(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを有する磁気抵抗効果素子であって、
前記反強磁性層は、厚みが２０ｎｍ以下のＺｘＭｎ１−ｘ（ＺはＰｔ、Ｐｄ、Ｎｉから選ばれた少なくともいずれかであり、０．４≦ｘ≦０．７）からなり、
前記磁化固着層は、前記非磁性中間層側に設けられた強磁性層Ａと前記反強磁性層側に設けられた強磁性層Ｂとからなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性結合されてなり、
前記強磁性層Ａ及びＢの厚みは、それぞれ３ｎｍ以下であり、
前記強磁性層Ｂの磁気膜厚は、前記強磁性層Ａの磁気膜厚よりも薄いことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項２】
非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを有する磁気抵抗効果素子であって、
前記反強磁性層は、厚みが２０ｎｍ以下のＺｘＭｎ１−ｘ（ＺはＩｒ、Ｒｕ、Ｒｈから選ばれた少なくともいずれかであり、０＜ｘ＜０．４）からなり、
前記磁化固着層は、前記非磁性中間層側に設けられた強磁性層Ａと前記反強磁性層側に設けられた強磁性層Ｂとからなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性結合されてなり、
前記強磁性層Ａ及びＢの厚みは、それぞれ３ｎｍ以下であり、
前記強磁性層Ｂの磁気膜厚は、前記強磁性層Ａの磁気膜厚よりも薄いことを特徴とする磁気抵抗効果素子。
【請求項３】
前記強磁性層Ｂの磁気膜厚は、前記強磁性層Ａの磁気膜厚の０．７倍以上０．９倍以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項４】
前記反強磁性層の最密面ピークのロッキングカーブ半値幅が８°以下となるように最密面が配向してなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項５】
前記磁化固着層、前記非磁性中間層及び前記磁化自由層の厚みの合計は、１４ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項６】
前記磁気結合層の厚みは、０．８ｎｍよりも大きく１．２ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項７】
前記磁気結合層の平均表面粗さは、磁気結合層の厚みよりも小さいことを特徴とする請求項１〜６のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項８】
前記磁化自由層の厚みは、２ｎｍ以上で５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項９】
基板側から順次、前記反強磁性層、前記磁化固着層、前記非磁性中間層、前記磁化自由層及び保護膜が形成されてなることを特徴とする請求項１〜８のいずれ１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１０】
基板側から順次、前記磁化自由層、前記非磁性中間層、前記磁化固着層、及び前記反強磁性層が積層されてなることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１１】
基板側から順次、反強磁性層、磁化固着層、非磁性中間層、磁化自由層、非磁性中間層、磁気固着層、及び反強磁性層が形成されてなることを特徴とする請求項１〜８のいずれ１つに記載の磁気抵抗効果素子。
【請求項１２】
請求項１〜１１のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子を備えたことを特徴とする磁気ヘッド。
【請求項１３】
下側磁気シールド層と、
前記下側磁気シールド層上に設けられた下側再生磁気ギャップ層と、
前記下側再生磁気ギャップ層の上に設けられた請求項１〜１１のいずれか１つに記載の磁気抵抗効果素子と、
前記磁気抵抗効果素子上に設けられた上側再生磁気ギャップ層と
前記上側磁気ギャップ層の上に設けられた上側磁気シールド層と、
を具備することを特徴とする磁気ヘッド。
【請求項１４】
感磁部における前記下側再生磁気ギャップ層の表面の凹凸が前記磁気結合層の膜厚よりも小さいことを特徴とする請求項１３記載の磁気ヘッド。
【請求項１５】
前記磁化自由層を膜厚方向にみた中心から前記非磁性中間層を介して前記上側磁気シールド層と前記下側磁気シールド層のいずれか一方に至る距離をＤ１、前記磁化自由層を膜厚方向にみた中心から前記非磁性中間層を介さずに前記上側磁気シールド層と前記下側磁気シールド層のいずれか他方に至る距離をＤ２としたときに、Ｄ１＞Ｄ２であることを特徴とする請求項１３または１４に記載の磁気ヘッド。
【請求項１６】
前記上側磁気シールド層と共通化されて設けられた下側磁極と、
前記下側磁極上に設けられた記録磁気ギャップ層と、
前記記録磁気ギャップ層上に設けられた上側磁極と、
を有する記録ヘッドをさらに備えたことを特徴とする請求項１３〜１５のいずれか１つに記載の磁気ヘッド。
【請求項１７】
請求項１２〜１６のいずれか１つに記載の磁気ヘッドを有するヘッドスライダと、
前記ヘッドスライダが搭載されたサスペンションを有するアームと、
を具備することを特徴とする磁気ヘッドアッセンブリ。
【請求項１８】
磁気記録媒体と、
請求項１７記載の磁気ヘッドアッセンブリと、
を具備することを特徴とする磁気記録装置。
【請求項１９】
信号磁界を検出するための電流により発生する磁界が前記強磁性層Ｂの磁化方向とほぼ同じ方向となるように、前記信号磁界を検出するための前記電流を前記磁気抵抗効果素子に供給することを特徴とする請求項１８記載の磁気記録装置。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置に関し、より詳細には、本発明は、高感度且つ高信頼性を有するスピンバルブ膜を用いた磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、磁気記録媒体の小型・大容量化が進められていることから、大きな出力が取り出せる磁気抵抗効果（ＭＲ）を利用した磁気ヘッド（ＭＲヘッド）への期待が高まっている。このようなＭＲヘッドの基本構成要素となるＭＲ膜としては、特に磁性層／非磁性層／磁性層のサンドイッチ構造の磁性多層膜を有し、一方の磁性層に交換バイアスを及ぼして磁化を固定しておき（「磁化固着層」、「固着層」あるいは「ピン層」などと称される）、他方の磁性層を外部磁界により磁化反転させ（「感磁層」あるいは「フリー層」などと称される）、これら２つの磁性層の磁化方向の相対的な角度変化により巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示すスピンバルブ膜が注目されている。
【０００３】
他のＭＲ膜としては、ＮｉＦｅ合金などからなる異方性磁気抵抗効果膜（ＡＭＲ膜）や人工格子膜などが知られている。スピンバルブ膜のＭＲ変化率は、人工格子膜に比べると小さいものの４％以上であり、ＡＭＲ膜と比較すると十分に大きい。さらに、スピンバルブ膜は低磁場で磁化を飽和させることができることからＭＲヘッドに適している。このようなスピンバルブ膜を用いたＭＲヘッドには、実用上大きな期待が寄せられている。すなわち、磁気ディスクなどの磁気記録において、記録密度の高密度化を進めるのには、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を用いた高感度な磁気ヘッド、即ちＧＭＲヘッドが必要不可欠となっている。
【０００４】
初期のＧＭＲヘッドは、磁化自由層（フリー層）、非磁性中間層、磁化固着層（ピン層）および反強磁性層からなるスピンバルブ膜をＧＭＲ素子として用いたものである。しかしながら、記録のトラック幅を狭めて高密度化を行うのに不可欠な感度の向上を図るために、磁化自由層の膜厚を減らすと、磁化固着層からの漏洩磁界が動作点のシフトをもたらすようになり、このシフト量を歩留まりよく電流磁界によって補正することが困難となる。
【０００５】
一方、磁化固着層を磁気結合層を介して反強磁性結合する２層の強磁性層で構成した、いわゆる積層フェリ固着層（以後、「ＳｙＡＦ」、「シンセティックＡＦ」または「反強磁性固着層」と称する）が提案されている（特開平７−１６９０２６号公報）。この反強磁性固着層では漏洩磁界を原理的には動作点をゼロにできるので、動作点の確保が容易である。
【０００６】
即ち、この磁化固着層の２つの強磁性層の非磁性中間層側を強磁性層Ａ、反強磁性層側を強磁性層Ｂとすると、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚、即ち膜厚×飽和磁化が等しいＳｙＡＦでは、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの漏洩磁界は互いに打ち消し合うので漏洩磁界は実質的にゼロとなり、また磁化固着層が磁界には感応しなくなるために、固着磁化の安定性が反強磁性層の交換バアイスが消失するブロッキング温度Ｔｂ近傍まで良好であるなど、大きなメリットを有する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、従来提案されているこれらの磁気抵抗効果素子においては、種々の問題があった。
【０００８】
まず、第１に、感度を向上させるためにフリー層を薄膜化すると、センス電流通電時のバイアスポイント設計が困難となるという問題があった。
【０００９】
第２に、ブロッキング温度（Ｔｂ）以上の温度においてＳｙＡＦの磁化は不安定になるので、静電放電（ＥＳＤ）電流がＧＭＲ素子に流入すると瞬間的に固着層がＴｂ以上の温度に加熱され、磁化の固着が乱れてしまうという問題が生ずる。  第３に、磁化の固着を行うためには、Ｔｂ以上まで温度を上げて、しかもＳｙＡＦを構成する磁気結合層を介しての反強磁性結合磁界を上回る強い磁界（通常数ｋＯｅ以上）を加えることが必要である。このため、反強磁性層としてＴｂの高い反強磁性体を用い、磁化の固着のためにＴｂ以上まで温度を上げると、ＳｙＡＦの磁気結合層と隣接する強磁性層との間に拡散を生じて反強磁性結合が低下する、という問題がある。
【００１０】
第４に、温度上昇させた状態で磁気結合層を介しての反強磁性結合磁界を上回る強い磁界（特開平９−１６９２０号公報では１５ｋＯｅ）を加えるために、巨大な磁化固着熱処理装置が必要となる。
【００１１】
第５に、ピン層において反強磁性的に結合された２つ強磁性層の磁気膜厚を異ならせた非対称構造のＳｙＡＦにすると、外部磁界に感応するために磁化固着は容易になるが、その反面で対称ＳｙＡＦの優れた耐熱性が失われることになるので、今後の高密度記録において必要とされる磁気ヘッドの耐熱性の要件、即ち２００℃前後で磁化固着が安定であること、を満たすのが困難となるという問題が生ずる。また、漏洩磁界の発生を伴うことになるので、動作点の確保の対策も必要となるという問題も生ずる。
【００１２】
第６に、ＳｙＡＦが対称系であっても非対称系であっても、磁気結合層と強磁性層Ｂが低抵抗であるため、センス電流の分流を生じてＧＭＲ素子としての抵抗変化率を低下させてしまうという問題点もある。
【００１３】
さらに、以上列挙した６つの問題点に加えて、（１）耐熱性が悪い（特に初期プロセスアニールに対して）、（２）再生感度のより一層の向上を図る上でＭＲ変化率が不足している、（３）比較的大きなＭＲ変化率が得られるＣｏＦｅ合金層単層で感磁層を構成した場合に磁歪制御ができず、良好な軟磁気特性が得られない、などの問題もあった。
【００１４】
本発明は、上述した種々の課題の認識に基づいてなされたものである。すなわち、その目的は、バイアスポイントの設計が容易で、高感度且つ高信頼性を有する磁気抵抗効果素子、磁気ヘッド、磁気ヘッドアセンブリ及び磁気記録装置を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明の磁気抵抗効果素子は、非磁性スペーサ層と、前記非磁性体スペーサ層によって互いに分離された第１の強磁性体層と第２の強磁性体層と、を備え、前記第１の強磁性体層は、印加磁界がゼロの時に前記第２の強磁性体層の磁化方向に対してある角度を成す磁化方向を有し、前記第２の強磁性体層は、相互に反強磁性的に結合された一対の強磁性体膜と、前記一対の強磁性体膜を分離しつつこれらを反強磁性的に結合する結合膜とを含む磁気抵抗効果素子であって、前記第２の強磁性体層中の前記一対の強磁性体膜のいずれか一方の磁化を所望の方向に維持する手段と、前記第１の強磁性体層と前記非磁性スペーサ層とが接する膜面と反対側の面にて第１の強磁性体層に接する非磁性高導電層と、を有することを特徴とする。
【００１６】
上記構成により、良好なバイアスポイントを維持しつつ、極めて感度の高い磁気抵抗効果素子を実現することができる。
【００１７】
上記構成の望ましい実施の形態として、前記非磁性高導電層は、バルク状態の室温での比抵抗の値が１０μΩｃｍ以下である元素を含有することにより、低Ｈｃｕ実現、および極薄フリー層におけるスピンフィルター効果による高ＭＲ変化率の実現が可能となる。
【００１８】
また、高密度記録用、および非磁性高導電層によるスピンフィルター効果によるＭＲ変化率上昇の効果を実現するのに適した構成として、前記第１の強磁性体層の膜厚は０．５ｎｍ以上４．５ｎｍ以下であることを特徴とする。
【００１９】
また、正信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ１と、負信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ２とにより表される波形非対称性（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋Ｖ２）が、マイナス０．１以上プラス０．１以下となるように、前記非磁性高導電層の膜厚と前記第２の強磁性体層の膜厚とを設定したことを特徴とする。波形非対称性をマイナス０．１以上プラス０．１以下にするためには、必ずしもＳｙＡＦを採用する必要はなく、単層のピン層を用いても良い。その場合、３．６ｎｍＴ以下で、０．５ｎｍＴ以上の磁気膜厚の単層ピン層を用いることが望ましい。３．６ｎｍＴ以上では上記した非対称性を満足することが困難であり、０．５ｎｍＴ以下ではＭＲ変化率が著しく小さくなるからである。
【００２０】
また、前記非磁性高導電層の膜厚をｔ（ＨＣＬ）（ここでは、比抵抗１０μΩｃｍのＣｕ層で換算した）、前記第２の強磁性体層中の前記一対の強磁性体膜の膜厚を１Ｔの飽和磁化で換算した磁気膜厚をそれぞれｔｍ（ｐｉｎ１）、ｔｍ（ｐｉｎ２）（ｔｍ（ｐｉｎ１）＞ｔｍ（ｐｉｎ２）とする）としたときに、０．５ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）≦４ｎｍ、且つｔ（ＨＣＬ）≧０．５ｎｍを満足することを特徴とする。この関係を満足すれば、ｔｍ（ｐｉｎ２）＝０すなわち単層のピン層を用いても良い。上記関係を満足することにより、波形非対称性がマイナス０．１以上でプラス０．１以下となり、且つ高ＭＲが実現できる。
【００２１】
また、前記第１の強磁性体層は、その膜厚と飽和磁化との積である磁気膜厚が５ｎｍＴ未満であることを特徴とする。
【００２２】
また、前記非磁性高導電層は、低Ｈｉｎ実現という条件を兼ね備えるのに有利となる銅（Ｃｕ）、金（Ａｕ）、銀（Ａｇ）、ルテニウム（Ｒｕ）、イリジウム（Ｉｒ）、レニウム（Ｒｅ）、ロジウム（Ｒｈ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、アルミニウム（Ａｌ）、オスミウム（Ｏｓ）及びニッケル（Ｎｉ）よりなる群から選ばれる少なくとも一種の金属元素を含む金属膜であることを特徴とする。
【００２３】
また、低Ｈｉｎおよび軟磁性特性制御のために、前記非磁性高導電層は、少なくとも２層以上の膜を積層した積層膜から形成されることを特徴とする。
【００２４】
この積層膜を用いる場合にも、必ずしもＳｙＡＦを採用する必要はなく、単層のピン層を用いても良い。その場合、３．６ｎｍＴ以下で、０．５ｎｍＴ以上の磁気膜厚の単層ピン層を用いることが望ましい。３．６ｎｍＴ以上では上記した非対称性を満足することが困難であり、０．５ｎｍＴ以下ではＭＲ変化率が著しく小さくなるからである。
【００２５】
また、前記積層膜のうちで前記第１の強磁性体層に接する膜が、高ＭＲ変化率、低Ｈｃｕ実現、軟磁性実現のために特に優れた材料として銅（Ｃｕ）を含むことを特徴とする。
【００２６】
また、前記積層膜のうちで前記第１の強磁性体層に接しない膜が、低Ｈｉｎ、低Ｈｃｕ、および軟磁性制御に特に優れた材料として、ルテニウム（Ｒｕ）、レニウム（Ｒｅ）、ロジウム（Ｒｈ）、パラジウム（Ｐｄ）、白金（Ｐｔ）、イリジウム（Ｉｒ）及びオスミウム（Ｏｓ）よりなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を含むことを特徴とする。
【００２７】
また、低Ｈｃｕ、高ＭＲ変化率の実現のために、前記非磁性高導電層の膜厚は０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下であることを特徴とする。
【００２８】
また、低Ｈｉｎ、高ＭＲ変化率を実現するために、前記第１の強磁性体層と反対側の面において前記非磁性高導電層と接して、タンタル（Ｔａ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）、タングステン（Ｗ）、ハフニウム（Ｈｆ）及びモリブデン（Ｍｏ）よりなる群から選ばれた少なくとも一種の元素を含む層を有することを特徴とする。
【００２９】
また、高ＭＲ変化率と、軟磁性実現のために、前記第１の強磁性体層は、ニッケル鉄（ＮｉＦｅ）を含む合金層とコバルト（Ｃｏ）を含む層との積層膜からなることを特徴とする。
【００３０】
また、高ＭＲ変化率と、軟磁性実現のために、前記第１の強磁性体層は、コバルト鉄（ＣｏＦｅ）を含む合金層からなることを特徴とする。
【００３１】
また、前記第２の強磁性体層の磁化固着のために、前記第２の強磁性体層を所望の方向に維持する手段として、反強磁性体層を用いることを特徴とする。第２の強磁性体層は、ＳｙＡＦであることが望ましいが、単層の強磁性体層でも良い。単層の場合には、その磁気膜厚が０．５ｎｍＴ以上で３．６ｎｍＴ以下であることが望ましい。
【００３２】
また、プロセス熱処理後でも高ＭＲ変化率実現のために、前記反強磁性体層の材料として、ＸｚＭｎ１−ｚ（ここでＸは、イリジウム（Ｉｒ）、ルテニウム（Ｒｕ）、ロジウム（Ｒｈ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）及びレニウム（Ｒｅ）よりなる群から選ばれる少なくとも一種の元素とし、組成比ｚは、５原子％以上４０原子％以下である）を用いたことを特徴とする。この場合にも、必ずしもＳｙＡＦを採用する必要はなく、単層のピン層を用いても良い。その場合、３．６ｎｍＴ以下で、０．５ｎｍＴ以上の磁気膜厚の単層ピン層を用いることが望ましい。３．６ｎｍＴ以上では上記した非対称性を満足することが困難であり、０．５ｎｍＴ以下ではＭＲ変化率が著しく小さくなるからである。
【００３３】
また、高ＭＲ変化率を維するために、前記反強磁性層の材料として、ＸｚＭｎ１−ｚ（ここでＸは、白金（Ｐｔ）及びパラジウム（Ｐｄ）よりなる群から選ばれた少なくとも一種の元素とし、組成比ｚは、４０原子％以上６５原子％以下である）を用いたことを特徴とする。この場合にも、必ずしもＳｙＡＦを採用する必要はなく、単層のピン層を用いても良い。その場合、３．６ｎｍＴ以下で、０．５ｎｍＴ以上の磁気膜厚の単層ピン層を用いることが望ましい。３．６ｎｍＴ以上では上記した非対称性を満足することが困難であり、０．５ｎｍＴ以下ではＭＲ変化率が著しく小さくなるからである。
【００３４】
また、高ＭＲ変化率を実現すること、および非磁性高導電層による高ＭＲ変化率の効果をより有効に用いること、および低Ｈｃｕを実現するために、前記非磁性体スペーサ層は、銅（Ｃｕ）を含む金属層からなり、且つその膜厚が１．５ｎｍ以上２．５ｎｍ以下であることを特徴とする。
【００３５】
また、高ＭＲを実現すること、および耐ＥＳＤ特性やピン固着層の耐熱性を向上させることを目的として、前記反強磁性的に結合された前記一対の強磁性体膜は、それらの膜厚が等しいかまたは前記非磁性スペーサ側に接する強磁性体膜の方が厚く、且つ、前記一対の強磁性体膜は、それぞれの膜厚と飽和磁気との積である磁気膜厚の差が０ｎｍＴ以上２ｎｍＴ以下であることを特徴とする。
【００３６】
また、前記一対の強磁性体膜を反強磁性体的に結合する前記結合膜は、ルテニウム（Ｒｕ）からなり、且つその膜厚が０．８ｎｍ以上１．２ｎｍ以下であることを特徴とする。
【００３７】
一方、本発明の第１の発明の磁気抵抗効果ヘッドは、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気抵抗効果膜に電流を供給するための一対の電極を有する磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中間層側に配置された強磁性層Ａと前記反強磁性層側に配置された強磁性層Ｂとからなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強磁性層は最密面ピークのロッキングカーブ半値幅が８゜以下となるように最密面が配向されてなることを特徴とする磁気抵抗効果ヘッドである。
【００３８】
本発明の第２の発明の磁気抵抗効果ヘッドは、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気抵抗効果膜に電流を供給するための一対の電極を有する磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中間層側に配置された強磁性層Ａと前記反強磁性層側に配置された強磁性層Ｂとからなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強磁性層は膜厚が２０ｎｍ以下であり、２００℃における前記強磁性層Ｂとの交換結合定数Ｊが０．０２ｅｒｇ／ｃｍ２  以上であることを特徴とする磁気抵抗効果ヘッドである。
【００３９】
本発明の第３の発明の磁気抵抗効果ヘッドは、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを有する巨大磁気抵抗効果膜、および前記巨大磁気抵抗効果膜に電流を供給するための一対の電極を有する磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中間層側に配置された強磁性層Ａと前記反強磁性層側に配置された強磁性層Ｂとからなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性結合されてなり、前記反強磁性層は膜厚が２０ｎｍ以下であり、かつＺｘ  Ｍｎ１−ｘ  （ＺはＩｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｃｏ、Ｎｉから選ばれた少なくとも１主であり、０＜ｘ＜０．４）、Ｚｘ  Ｍｎ１−ｘ  （ＺはＰｔ、Ｐｄ、Ｎｉから選ばれた少なくとも１種であり、０．４≦ｘ≦０．７）、またはＺｘ  Ｃｒ１−ｘ  （ＺはＭｎ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｒｕから選ばれた少なくとも１種、０＜ｘ＜１）の少なくともいずれか１種を含むことを特徴とする磁気抵抗効果ヘッドである。
【００４０】
本発明の第４の発明の磁気抵抗効果ヘッドは、非磁性中間層を介して配置された少なくとも一対の磁化固着層・磁化自由層と前記磁化固着層に積層された前記磁化固着層の磁化を固着するための反強磁性層とを有する巨大磁気抵抗効果膜、前記巨大磁気抵抗効果膜に電流を供給するための一対の電極、および前記巨大磁気抵抗効果膜に対する一対の縦バイアス層を有する磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記磁化固着層は前記非磁性中間層側の強磁性層Ａと前記反強磁性層側の強磁性層Ｂからなる一対の強磁性層が磁気結合層を介して反強磁性結合されてなり、前記一対の電極は前記縦バイアス層の間隔よりも狭い電極間隔を有することを特徴とする磁気抵抗効果ヘッドである。
【００４１】
なお、上述した第１乃至第４の磁気抵抗効果ヘッドの構成は、そのまま磁気抵抗効果素子の構成として適用することもできる。
【００４２】
また本発明の磁気ディスクドライブ装置は、上記の本発明の磁気抵抗効果ヘッドを具備したことを特徴とするものである。そして本出願の磁気ディスクドライブ装置の発明は、上記の本発明の磁気抵抗効果ヘッドの前記磁気抵抗効果素子に電流を供給することにより発生する磁界を用いて、前記磁化固着層の磁化を所定の方向に固着させる機構を有することを特徴とするものである。
【００４３】
さらに本発明の磁気抵抗効果ヘッドの製造方法は、前記巨大磁気抵抗効果膜の成膜後であって、パターンニングを行う前に、前記強磁性層Ａと前記強磁性層Ｂに対し、磁界中熱処理を行って磁化の方向を所定の方向に固着させることを特徴とするものである。
【００４４】
一方、本発明の他の形態に基づく磁気抵抗効果素子は、少なくとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介して配置された少なくとも２層の磁性層とを有するスピンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、前記スピンバルブ膜は、前記磁性層の前記非磁性中間層とは反対側の面と接する複数の金属膜の積層膜からなる磁気抵抗効果向上層と、前記磁気抵抗効果向上層の前記磁性層とは反対側の面と接する下地機能または保護機能を有する非磁性層とを有し、かつ前記磁気抵抗効果向上層のうち前記磁性層と接する金属膜を主として構成する元素は、前記磁性層を主として構成する元素と非固溶であることを特徴としている。
【００４５】
または、本発明の磁気抵抗効果素子は、少なくとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介して配置された少なくとも２層の磁性層とを有するスピンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、前記スピンバルブ膜は、前記磁性層の前記非磁性中間層とは反対側の面と接する金属の単層膜または積層膜からなる磁気抵抗効果向上層を有し、かつ前記磁気抵抗効果向上層を主として構成する元素は、前記磁気抵抗効果向上層が接する前記磁性層を主として構成する元素と非固溶であると共に、前記磁気抵抗効果向上層は少なくとも貴金属系の合金層を有することを特徴としている。
【００４６】
または、本発明の磁気抵抗効果素子は、少なくとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介して配置された少なくとも２層の磁性層とを有するスピンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、少なくとも１層の前記磁性層は、複数の金属の積層膜および合金層の少なくとも一方を有する磁気抵抗効果向上層を介して配置されると共に、磁気的に結合された複数の強磁性膜を有し、かつ前記磁気抵抗効果向上層を主として構成する元素は、前記磁気抵抗効果向上層が接する前記強磁性膜を主として構成する元素と非固溶であることを特徴としている。
【００４７】
ここで、上記した３種の磁気抵抗効果素子において、磁気抵抗効果向上層は例えば磁性層との界面、積層膜内の界面、下地層や保護層としての非磁性層との界面などで、効果の一例として電子の鏡面反射効果を示すものであり、これによりスピンバルブ膜の磁気抵抗効果を向上させるものである。また、フリー層が薄くなった場合には、ここでの磁気抵抗効果向上層は前述した非磁性高導電層として作用し、極薄フリー層と非磁性高導電層の界面を非固溶な材料の組み合わせにより形成することによって、電子のｄｉｆｆｕｓｉｖｅな散乱を解消し、アップスピンの透過率を向上させることによって、高いＭＲ変化率を維持することができる。非固溶な界面なので、熱処理などによっても界面が安定で、ＭＲ変化率の低下を解消することができる。本発明における磁気抵抗効果向上層は、鏡面反射効果のみに基づくものではなく、後に詳述するように、さらにスピンバルブ膜の結晶微細構造の制御や磁歪の低減による磁気抵抗効果の向上などももたらすものである。
【００４８】
また、上記した３種の磁気抵抗効果素子において、磁気抵抗効果向上層の具体的な構成としては、磁気抵抗効果向上層が接する磁性層がＣｏまたはＣｏ合金からなる場合、Ｃｕ、ＡｕおよびＡｇから選ばれる少なくとも１種の元素を含むことを特徴としている。また、磁気抵抗効果向上層が接する磁性層がＮｉ合金からなる場合、Ｒｕ、ＡｇおよびＡｕから選ばれる少なくとも１種の元素を含むことを特徴としている。磁気抵抗効果向上層にはＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｈｆ、Ｐｄ、Ｉｒなどの元素を含むものを適用することができる。
【００４９】
磁気抵抗効果向上層に合金層を適用する場合、それを構成する合金としてはＡｕＣｕ合金、ＰｔＣｕ合金、ＡｇＰｔ合金、ＡｕＰｄ合金、ＡｕＡｇ合金などが例示される。また、磁気抵抗効果向上層に積層膜を適用する場合、積層膜は互いに固溶の関係にある複数の金属膜を有することが好ましい。ただし、非固溶の関係にある複数の金属膜の積層膜を用いることも可能である。
【００５０】
さらに、上記した３種の磁気抵抗効果素子においては、磁性層と非固溶の関係を有する金属膜の積層膜や合金層を磁気抵抗効果向上層として用い、これを磁性層と接して配置している。また、フリー層が薄くなった場合には、ここでも磁気抵抗効果向上層は前述した非磁性高導電層として作用し、極薄フリー層と非磁性高導電層の界面を非固溶な材料の組み合わせにより形成することによって、電子のｄｉｆｆｕｓｉｖｅな散乱を解消し、アップスピンの透過率を向上させることによって、高いＭＲ変化率を維持することができる。非固溶な界面なので、熱処理などによっても界面が安定で、ＭＲ変化率の低下を解消することができる。これら磁気抵抗効果向上層と磁性層との界面は、非固溶の関係に基づいて組成急俊性に優れ、さらにこの状態は熱プロセス後においても保たれる。従って、磁気抵抗効果向上層は鏡面反射膜（界面反射膜）として有効に機能させることができ、磁気抵抗効果素子の特性向上に大きく寄与する。この磁気抵抗効果特性の向上効果は熱プロセス後においても失われないため、耐熱性に優れた磁気抵抗効果素子を提供することができる。言い換えると、従来のスピンバルブ膜ではプロセスアニールにより界面での拡散やミキシングにより損われていたＭＲ特性が、本発明によればプロセスアニール後においても良好に保つことができる。
【００５１】
上述したような本発明の磁気抵抗効果素子の変形例としては、少なくとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介して配置された少なくとも２層の磁性層と、前記磁性層のうち少なくとも１層の磁化を固着する反強磁性層とを有するスピンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、前記反強磁性層は、複数の金属の積層膜および合金層の少なくとも一方を有する磁気抵抗効果向上層と接して配置されており、かつ前記磁気抵抗効果向上層を主として構成する元素は、前記反強磁性層を主として構成する元素と非固溶である磁気抵抗効果素子が挙げられる。
【００５２】
他の変形例としては、少なくとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介して配置された少なくとも２層の磁性層と、前記磁性層のうち少なくとも１層の磁化を固着する反強磁性層とを有するスピンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、前記反強磁性層は、複数の金属の積層膜および合金層の少なくとも一方を有する磁気抵抗効果向上層と接して配置されており、かつ前記磁気抵抗効果向上層はＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＰｄおよびＩｒから選ばれる少なくとも１種の元素を含む磁気抵抗効果素子が挙げられる。
【００５３】
本発明における磁気抵抗効果向上層は、鏡面反射膜、安定な界面によるフリー層が薄い場合の高ＭＲ維持としての効果のみならず、膜微細構造の制御に基づく磁気抵抗効果の向上や、ＣｏＦｅ合金などのＣｏ系磁性材料からなる感磁層の磁歪制御に対しても有効に機能する。例えば、Ｃｕ下地層単独では例えばＣｏＦｅ合金の格子間隔が小さくなりすぎ、一方Ａｕ下地層単独ではＣｏＦｅ合金の格子間隔が大きくなりすぎる。これに対して、上述したような積層膜や合金層を用いることによって、感磁層としてのＣｏやＣｏＦｅ合金などのＣｏ系磁性材料を低磁歪に有効な格子間隔、すなわちｄ（１１１）格子間隔を０．２０５５〜０．２０８５ｎｍの範囲とすることができる。このような磁歪制御によっても、磁気抵抗効果特性が向上する。
【００５４】
さらに、スピンバルブ膜の特性向上を図る上で、結晶粒界による原子拡散の抑制なども有効である。結晶粒界での原子拡散を抑えるためには、スピンバルブ膜の結晶粒界を粗大化し、結晶粒界密度を下げることが好ましい。また、結晶粒界が存在したとしても通常の結晶粒界ではなく、ほとんど面内配向のずれがない、いわゆるサブグレインバウンダリである疑似的な単結晶膜ともいうべき構造であることが望ましい。このようなサブグレインバウンダリの一例としては、小傾角粒界などが挙げられる。本発明の磁気抵抗効果向上層は、このような小傾角粒界の形成に対しても効果的であり、上述したような金属膜の積層膜や合金層からなる磁気抵抗効果向上層を適用することによって、スピンバルブ膜をｆｃｃ（１１１）配向させ、かつ膜面内における結晶粒間の結晶配向方向のずれを３０度以内とすることができる。このようなスピンバルブ膜の結晶粒制御によっても、磁気抵抗効果特性が向上する。
【００５５】
または、本発明の磁気抵抗効果素子は、上述したＣｏＦｅ合金などの磁歪をＡｕ−Ｃｕ合金やＡｕ／Ｃｕ積層膜で低減する技術に基づくものであり、少なくとも１層の非磁性中間層と、前記非磁性中間層を介して配置された少なくとも２層の磁性層とを有するスピンバルブ膜と、前記スピンバルブ膜にセンス電流を供給する一対の電極とを具備する磁気抵抗効果素子において、前記少なくとも２層の磁性層のうち、外部磁界により磁化方向が変化する磁性層はｆｃｃ（１１１）配向しており、かつｄ（１１１）格子間隔が０．２０５５ｎｍ以上であることを特徴としている。
【００５６】
上述した磁気抵抗効果素子において、磁性層のｄ（１１１）格子間隔は０．２０５５〜０．２０８５ｎｍの範囲であることが好ましい。また、外部磁界により磁化方向が変化する磁性層は、例えばＣｏまたはＣｏ合金からなる。
【００５７】
本発明の磁気ヘッドや磁気記録装置は、上述した本発明の磁気抵抗効果素子を用いたものである。すなわち、本発明の磁気ヘッドは、下側磁気シールド層と、前記下側磁気シールド層上に下側再生磁気ギャップを介して形成された、上記した本発明の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子上に上側再生磁気ギャップを介して形成された上側磁気シールド層とを具備することを特徴としている。
【００５８】
本発明の録再分離型の磁気ヘッドは、下側磁気シールド層と、前記下側磁気シールド層上に下側再生磁気ギャップを介して形成された、上記した本発明の磁気抵抗効果素子と、前記磁気抵抗効果素子上に上側再生磁気ギャップを介して形成された上側磁気シールド層とを有する再生ヘッドと、前記上側磁気シールド層と共通化された下側磁極と、前記下側磁極上に形成された記録磁気ギャップと、前記記録磁気ギャップ上に設けられた上側磁極とを有する記録ヘッドとを具備することを特徴としている。
【００５９】
本発明の磁気ヘッドアッセンブリは、上記した本発明の録再分離型の磁気ヘッドを有するヘッドスライダと、前記ヘッドスライダが搭載されたサスペンションを有するアームとを具備することを特徴としている。また、本発明の磁気記録装置は、磁気記録媒体と、前記磁気記録媒体に磁界により信号を書き込み、かつ前記磁気記録媒体から発生する磁界により信号を読み取る、上記した本発明の録再分離型の磁気ヘッドを備えるヘッドスライダとを具備することを特徴としている。
【００６０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について図面を参照しつつ詳細に説明する。
（第１の実施の形態：フリー層の薄膜化）
最初に、「フリー層の薄膜化」に関する発明の実施の形態について説明する。
【００６１】
ここで、本発明の実施の形態について説明する前に、本実施形態に至る過程で本発明者が認識した「フリー層の薄膜化」に関する課題について詳述する。
【００６２】
磁気抵抗効果素子においては、前述したように、ＭＲ変化率のアップに加えて、フリー層の薄膜化（Ｍｓ＊ｔ積の減少）によって大幅な感度向上が実現できる。おおまかにいうと、フリー層のＭｓ＊ｔ積の大きさに反比例して出力は増大する。しかし、本発明者が独自に行った検討の結果、フリー層の薄膜化に関して、以下の問題が生ずることが判明した。
【００６３】
第１の問題として、センス電流通電時のバイアスポイント設計が困難ということが挙げられる。ヘッド動作時にかかる磁界のすべて足し合わせたときに、トランスファーカーブの線形的な傾きをもっている部分の中央にバイアスポイントがくれば、最適なバイアス状態ということになる。しかしフリー層の膜厚が薄くなると、トランスファーカーブの傾きが急峻になるので、バイアスポイントをトランスファーカーブの線形領域の中央にもってくることが非常に困難になってくる。バイアスポイントが悪くなると、信号のアシメトリ（非対称性）がでてきたり、さらに悪くなると出力レベルが全くとれなくなったりする。
【００６４】
第２の問題として、従来技術でフリー層を極薄化すると、ＭＲ変化率が大幅に低下する問題を生じる。ＭＲ変化率の減少は、再生出力の低下をもたらす。
【００６５】
