(57)【要約】【課題】耐蝕性の高い反強磁性材料を用いた磁気抵抗効果素子の製造方法に関し、耐蝕性が高く、かつ反強磁性を付与するための加熱処理の温度が低い材料からなる反強磁性層を用いた磁気抵抗効果素子の製造方法を提供する。【解決手段】軟磁性層２３と接してＰｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層２４ａ，２４ｂが形成されている磁気抵抗効果素子の製造方法であって、反強磁性層２４ａ，２４ｂを形成する工程と、次いで、反強磁性層２４ａ，２４ｂを加熱処理することにより反強磁性層２４ａ，２４ｂに３０エルステッド以上の反強磁性を付与する工程とを有することを特徴とする。【選択図】　図１１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
　軟磁性層と接してＰｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層が形成されている磁気抵抗効果素子の製造方法であって、
　前記反強磁性層を形成する工程と、
　次いで、前記反強磁性層を加熱処理することにより前記反強磁性層に３０エルステッド以上の反強磁性を付与する工程とを有することを特徴とする磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項２】
　前記加熱処理により前記反強磁性層に付与された反強磁性は、好ましくは５０エルステッド以上であることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項３】
　前記軟磁性層の膜厚により前記反強磁性の値を調整することを特徴とする請求項１又は２の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項４】
　前記反強磁性層を形成する工程の後、前記反強磁性層を加熱処理する工程においては、減圧雰囲気中、磁界を印加しながら前記反強磁性層を加熱処理することを特徴とする請求項１乃至３の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項５】
　前記Ｐｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層はＰｄとＭｎの合金からなることを特徴とする請求項１乃至４の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項６】
　前記ＰｄとＭｎの合金はＭｎの原子分率が５２〜５６ａｔ％であることを特徴とする請求項５記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項７】
　前記Ｐｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層は、Ｐｄと、Ｍｎと、耐蝕性材料とを含むことを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項８】
　前記耐蝕性材料はＩｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＣｒからなる群から一つ以上選択されたものであることを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項９】
　前記耐蝕性材料はＰｔであることを特徴とする請求項７記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項１０】
　前記Ｐｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層は、ＰｄとＭｎとＰｔの合金からなり、該合金はＭｎの原子分率が４８〜５４ａｔ％であることを特徴とする請求項９記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項１１】
　前記加熱処理の温度は１７０℃以上であることを特徴とする請求項９又は１０の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【請求項１２】
