 0.41 nm and the lattice constant perpendicular to the c-axis is 0. .43 nm) in terms of energy.
  • a specific direction is preferred only when the Cr lattice is deformed in-plane by anisotropic stress.
  • Simion et al. See Patent Document 1 propose different seed layers such as MgO and NiAl. In the study of recording media, it has been demonstrated that both underlayers provide a two-dimensional c-axis array.
  • In-plane anisotropy of a soft layer such as FeCo can be easily realized by oblique sputtering.
  • in-plane anisotropy occurs even with a relatively thin film (about 10 nm) due to the self-shadowing effect.
  • the self-shadow effect means that in oblique incidence film formation, shadows are generated by nuclei generated on the surface, and sputtered particles do not fly to the shadowed part, so that the film grows in an oblique columnar shape.
  • the CoPt layer with the current optimum thickness has a low dependence of in-plane anisotropy on the incident angle, and the seed layer or underlayer must be thick.
  • the seed layer must be thin (less than 6 nm), which makes it very difficult to create a hard bias stack in accordance with the research results of Larson et al. And San Ho et al. San Ho et al. Suggest that the magnetic layer has a (11-20) lattice plane in order to show a certain degree of OR, but in the evaluation by XRD (X-ray diffractometer), the (10-10) plane is It is shown.
  • the underlayer formed obliquely does not show the (002) plane (Mirzamaani) that is considered necessary for OR to occur in the longitudinal recording medium.
  • the expression of hard-biased OR is probably anisotropy due to exchange coupling, as suggested by the concept in Larson et al. Mrt is greatest along the direction where exchange coupling is greatest.
  • the wavy surface pattern anisotropic roughness according to Carey et al. (See Patent Document 4) is considered to induce OR.
  • IBD ion beam deposition
  • FIG. 13 and 14 are schematic views showing profiles perpendicular to the stacking direction of the conventional magnetic sensor stack.
  • An arrow 72 indicates the magnetization direction of the magnetic grains after the hard bias stack is magnetized, and this magnetization generates a bias magnetic field in the right direction (in FIG. 13) in the free layer of the leader stack 70.
  • the crystal c-axis direction of the magnetic layer is distributed two-dimensionally randomly in the film plane.
  • the adjacent magnetizations are oriented more in parallel.
  • the average value of the magnetization direction on the bonding wall becomes sufficiently large, and a relatively uniform magnetic field is generated over the entire free layer. It is possible to make it.
  • the uniformity of magnetization of the leader stack 70 deteriorates due to the influence of the anisotropic direction of the crystal grains. This magnetic field non-uniformity causes read head noise.
  • the crystal c-axis of the magnetic layer of the hard bias laminate is approximately set with respect to the junction wall between the leader stack and the hard bias laminate in order to concentrate the magnetic flux on the junction wall. It may be oriented vertically. In other words, it may be oriented in a direction along an ABS (Air Bearing Surface) surface that is a surface facing the magnetic recording medium (FIG. 2).
  • the present invention relates to a magnetic sensor laminate capable of concentrating a magnetic flux on a junction wall by orienting the c-axis of a magnetic layer on the junction wall between a leader stack and a hard bias laminate substantially perpendicularly to the junction wall, and a film forming method thereof
  • Another object is to provide a film formation control program and a recording medium.
  • the magnetic sensor laminate according to the present invention has a field region for applying a bias magnetic field to the element on the side of the two opposing joining wall surfaces of the magnetoresistive element, and the field region further has a crystal c-axis.
  • the first magnetic layer is disposed adjacent to the bonding wall surface in the field region, and the crystal c-axis of the first magnetic layer is aligned and oriented along the ABS surface within the film plane,
  • the second magnetic layer is disposed adjacent to the first magnetic layer in the field region, and the crystal c-axis direction of the second magnetic layer is randomly distributed in the plane. It is a magnetic sensor laminate.
  • the method for forming a magnetic sensor laminate according to the present invention includes a hard bias for applying a bias magnetic field to the element in a field region on the side of two opposing junction walls of a magnetoresistive element disposed on a substrate.
  • a method for forming a film of a magnetic sensor laminate comprising:
  • the crystal c-axis of the first magnetic layer disposed adjacent to the junction wall surface of the magnetoresistive element is along the ABS surface of the element in the film plane. Therefore, since the crystal c-axis of the first magnetic layer is oriented at the junction wall surface in a direction substantially perpendicular to the junction wall surface, the magnetic flux can be concentrated on the magnetoresistive element.
  • the coercivity of the 20 nm CoPt layer on the double underlayer is shown. It is the schematic which shows the cross section of the direction perpendicular
  • FIG. 1 is a schematic view schematically showing a magnetic sensor laminate according to the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing a profile perpendicular to the stacking direction of the magnetic sensor stack according to the present invention.
  • a magnetic sensor laminate 1 is composed of a plurality of laminated films having different compositions at a substantially central portion of a substrate 31, and a magnetic field whose electric resistance value changes when a magnetic field is applied.
  • a magnetoresistive element (leader stack) 10 having a resistance effect is provided.
  • the magnetic sensor laminate 1 includes a hard bias laminate 20 that can apply a bias magnetic field to the reader stack 10 in the field region 22 on the side of the two joining wall surfaces 10 a and 10 b facing the reader stack 10. It has.
  • This magnetic sensor laminate is an intermediate product before separating a sensor for a magnetic read head such as a hard disk drive.
  • the leader stack 10 illustrated in FIG. 1 is a magnetic tunnel junction (MTJ) including an oxide barrier layer (MgO) immediately below the free layer 16.
  • MgO oxide barrier layer
  • the leader stack 10 may be a giant magnetoresistive junction (GMR) made of mostly metal having a very low resistance.
  • GMR giant magnetoresistive junction
  • the leader stack 10 is laminated on a bottom shield layer 31 made of a soft magnetic material such as NiFe, for example, and mainly includes an antiferromagnetic pinning layer (AFM layer) 13 and a synthetic antiferro layer (SAF layer). 14, a spacer layer 15, and a ferromagnetic free layer 16.
  • AFM layer antiferromagnetic pinning layer
  • SAF layer synthetic antiferro layer
  • the AFM layer 13 is made of an antiferromagnetic material such as IrMn, for example.
  • the AFM layer 13 is formed on the bottom shield layer 31 via a pre-seed layer (11 in FIG. 3) made of Ta or the like (11 in FIG. 3) and a seed layer (12 in FIG. 3) made of Ru or the like, if necessary. Laminated.
  • the SAF layer 14 includes two ferromagnetic layers 14a and 14c coupled in opposite directions via a thin coupling layer (nonmagnetic layer or tunnel insulator layer) 14b.
  • the ferromagnetic layer of the SAF layer 14 includes a pinned layer 14a that is in contact with the AFM layer 13 and a reference layer 14c that is in contact with the coupling layer 14b.
  • the spacer layer 15 is composed of a nonmagnetic layer or a tunnel insulator layer, and is formed of an oxide layer such as MgO, for example.
  • the free layer 16 is formed of, for example, a ferromagnetic material such as CoFeB, and may be a layer in which a Ta layer and a NiFe layer are stacked on a ferromagnetic material layer such as CoFeB.
  • the free layer 16 is applied with a bias magnetic field and oriented so as to be perpendicular to the reference layer 14c. This arrangement can increase sensor sensitivity and provide a linear response to an external magnetic field from the storage medium.
  • the bias magnetic field also referred to as “hard bias” is expected to remain constant throughout the life of the disk drive. Further, the hard bias prevents magnetic domains from being formed in the free layer 16.
  • the change in magnetoresistance through the reader stack 10 is determined by the relative direction of magnetization between the reference layer 14 c and the free layer 16.
  • the free layer 16 is covered with a capping layer (not shown) (17a, 17b in FIG. 3) selected from, for example, Cr, Ru, Ta, Ti, an alloy group thereof, and C as necessary.
  • a capping layer (not shown) (17a, 17b in FIG. 3) selected from, for example, Cr, Ru, Ta, Ti, an alloy group thereof, and C as necessary.
  • the hard bias laminate 20 is formed in the field region 22 on the substrate 31, and the hard bias laminate 20 includes the first and second magnetic layers including magnetic grains having crystal c-axis. 22a and 22b are included.
  • the c-axis direction of the second magnetic layer 22b is two-dimensional (2D) random within the film plane.
  • the first magnetic layer 22a in the field region 22 is in a region adjacent to the bonding wall surfaces 10a and 10b of the leader stack 10, and the c-axis (that is, the crystal grain magnetization axis) is one-dimensionally oriented (1D).
  • This direction is along the ABS surface in the film plane and is substantially perpendicular to the bonding wall surfaces 10a and 10b.
  • the first magnetic layer 22 a has a function of focusing the magnetic flux from the second magnetic layer 22 b away from the reader stack 10. This is because the c-axis of the first magnetic layer 22a in the field region 22 is oriented in the vicinity of the leader stack 10, so that the bias efficiency does not depend much on the crystal grain size. Furthermore, the local magnetic field on the bonding wall surface at the end of the free layer 16 tends to be more uniform even when the stripe height (depth) is reduced.
  • the first magnetic layer 22a and the second magnetic layer 22b have a hexagonal crystal structure (hcp) selected from, for example, Co—Pt, Co—Cr—Pt, and an alloy group thereof. It is formed by the alloy (permanent magnet) which has.
  • the first magnetic layer 22a may be formed of an alloy having a face-centered tetragonal structure (fct) selected from Fe—Pt, Co—Pt, and an alloy group thereof.
  • the first magnetic layer 22a and the second magnetic layer 22b are laminated on the bottom shield layer as the substrate 31 with a base layer 21 as necessary.
  • the underlayer 21 is made of, for example, an alloy having a body-centered cubic structure (bcc) selected from Cr, Cr—Mo, Cr—Ti, Nb, Ta, W and an alloy group thereof.
  • the underlayer 21 has a thickness of, for example, 3 to 8 nm in the field region and less than 3 nm on the bonding wall surface.