図７は、以上列挙した２つの問題を説明するための概念図である。すなわち、同図は、磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッドのトランスファーカーブを表し、同図（ａ）はフリー層が厚い場合、同図（ｂ）はフリー層が薄い場合それぞれ表している。上述したように、フリー層が薄くなると、トランスファーカーブの傾きが急峻になり（Ｈｓが小さくなる）、またＭＲ変化率が減少することから、ΔＶが小さくなるという、２つの問題が生じることが図７からわかる。
【００６６】
上記問題のうち、特にバイアスポイントに関する問題は、膜構造が決定されても容易には認識できず、設計上困難を極めた。今回、本発明者はモデル化した計算を実施し、その結果と経験上得られた「ずれ」とを補正することにより、バイアスポイントを判断することができた。以下にバイアスポイントの計算手法について述べる。
【００６７】
バイアスポイントは、フリー層に加わる様々な外部磁界によって、シフトする。このシフトは、１．電流磁界（Ｈｃｕ）、２．ピン層からの静磁界（Ｈｐｉｎ）、３．スペーサを介したピン層からの層間結合磁界（Ｈｉｎ）、４．ハードバイアス膜からの漏洩磁界（Ｈｈａｒｄ）の和として近似することができる。上記１〜４の磁界の中で、４．のハードバイアス磁界は比較的小さい。そこで、本発明者は、上記１〜３の磁界の和に注目して、鋭意検討した。今回用いたバイアスポイントの計算式を以下に示す。
【００６８】
ｂ．ｐ．＝５０×（Ｈｓｈｉｆｔ／Ｈｓ）＋５０        （１−１）
Ｈｓｈｉｆｔ  ＝−Ｈｉｎ＋Ｈｐｉｎ±Ｈｃｕ                        （１−２）
Ｈｓ  ＝Ｈｄｆｒｅｅ  ＋  Ｈｋ          （１−３）
Ｈｄｆｒｅｅ  ＝π２（Ｍｓ＊ｔ）ｆｒｅｅ／ｈ          （１−３−１）
Ｈｐｉｎ  ＝π２（Ｍｓ＊ｔ）ｐｉｎ／ｈ        （１−４）
Ｈｃｕ    ＝２πＣ×Ｉｓ／  ｈ          （１−５）
Ｃ      ＝（Ｉ１  −  Ｉ３）／（Ｉ１  ＋  Ｉ２  ＋Ｉ３）  （１−５−１）
ここで、（１−１）式のｂ．ｐ．が、今回注目するバイアスポイント［％］である。最適バイアスポイントは５０％であり、マージンまで含めると４０〜６０％が使用可能なバイアスポイントといえる。バイアスポイントがこれらの値からはずれると、アシメトリー（非対称性）がでてきたり、もっとひどい場合には出力が全くとれなくなってしまう。
【００６９】
バイアスポイント値とアシメトリーの関係は、バイアスポイントが４０％になったときにはアシメトリーが＋１０％になり、バイアスポイントが６０％になったときには、アシメトリーが−１０％程度になる。後述するように、この計算での最適バイアスポイントは４０〜６０％ではなく、経験上３０〜５０％が最適値となる。
【００７０】
図８は、計算上のバイアスポイント値とヘッドの再生信号波形の関係を示すグラフ図である。３０〜５０％のバイアスポイント値のときには、アシメトリーは比較的小さく、良好な信号波形を示す。ところが、その範囲からはずれたところにバイアスポイントがきてしまうと、図８から分かるようにアシメトリーが大きくなって、実用上用いることができなくなってしまう。
【００７１】
Ｈｓｈｉｆｔは（１−２）式で表されるように、フリー層に加わる各磁界の和［Ｏｅ］である。Ｈｓは図７でも示したように、トランスファーカーブ上での傾きである。
【００７２】
図９は、これらの各磁界の関係を表す説明図である。
【００７３】
Ｈｄｆｒｅｅは、あるＭＲハイト長でのフリー層の反磁界である。ｈは、ＭＲハイト長［μｍ］である。Ｈｐｉｎは、ピン層からフリー層に加わるピン漏洩磁界である。（Ｍｓ＊ｔ）ｆｒｅｅは、フリー層のトータルの飽和磁界Ｍｓと膜厚ｔの積であり、（Ｍｓ＊ｔ）ｐｉｎはピン層のネットのピン層（シンセティックＡＦの場合には上下のピン層の磁気膜厚差分）の飽和磁化と膜厚の積である。
【００７４】
Ｈｃｕは、フリー層に加わる電流磁界であり、Ｉｓは、センス電流［ｍＡ］である。式（１−５−１）における係数Ｃは、フリー層の上下の層に流れる電流分流の比である。
【００７５】
図１０は、各層を流れる電流分流Ｉ１〜Ｉ３を表す概念図である。
【００７６】
ここで説明する計算では、簡単のために、ＡＢＳ面エッジ部の影響や、シールドの影響は考慮されていない。本発明者の行った計算によるバイアスポイントの見積もりと、実際のヘッドととでは、バイアスポイントが約１０％程度、計算のほうがマイナス側にずれることが経験上判明している。最適バイアスポイントのところから、その前後プラスマイナス１０％が使用可能なバイアスポイントということを考慮すると、計算で得られる３０％〜５０％のバイアスポイント値のところが良好なポイントといえる。よって、上に示したような計算で得られたバイアスポイントで３０％〜５０％という値のときには、実用上良好なバイアスポイントが得られたと判断できる。
【００７７】
以下に具体的に今まで知られているスピンバルブ膜を例にとって、上述したバイアスポイント計算式を用いて、問題点を詳しく説明する。
比較例１：通常スピンバルブ（スピンフィルターなし×シンセティックＡＦなし）
Ｔａ５／ＮｉＦｅ２／Ｃｏ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５    （単位はｎｍ）  （１）
上記（１）は、スピンバルブの積層構造を表し、各層を構成する元素と層厚（ｎｍ）を表している。この比較例は、いわゆる従来スピンバルブ膜でフリー層だけを薄くした従来技術の延長上にある膜である。この膜構成においてバイアスポイントを計算した。
【００７８】
上述した（１−１）〜（１−５）式のバイアスポイント式において、特に求めることが困難なのが、（１−５）式の電流磁界である。その理由は、（１−５−１）式の電流分流比Ｃを求めることが困難であるからである。薄膜においては、各層の比抵抗は結晶性、および電流分布等の影響を受けて、バルクの比抵抗値とは著しく値が異なるからである。それをできるだけ実際に則した計算を行うため、今回本発明者は以下のような工夫を行うことにより、電流分流比Ｃを精度よく求めることができた。
【００７９】
各層の比抵抗を求めるために、上記構成のスピンバルブ膜を作製し、ある層の比抵抗を求めたいときには、前後プラスマイナス２ｎｍまで変えた膜を数個作製し、注目する層の膜厚とコンダクタンスの関係を直線で外挿して求めた。そのように求めた理由は、よく用いられる薄膜の単層膜で比抵抗を求める手法では、実際に即した値とはならないからである。結晶性の影響と、電流分布の影響をできるだけ小さくするためには、上下の膜まで実際と同じ材料にして、上述したような微小な膜厚範囲でのコンダクタンス差をみるのが最も精度が良いことが、本発明者の検討によって判明した。
【００８０】
この手法で求めた各層の比抵抗は、結晶性の影響が小さいだけでなく、電流分布の影響をも含んでいるため、単層膜の比抵抗を用いて単純なパラレルコンダクターで求めた（１−５−１）式の電流分流比Ｃよりも、かなり精度がよくなる。この手法の採用によって、従来困難だった電流磁界をより精度をあげて計算でも予想できるようになった。
【００８１】
以上の手法により各層の比抵抗を求めた結果、ＮｉＦｅは２０μΩｃｍ  、ＣｏＦｅは１３μΩｃｍ  、スペーサＣｕは８μΩｃｍ  、ＩｒＭｎは２５０μΩｃｍとなった。ここで、下地のＴａ（タンタル）については膜厚を厚くすると結晶化によって急激に比抵抗が変わり、またキャップＴａについても表面酸化物の影響が大きく正確な値を求めることができなかったため、１００μΩｃｍと仮定した。これらの値を用いて各層の電流分流比を求めて、（１−５）式により電流磁界Ｈｃｕを計算した。
【００８２】
また、Ｈｉｎの値としては、実測値の２５Ｏｅを用いた。Ｈｐｉｎは（１−４）式により求めた。
【００８３】
この膜構成では、ピン層厚が厚いままハイト長が短くなるため、ピン層からフリー層に加わる漏洩磁界Ｈｐｉｎが大きくなり、またフリー層の下側よりも上側に多くの電流が流れるのでフリー層に加わる電流磁界Ｈｃｕも大きい。よって、バイアスポイントの設計手法として考えられるのは、大きなＨｐｉｎを大きな電流磁界Ｈｃｕでキャンセルしてバイアスポイント調整しようすることになる。
【００８４】
センス電流を４ｍＡとしたときに、上記の値を用いて計算したバイアスポイント値の結果を表１に示す。
表１：比較例１の膜の計算で得られたバイアスポイント
ＭＲ  ｈｅｉｇｈｔ
０．３μｍ      ７０％
０．５μｍ      ６１％
０．７μｍ      ５３％
表１からわかるように、ＭＲハイト０．３〜０．５μｍではバイアスポイントは６１〜７０％であり、計算上最適なバイアスポイント値と考えられる値よりもオーバーしている。
【００８５】
図１１は、本比較例におけるバイアスポイントの状態を表す概念図である。すなわち、ＭＲハイトを狭めるとバイアスポイントがアンチフェロ側（５０％よりも大きい側）にシフトしてしまうことが分かる。ＭＲハイトは機械研磨によって行うため、どうしてもばらつきがでてしまう。このようなＭＲハイトのばらつきによって、歩留まりが非常に悪くなってしまうことがわかる。これは定性的にいえば、図１１に表したように、大きなピン漏洩磁界Ｈｐｉｎを大きな電流磁界Ｈｃｕでキャンセルするという非常に不安定な手法でバイアスポイントを調整しようとしていることに起因する。
【００８６】
また、バイアスポイント以外にも本比較例の膜は、さらに本質的な問題を有する。それは、本発明で対象としている極薄フリー層を採用すると、ＭＲ変化率が低下することである。本発明者が実験的に得た事実として、フリー層の膜厚が薄くなるとプロセス熱処理後のＭＲ変化率が極端に劣化することが大きな問題となる。例えば、比較例１の構成では、ａｓ−ｄｅｐｏ（ａｓ−ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ：堆積したままの状態）でＭＲ変化率は１１％程度であるのに対し、プロセス熱処理後ではＭＲ変化率５．６％とａｓ−ｄｅｐｏの約半分の大きさにまで減少してしまう。これでは高密度対応のスピンバルブ膜を実現することはできない。
【００８７】
さらには、このスピンバルブ膜においては各層の膜厚がすべて薄くなってきているので、スピンバルブ膜の面抵抗も３０Ω程度もの大きな値になり、静電破壊（ＥＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｉｃ  Ｓｔａｔｉｃ  Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ）の点からも実用的ではない。よく知られているように、ＥＳＤは抵抗が大きければ大きいほど起こりやすくなるからである。
【００８８】
以上のことから、比較例１の膜は、高密度記録用ヘッドに採用されるような実用的な膜では到底ないことがわかる。
比較例２：米国特許第５４２２５９１号（スピンフィルターあり×シンセティックＡＦなし）
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＮｉＦｅ１．５／Ｃｕ２．３／ＮｉＦｅ５／ＦｅＭｎ１１／Ｔａ５    （単位はｎｍ）  （２）
極薄フリー層におけるＭＲを改善するために、スペーサ非磁性層と反対側にてフリー層に高導電層を積層した構成のスピンバルブ膜が提案されている。例えば、特許第２６３７３６０号、米国特許第５４２２５９１号、米国特許第５６８８６０５号などを挙げることができる。
【００８９】
上記（２）の膜は、米国特許第５４２２５９１号に基づくスピンバルブ膜の実施例である。このスピンバルブ膜においては、フリー層のスペーサＣｕとは反対側に接したＣｕ厚を厚くしていくことによって、アップスピンの平均自由行程が長くなることによりＭＲ変化率が上昇してゆき、平均自由行程以上にＣｕ厚を厚くすると単純なシャント層になってしまうため、あるＣｕ厚でＭＲ変化率のピークをとる傾向をもつ。この現象を用いれば、比較例１での１つの問題点だった、極薄フリー層でのＭＲ変化率の減少を一部改善できる。
【００９０】
しかしながら、米国特許第５４２２５９１号に基づく上記（２）のスピンバルブ膜では、バイアスポイント、およびＭＲ変化率の耐熱性という、二つの点で問題を抱える膜構成となっている。
【００９１】
まず、バイアスポイントという観点に関しては、米国特許第５４２２５９１号の明細書中には直接的な記載も間接的な示唆も全く開示されていない。そして、（２）の膜は到底実際のヘッドでは採用できない構成である。以下にその理由を詳述する。
【００９２】
まず電流磁界Ｈｃｕを、比較例１と全く同様の方法により実験的に得られた各層の比抵抗を用いて算出した。そのときの各層の比抵抗値としては、Ｔａは１００μΩｃｍと仮定し、ＦｅＭｎは２５０μΩｃｍ、ＮｉＦｅは２０μΩｃｍ、スペーサＣｕは８μΩｃｍ、下地Ｃｕは１０μΩｃｍと実験的に求まった値を用いた。また、センス電流は４ｍＡとした。Ｈｉｎについては記述がないが、本発明者の追試による結果として１５Ｏｅ〜２５Ｏｅが得られた。よってここでは、Ｈｉｎを２０Ｏｅとした。
【００９３】
素子サイズが、トラック幅Ｔｗ＝０．５μｍ、ＭＲ  ｈｅｉｇｈｔ＝０．３〜０．５μｍのときの高密度用ヘッドの場合について、バイアスポイントを計算した。その結果を表２に示す。
【００９４】
0003585807.tif 000002
この構成では、ピン層からフリー層に加わるピン漏洩磁界Ｈｐｉｎが非常に大きく、バイアスポイントがプラス側にずれやすい構成である。表２のバイアスポイントの計算結果からもわかるように、スピンフィルター効果を用いない、下地Ｃｕ厚がゼロの場合では、ハイト０．３〜０．５μｍで、バイアスポイントが１１１％〜１２６％とまるで出力がとれないようなところに来てしまっていることがわかる。
【００９５】
図１２は、トランスファーカーブでみたときのＨｉｎ、Ｈｐｉｎ、Ｈｃｕの大きさとバイアスポイントとの関係を表した概念図である。Ｈｐｉｎが大きいため、電流ゼロの状態でバイアスポイントがかなりオーバーしたところにきてしまい、それを電流磁界によってなんとか５０％のほうへもってこようとする設計となる。しかしこの構成では下地に高導電層であるＣｕを用いているため、図１０でのＩ３が大きくなり、（１−５）式により得られる電流磁界Ｈｃｕが小さくなってしまう。つまり、大きなＨｐｉｎに対して、逆向きの小さなＨｃｕによってバイアスポイントを５０％近傍に引き下げることとなり、バイアスポイントを良好なポイントにもってくることが困難となってしまう。さらに、下地Ｃｕ厚をあげるに従って、バイアスポイントがさらに悪くなる様子が表２からわかる。
【００９６】
以上のような検討を重ねた結果、Ｇｕｒｎｅｙ特許に記載のあるような構成では、バイアスポイント設計が全くできず、下地に高導電層のＣｕを設けることによって、バイアスポイントがさらに非現実的な構成になってしまうことが判明した。
【００９７】
さらに、ＭＲ変化率の耐熱性という観点からみても、米国特許第５４２２５９１号の膜は実用的な膜とはなっていない。ａｓ−ｄｅｐｏでのＭＲ変化率の値は米国特許第５４２２５９１号に記載のあるように、スピンフィルタ効果によって確かに上昇する。しかし、実際のヘッド作製プロセスを模擬した熱処理後においては、極薄フリー層を用いたときに特有の現象として、ＭＲ変化率の値は著しく減少することを本発明者は見いだした。これは、高密度記録用の高出力を得るためには、深刻な問題となる。
【００９８】
実際に、Ｇｕｒｎｅｙ特許の実施例の膜（上記（２）の膜）により追試すると、下地Ｃｕ厚が１ｎｍのときにａｓ−ｄｅｐｏでＭＲ変化率が１．８％であったものが、本発明者のプロセスを模擬した熱処理を行うと、０．８％まで劣化する。後に述べるように、この主な原因は反強磁性膜にＦｅＭｎを用いていることによる。これでは、高いＭＲ値を実現するのに困難な極薄フリー層を用いたスピンバルブ膜において、せっかくスピンフィルター効果によって高い値に復帰させたＭＲ変化率を全く機能させていないことになる。つまり、高いＭＲ変化率を示す極薄フリー層スピンバルブ膜を実現するためには、単純なスピンフィルター効果だけでは達成できないことがわかる。
比較例３：  特開平１０−２６１２０９号
Ｔａ５／Ｃｕ３／Ｔａ１／ＮｉＦｅ５／Ｃｕ２．５／Ｃｏ２．５／ＦｅＭｎ１０／Ｔａ５  （単位はｎｍ）（３）
特開平１０−２６１２０９号明細書に開示されている上記（３）の膜では、Ｔａを介してフリー層に近接するＣｕシャント層が、比較例２で示した米国特許第５４２２５９１号のようにＭＲ変化率のスピンフィルター効果を目的としたものではなく、電流磁界Ｈｃｕを低減させて、センス電流によるバイアスポイントの変動を抑えて、アシメトリーを安定させることを目的としたものである。しかしながら、このような発想は、（３）の膜のように、比較的フリー層が厚い領域においては十分有効だが、本発明でターゲットにしている極薄フリー層のときには、バイアスポイント、およびＭＲ変化率という点で、到底実用的な膜とはならない。以下にその理由について説明する。
【００９９】
まず、バイアスポイントについては、比較例２の（２）の膜で示したように、極薄フリー層を用いてＨｓが非常に小さくなった場合、電流磁界Ｈｃｕを低減させても、ピン漏洩磁界Ｈｐｉｎが大きければ最適なバイアスポイントは実現できない。上記（３）の構造が有効なのは、フリー層が厚い、つまりＨｓが比較的大きな場合に、一旦最適なバイアスポイントが得られたときに、バイアスポイントのセンス電流依存性が小さいという点である。しかしながら、上記（３）の膜構成でフリー層が極薄になったときには、そもそも最適なバイアスポイントが実現できない。つまり（３）の構成の膜で高密度化対応にするためにフリー層を４．５ｎｍ以下にすると、バイアスポイントがプラス側にずれることになる。
【０１００】
そのことを示すために、計算により求めたこの構成の膜でのバイアスポイントを表３に示す。
【０１０１】
0003585807.tif 000003
ここでＨｉｎとしては、１０Ｏｅという値を用いた。表３をみると、比較例（３）の構成の膜ではそもそもＮｉＦｅ膜厚が５ｎｍのときでもバイアスポイントがプラス側にずれていて、良い設計とはいえない構成だが、フリー層ＮｉＦｅ膜厚が３ｎｍと薄くなるとますますバイアスポイントがプラス側にオーバーすることがわかる。
【０１０２】
図１３は、本比較例におけるバイアスポイントの決定要素の関係を表す概念図である。同図に表したように、Ｈｐｉｎが大きいまま、電流磁界Ｈｃｕだけを低減させてしまったためにバイアスポイントがフリー層厚が薄いところでは全くとれない構成になっている。すなわち、電流磁界Ｈｃｕと層間結合磁界Ｈｉｎとピン漏洩磁界Ｈｐｉｎすべての足し算をしたところがゼロになるときが最適バイアスポイント点なので、上記（３）の構造のように電流センターをフリー層に近づけて、電流磁界だけをゼロにしようとしても、全く意味のない膜設計となる。
【０１０３】
さらに、上記（３）の構造が有する第２点目の不具合として、高密度化に必要な高いＭＲ変化率を得られない点を挙げることができる。すなわち、（３）の構造においては、拡散防止層として、比較的高抵抗の材料が高導電層とフリー層の間に挿入されているため、極薄フリー層になったときに、Ｇｕｒｎｅｙ特許で得られているようなＭＲのスピンフィルター効果が得られなくなってしまう。後に詳述する本発明で特に威力を発揮するようなフリー層が４．５ｎｍ以下の領域では、（３）の構成の膜ではＭＲ変化率が低下してきてしまう。
【０１０４】
以上２点の理由により、上記（３）の構造はあくまでもフリー層が比較的厚い領域での発想であって、極薄フリー層においては到底実用的な膜構成とはならないことがわかった。
【０１０５】
比較例４：スピンフィルターなし×シンセティックＡＦ
Ｔａ５／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５（単位はｎｍ）（４）  本比較例においては、ピン特性を向上させるために、シンセティックＡＦ構造を採用した。Ｒｕ（ルテニウム）を介した２層の強磁性層は、アンチフェロカップリング（反強磁性結合）している。その一方の強磁性層は反強磁性膜によって一方向に固着されている。シンセティックＡＦ構造の採用によって、ノーマルピン構造では一方向性異方性磁界Ｈｕａが小さい場合でも、ある程度の大きさがあれば用いることが可能となり、ピン耐熱性が向上する。また、既に述べたように、シンセティックＡＦ構造では、Ｒｕを介した上下の強磁性層はお互いの磁化方向が逆向きに向いており、その結合磁界は数ｋＯｅとヘッド動作時の媒体磁界よりもはるかに大きいため、近似的に、外部にでる磁化モーメントは上下のピン層のＭｓ＊ｔの差がネットのモーメントと考えられる。すなわち、フリー層におよぼすピン漏洩磁界の影響を小さくすることが可能になり、バイアスポイント上有利になることが予想されている（特開平７−１６９０２６号）。
【０１０６】
例えば、比較例の場合にはネットのピン厚は０．５ｎｍのピン層と等価と考えられ、ノーマルピン構造では実現不可能な薄いピン層と等価のピン漏洩磁界を実現できる。理想的には、上下のピン層を同じＭｓ＊ｔ積に揃えれば、ピン漏洩磁界はゼロということになる。このようなピン漏洩磁界を低減させることのみによって、高密度化対応スピンバルブ膜のバイアスポイント設計は充分だと考えられていた。しかしながら、高密度対応の極薄フリー層においては、シンセティックＡＦ構造だけでは安定したバイアスポイントを実現できないことを、今回本発明者は見出した。以下にその内容を説明する。
【０１０７】
図１４は、本比較例におけるバイアスポイントの決定要素の関係を表す概念図である。すなわち、本比較例の構成においては、フリー層はスピンバルブ膜の電流分布の電流センターから大きくはずれたところに位置しているため、電流磁界Ｈｃｕは非常に大きい。Ｈｉｎが高々２０Ｏｅ程度で、ピン漏洩磁界もシンセティックＡＦ構造の採用によって非常に小さくなっているということは、電流を全く流さない状態で、ほぼジャストバイアスの状態になっている。この構成のスピンバルブ膜で電流を流すと、大きな電流磁界Ｈｃｕにより、電流を流せば流すほど、ジャストバイアスからはずれていくことになる。
【０１０８】
本比較例についてのバイアスポイント計算の結果を表４に示す。
【０１０９】
0003585807.tif 000004
ここでＨｉｎとして２０Ｏｅという値を用いた。表４から、予想どおり、電流をどちらの向きに流してもバイアスポイントは３０〜５０％の値を実現することができないことがわかる。
【０１１０】
この構造でジャストバイアスを得る手段として、ピン漏洩磁界を極力小さくして、つまりシンセティックＡＦ構造で上下のピン層厚を等しく、つまりピン漏洩磁界をほぼゼロにして、かつＨｉｎをなるべく大きくして、その大きなＨｉｎをキャンセルするように電流磁界でジャストバイアスにもってくる手法が考えられるが、これは望ましくない。大きなＨｉｎというのは単純に外部磁界応答の線形領域をシフトさせるだけではなく、線形領域を減少させる悪影響をももたらす。また、Ｈｉｎを小さい値で一定に制御しようとすることはよいが、不自然に大きな値で一定に制御してスピンバルブ膜を作製しようとすることは、大量生産という点から考えても非常に困難で好ましくない。
【０１１１】
また、フリー層のスペーサと反対側の面に高導電層がないので、比較例１と全く同様の理由で極薄フリー層のときにはＭＲ変化率が劣化し、高密度記録用のヘッドとして充分な出力を確保することはできない。これも本質的な問題である。
【０１１２】
以上のように、バイアスポイント、高出力という二つの点から、シンセティックＡＦ構造だけの採用によるスピンバルブ膜では、高密度記録用の極薄フリー層スピンバルブ膜を実現することは到底できない。
【０１１３】
以上詳述したように、本発明者は、比較例１〜４のような構成の膜では、高密度記録用の極薄フリー層をもつスピンバルブ膜として、安定したバイアスポイント、充分な高出力は達成することはできないという問題があることを、実際に即した電流磁界の計算と試作を行うことによって明らかにした。そして、さらに独自の試作検討を実施し、以下に詳述する構成を発明するに至った。
【０１１４】
図１５は、前述した各比較例のスピンバルブ膜と本発明によるスピンバルブ膜のバイアスポイントのフリー層厚依存性を比較しつつ表したグラフ図である。これまで示してきた各比較例のスピンバルブ膜ではいずれの構成でも、バイアスポイントに大きな問題があることがわかる。ここで、最適なバイアスポイントは、３０〜５０％の範囲にある。そして、感度を十分に得るためには、低いＭｓ＊ｔにおいて、この範囲内のバイアスポイントを得る必要がある。
【０１１５】
これに対して、各比較例は、いずれもＭｓ＊ｔが低い条件において、バイアスポイントが最適な範囲から大きく外れている。さらに、Ｍｓ＊ｔに対するバイアスポイントの変動が極めて大きく、バイアスポイントの調節が困難であることがわかる。
【０１１６】
これに対して、後に詳述する本発明の実施例１は、Ｍｓ＊ｔに対するバイアスポイントの変動が極めて小さく、バイアスポイントは、常に最適な範囲内にあることがわかる。
【０１１７】
図１５において、比較例１に関してＭｓ＊ｔが５ｎｍＴ以上の大きなところでも計算上のバイアスポイントが３０％〜５０％の範囲にはいっていないが、これは、実際にはＭｓ＊ｔが５ｎｍＴ以上のフリー層を用いるような低い記録密度においてはＭＲハイト長が大きめの値であるためである。具体的には、本発明で対象としている記録密度でのＭＲハイト長０．３μｍ〜０．５μｍよりも大きめの値であるためである。
【０１１８】
いずれにしてもＭｓ＊ｔが５ｎｍＴ以下の領域になってきたところで、本発明の膜と比較例の膜とのバイアスポイント設計の優位差が大きくなることが明確に分かる。
【０１１９】
図１６は、上述した比較例１〜４の構造において、フリー層のＭｓ＊ｔだけを小さくした時にＭＲ変化率がどのように変化するかを表したグラフ図である。ここで、縦軸のＭＲ変化率は、図９のトランスファカーブの縦軸にほぼ比例する量である。比較のため、後に説明する本発明の実施例１及び２の膜についても示した。
【０１２０】
ここで、比較例１〜４の膜と、本発明の実施例１の膜のＭｓ＊ｔは、フリー層のＮｉＦｅ膜厚を変えたサンプルを製作し、実施例２の膜はフリー層のＣｏＦｅの膜厚を変えたものを作成した。これらの値は、すべて７ｋＯｅの磁場中で２７０℃で１０時間のプロセスアニールを行った後の結果である。
【０１２１】
また、比較例２と実施例１、２の高導電層は膜厚２ｎｍのＣｕとした。フリー層のＭｓ＊ｔとして、比較例のフリー層の膜厚のものを同図中に矢印で示した。また、フリー層のＭｓ＊ｔとしては、ＮｉＦｅのＭｓは１Ｔ、ＣｏＦｅのＭｓは１．８Ｔとし、すべて１ＴのＮｉＦｅ換算の膜厚で示した。
【０１２２】
フリー層に接する高導電層を有しない比較例１、３、４の膜では、フリー層のＭｓ＊ｔが小さくなるとＭＲ変化率が急激に劣化し、高密度化対応の高出力を確保することが困難となる。
【０１２３】
高導電層を有する比較例２の膜ではＭＲ変化率のフリー層Ｍｓ＊ｔ依存性が比較的小さいが、反強磁性膜に貴金属を含まないＦｅＭｎを用いているため、プロセス熱処理に対するＭＲ変化率の耐熱性が低い。このような小さなＭＲ変化率では、高密度化の高出力を確保することができない。
【０１２４】
比較例２、比較例３の膜では、スペーサＣｕとフリー層ＮｉＦｅとの間に０．５ｎｍのＣｏ若しくはＣｏＦｅを挿入すると、１〜２％ほど同図中の値よりも大きくなるが、Ｍｓ＊ｔに対する依存性はＮｉＦｅ単層のフリー層の場合と変わらず、いずれにしてもフリー層のＭｓ＊ｔが小さいところでのＭＲ変化率は小さな値で十分である。
【０１２５】
一方、本発明によるフリー層に接した高導電層を有するフリー層と、貴金属を有する反強磁性膜を用いると、プロセス熱処理に対するＭＲ変化率の耐熱性も改善し、高密度対応の十分な高出力を得ることができる。特に、５ｎｍＴよりも小さくなったところで、比較例とのＭＲ変化率の差が大きくなることが分かる。
【０１２６】
以下に、本発明の磁気抵抗効果素子について詳細に説明する。
【０１２７】
図１は、本発明の磁気抵抗効果素子の断面構成を表す概念図である。すなわち、本発明の磁気抵抗効果素子は、高導電層１０１と、フリー層１０２と、スペーサ層１０３と、第１の強磁性体層１０４と、結合膜１０５と、第２の強磁性体層１０６と、反強磁性膜１０７とを積層した構成を有する。
【０１２８】
この構成により、特に、フリー層１０２を極薄化したことによるトランスファーカーブ上のＨｓが小さな場合において、Ｈｃｕ、Ｈｐｉｎ、Ｈｉｎのすべてを小さな値として、Ｈｐｉｎ−Ｈｉｎ＝Ｈｃｕを実現することにより、良好なバイアスポイントを実現することができる。さらに、一般的に極薄フリー層の場合には高ＭＲ変化率が実現しにくくなるのを、良好なＭＲ変化率の耐熱性を維持することによって、高出力のヘッドを実現することができる。
【０１２９】
すなわち、本発明のスピンバルブ膜構成によって、高密度用の極薄フリー層を有する場合でも、良好なバイアスポイントが実現でき、かつ高いＭＲ変化率を維持できるため、高出力を安定して得ることができる。具体的には、バイアスポイント設計として、Ｈｐｉｎ−Ｈｉｎ＝Ｈｃｕを実現することにより良好なバイアスポイントが実現できる。Ｈｐｉｎ、Ｈｉｎ、Ｈｃｕのすべてが小さくすることが、上の式を安定して実現するためには重要である。
【０１３０】
まず、Ｈｐｉｎに対しては、前記第２の強磁性体が反強磁性的に結合したいわゆるシンセティックＡＦ構造を用いることによって、実際にＨｐｉｎとして作用するのは前記第１、第２の強磁性体の２層の磁気的な膜厚の差によるものだけになり、Ｈｐｉｎを低減できる。
【０１３１】
これは、（１−４）式をみても、ピン層の（Ｍｓ＊ｔ）ｐｉｎを低減させることがＨｐｉｎ低減のために有効であるということがわかる。
【０１３２】
しかしながら、極薄フリー層のバイアスポイント設計のためにはＨｐｉｎだけを低減しても全く意味がなく、電流磁界Ｈｃｕも低減することが必須である。そのために、非磁性高導電層をフリー層のスペーサとは反対側の面に接しさせることによって、スピンバルブ膜中を流れる電流の電流分布の中心をフリー層に近づけることができ、Ｈｃｕを低減させることが可能となる。つまり、（１−５）式、（１−５−１）式において、トップタイプのスピンバルブ膜のときにはＩ３が増加し（ボトムタイプのスピンバルブ膜のときにはＩ１が増加する）、電流分流比Ｃが低下することによって、電流磁界Ｈｃｕが抑えられるからである。非磁性高導電層のもう一つの大きな働きとして、本発明で対象としている極薄フリー層のときに、スピンフィルター効果によって高いＭＲ変化率を維持できることにある。つまり、非磁性高導電層を設けることによって、フリー層とスペーサに接する側のピン層の磁化方向が互いに平行状態と反平行状態のときで、アップスピンの平均自由行程の差を大きく保つことができる。
【０１３３】
Ｈｐｉｎ−Ｈｉｎ＝Ｈｃｕ  を安定して実現するためには、Ｈｉｎ低減も重要である。上述のような極薄フリー層に接した高導電層による高ＭＲ変化率実現（スピンフィルター効果）のためには、スペーサ厚を薄くすることが重要だが、スペーサ厚が薄くなるほど、またフリー層が薄くなるほどＨｉｎは一般的には大きくなりやすい。それを克服して、０〜２０Ｏｅ程度の範囲のＨｉｎで本発明を用いることが重要である。
【０１３４】
図２は、本発明のスピンバルブ膜においてえられるトランスファーカーブの概略図である。極薄フリー層を用いたＨｓが小さなトランスファーカーブにおいても、Ｈｐｉｎ、Ｈｃｕ、Ｈｉｎのすべてが低減されているため、Ｈｐｉｎ−Ｈｉｎ＝Ｈｃｕの設計が可能となっており、バイアスポイントが５０％近傍のよいところに設定することができている。さらに、高導電層によるスピンフィルター効果も用いているため、極薄フリー層においても高ＭＲ変化率が維持できており、図２の縦軸も充分大きい値が実現できている。
【０１３５】
次に、バイアスポイントを決定する各要素、すなわち、Ｈｐｉｎ、Ｈｉｎ及びＨｃｕの各パラメータに関してさらに詳細に説明する。
【０１３６】
まず、低Ｈｃｕについて説明する。既に説明したように、本発明においてはフリー層のスペーサとは反対側の面に接する側に高導電層を設けることによって、（１−５）式におけるＣの値を低減させ、電流磁界Ｈｃｕを低減させている。具体的な例として、以下のような膜構成を用いて説明する。
【０１３７】
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５    （単位はｎｍ）
図３は、上記の膜において、フリー層に接しているスペーサとは反対側の高導電層Ｃｕの膜厚に対するフリー層に加わる電流磁界Ｈｃｕの関係を表すグラフ図である。ここで、センス電流は４ｍＡとした。同図からわかるように、Ｃｕの膜厚を増加させるほど、（１−５）式のＣの値が小さくなることによって、電流磁界Ｈｃｕが低減されていく。フリー層よりも上層側と下層側との電流分流比が等しくなったときには、フリー層に加わる電流磁界はいくらセンス電流を流してもゼロ磁界となる。
【０１３８】
ここで、電流磁界を低減させていることが本発明のポイントの一つだが、電流磁界Ｈｃｕを完全にゼロにすることは逆に好ましくない。本発明においては、Ｈｐｉｎ−Ｈｉｎ＝Ｈｃｕ  を成り立たせることによって、バイアスポイント調整を行っているので、前述した比較例３のように、電流磁界をゼロに近くしようとする設計ではバイアスポイント調整が不可能になってしまうからである。
【０１３９】
電流磁界の観点からすると非磁性高導電層Ｃｕ層の膜厚は、大きな範囲でいうと、０．５ｎｍ〜４ｎｍの範囲内が適正膜厚ということになる。フリー層の膜厚が薄くなるほどＨｓが小さくなってくるため、電流磁界Ｈｃｕも小さいほうが望ましくなる。ここでは非磁性高導電層として、Ｃｕを用いたが、ほかの金属材料、もしくは積層膜を用いる場合には、すべてＣｕに換算した膜厚で考えることができる。例えば、Ｒｕ１．５ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍという非磁性高導電層の場合には、実験的に求めた比抵抗はＲｕは３０μΩｃｍ、Ｃｕは１０μΩｃｍなので、Ｃｕ換算で（１．５ｎｍ×１０μΩｃｍ  ／３０μΩｃｍ）＋１ｎｍ＝１．５ｎｍ相当のＣｕ膜厚と同等ということになる。
【０１４０】
同様にほかの金属を用いた場合には、実験的に求めた比抵抗として、Ｃｕは１０μΩｃｍ、Ｒｕは３０μΩｃｍ、Ａｕは１０μΩｃｍ、Ａｇは１０μΩｃｍ、Ｉｒは２０μΩｃｍ、Ｒｅは７０μΩｃｍ、Ｒｈは２０μΩｃｍ、Ｐｔは４０μΩｃｍ、Ｐｄは４０μΩｃｍ、Ａｌは１２μΩｃｍ、Ｏｓは３０μΩｃｍという値を用いて電流分流比を求めることができる。また、非磁性高導電層が合金からなる場合には、その主成分の元素の上記の比抵抗の値を用いて、Ｃｕ換算の膜厚として計算することができ、元素の組成に応じて比例配分しても良い。
【０１４１】
比較例に関して説明したように、この比抵抗の値は隣接する材料によって変わるが、非磁性高導電層が接する材料は大きく異なることはないので、適正膜厚はこれらの値を用いて求めた値で規定できる。
【０１４２】
またＨｃｕは（１−５）式でわかるように、フリー層に対して上層と下層との電流分流比によって決まるので、非磁性高導電層とは逆側に位置するスペーサ層の膜厚はＨｃｕ低減という観点から、できるだけ薄いほうが好ましい。これは後の説明のＭＲ変化率のスピンフィルター効果から要求される傾向とも一致する。具体的には、スペーサ膜厚は１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が好ましい。
【０１４３】
非磁性高導電層は、電流磁界Ｈｃｕ低減とともに、ＭＲ変化率のスピンフィルター効果をもたらす層としての機能も果たしている。その効果に起因して適性膜厚の範囲もある程度限定される。例えばピン側からのフリー層側に移動する伝導電子を考えると、フリー層の磁化方向がピン層に平行か反平行かで平均自由行程差が大きくなるのが好ましい構成となるので、スピンのアップ、ダウンに依存しないスペーサの厚さは薄いほうが好ましい。Ｈｉｎが増大しない程度の膜厚ということになると、スペーサ厚は１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が好ましい。
【０１４４】
また、フリー層厚はダウンスピンの平均自由行程よりは厚く、アップスピンの平均自由行程よりは充分薄いほうが好ましい。例えば、ＮｉＦｅのダウンスピンの平均自由行程は１．１ｎｍ程度なので、ＮｉＦｅの膜厚としては１ｎｍ〜４．５ｎｍ程度が最も好ましく、ＣｏＦｅの場合には１ｎｍ〜３ｎｍ程度が最も好ましい。高導電層厚はピン厚、スペーサ厚、フリー層厚によって最適膜厚は異なるが、スペーサ厚が薄いほど、またフリー層厚が薄いほどＭＲのピークをとる高導電層厚の厚さは厚膜側にピークしていく。例えば、ピン層がＣｏＦｅ２．５ｎｍ、Ｃｕスペーサ厚２ｎｍ、フリー層厚ＣｏＦｅ２ｎｍの場合には、高導電層にＣｕを用いた場合には２ｎｍ程度のところでピークをとる。経験上フリー層の膜厚と非磁性高導電層Ｃｕのトータル膜厚が４〜５ｎｍ程度になるときにＭＲ変化率のピークをとるので、その近傍になるように非磁性高導電層の膜厚を設定するのが好ましい。Ｃｕをフリー層に接する非磁性高導電層に用いている場合にはＣｕ膜厚とフリー層膜厚のトータル膜厚は、マージンも含めて３ｎｍ〜５．５ｎｍ程度が好ましい範囲となる。
【０１４５】
次に、Ｈｐｉｎについて説明する。Ｈｐｉｎを低減させるためには、Ｂｓが１．８ＴのＣｏＦｅで実効的なピン厚を約２ｎｍ以下（ＮｉＦｅ換算で３．６ｎｍ以下）、さらに望ましくは実効的なピン厚１ｎｍ以下（ＮｉＦｅ換算で１．８ｎｍ以下）にすることが望ましい。そのピン層の実現手段としては、シンセティックＡＦ構造が望ましい。これは例えば反強磁性膜／強磁性膜１／Ｒｕ０．９ｎｍ／強磁性膜２という構成からなり、強磁性膜１と強磁性膜２は反強磁性的に磁気結合している。反強磁性的に結合した一方の強磁性膜１は反強磁性膜によって一方向に磁化固着されている。強磁性膜１と強磁性膜２の磁化方向は逆向きでその結合磁界は数ｋＯｅと大きいため、一次近似として、強磁性膜１のＭｓ＊ｔと強磁性膜２のＭｓ＊ｔの差が実効的なピン漏洩磁界に寄与すると考えられる（特開平７−１６９０２６号公報）。
【０１４６】
例えば、ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５（膜厚の単位はｎｍ）という構成では実効的なピン厚は２．５ｎｍ−２ｎｍ＝０．５ｎｍ（磁気膜厚は０．９ｎｍＴ）ということになる。実効的なピン層厚が低減できると、（１−４）式からわかるように、Ｈｐｉｎを低減できる。このように、シンセティックＡＦ構造は、本発明のバイアスポイントという点で、極薄フリー層を使いこなすには必須の構造である。
【０１４７】