　前記軟磁性層の材料は、ＮｉＦｅ合金であることを特徴とする請求項１乃至１１の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
　本発明は、磁気抵抗効果素子の製造方法に関し、より詳しくは、耐蝕性の高い反強磁性材料を用いた磁気抵抗効果素子の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
　従来、磁気センサや磁気ヘッドにおいて、磁性薄膜材料のＮｉＦｅが異方性磁気抵抗効果膜（ＡＭＲ膜）の材料として用いられている。このＮｉＦｅからなる磁気抵抗効果膜はそのままでは複数の磁区構造を有し、これを素子として用いた場合、バルクハウゼン雑音の原因となる。これを抑制するためには、例えばＮｉＦｅ膜の磁化容易軸方向にバイアス磁界を印加し、磁区制御（単磁区化）する必要がある。
【０００３】
　その一つとして、ＦｅＭｎ合金、又はＦｅＭｎＣｒ合金（特許文献１参照）、ＦｅＭｎＩｒ合金（特許文献２参照）或いはその他のＦｅＭｎ−Ｘ合金〔特開平４−２１１１０６号公報参照〕からなる反強磁性層４ａ，４ｂを用いた交換バイアス法があり、図２０に示すように、それらを異方性磁気抵抗効果膜としてのＮｉＦｅ膜３表面のセンス領域ＳＡを除く両端部に面を接して形成し、界面での交換結合を利用してＮｉＦｅ膜３の磁化を一方向に揃えている。なお、図２０に示すように、ＮｉＦｅ膜３は基板１上に形成された非磁性金属からなる下地層２の上に形成されており、ＦｅＭｎ膜４ａ，４ｂ上にはそれぞれセンス電流を磁気抵抗効果素子に導く電極５ａ，５ｂが形成されている。
【０００４】
　また、近年、磁気センサや磁気ヘッドの高感度化に伴い、より大きな出力が得られる巨大磁気抵抗効果膜（ＧＭＲ膜）が注目されている。その中でも、図２１に示すように、スピンバルブ磁気抵抗効果膜は、比較的容易に作成でき、低磁場での電気抵抗の変化率も大きいため、最近特に注目されている。スピンバルブ効果は磁場の変化によって生じる２つの磁性薄膜層の磁化方向の成す角度の変化によって電気抵抗の変化が起きる現象である。
【０００５】
　図２１に示すように、２つの磁性薄膜層としてＮｉＦｅ膜１３，１５などの軟磁性薄膜が用いられ、第１の軟磁性層１５と接してＦｅＭｎ合金からなる反強磁性層１６が形成されている。また、非磁性金属層１４を介在させて第１の軟磁性層１５と対面して第２の軟磁性層１３が積層されている。なお、第２の軟磁性層１３は基板１１上の下地層１２の上に積層され、反強磁性層１６上にＭＲ素子にセンス電流を導く電極１７ａ，１７ｂが形成されている。
【０００６】
　上記反強磁性層１６により第１の軟磁性層１５にバイアス磁界Ｈｕａを印加して磁化方向を固定し、第２の軟磁性層１３の磁化方向を信号磁界により回転させるようにしている。磁化方向の回転により、第１の軟磁性層１５と第２の軟磁性層１３の磁化方向のなす角度θが変化し、角度θの余弦（ｃｏｓθ）に比例して積層膜全体の抵抗が変化する。このとき、電極１７ａ，１７ｂを通してＭＲ素子にセンス電流を流しておくことにより、その抵抗変化を電極１７ａ，１７ｂ間の電圧変化として検出する。
【特許文献１】特開昭６３−２７３３７２号公報
【特許文献２】特開平４−１６２２０７号公報参照）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
　しかし、反強磁性層としてのＦｅＭｎ膜１６は耐蝕性が低いため、製造時の歩留りの低下や工数の増大を招き、また信頼性の低下を招くという問題がある。
【０００８】
　反強磁性層の材料として上記のＦｅＭｎ合金の代わりに、ＮｉＭｎ合金〔特開平６−７６２４７号公報〕を用いることが検討されている。しかしながら、ＮｉＭｎ膜はバイアス磁界を得るために加熱処理が必要であり、その温度が２６０℃と高いため、特に比較的大きな磁気抵抗効果が得られるＮｉＦｅ膜を軟磁性層として用い、かつＣｕを非磁性金属層として用いた場合、図２１のようなスピンバルブ磁気抵抗効果膜や、非磁性金属層と軟磁性層とが交互に積層された人工格子膜の場合、ＣｕがＮｉＦｅ膜に拡散し、混入して磁気抵抗特性が劣化し、所望の大きさの磁気抵抗効果が得られないという問題がある。
【０００９】