  • a seed layer (not shown) may be further provided on the base layer 21 to form a double base layer (see the description of FIG. 12 described later). That is, the field region 22 and the joining wall surfaces 10a and 10b of the leader stack 10 may further include a seed layer selected from, for example, CrB, CrTiB, MgO, Ru, Ta, Ti, and an alloy group thereof.
  • the seed layer has a thickness of less than 1 nm in the field region and a thickness of 0.5 to 2 nm on the bonding wall surface.
  • CrTiB is not suitable as a pre-underlayer (pre-seed layer) because of crystal growth, and is preferably formed on the Cr—Ti underlayer 21.
  • a capping layer 23 selected from, for example, Cr, Ru, Ta, Ti, an alloy group thereof, and C as necessary.
  • an insulating layer 19 made of, for example, Al 2 O 3 is disposed below the field region 22 and on the joining wall surfaces 10 a and 10 b of the leader stack 10.
  • the insulating layer 19 has, for example, a thickness of 2 to 10 nm in the field region and a thickness of 2 to 5 nm on the bonding wall surface.
  • the magnetic sensor laminate 1 includes a bottom shield layer 31 below the insulating layer 19 and a top shield layer 32 above the capping layer 23.
  • These shield layers 31 and 32 are made of a soft magnetic material such as NiFe, for example. That is, the leader stack 10 and the field region 22 are sandwiched between two thick soft magnetic shield layers 31 and 32.
  • FIG. 3 is a schematic view showing a magnetic sensor laminate in which a photoresist mask is arranged on a magnetoresistive element.
  • the magnetic sensor laminate 1 is formed by first forming the leader stack 10 on the substrate 31, and then applying, patterning, and developing a photoresist (PR) mask 41.
  • PR photoresist
  • the photoresist mask 41 is for masking a part of the leader stack 10 during the etching process.
  • etching process for example, ion beam etching (IBE) or reactive ion etching (RIE) is employed.
  • IBE ion beam etching
  • RIE reactive ion etching
  • a hard mask may be formed on the leader stack 10.
  • the photoresist mask 41 is first used to form a hard mask and is removed by an oxygen ashing process prior to etching the leader stack 10.
  • the insulating layer 19 is covered on the magnetic sensor stack (the side of the leader stack 10 including the photoresist mask 41 and the bonding wall surfaces 10a and 10b thereof).
  • an oxide insulator (3 to 5 nm) such as Al 2 O 3 or SiO 2 is preferable.
  • PVD physical vapor deposition
  • IBD ion beam deposition
  • CVD chemical vapor deposition
  • the ALD method and the CVD method have an advantage that conformal film formation is possible.
  • a hard bias laminate 20 is formed on the insulating layer 19.
  • the base layer 21 is formed on the insulating layer 19, and then the magnetic layers 22a and 22b and the capping layer 23 are formed.
  • the underlayer 21 may be formed at an angle inclined with respect to the second magnetic layer 22b so that the bonding wall surfaces 10a and 10b can be covered to some extent.
  • the ion beam deposition (IBD) system illustrated in FIG. 4 can achieve this with high controllability.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing the IBD system.
  • the IBD system 51 shown in FIG. 4 is an apparatus that performs the current vapor deposition method, but can also be applied to this embodiment.
  • the IBD system 51 includes a beam irradiation device 52 that irradiates an ion beam toward a target T, a rotating carousel 53 on which a plurality of targets T are mounted, and a substrate holder 54 that holds a substrate (wafer) 31.
  • the ion beam IB of the beam irradiation device 52 is extracted from the plasma source by the electrically biased grid G and directed toward the irradiation target T. Most sputtered particles can be deposited on the substrate 31 on the substrate holder 54 by directing the beam IB at a specific angle.
  • the rotating carousel 53 has a polygonal shape (for example, a hexagonal shape) and has target mounting surfaces 53a, and a plurality of targets T are mounted on these mounting surfaces 53a.
  • the target material for example, Al 2 O 3 , Cr, CoPt, Ta or the like is employed.
  • the rotating carousel 53 rotates so that the target material sputtered by the ion beam IB faces the substrate 31.
  • the size of the target mounting surface 53a is usually 40 cm ⁇ 30 cm.
  • the substrate holder 54 holds the substrate 31 on the stage 54 a facing the irradiation target T on the rotating carousel 53.
  • the substrate holder 54 is configured to be rotatable by a rotation driving means (not shown), and rotates the substrate 31 during vapor deposition in order to improve the uniformity of film formation. Further, the substrate holder 54 can change the angle of the substrate 31 with respect to the incident particles from the irradiation target T by inclining the stage 54a.
  • the distance from the substrate 31 to the irradiation target can be made larger than 40 cm, for example. Increasing this distance improves the incident particles to parallel irradiation, but the target cannot be used well and the vacuum chamber becomes larger.
  • CoPt is substantially perpendicular to the film formation surface (in the normal direction of the film formation surface) in order to reduce the film formation on the bonding wall surfaces 10a and 10b and promote the epitaxial growth from the underlayer to the upper layer. From 10 ° to 25 °) requires film formation (Hegde et al.). A large amount of the underlayer 21 adhering to the bonding wall surface can generate CoPt crystal grains in which the crystal c-axis is directed upward (parallel to the bonding wall surface) toward the top shield layer. This changes the magnetic flux direction of the magnetic layer to the free layer 16. Therefore, it is necessary to form a film with a higher incident angle (an angle from the normal direction of the film formation surface) on the bonding wall surface than in the field region 22.
  • the base layer 21 which is first formed at a substantially vertical angle with respect to the surface of the substrate 31 so that the film thickness on the bonding wall surfaces 10a and 10b is minimized.
  • the first magnetic layer 22a is formed mainly on the insulating layer 19 exposed on the bonding wall surfaces 10a and 10b at a higher incident angle (angle from the normal line of the substrate 31).
  • the (0001) lattice plane growth of the 1st magnetic layer 22a in the surface of joining wall surface 10a, 10b can be accelerated
  • the second magnetic layer 22b is formed in the field region 22 at a substantially vertical angle with respect to the surface of the substrate 31, that is, with a low incident angle (an angle from the normal line of the substrate 31).
  • the field area 22 here is an area on both sides of the leader stack 10.
  • the second magnetic layer 22b is almost two-dimensional random because it is influenced by the lattice plane of the underlayer 21 (110).
  • FIG. 5 is a process diagram showing a procedure for forming a hard bias laminate 20 constituting the magnetic sensor laminate 1 according to the present invention in the field region 22.
  • FIG. 6 shows the case where the joining wall surfaces 10a and 10b are steeply and gently inclined in two cases (the case where (a) is steeply inclined and the case where (b) is gently inclined).
  • the calculation results for the case where the first CoPt layer (first magnetic layer) 22a is formed at different incident angles (angles from the normal line of the substrate 31), that is, the film formation angle ⁇ 2 are shown as profiles.
  • FIG. Both the underlayer 21 and the second CoPt layer (second magnetic layer) 22b are formed at substantially perpendicular incidence with respect to the surface of the substrate 31.
  • the underlayer 21 is very thin on the bonding wall surfaces 10a and 10b.
  • the thickness of the first magnetic layer 22a in the field region 22 decreases as the incident angle increases (more acutely with respect to the surface of the substrate 31).
  • Forming the second magnetic layer 22b in a direction substantially perpendicular to the surface of the substrate 31 is that the deposition rate is higher on the field region 22 than on the photoresist mask 41 and the bonding wall surfaces 10a and 10b. It is advantageous.
  • the photoresist mask 41 is removed by chemical mechanical polishing (CMP) or by an ion beam planarization process as indicated by a broken line in FIG.
  • CMP chemical mechanical polishing
  • the film thickness covering the bonding wall surfaces 10a and 10b and the photoresist mask 41 is much thicker than the conventional film forming method, but it should be able to cope with the conventionally used planarization technique.
  • the magnetic orientation described above is achieved by, for example, IBD or PVD as illustrated in FIG.
  • IBD in the case of a large substrate (wafer; 5 to 8 inches)
  • the InBoard-OutBoard difference (with respect to the leader stack) at the initial stage of CoPt film formation.
  • a difference in film thickness between the substrate center side and the substrate outer peripheral side) occurs.
  • FIG. 7 is a schematic view schematically showing a film forming apparatus used in the film forming method of the present embodiment.
  • this film forming apparatus 61 is an apparatus for forming a film on a substrate 31 held on a substrate holder 62 by, for example, an IBD method, and has a slit in front of a target T held diagonally.
  • a shutter 63 is disposed.
  • the substrate holder 62 includes linear movement means (not shown) and is linearly movable so as to be orthogonal to the slit 64 of the shutter 63.
  • the film forming apparatus 61 includes an elongated rectangular cathode magnet (not shown) that is parallel to the bonding wall surface of the leader stack 10.
  • the substrate 31 is moved or scanned at a constant speed under the longitudinal target T perpendicular to the paper surface of FIG.
  • FIG. 8 is a schematic view showing a photoresist pattern 41 with the leader stack 10 masked.
  • Two field regions 22 for depositing the hard bias stack are provided. Many such patterns are formed in parallel on the substrate 31 with the same layout. That is, a plurality of reader stacks 10 are arranged on a substrate, and a hard bias stack is stacked in the same process on the field regions 22 on both sides of each reader stack 10.
  • the film formation of the first magnetic layer 22a is performed at a film formation angle ⁇ 2 as indicated by a broken line arrow in FIG.
  • the underlayer 21 is first deposited at a substantially normal incidence with respect to the surface of the substrate 31. Most of the film is formed on the field region 22 and becomes a very thin layer on the wall of the leader stack 10 and the PR mask 41.
  • the first magnetic layer 22a is formed by two procedures.
  • the first procedure is to make an acute angle with respect to the surface of the substrate 31 on one bonding wall surface of the leader stack 10 while moving the substrate 31 under the target T at a constant speed until the film is formed from end to end. The film is formed. Subsequently, in the second procedure, the substrate 31 is rotated 180 degrees and moved under the sputtering magnetic flux so that the film can be formed on the other bonding wall surface at the same angle.