次に、Ｈｉｎについて説明する。バイアスポイントおよびスピンフィルター効果の点からいうと、スペーサとして使われるＣｕ層の厚さはできるだけ薄くすることが望ましいことを既に述べた。そのような薄い膜厚での具体的なＨｉｎの値としては、０〜２０Ｏｅ、さらに望ましくは、５〜１５Ｏｅ程度に抑えることが望ましい。本発明の一つの解決方法として、スペーサが薄いときでもＨｉｎを増大させないような膜構成として、二層下地構成などがあげられる。
【０１４８】
次に、ＭＲ変化率の耐熱性について説明する。極薄フリー層を用いた場合には、ＭＲ変化率のプロセス熱処理に対する耐熱性を維持することも、著しく困難になる。具体的には、極薄フリー層スピンバルブ膜のＭＲ変化率耐熱性を改善するために大きくわけて２つの施策がある。その１つがある一定以上の非磁性高導電層をフリー層に接して設けることである。非磁性高導電層はスピンフィルター効果としての役割ももちろんあるが、ＭＲ変化率の耐熱性を向上させるという役割も果たすことが明らかになった。これはフリー層の膜厚が４．５ｎｍ程度ではそれほど顕著ではないが、２ｎｍ程度にまで薄くなると、非磁性高導電層のトータル膜厚として、１ｎｍ以上は必須であることがわかった。例えば、非磁性高導電層が０ｎｍのときには、ａｓ−ｄｅｐｏのＭＲ変化率とプロセス熱処理後（２７０℃×１０時間）のＭＲ変化率では相対比で約５０％も減少してしまうが、１ｎｍ程度の非磁性高導電層を設けることによって、０〜３０％の減少に抑えることができる。
【０１４９】
さらにこれだけではまだＭＲ変化率の熱劣化率にばらつきがある。この原因が２つ目の施策である、反強磁性膜材料の差である。反強磁性膜として、ＦｅＭｎなどを用いているときが、上記の熱劣化率３０％の場合である。ところが、反強磁性膜材料としてＩｒＭｎを用いているときには、０〜１５％の劣化率まで低減させることができる。さらに、ＰｔＭｎを用いているときにはａｓ−ｄｅｐｏのＭＲ変化率は測定不能だが、おおむねＩｒＭｎのａｓ−ｄｅｐｏのＭＲ変化率の値、つまり熱劣化率０％を実現することができる。これは、反強磁性膜材料の貴金属濃度を含むかどうかに依存しており、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＲｕＲｈＭｎのような貴金属を含む反強磁性膜を用いることが、本発明による極薄フリー層のスピンバルブ膜には特に望ましいことが判明した。
【０１５０】
図４は、以上のまとめとして、アシメトリが−１０％〜＋１０％、つまり、バイアスポイント３０％〜５０％を実現するためのシンセティックＡＦのピン層厚と、非磁性高導電層厚との具体的な範囲を表したグラフ図である。ここで、「アシメトリ」すなわち「波形非対称性」とは、正信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ１と、負信号磁界における再生出力の絶対値Ｖ２とにより、（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋Ｖ２）と定義する。従って、「アシメトリが−１０％〜＋１０％」とは、「（Ｖ１−Ｖ２）／（Ｖ１＋Ｖ２）の値が、マイナス０．１以上プラス０．１以下」であることに対応する。
【０１５１】
Ｈｐｉｎ−Ｈｉｎ＝Ｈｃｕ  を実現するために、Ｈｐｉｎが小さくなったときには、Ｈｃｕも下げなければならない。つまり、式（１−４）、（１−５）からわかるように、シンセティックＡＦの上下のピン層厚（（Ｍｓ＊ｔ）ｐｉｎを小さくした時には、非磁性高導電層の膜厚を厚くしなければならず、（Ｍｓ＊ｔ）ｐｉｎを大きめの値にしたときには、非磁性高導電層の膜厚を薄くしなければならない。
【０１５２】
具体的には、シンセティックＡＦを形成する厚いピン層の膜厚をｔｍ（ｐｉｎ１）、薄いピン層の膜厚をｔｍ（ｐｉｎ２）、非磁性高導電層の膜厚をｔ（ＨＣＬ）（比抵抗１０μΩｃｍのＣｕ層に換算した）としたときに、０．５ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）≦４ｎｍ、かつｔ（ＨＣＬ）≧０．５ｎｍを満足するところが本発明の範囲である。ここで、０．５ｎｍ≦ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）はバイアスポイントが３０％近傍、つまりアシメトリが＋１０％になる限界であり、ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）＋ｔ（ＨＣＬ）≦４ｎｍはバイアスポイントが５０％近傍、つまりアシメトリが−１０％になる限界である。
【０１５３】
ここで、ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）は、Ｍｓが１ＴのＮｉＦｅに換算したときの磁気膜厚であり、例えば、ＰｔＭｎ／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５という構成のシンセティックＡＦ構造のときには、（２．５−２）×１．８Ｔ＝０．９ｎｍということになる。また、比較のために示した比較例の単層ｐｉｎ構造の場合には、単層ｐｉｎ層の（Ｍｓ＊ｔ）を用いる。
【０１５４】
また、ｔ（ＨＣＬ）は非磁性高導電層をＣｕ換算の膜厚にした場合であり、Ｃｕ以外の非磁性高導電層を用いる場合には、前述した比抵抗値を用いてＣｕ換算の膜厚にすることができる。
【０１５５】
また、ｔ（ＨＣＬ）≧０．５ｎｍは、４．５ｎｍよりも薄いフリー層における、高ＭＲ実現のために必要な非磁性高導電層の膜厚の下限値を規定するものである。  また、上記範囲のさらに好ましい範囲として、非磁性高導電層の膜厚が３ｎｍ以上になると、ΔＲｓが低下する場合があるので、ｔ（ＨＣＬ）≦３ｎｍが望ましい。また、シンセティックＡＦの上下ピン層厚の差が３ｎｍ以上になると、ピン層の磁化固着の耐熱性が劣化するので、ｔｍ（ｐｉｎ１）−ｔｍ（ｐｉｎ２）≦３ｎｍであることが望ましい。
【０１５６】
図４においては、前述した比較例１〜４と、後に詳述する本発明の実施例１の膜のデータをプロットした。ここで、シンセティックＡＦ構造の場合には、スペーサ層側のピン層が、もう一方のピン層よりも磁気的膜厚が厚い場合には、横軸のピン層の磁気膜厚をプラス側とし、スペーサ層側のピン層がもう一方のピン層よりも磁気膜厚が薄い場合には、横軸のピン層の磁気膜厚をマイナス側にとることとした。シンセティックＡＦを用いない従来のピン層の場合には、ピン層の磁気的膜厚はすべてプラス側にとることにした。
【０１５７】
同図からわかるように、比較例は全て良好な範囲から外れ、バイアスポイントが悪い、つまりアシメトリが大きいが、本発明によれば、良好なバイアスポイント、つまりアシメトリが小さい膜が実現できる。
【０１５８】
以上説明した本発明による、シンセティックＡＦによる小さなＨｐｉｎを、小さなＨｃｕによってキャンセルする、つまりＨｐｉｎ−Ｈｉｎ＝Ｈｃｕを実現するバイアスポイント設計と、極薄フリー層スピンバルブ膜に特有のＭＲ変化率の耐熱性の困難点を克服した、具体的な膜構成について示す。
（実施例１）トップＳＦＳＶ（ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）フリー層）
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ（２＋ｙ）／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５  （７−１）  まず、反強磁性膜がフリー層よりも上層側に位置する、いわゆるトップタイプのスピンバルブ膜の実施例について説明する。
【０１５９】
図５は、本実施例の磁気抵抗効果素子の具体的な膜構成を示す概念図である。すなわち、下地バッファ層１２の上に、本発明による特有の高導電層１０１、その上にフリー層１０２、スペーサ層１０３、が積層され、強磁性ピン層１０４，１０６が、１０５を介して反強磁性的に結合し、１０６のピン層が反強磁性層１０７によって一方向に固着されている。反強磁性層１０７の上には、キャップ層１１３が設けられている。（７−１）の膜構造は、フリー層１０２が１１０、１１１の二層の積層膜からなり、非磁性高導電層１０１が単層Ｃｕからなるタイプのものである。
【０１６０】
（７−１）の膜は、Ｃｕ下地によるＭＲのスピンフィルター効果、電流磁界Ｈｃｕ低減効果と、シンセティックＡＦによるＨｐｉｎ低減効果を用いて、ＭＲとバイアスポイントとを両立した膜となる。この膜に関して、前述した方法によりバイアスポイントを計算した結果を表５に示す。
【０１６１】
0003585807.tif 000005
ここで下地Ｃｕ厚は、２ｎｍとした。単純な単層の高導電層からなる単層のＣｕ下地のときにはＨｉｎが２０Ｏｅと若干大きめの値となる。そのときにはシンセティックＡＦのピン厚差が０．５ｎｍでは良好なバイアスポイント値の４０％よりも若干マイナス側にずれることが、表５（ａ）の結果からわかる。これでも充分実用的な膜であるが、ｙ＝０．８ｎｍとＨｐｉｎを若干増大させた場合が、表５（ｂ）の結果である。これによって、表５（ａ）のようにバイアスポイントがアンダー気味にずれていた場合には、バイアスポイントを良好な値に近づけることが可能になる。また、表５（ｃ）のように、Ｈｉｎを下げても同様にバイアスポイントを良好な値にすることができる。表５（ａ）、（ｂ）と（ｃ）を比べてみれば明らかなように、Ｈｉｎが小さいほうが、バイアスポイントのハイト依存性が小さくなるため、Ｈｉｎはできるだけ低減することが望ましい。シンセティックＡＦ構造の上下ピン厚差は小さいほうが、Ｈｐｉｎが小さくなりハイト依存性が小さくなるが、（ａ）と（ｂ）の０．３ｎｍぐらいの差ではほとんど影響がないので、ｙ＝０〜１ｎｍ（Ｍｓ＊ｔ＝０〜１．８ｎｍＴ  ｉｎ  ＮｉＦｅ）が好ましく、さらに望ましくはｙ＝０〜０．５ｎｍ（０〜０．９ｎｍＴ  ｉｎ  ＮｉＦｅ）の範囲が、バイアスポイントとともに、耐ＥＳＤ対策等の特性向上なども考慮にいれてｙの値の調整が可能であるため望ましい。
【０１６２】
下地Ｃｕ厚はバイアスポイント調整とともに、ＭＲのスピンフィルター効果も用いている。下地Ｃｕ厚を厚くすればＨｃｕが小さくなるが、ΔＲｓが低減してしまうため、Ｃｕ厚０．５ｎｍ〜５ｎｍ、特に望ましくは０．５〜３ｎｍが好ましい。ＭＲのスピンフィルター効果が得られる下地Ｃｕ厚はフリー層構成に依存し、フリー層厚が薄いときほど、ＭＲのスピンフィルター効果が得られる下地Ｃｕ厚の最適厚さは厚いほうにシフトする。実験的に得られた結果では、下地Ｃｕ厚と磁性フリー層の膜厚の和が４ｎｍ〜５ｎｍのときにＭＲ変化率がピーク値をとる。
【０１６３】
（７−１）のようなフリー層構成の場合には、下地Ｃｕ厚が０〜１．５ｎｍまではＣｕ厚増加によるスピンフィルター効果によるＭＲ増加と、Ｃｕ厚増加によるＲｓ低減の効果がちょうどキャンセルし、ΔＲｓはほとんど変化がない。１．５ｎｍ〜２ｎｍでは、ΔＲｓが約０．１Ω、１．５ｎｍ〜３ｎｍでは、ΔＲｓが０．２５Ω減少してしまう。ΔＲｓの低下はそのまま出力低下にほぼ比例してしまうため、好ましくない。しかし、バイアスポイント上、下地Ｃｕ厚が厚くすることが望ましい場合には、このフリー層構成で、下地Ｃｕ厚３ｎｍを用いることも考えられる。このときには、単位電流あたりの電流磁界は小さく、かつスピンバルブ膜抵抗も低下しているため、ΔＲｓの低下による出力低下を、電流を多めに流すことによって回復する手法が考えられる。出力量も電流量にほぼ比例するからである。下地Ｃｕ厚を増加することによってΔＲｓが１０％低下したときには、例えばセンス電流をこれまでの計算の４ｍＡから５ｍＡにすることによって２５％増加するので、ΔＲｓ低下の分を十分を補うことができる。
【０１６４】
フリー層厚が厚いＮｉＦｅ４／ＣｏＦｅ０．５（ｎｍ）の場合には、下地Ｃｕ厚は０．５〜２ｎｍ程度が好ましく、フリー層が薄いＮｉＦｅ１／ＣｏＦｅ０．５ｎｍの場合には、下地Ｃｕ厚は、１〜４ｎｍ程度が好ましい。また界面ＣｏＦｅの厚さは０．３〜１．５ｎｍの範囲で変えても構わない。また、ＣｏＦｅのかわりに、Ｃｏ、もしくは他のＣｏ合金を用いても構わない。ＣｏＦｅのかわりにＣｏを用いる場合にはＣｏ単体では軟磁性が実現できないため、できるだけ薄くすることが望ましい。
【０１６５】
例えば、ＮｉＦｅが４ｎｍのときにはＣｏは０〜１ｎｍ、ＮｉＦｅが２ｎｍのときには、０〜０．５ｎｍ、ＮｉＦｅが１ｎｍのときには、０〜０．３ｎｍが好ましい。また、下地Ｃｕとの界面拡散を気にする場合には下地Ｃｕとの界面にもＣｕと非固溶な材料のＣｏやＣｏＦｅを挟んでも構わない。例えば、Ｃｏ０．３／ＮｉＦｅ２／Ｃｏ０．５、ＣｏＦｅ０．５／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５などのフリー層が考えられる。
【０１６６】
また、このような極薄磁性膜の積層膜にするかわりに、ＮｉＦｅＣｏの合金フリー層を用いてもよい。
【０１６７】
また、本発明で対象にしているような極薄フリー層では低磁歪を実現することも困難になる。一つの困難点として、ＮｉＦｅの膜厚が薄くなるほど、ＮｉＦｅの磁歪が正に大きくなることが挙げられる。それを克服するために、通常ＮｉＦｅ８ｎｍ／ＣｏＦｅ１ｎｍというフリー層ではＮｉＦｅの組成はＮｉ８０Ｆｅ２０（ａｔ％）で良いが、本発明の４．５ｎｍＴ以下のフリー層の場合には、Ｎｉ８０Ｆｅ２０よりもＮｉリッチにすることが望ましい。具体的には、ＮｉＦｅ膜厚が４ｎｍ程度のときでＮｉ８１Ｆｅ１９（ａｔ％）よりもＮｉリッチに、ＮｉＦｅ膜厚が３ｎｍ程度のときにはＮｉ８１．５Ｆｅ１８．５（ａｔ％）よりもＮｉリッチにすることが望ましい。Ｎｉ濃度の上限としては、Ｎｉ９０Ｆｅ１０（ａｔ％）程度が好ましい。
【０１６８】
上記のように、下地Ｃｕは電流磁界Ｈｃｕを低減させて、極薄フリー層においても良好なバイアスポイントを実現するという目的と、極薄フリー層でもＭＲ変化率の劣化なくスピンフィルター効果を用いるということが２つの大きな目的である。
【０１６９】
バイアスポイントという点からいうと、上記（７−１）の膜でｙとｘは独立に決められるものではなく、相互の値に注意して決定される。例えば、ｙが小さくなるとＨｐｉｎが小さくなるため、それをキャンセルする電流磁界Ｈｃｕも小さいほうがよいため、ｘの値は大きめの値のほうに最適点がシフトする。
【０１７０】
具体的には、一つの例として次のような膜厚設計が考えられる。非磁性高導電層がＣｕ層の場合の設計として、ピン層が２ｎｍＴのときにはＣｕ層は０．５〜１．５ｎｍ、ピン層が１．５ｎｍＴのときにはＣｕ層は１〜２ｎｍ、ピン層が１ｎｍＴのときにはＣｕ層は１．５〜２．５ｎｍ、ピン層が０．５ｎｍＴのときにはＣｕ層は２〜３ｎｍ、ピン層が０ｎｍＴのときにはＣｕ層は２．５〜３．５ｎｍということになる。
【０１７１】
ここでピン層がＣｏ、もしくはＣｏＦｅのときにはピン層の膜厚はｔ＝（Ｍｓ＊ｔ）ｐｉｎ／１．８Ｔ  ［ｎｍ］、ピン層がＮｉＦｅのときにはピン層膜厚はｔ＝（Ｍｓ＊ｔ）ｐｉｎ／１Ｔ  ［ｎｍ］ということになる。
【０１７２】
スペーサＣｕはＣｕの他に、Ａｕ、Ａｇ、またはこれらの元素を含む合金などを用いても構わない。しかし最も望ましいのは、Ｃｕである。高いＭＲを実現すること、およびフリー層の下地側とは反対側のシャント層をできるだけ小さくして電流磁界を低減させるためにも、スペーサ厚さは、できるだけ薄いほうが好ましい。しかし、あまり薄すぎるとピン層とフリー層のフェロ的な磁気結合が強くなってしまい、Ｈｉｎ増大が生じてしまうので、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ、さらに望ましくは、１．８〜２．３ｎｍ程度が望ましい。
【０１７３】
スピンフィルター効果と電流磁界低減のために大きな役割を果たしている下地高導電層は、ここでは単層のＣｕで構成されているが、積層膜で形成しても構わない。このとき、トップスピンバルブ膜においては、ｆｃｃのシード層という役割もあるため、下地材料としては、ｆｃｃもしくはｈｃｐ金属材料がよい。具体的には、Ａｕ，Ａｇ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｒｅ，Ｉｒ，Ｐｔなどからなる金属の合金層、もしくは積層膜が考えられる。ＭＲのスピンフィルター効果と電流磁界低減効果だけのためなら単純なＣｕ下地で十分効果が得られるが、下地材料をわざわざ合金層や積層膜にする効果として、極薄フリー層の磁歪制御とＨｉｎ制御という２つの役割がある。具体的には次のような実施例が考えられる。
【０１７４】
Ｔａ５／Ｒｕ１／Ｃｕ１．５／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５（７−２）  Ｒｕ１ｎｍを下地として用いることによって、膜の平坦性が向上し、スペーサ２ｎｍでフリー層のＭｓ＊ｔがＮｉＦｅ換算２．９ｎｍＴと極薄フリー層にも関わらず１０Ｏｅ程度の低Ｈｉｎを容易に実現することができる。低Ｈｉｎの実現はバイアスポイントのＭＲハイト依存性がすくなくなるという点で望ましい。また、いたずらにシンセティックＡＦの上下ピン層の膜厚差をつけなくても良好なバイアスポイントが実現できるという点でも好ましい。ここではＲｕの膜厚は１ｎｍとしたが、０．５ｎｍ〜５ｎｍ、さらに望ましくは、１ｎｍ〜３ｎｍ程度が望ましい。Ｒｕ以外の材料でも望ましい膜厚はそれほど変わらない。
【０１７５】
（７−２）の膜では、Ｈｃｕを計算するときには、Ｒｕの厚さとＣｕの厚さの電気的なシャント層の足し算になる。例えば、Ｒｕの場合には、３０μΩｃｍとＣｕの比比抵抗の約３倍なため、Ｈｃｕという観点では（７−２）の膜はＣｕ厚換算で１．８ｎｍの膜と同等ということになる。ただしＭＲという観点ではＲｕでは抵抗が高く、電子の平均自由行程が短いため、ＲｕをＮｉＦｅにダイレクトに接しさせることではスピンフィルター効果はほとんど得られない。よって、フリー層に接する層としては、できるだけ低抵抗のＣｕ、Ａｕ、Ａｇなどが望ましく、Ｒｕなどの材料はＣｕ、Ａｕ、Ａｇなどを介して二層にすることが好ましいわけである。これがわざわざ二層下地にする１つの理由である。
【０１７６】
また、ここではバッファ層ＴａとＲｕをわけて考えたが、Ｒｕ層がバッファ層としての効果も発揮するならばＴａ層はなくてもよい。例えばＺｒ層をＲｕの変わりに用いるときなどは、Ｔａをなくすことも可能である。
【０１７７】
バッファ層を用いる場合には、Ｔａの他に、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｗ，Ｃｕ，Ｈｆ，Ｍｏもしくはこれらの合金などを用いることができる。これらのいずれの材料を用いても、膜厚は１ｎｍ〜７ｎｍ、さらに好ましくは、２ｎｍ〜５ｎｍ程度が好ましい。
【０１７８】
ここではＡＦ膜としてＩｒＭｎ（Ｉｒ：５〜４０ａｔ％）を用いたが、ＩｒＭｎの膜厚としては、３ｎｍ〜１３ｎｍ程度が好ましい。ＩｒＭｎを用いるメリットとしては、薄い膜厚でも良好なピン特性が実現できるため、高密度化に向けた狭ギャップヘッドに適している、貴金属を含んでいるため、熱処理後に高ＭＲ変化率を維持できるという特徴がある。比較例２で示したようなＦｅＭｎを反強磁性膜に用いた膜では、高ＭＲ変化率を熱処理後に維持することはできない。これは本発明のような極薄フリー層を用いるときに顕著に表れる現象である。
【０１７９】
また、反強磁性膜としてはＣｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＮｉＯを用いても良いが、高ＭＲ変化率実現のためには、貴金属元素を含むＡＦが望ましい。たとえばＩｒの代わりにＰｄ、Ｒｈなどを用いても良い。ＦｅＭｎやＮｉＭｎなどに比べてＭＲ変化率が向上するため、ヘッドに不可欠なアニール熱処理後でも高ＭＲ変化率が維持される。また、貴金属元素の濃度がさらに高いＰｔＭｎを用いることも望ましい実施例のひとつである。
【０１８０】
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５    （７−３）
Ｔａ５／Ｒｕｘ／Ｃｕｙ／ＮｉＦｅ２／ＣｏＦｅ０．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５（７−４）
ＰｔＭｎ（Ｐｔ：４０〜６５ａｔ％）を使うメリットとしては、貴金属濃度がＩｒＭｎよりもさらに高いためプロセスアニールによるＭＲ劣化がさらに少なく、高いＭＲ変化率が実現でき、ΔＲｓを大きくすることができ、高出力が得られることが挙げられる。ＭＲの良好な耐熱性が実現しにくい極薄フリー層のスピンバルブ膜において、スピンフィルター効果による下地Ｃｕなどがある構成と、ＰｔＭｎとの組み合わせが最もＭＲ耐熱性がよい。ＰｔＭｎの代わりにＰｄＭｎ、ＰｄＰｔＭｎを用いても良い（貴金属濃度：４０〜６５ａｔ％）。
【０１８１】
ＭＲ耐熱性という観点からいうと、下地Ｃｕ厚は１ｎｍ以上あることが望ましい。それ以下の膜厚だとＭＲの耐熱性が悪くなるからである。ただし、ＮｉＦｅの膜厚が４ｎｍ以上あるときには、下地Ｃｕ厚は０．５ｎｍ以上あればＭＲの耐熱性を確保できる。
【０１８２】
ＰｔＭｎは電気的な比抵抗の値もＩｒＭｎとほぼ同じ値で大きいので、電流磁界に対する寄与は小さく好ましい。このように、（７−３）、（７−４）の膜は実用上非常に優れた膜である。
【０１８３】
ただし、ＰｔＭｎのデメリットとして一方向異方性磁界がでる臨界膜厚がＩｒＭｎの場合よりも厚いため、５ｎｍ程度まで薄くすることが困難なことが挙げられる。よってＰｔＭｎを用いた場合にはＰｔＭｎの膜厚としては、５ｎｍ〜３０ｎｍが望ましい。さらに望ましくは、７ｎｍ〜１２ｎｍ程度が望ましい。ＰｔＭｎの場合にも、（７−４）のような、フリー層の下地の二層化に対する考え方は全く同様である。
【０１８４】
（７−１）〜（７−４）の実施例のバリエーションとして、反強磁性膜の上にさらに貴金属元素膜を積層することが考えられる。例えば、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｐｄなどの単層膜もしくは積層膜を用いてもよい。この構成によって薄いスペーサ膜厚のときでも低Ｈｉｎを実現できる。ただし、あまり膜厚が厚くなると、電流分流比がフリー層の上層側で多くなってしまうので、単層膜もしくは積層膜のトータル膜厚としては０．５ｎｍ〜３ｎｍ程度が好ましい。
【０１８５】
図１５に関して前述したように、本実施例のスピンバルブ膜は、比較例１〜４と比べて、バイアスポイントの制御性がはるかに優れ、最適なバイアスポイントを確実に得ることができる。
【０１８６】
また、図１６に関して前述したように、本実施例のスピンバルブ膜は、比較例１〜４と比べて高いＭＲ変化率を得ることができる。
（実施例２）  トップＳＦＳＶ（シンプルＣｏＦｅフリー層）
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５      （８−１）
Ｔａ５／Ｃｕｘ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５    （８−２）
本実施例においては、フリー層として、（実施例１）のようなＮｉＦｅ／ＣｏやＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのような積層フリー層ではなく、ＣｏＦｅ単層からなるシンプルなフリー層構成を用いた。つまり図１において、フリー層１０２が単層膜のＣｏＦｅからなり、高導電層１０１が単層膜Ｃｕからなる構造である。
【０１８７】
（５ｎｍＴ  ｉｎ  ＮｉＦｅ）を実現するような極薄フリー層を実現するには、様々な困難な点が生じてくるが、単層からなるＣｏＦｅ系フリー層では極薄域での軟磁性制御が膜構成が単層なことから比較的容易というメリットがある。ＣｏＦｅに第３の添加元素として、Ｂ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｒｕ、Ｒｅ、Ｏｓのようなものを添加しても構わない。しかし、ＣｏＦｅ合金のかわりにピュアなＣｏでは軟磁性が実現できない。ＣｏＦｅはＣｏ８５Ｆｅ１５ａｔ％〜Ｃｏ９６Ｆｅ４ａｔ％が望ましい。後に述べるように、これは磁歪制御という観点からによる。
【０１８８】
また、ＣｏＦｅフリー層は軟磁性という観点からｆｃｃ（１１１）配向していることが望ましい。スピンフィルター効果を効果的に得るという点からも抵抗が小さくなるようにｆｃｃ（１１１）配向してことが好ましいが、ＣｏＦｅＢのような微結晶構造やアモルファス構造のフリー層の実施例も考えられる。
【０１８９】
シンプルＣｏＦｅフリー層はＭｓがＮｉＦｅよりも大きいことから同じＭｓ＊ｔを実現するにも薄い膜厚で実現できることから、スピンフィルター効果の観点からも有利となる。例えば４．５ｎｍＴのフリー層を実現するにはＮｉＦｅ／ＣｏＦｅでは、ＮｉＦｅ３．６／ＣｏＦｅ０．５（ｎｍ）でトータル膜厚が約４ｎｍとなるのに対し、シンプルＣｏＦｅフリー層ではＣｏＦｅ２．５ｎｍであり、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅよりも約１．５ｎｍ薄くできる。この両者の膜にフリー層の下に接して高導電層を設けると、ダウンスピン電子は両者の膜ともダウンスピンの平均自由行程の値である約１ｎｍと比べて厚いためフィルタアウトされるが、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのトータル膜厚４ｎｍ程度になるとアップスピンの平均自由行程と近い値になってくるため、その下の高導電層は単純なシャント効果をもたらすことになり、高導電層を厚くすればするほどシャント効果の影響でＭＲが低減してしまう。
【０１９０】
一方、シンプルＣｏＦｅに関しては、２．５ｎｍよりも平均自由行程が長いため、ある程度の膜厚までは高導電層をつけるほどアップスピンの平均自由行程が長くなり、ＭＲが上昇する。経験的には高導電層にＣｕを用いた場合には、Ｃｕ層とＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ、もしくはＣｏＦｅ層からなるフリー層のトータル膜厚が４ｎｍ程度、もしくは３ｎｍ〜５ｎｍのときにＭＲピークをとることが実験的に得られている。つまり、バイアスポイント設計上必要な高導電層膜厚があった場合、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅではスピンフィルター効果というよりもシャント効果のためＭＲの減少をもたらすが、ＣｏＦｅではスピンフィルター効果によって、バイアスポイント調整とともにＭＲ上昇効果の両立をはかることができるので、有利となる。これは上述のように、高導電層とフリー層とのトータル膜厚でＭＲピーク値がきまるので、ＣｏＦｅ膜厚が薄いほど、ＭＲピークをとるＣｕ層の膜厚が厚くなることになり、スピンフィルター効果とバイアスポイント調整効果の兼用効果がでてくる。以上の理由により単純ＣｏＦｅフリー層のほうがスピンフィルタースピンバルブでは望ましい。
【０１９１】
積層ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのほうがＭＲ耐熱性が悪いので、単純ＣｏＦｅフリー層のほうがＭＲが大きいのでよい。
【０１９２】
磁歪制御も極薄層の積層膜であるＮｉＦｅ／ＣｏＦｅよりもＣｏＦｅの単層のほうが制御が容易。特に、極薄フリー層では界面磁歪が重要であるので、界面が一つ増えるＮｉＦｅ／ＣｏＦｅのほうが不利である。
【０１９３】
（８−１）の構成でのバイアスポイントも、実施例１の場合とほぼ同様に３０〜５０％の良好な範囲内になる。ハイト依存性も実施例１と同様に小さい。
【０１９４】
フリー層のＭｓ＊ｔ依存性に関しては、Ｍｓ＊ｔが小さいほどトランスファーカーブ上の飽和磁界Ｈｓが小さくなってくるため、より厳密なバイアスポイント調整が要求される。具体的には電流磁界をより低減させることが重要になってくるので、高導電層の膜厚を増加させる必要がでてくる。本発明によるスピンバルブ膜では既に述べたようにフリー層の膜厚が薄くなるほどスピンフィルター効果によりＭＲピークが出現する高導電層の膜厚が厚いほうにシフトするため、そのトレンドとも一致しており、本発明のスピンバルブ膜の設計思想が高密度用ヘッドの膜として利にかなっていることがわかる。
【０１９５】
具体的には、フリー層Ｍｓ＊ｔ〜４．５ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚２．５ｎｍのときには高導電層の良好な膜厚はＣｕ換算で０．５ｎｍ〜４ｎｍ、さらに望ましくは１ｎｍ〜３ｎｍ、Ｍｓ＊ｔ〜３．６ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚２ｎｍのときにはＣｕ膜換算で、１ｎｍ〜４．５ｎｍ、さらに望ましくは１．５〜３．５ｎｍ、Ｍｓ＊ｔ〜２．７ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚１．５ｎｍのときにはＣｕ膜換算で、１．５ｎｍ〜５ｎｍ、さらに望ましくは２ｎｍ〜４．５ｎｍ、Ｍｓ＊ｔ〜１．８ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚１ｎｍのときにはＣｕ膜換算で、２ｎｍ〜５．５ｎｍ、さらに望ましくは、２．５ｎｍ〜５ｎｍ程度とする。
【０１９６】
（８−１）では反強磁性膜としてＩｒＭｎを用いているのに対し、（８−２）ではＰｔＭｎを用いている。ＰｔＭｎを用いることにより、さらにＭＲ耐熱性が向上し、出力の向上がはかれるというメリットが得られる。これは、ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）フリー層のときと同様である。ただし、ＰｔＭｎを用いたときのほうがＨｉｎが上昇しやすいという問題点があるため、バイアスポイントを良好なところに設計するためには、ＩｒＭｎを用いたときよりも、電流磁界Ｈｃｕを低減させるか、Ｈｐｉｎを増加させるかの、どちらかもしくは両者の対策が必要である。Ｈｃｕを低減させるためには、高導電層のσｔを増加させる、つまり高導電層の膜厚を増加させることが考えられる。また、Ｈｐｉｎを増加させるには、シンセティックＡＦの上下のピン層膜厚差をＩｒＭｎのときよりも大きめにすることが考えられる。しかし、高導電層の膜厚を増加させることはΔＲｓの低下を招くことにもなるので、ＩｒＭｎのときよりも高導電層膜厚でＣｕ換算で０〜２ｎｍ程度の範囲での調整が望ましい。また、シンセティックＡＦ構造のΔｔを増加させることはこれまでのべてきたようにバイアスポイントのＭＲハイト依存性を増加させることにもなるのであまり大きくすることは望ましくなく、ＩｒＭｎのときと比べてＣｏＦｅ換算で０〜１ｎｍ程度の増加で設計することが望ましい。
（８−１）、（８−２）のバリエーションとして、次のような構成も考えられる。  Ｔａ５／Ｒｕｘ／Ｃｕｙ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＩｒＭｎ７／Ｔａ５  （８−３）
Ｔａ５／Ｒｕｘ／Ｃｕｙ／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２．５／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２／ＰｔＭｎ１０／Ｔａ５  （８−４）
この構成においては、高導電層として、Ｃｕ単層ではなく、Ｒｕ／Ｃｕという積層膜で構成した。積層膜にする理由は次の二つの理由による。
【０１９７】
１．ＣｏＦｅ磁歪制御
２．Ｈｉｎ低減効果
上記１．のＣｏＦｅ磁歪制御に関しては、後に詳述するように、ＣｏＦｅの歪み制御によって磁歪を制御しようとするものである。つまり、単純ＣｕよりもＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）面間隔を広げて、Ｃｏ９０Ｆｅ１０（ａｔｍｉｃ％）フリー層を用いたときには負側に大きくなりやすいＣｏＦｅフリー層の磁歪を、ゼロ近傍に制御しようとするものである。よって、Ｃｕ層の下に位置する材料としてはＣｕよりも原子半径が大きいものが望ましい。例えば、Ｒｕの他に、Ｒｅ、Ａｕ、Ａｇ、Ａｌ、Ｐｔ、Ｒｈ、ＩｒあるいはＰｄなどが望ましい。磁歪制御という意味では下地二層化の他にＣｏＦｅ組成を９０−１０から変えることによっても可能である。具体的には、Ｃｏ９０Ｆｅ１０〜Ｃｏ９６Ｆｅ４の組成範囲のＣｏＦｅ合金フリー層が用いられる。
一方、上記２．のＨｉｎ低減効果に関しては、膜成長のときの平坦性を向上させる効果がＲｕにはあるからである。既に述べてきたように、Ｈｉｎはできるだけ小さいところでＨｃｕとＨｐｉｎによってバイアスポイント設計することが望ましいからである。特に、ＳＦＳＶではＭＲのスピンフィルター効果、フリー層の上層のシャント低減という２つの点でスペーサ厚はできるだけ薄いほうが望ましく、Ｃｕ〜２ｎｍ程度の極薄スペーサを使いこなす技術が必要なので、一般的にスペーサ厚依存性が大きなＨｉｎ制御が困難になる。Ｒｕ／Ｃｕ積層膜にすることによって、Ｒｕ１．５ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍ〜２ｎｍ下地、フリー層Ｍｓ＊ｔ３．６ｎｍＴ、ＣｏＦｅ膜厚２ｎｍという極薄フリー層、スペーサＣｕ２ｎｍというもので、Ｈｉｎとして７〜１３Ｏｅという低Ｈｉｎを実現することができる。（７−１）、（７−２）の実施例においてはＨｉｎが２０Ｏｅ程度であったことを考慮すると、このＨｉｎ低減効果は大きい。
【０１９８】
Ｈｃｕ計算という観点からみたときには、Ｒｕの比抵抗からσｔとＣｕ膜厚に換算すればよいだけである。実験的に求まったＲｕの比抵抗は３０μΩｃｍなので、σｔのシャント効果としては比抵抗１０μΩｃｍのＣｕ膜厚にして１／３の膜厚ということになる。例えば、Ｒｕ１．５ｎｍ／Ｃｕ１ｎｍという構成ではシャントのＣｕ膜厚換算値で（１．５ｎｍ／３）＋１ｎｍ＝１．５ｎｍと同等ということになる。
【０１９９】
また（８−１）〜（８−４）の実施例のバリエーションとして、反強磁性膜の上にさらに貴金属元素膜を積層することが考えられる。例えば、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｅ、Ｒｈ、Ｐｄなどの単層膜もしくは積層膜を用いてもよい。この構成によって薄いスペーサ膜厚のときでも低Ｈｉｎを実現できる。ただしあまり膜厚が厚くなると、電流分流比がフリー層の上層側で多くなってしまうので、単層膜もしくは積層膜のトータル膜厚としては０．５ｎｍ〜３ｎｍ程度が好ましい。
（実施例３）ボトムＳＦＳＶ（ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）フリー層）
Ｔａ５／Ｒｕ２／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／Ｃｏ０．５／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ２／Ｔａ５  （９−１）
Ｔａ５／Ｒｕ１／ＮｉＦｅＣｒ２／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／Ｃｏ０．５／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ２／Ｔａ５（９−２）
反強磁性膜がフリー層よりも下層側に位置する、いわゆるボトムタイプの実施例について示す。図６は、本実施例にかかるスピンバルブ膜構成を表す概念図である。すなわち、下地バッファ層１３１上に、反強磁性膜結晶制御層１２８、反強磁性膜１２７が積層され、ピン層１２６、１２４が層１２５を介して反強磁性的に結合している。層１２４上にスペーサ層１２３、フリー層１２２、非磁性高導電層１２１が順次積層され、最後にキャップ層１３２が設けられている。
【０２００】
（９−１）の実施例は、反強磁性膜結晶制御層１２８が単層Ｒｕからなり、１２７の反強磁性膜がＰｔＭｎ、フリー層１２２が１２９、１３０の二層の積層膜から形成された場合である。（９−２）の実施例は、反強磁性膜結晶制御層１２８が１３３の膜としてＲｕ、１３４の膜としてＮｉＦｅＣｒの二層膜から形成され、１２７の反強磁性膜がＩｒＭｎ、フリー層が１２９、１３０の２層膜から形成された場合の実施例である。
【０２０１】
ボトムタイプのスピンバルブ膜においては、Ｔａ等のバッファ層の上にさらに反強磁性膜結晶制御層として、ｆｃｃまたはｈｃｐの下地膜を１ｎｍ〜５ｎｍ程度用いる。例えば、Ｃｕ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ａｇ、Ｎｉ、ＮｉＦｅやそれらの合金膜、積層膜などが用いられる。これらのシード（ｓｅｅｄ）層は反強磁性膜としての機能を高めるために重要な膜である。（９−１）のＰｔＭｎの実施例においては単層のＲｕ層を、（９−２）のＩｒＭｎの実施例においては、Ｒｕ／ＮｉＦｅＣｒの積層膜を用いた。この反強磁性膜結晶制御層は反強磁性膜のブロッキング温度を充分高い値にすること、および膜平坦化を促し、本発明で必要とされる１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度の極薄スペーサを用いた場合でも低Ｈｉｎを実現する働きがある。
【０２０２】
本発明によるバイアスポイントメリットという点では、上記実施例程度の膜厚の範囲では、このシード層の種類によって、大きな影響を受けることはない。ただし、低抵抗材料、すなわち比抵抗の小さな材料を用いることは好ましくない。これは、ここでシャント分流層が増えてしまうと、電流中心をフリー層に近づけることが困難になるからである。よって、反強磁性膜としての機能を高められる材料の範囲でできるだけ高抵抗の材料を用いることが好ましい。例えば、低抵抗のＮｉＦｅの代わりに、ＮｉＦｅにＣｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｗ、Ｔａ等を添加して比抵抗を上げて用いる実施例が考えられる。（９−２）ではＮｉＦｅの代わりにＮｉＦｅＣｒを用いている。
【０２０３】
反強磁性膜としては、（９−１）ではＰｔＭｎ、（９−２）ではＩｒＭｎを用いている。ＰｔＭｎを用いるメリットとしては、ブロッキング温度が高温であること、およびＨｕ．ａ．が大きいこと、およびプロセス熱処理後のＭＲ熱劣化が非常に小さく、高ＭＲ、高ΔＲｓが実現できることが挙げられる。トップタイプのときと同様に極薄フリー層を用いた場合に高いＭＲをプロセス熱処理後に維持できるという点から貴金属を含む反強磁性膜であるＰｔＭｎを用いるメリットは非常に大きい。ＰｔＭｎの代わりにＰｄＰｔＭｎを用いても良い。好ましい膜厚範囲としては、５ｎｍ〜３０ｎｍ、さらに好ましくは、７ｎｍ〜１２ｎｍが良い。
【０２０４】