　また、反強磁性体としてＰｄＰｔＭｎ合金の開示（特開平６−３１４６１７号公報）があるが、得られたバイアス磁界も非常に小さい値となってしまっている。
【００１０】
本発明は、上記の従来例の問題点に鑑みて創作されたものであり、耐蝕性が高く、かつ反強磁性を付与するための加熱処理の温度が低い材料からなる反強磁性層を用いた磁気抵抗効果素子の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
　上記課題を解決するため、請求項１記載の発明は、磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、軟磁性層と接してＰｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層が形成されている磁気抵抗効果素子の製造方法であって、前記反強磁性層を形成する工程と、次いで、前記反強磁性層を加熱処理することにより前記反強磁性層に３０エルステッド以上の反強磁性を付与する工程とを有することを特徴とし、
　請求項２記載の発明は、請求項１記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記加熱処理により前記反強磁性層に付与された反強磁性は、好ましくは５０エルステッド以上であることを特徴とし、
　請求項３記載の発明は、請求項１又は２の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記軟磁性層の膜厚により前記反強磁性の値を調整することを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗効果素子の製造方法。
【００１２】
　請求項４記載の発明は、請求項１乃至３の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記反強磁性層を形成する工程の後、前記反強磁性層を加熱処理する工程においては、減圧雰囲気中、磁界を印加しながら前記反強磁性層を加熱処理することを特徴とし、
　請求項５記載の発明は、請求項１乃至４の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記Ｐｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層はＰｄとＭｎの合金からなることを特徴とし、
　請求項６記載の発明は、請求項５記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記ＰｄとＭｎの合金はＭｎの原子分率が５２〜５６ａｔ％であることを特徴とし、
　請求項７記載の発明は、請求項１記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記Ｐｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層は、Ｐｄと、Ｍｎと、耐蝕性材料とを含むことを特徴とし、
　請求項８記載の発明は、請求項７記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記耐蝕性材料はＩｒ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＣｒからなる群から一つ以上選択されたものであることを特徴とし、
　請求項９記載の発明は、請求項７記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記耐蝕性材料はＰｔであることを特徴とし、
　請求項１０記載の発明は、請求項９記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記Ｐｄ、Ｍｎを主成分とする反強磁性層は、ＰｄとＭｎとＰｔの合金からなり、該合金はＭｎの原子分率が４８〜５４ａｔ％であることを特徴とし、
　請求項１１記載の発明は、請求項９又は１０の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記加熱処理の温度は１７０℃以上であることを特徴とし、