  • the minimum number of passes is two, the number of passes (reciprocations) may be increased as long as the final thickness (15 to 40 nm) on both sides is the same.
  • the second magnetic layer 22b can be formed at a substantially vertical angle with respect to the surface of the substrate 31, and can be formed by the same method as the first magnetic layer 22a except for the incident angle.
  • the capping layer 23 (for example, Ta) is formed in the same manner as the second magnetic layer 22b. This Ta is deposited more on the field region than on the bonding wall or PR mask wall.
  • the underlayer 21, the second magnetic layer 22b, and the capping layer 23 can be formed by current IBD or ionized PVD.
  • the first magnetic layer 22a is formed by the above-described method using the rectangular target T using the film forming apparatus 61 of FIG.
  • the most commonly used alloy Co—Pt is used as the first magnetic layer 22a.
  • Other materials such as Fe—Pt may also be grown using a face-centered tetragonal structure on the bonding wall, but it is believed that a temperature of 200 ° C. or higher is required.
  • RIE reactive ion etching
  • the Co—Pt (0001) lattice plane can be grown on the MgO (001) lattice plane or the Cr (002) lattice plane. That is, the c-axis (magnetic anisotropy direction) can be formed in a substantially vertical direction with respect to the bonding wall surface.
  • the first magnetic layer 22a is formed by linearly moving the substrate 31 at a constant speed under the target T to form one surface of the joining wall surfaces 10a and 10b of the leader stack 10. There is a step to do. Next, the substrate 31 is rotated by 180 degrees about its central vertical axis, and the substrate 31 is linearly moved under the target T at a constant speed to form the other surfaces of the bonding wall surfaces 10a and 10b. There is a step to do.
  • the formation of the underlayer 21, the second magnetic layer 22b, and the capping layer 23 differs from the first magnetic layer 22a in the film formation angle (incidence angle of sputtered particles, etc.).
  • the substrate 31 is linearly moved at a constant speed under the target T to form a film in one field region 22.
  • the substrate 31 is rotated 180 degrees around its central vertical axis, and the substrate 31 is linearly moved at a constant speed under the target T to form a film in the other field region 22. .
  • the algorithm of the film formation method in the field region stacking process is installed as a film formation control program in a recording device such as a hard disk or ROM provided in a control system (not shown) of the IBD system, and is read as appropriate by the CPU. To be executed.
  • the recording medium is a computer-readable portable recording medium, and the vapor deposition control program recorded on the recording medium is installed in the storage device.
  • the recording medium include flash memory systems such as compact flash (registered trademark), smart media (registered trademark), memory stick (registered trademark), multimedia card, and SD memory card.
  • flash memory systems such as compact flash (registered trademark), smart media (registered trademark), memory stick (registered trademark), multimedia card, and SD memory card.
  • a removable hard disk system such as a microdrive (registered trademark) and a magnetic recording system such as a floppy (registered trademark) disk can be used.
  • magneto-optical recording systems such as MO, CD-R, DVD-R, DVD + R, DVD-RAM, DVD + RW (registered trademark), optical disks such as PD, and the like can be mentioned.
  • FIG. 9 is an explanatory view showing a CrTi underlayer having a (110) lattice plane and an XRD spectrum of CoPt formed on the underlayer.
  • CoPt grows with a (10 ⁇ 0) lattice plane. That is, the CoPt crystal c-axis is in the film plane.
  • FIG. 10 is an explanatory diagram showing the XRD spectrum of the CrTiB underlayer. As shown in FIG. 10, the peak indicating the (110) plane cannot be observed in CrTiB. By adding B, the film becomes amorphous, and CoPt grown on the amorphous layer shows a strong (0001) lattice plane. That is, the CoPt crystal c-axis is oriented in the direction perpendicular to the film plane. That is, if there are an amorphous layer and a very thin CrTi layer on the bonding wall surface, the above orientation can be expected.
  • FIG. 11 is an explanatory diagram showing the in-plane coercive force Hc when Co-18Pt is deposited on the CrTi underlayer with two deposition pressures using the ionized PVD system.
  • Hc in-plane coercive force
  • FIG. 12 shows the coercivity when a 20 nm CoPt film is formed on the double underlayer.
  • CrTiB when CrTiB is used as the initial layer, a 3 nm CrTi underlayer (seed layer) is required to obtain high Hc. This is consistent with FIG. 11, which showed that 3 nm of CrTi is required to obtain a high coercivity.