（９−２）のＩｒＭｎを用いるメリットとしては、ＰｔＭｎよりも薄膜領域で特性がでるため、高密度化に対応した狭ギャップヘッドに適しているという点を挙げることができる。ＩｒＭｎの膜厚としては３ｎｍ〜１３ｎｍが望ましい。ＩｒＭｎも貴金属元素Ｉｒを含む反強磁性膜であるため、ＭＲ変化率の耐熱性に優れている。ＩｒＭｎの替わりに同様に貴金属元素を含むＲｕＲｈＭｎを用いてもよい。
【０２０５】
上記のように、反強磁性膜としては、ＰｔＭｎ、ＩｒＭｎ、ＰｄＰｔＭｎが最も好ましいが、本発明のスピンバルブ膜のバイアスポイントメリットという点では反強磁性膜材料によって限定されるものではなく、ＮｉＯ、ＣｒＭｎＰｔ、ＮｉＭｎ、α−Ｆｅ２Ｏ３等のその他の反強磁性膜を用いても構わない。
【０２０６】
シンセティックピン層の二層の強磁性材料としては、ここではＣｏＦｅ合金層を用いたが、Ｃｏ、ＮｉＦｅ、またはＮｉＦｅと、ＣｏもしくはＣｏＦｅの積層膜を用いても構わない。これらの構成材料や膜厚等の考え方は、前述した実施例１、２のトップタイプの場合と全く同様である。本発明の重要なポイントであるこのシンセティックピン層の構成は、前述のように、ピン漏洩磁界を低減させることが最も大きな目的であり、この上下強磁性層のＭｓ＊ｔ差はフリー層に接して設けられる高導電層の膜厚と密接に関連して変えられるものである。
【０２０７】
スペーサについてもトップタイプのときと考え方は変わらず、できるだけ薄いほうが好ましい。具体的には、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍ程度が望ましく、さらに望ましくは、１．８ｎｍ〜２．３ｎｍが好ましい。
【０２０８】
フリー層としては、ここでの実施例ではＮｉＦｅ／Ｃｏの積層膜を用いている。このフリー層の膜厚、材料の考え方もトップタイプのときとほぼ同様である。ただし、ＮｉＦｅの下地膜がトップタイプと、ボトムタイプの場合では異なるため、低磁歪実現のためのＮｉＦｅの組成がトップタイプのときとは若干異なる。具体的にはＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層フリー層の場合には、ＮｉＦｅの低膜厚化に伴うＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層フリー層の磁歪の正側へのシフトがトップタイプのときよりも小さいので、トップタイプのときよりもＮｉＦｅの組成としてＮｉプアのものでも最適磁歪を実現できる。
【０２０９】
例えば、ＮｉＦｅ３ｎｍ／ＣｏＦｅ０．５ｎｍ積層フリー層の場合にはトップタイプではＮｉＦｅの組成として、Ｎｉ８１Ｆｅ１９（ａｔ％）ではまだ正側に大きい値となって使用不可能だが、ボトムタイプではＮｉ８１Ｆｅ１９（ａｔ％）で小さな正の磁歪値となって実用上問題ない膜となる。
【０２１０】
本発明の大きなポイントの２点目である高導電層としては、ここではＣｕ膜が用いられている。この高導電層の最も大きな役割は、電流センターをできるだけフリー層に近づけて電流磁界を低減させることである。
【０２１１】
さらに別の効果として、Ｃｕ導電層によるＭＲのスピンフィルター効果も用いているため、極薄フリー層を用いているにも関わらずＭＲ変化率の劣化はない。
【０２１２】
最適なＣｕ膜厚の範囲はトップＳＦＳＶのときと同様であり、フリー層厚、シンセティックＡＦの上下のピン層膜厚差によって最適値が微妙にずれることもトップタイプのときと同様である。またＣｕキャップ層のバイアスポイント調整、高ＭＲ変化率維持以外の別の大きな効果として、極薄フリー層での低Ｈｉｎを実現できることにある。例えば、同じフリー層厚でＣｕキャップがない場合にはＨｉｎが３０Ｏｅ以上あったものがＣｕキャップを用いることにより約１０Ｏｅまで低減できる。
【０２１３】
ここで、（９−１）、（９−２）のバリエーションとして、フリー層ＣｏＦｅに接した高導電層Ｃｕの換わりに、二層以上の積層膜からなる高導電層で構成したもよい。例えば、Ｃｕ／Ｒｕ、Ｃｕ／Ｒｅ、Ｃｕ／Ｒｈ、Ｃｕ／Ｐｔなどが挙げられる。二層にする効果としては、トップタイプのときに記述したようにＣｏＦｅフリー層の磁歪は歪みによって影響を受けるので、磁歪λｓを調整することが主な目的である。また、低Ｈｉｎを実現することが本発明においては重要だが、低Ｈｉｎ制御目的のためにも、２層にすることがある。
【０２１４】
具体的な膜構成としては、以下のようなものが考えられる。
【０２１５】
Ｔａ５／Ｒｕ／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／Ｃｏ０．５／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ１．５／Ｒｕ１．５／Ｔａ５  （９−３）
Ｔａ５／Ｒｕ／ＮｉＦｅＣｒ／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／Ｃｏ０．５／ＮｉＦｅ２／Ｃｕ１．５／Ｒｕ１．５／Ｔａ５（９−４）
上記膜構成において、Ｃｕ薄膜の比抵抗１０μΩｃｍに対して、Ｒｕは３０μΩｃｍなので、電気的なシャント効果としては、Ｃｕ１ｎｍに対し、Ｒｕ３ｎｍが同等の効果をもたらすことになる。つまり、上記（９−３）、（９−４）の膜においては、高導電層の膜厚はＣｕ換算で２ｎｍと同等ということになる。Ｃｕ単層の場合に０．５ｎｍ〜３ｎｍまでの範囲で用いられるので、Ｒｕも同様に０．５ｎｍ〜６ｎｍの範囲で用いられる。ただし、Ｒｕでは比抵抗も高くスピンフィルター効果はＣｕの場合よりも弱いため、ＣｏＦｅに接する高導電層としては、Ｃｕのほうが好ましく、また、Ｒｕをあまり厚くすることは狭ギャップという点からも好ましくないので、ＣｏＦｅに接しさせてＣｕなどを用い、Ｃｕ膜厚は０．５ｎｍ〜２ｎｍ程度用いた上で、２層の他の金属材料を用いることが好ましい。
（実施例４）ボトムＳＦＳＶ（ＣｏＦｅフリー層）
Ｔａ５／Ｒｕ２／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／Ｔａ５        （１０−１）  Ｔａ５／Ｒｕ１／ＮｉＦｅＣｒ２／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ２／Ｔａ５（１０−２）  本実施例は、図２に例示したボトムタイプに属するもので、フリー層１２２の代わりに単層膜のＣｏＦｅ層が用いられているタイプのものである。それ以外は、前述した実施例３と同様である。フリー層以外の層の材料、膜厚の考え方は全く実施例３と同様である。ＣｏＦｅフリー層を用いるメリットは、トップタイプのときと同様である。さらに、この実施例ではＭｓ＊ｔがＮｉＦｅ換算で３．６ｎｍＴのときだが、Ｍｓ＊ｔ〜４．５ｎｍＴで比較すると、ＣｏＦｅ単層フリー層ならば膜厚２．５ｎｍで薄くスピンフィルター効果が得られるのに対して、ＮｉＦｅ／Ｃｏ（Ｆｅ）だとＮｉＦｅ４／Ｃｏ０．５（ｎｍ）と総膜厚が厚くなり、高導電層を設けることによるＭＲのスピンフィルター効果は得られず、単純シャント層となること、およびＮｉＦｅ自体のシャント効果もあることから、ΔＲｓでＣｏＦｅ単層フリー層と比較して、０〜３０％減少する。
【０２１６】
以上のことから、Ｍｓ＊ｔの広い範囲でＭｓ＊ｔのスピンフィルター効果が得られることからも、ＣｏＦｅフリー層の実施例である本実施例のほうが、実施例３の場合よりも望ましい。
【０２１７】
ここで、（１０−１）、（１０−２）のバリエーションとして、フリー層ＣｏＦｅに接した高導電層Ｃｕの換わりに、二層以上の積層膜からなる高導電層で構成したもよい。例えば、Ｃｕ／Ｒｕ、Ｃｕ／Ｒｅ、Ｃｕ／Ｒｈなどが挙げられる。二層にする効果としては、既述のようにＣｏＦｅフリー層の磁歪は歪みによって影響を受けるので、磁歪λｓを調整することが主な目的である。また、低Ｈｉｎを実現することが本発明においては重要だが、低Ｈｉｎ制御目的のためにも、２層にすることがある。具体的な膜構成としては、以下のようなものが考えられる。
Ｔａ５／ＮｉＦｅ／ＰｔＭｎ１０／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ１．５／Ｒｕ１．５／Ｔａ５（１０−３）
Ｔａ５／ＮｉＦｅ／ＩｒＭｎ７／ＣｏＦｅ２／Ｒｕ０．９／ＣｏＦｅ２．５／Ｃｕ２／ＣｏＦｅ２／Ｃｕ１．５／Ｒｕ１．５／Ｔａ５  （１０−４）
上記のような積層膜非磁性高導電層によってＣｏＦｅの磁歪を制御する方法以外に、ＣｏＦｅの組成を変えることによる磁歪制御もある。一般的に、フリー層に加わる歪調整は下地膜のほうがやりやすいが、ボトムタイプではフリー層の下側での材料は自由に選ぶことは困難となるからである。ボトムタイプのときにはＣｕ上にＣｏＦｅが積層されることになり、そのときにはＣｏ９０Ｆｅ１０（ａｔ％）を用いると、負側の大きな磁歪になりやすい。それを正側にシフトさせるために、ＣｏリッチのＣｏＦｅを用いることが望ましい。具体的には、Ｃｏ９０Ｆｅ１０〜  Ｃｏ９６Ｆｅ４（ａｔ％）のＣｏＦｅフリー層を用いることが望ましい。しかしＣｏリッチにしてｈｃｐ相が混在してしまうと、フリー層の軟磁性が劣化（Ｈｃが増大）するので、Ｃｏ９８Ｆｅ２のようなＣｏリッチすぎるＣｏＦｅ合金を用いることは望ましくない。
【０２１８】
上記の膜構成において、Ｃｕ薄膜の比抵抗１０μΩｃｍに対して、Ｒｕは３０μΩｃｍなので、電気的なシャント効果としては、Ｃｕ１ｎｍに対し、Ｒｕ３ｎｍが同等の効果をもたらすことになる。つまり、上記（１０−３）、（１０−４）の膜においては、高導電層の膜厚はＣｕ換算で２ｎｍと同等ということになる。Ｃｕ単層の場合に０．５ｎｍ〜３ｎｍまでの範囲で用いられるので、Ｒｕも同様に０．５ｎｍ〜６ｎｍの範囲で用いられる。ただし、Ｒｕでは比抵抗も高くスピンフィルター効果はＣｕの場合よりも弱いため、ＣｏＦｅに接する高導電層としては、Ｃｕのほうが好ましく、また、Ｒｕをあまり厚くすることは狭ギャップという点からも好ましくないので、ＣｏＦｅに接しさせてＣｕなどを用い、Ｃｕ膜厚は０．５ｎｍ〜１ｎｍ程度用いた上で、２層の他の金属材料を用いることが好ましい。
（第２〜第６の実施の形態：高温安定性と再生出力の向上）
次に、高温安定性と再生出力の向上の観点からみた本発明の第２〜第６の実施の形態に関して説明する。
【０２１９】
まず、第２〜第６の実施の形態に共通な技術的思想に関して概説する。
【０２２０】
図１７は、本発明の第２〜第６の実施の形態のうちの一実施の形態を示す図である。図１７において、基板１０に下シールド１１、下ギャップ膜１２を設け、その上にスピンバルブ素子１３が形成されている。スピンバルブ素子はスピンバルブ膜１４と一対の縦バイアス膜１５および一対の電極１６から構成され、さらに非磁性下地層１４１、１４２、反強磁性層１４３、磁化固着層１４４、中間層１４５、磁化自由層１４６、保護膜１４７が形成されている。
【０２２１】
表６には本発明の実施の形態のＳｙＡＦを磁化固着層に用いた場合の、ＳｙＡＦの強磁性層と結合する反強磁性層の材料組成および膜厚と、２００℃における交換結合定数Ｊ、交換バイアス磁界ＨＵＡ＊およびＨＵＡ、ブロッキング温度Ｔｂ、およびスピンバルブ素子の抵抗変化率ΔＲ／Ｒを示す。また表７には、磁化固着層として従来の単層の磁化固着層を用いた場合の同様の表を示す。また表８にはＳｙＡＦと結合した反強磁性層の最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅Δθと２００℃におけるＳｙＡＦの反強磁性層側強磁性層との交換結合定数Ｊおよびブロッキング温度Ｔｂとの関係を示す。
【０２２２】
【表１】
0003585807.tif 000006
【０２２３】
【表２】
0003585807.tif 000007
【０２２４】
【表３】
0003585807.tif 000008
本発明者は表６および表８に示すように、１）反強磁性層と結合する磁化固着層をＳｙＡＦによって構成し、反強磁性層の組成を選べば温度２００℃における交換結合定数Ｊとして０．０２ｅｒｇ／ｃｍ２  以上を得ることができること、２）反強磁性層の最密面ピークのロッキングカーブ半値幅が小さくなるように最密面を配向させて、ロッキングカーブ半値幅が好ましくは８゜以下、さらに好ましくは５゜以下となるようにすることによって、温度２００℃における交換結合定数Ｊを高めることができること、３）反強磁性層の磁気膜厚を２０ｎｍ以下、より好ましくは１０ｎｍ以下とすることにより、抵抗変化率を単層の磁化固着層を用いて構成したスピンバルブ素子の抵抗変化率と同等以上に高めることができること、そして４）温度２００℃における交換結合定数Ｊを０．０２ｅｒｇ／ｃｍ２  以上にすることにより、温度２００℃において交換バイアス磁界ＨＵＡ＊  を２００Ｏｅ以上にすることができ、記録媒体などから再生素子のスピンバルブ素子に加わる最大磁界が２００Ｏｅであっても安定な磁化固着層が得られること、を見出して本発明をなすに至った。
【０２２５】
図１８は外部磁界に対するスピンバルブ膜の抵抗値の変化と、交換バイアス磁界ＨＵＡ＊  を示す模式図である。図１８で交換バイアス磁界ＨＡＵ＊  は、実質的に磁化固着層の磁化が動かない磁界の最大値を、低磁界側の直線部の延長線と高磁界の直線部の延長線との交点として求めた磁界の値と定義される。交換バイアス磁界ＨＵＡ＊  として２００Ｏｅ以上を有する磁化固着層は、磁化固着方向に外部磁界を加えた場合の抵抗−磁界特性において、２００Ｏｅまでの磁界範囲では、磁化がほとんど動くことがなく、磁化自由層のみが磁化応答した抵抗変化が得られる。
【０２２６】
図１８では、磁界センサとしての動作点である磁界がゼロの近傍で磁化自由層の磁化応答に伴う急峻な抵抗変化のみが、抵抗−磁界特性を示す曲線上に認められ、２００Ｏｅまでの外部磁界に対しては、この磁化自由層の磁化応答以外には抵抗の変化が認められず、磁化自由層が飽和した後は、磁界に対する実質的な応答がないことを示す。
【０２２７】
従来のＮｉＯ反強磁性層や、ＦｅＭｎＣｒ反強磁性層を用いた場合には、２００℃においてはほとんどＪが得られない。また、３０ｎｍ厚のＣｒＭｎＰｔ反強磁性層を用いた場合には抵抗変化率が従来の単層の磁化固着層よりも低くなってしまうので好ましくない。
【０２２８】
従来の単層の磁化固着層においては、表７に示されているように、ＰｔＭｎを用いた場合には２０ｎｍ厚以上で高いＨＵＡが得られるが、その場合の抵抗変化率は６．４〜６．７％と比較的低い値を示す。
【０２２９】
これに対し、表６に示す本発明の実施の形態によれば、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＣｒＭｎＰｔなどの厚さ２０ｎｍ以下の反強磁性層を用いることにより、２００℃にてＨＵＡ＊  が２００Ｏｅ以上の優れた耐熱性を満足し、しかも抵抗変化率は従来の単層の磁化固着層を用いた場合と同等あるいはそれ以上の値が得られる。なお本発明において反強磁性層の厚さの下限は好ましくは３ｎｍ以上である。
【０２３０】
図１９はＨＵＡ＊  が２００Ｏｅの本発明の実施形態のスピンバルブ膜、および従来のＨＵＡが５００Ｏｅの単層磁化固着層のスピンバルブ膜について、２００℃にて２００Ｏｅの模擬バイアス磁界を与えた場合の経過時間と磁化固着層の磁化の動いた角度との関係を示す。図１９に示されているように、従来の単層磁化固着層のスピンバルブ膜に比べて、本発明の実施形態のスピンバルブ膜は、２００℃におけるＨＵＡ＊  が２００Ｏｅと、単層磁化固着層のＨＵＡ、５１０Ｏｅに比べて小さいにもかかわらず、２００℃における固着磁化の経時変化はわずかであって、安定性に優れることがわかる。
【０２３１】
また、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのＭｎリッチのγ−Ｍｎ系反強磁性体膜を用いた場合にみられるように、１０ｎｍ以下の反強磁性層厚では、従来の単層の磁化固着層を用いた場合よりも大きい抵抗変化率が得られ、さらに好ましい。
【０２３２】
また、表６の本発明の実施の形態においては、Ｔｂが２４０〜３００℃の範囲の反強磁性層で良好な固着磁化の耐熱性を示す。従ってＴｂ近傍では磁気結合層の結合磁界を上回る大きな磁界を加えて強磁性体層Ａと強磁性体層Ｂを同方向に飽和させることにより、磁化固着層の磁化方向を外部磁界により自由に制御できるので、磁気結合層と強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂとの間の拡散があまり問題とならない３００℃以下での磁化固着処理が可能となる。
【０２３３】
磁気結合層と強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂとの間の拡散や拡散の影響を防止するには、磁気結合層として厚さが０．８ｎｍを超えることが好ましく、またＲｕ、Ｒｈ、Ｃｒ、Ｉｒなどを用いることが好ましい。また強磁性層Ａや強磁性層Ｂには、ＣｏＦｅなどのＣｏ合金を用いること、磁気結合層の凹凸を磁気結合層の厚みと同等かそれ以下に抑えることが有効である。
【０２３４】
さらに、磁化固着層の磁化方向規定熱処理では、強磁性層Ａと強磁性層Ｂを同方向に飽和させる必要があるので、強磁性層Ａや強磁性層Ｂの膜厚が２ｎｍ程度まで薄くなると、磁気結合層厚が０．８ｎｍ以下の場合は磁気結合層の反強磁性的結合磁界が約７ｋＯｅまたはそれ以上に増大し、実用的な外部磁界で磁化固着層の磁化方向規定熱処理が困難になってしまう。このため磁気結合層厚は０．８ｎｍを超える厚さにした方が、実用的な外部磁界例えば７ｋＯｅで磁化固着層の磁化方向規定熱処理が可能であって好ましい。
【０２３５】
表６の本発明の実施の形態において採用しているＳｙＡＦ磁気結合層においては、ＣｏＦｅ合金で構成された強磁性層Ａおよび強磁性層Ｂの厚みが２．５ｎｍ、Ｒｕで構成された磁気結合層の厚み０．９ｎｍとすることにより、反強磁性結合磁界は約４ｋＯｅであり、この程度の反強磁性磁界で磁化固着層の耐熱性確保を十分に良好に行うことができる。
【０２３６】
本発明においては、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しいか、あるいは強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚よりも厚い構成が好ましい。強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場合には、強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚よりも厚い場合に比べて、媒体磁界や縦バイアス磁界に対して磁化固着層の磁化が著しく安定である。
【０２３７】
一方、強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚よりも大きい場合には、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場合に比べて、ＥＳＤによる固着磁化反転のない良好なＥＳＤ特性が実現できる。この場合、強磁性層Ａの磁気膜厚に対する強磁性層Ｂの磁気膜厚の比が０．７〜０．９の範囲とすることが好ましい。例えば強磁性層Ａに２．５ｎｍのＣｏＦｅ合金、強磁性層Ｂに２ｎｍのＣｏＦｅ合金とすることが好ましい。強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁性膜厚がほぼ等しい場合でも、磁気ディスクドライブに電流によって磁化固着層の磁化を所定の方向に再固着する回路を組み込む（例えば米国特許第５６５０８８７号）ことによって、ＥＳＤによる固着磁化反転が生じても再固着できるドライブが実現できる。２００℃におけるＪの値が０．０２ｅｒｇ／ｃｍ２  以上を実現するには、Ｍｎを主成分とする、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどからなるγ−Ｍｎ相、あるいはＡｕＣｕＩＩ形の規則化相を主相とする反強磁性層（Ｍｎの組成が０を超えて４０％未満で実現し易い）を、あるいはＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎ、ＮｉＭｎなどからなる面心正方晶の規則化相（ＣｕＡｕＩ型）を含む反強磁性層（Ｍｎ組成が４０％以上７０％以下で実現し易い）を、あるいはＣｒＭｎやＣｒＡｌなどのＣｒ系反強磁性層を用いることが好ましい。
【０２３８】
さらにこれらの合金で２００℃におけるＪの値が０．０２ｅｒｇ／ｃｍ２  以上を高い抵抗変化率が得られる薄い反強磁性層にて実現するには、最密面が配向した結晶構造を実現することが必要である。
【０２３９】
表８に示された配向度を表わすパラメータである最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅ΔθとＴｂおよびＪの関係から、半値幅Δθが８゜以下でＪの値が０．０２ｅｒｇ／ｃｍ２  以上が得られ、本発明の磁気抵抗効果ヘッドが実現できることがわかる。ＰｔＭｎなどの面心正方晶に規則化した反強磁性層、ＣｒＭｎなどのｂｃｃ系の反強磁性層でも同様に最密面が配向すると薄い反強磁性膜厚で高Ｔｂかつ２００℃での高いＪが実現できる。ここに最密面は、ｆｃｃ相の場合は（１１１）ピークを、ｈｃｐ相の場合は（００２）ピークを、ｂｃｃ相の場合は（１１０）ピークをそれぞれ意味する。また、面心正方晶からなる規則化相を含むＰｔＭｎなどの場合には、残存するｆｃｃ相が（１１１）面配向していること、あるいは規則化した面心正方晶の（１１１）面が配向していることを意味する。なおｆｃｃ相やｈｃｐ相の場合、積層欠陥を含んでもよい。
【０２４０】
なお、図２０に示すように、最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅はヘッド断面からの透過電子顕微鏡回析像における最密面スポットの膜面垂直方向からの揺らぎによっても表現でき、Ｘ線回析によるロッキングカーブ半値幅と透過電子顕微鏡回析像の最密面スポットの揺らぎ角度は概ね一致する。
【０２４１】
このような良好な最密面配列を実現するには、スピンバルブ膜の成膜を酸素ガスなどの不純物を極力抑制した雰囲気で行う。例えば１０−９Ｔｏｒｒ台にまで予備排気ができる装置による成膜、５００ｐｐｍ  以下に酸素含有量を抑制したスパッタターゲットを用いた成膜、基板バイアススパッタなどの方法により適度なエネルギーをスパッタ原子が基板に堆積する際に与える成膜、アルミナキャップ層とスピンバルブ膜との間に下地層、例えば、Ａｕ、Ｃｕ、Ａｇ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ｐｄなどの貴金属単体あるいは合金下地層や、ＮｉＦｅ、ＮｉＣｕ、ＮｉＦｅＣｒ、ＮｉＦｅＴａなどのＮｉ系合金層を設ける、などの方法がある。
【０２４２】
以上、「耐熱性と再生出力の向上」に関する本発明の第２〜第６の実施の形態に関する共通的な技術思想について概説した。
【０２４３】
次に、本発明の第２〜第６の実施の形態について詳細に説明する。
【０２４４】
（実施の形態２）
図１７に本実施形態にかかる磁気抵抗効果ヘッドの一例を示す。図１７においてアルチック（Ａｌ２  Ｏ３  ・ＴｉＣ）基板１０に下シールド１１、下ギャップ膜１２を形成し、その上にスピンバルブ素子１３を形成する。ここに下シールド１１は、厚み０．５〜３μｍを有するＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金などであって、ＮｉＦｅやＦｅＡｌＳｉ合金では研磨により表面凹凸を除去することが好ましい。また下ギャップ膜１２には厚み５〜１００ｎｍのアルミナや窒化アルミなどが用いられる。
【０２４５】
スピンバルブ素子はスピンバルブ膜１４と一対の縦バイアス膜１５および一対の電極１６から構成される。スピンバルブ膜は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆなどの厚み１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４１、必要に応じて厚み０．５〜５ｎｍの第２の下地層１４２、反強磁性層１４３、磁化固着層１４４、厚み０．５〜４ｎｍの中間層１４５、磁化自由層１４６、必要に応じて厚み０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。
【０２４６】
その上にギャップ層１７、上シールド１８が形成される。また図示していないが、さらにその上に記録部が形成される。ギャップ層１７は厚み５〜１００ｎｍのアルミナや窒化アルミなどが用いられ、上シールド１８には厚み０．５〜３μｍを有するＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金などが用いられる。
【０２４７】
反強磁性層１４３としてＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのγ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金や、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎなどの面心正方晶の規則系合金が用いられる場合には、下地層１４２は、Ｃｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｎｉなどまたはそれらを主成分とするＡｕＣｕ、ＣｕＣｒなどの合金、特願平９−２２９７３６号に記載のＮｉ、Ｎｉ系合金、ＮｉＦｅ、ＮｉＦｅ系合金など、Ｒｕ、Ｔｉなど、またはそれらを主成分とする合金からなるｈｃｐ相金属が好ましい。
【０２４８】
また反強磁性層１４３としてＣｒ系反強磁性合金膜を用いる場合には、下地層１４２は、上述した下地層でもよいが、ｂｃｃ層からなるＣｒ、Ｖ、Ｆｅなど、またはそれらを主成分とする合金からなる下地層も適する。
【０２４９】
磁化固着層１４４は磁気結合層１４４２を介して反強磁性的に結合する２層の強磁性層Ｂの１４４１と強磁性層Ａの１４４３からなる３層膜で構成されている。強磁性層Ｂと反強磁性層１４３との中間、または強磁性層Ｂと縦バイアス膜の反強磁性膜との中間に酸素、窒素などの非金属を挿入すると大きな抵抗変化が得られるので好ましい。この場合、非金属を挿入する層の厚さは０．２〜２ｎｍが好ましい。例えば、強磁性層Ａ（または強磁性層Ｂ）をその中間に酸化層を介した強磁性層Ａ（または強磁性層Ｂ）／酸化層／強磁性層Ｂ（または強磁性層Ａ）が好ましい。
【０２５０】
磁気結合層１４４２はＲｕ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｃｒからなる金属、特に大きな反強磁性結合機能を有するＲｕや広い膜厚範囲で反強磁性結合機能を有するＲｕや広い膜厚範囲で反強磁性結合機能が得られるＣｒが好ましい。磁気結合層の膜厚としては、文献（Ｐｈｙ．Ｒｅｖ．Ｌｅｔｔ．  ６７．（１９９１）  ３５９８）に示されているような反強磁性結合機能を発現できる膜厚であれば使用可能である。
【０２５１】
図２１にはＣｏの強磁性層およびＣｏＦｅ合金の強磁性層の磁気結合層に、Ｒｕを用いた場合の熱処理後のＲｕ厚と反強磁性結合の低下度合の関係を残留磁化比Ｍｒ／Ｍｓによって示したものである。ここにＭｒ／Ｍｓ＝１は反強磁性結合が完全に消失、Ｍｒ／Ｍｓ＝０が完全な反強磁性結合であることを示す。
【０２５２】
図２１に示されたように、磁気結合層にＲｕを用いた場合には、磁化固着層１４４の磁化方向を決める熱処理やその他のヘッド工程で場合によっては必要になる２５０〜３００℃での熱処理を施しても隣接する強磁性層Ｂ、強磁性層Ａと磁気結合層との相互拡散による磁気結合機能などの特性劣化を生じない０．８ｎｍを超えて１．２ｎｍ以下が好ましい。Ｒｕ層が０．８ｎｍ以下では相互拡散による反強磁性結合機能の低下について注意を払う必要があり、他方で１．２ｎｍ厚を超えると反強磁性結合が困難になる。また磁気結合層にＣｒを用いた場合には、Ｒｕを用いた場合と同様な理由で、０．８ｎｍを超えて１．５ｎｍ以下が好ましい。そして強磁性層Ｂおよび強磁性層ＡにはＣｏまたはＣｏ系合金が好ましい。
【０２５３】
強磁性層Ｂおよび強磁性層ＡにＣｏ１−ｘ  Ｆｅ合金（０＜ｘ≦０．５）を用いれば、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのγ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金からなる反強磁性層１４３との大きな交換結合係数が得られ、しかもＲｕと強磁性層Ｂおよび強磁性層Ａとの拡散を防ぐことができるので特に好ましい。ＣｏＦｅ合金に代えてＣｏを用いる場合には、Ｊがおよそ２／３となり、また図２１に示すように２７０℃、１時間保持程度の熱処理でも安定な磁気結合機能を維持できる磁気結合層の膜厚範囲がＣｏＦｅ合金の場合に比べて狭くなる。
【０２５４】
なお、磁気結合層の表面平滑性も、その反強磁性結合機能の耐熱性を維持するために重要であって、１０ｎｍ２  程度の膜面内の微小領域にて、磁気結合層の厚みよりも大きな表面凹凸が発生すると、反強磁性結合機能の耐熱性が劣化する。従って磁気結合層の表面凹凸の大きさは磁気結合層の膜厚以下であることが好ましい。
【０２５５】
表９に強磁性層Ａと強磁性層Ｂの膜厚に対するスピンバルブ膜面抵抗Ｒｓ、面抵抗変化ΔＲｓおよび抵抗変化率ΔＲ／Ｒの変化を示す。また図２２にはスピンバルブ膜の磁界に対する抵抗値の変化を示す。
【０２５６】
【表４】
0003585807.tif 000009
表９から、強磁性層Ｂと強磁性層Ａの膜厚は１〜５ｎｍが大きな抵抗変化率を得るために好ましく、特に１ｎｍ〜３ｎｍの膜厚が図２２に示された外部磁界に対して安定な（＋６００Ｏｅの外部磁界を加えても抵抗の低下が僅か）磁化固着層に加えて、大きなスピンバルブ膜面抵抗Ｒｓが得られ、面抵抗変化ΔＲｓも満足できるものであるので特に好ましい。ここで、再生出力はセンス電流と抵抗変化の積に比例し、抵抗変化は抵抗変化率とスピンバルブ膜の面抵抗の積に比例するので、抵抗変化率が大きいだけでは面抵抗が小さい場合には高出力を得ることができない。即ち、高出力を得るには、高い抵抗変化率とともに、高い面抵抗が必要である。
【０２５７】
図２３は強磁性層Ａの膜厚を３ｎｍ一定とし、強磁性層Ｂの膜厚を変えた場合の磁界による抵抗変化を示す図である。
【０２５８】
図２３にみられるように、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚とを等しくすると、＋６００Ｏｅの高磁界による抵抗の変化が小さく、従って媒体磁界、縦バイアス層からの磁界や、記録部形成熱処理時の外部磁界などに対して著しく安定な磁化固着層が実現できる。またＥＳＤによる磁化固着層の磁化反転の問題は、すでに述べたようにドライブに組み込んだ固着磁化方向を補償する回路による電流で、磁化方向を所望の方向に戻すことにより対応できる。
【０２５９】
一方、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚を異ならせることによって、以下の利点が得られる。まず第１に、スピンバルブの基本的な構成である磁化自由層と磁化固着層の磁化を直交させるための、熱処理による磁化固着の操作が容易になる。第２に、強磁性層Ｂの膜厚と抵抗変化率との関係を示す表１０によって明らかなように、強磁性層Ｂの磁気膜厚を強磁性層Ａの磁気膜厚よりも小さくすることによって、より高い抵抗変化率が得られる。第３にＥＳＤによる磁化固着層の磁化反転がほとんど起こらなくなり、ブレークダウン電圧近傍まで安定な再生出力が得られる。ここにブレークダウン電圧はスピンバルブ素子が電圧により破壊してスピンバルブ素子抵抗が増大し始める電圧である。
【０２６０】
【表５】
0003585807.tif 000010
例えば強磁性層Ａ、強磁性層Ｂおよび磁化自由層にそれぞれ、Ｃｏ、ＣｏＦｅおよびＮｉＦｅを用いて、非磁性中間層にＣｕを用いた場合には、強磁性層Ｂと強磁性層Ａの磁気膜厚の比を０．７〜０．９に設定して強磁性層Ｂの厚みを２．５ｎｍに設定した場合に、図２４、図２５および表１１に示すような良好なＥＳＤ特性を得ることができる。ここに図２４および図２５はスピンバルブ素子にヒューマンボディモデルによる模擬のＥＳＤ電圧を与えた後の抵抗と出力を示し、図２４は強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁気膜厚が等しい場合、図２５は強磁性層Ａの磁気膜厚が強磁性層Ｂの磁気膜厚より大きい場合を示す。また表１１はスピンバルブ素子に対するテストパターンによるＥＳＤ特性を示したものである。
【０２６１】
【表６】
0003585807.tif 000011
これはＥＳＤ発生時に、磁化固着層には電流磁界を主とする磁界が強磁性層Ｂに対し、強磁性層Ａに対するよりも強く加わるが、その電流磁界の比、Ｈ（ｃｕｒｒｅｎｔ）Ｂ  ／Ｈ（ｃｕｒｒｅｎｔ）Ａ  が、磁気膜厚の逆比、（Ｍｓ・ｔ）Ａ  ／（Ｍｓ・ｔ）Ｂ  とほぼ一致するために、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁化と外部磁界とのエネルギーの変化量が相殺して、全体としてのエネルギー変化、
｛（Ｍｓ・ｔ）・Ｈ（ｃｕｒｒｅｎｔ）｝Ａ  −｛（Ｍｓ・ｔ）Ｈ（ｃｕｒｒｅｅｎｔ）｝Ｂ  
が小さい状態が実現でき、その結果ＥＳＤ電流磁界では磁化固着層の磁化を動かすことができないためである。
【０２６２】
図２３に示すように、強磁性層Ａが３ｎｍ、強磁性層Ｂが２ｎｍであって、従って（Ｍｓ・ｔ）Ｂ  ／（Ｍｓ・ｔ）Ａ  ＝０．６７となる場合には、強磁性層Ａ、強磁性層Ｂとも３ｎｍの同図（ａ）の場合に比べて、ＨＵＡ＊  が低下し、従って磁化固着層の耐熱性も低下する。このように強磁性層Ａよりも強磁性層Ｂの磁気膜厚を小さくした場合には、強磁性層Ｂに加わる反強磁性層からのバイアス磁界と同じ方向（即ち、強磁性層Ｂの磁化と同じ方向）にセンス電流からの磁界が加わるように、センス電流の通電方向を選ぶことが好ましい。その理由は強磁性層Ａの方が磁気膜厚が大きいと、従来の単層の磁化固着層のスピンバルブ膜と同様に、強磁性層Ａと強磁性層Ｂとの磁気膜厚差に相当する漏洩磁界が磁化自由層に加わるので、磁化自由層と磁化固着層との磁化直交配置が乱され、再生出力の低下は再生波形の上下非対称が増大するなどの問題を生じるが、この漏洩磁界は、スピンバルブにおける磁化と漏洩磁界を示す図２６に示されるように、センス電流による磁界が交換バイアス磁界と同方向に加わるようにセンス電流を流すことによって相殺することができる。
【０２６３】
非磁性中間層にはＣｕ、Ａｕ、Ａｇ単体またはそれらを主成分とする合金を用いることが好ましい。その膜厚は抵抗変化率を得られる範囲である１〜１０ｎｍ程度であれば基本的に使用できるが、特に本発明のスピンバルブ膜では、１．５ｎｍ〜２．５ｎｍの膜厚範囲が、磁化固着層と磁化自由層の間に発生する強磁性的結合磁界を１５Ｏｅ以下に抑制でき、且つ高い抵抗変化率が得られるのでとくに好ましい。
【０２６４】
磁化自由層には、ＣｏやＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＦｅＮｉなどのＣｏ合金、ＮｉＦｅ合金またはそれらの積層構成、例えば中間層側に０．３〜１．５ｎｍの薄いＣｏを介したＮｉＦｅ合金が用いられる。そして磁化自由層の膜厚は、１〜１０ｎｍが好ましい。
【０２６５】
表１２は磁化固着層（磁化固着層）の厚みを２．５ｎｍ一定とし、磁化自由層の厚みと抵抗変化率ΔＲ／Ｒとの関係を示した表である。表１０に示したように、本発明においては、磁化自由層厚は２〜５ｎｍが高い抵抗変化率を得るために特に好ましい。
【０２６６】
【表７】
0003585807.tif 000012
表１３は磁化自由層の厚さを４ｎｍ一定とし、磁化固着層の強磁性層Ａの厚さと抵抗変化率ΔＲ／Ｒとの関係を示した表である。表１１に示すように、２〜５ｎｍの磁化自由層の厚みｔ（Ｆ）と強磁性層Ａの厚みｔ（Ｐ）との間に、
−０．３３≦｛ｔ（Ｆ）−ｔ（Ｐ）｝／ｔ（Ｆ）≦０．６７
の関係を有することが、高い抵抗変化率を得るために好ましい。
【０２６７】
【表８】
0003585807.tif 000013
保護膜にはＴａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗなどの金属またはそれらの合金あるいはそれら金属の酸化物、窒化物などが用いられる。特に酸化物や窒化物では、例えばＮｉＦｅ酸化物、窒化アルミ、タンタル酸化物などの高抵抗の保護膜が、高い抵抗変化率を得るために好ましい。その膜厚は例えば０．３〜４ｎｍと極力薄いことが後程述べる電極や縦バイアス層を形成する上で保護膜のエッチングによる除去が容易になるので好ましい。また、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｉｒ、Ｃｕ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｅなどの貴金属単体または合金単層または積層体を、例えばＣｏＦｅ磁化自由層の場合には、Ｃｕ／Ｒｕ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｃｕ合金など、ＮｉＦｅ磁化自由層の場合にはＡｇ、Ｒｕ、Ｒｕ／Ａｇ、Ｒｕ／Ｃｕ、Ｃｕなどを保護膜に用いてもよい。酸化物、窒化物、貴金属保護膜の上にさらにＴａなどの高抵抗保護膜を形成してもよい。
【０２６８】
磁化固着層と磁化自由層の磁化を直交させることは、次の方法によって実施できる。即ち、反強磁性層１４３がＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどのγ−Ｍｎ系のＭｎリッチ合金の場合は、スピンバルブの成膜を行う際に、磁気結合層１４４２までの成膜をスピンバルブ素子の幅方向、即ちハイト方向に印加した磁界中で行った後に、反強磁性層１４３の交換結合バイアス磁界方向を一方向に揃えるために熱処理を施す。なお、この反強磁性層１４３の交換結合バイアス磁界方向を一方向に揃えるための熱処理は、強磁性層Ｂの成膜直後でもよいが、Ｒｕなどの磁気結合層がより酸化に強いため、磁気結合層１４４２層まで成膜した方が好ましい。この熱処理は、成膜後リークをすることなく真空中で、Ｔｂより高い温度にて短時間、好ましくは１０分以下の短時間、完全に強磁性層Ｂが飽和する磁界中で行うことが好ましい。例えばＴｂが３００℃のＩｒＭｎでは３５０℃で１分程度行う。
【０２６９】
次にリークをすることなく、少なくとも磁気自由層成膜中にはスピンバルブ素子のトラック幅方向に磁界を加えてその後のスピンバルブ素子の成膜を行う。反強磁性層１４３がＰｔＭｎやＮｉＭｎの規則化合金の場合も同様であるが、γ−Ｍｎ系の反強磁性層とは異なり、必ずしも強磁性層Ｂまでの成膜を磁界中で行う必要はなく、その後の熱処理を２００℃以上の高温、好ましくは２７０〜３５０℃で数時間、好ましくは１〜２０時間行う必要がある。熱処理後は同様に磁化自由層の成膜中に磁界を付与してその後のスピンバルブ成膜を行う。