　請求項１２記載の発明は、請求項１乃至１１の何れか一に記載の磁気抵抗効果素子の製造方法に係り、前記軟磁性層の材料は、ＮｉＦｅ合金であることを特徴としている。
【００１３】
　本願発明者は、耐蝕性が高く、かつ加熱温度が低くても反強磁性を付与することができる磁性材料を探すため、実験を行って下記の結果を得た。
【００１４】
　図１（ａ）は、耐蝕性の実験から得られたアノード分極曲線を示す特性図である。腐食が始まる電位であるＰＰ（ピッティングポテンシャル）及びイオン化傾向の大小を示すＲＰ（自然電位）がともに高いほど耐蝕性は高いといえるので、図１（ａ）により、ＰｄＭｎ合金はＦｅＭｎ合金と比べて格段に耐蝕性が高く、ＮｉＭｎ合金と同程度の耐蝕性を有するといえる。また、ＰｄＰｔＭｎ合金はＰｄＭｎ合金よりもさらに耐蝕性が高く、ＮｉＦｅ合金やＡｕと同程度の耐蝕性を有する。
【００１５】
　図２は、ＮｉＦｅ膜からなる軟磁性層と、これと接するＰｄＭｎ膜からなる反強磁性層の２層の積層膜を含む実験試料を加熱処理したときのＰｄＭｎ膜のＭｎの原子分率に対するバイアス磁界量（Ｈｕａ）を示した特性図である。
【００１６】
　図２に示すように、加熱処理温度が２２０℃という比較的低い温度からＭｎ原子分率５０〜５４ａｔ％でＨｕａが現れ、Ｍｎの原子分率が５３ａｔ％前後で最大となった。２２０℃のＨｕａ値でも軟磁性層の膜厚の調整によりバイアス磁界として十分な大きさの磁界が得られる。特に、非磁性金属膜としてＣｕ等を用いる場合、Ｃｕの軟磁性層への拡散を抑制するためには２４０℃以下が望ましい。非磁性金属膜としてＣｕ等を用いない場合には２４０℃以上でも問題なく、例えば、Ｍｎ原子分率を４８〜５６ａｔ％に広げられる。
【００１７】
　図３は、上記実験試料について、反強磁性層と接する軟磁性層の膜厚（ｔ）をパラメータとして加熱処理時間に対するＨｕａの変化の様子を示したものである。
【００１８】
　図３に示すように、軟磁性層の膜厚を薄くし、加熱処理時間を長くすることで、更に大きなＨｕａを得ることができることを示している。従って、図２の実験結果でＨｕａが小さくても、実用上問題はないといえる。
【００１９】
　また、特開平６−３１４６１７号公報に記載のＰｄＰｔＭｎ合金は、耐蝕性が優れているにもかかわらず、バイアス磁界が非常に小さい値となってしまっている。本願発明者は、バイアス磁界が小さい理由は加熱処理が施されていないためだと考え、ＰｄＰｔＭｎ合金について加熱処理により反強磁性を付与する実験を行った。その結果を以下に示す。
【００２０】
　図６は、ＮｉＦｅ膜からなる軟磁性層と、これと接するＰｄＰｔＭｎ膜からなる反強磁性層の２層の積層膜を含む実験試料を加熱処理したときの、ＰｄＰｔＭｎ合金のＭｎの原子分率及びＰｔの原子分率に対するＨｕａを示した特性図である。また、図１０は加熱処理温度を種々変化させたときのＨｕａの変化を示した特性図である。
【００２１】
　図６に示すように、ＨｕａはＭｎ及びＰｔの原子分率に大きく依存し、Ｍｎの原子分率が５１ａｔ％前後、Ｐｔの原子分率が２０％前後で最大となる。また、ＰｄＰｔＭｎ膜には凡そ２３０℃という比較的低い温度でＰｄＭｎ膜と比較しても大きなＨｕａが現れている。さらに、図１０に示すように、ＮｉＦｅ膜の膜厚を薄くすることで、さらに低い温度、凡そ１７０℃以上で大きなＨｕａが現れた。
【００２２】
　図７は、上記実験試料についてＭｎの原子分率及びＰｔの原子分率に対するＨｃの変化の様子を示したものである。図７に示すように、Ｍｎの原子分率及びＰｔの原子分率の変化に対して２０エルステッド以下とＨｕａに比べてＨｃは十分に小さい。
【００２３】
　図８乃至図９は、それぞれ上記実験試料について加熱処理温度に対するＨｕａ及びＨｃの変化の様子を示したものである。図８乃至図９に示すように、加熱処理温度を高くすることで、Ｈｃを小さく保ったまま、更に大きなＨｕａを得ることができる。
【００２４】
　このように、ＰｄＭｎ合金及びＰｄＰｔＭｎ合金は低い温度で反強磁性を付与することができるため、非磁性金属層としてＣｕ膜とを有する磁気抵抗効果素子の場合、軟磁性層へのＣｕの拡散・混入を防止して膜磁気抵抗特性の劣化を抑制することができる。また、ＰｄＭｎ合金はＦｅＭｎ合金と比較して耐蝕性が高く、ＰｄＰｔＭｎ合金はＰｄＭｎ合金と比較して耐蝕性がさらに高いため、反強磁性層の材料としてこれらの合金を用いることにより素子の信頼性を向上することができる。