  • CrTiB does not have a (110) lattice plane suitable for functioning as a pre-underlayer (pre-seed layer) of CrTi.
  • the XRD data also shows an amorphous film result. However, when CrTiB is formed on 3 nm of CrTi, it maintains the latter lattice plane and high coercivity is obtained.
  • the above result is obtained by forming a CrTi underlayer 21 (for example, 3 nm) in a direction substantially perpendicular to the film formation surface and then forming a thin seed layer (about 1 nm) of CrTiB at an oblique incidence.
  • a CrTi underlayer 21 for example, 3 nm
  • a thin seed layer about 1 nm
  • the CrTi underlayer 21 on the field region 22 already has a (110) lattice plane, and the CrTiB layer thereon is not so large as to affect the (10.0) lattice plane growth of the second CoPt layer.
  • the seed layer that improves the CoPt (0001) lattice plane on the bonding wall surfaces 10a and 10b needs to be very thin in order to keep the distance between the magnetic film and the free layer to a minimum.
  • the seed layer described above becomes very thin in the field region 22. Nevertheless, the heteroepitaxial growth of the two-dimensional random magnetic layer on the underlayer 21 should not be hindered. Therefore, the seed layer preferably employs any one of BCC such as CrTiB and Ta or a composition having a hexagonal crystal structure (hcp) such as Ru and Ti.
  • the Ta and Ti amorphous layers can satisfactorily vertically align the c-axis at a thickness of 3 nm or more.
  • the seed layer is thin, the (0001) lattice plane structure is poor because of impurities in the base (seed) film and water molecules on the substrate surface before film formation. If the substrate is deposited without impurities on the surface of the bonding wall, a thinner seed layer should be possible.
  • Ru is widely used for vertical media in which the c-axis orientation distribution is very strict, and the optimum film thickness is 20 nm or more.
  • the crystal c-axis of the first magnetic layer 22a formed on the bonding wall surfaces 10a and 10b on both sides of the leader stack has an excellent effect of being oriented in a substantially vertical direction with respect to the coupling wall surface. That is, the c-axis in the vicinity of the bonding wall surface is aligned (one-dimensional), and the second magnetic layer 22b in a region away from the bonding wall surface is two-dimensional random.
  • the second magnetic layer 22b in the region away from the bonding wall surface is considered to have a slightly increased OR due to the oblique incidence (> 50 degrees) of the seed layer and the underlayer. It did not happen.
  • the film formation method by IBD has been described, but the present invention can also be applied to other film formation methods such as PVD.
  • Magnetic sensor laminate Magnetoresistive element (leader stack) 10a, 10b Junction wall surface 11 Pre-seed layer 12 Seed layer 13 Antiferromagnetic pinning layer (AFM layer) 14 Synthetic antiferro layer (SAF layer) 14a Pinned layer 14b Coupling layer 14c Reference layer 15 Spacer layer 16 Free layer 17a, 17b Capping layer 19 Insulating layer 20 Hard bias laminate 21 Underlayer 22 Field region 22a First magnetic layer 22b Second magnetic layer 23 Capping layer 31 Substrate (bottom shield layer) 32 Top shield layer 41 Photoresist mask 51 Ion beam deposition system 52 Beam irradiation device 53 Rotating carousel 54 Substrate holder 61 Deposition device 62 Substrate holder 63 Shutter 64 Slit IB Ion beam T Target

Landscapes

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Abstract

　磁気抵抗素子の対向する２つの接合壁面近傍の磁性層の結晶ｃ軸配向を接合壁面に対して略垂直方向に揃える。　磁気センサ積層体１が、磁気抵抗素子１０の対向する２つの接合壁面１０ａ、１０ｂの側方に、素子にバイアス磁界を付与するフィールド領域２２を有し、フィールド領域はさらに結晶ｃ軸をもった磁性粒を有する第１と第２の磁性層２２ａ、２２ｂを含み、第１の磁性層は、フィールド領域に接合壁面に隣接して配置され、第１の磁性層の結晶ｃ軸は整列されて膜面内で素子のＡＢＳ面に沿って配向されていて、第２の磁性層は、フィールド領域に第１の磁性層に隣接して配置され、第２の磁性層の結晶ｃ軸方向は面内ランダムに分布されている。

Description

磁気センサ積層体、その成膜方法、成膜制御プログラムおよび記録媒体
　本発明は、磁気抵抗素子（リーダースタック）の両側に、バイアス磁界を与える磁性層を備えた磁気センサ積層体、成膜方法、成膜制御プログラムおよび記録媒体に関する。
　近年のハードディスク駆動装置（ＨＤＤ）の大容量化に伴い、外部磁界の変動に応じて電気抵抗が変化する素子を用いたＭＲヘッドが注目されている。特に巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）ヘッドやトンネル磁気抵抗（ＴＭＲ）ヘッドは感度が非常に高く、磁気ディスクの記録密度を高めることができる。さらに高密度記録化に伴って、ＭＲ素子の縮小化が進められている。
　ＭＲヘッドは、バイアス磁界を与える磁性層によって二側面が囲まれた磁気抵抗素子（ＭＲ素子）を備えている。ＭＲ素子サイズを縮小すると、当然にバイアス磁性層が利用できる空間も制限される。磁性層の体積、およびＭＲ素子二側面の面積を縮小すると、バイアス磁界が減少する。
　ＭＲ素子の二側面の面積は、リードギャップ〔磁気トンネル接合（ＭＴＪ）またはＧＭＲ積層体を囲む２つのシールド間の距離〕およびストライプ高さ〔記録媒体表面と直角を成すＭＲ素子の横方向（奥行き）寸法〕により決定される。リードギャップ幅の縮小は、線形（オン－トラック）分解能の増加に必要である。一方、ストライプ高さの縮小は、結果としてトラックエッジに対する感度を低下させるために必要な読み取りヘッドの幅を縮小させることになる。
　典型的なセンサ構造は、反強磁性（ＡＦＭ）ピニング層、シンセティックアンチフェロ層（ＳＡＦ）、非磁性スペーサまたはトンネル絶縁体、および強磁性フリー層からなる。また、シード層およびキャッピング層も種々の目的で使用される。ＳＡＦは、薄いスペーサ層を介して反方向に結合した２つの強磁性体からなる。ＳＡＦの強磁性体は、ＡＦＭと接触しているピンド層と、非磁性スペーサ層またはトンネル絶縁体と接触しているリファレンス層とを含む。リーダースタックを通じた抵抗変化は、リファレンス層とフリー層との間の磁化の相対的方向によって決定される。フリー層は、磁界にバイアスがかけられ、リファレンス層と直角を成すように配向されている。この構成により読み込み感度は非常に高くなり、記憶媒体からの外部磁場に対して線形応答を得ることができる。バイアス磁界は、「ハードバイアス」とも称され、ディスクドライブの寿命を通して一定に維持されることが期待される。またハードバイアスは、フリー層に磁区が発生することを防ぐ役割を持つ。センサおよびハードバイアスは共に、２つの厚い軟磁性シールド間に挟まれている。