【０２７０】
なお、いずれの反強磁性層も、スピンバルブ成膜中での熱処理を、スピンバルブ成膜後に行うこともできる。その場合には、磁気結合層１４４２の結合磁界を上回る磁界を加えて、強磁性層Ａと強磁性層Ｂの磁化を完全に同方向（ハイト方向）に飽和させて熱処理することが好ましい。例えば、強磁性層Ｂ／磁気結合層／強磁性層Ａが、ＣｏＦｅ２ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ２ｎｍの場合、Ｒｕの結合磁界は約６ｋＯｅであることから、熱処理中に加える磁界は７ｋＯｅ以上が好ましい。この熱処理時に加える磁界を小さくするためには、スピンバルブ膜を素子形状に加工する前に熱処理を行うことが好ましい。加工後では素子形状による反磁界のために、強磁性層Ａと強磁性層Ｂを飽和させるのにより強い磁界が必要になる。
【０２７１】
以上の方法により、磁化固着層１４４の磁化を所望の方向に固定させる。しかし、上記の熱処理が強い場合には、磁化自由層１４６や下シールド１１の磁化容易軸が磁化固着層と同様にスピンバルブ素子のハイト方向に向いてしまい、磁化固着層の磁化と直交させることが困難になる。磁化自由層や下シールドの磁化容易軸をトラック幅方向に向けるには、記録ヘッドにおけるレジストキュア工程において、シールドや磁化自由層がトラック幅方向に飽和する必要最小限度磁界、例えば１００〜３００Ｏｅ程度を加えて、シールドや磁化自由層の磁化容易軸をトラック幅方向に安定化することが好ましい。また、下シールドはスピンバルブ成膜前にあらかじめ熱処理により、磁化容易軸をトラック幅方向に安定化しておくことが好ましい。
【０２７２】
図１７に示したアバットジクションタイプの素子構造、即ち、磁化自由層のトラック幅端部を除去してそこに縦バイアス層を形成した素子構造では、縦バイアス層に硬質磁性膜例えばＣｒやＦｒＣｏなどの下地の上に形成したＣｏＰｔやＣｏＰｔＣｒなど、あるいは強磁性層１５１と反強磁性層１５２を順次積層して強磁性層をハード化したものが用いられる。先に反強磁性層１５２を成膜して、次に強磁性体層１５１を成膜してもよい。今後の挟トラックに対応して、トラック幅端での急峻な再生感度プロファイルを得るには、磁化自由層に対する縦バイアス強磁性層、即ち、硬質磁性層または反強磁性膜で交換結合バイアスされた強磁性層の磁気膜厚比、（Ｍｓ・ｔ）ＬＢ／（Ｍｓ・ｔ）Ｆ  を２以下に設定することが好ましい。磁化自由層が２〜５ｎｍ厚、あるいは磁気膜厚で３〜６ｎｍＴ程度まで薄くなると、（Ｍｓ・ｔ）ＬＢ／（Ｍｓ・ｔ）Ｆ  を２以下にするために、縦バイアス強磁性層も非常に薄くなり、例えば磁気膜厚で１２ｎｍＴ以下となる。
【０２７３】
ところが一般に硬質磁性膜では１０ｎｍ厚程度に薄くなると高保磁力が得難くなる。例えばＭｓが１ＴのＣｏＰｔ硬質磁性膜では、２０ｎｍ厚では、２０００Ｏｅの高保磁力であったものが、１０ｎｍでは８００Ｏｅに低下する。一方、強磁性膜／反強磁性膜タイプの縦バイアス層では強磁性膜１５１が薄くなるほど交換バイアス磁界が増大して固着が強固となる。例えば、Ｍｓが１ＴのＮｉＦｅと７ｎｍ厚のＩｒＭｎを積層した縦バイアス層では、２０ｎｍ厚で８０Ｏｅであった保磁力が１０ｎｍ厚では１６０Ｏｅにまで増大する。この１６０Ｏｅは、従来のＭＲヘッドで実績を有する値である。従って磁化自由層の厚さが極薄い領域、例えば５ｎｍ厚以下となるような領域では、強磁性膜／反強磁性膜タイプの縦バイアス層を用いることが望ましい。
【０２７４】
さらに、強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２の縦バイアス層では、強磁性膜１５１の飽和磁化は磁化自由層の飽和磁化とほぼ等しいか、それより大きいことが、なるべく小さな縦バイアス磁界でバルクハウゼンノイズを十分に除去する上で好ましい。即ち、強磁性膜１５１としてはＮｉＦｅ合金でもよいが、より飽和磁化の大きいＮｉＦｅＣｏ合金、ＣｏＦｅ合金、Ｃｏなどがより好ましい。強磁性膜１５１として飽和磁化の小さい膜を用いて、その膜厚を大きくすることにより、漏洩磁界を強めてバルクハウゼンノイズの除去を行うと、特に狭いトラック幅になると再生出力の低下を引き起こす。
【０２７５】
なお、図１７ではスピンバルブ膜全部を除去しないで、縦バイアス層を形成した場合を示したが、下地層１４１までエッチング除去してもよい。しかし強磁性層の結晶性を良好に保つためには、縦バイアス層を形成する前のエッチングする深さとして、少なくとも下地層１４２を残してその結晶性改善効果を利用することが好ましい。膜厚制御の観点からは、より厚い反強磁性層１４３を若干エッチングして、その交換バアイスを弱めて良好なハード膜特性の縦バイアス層を得ることが好ましい。非磁性中間層の途中までエッチングを終了してその上に強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２からなる縦バイアス層を付与してもよい。なお、結晶性改善のために、あるいは磁化固着層や反強磁性層１４３と縦バイアス層との磁気結合を弱めるために、強磁性膜１５１の下に、下地層１４３と同様にごく薄い下地層１５３を設けてもよい。磁化自由層と縦バイアス層との磁気結合の低減を最小限に止めるために、下地層１５３の厚みは１０ｎｍ以下が好ましい。
【０２７６】
硬質磁性膜を用いる場合にも、同様に磁化自由層と硬質磁性膜の飽和磁化を揃えることが好ましい。しかし、ＣｏＦｅなどの高い飽和磁化自由層に匹敵する高い飽和磁化の硬質磁性膜を作製することは通常困難である。そこで硬質磁性膜の下地としてＦｅＣｏのような高い飽和磁化の膜を用いて、磁化自由層との飽和磁化とのバランスを保つ方法が、小さな縦バイアス磁界でハルクハウゼンノイズを除去するのに適する。
【０２７７】
反強磁性膜１５２には、スピンバルブ膜に用いたものと同様な反強磁性体を用いることができる。しかし、スピンバルブの反強磁性層の交換バイアス磁界はハイト方向、そして縦バイアス層の反強磁性膜１５２の交換バイアス磁界はトラック幅方向と、互いに直交させる必要がある。そこで、例えば両者のブロッキング温度Ｔｂを異ならせて、最初に高いＴｂを有する反強磁性層の交換バイアス磁界方向を熱処理により規定した後、それより低いＴｂを有する反強磁性膜に対してより低温の熱処理を行って、高Ｔｂ反強磁性層の交換バイアス方向を安定に保ったまま、低いＴｂを有する反強磁性膜の交換バイアス磁界方向を設定することにより、互いの交換バイアス磁界を直交させることができる。
【０２７８】
具体的には、反強磁性膜１５２には、ＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎなどの熱処理により、ＨＵＡを発現する反強磁性膜でもよいが、磁化固着層が安定な温度で熱処理できるＴｂが２００〜３００℃の、ＲｈＭｎ、ＩｒＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＦｅＭｎなどを、スピンバルブ膜の反強磁性層にはそれよりＴｂが高い反強磁性体、即ち、ＩｒＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎなどを用いると、前述したレジストキュア熱処理工程にてスピンバルブ膜の磁化固着層磁化の方向を乱すことなく、反強磁性膜１５２の交換バイアス方向をトラック幅方向に規定できる。即ち、本発明の特徴であるブロッキング温度以下でピン磁化が急激に安定化する性質を利用することによって、両反強磁性膜の間のブロッキング温度差がわすが数十℃であっても、縦バイアスと磁化固着層磁化とを良好に直交させることができる。また反強磁性膜１５２に磁界中成膜で交換バイアス磁界を付与できるＩｒＭｎ、ＦｅＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎ、ＣｒＭｎＰｔ、ＣｒＭｎなどを用いると、熱処理が不要なために、スピンバルブ膜の反強磁性層１４３のバイアス磁界方向が乱されることはなく、スピンバルブ膜の反強磁性層１４３にどのような反強磁性層を用いても、縦バイアス方向と磁化固着層磁化方向とを直交させることができる。
【０２７９】
一方、図２７に示すように、磁化自由層のトラック幅端部の保護膜１４７のみをエッチング除去して、その上に反強磁性膜を交換結合積層した構造でも、磁化自由層に縦バイアスを加えることができる。縦バイアス層１５は反強磁性層１５２とその下地として磁化自由層との交換結合を強めるためのバッファ層１５１１を介することが好ましい。このバッファ層１５１１はＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉなどからなる強磁性層であることが好ましい。縦バイアスの磁化方向の規定は強磁性層１５１／反強磁性層１５２の縦バイアスの場合と同様である。反強磁性層を用いた縦バイアス方式は、硬質磁性膜方式のように余分な縦バイアス磁界を発生させてヘッドの感度低下を引き起こしたりすることなく、バルクハウゼンノイズを抑制できる利点がある。
【０２８０】
（実施の形態３）
図２８に本発明の第３実施形態を示す。図２８は図２１とはスピンバルブ膜の構造が異なる。図２７において、下ギャップ１２の上に形成されたスピンバルブ膜１４は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆなどの厚さ１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４１、必要に応じて厚み０．５〜５ｎｍの第２の下地層１４２、磁化自由層１４６、厚さ０．５〜４ｎｍの中間層１４５、磁化固着層１４４、反強磁性層１４３、必要に応じて厚さ０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。ここで磁化自由層（フリー層）１４６、中間層１４５、磁化固着層１４４、反強磁性層１４３は実施形態２と同じ構成である。
【０２８１】
下地層１４２には、Ａｕ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｇ、Ｐｔ、またはＲｈ、またはそれらを主成分とする合金を用いると、特に磁化自由層にＣｏＦｅ合金を用いた場合に抵抗変化率の耐熱性を高めることができる。
【０２８２】
図２７において、図２１と同じ一対の縦バイアス層１５、一対の電極１６によりスピンバルブ１４と合わせてスピンバルブ素子１３が構成される。さらにその上に図２１と同様、上ギャップ層１７、上シールド１８が構成される。
【０２８３】
（実施の形態４）
図２９は本発明のさらに他の実施形態であって、本発明をデュアルタイプのスピンバルブ構造に適用した場合の例を示すものである。
【０２８４】
図２９においては実施形態２の図２１および実施形態３の図２７の場合と同様に、下シールド１１、下ギャップ１２の上に、一対の縦バイアス層１５、一対の電極１６、縦バイアス層１５、スピンバルブ膜１４からなるスピンバルブ素子１３が形成され、その上に上ギャップ１７、上シールド１８が形成される。しかし、電極１６の間隔やスピンバルブ膜１４の構成が図２１および図２７とは異なる。
【０２８５】
スピンバルブ膜１４は、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆなどの厚さ１〜１０ｎｍの非磁性下地層１４１、必要に応じて厚さ０．５〜５ｎｍの第２の下地層１４２、反強磁性層１４３、磁化固着層１４４、厚さ０．５〜４ｎｍの中間層１４５、磁化自由層１４６、厚さ０．５〜４ｎｍの第２の中間層１４８、第２の磁化固着層１４９、第２の反強磁性層１５０、必要に応じて厚さ０．５〜１０ｎｍの保護膜１４７から構成される。
【０２８６】
磁化固着層１４４と磁化固着層１４９の少なくとも一方に、図１７と同じ強磁性層Ａ、磁気結合層、強磁性層Ｂからなる積層磁化固着層を用いる。そして１）磁化固着層１４９にはＳｙＡＦ磁化固着層、磁化固着層１４４には従来の単層磁化固着層の組み合わせ、２）逆に磁化固着層１４４にはＳｙＡＦ磁化固着層、磁化固着層１４９には従来の単層磁化固着層の組み合わせ、あるいは３）磁化固着層１４９と磁化固着層１４４の双方ともＳｙＡＦ磁化固着層の組み合わせを用いることができる。
【０２８７】
縦バイアス層１５はいわゆるアバットジャンクションタイプの素子構造であるが、図１７、図２７、図２８と同様な縦バイアス層１５をリフトオフ法、即ち、フォトレジストをマスクにして、スピンバルブ膜のトラック幅端部をエッチング除去した後、スパッタ、蒸着、イオンビーム成膜などの方法により、縦バイアス層１５を形成するのに際して、スピンバルブ膜１４のエッチング除去を少なくともスピンバルブ膜１４の導電体層部をのこすように行うことが好ましい。例えば反強磁性層１４３がＩｒＭｎのようなγ−Ｍｎ系合金の場合には、反強磁性層１４３の一部を少なくとも残すことが好ましい。
【０２８８】
トラック幅端部に導電体部を残すと、アバットジャンクションの接触抵抗が下がるので、低抵抗のスピンバルブ素子１３が実現しやすく、このため静電気に対して強いヘッドが実現できる。勿論、トラック幅端部のスピンバルブ膜のすべてをエッチング除去して縦バイアス層を形成してもよい。
【０２８９】
電極１６は縦バイアス層と一括してリフトオフ形成してもよいが、この場合は電極間隔と縦バイアス層の間隔がほぼ一致する。あるいは電極形成を縦バイアス層形成とは分離して、電極間隔を縦バイアス層の間隔より狭めて形成した、いわゆるリードオーバーレイド構造としてもよい。リードオーバーレイド構造とすると、特に縦バイアス層に硬質磁性層を用いた場合には、硬質磁性層からの漏洩磁界の影響を電極とスピンバルブ膜が積層されているトラック幅エッジ部近傍に閉じ込めることができ、電極間で規定される再生トラック幅の、トラック幅方向の感度プロファイルシャープに高精度で規定できるメリットがある。特に再生トラック幅がサブミクロンとなるような高密度記録では、そのメリットが従来の方法に比べてより明確になる。このリードオーバーレイド構造は当然図２１や図２７の実施形態にも適用できる。
【０２９０】
（実施の形態５）
図３０は本発明のさらに他の実施形態である。図２１に示した実施の形態２と同様に、基板（図示せず）上に下シールドおよび下キャップ（図示せず）を形成し、さらにその上にスピンバルブ膜１３を形成し、さらにその上に図示していないが上キャップ、上シールド、記録部を形成する。スピンバルブ膜１３のトラック幅両端には一対の縦バイアス層１５および電極１６を形成する。縦バイアス層には一例として、下地層１５３、強磁性膜１５１、反強磁性膜１５２からなる積層体を用いる場合を示した。縦バイアス層には当然ＣｏＰｔなどの硬質磁性膜を用いることができる。
【０２９１】
電極１６はＴａ／Ａｕ／Ｔａなどの低抵抗金属を少なくとも含む材料を用いて形成し、電極間隔ＬＤは縦バイアス層間隔ＨＭＤよりも狭く形成され、スピンバルブ膜１３と電極１６はトラック幅両端近傍で面接触する領域を有する。縦バイアス層や電極は通常リフトオフにより形成されるが、イオンミリング法や反応性イオンエッチング法などにより形成してもよい。プロセス工程が煩雑になるが、特に高精度の電極形成にはドライブプロセスが適する。
【０２９２】
縦バイアス層１５が存在しない電極１６直下のスピンバルブ膜１３領域では、電極の抵抗値がスピンバルブ膜の抵抗値に比べて十分に小さい場合、例えば１／１０以下の場合には、さらにスピンバルブ膜の磁化自由層１４６の磁化が媒体磁界がほぼゼロのとき、トラック幅方向にほぼ規定されていると、スピンバルブ膜の電極直下などの電極間以外の箇所では再生感度が大幅に低減されるので、電極間隔ＬＤで再生トラック幅が規定でき、トラック幅端における急峻な再生感度分布が実現できる。
【０２９３】
さらにスピンバルブ膜１３と電極１６は面接触領域が通常のアバットジャンクション方式と比べて十分広くとれるので、電極とスピンバルブとの接触抵抗が十分に小さく制御でき、その結果低抵抗のスピンバルブ素子が実現でき、低ノイズでしかもＥＳＤに強い磁気抵抗効果ヘッドが実現できる。
【０２９４】
ここで今後記録密度を高めるために再生トラック幅を狭めてゆくには、電極間隔ＬＤを狭めてゆく必要がある。一方、電極間隔が著しく狭くなると素子の幅、即ちハイトをそれ以上に狭めることは困難になる。従ってＨＤをＬＤよりも大きくすることが、ヘッドを歩留まりよく製造する上で好ましい。具体的には、ヘッド量産時の歩留まりを良好に保つために機械加工で寸法を決定するハイトについては０．５μｍ程度かそれ以上が必要であり、再生トラック幅が０．５μｍ以下に狭まる場合にはＨＤをＬＤよりも大きく設定することが好ましい。しかしその場合には以下の問題が発生する。
【０２９５】
その第１の問題は、再生を行うスピンバルブ膜領域の抵抗が減少するために、再生出力が減少することである。この問題に対してはスピンバルブ膜の面抵抗を高めることによって回避された。通常のＳｙＡＦ固着層では固着層厚が従来単層の磁化固着層よりも厚いので高い面抵抗を得るのが困難であったが、表１４および表１５に示すように、本発明では磁化固着層の厚み、非磁性中間層および磁化自由層の厚みの合計を１４ｎｍ厚以下に抑えることにより、１６Ω以上の高い面抵抗と８％以上の高い抵抗変化が両立できる。
【０２９６】
【表９】
0003585807.tif 000014
【０２９７】
【表１０】
0003585807.tif 000015
【０２９８】
このような極薄のスピンバルブ膜を用いて高抵抗変化率を実現するためには、１）磁化固着層の強磁性層Ａと強磁性層Ｂにはｆｃｃ相が安定なＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＦｅＮｉ合金を用いること、２）磁化自由層にも少なくとも中間非磁性層との界面近傍にはＣｏ、ＣｏＦｅ、ＣｏＮｉ、ＣｏＦｅＮｉ合金を用いること、３）反強磁性膜にはＰｔＭｎ、ＰｔＰｄＭｎ、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＲｈＲｕＭｎなどの貴金属元素を含む反強磁性層を用いることが好ましい。
【０２９９】
ＨＤをＬＤよりも大きく設定する場合の第２の問題は、バルクハウゼンノイズの発生である。従来の電極間隔と縦バイアス膜の間隔ＨＭＤがほぼ一致するアバットジャンクション方式のスピンバルブ素子では、ＨＭＤがＨＤよりも小さくなり、磁化自由層の形状はＨＤ方向が長い長方形形状になってしまい、反磁界が弱いハイト方向に磁化自由層の磁化が向きやすくなり、その結果バルクハウゼンノイズが発生する。これに対し、本発明ではスピンバルブ膜の形状がＨＭＤがＨＤよりも大きくトラック幅方向に長いので、磁化自由層の磁化がハイト方向に向きやすくなるということがなく、このためバルクハウゼンノイズの除去は容易であり、この点に関し歩留まりよくヘッド製造ができる。
【０３００】
具体例として、１）ＨＤ＝０．５μｍ、ＬＤ＝０．４５μｍ、ＨＭＤ＝１．３μｍ、２）ＨＤ＝０．４μｍ、ＬＤ＝０．３５μｍ、ＨＭＤ＝０．８μｍなどで本発明の効果が十分に発揮される。
【０３０１】
なお、図２９には磁化自由層と基板の間に磁化固着層が配置された場合を示したが、磁化自由層が基板と磁化固着層との間に存在する場合についても同様に適用できる。
【０３０２】
（実施の形態６）
図３１に本発明のさらに他の実施の形態を示す。図示していない基板、下シールド、下ギャップを形成され、その上に一対の縦バイアス層１５がリフトオフ法や、イオンミリングや反応性イオンエッチングなどのドライプロセスにより、形成される。図２９においては縦バイアス層の一例として、実施の形態２で示したと同様の反強磁性層に適した下地層１５３、ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎ、ＣｒＭｎなどの反強磁性膜１５２、ＣｏＦｅ、ＮｉＦｅ、Ｃｏなどの強磁性膜１５１の積層体からなる場合を示したが、実施の形態２で示した他の各縦バイアス層が適用できる。
【０３０３】
この上にスピンバルブ膜１３が形成される。スピンバルブ膜１３は、縦バイアス層からのバイアス磁界を有効に磁化自由層１４３に付与するために、磁化固着層より基板側に磁化自由層１４３を配置して縦バイアス層１５と磁化自由層１４３とが接近し易くすることがより好ましい。磁化自由層１４３の下地層１４１、１４２の厚みは縦バイアス層からのバイアス磁界を有効に磁化自由層に付与するために、１０ｎｍであることが好ましい。またスピンバルブ膜１３と縦バイアス１５との面接触領域は極力小さくすることがバルクハウゼンノイズを抑制する上で好ましい。
【０３０４】
スピンバルブ１３の上には一対の電極１６がリフトオフ法やイオンミリング法、反応性イオンエッチング法により形成される。図示していないが、さらにその上に上ギャップ、上シールド、記録部が形成される。
【０３０５】
また実施の形態５にて示したと同様に、ＨＤはＬＤより大きく、且つＨＭＤより小さくすることにより、挟トラック幅に適した再生ヘッドがなく歩留まりよく製造できる。また、磁化固着層、非磁性中間層、磁化自由層の合計厚みを１４ｎｍ以下とすることで、スピンバルブ膜１３の抵抗値を高めて再生出力を高め、高感度な磁気抵抗効果ヘッドを得ることができる。
【０３０６】
（実施の形態７：耐熱性及び鏡面反射効果と低磁歪の実現）
次に、「耐熱性及び鏡面反射効果と低磁歪の実現」という観点から、本発明の第７の実施の形態について説明する。
【０３０７】
まず、本実施形態の具体例を紹介する前に、本発明者が本実施形態に至る過程で認識した課題について説明する。
【０３０８】
高性能のスピンバルブ膜（以下、ＳＶ膜と記す）を実用化するにあたって、本発明者が認識した課題は、以下に大別することができる。
【０３０９】
（１）耐熱性が悪い（特に初期プロセスアニールに対して）。
【０３１０】
（２）再生感度のより一層の向上を図る上でＭＲ変化率が不足している。
【０３１１】
（３）比較的大きなＭＲ変化率が得られるＣｏＦｅ合金層単層で感磁層を構成した場合に磁歪制御ができず、良好な軟磁気特性が得られない。
【０３１２】
これらのＳＶ膜の課題について以下に詳述する。
【０３１３】
（１）耐熱性
ＳＶ膜の感磁層の一般的な構成としては、ＮｉＦｅ（数ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ程度）やＮｉＦｅ（数ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ程度）が知られている。このような感磁層を用いたＳＶ膜構造としては、
（ａ）  Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（１０ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
（ｂ）  Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
などが挙げられる。
【０３１４】
上記したようなＳＶ膜では、２５０℃×４Ｈ程度のプロセスアニールでａｓ−ｄｅｐｏ時のＭＲ値に対して相対比で約２０％以上ものＭＲ劣化が生じてしまう。例えば（ａ）のＳＶ膜ではａｓ−ｄｅｐｏ時のＭＲ変化率６．４％が２５０℃×３Ｈのアニール後には４．７％とａｓ−ｄｅｐｏ時に対して相対比で２０％以上も劣化してしまう。このアニール工程はヘッド作製上欠かすことのできない工程である。た、ＮｉＦｅを感磁層として用いていない（ｂ）のＳＶ膜でも、ａｓ−ｄｅｐｏ時のＭＲ変化率は８．１％であるのに対して、２５０℃×３Ｈのアニール後には６．５％とａｓ−ｄｅｐｏ時と比較して約２０％の劣化が生じる。このようなＭＲ変化率の劣化を磁気特性を犠牲にすることなく改善する手法、すなわち耐熱性の改善策は今のところ見出されていない。
【０３１５】
高密度化に向けた磁気ヘッドでは、より高いＭＲ変化率を有するＳＶ膜が望まれているが、上述したように現在までに得られているＳＶ膜では、ａｓ−ｄｅｐｏ時に得られているＭＲ変化率を、ヘッドの作製工程上不可欠な熱プロセスにおいて著しく低下させている。これは１０Ｇｄｐｓｉ以上といような記録密度に対応させたＭＲヘッドを開発する上で、是非とも解決しなければならない問題である。
【０３１６】
（２）反射効果の利用によるＭＲ変化率の向上
高ＭＲ変化率を達成するためには、（１）で示したａｓ−ｄｅｐｏ時に得られていたＭＲ変化率を熱プロセス後にいかにして保つかということと共に、ＭＲ変化率の絶対値をいかにして上げるか、もしくはａｓ−ｄｅｐｏ時ではフルポテンシャルのＭＲ変化率が得られていなくても、熱プロセス後に良好なＭＲ変化率が得られるような膜をいかにして実現するかということも重要である。
【０３１７】
ＧＭＲ効果は、電子の平均自由行程よりも短い範囲では磁性層／非磁性層の積層膜の層数が多いほどスピン依存散乱をうける回数が増えるので、ＭＲ変化率が大きくなる。しかしながら、ＳＶ膜構造のように、実際にヘッドで用いられるＧＭＲ膜の構造においては、磁化固着層／非磁性中間層／感磁層といったユニットしかないため、一般的には平均自由行程よりも短い膜厚になっており、ＭＲ変化率的に損をしている。
【０３１８】
これを少しでも改善するために層数を増やした構造として、磁化固着層を上下２層とし、その間に感磁層を配置したデュアルスピンバルブ膜（またはシメトリ−スピンバルブ膜（以下、Ｄ−ＳＶ膜と記す））が知られている。これも１つの対策ではあるが、現段階では実用上の問題を全て解決するまでには至っていない。例えば、感磁層にとっての下地が非磁性中間層となるＤ−ＳＶ膜では、感磁層の軟磁気特性、例えば反磁界Ｈｋ  や磁歪λなどを全て満足させることは難しい。さらに、上下２つの磁化固着層を用いた場合、これら２層の磁化を固着する２層の反強磁性膜のブロッキング温度が等しいほうが望ましいが、実際には下側に位置している反強磁性膜と非磁性中間層や感磁層を介して上層側に位置する反強磁性膜の特性を等しくすることは難しい。よって、ＭＲ変化率の点からはＤ−ＳＶ膜は好ましい構成であるが、実用性という観点からは多くの課題を含んでいる。
【０３１９】
そこで、現在実用化されている反強磁性膜が１層の一般的な構造のＳＶ膜の特性を向上させる１つの手段として、鏡面反射効果が検討されている。これは磁性層／非磁性中間層／磁性層のＧＭＲ膜の基本ユニットの片側もしくは上下両側に反射膜を配して電子を弾性的に反射させ、ＧＭＲ膜の基本ユニット内での平均自由行程を長くするものである。
【０３２０】
従来はＧＭＲ膜の基本ユニットの上下層では非弾性的な散乱を受けていたため、本来もっているはずの平均自由行程の距離だけ電子が移動できず、ＧＭＲ膜の基本ユニットの膜厚以上のスピン依存散乱を受けることができないため、ＭＲ変化率的に損をしていた。それが理想的な上下両層の反射膜を用いれば、見かけ上ＧＭＲ基本ユニットが無限大の人工格子と等価になり、本来移動できるはずの平均自由行程の分だけスピン依存散乱を受けることができるようになるため、ＭＲ変化率が向上する。このように、非磁性中間層の上下に位置する磁性層の外側にある反射膜自体は、スピンに依存した反射膜でなくとも、スピンに依存しない反射で十分効果を発揮する。
【０３２１】
上記した効果は一般的なＳＶ膜構造に限らず、Ｄ−ＳＶ膜においても効果を発揮する。ただし、層数が元々多く、本来の平均自由行程分だけスピン依存散乱を受けている無限層数の人工格子においては、反射膜の効果はない。このように、元々の層数が少ないＳＶ膜構造ほど効果が大きい。
【０３２２】
従来、上述したような鏡面反射効果を積極的に利用したＳＶ膜としては、以下に示すようないくつかの構造が提案されている。
【０３２３】
（ｃ）  Ｓｉ基板／ＮｉＯ（５０ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（１．８ｎｍ）／Ｃｏ（４ｎｍ）／Ｃｕ（１．８ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）／ＮｉＯ（５０ｎｍ）
（ｄ）  Ｓｉ基板／ＮｉＯ（５０ｎｍ）／Ｃｏ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／Ｃｏ（３ｎｍ）／Ａｕ（０．４ｎｍ）
（Ｒｅｆ．Ｊ．Ｒ．Ｊｏｄｙ  ｅｔ．ａｌ．，ＩＥＥＥ  Ｍａｇ．３３  Ｎｏ．５．３５８０（１９９７））
（ｅ）  ＭｇＯ基板／Ｐｔ（１０ｎｍ）／Ｃｕ（５ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２．８ｎｍ）／Ｃｏ（５ｎｍ）／Ｃｕ（１．２ｎｍ）／Ａｇ  （３ｎｍ）
（Ｒｅｆ．川分康博他、日本金属学会  １９９７年春季大会講演概要ｐ１４２）
（ｆ）  Ｓｉ基板／Ｓｉ３  Ｎ４  （２００ｎｍ）／Ｂｉ２  Ｏ３  （２０ｎｍ）／Ａｕ（４ｎｍ）／ＮｉＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）
（Ｒｅｆ．Ｄ．Ｗａｎｇ  ｅｔ  ａｌ．，ＩＥＥＥ  Ｍａｇ  ３２  Ｎｏ．５．４２７８（１９９６））
なお、上述したＳＶ膜構造のうち、下線を付した部分が鏡面反射膜と考えられている部分である。
【０３２４】
上記（ｃ）のＳＶ膜では、上下両層とも酸化物からなる鏡面反射膜を用いている。単純に考えても、電子の波の反射を起こすためには、金属よりもポテンシャルバリアの高い絶縁性の酸化物を用いたほうが、鏡面反射効果が大きく有効であると考えられる。さらに、ＮｉＯ膜は酸化物反射膜であると同時に、反強磁性膜でもあるため、ＮｉＯに接している磁性層の磁化を固着する役割も果たしている。上記構成はＤ−ＳＶ膜であるが、ノーマルＳＶ膜、反転ＳＶ膜などの反強磁性膜が１層の構造でも片側の鏡面反射は得られると考えられる。しかしながら、このような膜ではいくつかの不具合があり、現段階では実用的ではない。
【０３２５】
まず、ＮｉＯは交換結合力が弱く実用性が低い。弱い結合磁界では記録媒体からの漏洩磁界によって磁化固着層の磁化方向が不安定となり、出力が変動するおそれがある。さらに、上層に酸化物層を用いる場合には、ＮｉＯにしろ、またキャップ層として別の酸化物を用いるにしろ、リード電極との接触抵抗が大きくなってしまう。接触抵抗の増大はＥＳＤ（ｅｌｅｃｔｒｏ  ｓｔａｔｉｃ  ｄｉｓｃｈａｒｇｅ：静電破壊）を引き起こしやすくなるために望ましくない。さらに、ＣｏＦｅを感磁層に用いた場合、ＣｏＦｅはｆｃｃ（１１１）配向させなければ良好な軟磁性を実現できないことが分かっている。感磁層が下層に位置する場合に、感磁層の下地として酸化物層を用いることはＣｏＦｅにとってｆｃｃ（１１１）配向のバッファ層を失うことになるため、軟磁気特性との両立が困難となる。
【０３２６】
また、（ｄ）のＳＶ膜では下地層にＮｉＯの反射膜兼反強磁性膜を用い、さらに膜表面のＡｕ層が反射膜となっている。また、（ｅ）のＳＶ膜でも同様に、膜表面のＡｇ膜が反射膜となっており、Ａｇ膜と膜表面とのポテンシャル差を利用して鏡面反射効果を引き出している。膜表面での反射膜として、ＡｕやＡｇのような貴金属膜で効果が得られた理由は明らかではないが、１つの理由として（ｄ）の文献には、膜表面での表面拡散が遷移金属より貴金属の方が起こりやすいために、貴金属膜表面では平坦性が高くなり、反射効果を引き出しやすくなっているためであると記載されている。
【０３２７】
上記したような金属膜を膜表面に用いた反射膜では、酸化物反射膜のときの問題点であったリード電極との接触抵抗が小さくできる点では有利である。しかしながら、ＡｕやＡｇのような貴金属膜の膜表面での鏡面反射効果を利用した場合、実際の素子では効果が失われる可能性が高い。つまり、実際のＭＲ素子やＭＲヘッドではＳＶ膜の表面がそのまま晒されていることはまれであり、何らかの膜がＳＶ膜上に積層されることが普通である。
【０３２８】
例えば、シールド型ＭＲヘッドにおいては、アルミナなどからなる上部磁気ギャップ膜がＳＶ膜上に積層される。（ｄ）の文献に記載されているように、鏡面反射効果は表面や界面での状態が反射効果に大きく影響する。それが元々膜表面での反射効果を利用していた膜の上に別の膜が積層されると、反射効果は当然変ってしまう。このように、ＳＶ膜上に積層される膜によりＭＲ特性が変動する膜構造は、実用面で問題がある。
【０３２９】
実際に、（ｄ）のＳＶ膜のＡｕ膜表面に、通常保護膜としてよく用いられるＴａ膜を積層すると、反射効果が失われると報告されている。このように、膜表面での鏡面反射効果を利用したＳＶ膜は、実際のデバイス構造を想定した場合には効果が変動してしまうため、実用的なＳＶ膜とは言えない。
【０３３０】
（ｆ）のＳＶ膜は（ｄ）と同様にＡｕ膜を鏡面反射膜として用いているが、これは膜表面での反射効果ではなく、金属膜同士の膜界面での鏡面反射効果を引き出したものである。ここで、Ａｕ膜は適当な下地層がない基板上に直接成膜するとアイランド成長しやすいことが知られており、これを抑制するために（ｆ）のＳＶ膜では下地に工夫を凝らして、Ａｕ膜表面をできるだけフラットにし、その上に積層されるＮｉＦｅとの界面をシャープにしている。
【０３３１】
しかしながら、（ｆ）の下地層は実用的な手法とは言えない。すなわち、Ａｕ膜をＢｉ２  Ｏ３  膜上に成膜し、３５０℃でアニールを行うと良好な反射効果が引き出せることを利用して、厚さ２０ｎｍのＢｉ２  Ｏ３  膜を下地として用いている
（Ｒｅｆ．Ｃ．Ｒ．Ｔｅｌｌｉｅｒ  ａｎｄ  Ａ．Ｊ．Ｔｏｓｓｅｒ．Ｓｉｚｅ  Ｅｌｌｅｃｔｓ  ｉｎ  Ｔｈｉｎ  Ｆｉｌｍｓ，Ｃｈａｐｔｅｒ  Ｉ．Ｅｌｓｅｖｉｅｒ，１９８２  、Ｌ．Ｉ．Ｍａｉｓｓｅｌ  ｅｔ  ａｌ．，Ｈａｎｄｂｏｏｋ  ｏｆ  Ｔｈｉｎ  Ｆｉｌｍ  Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ．ＭｃＧＲＡＷ−Ｈｉｌｌ  Ｐｕｂｌｉｓｈｉｎｇ  Ｃｏｍｐａｎｙ，１９８３）。
【０３３２】
さらに、Ｓｉ２  Ｏ３  膜の下地として厚さ２００ｎｍのＳｉ３  Ｎ４  膜を用いている。つまり、合計２２０ｎｍもの厚さの下地膜をＡｕ膜の下地として用いた上に、３５０℃という高温でのアニール工程を経ている。２２０ｎｍという膜厚は今後高密度化に伴ってますます狭ギャップになることを考えれば著しく不利となるだけでなく、実用性は極めて低いものである。さらに、３５０℃という高温での熱処理は、ＧＭＲ膜にとって基本となるスピン依存散乱を起こす磁性層／非磁性中間層界面で界面拡散を招き、ＭＲ変化率が著しく劣化してしまう。この温度はたとえ耐熱性に優れたＣｏ（ＣｏＦｅ）／Ｃｕ／Ｃｏ（ＣｏＦｅ）積層膜を用いたＳＶ膜でも界面拡散が生じてしまう温度である。
【０３３３】
（３）ＣｏＦｅの磁歪制御
ＣｏＦｅ層を感磁層として用いる場合、ｆｃｃ（１１１）配向した下地層を適用することでＣｏＦｅ層をｆｃｃ（１１１）配向させ、これにより軟磁気特性を向上させることが可能であることが見出されている。ここでは、ｆｃｃ（１１１）配向した下地層としてＣｕ層やＡｕ層が用いられている。しかしながら、軟磁気特性のもう１つの重要な要素である磁歪については全く制御されておらず、かつ耐熱性も下地層に大きく依存することを今回見出した。例えば、上記公報に基づくＳＶ膜としては以下に示すような膜構造が挙げられる。
【０３３４】
（ｇ）  Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
（ｈ）  Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
上記した（ｇ）の膜では、Ｃｕ膜はｆｃｃ（１１１）配向しており、このｆｃｃ（１１１）Ｃｕ膜上のＣｏＦｅ層もｆｃｃ（１１１）配向して軟磁性は実現できるものの、（ｉ）耐熱性が悪い（ａｓ−ｄｅｐｏ：８．１％→２５０℃×４Ｈ後：６．５％（ＭＲ変化率は相対比で２０％劣化））、（ｉｉ）磁歪λは−１４×１０−７と絶対値が大きいなど、必ずしも実用性を十分に満足しているとは言えない。磁歪λの明確な指針はないが、１つの基準としては−１０×１０−７〜＋１０×１０−７程度が望ましいといえる。
【０３３５】
さらに、ｆｃｃ材料としてＣｕに代えてＡｕを用いた場合（（ｈ）の膜）にも、（ｉ）耐熱性が悪い（ａｓ−ｄｅｐｏ：８．４％→２５０℃×４Ｈ後：６．５％（ＭＲ変化率は相対比で２３％劣化））、（ｉｉ）磁歪λは＋３３×１０−７と絶対値が大きいなど、Ｃｕ膜を用いた場合と同様に、必ずしも実用性を十分に満足しているとは言えない。
【０３３６】
上記（ｇ）、（ｈ）のスピンバルブ膜のＸＲＤパターンをθ−２θスキャンで測定して評価した。ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層でほぼ同様なｄスペーシング値となっているため、１つのピークになっていたので、そのピーク値をとった。このとき、Ｃｕ上のＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層のｆｃｃ配向のｄ−（１１１）スペーシング値は２．０５４ｎｍであり、Ａｕ上のＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ３層のｆｃｃ配向のｄ−（１１１）スペーシング値は２．０８６ｎｍであった。後述するように、これらＣｕ上およびＡｕ上のｄ−（１１１）スペーシング値の中間値にすれば、小さな適切な磁歪値をとることができることから、Ｃｕ上の小さすぎるｄ−（１１１）スペーシング値、Ａｕ上の大きすぎるｄ−（１１１）スペーシング値は好ましくないことが分かった。
【０３３７】
このように、ＣｏＦｅ層からなる感磁層を用いる場合、単にｆｃｃ（１１１）配向させた下地層上に成膜しても、磁歪の点から不十分であることが分かった。なお、磁歪を満足させる手法の１つとして、零磁歪近傍でかつｆｃｃ（１１１）配向させたＮｉ８０Ｆｅ２０上にＣｏＦｅを成膜し、磁歪的にほぼ零のＮｉＦｅにより感磁層全体として磁歪を零にする構造（上記した（ａ）の構成）が挙げられるが、前述したようにこの構成はＭＲ特性の熱プロセス劣化が大きいという問題を有している。
【０３３８】
上述したように、従来のスピンバルブ膜は熱プロセスによるＭＲ変化率の低下が大きいことから、スピンバルブ膜の耐熱性を向上させることが望まれている。
【０３３９】
また、スピンバルブ膜のＭＲ変化率の向上策として鏡面反射効果が注目されているが、従来のスピンバルブ膜における反射膜は酸化物などの絶縁物であったり、また膜表面での反射効果を利用したものであるため、例えばリード電極との接触抵抗の増大によりＥＳＤを引き起こしたり、あるいはスピンバルブ膜上に保護膜などを形成すると鏡面反射効果が失われるなど、実用性に劣るなどの問題を有している。さらに、界面で反射効果を利用することも検討されているが、そのために多大な下地層を設ける必要があるなど、実用性は極めて低いものであった。このようなことから、素子や磁気ヘッドとしての実用性を考慮した上で、鏡面反射効果によりスピンバルブ膜のＭＲ変化率を向上させることが望まれている。