【発明の効果】
【００２５】
　以上のように、本発明の磁気抵抗効果素子の製造方法によれば、反強磁性層としてＰｄＭｎ膜及びＰｄＰｔＭｎ膜を用い、その成膜後に反強磁性層を加熱処理して反強磁性層により大きな反強磁性を付与している。
【００２６】
　ＰｄＭｎ膜及びＰｄＰｔＭｎ膜は低い温度で反強磁性を付与することができるため、ＮｉＦｅ膜とＣｕ膜とを有する磁気抵抗効果素子においても、加熱によるＮｉＦｅ膜へのＣｕの拡散を抑制して磁気抵抗特性の劣化を抑制することができる。また、ＰｄＭｎ膜はＦｅＭｎ膜と比較して耐蝕性が高く、ＰｄＰｔＭｎ膜はＰｄＭｎ膜よりもさらに耐蝕性が高いため、磁気抵抗効果素子の信頼性を向上させることができる。
【００２７】
　なお、本発明の製造方法により作成された磁気抵抗効果素子を備えた磁気記録装置によれば、上記の磁気抵抗効果素子を用いているので、磁気抵抗特性の劣化を抑制し、耐蝕性を高くして、信頼性の向上を図ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
　（１）第１の実施の形態
　以下に、本発明の第１の実施の形態に係る反強磁性材料の耐蝕性実験及び加熱処理による反強磁性付与実験について図面を参照しながら説明する。
【００２９】
　　（ａ）耐蝕性実験
　耐蝕性試験の原理は以下のとおりである。即ち、水溶液中での金属の腐食は、金属が溶液中でイオン化し、それがＯＨ- と反応して金属の表面に酸化物の沈殿が生じることによる。従って、一つの作用電極として実験試料そのものを用い、もう片方を基準電極（参照電極）として両電極間に電圧を印加し、その電位差や電位変化を求めるいわゆる電気分解の原理を利用することにより相対的な腐食性を評価することができる。
【００３０】
　次のようにして測定が行われる。例えば、図１（ｂ）に示すように、Ｕ字管４１の中央部に寒天等により固めたＫＣｌ溶液からなる塩橋４６を設けてＵ字の両側にいれる電解質溶液４７，４８が混合しないようにした上で、Ｕ字の片側の管４１ｂに飽和ＫＣｌ溶液４８を入れて飽和カロメル電極（Ｐｔを加工したもの）からなる参照電極４３を浸す。Ｕ字のもう一方の側の管４１ａには他の種類の電解質溶液（０．０１ＮのＫＣＬ溶液）４７を入れて実験試料からなる作用電極４２を浸す。両電極４２，４３間に電圧を印加すると塩橋４６を介して電気的な導通がなされる。そして、電流値及び電圧値をポテンショスタット４４により測定する。このとき、＋方向に電位を掃引させる場合をアノード分極といい、得られる電圧−電流曲線をアノード分極曲線という。
【００３１】
　このようにして実験試料のアノード分極曲線を取得した結果を図１（ａ）に示す。横軸は線形目盛りで表したＲＰ（自然電位）[mV vs SCE] を示し、縦軸は線形目盛りで表したＰＰ（ピッティングポテンシャル又は孔食電位）[mV vs SCE] を表す。ここで、ＲＰは電流が零のときの電位で、その高低はそれぞれイオン化傾向の小大に対応し、ＲＰが高いほどイオン化傾向は小さく、反応しにくい、即ち腐食しにくいといえる。ＰＰは試料表面が斑点状に腐食しはじめる状態の電位を表し、ＰＰが高いほど耐蝕性が高いといえる。また、ＳＣＥはSaturated Calomel Electrode の略で、単位[mV vs SCE] は参照電極４３の電位に対する電位差を示す。
【００３２】
　図１（ａ）からＰｄＭｎ合金はＦｅＭｎ合金と比べて格段に耐蝕性が高く、ＮｉＭｎ合金と同程度の耐蝕性を有する。また、ＰｄＰｔＭｎ合金はＰｄＭｎ合金よりもさらに耐蝕性が高く、ＮｉＦｅ合金と同程度の耐蝕性を有する。
【００３３】
　　（ｂ）反強磁性付与のための加熱処理実験
　（ｉ）ＰｄＭｎ膜
　加熱処理実験に用いた実験試料はシリコン基板上に膜厚３０ｎｍのＴａからなる下地層と、膜厚２０ｎｍのＮｉＦｅ合金からなる軟磁性層と、膜厚２５ｎｍのＰｄＭｎ合金からなる反強磁性層と、膜厚１０ｎｍのＴａからなる保護層とが積層されている。実験ではＰｄＭｎ膜の組成を種々変化させた複数の試料を作成した。
【００３４】