　単純なハードバイアス積層体は、ＣｒまたはＷなどの下地層と、ＣｏＰｔまたはＣｏＣｒＰｔから構成される磁性層と、Ｃｒ、ＲｕもしくはＴａから作成されるキャッピング層とからなる。磁性層の保磁力（Ｈｃ）は、特に高い動作温度での外部磁場によるスイッチングを防止するために、１５９．５ｋＡ／ｍ（２０００エルステッド（Ｏｅ））以上の値が望ましい。
　磁性層結晶粒の一部に磁化反転が生じると、バイアス磁界の著しい減少を招く可能性があり、またセンサにおけるノイズを誘発する。リードギャップサイズの縮小は、シールド間に適用できるハードバイアス積層体の厚さの減少につながる。バイアス磁界は、磁性層の残留磁化と厚さとの積（Ｍｒｔ）に比例するため、厚さｔが減少すると、フリー層のバイアス印加が不十分となりうる。さらに、磁性層とシールド層とが近接することにより、シールド層への漏れ磁束が増加し、接合壁面（リーダースタックとハードバイアス積層体の境目）におけるバイアス磁界がさらに減少することになる。
　磁界を増加させる方法の一つは、接合壁面において磁性層をフリー層から隔てている絶縁層の厚さを減少させることである。しかしながら、低リーク電流および高降伏電圧が要求されることから、絶縁体の厚みを薄くするには制限がある。磁性層をフェライトなどの絶縁材料で作成することが可能であり、それにより絶縁層を省略したり、あるいはその厚さを３ｎｍ以下まで減少させることができる。しかしながら、ほとんどの絶縁性磁性フェライトの飽和磁化および保磁力は、Ｃｏ－Ｐｔ合金のものに劣る傾向がある。組成および結晶成長も制御がはるかに困難である。
　現在のＣｏＰｔベースのハードバイアス積層体は、２次元等方性である。面内において、いかなる方向に沿った保持力Ｈｃも等しく、すなわち磁気異方性の大きさを表すＯＲ（オリエンテーションレシオ；ストライプ高さ方向に対して面内垂直方向の保磁力／ストライプ高さ方向の保磁力の比）で表すとＯＲ＝１である。ＣｏＰｔの六方晶ｃ軸は、面内でランダムである。しかしながら、多数の結晶粒間の交換結合により、比較的高い角形比（０．８５以上）が実現できる。接合壁面では、平均磁界がフリー層に向けられる。ストライプ高さが減少すると、接合壁面にある結晶粒は減少し、それにより磁束をフリー層に向けるのがより難しくなる。これは、前述の結晶粒のｃ軸がフリー層に向けられていないときに顕著である。もしもｃ軸を接合壁面に向けて配向できれば、ストライプ高さ（奥行き）の結晶粒径に対する比率はもはや問題ではなくなる。さらに、同じ厚みｔに対するＭｒが増加し、より高いバイアス磁界を得ることができる。より多くの磁束が接合壁面上に集束され、ハードバイアス積層体側端部で損失する磁束はより少なくなる。
　Ｃｒシード層は、（１１０）格子面で成長し、また長手媒体におけるＯＲの研究から、ＯＲ＞１が達成されるのはＣｒ（００２）格子面の場合のみであり、その上にＣｏＰｔ（１１２０）が形成される。〔１１０〕方向と〔１－１０〕方向のエピタキシャル関係は、ＣｏＰｔ（（１１２０）格子面のうち、ｃ軸方向の格子定数が０．４１ｎｍで、ｃ軸に垂直な格子軸の格子定数が０．４３ｎｍである）に対して、エネルギー的に等価となる。異方性応力によりＣｒ格子が面内で変形する場合のみ、特定の方向が好ましい。Ｓｉｍｉｏｎら（特許文献１参照）は、ＭｇＯおよびＮｉＡｌなどの異なるシード層を提案している。記録媒体の研究において、双方の下地層は２次元ｃ軸配列を提供することが実証されている。
　しかしながら、斜めスパッタを利用したＣｏＰｔ合金の成膜によって、面内異方性を実現できることが、Ｌａｒｓｏｎら（特許文献２参照）およびＳａｎ　Ｈｏら（特許文献３参照）により開示されている。
　ＦｅＣｏなどの軟性層の面内異方性は、斜めスパッタにより容易に実現できる。特に成膜面の法線に対して高い入射角度をもつスパッタリングプロセスでは、セルフシャドウ効果により比較的薄い膜（約１０ｎｍ）であっても、面内異方性が発生する。セルフシャドウ効果は、斜め入射成膜において、表面に発生した核によって影が発生し、この影の部分にはスパッタ粒子が飛来しないことから、斜め柱状に膜が成長することを言う。我々の経験では、現在の最適な厚さ（約２０ｎｍ）のＣｏＰｔ層では、入射角度に対する面内異方性の依存性が低く、シード層または下地層を厚くしなければならない。しかし、シード層は薄いものでなければならず（６ｎｍ以下）、このことはＬａｒｓｏｎらおよびＳａｎ　Ｈｏら研究成果に従ったハードバイアス積層膜の作成を非常に困難にしている。Ｓａｎ　Ｈｏらは、ある程度のＯＲを示すために、磁性層が（１１－２０）格子面を有することを示唆しているが、ＸＲＤ（Ｘ線回折装置）による評価では（１０－１０）面が示されている。斜めに成膜された下地層も、長手記録媒体においてＯＲが生じるのに必要だと考えられる（００２）面を示さない（Ｍｉｒｚａｍａａｎｉ）。ハードバイアスＯＲの発現は、Ｌａｒｓｏｎらにおける概念が示唆しているように、おそらく交換結合による異方性である。Ｍｒｔは、交換結合が最大である方向に沿って最も大きい。波状の表面パターン（Ｃａｒｅｙら（特許文献４参照）による異方性粗さ）がＯＲを誘導していると考えられる。
　現在のハードバイアス成膜は、殆どがイオンビーム蒸着（ＩＢＤ）などのロングスロー・スパッタリングによって行われている。ＩＢＤシステムは、入射するスパッタ粒子の入射角度を調節するために回転可能なステージを有する。例えば、Ｈｅｇｄｅら（特許文献５参照）は、ハードバイアス成膜方法を開示しているが、磁性層は略垂直角度で成膜されている（垂直線から２５度以下）。
米国特許第６，１８５，０８１号明細書 米国特許第７，０６１，７３１号明細書 米国特許第７，１６１，７６３号明細書 米国特許第７，３６０，３００号明細書 米国特許第６，１３９，９０６号明細書
　ところで、磁性層の入射角度成膜に依存するＯＲの低下、および十分なＯＲを得るために厚い下地層とシード層が必要になる問題を軽減するために、磁束を接合壁面に集中させるためのより最適な方法が必要とされている。
　また図１３および図１４は、従来の磁気センサ積層体の積層方向に対して垂直なプロフィールを示す概略図である。矢印７２は、ハードバイアス積層体が磁化された後の磁性粒の磁化方向を示すものであり、この磁化によりリーダースタック７０のフリー層に（図１３において）右方向にバイアス磁界を生み出している。磁性層の結晶ｃ軸方向は、膜面内に２次元ランダムに分布されている。
　交換結合を利用すれば、隣どおしの磁化がより平行に配向される。結晶粒の微細化またはストライプ高さ（奥行き）Ｓを延ばすことで（図１３参照）、接合壁面における磁化方向の平均値は十分に大きくなり、フリー層全体に対して比較的均一な磁界を発生させることが可能である。他方、結晶粒が少なくフリー層面積が狭くなると（図１４）、結晶粒の異方性の方向による影響により、リーダースタック７０の磁化の均一性が悪化する。この磁界の不均一性は、読み取りヘッドのノイズを引き起こす。
　すなわち、ＭＲ素子の縮小化を促進するためには、磁束を接合壁面に集中させるべく、ハードバイアス積層体の磁性層の結晶ｃ軸をリーダースタックとハードバイアス積層体との接合壁面に対して略垂直に配向させればよい。言い換えれば、磁気記録媒体に対向する面であるＡＢＳ（Ａｉｒ　Ｂｅａｒｉｎｇ　Ｓｕｒｆａｃｅ）面に沿った方向に配向させればよい（図２）。
　本発明は、リーダースタックとハードバイアス積層体との接合壁面における磁性層のｃ軸を接合壁面に対して略垂直に配向させて、磁束を接合壁面に集中できる磁気センサ積層体、その成膜方法、成膜制御プログラムおよび記録媒体を提供することを目的とする。
　上記の目的を達成すべく成された本発明の構成は以下の通りである。
　即ち、本発明に係る磁気センサ積層体は、磁気抵抗素子の対向する２つの接合壁面の側方に、前記素子にバイアス磁界を付与するフィールド領域を有し、前記フィールド領域はさらに結晶ｃ軸をもった磁性粒を有する第１と第２の磁性層を含み、
　前記第１の磁性層は、前記フィールド領域に前記接合壁面に隣接して配置され、前記第１の磁性層の結晶ｃ軸は整列されて膜面内でＡＢＳ面に沿って配向されていて、
　前記第２の磁性層は、前記フィールド領域に前記第１の磁性層に隣接して配置され、前記第２の磁性層の結晶ｃ軸方向は面内ランダムに分布されていることを特徴とする磁気センサ積層体である。
　また、本発明に係る磁気センサ積層体の成膜方法は、基板上に配置した磁気抵抗素子の対向する２つの接合壁面の側方のフィールド領域に、前記素子にバイアス磁界を与えるためのハードバイアス積層体を成膜する磁気センサ積層体の成膜方法であって、
　前記ハードバイアス積層体を成膜する工程は、
　前記基板の法線から成膜角度θ1（θ1＝０～２５度）で、下地層を成膜する手順と、
　前記基板の法線から成膜角度θ2（θ2＝５０～９０度）で、第１の磁性層を成膜する手順と、
　前記基板の法線から成膜角度θ3（θ3＝０～２５度）で、第２の磁性層を成膜する手順と、
　前記基板の法線から成膜角度θ4（θ4＝０～４５度）で、キャッピング層を成膜する手順と、
を有することを特徴とする磁気センサ積層体の成膜方法である。
　本発明によれば、磁気抵抗素子の接合壁面に隣接して配置された第１の磁性層の結晶ｃ軸は膜面内で上記素子のＡＢＳ面に沿っている。したがって、第１の磁性層の結晶ｃ軸は接合壁面にて、接合壁面に略垂直方向に配向しているので、磁束を磁気抵抗素子に集中させることができるという優れた効果を奏する。
本発明に係る磁気センサ積層体を模式的に示す概略図である。 本発明に係る磁気センサ積層体の積層方向に対して垂直な方向の断面を示す概略図である。 磁気抵抗素子上にフォトレジストマスクを配置した概略図である。 イオンビーム成膜システムを示す概略図である。 本発明に係る磁気センサ積層体の成膜方法のうちハードバイアス積層体の成膜工程における手順を示す工程図である。 急勾配および傾斜した接合壁面上への第１の磁性層の異なる成膜角度について、計算された厚さプロフィールを示す説明図である。 本実施形態の成膜方法に用いる成膜装置を模式的に示す概略図である。 中央領域をマスクしたフォトレジストパターンを示す概略図である。 （１１０）格子面を有するＣｒＴｉ下地層、および下地層上のＣｏＰｔのＸＲＤスペクトルを示す説明図である。 ＣｒＴｉＢ下地層、および下地層上のＣｏＰｔのＸＲＤスペクトルを示す説明図である。 イオン化ＰＶＤシステム内で２種類の異なる圧力で成膜されたＣｒＴｉ下地層上のＣｏ－１８Ｐｔ層の面内保磁力Ｈｃを示す説明図である。 二重下地層上の２０ｎｍのＣｏＰｔ層の保磁力を示している。 従来の磁気センサ積層体の積層方向に対して垂直な方向の断面を示す概略図である。 従来の磁気センサ積層体の積層方向に対して垂直な方向の断面を示す概略図である。
　以下、図面を参照して、本発明の実施の形態を説明するが、本発明は本実施形態に限定されるものではない。
　〔磁気センサ積層体の構造〕
　まず、図１および図２を参照して、磁気抵抗素子を備える磁気センサ積層体の構造について説明する。図１は、本発明に係る磁気センサ積層体を模式的に示す概略図である。図２は、本発明に係る磁気センサ積層体の積層方向に対して垂直なプロフィールを示す概略図である。