【０３４０】
さらに、スピンバルブ膜の軟磁気特性を高める上で、ＣｏＦｅ合金などからなるＣｏ系磁性層の磁歪を小さく制御することが求められている。
【０３４１】
特に、鏡面反射効果によるスピンバルブ膜のＭＲ変化率の向上効果や磁歪の低減効果については、スピンバルブ膜の実用性を高める上で、熱プロセスによる劣化を抑制する必要がある。
【０３４２】
本実施形態はこのような課題に対処するために発明されたもので、熱プロセスによるＭＲ特性の低下を抑制したスピンバルブ膜を有する磁気抵抗効果素子、また実用性を考慮した上で鏡面反射効果によりＭＲ変化率を向上させたスピンバルブ膜、低磁歪を実現したスピンバルブ膜、さらにはこれらの熱プロセス劣化を抑制したスピンバルブ膜を有する磁気抵抗効果素子を提供することを目的としている。またさらに、そのような磁気抵抗効果素子を用いることによって、記録再生特性および実用性を向上させた磁気ヘッドおよび磁気記録装置を提供することを目的としている。
【０３４３】
以下、上述した課題を解決するための実施の形態について、図面を参照して説明する。
【０３４４】
図３２は、本発明の磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）の一実施形態の要部構造を示す断面図である。同図において、１は第１の磁性層、２は第２の磁性層である。これら第１および第２の磁性層１、２は、非磁性中間層３を介して積層されている。第１および第２磁性層１、２間は反強磁性結合しておらず、非結合型の磁性多層膜を構成している。
【０３４５】
第１および第２の磁性層１、２は、例えばＣｏ単体やＣｏ合金のようなＣｏを含む強磁性体により構成されている。磁性層１、２はＮｉＦｅ合金などで構成してもよい。これらのうち、特にバルク効果と界面効果を共に大きくすることができ、大きなＭＲ変化量が得られるＣｏ合金を用いることが好ましい。
【０３４６】
磁性層１、２を構成するＣｏ合金としては、ＣｏにＦｅ、Ｎｉ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｈｆなどから選ばれる１種または２種以上の元素を添加した合金が用いられる。添加元素量は５〜５０原子％とすることが好ましく、さらには８〜２０原子％の範囲とすることが望ましい。これは、添加元素量が少なすぎるとバルク効果が十分に増加せず、逆に添加元素量が多すぎると界面効果が減少するおそれがあるからである。添加元素は大きなＭＲ変化量を得る上で、特にＦｅを用いることが好ましい。
【０３４７】
第１および第２の磁性層１、２のうち、下側の第１の磁性層１は磁気抵抗効果向上層（ＭＲ向上層）４上に形成されている。ＭＲ向上層４は下地機能を有する非磁性層（以下、非磁性下地層と記す）５上に形成されている。この非磁性下地層５は、例えばＴａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＨｆおよびＡｌから選ばれる少なくとも１種の元素を含む層であり、これらの単体金属や合金、あるいは酸化物や窒化物などの化合物からなる。非磁性下地層５にＴａなどの酸化物を用いた場合、後に詳述するように、ＭＲ向上層４で反射しきれなかった電子を非磁性下地層５／ＭＲ向上層４界面で反射させることができる。
【０３４８】
第１の磁性層１は外部磁界により磁化方向が変化する感磁層である。一方、第２の磁性層２上には、ＩｒＭｎ、ＮｉＭｎ、ＰｔＭｎ、ＦｅＭｎ、ＲｕＲｈＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＭｉＯなどからなる反強磁性層６が形成されている。第２の磁性層２には反強磁性層６からバイアス磁界が付与され、その磁化が固着されている。すなわち、第２の磁性層２は磁化固着層である。
【０３４９】
図３２では図示されていないが、第２の磁性層の固着方法として上記のように反強磁性膜と直接接しさせて磁化方向を固着する方法の他に、第２の磁性層上にＲｕ、Ｃｒなどの層を介して第３の磁性層を積層し、第２の磁性層と第３の磁性層をＲＫＫＹ的に反強磁性結合させて、第３の磁性層を反強磁性結合させる、いわゆるシンセティックアンチフェロ構造を用いても構わない。シンセティックアンチフェロ構造を用いることによって、バイアス点も安定になり、かつピン特性の高温下での安定性も増す。具体的には、第２の磁性層から第３の磁性層までの構成として、ＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ、Ｃｏ／Ｒｕ／Ｃｏ、ＣｏＦｅ／Ｃｒ／ＣｏＦｅ、Ｃｏ／Ｃｒ／Ｃｏなどが挙げられる。このときの反強磁性膜は、上述の反強磁性膜の一群と同様である。
【０３５０】
第１および第２の磁性層１、２間に配置される非磁性層３の構成材料としては、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇおよびこれらの合金、あるいはこれらと磁性元素とを含む常磁性合金、Ｐｄ、Ｐｔおよびこれらを主成分とする合金などが例示される。
【０３５１】
反強磁性層６上には保護層７が設けられており、この保護層７は非磁性下地層５と同様な金属もしくは合金により構成されるものである。これら各層によって、この実施形態のスピンバルブ膜８が構成されている。スピンバルブ膜８にはセンス電流を供給する一対の電極（図示せず）が接続され、これらによってスピンバルブＧＭＲ素子が構成される。スピンバルブＧＭＲ素子は、感磁層１に対してバイアス磁界を印加する硬質磁性膜や反強磁性膜からなるバイアス磁界印加膜を有していてもよい。この場合、バイアス磁界は磁化固着層２の磁化方向に対して略直交する方向に印加することが好ましい。なお、図中９は基板である。
【０３５２】
上述したスピンバルブ膜８を構成する各層のうち、ＭＲ向上層４は本発明の特徴的な部分であり、図３２に示すＭＲ向上層４は第１の金属膜４ａと第２の金属膜４ｂとの積層膜により構成されている。スピンバルブ膜８の下地として機能する金属膜４ａ、４ｂには、例えばＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＰｄおよびＩｒから選ばれる少なくとも１種の元素を含む金属膜を適用することができる。
【０３５３】
これら複数の金属膜のうち、第１の磁性層（感磁層）１と接する第１の金属膜４ａを主として構成する元素は、感磁層１を主として構成する元素と非固溶の関係にある。第２の金属膜４ｂについても、それを主として構成する元素が感磁層１を主として構成する元素と非固溶の関係にあることが好ましく、特にこれら第１および第２の金属膜４ａ、４ｂを主として構成する各元素が互いに固溶の関係にある場合がある。さらに、感磁層１と接する側には、例えば電子波長が短い金属からなる第１の金属膜４ａが配置され、その外側に電子波長が（第１の金属膜１ａより）長い第２の金属膜４ｂが配置されていることが望ましい。
【０３５４】
ここで、本発明における非固溶の関係について述べる。本発明において、Ａという元素とＢという元素の２種類の元素が非固溶の関係を有する状態とは、２元素の相図（例えば、Ｂｉｎａｒｙ  Ａｌｌｏｙ  Ｐｈａｓｅ  Ｄｉａｇｒａｍ，２ｎｄ  Ｅｄｉｔｉｏｎ，  ＡＳＭ  Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ．  １９９０など）において、室温程度の低温域で、Ａを母材としたときにＢが固溶できる原子％量と、Ｂ母材としたときにＡが固溶できる原子％量がともに１０％以下である元素の組み合わせを示すものとする。
【０３５５】
具体例として、磁性層（例えば感磁層１）がＣｏまたはＣｏ合金のときと、磁性層がＮｉ合金の場合について説明する。磁性層をｆｃｃ配向にするためには下地膜がｆｃｃ金属やｈｃｐ金属であることが望ましいため、磁性層に接するＭＲ向上層の具体的な構成元素としてはＡｌ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕなどが挙げられる。これらの元素のうち、Ｃｏと非固溶という上記の条件を満足する元素は、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素となる。また、Ｎｉと非固溶という上記の条件を満足する元素は、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素となる。但し、磁性層としてＮｉ合金を用いた場合には、Ｃｕは相図のみを参照すると固溶の関係にあるが、本発明者が実験を行った結果、ＭＲ向上層として用いた場合には、非固溶といえることが判明した。つまり、以下のような実験結果をもとに、Ｎｉ合金とＣｕとは非固溶と判断される。
【０３５６】
すわわち、フリー層が薄い場合には、ＭＲ向上層は前述した第１実施形態での非磁性高導電層として作用するが、非磁性高導電層とフリー層との界面で原子の拡散が生じて、ｄｉｆｆｕｓｉｖｅな界面になってしまうと、フリー層から非磁性高導電層に向かう電子の透過率を低下させてしまう。つまり、ピン層とフリー層の磁化方向が互いに平行な状態でも、ｄｉｆｆｕｓｉｖｅな界面において非弾性散乱を受けてしまうため、アップスピンの平均自由行程が長くならない。つまり、ＭＲ変化率の低下を招くことになる。この現象は、極薄フリー層と非磁性高導電層とが固溶なときに生じ、プロセスの熱処理などを行うとより顕著となる。つまり、熱処理によってＭＲ変化率が低下する。このような現象を確認する方法をとったところ、薄いＮｉ合金層にＣｕをつけた実験を行ったところ、ＭＲ変化率の低下がみられなかった。
【０３５７】
以上の結果から、Ｎｉ合金とＣｕとは非固溶と判断される。従って、Ｎｉ合金と非固溶の関係を満足する元素として、本発明では、相図から得られる元素の組み合わせにＣｕを加えて、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕと定義することができる。このような非固溶の元素を磁性層に接して配置することによって、磁性層とＭＲ向上層との界面の組成急俊性が熱処理などによっても失われることなく、鏡面反射効果が期待できる。
【０３５８】
ここでは、磁性層をｆｃｃ配向させることを前提としたが、もちろん無配向や微結晶構造をもつ磁性層に対してこれらのＭＲ向上層を用いても構わない。具体的には磁性層として、ＣｏＦｅＢ、ＣｏＺｒＮｂ、ＣｒにＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｍｏ、Ｔａなどが添加されたアモルファス磁性層、もしくは微結晶構造をもつ磁性層などが挙げられる。
【０３５９】
さらに、上記の元素によって構成されたＭＲ向上層の一部に対して、ｄ−スペーシングの制御や膜微細構造をより的確な構造にするために、別の金属膜との積層膜にしたり、別の元素と合金化した層が、本発明によるＭＲ向上層である。この積層される膜を構成する元素としては、ｆｃｃ金属やｈｃｐ金属が望ましく、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｚｒ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｈｆ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕなどが挙げられる。
【０３６０】
ＭＲ向上層に積層膜を適用する場合、磁性層に接していない側の金属膜の好ましい例としては、磁性層に接している側の金属膜と固溶の関係を有する金属が挙げられる。ここで、Ａという元素とＢという元素の２種類の元素が固溶の関係を有する状態とは、上記した非固溶の場合と同様に、室温程度の低温域で、Ａを母材としたときにＢが固溶できる原子％量と、Ｂ母材としたときにＡが固溶できる原子％量がともに１０％を超える元素の組み合わせを示すものとする。
【０３６１】
ＭＲ向上層４に積層膜を適用する際の好ましい例を示す。磁性層１がＣｏまたはＣｏ合金で、金属膜４ａをそれと非固溶の条件を満たすＣｕで構成した場合、金属膜４ｂは上記の固溶の条件を満たすＡｌ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒから選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成することが好ましい。金属膜４ａをＡｇで構成した場合、金属膜４ｂはＰｔ、Ｐｄ、Ａｕから選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成することが好ましい。金属膜４ａをＡｕで構成した場合、金属膜４ｂはＰｔ、Ｐｄ、Ａｇ、Ａｌから選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成することが好ましい。磁性層１がＮｉ合金で、金属膜４ａをそれと非固溶の条件を満たすＲｕで構成した場合、金属膜４ｂは上記の固溶の条件を満たすＲｈ、Ｉｒ、Ｐｔから選ばれる少なくとも１種を含む金属膜で構成することが好ましい。ＡｇおよびＡｕを用いる場合には、上記した通りである。
【０３６２】
上述したような組み合わせのうち、ＭＲ向上層４を構成する２元素が１０％以上互いに固溶することが望ましく、例えばＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ａｕ−Ａｇなどが挙げられる。なお、金属膜４ａと金属膜４ｂの組み合わせは、必ずしも上記した固溶の関係を満たしていなければならないものではなく、例えばＣｕ−Ｒｕ、Ｃｕ−Ａｇの組み合わせなどを適用することも可能である。積層膜からなるＭＲ向上層４は、第１の金属膜４ａと第２の金属膜４ｂとの２層積層膜に限らず、３層以上の積層膜で構成することも可能である。
【０３６３】
ＭＲ向上層４は第１の金属膜４ａと第２の金属膜４ｂとの積層膜に限らず、例えば図３３に示すように、感磁層１を主として構成する元素と非固溶の関係にある元素の合金層４ｃでＭＲ向上層４を構成することもできる。この場合の合金層４ｃには上記した積層膜と同様な考え方が適用できる。すなわち、磁性層１がＣｏまたはＣｏ合金からなる場合には、合金層４ｃは主構成元素としてＣｕ、Ａｇ、Ａｕの３元素から選ばれる少なくとも１種を含む。また、磁性層１がＮｉ合金からなる場合には、合金層４ｃは主構成元素としてＲｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕの４元素から選ばれる少なくとも１種を含む。
【０３６４】
合金層４ｃは上記した主構成元素以外に少なくとも１種の元素を含む。この主構成元素以外の元素には、２相分離膜とならないように、主構成元素と固溶の元素が用いられる。例えば、合金層４ｃの主構成元素にＣｕを用いた場合には、Ｃｕ−Ａｕ、Ｃｕ−Ｐｔ、Ｃｕ−Ｒｈ、Ｃｕ−Ｐｄ、Ｃｕ−Ｉｒなどの貴金属系の合金が用いられる。合金層４ｃの主構成元素にＡｇを用いた場合には、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕなどの貴金属系の合金が用いられる。合金層４ｃの主構成元素にＡｕを用いた場合には、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ａｕ−Ａｌなどの貴金属系の合金が用いられる。
【０３６５】
上述したような合金のうち、ＭＲ向上層４としての合金層４ｃは２元素が１０％以上互いに固溶することが望ましく、例えばＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇなどが挙げられる。このように、ＭＲ向上層４には種々の形態を適用することができ、例えば図３４に示すように金属膜４ａと合金層４ｃとの積層膜でＭＲ向上層４を構成することも可能である。
【０３６６】
感磁層１にＣｏ系磁性材料を用いる場合、感磁層１の下地としてのＭＲ向上層４はＣｏ系磁性材料と同一のｆｃｃ結晶構造を有する金属材料や、その上の膜をｆｃｃ配向させやすいｈｃｐ構造の金属材料を用いることが好ましい。このような点からも、上述したＣｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｉｒなどやそれらの合金はＭＲ向上層４の構成材料として好適である。さらに、このような金属の積層膜もしくは合金層からなるＭＲ向上層４を用いることによって、後に詳述するように、ＣｏＦｅ合金などのＣｏ系磁性材料からなる感磁層１の磁歪を低減することができる。
【０３６７】
ＭＲ向上層４の膜厚は、下地層としての機能を持たせるためには２ｎｍ以上とすることが望ましい。ただし、あまり厚くするとシャント分流の増大によりＭＲ変化率が減少するため、ＭＲ向上層４の膜厚は１０ｎｍ以下とすることが好ましく、さらに望ましくは５ｎｍ以下である。
【０３６８】
上述したようなＭＲ向上層４は、スピンバルブ膜８の耐熱性を向上させる働き、スピンバルブ膜８の鏡面反射膜（界面反射膜）としての働き、フリー層が薄い場合にもＭＲ変化率を高い値に維持する働き、Ｃｏ系磁性材料からなる感磁層１の磁歪を低減する働き、スピンバルブ膜８の結晶微細構造を制御する働きなどを有するものであり、これらに基づいてスピンバルブ膜８のＭＲ特性を向上させるものである。以下に、ＭＲ向上層４の働きについて詳述する。
【０３６９】
まず、スピンバルブ膜の熱プロセス劣化について述べる。プロセスアニールによるＭＲ特性の劣化の一因として、磁性層１、２の非磁性中間層３と接していない側の鏡面反射効果がプロセスアニールにより変動することが考えられる。その様子を図３５に示す。なお、図３５において、ＩＦＳ  はスピン依存散乱される界面、ＩＦＭ  はスピン依存散乱ではなく鏡面錯乱される界面を示している。図３５（ａ）、（ｂ）は理想状態（ａｓ−ｄｅｐｏ時に対応）を、図３５（ｃ）はプロセスアニール後の状態を模式的に示している。
【０３７０】
図３５（ａ）、（ｂ）に示すように、スピンバルブＧＭＲの基本ユニットとなる感磁層１／非磁性中間層２／磁化固着層３の３層積層構造において、その両側での鏡面散乱効果がａｓ−ｄｅｐｏ時には生じていたものが（たとえその界面が金属膜との界面であっても）、図３５（ｃ）に示すように、プロセスアニールにより容易に互いに固溶するような系では界面拡散が生じ、散乱的な界面になってしまい、鏡面反射効果が弱められて、ＭＲ特性の劣化が生じることが考えられる。
【０３７１】
金属膜界面での鏡面反射効果は報告例自体がほとんどなく、その実証性は必ずしも確立されていないが、後述するようにポテンシャル差が小さい金属膜界面においても、理想的に鏡面反射効果が生じ得るものである。例えば、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面でも比較的ミキシングが少ないａｓ−ｄｅｐｏ状態では鏡面反射効果が得られていたものが、プロセスアニール後では固溶系にあるＮｉＦｅ−ＣｏＦｅ界面では容易に界面拡散が生じ、界面での急俊性が失われて、ＭＲ変化率が劣化することが考えられる。
【０３７２】
具体的に、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ積層膜からなる感磁層を使用したスピンバルブ膜では、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面の鏡面反射効果がプロセスアニールによって失われ、例えばａｓ−ｄｅｐｏ時に７．３％であったＭＲ変化率が、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール後では５．８％まで劣化してしまう。この原因としてアニールによるＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面での鏡面反射係数の変動によるＭＲ変化率の変動が起こったということも考えられる。
【０３７３】
従来の考えでは、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅ界面は同じ金属膜どおしの界面であり、かつ電子状態も近いため、この界面での鏡面反射は考慮されていなかったが、ａｓ−ｄｅｐｏの状態では比較的ミキシングなどの少ない均一な界面となるため、金属膜界面においても鏡面反射効果が生じると考えられる。ところが、ＮｉＦｅ／ＣｏＦｅは固溶の関係にあるため、プロセスアニールにより容易に界面が拡散およびミキシングし、界面での組成の急俊性が失われて鏡面反射係数が小さくなり、ＭＲ特性が劣化することが考えられる。逆にいうと、ａｓ−ｄｅｐｏ状態では鏡面反射効果の分だけＭＲ変化率が大きくなっていたことを意味する。
【０３７４】
また、フリー層が薄い場合には、ＭＲ向上層は前述した第１実施形態での非磁性高導電層として作用するが、非磁性高導電層とフリー層との界面で原子の拡散が生じて、ｄｉｆｆｕｓｉｖｅな界面になってしまうと、フリー層から非磁性高導電層に向かう電子の透過率を低下させてしまう。つまり、ピン層とフリー層の磁化方向が互いに平行な状態でも、ｄｉｆｆｕｓｉｖｅな界面において非弾性散乱を受けてしまうため、アップスピンの平均自由行程が長くならない。つまり、ＭＲ変化率の低下を招くことになる。この現象は、極薄フリー層と非磁性高導電層とが固溶なときに生じ、プロセスの熱処理などを行うとより顕著となる。つまり、熱処理によってＭＲ変化率が低下する。
【０３７５】
フリー層と非磁性高導電層との界面において、熱処理によってもアップスピンの透過を妨げることのない安定な界面を形成することが重要である。具体的には、フリー層と非磁性高導電層の材料を非固溶とすることが重要である。例えば、磁性層にＣｏ合金を用いたときには、非磁性高導電層の材料として、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕを挙げることができる。ここで、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇは非抵抗が低いので特に望ましい。
【０３７６】
このようなことから、ＭＲ特性の劣化を抑制する１つの実現手段として、ＧＭＲ基本ユニットの両側に、磁性層１、２の材料とは非固溶の金属材料を用いることが重要である。さらに、このような非固溶の金属材料層は、例えばＣｏＦｅ合金のような材料をＧＭＲ基本ユニットに用いた場合、ＣｏＦｅ合金層をｆｃｃ（１１１）配向させるためのシード層としての機能も果たさなければならないため、ｆｃｃ（１１１）配向しやすい金属材料がよいことも分かる。加えて、感磁層にＣｏＦｅ合金を用いる場合には、磁歪制御も重要である。
【０３７７】
プロセスアニールによるＭＲ特性の劣化の他の要因として、スピンバルブ膜の膜微細構造の熱プロセスによる変化が挙げられる。耐熱性を向上させるために重要な膜微細構造として、感磁層／非磁性中間層／磁化固着のＧＭＲ基本ユニットの各界面およびその両側の界面が、プロセス熱アニールを行っても安定に保っていられる微細構造が望ましい。これは、感磁層／非磁性中間層および非磁性中間層／磁化固着層の界面ではスピン依存の界面散乱効果を強く引き出すためであり、また各磁性層の両側の界面については、スピン依存しない鏡面散乱効果を熱的に安定に保つために重要である。ここで、磁性層が積層膜からなる場合には、非磁性中間層に接している側の磁性膜とその外側に接している磁性膜との界面が、ここで言う鏡面散乱効果をもたらすスピン依存しない界面として考えられる。
【０３７８】
上記したような条件を実現するために、磁性層／非磁性層の各材料については、互いに非固溶の関係にある材料を選択することがそもそも望ましく（例えばＣｏＦｅ／ＣｕやＣｏ／Ｃｕ）、そのような界面での固溶自体は起こらないはずである。従って、磁性層／非磁性層の界面、磁性層の非磁性中間層とは反対側の界面からの原子拡散を抑えることが重要になる。そのためには、ＧＭＲ基本ユニット部分の結晶（例えばＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅの場合には格子定数が近いので、結晶粒は各層ごとにあるのではなく、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅで繋がった結晶粒となっている）は、理想的には単結晶が望ましいが、実際にはアルミナなどのアモルファス層上に形成されるスピンバルブ膜８で単結晶を得るのは難しい。
【０３７９】
そこで、実用的に実現し得る結晶構造として、結晶粒界が存在したとしても通常の結晶粒界ではなく、ほとんど面内配向のすれがないサブグレインバウンダリである疑似的な単結晶膜ともいうべき構造とすることが望ましい。本発明においては、上述したようなＭＲ向上層４を適用することによって、サブグレインバウンダリとしての小傾角粒界を有するスピンバルブ膜が再現性よく得られる。具体的には、スピンバルブ膜をｆｃｃ（１１１）配向させ、かつ膜面内における結晶粒間の結晶配向方向のずれを３０度以内とすることができる。このようなスピンバルブ膜の結晶粒制御により磁気抵抗効果特性の向上を図ることが可能となる。この結晶構造については後に詳述する。
【０３８０】
さらに、例えばＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎのようにＭｎ系反強磁性膜により磁化固着した場合、Ｍｎが結晶粒界を通って、ＣｏＦｅ層を突き抜けてＣｕ層まで拡散すると、ＭＲ特性が劣化する可能性が大きい。このようなことからＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎなどの結晶粒界を通って、例えばＭｎがＣｕ層まで拡散することを抑制することが好ましい。一方、磁性層の非磁性中間層と接していない側の界面は、鏡面反射効果を引き出す界面となるので、その界面が乱れにくくなるような膜微細構造が望ましい。まず、材料的には磁性層を主として構成する元素と非固溶な関係にある材料であることが重要である。
【０３８１】
また、ＩｒＭｎのようにＣｏＦｅと格子間隔の差がある反強磁性膜を用いる場合には、ＣｏＦｅ層とその上に成膜されるＩｒＭｎ層との間で大きな格子歪みが生じる。それを緩和するために、ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎ界面で原子のディスロケーションが生じてしまう。このような界面現象を抑制する手段として、例えばＩｒＭｎ層の上にＩｒＭｎの格子間隔を安定に保つ層、すなわちＩｒＭｎと同程度の格子間隔をもつｆｃｃ金属材料を積層することが考えられる。このような構成によっても、スピンバルブ膜の耐熱性を改善することができる。
【０３８２】
さらに、反強磁性膜の下地膜としてＭＲ向上層を用いる場合には、上記の効果の他に、反強磁性膜の格子間隔を適切な値にして、ピン特性を向上させる効果もある。このように反強磁性膜に接しさせてＭＲ向上層を用いる場合でも、ピン層に直接反強磁性膜が接する通常のピン構造だけでなく、上述のようなＲｕ、Ｃｒなどを用いたシンセティックアンチフェロ構造であっても構わない。このように反強磁性膜と組み合わせて用いるときは、反強磁性膜とＭＲ向上層が熱処理によって極度に拡散しないために、ＭＲ向上層は反強磁性膜と非固溶であるか、もしくはＩｒＭｎ、ＲｕＲｈＭｎのようなｙ−Ｍｎ系反強磁性膜を用いたときに反強磁性膜の結晶構造を安定に保つために、ｆｃｃ金属材料、ｈｃｐ金属材料であることが望ましい。
【０３８３】
本発明の磁気抵抗効果素子は、上述したような金属膜／金属膜界面の鏡面反射効果をはじめとして種々の効果に注目し、ＭＲ特性の向上、耐熱性の改善、ピン特性の向上などを図ったものである。この際、金属膜界面を利用した鏡面反射膜では次の２点が特に心配される。まず第１に、金属膜／金属膜界面ではポテンシャルとしての差が小さいため、従来の考えに基づくと反射効果としては大きな値にならないことが予想される。第２に、反射膜としての効果を得るためにある程度の膜厚とすると、一般に金属膜は抵抗が小さいため、シャント分流によりＧＭＲ基本ユニットに流れる電流が小さくなり、ＭＲ変化率が小さくなることが予想される。
【０３８４】
金属膜は反射膜としてだけ見たときには酸化物よりは劣ると考えられる。しかしながら、金属反射膜の反射効果としては酸化物膜よりは劣るものの、良好な反射効果を得ることができ、さらに実用性という点で考えた場合には、酸化物反射膜に比べて金属反射膜は大きなメリットをもたらすものである。本発明はこのような点に着目してなされたものである。
【０３８５】
ここで、金属膜／金属膜界面で十分良好な鏡面反射効果が得られることを示したモデルを図３６に示す。なお、ここでは通常用いる電子ポテンシャルによる説明の変わりに、波動論による非常に単純化したモデルを考えると理解しやすい。図３６に示すように、あるフェルミ波長をもつ電子が金属膜界面にきたときに、電子は波長の変化を伴うことになる。このときに、反射膜ｐに相当する金属膜でのフェルミ波長のほうが短いならば、電子はある臨界角度θｃ  よりも低角に入射したもの（θｃ  ＞θ）は全皮射されることになる。反射膜ｐ内でのフェルミ波長と、反射膜ｐに接している金属膜でのフェルミ波長の差が大きいほど、その臨界角度θｃ  は大きくなり、伝導に寄与する全ての電子にとって平均した反射率ｐは大きくなる。
【０３８６】
図３７および図３８に、反射膜ｐのフェルミ波長Λ（ｐ）と反射膜ｐと接するＧＭＲ膜フェルミ波長Λ（ＧＭＲ）との比（Λ（ＧＭＲ）／Λ（ｐ））と、臨界角度θｃ  との関係の例を示す。図３７および図３８から分かるように、具体的な数値としてはそれ程大きな電子波長の差がなくても十分な反射が生じる。もちろん、絶縁膜による反射膜では電子波長が無限大と考えられるので、臨界角角度θｃ  も大きくなるが、金属膜／金属膜界面であっても十分な反射が生じる。図３８はＡｕ（Ａｇ）／Ｃｕ界面で鏡面反射を起こす臨界角度θｃ  を単純にフェルミ波長から算出したグラフである。図３８から分かるように、Ａｕ（Ａｇ）／Ｃｕ界面でも十分に鏡面反射が起こる。
【０３８７】
以上のことから、金属膜で反射膜を構成する場合、（１）フェルミ波長ができるだけ長い金属膜で、（２）膜界面での組成急俊性が高い、ということが重要となることが分かる。フェルミ波長は通常数オングストロームのオーダーなので、それよりも界面拡散が生じて組成急俊性が失われると、波の反射は波長が適応して変化してしまい、透過する確率が高くなると考えられる。よって、いかにして金属膜界面での組成急俊性が高く、急激にその界面でフェルミ波長が変わらなければならないようになってるいかが重要である。ただし、（１）については鏡面反射との相関は分かっておらず、フェルミ波長の算出も難しく、必ずしも必要な条件かどうかは不明である。ここで、特に（２）を満足するような条件は必要不可欠であると本発明者らは推測した。
【０３８８】
（２）を満足させる１つの大きな指針として、金属膜／金属膜同士が互いに非固溶な関係にあることが特に重要である。アニールによって膜界面への析出が起こりやすい系だと、ますます膜界面での組成急俊性が高くなり、反射が生じやすくなることが予想される。電子のフェルミ波長がそもそも数オングストロームのオーダーなので、膜界面での組成急俊性もそのオーダーでフラットであることが望ましい。また、上記した（１）の点に関しては、反射効果を強く引き出すために、磁性層の外側に電子波長の短い金属膜を配置し、その外側に電子波長が長い金属膜を配置することが好ましい。
【０３８９】
以上のことから、金属膜／金属膜界面で鏡面反射効果をより現実的に引き出す際の材料選択の指針としては、ＭＲ向上層として磁性層と非固溶な金属層を磁性層のスペーサ層とは反対側の面と接するように配置することである。加えて、例えば感磁層１の外側に電子波長の短い第１の金属膜４ａを配置し、その外側に電子波長が長い第２の金属膜４ｂを配置することが好ましい。
【０３９０】
さらに、反射膜として合金膜を用いると、一般的に完全な規則合金を形成しない限り、抵抗が純金属よりも大きくなる。つまり、電子波長が長くなることになる。これは反射膜としてみた場合には有利になると同時に、非固溶の関係を保っているという点でも有利である。このような合金膜を用いる方法として、合金膜を直接成膜する方法に限らず、互いに合金を作る系の膜を積層して成膜し、その積層界面に合金を生成する方法であってもよい。ただし、フリー層が薄い場合には、フリー層に接するＭＲ向上層（フリー層が薄い場合には、第１実施形態における非磁性高導電層として作用する）の比抵抗は低いほうが好ましいので、合金層を直接フリー層に接しさせることは逆に望ましくない。
【０３９１】
以上のことから、図３２、図３３および図３４に示したスピンバルブ膜８では、反射膜として用いるＭＲ向上層４に、磁性層（感磁層１）とは非固溶の関係を有する金属膜（具体的には第１の金属膜４ａ）を磁性層（感磁層１）と接して配置し、さらに反射膜としてのＭＲ向上層４を複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜で形成する、あるいはＭＲ向上層４を合金層４ｃで形成するという構成を採用している。複数の金属膜４ａ、４ｂや合金層４ｃの構成材料は、前述した指針に基づいて選択する。さらに、積層膜でＭＲ向上層４を構成する場合、これらのうち電子波長が短い第１の金属をＭＲ向上層４側に配置することが好ましい。これら以外の構成条件についても、前述した指針に基づくものである。
【０３９２】
上述した鏡面反射効果に基づくＭＲ変化率は、前述したように、プロセスアニール後においても保たれるものである。これはＭＲ向上層４の材料選択（非固溶の関係など）によって、界面の組成急俊性がプロセスアニール後においても保持されるためである。言い換えると、従来のスピンバルブ膜ではプロセスアニールにより界面での拡散やミキシングにより損われていたＭＲ特性が、本発明によればプロセスアニール後においても良好に保つことができる。このように、本発明のスピンバルブ膜８は耐熱性に優れるものである。
【０３９３】
なお、従来技術に示した（ｅ）の構成におけるＣｕ／Ａｇ積層膜は、Ｃｕ膜単層では表面凹凸が大きいため、Ａｇ膜を膜表面にして積層にすることによって、膜表面での鏡面反射効果を引き出したものである。これは本発明における金属膜／金属膜界面で鏡面反射効果を強く引き出すための構成とは明らかに異なるものである。つまり、膜表面での平坦化技術（従来技術）と、膜界面の組成急俊性を高める技術（本発明）とは、その上に積層される材料まで考慮すれば明らかに異なるものである。
【０３９４】
ＭＲの耐熱性に効果を発揮するＭＲ向上層は、鏡面反射膜としての効果のみならず、前述したように膜微細構造の制御を可能にすることによって、スピンバルブ膜８のＭＲ特性の向上に寄与している。このようなＭＲ向上層の機能は、感磁層１の下側に配置した場合に限らず、例えば図３９や図４０に示すように、反強磁性層６上に配置した場合（ＭＲ向上層４Ｂ）にも発揮されるものである。この場合の効果は感磁層の磁歪には直接的には関係せず、前述したようにＩｒＭｎなどからなる反強磁性層６上に前述した複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜や合金層４ｃからなるＭＲ向上層４Ｂを配置することによって、反強磁性層６の格子間隔を安定に保つことができる。これによって、磁性層２／反強磁性層６界面でのディスロケーションが抑制され、スピンバルブ膜８の耐熱性がより一層向上する。
【０３９５】
さらに他のピン特性も、反強磁性膜が適切な格子間隔に制御されることによって向上する。格子間隔の制御という意味でより効果的なのは、ＭＲ向上層が反強磁性膜の下地膜として用いられる場合であり、いわゆる反転構造のスピンバルブ膜またはデュアルスピンバルブ膜などとして用いられるときに特に有効である。このときでも本発明によるｆｃｃ金属またはｈｃｐ金属膜の積層膜、もしくは合金膜によって反強磁性膜の格子間隔を適切な値に自由自在に制御でき、ピン特性の様々な特性（交換バイアス磁界、耐熱性）などを向上させることができる。
【０３９６】
複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜からなるＭＲ向上層４Ｂを反強磁性層６上に配置する場合、Ａｕなどの表面エネルギーが小さい金属からなる第２の金属膜４ｂは、反強磁性層６側に配置することが好ましい。すなわち、ＡｕやＡｇなどからなる第２の金属膜４ｂがＴａなどからなる保護層７と接するように配置すると、ＡｕやＡｇなどが保護層７に拡散して耐熱性が低下するおそれがあるため、Ｃｕなどからなる第１の金属膜４ａを保護層７側に配置することが好ましい。また、反強磁性層６上のＭＲ向上層４Ｂは、第１の金属膜４ａ／第２の金属膜４ｂ／第１の金属膜４ａというような積層膜で構成してもよい。
【０３９７】
前述したように、金属材料の積層膜や合金層からなるＭＲ向上層４Ａは、ＣｏやＣｏＦｅ合金などのＣｏ系磁性材料からなる感磁層１の磁歪低減に対して効果を発揮する。つまり、Ｃｕ下地層単独では感磁層１としてのＣｏＦｅ合金単層の格子間隔が小さすぎるため、−１ｐｐｍを超える負の磁歪となる。一方、Ａｕ下地層単独では感磁層１としてのＣｏＦｅ合金単層の格子間隔が大きすぎて、＋１ｐｐｍを超える正の磁歪となる。
【０３９８】
これに対して、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｉｒから選ばれる少なくとも１種の元素を含む金属膜の積層膜、あるいは合金層４ｃからなるＭＲ向上層４を、感磁層１としてのＣｏＦｅ合金の下地とすることによって、ＣｏやＣｏＦｅ合金などのＣｏ系磁性材料のｆｃｃ（１１１）配向させた上で、低磁歪に有効な格子間隔、すなわちｄ（１１１）格子間隔を０．２０５５〜０．２０８５ｎｍの範囲とすることができる。感磁層１の下地としてのＭＲ向上層４は、ｆｃｃ−ｄ（１１１）が０．２０５８ｎｍより大きいことが好ましい。ｄ−（１１１）格子間隔を適切な値に制御する方法としては、例えばＡｕ−Ｃｕ積層膜、Ａｕ−Ｃｕ合金膜を用いた場合、積層膜ではＡｕとＣｕの積層膜の膜厚比を変える、合金膜ではＡｕとＣｕの組成比を変えることなどが挙げられる。
【０３９９】
Ａｕ−Ｃｕ合金の具体的な組成は、Ａｕ２５Ｃｕ７５〜Ａｕ７５Ｃｕ２５（原子％）の範囲とすることが好ましい。また、合金層と金属膜との積層膜を使用する場合には、Ａｕ−Ｃｕ合金単独で用いる場合より若干Ａｕリッチな組成、すなわちＡｕ２５Ｃｕ７５〜Ａｕ９５Ｃｕ５  （原子％）の組成とすることが好ましい。
【０４００】
図３２、図３３および図３４は、感磁層１を下置としたスピンバルブ膜８について示したが、本発明はこれに限られるものではなく、例えば図４３や図４４に示すように、感磁層１を上置とした反転構造のスピンバルブ膜８やデュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜に対して適用することもできる。特に、反転スピンバルブ膜やデュアルスピンバルブ膜のときには、反強磁性膜の下地膜としてのＭＲ向上層としての役割でも大きな効果を発揮する。