　図１に示すように、本発明に係る磁気センサ積層体１は、基板３１の略中央部に、組成が異なる複数の積層膜からなり、磁界が印加されることで電気抵抗値が変化する磁気抵抗効果を有する磁気抵抗素子（リーダースタック）１０を備える。また、磁気センサ積層体１は、上記リーダースタック１０の対向する２つの接合壁面１０ａ、１０ｂの側方のフィールド領域２２に、バイアス磁界を上記リーダースタック１０に付与することができるハードバイアス積層体２０を備えている。この磁気センサ積層体は、ハードディスクドライブ等の磁気読み取りヘッド用のセンサを切り分ける前の中間製品である。
　図１に例示するリーダースタック１０は、フリー層１６の真下に酸化物バリア層（ＭｇＯ）を備える磁気トンネル接合体（ＭＴＪ）である。これに限定されず、リーダースタック１０は、非常に低い抵抗を有する大部分が金属製の巨大磁気抵抗接合体（ＧＭＲ）であってもよい。
　具体的には、リーダースタック１０は、例えば、ＮｉＦｅ等の軟磁性体からなるボトムシールド層３１上に積層され、主に反強磁性ピニング層（ＡＦＭ層）１３、シンセティックアンチフェロ層（ＳＡＦ層）１４、スペーサ層１５、および強磁性フリー層１６を備えている。
　ＡＦＭ層１３は、例えば、ＩｒＭｎ等の反強磁性体によって形成されている。ＡＦＭ層１３は、例えば、上記ボトムシールド層３１上に、必要に応じて不図示のＴａ等からなるプレシード層（図３の１１）およびＲｕ等からなるシード層（図３の１２）を介して積層される。
　ＳＡＦ層１４は、薄いカップリング層（非磁性層またはトンネル絶縁体層）１４ｂを介して、逆向きに結合した２つの強磁性体層１４ａ、１４ｃからなる。ＳＡＦ層１４の強磁性体層は、ＡＦＭ層１３と接触しているピンド層１４ａと、カップリング層１４ｂと接触しているリファレンス層１４ｃとから構成される。
　スペーサ層１５は、非磁性層またはトンネル絶縁体層からなり、例えば、ＭｇＯ等の酸化物層により形成されている。
　フリー層１６は、例えば、ＣｏＦｅＢ等の強磁性体によって形成されており、ＣｏＦｅＢ等の強磁性体層上にＴａ層、ＮｉＦｅ層を積層した層でもよい。フリー層１６は、バイアス磁界がかけられ、リファレンス層１４ｃと直角を成すように配向される。この配置により、センサ感度を高くでき、記憶媒体からの外部磁場に対する線形応答を提供する。バイアス磁界は、「ハードバイアス」とも称され、ディスクドライブの寿命を通して一定に維持されることが期待される。またハードバイアスは、フリー層１６に磁区が形成されることを防ぐ。リーダースタック１０を通じた磁気抵抗変化は、リファレンス層１４ｃとフリー層１６との間の磁化の相対的方向によって決まる。
　フリー層１６は、必要に応じて、例えば、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｔｉおよびこれらの合金群ならびにＣから選択される不図示のキャッピング層（図３の１７ａ，１７ｂ）で覆われている。
　上述したように、基板３１上のフィールド領域２２にはハードバイアス積層体２０が成膜され、このハードバイアス積層体２０は、結晶ｃ軸を有する磁性粒を備えた第１および第２の磁性層２２ａ、２２ｂを含んでいる。
　図２に示すように、本実施形態の磁気センサ積層体１では、リーダースタック１０から離れたフィールド領域２２において、第２の磁性層２２ｂにおけるｃ軸方向が膜面内で２次元（２Ｄ）ランダムに分布される。他方、フィールド領域２２のうち第１の磁性層２２ａは、リーダースタック１０の接合壁面１０ａ、１０ｂに隣接した領域にあり、ｃ軸（すなわち、結晶粒磁化軸）は１次元配向（１Ｄ）となる。この方向は、膜面内でＡＢＳ面に沿っており、接合壁面１０ａ、１０ｂに対して略垂直となる。フィールド領域２２のうち第１の磁性層２２ａは、リーダースタック１０から離れた第２の磁性層２２ｂからの磁束を集束させる機能を有する。これは、フィールド領域２２のうち第１の磁性層２２ａのｃ軸がリーダースタック１０近傍で配向されているため、バイアス効率が結晶粒径にあまり依存しないようになる。さらに、フリー層１６の端部の接合壁面にある局所磁界は、ストライプ高さ（奥行き）を減少した場合でも、より均一になる傾向がある。
　再び図１を参照して、第１の磁性層２２ａならびに第２の磁性層２２ｂは、例えば、Ｃｏ－Ｐｔ、Ｃｏ－Ｃｒ－Ｐｔおよびこれらの合金群から選択される六方晶構造（ｈｃｐ）を有する合金（永久磁石）によって形成されている。これに限定されず、第１の磁性層２２ａは、Ｆｅ－Ｐｔ、Ｃｏ－Ｐｔおよびこれらの合金群から選択される面心正方晶構造（ｆｃｔ）の合金によって形成してもよい。
　第１の磁性層２２ａおよび第２の磁性層２２ｂは、上記基板３１としてのボトムシールド層上に、必要に応じて下地層２１を介して積層されている。この下地層２１は、例えば、Ｃｒ、Ｃｒ－Ｍｏ、Ｃｒ－Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗおよびこれらの合金群から選択される体心立方晶構造（ｂｃｃ）の合金によって形成されている。この下地層２１は、例えば、フィールド領域において３～８ｎｍ、接合壁面において３ｎｍ未満の厚さを有する。
　上記下地層２１に加え、この下地層２１上にさらに不図示のシード層を備えて、下地層を二重に構成してもよい（後述する図１２の説明参照）。即ち、フィールド領域２２およびリーダースタック１０の接合壁面１０ａ、１０ｂは、例えば、ＣｒＢ、ＣｒＴｉＢ、ＭｇＯ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｔｉ、およびこれらの合金群から選択されるシード層をさらに備えていてもよい。このシード層は、例えば、フィールド領域において厚さ１ｎｍ未満、接合壁面において厚さ０．５～２ｎｍを有する。なお、図１２において後述するように、ＣｒＴｉＢは結晶成長の関係でプレ下地層（プレシード層）として適さず、上記Ｃｒ－Ｔｉの下地層２１上に形成することが好ましい。
　また、フィールド領域２２および接合壁面１０ａ、１０ｂは、必要に応じて、例えば、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｔｉおよびこれらの合金群ならびにＣから選択されるキャッピング層２３で覆われている。
　さらに、フィールド領域２２の下部およびリーダースタック１０の接合壁面１０ａ、１０ｂの上には、例えば、Ａｌ2Ｏ3等からなる絶縁層１９が配置されている。この絶縁層１９は、例えば、フィールド領域において厚さ２～１０ｎｍの厚さ、接合壁面において厚さ２～５ｎｍを有する。
　そして、磁気センサ積層体１は、上記絶縁層１９の下にボトムシールド層３１を備え、上記キャッピング層２３の上にトップシールド層３２を備えている。これらシールド層３１、３２は、例えば、ＮｉＦｅ等の軟磁性体によって形成されている。すなわち、リーダースタック１０およびフィールド領域２２は、２つの厚い軟磁性シールド層３１、３２の間に挟まれている。
　〔磁気センサ積層体の成膜方法〕
　次に、図３から図１２を参照して、上記磁気センサ積層体１の作用を説明すると共に、本発明に係る磁気センサ積層体１の成膜方法について説明する。
　図３は、磁気抵抗素子上にフォトレジストマスクを配置した磁気センサ積層体を示す概略図である。図３に示すように、磁気センサ積層体１の作成は、まず基板３１上に、リーダースタック１０が成膜され、次にフォトレジスト（ＰＲ）マスク４１の塗布、パターニング、及び現像を行なう。基板３１としては、例えば、ＮｉＦｅ等の軟磁性体からなるボトムシールド層を採用する。
　フォトレジストマスク４１は、エッチング処理に際して、リーダースタック１０の一部をマスクするためにある。エッチング処理には、例えば、イオンビームエッチング（ＩＢＥ）または反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）が採用される。ＲＩＥを用いる場合には、リーダースタック１０上にハードマスクを形成してもよい。この場合、フォトレジストマスク４１は最初にハードマスクを形成するために使用され、上記リーダースタック１０をエッチングする前に、酸素アッシングプロセスによって除去される。
　エッチング処理の後、磁気センサ積層体（フォトレジストマスク４１を含むリーダースタック１０およびその接合壁面１０ａ、１０ｂの側方）の上に、絶縁層１９を被覆する。絶縁層１９の被覆には、Ａｌ2Ｏ3またはＳｉＯ2などの酸化物絶縁体（３～５ｎｍ）が好ましく、例えば、物理気相成長法（ＰＶＤ）、イオンビーム蒸着法（ＩＢＤ）、原子層蒸着法（ＡＬＤ）および化学気相成長法（ＣＶＤ）のいずれかの成膜法が用いられる。ＡＬＤ法やＣＶＤ法ではコンフォーマルな成膜が可能である利点を有する。
　次に、上記絶縁層１９の上に、ハードバイアス積層体２０を成膜する。基本的なハードバイアス積層体２０の場合、まず上記絶縁層１９上に下地層２１を成膜し、次いで磁性層２２ａ、２２ｂおよびキャッピング層２３を成膜する。リーダースタック１０の形状により、下地層２１を第２の磁性層２２ｂよりも傾斜させた角度で成膜して、上記接合壁面１０ａ、１０ｂの上をある程度被覆できるようにしてもよい。図４に例示するイオンビーム蒸着（ＩＢＤ）システムであれば高い制御性によりこのようなことが可能になる。
　図４は、ＩＢＤシステムを示す概略図である。図４に示すＩＢＤシステム５１は、現行の蒸着方法を行なう装置であるが、本実施形態でも適用可能である。このＩＢＤシステム５１は、ターゲットＴへ向けてイオンビームを照射するビーム照射装置５２と、複数のターゲットＴを搭載する回転カルーセル５３と、基板（ウェハ）３１を保持する基板ホルダ５４と、を備える。
　ビーム照射装置５２のイオンビームＩＢは、電気的にバイアスされたグリッドＧによってプラズマ源から引き出され、照射ターゲットＴに向けられる。ビームＩＢを特定の角度に向けることにより、殆どのスパッタ粒子を基板ホルダ５４上の基板３１に蒸着させることができる。
　回転カルーセル５３は、多角形状（例えば、六角形状）を呈し、ターゲット搭載面５３ａを有しており、これら搭載面５３ａに複数のターゲットＴが搭載される。ターゲット材料としては、例えば、Ａｌ2Ｏ3、Ｃｒ、ＣｏＰｔ、Ｔａ等が採用される。回転カルーセル５３は、イオンビームＩＢによってスパッタされるターゲット材料が基板３１へ向けて対向するように回転する。ターゲット搭載面５３ａの大きさは、通常、４０ｃｍ×３０ｃｍである。
　基板ホルダ５４は、回転カルーセル５３上の照射ターゲットＴに対向するステージ５４ａに基板３１を保持する。この基板ホルダ５４は、不図示の回転駆動手段により回転可能に構成され、成膜の均一性を向上させるために、蒸着中に基板３１を回転させる。また、基板ホルダ５４はステージ５４ａを傾斜させて、照射ターゲットＴからの入射粒子に対する基板３１の角度を変更することが可能である。
　なお、基板３１から照射ターゲットまでの距離は、例えば、４０ｃｍよりも大きくすることができる。この距離が大きくなるほど、入射粒子が平行照射に改善されるが、ターゲットを良好に使用できなくなり、真空チャンバが大きくなる。