【０４０１】
図４１および図４２に示すスピンバルブ膜８は、基板９側から順に、非磁性下地層５／ＭＲ向上層４／反強磁性層６／磁化固着層２／非磁性中間層３／感磁層１／ＭＲ向上層４／保護層７が積層された構造を有している。図４１はＭＲ向上層４に合金層４ｃを用いた例であり、図４２はＭＲ向上層４に複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜を用いた例である。また、図３４と同様に、金属膜４ａと合金層４ｃとの積層膜を用いることもできる。
【０４０２】
図４２に示したように、感磁層１と接するＭＲ向上層４に積層膜を適用する場合、図３９に示した上側のＭＲ向上層４と同様に、保護層７側にはＣｕなどからなる第１の金属膜４ａを配置することが好ましい。従って、図４２に示した感磁層１側のＭＲ向上層４は、第１の金属膜４ａ／第２の金属膜４ｂ／第１の金属膜４ａの積層膜で構成している。
【０４０３】
反転構造の場合の反強磁性膜の下地のＭＲ向上層は膜成長の制御を行い、格子間隔の制御、膜微細構造の制御により耐熱性、ピン特性を向上させるものであり、感磁層の磁歪制御、鏡面反射効果の向上などとは異なるものである。よって、反強磁性膜の膜微細構造を良好にできる成膜条件であれば、反強磁性膜の下地側にはＭＲ向上層なしの場合や、Ｔａ、Ｔｉなどの通常よく用いられるバッファ層上に反強磁性膜を成膜する、通常の反転構造の下地構造を適用した場合においても、感磁層側のＭＲ向上層のみでも十分効果を発揮する。
【０４０４】
反転構造のスピンバルブ膜８においても、感磁層１に接して上記したようなＭＲ向上層４を配置することによって、感磁層１とＭＲ向上層４との界面の組成急俊性などに基づく鏡面反射効果によりＭＲ特性の向上を図ることができる。そして、前述したように、鏡面反射効果に基づくＭＲ変化率はプロセスアニール後においても保たれるため、良好な耐熱性を得ることが可能となる。
【０４０５】
なお、上述した反転構造のスピンバルブ膜８においては、感磁層１／ＭＲ向上層４界面、さらにはＭＲ向上層４内の第１の金属膜４ａ／第２の金属膜４ｂ界面や第２の金属膜４ｂ界面（図４２）で反射を起こさせるものであり、従来技術として示した（ｅ）の構成のＣｕ／Ａｇ積層膜において、Ａｇ膜表面で反射を生じさせていたものとは構成が異なる。従来技術として示した（ｄ）の構成でＡｕ膜表面にＴａを積層すると反射効果が失われるという問題も、本発明では解決している。本発明では金属膜／金属膜界面での鏡面反射効果を利用し、電子のフェルミ波長の大きさを考慮した膜厚と、非固溶の概念を用いているためである。
【０４０６】
従来技術として示した（ｄ）の構成では、僅か０．４ｎｍというフェルミ波長と同程度の極薄のＡｕ層上に、Ａｕと固溶系であるＴａを積層しているため、たとえＣｏ−Ａｕ界面で反射が生じていたとしても反射効果が失われることは明白である。Ａｕ膜の膜厚がフェルミ波長よりも厚くした場合には、Ｔａとの拡散界面の影響も小さくなるため、反射効果が得られるようになる反面、シャント分流による悪影響が大きくなる。従って、Ａｕ／Ｔａ界面に代えてＡｕ／Ｃｕ／ＴａといようにＴａとは非固溶の関係にあるＣｕ層を介在させた積層膜を使用した場合にはＡｕ膜界面を乱すことはない。さらに、極薄のＣｕ層を例えばＣｏＦｅとＡｕとの界面に挿入することによって、Ａｕの非磁性中間層への長期的な拡散を抑えると同時に、一旦フェルミ波長が短い層を介してからＡｕ層を配置することで、反射効果を増大させることができる。
【０４０７】
上述した各実施形態においては、ＭＲ向上層４を感磁層１や反強磁性層６と接して配置する場合について説明したが、ＭＲ向上層４は例えば図４３に示すように、感磁層１や磁化固着層４内に配置した場合にも前述した実施形態と同様な効果を得ることができる。
【０４０８】
図４３に示すスピンバルブ膜８において、感磁層１は例えばＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ層１ｂとにより構成されており、これらの間に複数の金属膜４ａ、４ｂの積層膜からなるＭＲ向上層４が介在されている。ＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ層１ｂとは、ＭＲ向上層４を介して磁気的に結合（強磁性結合）されており、磁気的には感磁層１として一体的に振る舞う。このように、ＮｉＦｅ層１ａ／ＣｏＦｅ層１ｂ界面に両者と非固溶のＭＲ向上層４を挿入する場合、ＮｉＦｅ層１ａとＣｏＦｅ層１ｂは一体となって感磁層１として働かなければならないので、挿入するＭＲ向上層４は薄くしなければならない。また、磁化固着層２内にＭＲ向上層４を介在させることもでき、その場合磁化固着層２を構成する１つ以上の磁性膜は、強磁性結合もしくは反強磁性結合により磁気的に結合される。強磁性結合か反強磁性結合かはＭＲ向上層４の材料、膜厚によって決まる。
【０４０９】
上述した各実施形態の磁気抵抗効果素子は、例えば図４４や図４５に示すような録再分離型磁気ヘッドに再生素子部として搭載される。なお、本発明の磁気抵抗効果素子は磁気ヘッドに限らず、磁気抵抗効果メモリ（ＭＲＡＭ）などの磁気記憶装置に適用することも可能である。
【０４１０】
図４４および図４５は、本発明の磁気抵抗効果素子を再生素子部に適用した録再分離型磁気ヘッドの実施形態の構造をそれぞれ示す図であり、これらの図は録再分離型磁気ヘッドを媒体対向面方向から見た断面図である。
【０４１１】
これらの図において、２１はＡｌ２  Ｏ３  層を有するＡｌ２  Ｏ３  ・ＴｉＣ基板などの基板である。このような基板２１の主表面上には、ＮｉＦｅ合金、ＦｅＳｉＡｌ合金、非晶質ＣｏＺｒＮｂ合金などの軟磁性材料からなる下側磁気シールド層２２が形成されている。下側磁気シールド層２２上には、ＡｌＯ３  などの非磁性絶縁材料からなる下側再生磁気ギャップ２３を介してスピンバルブＧＭＲ膜２４が形成されている。このスピンバルブＧＭＲ膜２４として、前述した各実施形態のスピンバルブ膜８が使用される。
【０４１２】
図４４において、スピンバルブＧＭＲ膜２４は所望のトラック幅となるように、記録トラック幅から外れた外側領域を例えばエッチング除去した形状とされている。このようなスピンバルブＧＭＲ膜２４のエッジ部の外側には、それぞれスピンバルブＧＭＲ膜２４にバイアス磁界を印加するバイアス磁界印加膜２５が配置されている。一対のバイアス磁界印加膜２５は、スピンバルブＧＭＲ膜２４のエッジ部とアバット接合している。
【０４１３】
一対のバイアス磁界印加膜２５上には、Ｃｕ、Ａｕ、Ｚｒ、Ｔａなどからなる一対の電極２６が形成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４には、一対の電極２６からセンス電流が供給される。これらスピンバルブＧＭＲ膜２４、一対のバイアス磁界印加膜２５および一対の電極２６は、ＧＭＲ再生素子部２７を構成している。ＧＭＲ再生素子部２７は、上述したようにいわゆるアバットジャンクション構造を有している。
【０４１４】
また、図４５においては、スピンバルブＧＭＲ膜２４と下側再生磁気ギャップ２３との間に、予めトラック幅から外れた領域にスピンバルブＧＭＲ膜２４にバイアス磁界を印加する一対のバイアス磁界印加膜２５が形成されている。この一対のバイアス磁界印加膜２５は所定の間隙をもって配置されており、その上にスピンバルブＧＭＲ膜２４の再生トラックの外側部分が積層形成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４は、その両端部にみをそれぞれバイアス磁界印加膜２５上に積層するようにしてもよい。
【０４１５】
スピンバルブＧＭＲ膜２４上には、一対の電極２６が形成されている。スピンバルブＧＭＲ膜２４の実質的な再生トラック幅は、一対の電極２６の間隔によって規定されている。これらスピンバルブＧＭＲ膜２４、一対のバイアス磁界印加膜２５および一対の電極２６は、オーバーレイド構造のＧＭＲ再生素子部２７を構成している。
【０４１６】
図４４および図４５において、ＧＭＲ再生素子部２７上には下側再生磁気ギャップ２３と同様な非磁性絶縁材料からなる上側再生磁気ギャップ２８が形成されている。さらに、上側再生磁気ギャップ２８上には、下側磁気シールド層２２と同様な軟磁性材料からなる上側磁気シールド層２９が形成されている。これら各構成要素によって、再生ヘッドとしてのシールド型ＧＭＲヘッド３０が構成されている。
【０４１７】
記録ヘッドとして薄膜磁気ヘッド３１は、シールド型ＧＭＲヘッド３０上に形成されている。薄膜磁気ヘッド３１の下側記録磁極歯、上側磁気シールド層２９と共通の磁性層により構成されている。シールド型ＧＭＲヘッド３０の上側磁気シールド層２９は、薄膜磁気ヘッド３１の下側記録磁極を兼ねている。この上側磁気シールド層を兼ねる下側記録磁極２９上には、ＡｌＯｘ  などの非磁性絶縁材料からなる記録磁極ギャップ３２と上側記録磁極３３が順に形成されている。媒体対向面より後方面には、下側記録磁極２９と上側記録磁極３３に記録磁界を付与する記録コイル（図示せず）が形成されている。
【０４１８】
上述した再生ヘッドとしてのシールド型ＧＭＲヘッド３０と記録ヘッドとして薄膜磁気ヘッド３１とによって、録再分離型磁気ヘッドが構成されている。このような録再分離型磁気ヘッドはヘッドスライダに組み込まれ、例えば図４６に示す磁気ヘッドアッセンブリに搭載される。図４６に示す磁気ヘッドアッセンブリ６０は、例えば駆動コイルを保持するボビン部などを有するアクチュエータアーム６１を有し、アクチュエータアーム６１の一端にはサスペンション６２が接続されている。
【０４１９】
サスペンション６２の先端には、上述した実施形態の録再分離型磁気ヘッドを具備するヘッドスライダ６３が取り付けられている。サスペンション６２は信号の書き込みおよび読み取り用のリード線６４が有し、このリード線６４とヘッドスライダ６３に組み込まれた録再分離型磁気ヘッドの各電極とが電気的に接続されている。図中６５は磁気ヘッドアッセンブリ６０の電極パッドである。
【０４２０】
このような磁気ヘッドアッセンブリ６０は、例えば図４７に示す磁気ディスク装置などの磁気記録装置に搭載される。図４７はロータリーアクチュエータを用いた磁気ディスク装置５０の概略構造を示している。
【０４２１】
磁気ディスク５１はスピンドル５２に装着され、駆動装置制御源（図示せず）からの制御信号に応答するモータ（図示せず）により回転する。磁気ヘッドアッセンブリ６０は、サスペンション６２の先端に取り付けられたヘッドスライダ６３が、磁気ディスク５１上を浮上した状態で情報の記録再生を行うように取り付けられている。磁気ディスク５１が回転すると、ヘッドスライダ６３の媒体対向面（ＡＢＳ）は磁気ディスク５１の表面から所定の浮上量（０以上１００ｎｍ以下）をもって保持される。
【０４２２】
磁気ヘッドアッセンブリ６０のアクチュエータアーム６１は、リニアモータの１種であるボイスコイルモータ５３に接続されている。ボイスコイルモータ５３は、アクチュエータアーム６１のボビン部に巻き上げられた図示しない駆動コイルと、それを挟み込むように対向して配置された永久磁石および対向ヨークからなる磁気回路とから構成される。アクチュエータアーム６１は、固定軸５４の上下２カ所に設けられた図示しないボールベアリングによって保持され、ボイスコイルモータ５３により回転摺動が自在にできるようになっている。
【０４２３】
なお、以上の実施形態では録再分離型磁気ヘッドを用いて説明したが、記録ヘッドと再生ヘッドで共通の磁気ヨークを用いる録再一体型磁気ヘッドなどの他のヘッド構造に本発明の磁気抵抗効果素子を適用することも可能である。さらに、本発明の磁気抵抗効果素子は磁気ヘッドに限らず、磁気抵抗効果メモリ（ＭＲＡＭ）などの磁気記憶装置に適用することもできる。
（実施例）
次に、本発明の具体的な実施例およびその評価結果について述べる。
（実施例１）
この実施例１では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、ＤＣナグネトロンスパッタにより作製した。成膜時の真空度は１×１０−７Ｔｏｆｆ以下で、アルゴン圧は２〜１０ｍＴｏｆｆとした。基板は熱酸化シリコン基板を用いた。なお、磁気ヘッドの作製時には、アルチック基板上のＡｌ２  Ｏ３  ギャップ上に成膜することになるが、特性は変わらないことが確認されている。
【０４２４】
上記したスピンバルブ膜は、ａｓ−ｄｅｐｏ状態のＭＲ変化率が９．６％で、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール（アニール条件：２５０℃×４Ｈ、磁場５ｋＯｅ  ）後においてもＭＲ変化率は９．０％を維持していた。磁歪は〜±１０−６以下のオーダーの値が得られた。Ｈｋ  についても、容易軸方向に磁場を加えたままのアニール上がりＨｋ  を飽和Ｈｋ  と定義すると、飽和Ｈｋ  で約８Ｏｅ  と小さく、軟磁性も実現できていた。また、容易軸方向のＨｃ  も０〜３Ｏｅ  と小さかった。
【０４２５】
ここで、ＭＲ向上層はＡｕ／Ｃｕ積層膜であり、ＡｕとＣｕの界面は合金を形成している。ＣｕとＣｏＦｅの界面は非固溶な界面である。ＴａとＡｕは固溶する界面であるが、Ａｕ／Ｃｕが電子波長に比べて十分長い距離の膜厚を有するため、反射は十分それまでの界面で生じており、ここに固溶関係にある界面が存在していても問題ない。ｆｃｃ構造のＡｕ／Ｃｕ下地層の効果によって、ＣｏＦｅはｆｃｃ（１１１）配向している共に、ＣｏＦｅのｄ（１１１）スペーシングの大きさは０．２０７４ｎｍと磁歪的にも小さな値に制御されている。
【０４２６】
この実施例１のスピンバルブ膜を断面ＴＥＭにより観察した。その結果、Ａｕ／Ｃｕ下地上にＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅのＧＭＲ基本ユニット部分が１原子層ずつきれいに層状成長しており、ｆｃｃ（１１１）配向していることが確認された。また、感磁層としてのＣｏＦｅ層部分のマイクロディフラクションでは、ｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングの大きさは０．２０７４ｎｍと磁歪的にも好適な値になっていた。さらに、このスピンバルブ膜のＸＲＤパターンを図４８に示す。Ｘ線回折でもＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングが０．２０７４ｎｍであることが分かる。
【０４２７】
なお、図４８のＸＲＤプロファイルにおいて、ピーク１，２，３はＩｒＭｎに相当するピークであり、ピーク４はＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ積層膜のｆｃｃ（１１１）ピークと考えられ、感磁層のみのｄ−スペーシングを求めるのは困難である。この場合には、ピーク４のｄ−スペーシングを感磁層のｄ−スペーシング値とする。
【０４２８】
上述したＡｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）下地に代えて、Ｃｕ（２ｎｍ）も単独で用いるとＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングは０．２０５４ｎｍと小さくなり、磁歪は負側に大きくなる。一方、Ａｕ（２ｎｍ）を単独で用いるとＣｏＦｅのｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングは０．２０８６ｎｍと大きくなり、磁歪は正側に大きくなる。このようにＡｕ／Ｃｕ下地を用いることによって、初めて好適な０．２０７４ｎｍのスペーシングが得られる。
【０４２９】
なお、従来技術で示した（ｇ）の構成のＣｕ膜上では得られなかった耐熱性が、Ａｕ／Ｃｕ積層膜で得られた１つの要因として、磁歪にも影響している格子間隔の違いが挙げられる。Ｃｕ下地では格子間隔が狭くなり、ＩｒＭｎとの界面での格子不整合が大きくなり歪みが大きくなる。この歪みが大きい状態でプロセスアニールを行うことにより歪み緩和が生じ、特に固着層と反強磁性膜の界面で拡散を生じさせることになるからである。よって、この影響はＩｒＭｎの膜厚が厚いほど顕著になる。ところが、Ａｕ／Ｃｕ下地の方がＩｒＭｎの格子間隔と近いため、その上に積層されるＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅが逆にＩｒＭｎに近い格子定数の歪み格子となり、アニールによる歪み緩和の影響が小さくなるからである。
また、従来技術の（ｈ）の構成のＡｕ下地の場合には、逆に格子間隔が広すぎ、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅの歪みエネルギーが大きくなりすぎて、逆に界面のディスロケーションが生じやすくなり、初期アニール劣化が生じてしまう。Ａｕ層とＣｏＦｅ層とを直接積層すると、Ａｕ層が結晶粒界に沿って非磁性中間層のＣｕ層にまで拡散する可能性があるからである。非磁性中間層にＡｕが到達するとＭＲ変化率はとたんに小さくなる。これは長期耐熱性に影響してくる。ところが、Ａｕ／Ｃｕ積層膜にすることによって、Ｃｕ層がＡｕ拡散のストッパ層となり長期耐熱性も安定となる。
【０４３０】
下地としてのＴａはＡｕを二次元的に成長させるために必要なバッファ層である。ＡｕをアモルファスＡｌ２  Ｏ３  上に直接成膜した場合には、Ａｕがアイランド成長し、スペーサ層を介して固着層と感磁層との強磁性的結合の結果、Ｈｉｎの増大原因となる。また、実際の素子ではプロセスを経た基板上への成膜となるため、安定して成膜を行うためにバッファ層が必要である。ここではＴａを下地膜に用いたが、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｎｂ、もしくはこれらを含む合金、これらの金属を含む酸化物や窒化物であってもよい。
【０４３１】
このように、従来技術の構成（ｆ）のように、Ａｕの下地膜として合計２２０ｎｍもの層を用いなくても、Ｔａ下地を使用することによって、十分Ａｕのアイランド成長を妨げ平坦な膜表面を得ることができ、その上に成膜されるＣｕ／ＣｏＦｅ膜の界面も平坦となる。また、３５０℃もの高温の熱処理をする必要もない。最適なのは２７０℃×４Ｈ程度の熱処理を行うことであり、最も組成急峻性を保った界面を形成することができる。このようにＴａなどの非磁性下地層は重要であり、通常用いられている下地層との組み合わせにより平坦なＡｕ膜が得られる。
【０４３２】
また、非磁性下地層としてＴｉ（５ｎｍ）、Ｚｒ（５ｎｍ）、Ｗ（５ｎｍ）、Ｃｒ（５ｎｍ）、Ｖ（５ｎｍ）、Ｎｂ（５ｎｍ）、Ｍｏ（５ｎｍ）、Ｈｆ（５ｎｍ）、およびこれらの合金（５ｎｍ）を用いた場合においても、同様な効果が得られた。さらに、ＭＲ向上層としてＡｕ（０．５〜２ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜２ｎｍ）、Ａｕ（０．３〜１ｎｍ）／Ｃｕ（０．３〜１ｎｍ）／Ａｕ（０．３〜１ｎｍ）／Ｃｕ（０．３〜１ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５〜５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜２ｎｍ）を用いた場合においても、同様な効果が得られた。
【０４３３】
このように、ＭＲ向上層は２層から構成されていても、またそれ以上の層数であっても、さらに合金層であれば１層であっても構わない。ただし、抵抗を上昇させる添加元素が加えられていない場合には、膜厚が厚くなるとシャント分流が増大するため、５ｎｍ以下であることが望ましい。しかし、下地としてｆｃｃ配向させるシード効果もなければならないので、磁性層の下に位置する場合のＭＲ向上層の膜厚としては２〜５ｎｍ程度が望ましい。
【０４３４】
上記のＡｕ−Ｃｕの組み合わせ以外の積層膜、合金膜材料の組み合わせとしては、磁性層がＣｏ系合金のときには、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｕ−Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕ、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｌなどが挙げられる。これらの組み合わせのうち、Ｃｏ系磁性層に接するＭＲ向上層の主元素はＣｕ、Ａｕ、Ａｇのいずれかである。
【０４３５】
膜構成に関しては、Ａｕ−Ｃｕの場合の前述のように、２層積層膜でも、３層積層でも、さらに層数が多くても、合金層の場合には１層であってもそれ以上の層数であっても構わない。膜厚に関しても前述のＡｕ−Ｃｕのときと同様であり、第３の添加元素がない場合にはトータル膜厚で２〜３ｎｍ程度が望ましい。
【０４３６】
Ｃｏ系のときの以上の組み合わせのうち、特に膜微細構造の点でも望ましいのが、互いに大きく固溶する組み合わせのＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ｐｔ−Ｃｕなどが特に望ましい。このなかであとは適当な格子定数に制御し得る組み合わせで最適な材料が決定される。
【０４３７】
上記の磁性層がＣｕ系のときと全く同様に、磁性層がＮｉ系のときにはそれに接するＭＲ向上層の積層膜、またはＭＲ向上層の合金膜の組み合わせとして、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ａｕ−Ａｌ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ｒｕ−Ｒｈ、Ｒｕ−Ｉｒ、Ｒｕ−Ｐｔなどが挙げられる。これらの組み合わせのうち、Ｎｉ系磁性層に接する側のＭＲ向上層の主元素は、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕのいずれかである。膜構成、膜厚に関しては全く同様である。
【０４３８】
さらに、ＭＲ向上層を形成する２つの元素の組み合わせとして、互いに非固溶であってもよく、例えば磁性層がＣｏ系磁性層の場合には、Ｃｕ−Ｒｕ、Ｃｕ−Ａｇの積層膜であっても構わない。これらの非固溶な組み合わせの場合には合金層を形成しようとしても、２相分離してしまうので好ましくなく、積層膜で用いるのが好ましい。ここで、磁性層がＮｉ系磁性層の場合の具体例として、ＮｉＦｅ、ＮｉｆｃＣｒ、ＮｉＦｅＮｂ、ＮｉＦｅＲｈなどが挙げられる。
【０４３９】
またピン膜構成として、ここでは単純に反強磁性膜にピン層が直接積層されているタイプのものを示したが、シンセティックアンチフェロ構造でも構わない。例えばピン膜構成として、ＣｏＦｅ２．５ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍの代えて、ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍ、ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｃｒ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍなどでも構わない。
【０４４０】
反強磁性膜は、ＰｔＭｎ、ＮｉＭｎ、ＲｕＲｈＭｎ、ＣｒＭｎ、ＦｅＭｎ、ＮｉＯなどの材料でも構わない。ピン層材料はＣｏでもＮｉＦｅでも構わない。
【０４４１】
上記した非磁性下地層はＴａなどの金属膜に限らず、例えばＴａＯｘ  のような酸化膜を使用することもでき、Ｔａに代えてＴａＯｘ  下地を用いた場合にも、同様に良好な効果が得られた。この場合、ＭＲ向上層で反射しきれなかった電子をポテンシャル差が大きいＴａ Ｏｘ  下地／ＭＲ向上層界面で反射させることができ、ＭＲ変化率をさらに向上させることができる。ただし、ＴａＯｘ 下地層上に直接ＣｏＦｅを成膜するとｆｃｃ（１１１）配向しなかったり、また磁歪的に望ましいｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングは得られない。これに対してＴａＯｘ  ／Ａｕ／Ｃｕ下地は実用性に優れるものである。ＴａＯｘ  に代えてＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｎｂなどの酸化物を用いることもできる。また、ＴｉＮ、ＴａＮのような窒化物を用いることもできる。
（実施例２）
この実施例２では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。
【０４４２】
上側のＭＲ向上層としてのＡｕ／Ｃｕ積層膜の格子定数は、ＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅ積層膜の格子定数よりＩｒＭｎに近いため、ＩｒＭｎ上にＡｕ／Ｃｕ積層膜を形成することによって、ＩｒＭｎの格子定数をより安定に保つことができ、熱安定性をより一層高めることができる。Ａｕ層を保護膜のＴａ直下に配置すると、Ａｕのような表面エネルギーの小さな層が、Ｔａのような表面エネルギーの大きな層の直下に存在することになるので、ＡｕがＴａ表面へ拡散しやすく、層の熱安定性が劣化する。よって、Ｔａ直下にはＡｕやＡｇなどは配置しないほうが望ましい。この実施例のようにＣｕ層を介してＴａ保護膜を形成するほうが好ましい。ＡｕＣｕ合金層でも同様な効果が得られる。
（実施例３）
この実施例３では、Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＣｏＦｅ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。このスピンバルブ膜において、感磁層はＡｕ／Ｃｕ膜が介在されたＮｉＣｏＦｅ（５ｎｍ）とＣｏＦｅ（３ｎｍ）との積層膜である。
【０４４３】
また、本発明との比較例として、Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＣｏＦｅ（５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を同様にして作製した。
【０４４４】
比較例のスピンバルブ膜は、ａｓ−ｂｅｐｏでＭＲ変化率８．６％であったものが、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール後には６．６％と劣化し、劣化率は２３％にも達した。これはＣｏＦｅとＮｉＦｅＣｒが固溶系であるため、ａｓ−ｂｅｐｏ段階ではさほどＣｏＦｅ／ＮｉＦｅＣｒ界面でミキシングせずにＭＲ変化率がでている。しかし、２５０℃×４Ｈ程度のアニールを行うと、ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅＣｒ界面が容易に乱れてしまう。これはシャント化のためにＮｉＦｅにＣｒを４％程度添加したＮｉＦｅＣｒでの結果だが、Ｎｉ８１Ｆｅ１９（原子％）でも同様である。
【０４４５】
一方、実施例３のようにＡｕ／Ｃｕ積層膜を挿入することにより、ＣｏＦｅ層とＮｉＦｅＣｒ層との拡散が抑えられるため、ＭＲ変化率はａｓ−ｄｅｐｏ段階で８．７％であったものが、２５０℃×４Ｈのプロセスアニール後でも８．１％とＭＲ劣化が著しく抑えられた。これはＡｕ／Ｃｕ挿入による拡散防止の効果として、ＣｏＦｅ層との界面反射効果がアニール後でも保たれていることが挙げられる。
【０４４６】
Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）に代えて、Ａｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）、Ａｕ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｕ（０．３ｎｍ）、Ａｕ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｕ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、ＡｕＣｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ａｇ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ａｇ（０．５ｎｍ）、Ａｇ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｇ（０．３ｎｍ）、Ａｇ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）／Ａｇ（０．３ｎｍ）／Ｃｕ（０．３ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｐｔ（０．５ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）、Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｐｔ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５〜１．５ｎｍ）などを用いた場合にも、同様な効果が得られた。
【０４４７】
なお、第２の磁性層としてＮｉＦｅＣｒを用いた理由は以下の通りである。ＮｉＦｅにＣｒを添加することによって、Ｍｓを低下させることなくρを向上させて、シャント分流の効果を低減させている。また、Ｃｒ添加による磁歪λが正側に上昇するのを抑えるため、ＮｉとＦｅの比率は通常のゼロ磁歪組成である、Ｎｉ：Ｆｅ＝８１：１９よりも少しＮｉリッチにすることが望ましい。Ｍｓ、ρ、磁歪の全てを満足する組成としては、Ｎｉ８１Ｆｅ１５Ｃｒ４  の組成が好適である。これ以外に、Ｎｉ８０Ｆｅ２０、ＮｉＦｅＮｂ、ＮｉＦｅＲｈなどを用いてもよい。
（実施例４）
この実施例４では、Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ａｕ（０．５ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造のスピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。
【０４４８】
この実施例４は磁化固着層が非磁性中間層よりも下側にある、いわゆる反転構造のスピンバルブ膜である。上層のＣｕ／Ａｕ／Ｃｕ層はＭＲ向上層であり、耐熱性、ＭＲ変化率を向上させている。下側のＡｕ／Ｃｕ層はＩｒＭｎの下地膜になっていると同時に、ＩｒＭｎの格子定数を安定に保つ働きをするＭＲ向上層である。この膜のａｓ−ｄｅｐｏでのＭＲ変化率は１０％で、２５０℃×４Ｈのアニール後のＭＲ変化率は９．５％であった。Ｃｕ／Ａｕ界面はＡｕＣｕ合金を形成していた。
【０４４９】
この実施例４の上側のＴａは保護膜であり、Ｔａ膜表面で反射を起こさせようとするものではない。この実施例４ではＣｕ／Ａｕ／Ｃｕ層がＭＲ向上層であるので、ＣｏＦｅ／Ｃｕ界面およびＣｕ／Ａｕ界面（もしくはＡｕＣｕ合金層）で反射を起こさせるものである。このように、従来技術として示した（ｅ）や（ｄ）の構成とは明らかに異なるものである。さらに、極薄のＣｕ層をＣｏＦｅ／Ａｕ界面に挿入しているため、Ａｕの非磁性中間層（Ｃｕ）への長期的な拡散を抑えると同時に、一旦フェルミ波長が短い層を介してＡｕ層を配置しているため、反射効果を増大させることができる。
【０４５０】
上側のＭＲ向上層としてのＡｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）に代えて、Ａｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ａｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５ｎｍ）、ＡｕＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ａｇ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ａｇ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｐｔ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｐｔ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、ＰｔＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）、Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）／ＰｔＣｕ（０．５〜３ｎｍ）／Ｃｕ（０．５〜３ｎｍ）などを用いた場合にも、同様な効果が得られた。
【０４５１】
また、他の材料については実施例１の場合の材料が用いられる。実施例４のフリー層の上層に積層されるＭＲ向上層はシード効果は必要とされないため、膜厚は１ｎｍ程度に薄くしても構わない。ただし、厚いときのシャント分流増大の悪影響は実施例１のときと同様なため、５ｎｍ以下が望ましい。
【０４５２】
反強磁性膜の下地にあるＭＲ向上層は、反強磁性膜の格子間隔を適切な値にして、ピンＣｏＦｅと反強磁性膜の界面での格子不整合に起因する界面ミキシングを抑制するとともに、反強磁性膜自体の格子間隔を適切な値に制御することによって、ピン特性自体も向上させようとするものである。このときの具体的なＭＲ向上層として、Ａｌ−Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕ、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｌ、Ｒｕ−Ｒｈ、Ｒｕ−Ｉｒ、Ｒｕ−Ｐｔ、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ａｕの組み合わせの積層膜、合金膜などが例として挙げられる。
【０４５３】
個々の反強磁性膜に適したＭＲ向上層としては、Ｃｕ、Ａｕ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆから選ばれる２つの元素の積層膜、合金膜が下地として効果を発揮する。ピン側だけの効果を狙うならば反転構造スピンバルブ膜のフリー層の上層に積層されたＭＲ向上層はなくても構わない。さらに、反強磁性膜の下地のＭＲ向上層はピン膜構成が前述のようなシンセティックアンチフェロ構造であっても構わない。一例としてＴａ５ｎｍ／ＡｕＣｕ２ｎｍ／ＩｒＭｎ７ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｒｕ０．９ｎｍ／ＣｏＦｅ３ｎｍ／Ｃｕ３ｎｍ／ＣｏＦｅ１ｎｍ／ＮｉＦｅ５ｎｍ／Ｔａ５ｎｍなどがある。
【０４５４】
また、Ｔａ保護膜に代えて、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｗ、Ｈｆ、Ｎｂなどを用いた場合についても同様であった。
（実施例５）
この実施例５では、Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造の反転スピンバルブ膜を、実施例１と同様にして作製した。ここで、下側のＣｏＦｅ層（磁化固着層）と上側のＣｏＦｅ層（感磁層）との間に配置されたＡｕＣｕ層は、非磁性中間層であると同時に、感磁層の磁歪を制御するＭＲ向上層である。
【０４５５】
反転構造のスピンバルブ膜では、Ｃｕなどからなる非磁性中間層上に形成される感磁層のｆｃｃ−ｄ（１１１）が小さくなり、磁歪が大きくなってしまう。これに対して、この実施例５のように、非磁性中間層であると同時にＭＲ向上層であるＡｕＣｕ合金層上にＣｏＦｅ感磁層を積層形成することによって、ＣｏＦｅ感磁層のｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングを適度な値に調整することができ、これにより感磁層の磁歪を低減することができる。
【０４５６】
ところで、ＡｕＣｕ合金からなる非磁性中間層では、ＣｏＦｅ層との界面でのスピン依存散乱がＣｕ単層の場合に比べて若干低下し、ＭＲ変化率が若干低下するおそれがある。このような点は非磁性中間層に例えばＣｕ（０．８ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｕ（０．８ｎｍ）積層膜などを使用することで解決することができる。
【０４５７】
このような非磁性中間層であると同時にＭＲ向上層の使用は、反転構造のスピンバルブ膜に限らず、通常のスピンバルブ膜やデュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜に対しても有効である。デュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜に非磁性中間層兼ＭＲ向上層を使用した例としては、Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ磁化固着層（２．５ｎｍ）／ＡｕＣｕ非磁性中間層兼ＭＲ向上層（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ感磁層（３ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ磁化固着層（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造が挙げられる。通常のスピンバルブ膜に非磁性中間層兼ＭＲ向上層を使用した例としては、Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（０．８ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．８ｎｍ）／Ｃｕ（０．８ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）構造が挙げられる。
【０４５８】
なお、反転構造のスピンバルブ膜およびデュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜においてＩｒＭｎなどの反強磁性膜の下地として用いたＡｕＣｕ層の効果などにより、ＣｏＦｅ感磁層のｆｃｃ−ｄ（１１１）スペーシングが十分に制御されていれば、非磁性中間層には一般的なＣｕ層などを使用することができる。