　従来の成膜方法では、接合壁面１０ａ、１０ｂ上の成膜を減少させ、下地層から上層へのエピタキシャル成長を促進するために、ＣｏＰｔは成膜面に対して略垂直（成膜面法線方向から１０°～２５°）成膜を必要とする（Ｈｅｇｄｅら）。接合壁面上へ下地層２１が多く付着することは、結晶ｃ軸がトップシールド層へ向けて上向きに（接合壁面と平行に）向いたＣｏＰｔ結晶粒を生じうる。これは、フリー層１６への磁性層の磁束方向を変えてしまうことになる。したがって、フィールド領域２２における成膜よりも、接合壁面には入射角（成膜面法線方向からの角度）を高くした成膜が必要である。
　そこで我々は、接合壁面１０ａ、１０ｂにおける膜厚が最小限となるように基板３１面に対して略垂直角度で最初に成膜される下地層２１の成膜方法を提案する。これに続き、第１の磁性層２２ａを、主として接合壁面１０ａ、１０ｂ上に露出された絶縁層１９上に入射角度（基板３１の法線からの角度）を高くして成膜する。これにより、接合壁面１０ａ、１０ｂの表面における第１の磁性層２２ａの（０００１）格子面成長を促進することができる。次に、第２の磁性層２２ｂを基板３１面に対して略垂直角度で、すなわち入射角度（基板３１の法線からの角度）を低くしてフィールド領域２２に成膜する。ここでいうフィールド領域２２とは、リーダースタック１０の両側の領域である。この第２の磁性層２２ｂは、下地層２１（１１０）格子面の影響を受けるため、殆ど２次元ランダムである。
　図５は、本発明に係る磁気センサ積層体１を構成するハードバイアス積層体２０をフィールド領域２２に成膜する手順を示す工程図である。
　図５に示すように、フィールド領域２２にハードバイアス積層体２０を成膜する工程の具体的手順は、まず、基板３１の法線から成膜角度θ1（θ1＝０～２５度）で、下地層２１を成膜する第１の手順を有する（ステップ１；以下、「Ｓ１」のように表記する）。また、基板３１の法線から成膜角度θ2（θ2＝５０～９０度、好ましくは５０～８０度）で、第１の磁性層２２ａを成膜する第２の手順を有する（Ｓ２）。さらに、基板３１の法線から成膜角度θ3（θ3＝０～２５度）で、第２の磁性層２２ｂを成膜する第３の手順を有する（Ｓ３）。そして、基板３１の法線から成膜角度θ4（θ4＝０～４５度）で、キャッピング層２３を成膜する第４の手順を有する（Ｓ４）。
　図６は、接合壁面１０ａ、１０ｂが急勾配および緩やかに傾斜した２つのケース（（ａ）が急勾配で傾斜したケース、（ｂ）が緩やかに傾斜したケース）において、各角度の接合壁面に対して第１のＣｏＰｔ層（第１の磁性層）２２ａを異なる入射角度（基板３１の法線からの角度）、即ち成膜角度θ2で成膜させた場合についての計算結果をプロフィールで示した説明図である。下地層２１および第２のＣｏＰｔ層（第２の磁性層）２２ｂは、双方とも基板３１面に対して略垂直入射で成膜される。下地層２１は、接合壁面１０ａ、１０ｂ上では非常に薄い。フィールド領域２２における第１の磁性層２２ａの厚さは、入射角度が大きくなる（より基板３１面に対して鋭角になる）につれて薄くなる。第２の磁性層２２ｂを基板３１面に対して略垂直方向で成膜することは、フォトレジストマスク４１上および接合壁面１０ａ、１０ｂ上より、フィールド領域２２上で成膜速度が高くなる点で有利である。キャッピング層２３の成膜（図示せず）後、化学機械研磨（ＣＭＰ）によって、またはイオンビーム平坦化プロセスによって、図６中の破線のようにフォトレジストマスク４１を除去する。接合壁面１０ａ、１０ｂおよびフォトレジストマスク４１の上を覆う膜厚は、従来の成膜方法よりもはるかに厚いが、従来用いられている平坦化技法で十分に対応できるはずである。
　上述した磁性の配向は、例えば、図４に例示したようなＩＢＤやＰＶＤ等によって達成される。しかし、大きい基板（ウエハ；５～８インチ）の場合、成膜の入射角が基板３１面に対して鋭角であるため、ＣｏＰｔ成膜の初期の段階でＩｎＢｏａｒｄ－ＯｕｔＢｏａｒｄ差（リーダースタックに対して基板中心方向側と基板外周側における膜厚の差）が発生する。
　そこで、本実施形態の成膜方法では、図７に示すような成膜装置を用いる。図７は、本実施形態の成膜方法に用いる成膜装置を模式的に示す概略図である。
　図７に示すように、この成膜装置６１は、例えば、ＩＢＤ法によって基板ホルダ６２上に保持された基板３１上に膜を形成する装置であり、斜めに保持されたターゲットＴの前方にスリットシャッタ６３が配置されている。基板ホルダ６２は、不図示の直線移動手段を備え、シャッタ６３のスリット６４に対して直交するように直線的に移動可能となっている。そして、この成膜装置６１は、リーダースタック１０の接合壁面と平行な細長い不図示の矩形カソードマグネットを備えている。
　このような成膜装置６１を用いて、基板３１を図７の紙面と直角を成す長手ターゲットＴの下で一定の速度で移動または走査する。
　図８は、リーダースタック１０をマスクしたフォトレジストパターン４１を示す概略図である。ハードバイアス積層体を成膜するための２つのフィールド領域２２が設けられている。このようなパターンが多数同様のレイアウトで基板３１上に平行に形成される。即ち、基板上に複数のリーダースタック１０が配置され、各リーダースタック１０の両側にあるフィールド領域２２に同一の工程でハードバイアス積層体を積層する。第１の磁性層２２ａの成膜は、図８中の破線矢印で示すように成膜角度θ2で行なわれる。
　下地層２１は、まず基板３１面に対して略垂直入射で蒸着される。殆どの成膜はフィールド領域２２上になされ、リーダースタック１０およびＰＲマスク４１壁上では非常に薄い層となる。第１の磁性層２２ａは２つの手順で形成される。
　第１の手順は、端から端まで成膜されるまで、基板３１をターゲットＴの下で一定の速度で移動させながら、リーダースタック１０の一方の接合壁面上に、基板３１面に対して鋭角で成膜する。続いて第２の手順は、基板３１を１８０度回転させ、スパッタ磁束の下で移動させて、同じ角度でもう一方の接合壁面上に成膜ができるようにする。最少通過回数は２回であるが、両側の最終的な厚さ（１５～４０ｎｍ）が同じである限り、通過（往復）回数は増加させてもよい。
　第２の磁性層２２ｂは基板３１面に対して略垂直角度で成膜し、入射角度以外は第１の磁性層２２ａと同じ方法で形成することができる。キャッピング層２３（例えば、Ｔａ）は、第２の磁性層２２ｂと同様にして形成される。このＴａは、接合壁面またはＰＲマスク壁上よりもフィールド領域上に、より多く成膜される。
　下地層２１、第２の磁性層２２ｂ、およびキャッピング層２３は、現行のＩＢＤまたはイオン化ＰＶＤによって成膜することができる。しかし、第１の磁性層２２ａは、図７の成膜装置６１を用いて、上記の矩形ターゲットＴを用いた方法で成膜する。
　本実施形態では第１の磁性層２２ａとして、最も一般的に用いられる合金のＣｏ－Ｐｔを用いている。Ｆｅ－Ｐｔなどの他の材料も、接合壁面上の面心正方晶構造を用いて成長させてよいが、２００℃以上の温度が必要であると考えられる。この場合、センサ積層体の形成にハードマスクとＲＩＥ（リアクティブイオンエッチング）を用いれば、ハードバイアス積層体の成膜時にはフォトレジスト（ＰＲ）マスク４１は無くなっており、好適である。
　Ｃｏ－Ｐｔ（０００１）格子面は、ＭｇＯ（００１）格子面またはＣｒ（００２）格子面上に成長させることができる。つまり、接合壁面に対してｃ軸（磁気異方性の方向）を略垂直方向に形成できる。
　なお、これは基板３１上の全てのリーダースタック１０が、全て平行であるようにパターニングされていると仮定している。また、リーダースタック１０の接合壁面は、成膜の間、矩形ターゲットＴと平行に保持される。
　即ち、第１の磁性層２２ａの成膜は、上記ターゲットＴの下で、基板３１を一定の速度で直線的に移動させて、リーダースタック１０の接合壁面１０ａ、１０ｂの一方の面を成膜するステップを有する。次いで、基板３１をその中央垂直軸を中心に１８０度回転させ、上記ターゲットＴの下で基板３１を一定の速度で直線的に移動させて、上記接合壁面１０ａ、１０ｂの他方の面を成膜するステップを有する。
　一方、上述したように、下地層２１、第２の磁性層２２ｂおよびキャッピング層２３の成膜は、第１の磁性層２２ａと成膜角度（スパッタ粒子などの入射角）が異なっている。しかし、下地層２１、第２の磁性層２２ｂおよびキャッピング層２３の場合にも、上記ターゲットＴの下で、基板３１を一定の速度で直線的に移動させて、一方のフィールド領域２２に成膜するステップを有する。次いで、基板３１をその中央垂直軸を中心に１８０度回転させ、上記ターゲットＴの下で、基板３１を一定の速度で直線的に移動させて、他方のフィールド領域２２に成膜するステップを有する。
　上記フィールド領域の積層工程における成膜方法のアルゴリズムは、例えば、上記ＩＢＤシステムの不図示の制御系に備えられたハードディスクやＲＯＭ等の記録装置に成膜制御プログラムとしてインストールされ、ＣＰＵによって適宜読み出されて実行される。
　記録媒体は、コンピュータによる読み取り可能な可搬性の記録媒体であり、記録媒体に記録された蒸着制御プログラムは上記記憶装置にインストールされる。記録媒体としては、コンパクトフラッシュ（登録商標）、スマートメディア（登録商標）、メモリースティック（登録商標）、マルチメディアカード、ＳＤメモリカード等のフラッシュメモリ系が挙げられる。また、マイクロドライブ（登録商標）等のリムーバブルハードディスク系、フロッピー（登録商標）ディスク等の磁気記録系が挙げられる。さらに、ＭＯ等の光磁気記録系、ＣＤ－Ｒ、ＤＶＤ－Ｒ、ＤＶＤ＋Ｒ、ＤＶＤ－ＲＡＭ、ＤＶＤ＋ＲＷ（登録商標）、ＰＤ等の光ディスク等が挙げられる。
　次に、本実施形態の成膜方法における結晶成長について、ＸＲＤ（Ｘ線回折装置）データ等を用いて検討する。
　図９は、（１１０）格子面を有するＣｒＴｉ下地層、および前記下地層上に成膜されたＣｏＰｔのＸＲＤスペクトルを示す説明図である。図９に示すように、（１１０）格子面を有するＣｒＴｉ下地層上において、ＣｏＰｔは（１０・０）格子面を有して成長する。すなわち、ＣｏＰｔの結晶ｃ軸は膜面内にある。
　図１０は、ＣｒＴｉＢ下地層のＸＲＤスペクトルを示す説明図である。図１０に示すように、ＣｒＴｉＢには（１１０）面を示すピークは観察できない。Ｂの添加により、この膜はアモルファス状になり、このアモルファス層上で成長したＣｏＰｔは強い（０００１）格子面を示している。すなわち、ＣｏＰｔの結晶ｃ軸が膜面内に対して垂直方向に配向していることに他ならない。つまり、接合壁面にアモルファス層と非常に薄いＣｒＴｉ層があれば、上記のような配向を期待できる。
　図１１は、イオン化ＰＶＤシステムを用いてＣｒＴｉ下地層に２条件の成膜圧力によりＣｏ－１８Ｐｔを成膜した場合の面内保磁力Ｈｃを示す説明図である。図１１に示すように、下地層の厚さが３ｎｍ以上の場合、面内方向に良好なＨｃが得られている。これらの結果は、３ｎｍ未満では（１１０）格子面がまだ形成されないことを示唆している。ＣｒＴｉの場合、良好な（１１０）格子面を得るための最小膜厚は約２．５ｎｍである。膜厚を厚くすると（１１０）格子面も発達し、次に続くＣｏＰｔ層により十分に高いＨｃが得られる。
　図１２は、二重下地層上に２０ｎｍのＣｏＰｔ膜を成膜した場合の保磁力を示している。図１２に示すように、ＣｒＴｉＢを初期層とする場合、高いＨｃを得るために３ｎｍのＣｒＴｉ下地層（シード層）が必要となる。これは、高い保磁力を得るために３ｎｍのＣｒＴｉが必要であると示した図１１と一致する。これは、ＣｒＴｉＢが、ＣｒＴｉのプレ下地層（プレシード層）として機能するのに適切な（１１０）格子面を有さないことを証明している。ＸＲＤデータでもアモルファス膜という結果が得られている。しかしながら、ＣｒＴｉＢが３ｎｍのＣｒＴｉ上に形成される場合、これは後者の格子面を維持し、高い保磁力が得られる。