【０４５９】
反転構造のスピンバルブ膜およびデュアルエレメントタイプのスピンバルブ膜の他の具体例としては、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
などが挙げられる。上記したＡｕ／Ｃｕ下地に代えて前述したような各種積層膜や合金層を用いることができる。
【０４６０】
他の構造例としては、基板／Ｔａ（５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＭＲ向上層／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（０．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）が挙げられる。この構造ではＣｏＦｅ／ＭＲ向上層／ＣｏＦｅがフリー層であり、強磁性的に結合している。
【０４６１】
また、上述した各実施例では反強磁性膜にＩｒＭｎを使用した例に付いて説明したが、ＮｉＭｎ、ＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎ、ＲｕＲｈＭｎ、ＣｒＭｎ、ＮｉＯなど、種々の反強磁性材料を用いた場合においても、同様の効果を得ることができる。
【０４６２】
さらに、上述のように磁化固着層に例えばＣｏＦｅ／Ｒｕ／ＣｏＦｅ／ＩｒＭｎ、のような反強磁性カップリング（Ｒｕを介したＣｏＦｅ同士の反強磁性カップリング）などを用いたスピンバルブ膜においても本発明は効果を発揮する。上記したような積層膜において、ある膜厚で反強磁性的な結合をする。
【０４６３】
この場合、中間層を本発明のＭＲ向上層とすることができる。例えばＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（反強磁性カップリング）、ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＡｕＣｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）（反強磁性カップリング）などであり、またＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＡｕＣｕ（０．５ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）のように、強磁性カップリングを適用することもできる。磁化固着層の中間に配置されたＡｕＣｕ層などは、両側の磁性層を反強磁性的に結合させ、さらに鏡面反射効果をもたらすと同時にＩｒＭｎなどの格子を安定に保ち、スピンバルブ膜の耐熱性およびＭＲ特性を向上させるものである。このような場合のＭＲ向上層の膜厚は０．５〜２ｎｍの範囲とすることが好ましい。
（実施例６）
耐熱性の悪化の原因となる通常の結晶粒界はほとんどなく、完全単結晶ではないにしても、粒界が存在したとしても小傾角粒界のような耐熱性に優れた結晶構造を実現するための手段としても、Ａｕ／Ｃｕなどの積層膜や合金層からなるＭＲ向上層は有効である。その一例として、熱酸化シリコン基板／Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）の構造を、断面ＴＥＭとディフラクションパターンにより評価した。ディフラクションパターンのスポット径は、積層膜の膜厚方向全ての領域が含まれるような大きさとした。より詳細に調べるためには、スポット径をさらに絞ったマイクロディフラクションでもかまわない。
【０４６４】
ディフラクションパターンから、１μｍ以上の領域にわたって全てほぼ単一結晶構造の回折パターンが得られ、単結晶に近い構造を得られていることが分かった。Ｔａ下地、保護膜を除く他は膜はｆｃｃ（１１１）配向している。回折パターンで中心点から半径Ｒの若干異なる点にスポットが見えた。これは、ＩｒＭｎとＣｏＦｅ／Ｃｕ／ＣｏＦｅとではｆｃｃ（１１１）スペーシングの大きさが異なるからである。格子像を見ても非常にきれいなｆｃｃ（１１１）配向ができていることが確認できた。横方向での格子点が若干不連続になっているところがたまに見られた。回折パターンは全ての領域でほぼ単一のスポットしかでていないことから、上記した格子不連続は小傾角粒界のようなサブグレインバウンダリであると思われる。
【０４６５】
このような単結晶に近い構造は、ＭＲ変化率、磁気特性の耐熱性に優れているだけでなく、電子の散乱の原因となる結晶粒界がほとんど存在しなくなるので、電子の平均自由行程も長くなり、ＭＲ変化率の絶対値を上昇させることにもなり、望ましい膜構造である。このような単結晶に近い構造を、熱酸化シリコン、アモルファスアルミナのようなアモルファス基板上で得る技術も本発明の特徴の一つである。ここでは熱酸化シリコン基板を用いたが、実際のヘッドで通常用いられているＡｌＴｉＣ基板上のアモルファスＡｌＯｘ膜上や、その他の酸化物系アモルファス膜、窒化物系アモルファス膜、ダイヤモンドライクカーボン上でも構わない。
【０４６６】
この実施例におけるＡｕの下地のＴａは必ずしもＴａでなくてもよいが、何らかの下地バッファ層は必要である。Ａｕを直接熱酸化シリコン基板上に成膜しても、本発明のような単結晶に近い結晶構造の膜は得られない。Ｔａ以外の材料としては、Ｔｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることができる。Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕ下地膜の場合には、ＴａとＡｕは合金を形成するため、Ａｕが成膜されたときのＡｕのアイランド成長が妨げられ、二次成長しやすくなる。つまり、結晶粒としての凝集力よりも基板側との結合力が勝ることが膜成長によい影響を及ぼす。
【０４６７】
また、Ｔａ／Ａｕ／Ｃｕのような下地膜構成でも単結晶ライクな成長を促すのに効果がある。この場合のように、合金を形成する材料を積層膜にする場合もＡｕが成膜されるときにＣｕ上にそのまま結晶粒を保ったまま成長するのではなく、下地との結合が大きくなって単結晶的な粒を形成する。このような構造は、Ｔａ（５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）のように、単純なＴａ／Ｃｕ下地では得られない。
【０４６８】
良好に実現する他の構造としては、実施例１のときと同様に、磁性層がＣｏ系の膜の場合、Ａｌ−Ｃｕ、Ｐｔ−Ｃｕ、Ｒｈ−Ｃｕ、Ｐｄ−Ｃｕ、Ｉｒ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ａｇ−Ａｕ、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｌの積層膜または合金膜が挙げられる。積層膜の場合、繰り返し層数は２層以上であればいくつであっても構わない。また、磁性層がＮｉ系の膜の場合、Ａｕ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ａｕ−Ａｌ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｇ−Ｐｄ、Ｒｕ−Ｒｈ、Ｒｕ−Ｉｒ、Ｒｕ−Ｐｔの組み合わせの積層膜、合金膜などが挙げられる。Ｃｏ系のときと全く同様に、積層膜の層数は２層以上であれば何層であっても構わない。以上のような二つの金属の組み合わせのうち、固溶範囲が広いＡｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｐｔ、Ａｕ−Ｐｄ、Ａｕ−Ａｇ、Ｐｔ−Ｃｕなどがある。また、固溶な組み合わせでなくても、Ｒｕ−Ｃｕ、Ａｇ−Ｃｕのような組み合わせの積層膜もある。
【０４６９】
他の構造として、Ｔａ／Ｃｕ／Ａｕ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｐｔ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｐｔ下地、Ｔａ／Ｒｈ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｒｈ下地、ＴＡ／Ｐｄ／Ｃｕ下地、Ｔａ／Ｃｕ／Ｐｄ下地などが挙げられる。これらの材料でＴａなどのバッファ層上の積層回数を増やしてもよい。また、Ｔａの代わりにＴｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることができる。ｆｃｃ金属層の部分はシャント分流によるＭＲ変化率の減少を防ぐため、抵抗を上げる元素を添加しない場合には、あまり厚くない方が好ましい。また逆に薄すぎるとｆｃｃのシード層としての効果が薄れてしまうため、あまり薄すぎないほうが好ましい。具体的には、Ｔａなどの下地バッファ層を除いた下地シード層の膜厚は２〜５ｎｍ程度が好ましい。ただし、添加元素などにより下地シード層の抵抗が上昇してシャント分流の心配が低減した場合には５ｎｍ以上としてもよい。
【０４７０】
また、上記のような合金を形成するｆｃｃ金属の積層膜に代えて、ｆｃｃを形成する前述の組み合わせの他に、それらにさらに添加元素を加えた合金が挙げられる。他には、Ｃｕの代わりにＮｉとの合金で非磁性のｆｃｃ合金として、ＰｔＮｉ合金（Ｐｔ２６ａｔ％よりもＰｔリッチが好ましい）、ＲｈＮｉ合金、ＰｄＮｉ合金（ほとんどの組成で磁性をもつため、第三元素の添加が好ましい）ＩｒＮｉ合金（Ｉｒ１２ａｔ％よりもＩｒリッチが好ましい）などが挙げられる。これらの合金の場合にもＴａバッファの代わりにＴｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ｍｏ、Ｈｆやそれらを含む合金などを用いることができる。また、ｆｃｃ合金膜の膜厚は上記の積層膜の場合と同様に２〜５ｎｍ程度が好ましい。添加元素などにより抵抗が上昇した場合には５ｎｍ以上としてもよい。
【０４７１】
上述したような構成の具体例としては、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ｐｔ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２〜８ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／ＰｔＣｕ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２〜８ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（２．５ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／Ａｕ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）、
Ｔａ（５ｎｍ）／ＡｕＣｕ（２ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（４ｎｍ）／Ｃｕ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｒｕ（１ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／ＩｒＭｎ（７ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）
などが挙げられる。
（実施例７）
これまでのようなＭＲ向上層は図４９のような人工格子センサの場合にも適用できる。この場合、Ｃｏを含む膜、Ｎｉを含む膜のような磁性層７１と、非磁性層７２との積層層数はスピンバルブ膜よりも多くなる。このときに最上層もしくは最下層の磁性層に接しさせてＭＲ向上層７３を配置させる。具体的な材料の考え方は実施例１のときなどと全く同様である。
【０４７２】
以上、具体例を参照しつつ本発明の第１〜第７の実施の形態について説明した。しかし、本発明は、これらの具体例に限定されるものではない。
【０４７３】
例えば、図５０〜図５２は、本発明のさらなる変型例を表す概念図である。
【０４７４】
すなわち、図５０は、ＡＢＳ（エア・ベアリング・サーフェース）から見たスピンバルブ素子部の断面を示すものであり、図５１は、ギャップ膜やシールド膜を除いたスピンバルブ素子の斜視図である。
【０４７５】
アルチック基板１０に下シールド１１（ＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金など、厚み：０．５〜３μｍ、ＮｉＦｅやＦｅＡｌＳｉ合金では研磨により表面凹凸をシンセティックピン層の中間磁気結合層の厚み以下まで除去することが望ましい）、下ギャップ膜１２（アルミナや窒化アルミなど）を形成し、その上にスピンバルブ素子１３を形成する。スピンバルブ素子１３はスピンバルブ膜１４と一対の縦バイアス膜１５および一対の電極１６から構成される。スピンバルブ膜１４は、実施例４に示したボトム型のＳＶから形成される。すなわち、Ｔａ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ等の非磁性下地層１４１（厚み：１〜１０ｎｍ）、必要に応じてＲｕやＮｉＦｅＣｒなどの第２の下地層１４２（厚み：０．５〜５ｎｍ）、反強磁性層１４３、強磁性層／磁気結合層／強磁性層からなるシンセテックピン層１４４、非磁性スペーサ１４５、フリー層１４６、高電気伝導層１４７、必要に応じて保護膜１４８（０．５〜１０ｎｍ）から構成される。その上に上ギャップ層１７（アルミナや窒化アルミなど）、上シールド１８（ＮｉＦｅ、Ｃｏ系アモルファス磁性合金、ＦｅＡｌＳｉ合金など、厚み：０．５〜３μｍ  ）が形成される。図示していないが、さらにその上に記録部が形成される。  スピンバルブ素子１３は、スピンバルブ膜１４のトラック幅端部を除去してそこに縦バイアス層１５を形成したいわゆるアバットジャンクションタイプの素子構造からなる。縦バイアス層１５には硬質磁性膜（Ｃｒ，ＦｅＣｏなどの下地の上に形成したＣｏＰｔやＣｏＰｔＣｒなど）或いは強磁性層１５１と反強磁性膜１５２を順次積層して強磁性層をハード化したものが用いられる。先に反強磁性膜１５２を成膜して次に強磁性膜１５１を成膜しても良い。今後の狭トラックに対応して、トラック幅端での急峻な再生感度プロファイルを得るには、磁化自由層に対する縦バイアス強磁性層（硬質磁性層または反強磁性膜で交換結合バイアスされた強磁性層）の磁気膜厚比、Ｍｓ＊ｔ（縦バイアス）／Ｍｓ＊ｔ（フリー）を７以下、望ましくは５以下に設定する。磁化自由層が４．５ｎｍ厚以下（磁気膜厚比：５ｎｍＴ以下）にまで薄くなると、  Ｍｓ＊ｔ（縦バイアス）／Ｍｓ＊ｔ（フリー）≦５を満足するために、縦バイアス強磁性層も非常に薄くなる（磁気膜厚比で２５ｎｍＴ以下）。
【０４７６】
一般に、硬質磁性膜では膜厚が薄くなると高保磁力が得難くなるが、一方、強磁性膜／反強磁性膜タイプの縦バイアス層では強磁性膜１５１が薄くなるほど交換バイアス磁界が増大して固着が強固となるので、強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２タイプの縦バイアス層が望ましい。さらに、強磁性膜１５１／反強磁性膜１５２の縦バイアス層では、強磁性層１５１の飽和磁化はフリー層の飽和磁化と概ね同様かそれ以上のものが完全なＢＨＮ（バルクハウゼンノイズ）除去をなるべく小さな縦バイアス磁界で実現するのに好ましい。すなわちＮｉＦｅ合金でも良いがＣｏＦｅやＣｏ等のより飽和磁化が大きなものが望ましい。飽和磁化が小さな強磁性膜１５１を用いてその膜厚増大により漏洩磁界を強めてＢＨＮ除去を実現すると、特に狭いトラック幅になると再生出力低下を引き起こす。
【０４７７】
なお、図５０ではスピンバルブ膜１４を全てエッチング除去しないで反強磁性層１４３を残して縦バイアス層を形成した場合を示したが、下地層１４１までエッチング除去しても良い。反強磁性層１４３を残してその上に縦バイアス層１５を形成すると縦バイアス層とスピンバルブ膜との電気的接触が良くなる利点を有する。電極１６が縦バイアス層１５の間隔と概ね等しい一般的なアバットジャンクションでは、電極とスピンバルブ膜がダイレクトに面接触できないので反強磁性膜１４３を残すメリットが大きい。なお、反強磁性膜の上のピン層１４４は完全に除去してその上に縦バイアス層を形成することが望ましい。その理由は、後述するようにピン層１４４の磁化と縦バイアス層１５の磁化の方向は概ね直交させることが必要なので、そうするとピン層１４４とその上の縦バイアス層１５との磁気相互作用により縦バイアス層の磁化が不安定になるためである。或いは、高導電層１４７まではエッチング除去してフリー層を完全に除去すること無く、その上縦バイアス層を形成しても良い。
【０４７８】
また、結晶性改善のために、或いは反強磁性層１４３と縦バイアス層１５との磁気結合を弱めるために、強磁性層１５１の下に下地層１４２と同様な極薄い下地層１５３を設けても良い。強磁性層と強磁性層の間には、僅かな厚みの非磁性層が存在しても磁気結合が発生し易いが、反強磁性層と強磁性層の間では僅かでも非磁性層が存在するともやは磁気結合を生じない。縦バイアス層からのバイアス磁界を有効にフリー層に加えるために、下地層１５３の厚みは１０ｎｍ以下が望ましい。硬質磁性膜を用いる場合にも同様にフリー層と硬質磁性膜の飽和磁化を揃えることが望ましいが、ＣｏＦｅなどの高飽和磁化フリー層に匹敵する高飽和磁化硬質磁性膜を作製することは通常困難である。
【０４７９】
そこで、硬質磁性膜の下地にＦｅＣｏのようなＣｏＦｅに匹敵する高飽和磁化の下地を用いてフリー層との飽和磁化のバランスを保つことが、小さな縦バイアス磁界でＢＨＮを除去するのに適する。反強磁性膜１５２にはスピンバルブ膜に用いたものと同様な反強磁性膜材料を用いることが出来る。
【０４８０】
しかし、スピンバルブの反強磁性層と縦バイアス層の反強磁性膜１５２の交換バイアス方向は直交させる必要がある（スピンバルブ膜の反強磁性層の交換バイアス方向は素子幅（ハイト）方向、縦バイアス層の反強磁性膜１５２の交換バイアス方向はトラック幅方向）。
【０４８１】
そこで、例えば、両者の反強磁性膜のブロッキング温度Ｔｂを変えて、最初に高Ｔｂ側の反強磁性膜の交換バイアス方向を熱処理により規定して、それより低い温度で尚且つ最初にＴｂを規定した反強磁性膜の交換バイアスにより固着された強磁性膜の磁化方向が安定な温度近傍にもう一方の反強磁性膜のＴｂを設定することにより、両反強磁性膜の交換バイアスの直交化が実現できる。反強磁性層１５２の交換バイアス付与には、磁界中成膜（ＩｒＭｎ、ＲｈＭｎなどを用いる）や記録部形成における２００〜２５０℃のレジストキュアー熱処理工程（ＰｔＭｎ，ＰｄＰｔＭｎ，ＩｒＭｎなどを用いる）を利用することが望ましい。スピンバルブ膜の反強磁性層にはそれよりＴｂが高い反強磁性膜（ＩｒＭｎ，ＰｔＭｎ，ＰｄＰｔＭｎ等）を用いると、レジストキュアー熱処理工程にてスピンバルブ膜のピン層磁化の方向を乱すことなく反強磁性膜１５２の交換バイアス方向をトラック幅方向に規定できる。
【０４８２】
従来の単層ピン層スピンバルブでは反強磁性膜１５２の交換バイアス付与熱処理をかなり下げないとピン層固着の交換バイアス磁界方向が乱れてしまい実用困難であったが、ブロッキング温度以下でピン磁化の耐熱性が急激に安定するシンセティックピン層の性質を利用すると、両反強磁性膜間の数十℃程度の僅かなブロッキング温度の差でも良好な縦バイアスとピン層磁化の直交化が可能になる。なお、反強磁性層１５２に規則化系反強磁性膜ＰｔＭｎやＰｄＰｔＭｎを用いる場合は、レジストキュアー温度（２００〜２５０℃）で規則化を生じる反強磁性膜が好ましい。
【０４８３】
電極１６の間隔ＬＤは、縦バイアス層の間隔ＨＭＤよりも狭いことが、再生素子抵抗を下げてＥＳＤに強いヘッドを実現するために好ましい。ＬＤは再生トラックを概ね規定するので、本発明が狙う高密度記録（１０Ｇｂｐｓｉ以上）では０．１〜０．７μｍのサブミクロン幅となる。一方、ＨＭＤはＬＤよりもおよそ０．３〜１μｍ広めることにより、狭トラック幅でもハード膜磁界の影響が少なく急峻なトラック幅方向感度プロファイルが実現でき、高感度な再生が可能になる。さらに、ＨＤ（素子幅）＞ＬＤ且つＨＭＤ＞ＨＤとするこにより、電極間のスピンバルブ素子抵抗が低減できて、合わせてスピンバルブ感磁部の形状がトラック幅方向に長い長方形状となるのでバルクハウゼンノイズ抑制が容易となる。具体的には、素子幅ＨＤは０．４μｍ程度が耐ＥＳＤを考えると望ましく、電極間隔を０．４μｍ以下に狭めた狭トラック幅再生ではハード膜間隔ＨＭＤを０．８μｍ程度に広げることが望ましい。
【０４８４】
図５０においてフリー層の膜厚中心から上シールド表面までの間隔をｇｆ、下シールド表面までの間隔をｇｐとすると、フリー層に加わる電流磁界Ｈｃｕを弱めるためには、ｇｆ＜ｇｐとすることが望ましい。これは、フリー層が下シールドよりも上シールドに近いので、フリー層は下シールドからの磁界の影響を強く受け、なお且つセンス電流の流れる中心が非磁性スペーサ１４５側に存在するのでフリー層にはセンス電流磁界方向と逆方向に下シールドからの磁界（センス電流によりシールドが磁化されるために発生）が加わるためである（図５０参照）。  センス電流磁界が弱まると、より大きなセンス電流が投入でき、より高い再生出力および良好なＢＰ、すなわち上下再生波形の非対称性が小さな再生波形が得られる。具体的には、ｇｐは３５〜８０ｎｍ、ｇｆは２５〜５０ｎｍとしてｇｆ＜ｇｐとすると、ギャップの絶縁性も保ってなお且つトータル再生ギャップ長も６０〜１３０ｎｍの著しい狭ギャップが実現できる。
【０４８５】
図５２は、図１や図５などに例示したトップ型のスピンバルブ膜に適するヘッドの一実施例を示す概念図である。図５０と異なるところは、縦バイアス層１５はスピンバルブ膜を全部エッチング除去した後に下ギャップ膜１２上に形成される点である。さらに、フリー層膜厚中心と下シールド表面との間隔ｇｆが上シールド表面との間隔ｇｐよりも小さいことが望ましい。これは、フリー層が上シールドよりも下シールドに近いのでフリー層は下シールドからの磁界の影響を強く受け、なお且つセンス電流の流れる中心が非磁性スペーサ１４５側に存在するのでフリー層にはセンス電流磁界方向と逆方向に下シールドからの磁界（センス電流によりシールドが磁化されるために発生）が加わるためである。センス電流磁界が弱まると、より大きなセンス電流が投入でき、より高い再生出力および良好なＢＰ、すなわち上下再生波形の非対称性が小さな再生波形が得られる。具体的には、ｇｐは３５〜８０ｎｍ、ｇｆは２５〜５０ｎｍとしてｇｆ＜ｇｐとすると、ギャップの絶縁性も保ってなお且つトータル再生ギャップ長も６０〜１３０ｎｍの著しい狭ギャップが実現できる。
【０４８６】
また、本発明による磁気抵抗効果素子の膜構成は、種々の分析手法により同定可能である。
【０４８７】
図５３は、本発明による磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッドの膜断面におけるナノＥＤＸ分析の結果を示すグラフ図である。例えば、断面ＴＥＭ（ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）観察用のサンプルを作製し、その膜断面に対して直径約１ｎｍのビームを用いたナノＥＤＸにより、磁気抵抗効果素子を構成している材料、および膜厚を特定することができる。測定限界および熱処理による界面拡散の影響を適宜考慮することによって、膜構成を概ね再現することができる。特に、図５３からも分かるように、フリー層とスペーサＣｕの界面、およびフリー層と非磁性高導電層のＣｕとの界面は比較的シャープであり膜厚を特定しやすい。
【０４８８】
膜厚決定の定義としては、所望の膜を構成している主元素の材料のピークの半値幅を膜厚とすることができる。例えば、スペーサＣｕと下地非磁性高導電層のＣｕについてはシャープなピークなため膜厚を決定しやすいので、フリー層の膜厚は上下のＣｕ層に挟まれた領域をフリー層膜厚とする。図５３の例では、スペーサＣｕは２．４ｎｍ、非磁性高導電層は２ｎｍと求まり、その両者のＣｕに挟まれたフリー層のトータル膜厚は４．１ｎｍとすることができる。このフリー層膜厚は所望のフリー層膜厚３．７ｎｍをほぼ再現した値である。このような分析手法によりスピンバルブ膜の膜構成は概ねわかり、スペーサ層、非磁性高導電層、フリー層については極薄の膜厚についても比較的正確に測定することができる。
【０４８９】
【発明の効果】
本発明は、以上説明した形態で実施され、以下に説明する効果を奏する。
【０４９０】
まず、本発明によれば、前述した第１の実施の形態を適用することによって、従来スピンバルブ膜を単純にフリー層を薄膜化するだけでは達成できなかった、良好なバイアスポイント、および高ＭＲ、高ΔＲｓを実現し、かつ製造ばらつきに対しても広いマージンをもつ、次世代スピンバルブ膜が得られる。
【０４９１】
また、本発明によれば、前述した第２乃至第６の実施の形態を適用することによって、今後ハードディスクドライブの高密度記録化に伴って、ドライブにおける動作時に磁気ヘッドの温度が例え２００℃前後であっても、磁化固着層が安定であり、また静電放電電流が磁気抵抗効果ヘッドのＧＭＲ素子に流入しても磁化固着層の磁化固着が乱されることがなく安定である。またセンス電流の分流が小さいためＧＭＲ素子として高い抵抗変化率が保たれて再生感度が確保されるので、より一層の高密度の記録が可能になり、高い再生出力を得ることができる。
【０４９２】
さらに、本発明によれば、前述した第７の実施の形態を適用することによって、ＭＲ向上層により初期プロセスアニール劣化を抑制することができると同時に、鏡面反射効果によりＭＲ変化率の向上を図ることができる。また、フリー層が薄い場合においては、ＭＲ向上層とフリー層の界面を安定な界面にすることができるので、熱処理を行った後でも、その界面において電子の透過率を高いまま維持でき、高いＭＲ変化率を保つことができる。さらに、例えばＣｏ系磁性材料からなる感磁層をＭＲ向上層により低磁歪化したり、また結晶微細構造を制御することができる。これらによって、高出力、低ノイズ、高耐熱性の磁気抵抗効果素子を提供することが可能となる。
【０４９３】
以上詳述したように、本発明によれば、高性能且つ高信頼性を有する磁気抵抗効果素子を実現することが可能となり産業上のメリットは多大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の磁気抵抗効果素子の断面構成を表す概念図である。
【図２】本発明のスピンバルブ膜においてえられるトランスファーカーブの概略図である。
【図３】フリー層に接しているスペーサとは反対側の高導電層Ｃｕの膜厚に対するフリー層に加わる電流磁界Ｈｃｕの関係を表すグラフ図である。
【図４】アシメトリが−１０％〜＋１０％、つまり、バイアスポイント３０％〜５０％を実現するためのシンセティックＡＦのピン層厚と、非磁性高導電層厚との具体的な範囲を表したグラフ図である。
【図５】本発明の一実施例の磁気抵抗効果素子の具体的な膜構成を示す概念図である。
【図６】本発明の一実施例にかかるスピンバルブ膜構成を表す概念図である。
【図７】従来の磁気抵抗効果素子が有する２つの問題を説明するための概念図である。
【図８】計算上のバイアスポイント値とヘッドの再生信号波形の関係を示すグラフ図である。
【図９】各磁界の関係を表す説明図である。
【図１０】各層を流れる電流分流Ｉ１〜Ｉ３を表す概念図である。
【図１１】比較例におけるバイアスポイントの状態を表す概念図である。
【図１２】トランスファーカーブでみたときのＨｉｎ、Ｈｐｉｎ、Ｈｃｕの大きさとバイアスポイントとの関係を表した概念図である。
【図１３】比較例におけるバイアスポイントの決定要素の関係を表す概念図である。
【図１４】比較例におけるバイアスポイントの決定要素の関係を表す概念図である。
【図１５】各比較例のスピンバルブ膜と本発明によるスピンバルブ膜のバイアスポイントのフリー層厚依存性を比較しつつ表したグラフ図である。
【図１６】比較例１〜４の構造において、フリー層のＭｓ＊ｔだけを小さくした時にＭＲ変化率がどのように変化するかを表したグラフ図である。
【図１７】本発明の磁気抵抗効果ヘッドの一実施形態を示す図である。
【図１８】外部磁界に対するスピンバルブ膜の抵抗値の変化と、交換バイアス磁界ＨＵＡ＊  を示す模式図である。
【図１９】模擬バイアス磁界を与えた場合の経過時間と磁化固着層の磁化の動いた角度との関係を示す図。
【図２０】反強磁性層の最密面からの回析線ピークのロッキングカーブ半値幅を示す図。
【図２１】磁気結合層に、Ｒｕを用いた場合の熱処理後のＲｕ厚と反強磁性結合の低下度合の関係を残留磁化比Ｍｒ／Ｍｓによって示した図である。
【図２２】スピンバルブ膜の磁界に対する抵抗値の変化を示す図である。
【図２３】強磁性層Ａと強磁性層Ｂの膜厚を異ならせることによって、磁界による抵抗変化が相違することを示す図である。
【図２４】スピンバルブ素子にヒューマンボディモデルによる模擬のＥＳＤ電圧を与えた後の抵抗と出力を示す図である。
【図２５】スピンバルブ素子にヒューマンボディモデルによる模擬のＥＳＤ電圧を与えた後の抵抗と出力を示す図である。
【図２６】スピンバルブ素子の漏洩磁界を示す図である。
【図２７】本発明の磁気抵抗効果ヘッドの他の一実施形態を示す図である。
【図２８】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一実施形態を示す図である。
【図２９】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一実施形態を示す図である。
【図３０】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一実施形態を示す図である。
【図３１】本発明の磁気抵抗効果ヘッドのさらに他の一実施形態を示す図である。
【図３２】本発明の磁気抵抗効果素子の第１の実施形態の要部構造を示す断面図である。
【図３３】図３２に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。
【図３４】図３２に示す磁気抵抗効果素子の他の変形例を示す断面図である。
【図３５】従来のスピンバルブ膜の熱プロセスによるＭＲ変化率の低下モデルを示す図である。
【図３６】金属膜／金属膜界面で鏡面反射効果が得られることを説明するための図である。
【図３７】反射膜のフェルミ波長およびそれと接するＧＭＲ膜のフェルミ波長の比と臨界角度θｃ  との関係の一例を示す図である。
【図３８】Ａｕ（Ａｇ）／Ｃｕ界面で鏡面反射を起こす臨界角度θｃ  をフェルミ波長から算出した結果を示す図である。
【図３９】図３２に示す磁気抵抗効果素子のさらに他の変形例を示す断面図である。
【図４０】図３９に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。
【図４１】本発明の磁気抵抗効果素子の第２の実施形態の要部構造を示す断面図である。
【図４２】図４１に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。
【図４３】本発明の磁気抵抗効果素子の第３の実施形態の要部構造を示す断面図である。
【図４４】本発明の磁気抵抗効果素子を適用した録再分離型磁気ヘッドの第１の実施形態の構造を示す断面図である。
【図４５】本発明の磁気抵抗効果素子を適用した録再分離型磁気ヘッドの第２の実施形態の構造を示す断面図である。
【図４６】本発明の録再分離型磁気ヘッドを適用した磁気ヘッドアッセンブリの一実施形態の構造を示す斜視図である。
【図４７】本発明の録再分離型磁気ヘッドを適用した磁気ディスク装置の一実施形態の構造を示す斜視図である。
【図４８】本発明の実施例１で作製したスピンバルブ膜のＸＲＤパターンを示す図である。
【図４９】本発明の磁気抵抗効果素子を人工格子膜に適用した実施例の要部構造を示す断面図である。
【図５０】ＡＢＳ（エア・ベアリング・サーフェース）から見たスピンバルブ素子部の断面を示す概念図である。
【図５１】ギャップ膜やシールド膜を除いたスピンバルブ素子の斜視図である。
【図５２】図１や図５などに例示したトップ型のスピンバルブ膜に適するヘッドの一実施例を示す概念図である。
【図５３】本発明による磁気抵抗効果素子を用いた磁気ヘッドの膜断面におけるナノＥＤＸ分析の結果を示すグラフ図である。
【符号の説明】
１  感磁層
２  磁化固着層
３  非磁性中間層
４  ＭＲ向上層
４ａ，４ｂ  金属膜
４ｃ  合金層
５  非磁性下地層
６  反強磁性層
７  保護層
８  スピンバルブ膜
１０  基板
１１，１８  シールド
１２，１７  ギャップ膜
１３  スピンバルブ素子
１４  スピンバルブ膜
１５  縦バイアス膜
１６  電極
１４１，１４２  非磁性下地層
１４３  反強磁性層
１４４  磁化固着層
１４５  中間層
１４６  磁化自由層
１４７  保護膜
１５１  強磁性膜
１５２  反強磁性膜
１５３  下地層
１４４１  強磁性層Ｂ
１４４２  磁気結合層
１４４３  強磁性層Ａ
【図１】
0003585807.tif 000016
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
0003585807.tif 000020
【図６】
0003585807.tif 000021
【図７】
0003585807.tif 000022
【図８】
0003585807.tif 000023
【図９】
0003585807.tif 000024
【図１０】
0003585807.tif 000025
【図１１】
0003585807.tif 000026
【図１２】
0003585807.tif 000027
【図１３】
0003585807.tif 000028
【図１４】
0003585807.tif 000029
【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
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【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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【図２２】
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【図２３】
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【図２４】
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【図２５】
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【図２６】
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【図２７】
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【図２８】
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【図２９】
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【図３０】
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【図３１】
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【図３２】
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【図３３】
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【図３４】
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【図３５】
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【図３６】
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【図３７】
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【図３８】
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【図３９】
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【図４０】
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【図４１】
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【図４２】
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【図４３】
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【図４４】
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【図４５】
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【図４６】
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【図４７】
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【図４８】
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【図４９】
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【図５０】
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【図５１】
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【図５２】
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【図５３】
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