　再び図６を参照すると、上記の結果は、成膜面に対して略垂直方向にＣｒＴｉ下地層２１を成膜（例えば、３ｎｍ）後、ＣｒＴｉＢの薄いシード層（約１ｎｍ）の斜め入射成膜を行なうことで、接合壁面上のＣｏＰｔ格子面を一層向上させうることを示唆している。フィールド領域２２上のＣｒＴｉ下地層２１は（１１０）格子面を既に有し、その上のＣｒＴｉＢ層は第２のＣｏＰｔ層の（１０・０）格子面成長に影響を与えるほどのものではない。
　接合壁面１０ａ、１０ｂ上のＣｏＰｔ（０００１）格子面を向上させるシード層は、磁性膜とフリー層間の距離を最小限に維持するために、非常に薄くする必要がある。斜め成膜により、上述のシード層はフィールド領域２２において非常に薄いものとなる。それでもやはり、下地層２１上の２次元ランダム磁性層のヘテロエピタキシャル成長を妨げるべきではない。したがって、シード層は、ＣｒＴｉＢやＴａなどのＢＣＣ、あるいはＲｕやＴｉなどの六方晶構造（ｈｃｐ）を有する組成のいずれかを採用することが好ましい。
　Ａ．Ｇ．ＲｏｙおよびＤ．Ｅ．Ｌａｕｇｈｌｉｎ（ＪＡＰ　ｖｏｌ．９１，ｐｐ．８０７６－８０７８，２００２）によると、ＴａおよびＴｉアモルファス層は、厚さ３ｎｍ以上において、ｃ軸を良好に垂直配向させることができる。シード層が薄い場合に、（０００１）格子面構造が乏しいのは、下地（シード）膜中の不純物や成膜前の基板表面の水分子が原因と考えられる。接合壁面の表面に不純物などが無い状態で下地が成膜されている場合、より薄いシード層を可能にするはずである。ｃ軸の配向分布が非常に厳しく求められる垂直媒体にＲｕは広く用いられ、最適な膜厚は２０ｎｍ以上である。
　以上説明したように、本実施形態の磁気センサ積層体１およびその成膜方法等によれば、リーダースタック両側の接合壁面１０ａ、１０ｂ上に成膜された第１の磁性層２２ａの結晶ｃ軸は、結合壁面に対して略垂直方向に配向するという優れた効果を奏する。すなわち、接合壁面付近のｃ軸は整列されており（１次元）、接合壁面から離れた領域の第２の磁性層２２ｂは２次元ランダムである。この接合壁面から離れた領域の第２の磁性層２２ｂは、シード層および下地層の斜め入射（＞５０度）成膜によりわずかにＯＲが上がると思われるが、必ずしも磁性層の斜め成膜によって生じたのではない。
　以上、本発明の好適な実施形態を説明したが、これは本発明の説明のための例示であり、本発明の範囲をこの実施形態にのみ限定する趣旨ではない。本発明は、その要旨を逸脱しない範囲で、上記実施形態とは異なる種々の態様で実施することができる。
　例えば、上記実施例では、ＩＢＤによる成膜方法について説明したが、ＰＶＤ等の他の成膜方法にも適用可能である。
　１　磁気センサ積層体
　１０　磁気抵抗素子（リーダースタック）
　１０ａ、１０ｂ　接合壁面
　１１　プレシード層
　１２　シード層
　１３　反強磁性ピニング層（ＡＦＭ層）
　１４　シンセティックアンチフェロ層（ＳＡＦ層）
　１４ａ　ピンド層
　１４ｂ　カップリング層
　１４ｃ　リファレンス層
　１５　スペーサ層
　１６　フリー層
　１７ａ、１７ｂ　キャッピング層
　１９　絶縁層
　２０　ハードバイアス積層体
　２１　下地層
　２２　フィールド領域
　２２ａ　第１の磁性層
　２２ｂ　第２の磁性層
　２３　キャッピング層
　３１　基板（ボトムシールド層）
　３２　トップシールド層
　４１　フォトレジストマスク
　５１　イオンビーム蒸着システム
　５２　ビーム照射装置
　５３　回転カルーセル
　５４　基板ホルダ
　６１　蒸着装置
　６２　基板ホルダ
　６３　シャッタ
　６４　スリット
　ＩＢ　イオンビーム
　Ｔ　ターゲット

Claims (17)

  1. 　磁気抵抗素子の対向する２つの接合壁面の側方に、前記素子にバイアス磁界を付与するフィールド領域を有し、前記フィールド領域はさらに結晶ｃ軸をもった磁性粒を有する第１と第２の磁性層を含み、
    　前記第１の磁性層は、前記フィールド領域に前記接合壁面に隣接して配置され、前記第１の磁性層の結晶ｃ軸は整列されて膜面内でＡＢＳ面に沿って配向されていて、
    　前記第２の磁性層は、前記フィールド領域に前記第１の磁性層に隣接して配置され、前記第２の磁性層の結晶ｃ軸方向は面内ランダムに分布されていることを特徴とする磁気センサ積層体。
  2. 　前記第１および第２の磁性層は、Ｃｏ－Ｐｔ、Ｃｏ－Ｃｒ－Ｐｔおよびこれらの合金群から選択される六方晶構造（ｈｃｐ）を有する合金によって形成されていることを特徴とする請求項１に記載の磁気センサ積層体。
  3. 　前記第１の磁性層は、Ｆｅ－Ｐｔ、Ｃｏ－Ｐｔおよびこれらの合金群から選択される面心正方晶構造（ｆｃｔ）の合金によって形成され、
    　前記第２の磁性層は、Ｃｏ－Ｐｔ、Ｃｏ－Ｃｒ－Ｐｔおよびこれらの合金群から選択される六方晶構造を有する合金によって形成されていることを特徴とする請求項１に記載の磁気センサ積層体。
  4. 　前記フィールド領域および前記接合壁面には、Ｃｒ、Ｃｒ－Ｍｏ、Ｃｒ－Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗおよびこれらの合金群から選択される体心立方晶構造（ｂｃｃ）の合金の下地層を備え、
    　前記下地層は、前記フィールド領域において３～８ｎｍ、前記接合壁面において３ｎｍ未満の厚さを有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の磁気センサ積層体。
  5. 　前記フィールド領域および前記接合壁面は、ＣｒＢ、ＣｒＴｉＢ、ＭｇＯ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｔｉ、およびこれらの合金群から選択されるシード層を備え、
    　前記シード層は、前記フィールド領域において厚さ１ｎｍ未満、前記接合壁面において厚さ０．５～２ｎｍを有することを特徴とする請求項４に記載の磁気センサ積層体。
  6. 　前記フィールド領域および前記磁気抵抗素子は、Ｃｒ、Ｒｕ、Ｔａ、Ｔｉおよびこれらの合金群ならびにＣから選択されるキャッピング層で覆われていることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の磁気センサ積層体。
  7. 　前記フィールド領域および前記接合壁面は絶縁層を備え、
    　前記絶縁層は、前記フィールド領域において２～１０ｎｍの厚さ、前記接合壁面において２～５ｎｍの厚さを有することを特徴とする請求項４から６のいずれか１項に記載の磁気センサ積層体。
  8. 　前記絶縁層の下および前記キャッピング層の上に、軟磁性体からなるシールド層を備えることを特徴とする請求項７に記載の磁気センサ積層体。
  9. 　基板上に配置した磁気抵抗素子の対向する２つの接合壁面の側方のフィールド領域に、前記素子にバイアス磁界を与えるためのハードバイアス積層体を成膜する磁気センサ積層体の成膜方法であって、
    　前記ハードバイアス積層体を成膜する工程は、
    　前記基板の法線から成膜角度θ1（θ1＝０～２５度）で、下地層を成膜する手順と、
    　前記基板の法線から成膜角度θ2（θ2＝５０～９０度）で、第１の磁性層を成膜する手順と、
    　前記基板の法線から成膜角度θ3（θ3＝０～２５度）で、第２の磁性層を成膜する手順と、
    　前記基板の法線から成膜角度θ4（θ4＝０～４５度）で、キャッピング層を成膜する手順と、
    を有することを特徴とする磁気センサ積層体の成膜方法。
  10. 　前記第１の磁性層は、前記磁気抵抗素子の接合壁面と平行な細長いターゲットの下で、前記基板を一定の速度で直線的に移動させて、前記素子の接合壁面の一方の面に成膜し、
    　次いで、前記基板をその中央垂直軸を中心に１８０度回転させ、前記ターゲットの下で前記基板を一定の速度で直線的に移動させて、前記接合壁面の他方の面に成膜することを特徴とする請求項９に記載の磁気センサ積層体の成膜方法。
  11. 　前記下地層、前記第２の磁性層および前記キャッピング層は、前記ターゲットの下で、前記基板を一定の速度で直線的に移動させて、一方のフィールド領域に成膜し、
    　前記基板をその中央垂直軸を中心に１８０度回転させ、前記ターゲットの下で、前記基板を一定の速度で直線的に移動させて、他方のフィールド領域に成膜することを特徴とする請求項１０に記載の磁気センサ積層体の成膜方法。
  12. 　イオンビーム蒸着法により前記ハードバイアス積層体を成膜することを特徴とする請求項９から１１のいずれか１項に記載の磁気センサ積層体の成膜方法。
  13. 　前記基板上に複数の磁気抵抗素子が配置され、該複数の磁気抵抗素子の前記ハードバイアス積層体を同一の工程で成膜することを特徴とする請求項９から１２のいずれか１項に記載の磁気センサ積層体の成膜方法。
  14. 　基板上に配置した磁気抵抗素子の対向する２つの接合壁面の側方のフィールド領域に、前記素子にバイアス磁界を与えるためのハードバイアス積層体を成膜する磁気センサ積層体の成膜制御プログラムであって、
    　前記ハードバイアス積層体を積層する成膜装置に、
    　前記基板の法線から成膜角度θ1（θ1＝０～２５度）で、下地層を成膜するステップと、
    　前記基板の法線から成膜角度θ2（θ2＝５０～９０度）で、第１の磁性層を成膜するステップと、
    　前記基板の法線から成膜角度θ3（θ3＝０～２５度）で、第２の磁性層を成膜するステップと、
    　前記基板の法線から成膜角度θ4（θ4＝０～４５度）で、キャッピング層を成膜するステップと、
    を実行させることを特徴とする磁気センサ積層体の成膜制御プログラム。
  15. 　前記成膜装置が前記磁気抵抗素子の接合壁面と平行な細長いターゲットを備え、
    　前記第１の磁性層を成膜するステップは、前記ターゲットの下で、前記基板を一定の速度で直線的に移動させて、前記素子の接合壁面の一方の面に成膜するステップと、
    　次いで、前記基板をその中央垂直軸を中心に１８０度回転させ、前記ターゲットの下で前記基板を一定の速度で直線的に移動させて、前記接合壁面の他方の面に成膜するステップと、
    を実行させることを特徴とする請求項１４に記載の磁気センサ積層体の成膜制御プログラム。
  16. 　前記下地層、第２の磁性層およびキャッピング層を成膜するステップは、前記ターゲットの下で、前記基板を一定の速度で直線的に移動させて、一方のフィールド領域に成膜するステップと、
    　前記基板をその中央垂直軸を中心に１８０度回転させ、前記ターゲットの下で、前記基板を一定の速度で直線的に移動させて、他方のフィールド領域に成膜するステップと、
    を実行させることを特徴とする請求項１５に記載の磁気センサ積層体の成膜制御プログラム。
  17. 　請求項１４から１６のいずれか１項に記載の成膜制御プログラムを記録したコンピュータで読み取り可能な記録媒体。
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