　図２は実験結果を示す特性図で、加熱処理温度（１８０℃〜３００℃）をパラメータとしてＭｎ原子分率に対するＨｕａ（バイアス磁界量）を示したものである。横軸は線形目盛りで表したＭｎ原子分率〔ａｔ％〕を示し、縦軸は線形目盛りで表したＨｕａ〔エルステッド（Ｏｅ）〕を示す。
【００３５】
　図２に示すように、ＨｕａはＭｎ原子分率即ちＰｄ原子分率に大きく依存する。加熱処理温度が２２０℃という比較的低い温度からＭｎ原子分率５０〜５４ａｔ％でＨｕａが現れ、Ｍｎの原子分率が５３ａｔ％前後で最大となった。２２０℃のＨｕａ値でも軟磁性層の膜厚を調整するなどして十分な大きさのバイアス磁界が得られる。この実験ではＨｕａの大小よりもＨｕａが現れることが重要である。なぜなら、実験に用いたＮｉＦｅ膜の膜厚は相当厚いため、Ｈｕａは小さくなり、しかもＨｕａはその膜厚を薄くすることでさらに大きくすることができるためである。比較のため、反強磁性層として膜厚２５ｎｍのＮｉＭｎ膜を用いた例について図５に示す。この図５より、加熱温度２５０℃ではＨｕａが現れず、２６０℃以上でＨｕａが現れる。ＰｄＭｎの場合と比較してその温度は相当高い。
【００３６】
　図３は、上記実験試料についてＮｉＦｅ膜の膜厚ｔをパラメータとして加熱処理時間に対するＨｕａの変化の様子を示したものである。横軸は線形目盛りで表した加熱処理時間〔Ｈ〕を示し、縦軸は線形目盛りで表したＨｕａ〔Ｏｅ〕を示す。
【００３７】
　図３に示すように、加熱処理時間を長くし、或いはＮｉＦｅ膜の膜厚ｔを薄くすることで、更に大きなＨｕａを得ることができる。
【００３８】
　また、図４は、加熱処理温度により磁気抵抗特性がどの様に変化していくかを示す特性図である。横軸は線形目盛りで表した加熱処理温度〔℃〕を示し、縦軸は線形目盛りで表したＭＲ比〔％〕を示す。ＭＲ比とはΔρ／ρのことをいう。実験試料はシリコン基板上に膜厚５ｎｍのＴａ膜からなる下地層と、膜厚９ｎｍのＮｉＦｅ膜からなる軟磁性層と、膜厚４ｎｍのＣｕ膜からなる非磁性金属層と、膜厚４ｎｍのＮｉＦｅ膜からなる軟磁性層と、膜厚１９ｎｍのＦｅＭｎ膜からなる反強磁性層と、膜厚１０ｎｍのＴａ膜からなる保護層とが積層されているものを用いた。図４から、温度２００℃前後から急激にＭＲ比が低下している。従って、これ以下の温度で加熱処理することが望ましいといえる。
【００３９】
　実験例では、２２０℃という低い加熱処理温度でＰｄＭｎ膜に反強磁性を付与することができるので、磁気抵抗特性の劣化を大幅に抑制することができる。
【００４０】
　（ｉｉ）ＰｄＰｔＭｎ膜
　加熱処理実験に用いた実験試料はシリコン基板上に膜厚１０ｎｍのＴａ下地層と、膜厚２０ｎｍのＮｉＦｅ軟磁性層と、膜厚２５ｎｍのＰｄＭｎ反強磁性層と、膜厚１０ｎｍのＴａ保護層とが積層されているものを用いた。実験ではＰｄＰｔＭｎ合金の組成を種々変化させた複数の試料を作成した。
【００４１】
　図６は実験結果を示す特性図で、Ｐｔ原子分率をパラメータとしてＭｎ原子分率に対するＨｕａ（バイアス磁界量）を示したものである。加熱処理温度を２３０℃、加熱処理時間を１時間一定とした。横軸は線形目盛りで表したＭｎ原子分率〔ａｔ％〕を示し、縦軸は線形目盛りで表したＨｕａ〔Ｏｅ〕を示す。Ｐｔ原子分率を、０（即ち、ＰｄＭｎに一致，◆印），７（●印），１１（□印），２０（○印），２９（▲印）ａｔ％とした。
【００４２】
　図６に示すように、ＨｕａはＭｎ原子分率及びＰｔ原子分率に大きく依存し、Ｍｎ原子分率が５１ａｔ％前後、Ｐｔ原子分率が２０％（○印）前後で最大となる。また、凡そ２３０℃という比較的低い温度ですでに７３Ｏｅというバイアス磁界が現れている。なお、Ｐｔの原子分率が０％（◆印）のもの、即ち、ＰｄＭｎ膜に相当するものがＨｕａは４０Ｏｅであるのに対してＰｄＰｔＭｎ膜ではＨｕａはそれの倍近く大きい。
【００４３】
　図７は、図６と同一の条件で、かつ同一試料の保磁力（Ｈｃ）を測定した結果である。Ｐｔ原子分率をパラメータとしてＭｎ原子分率に対するＨｃを示したものである。横軸は線形目盛りで表したＭｎ原子分率〔ａｔ％〕を示し、縦軸は線形目盛りで表したＨｃ〔Ｏｅ〕を示す。
【００４４】
　図７に示すように、保磁力は何れの試料も２０Ｏｅ以下と、バイアス磁界に比べて小さく、実用上全く問題はない。
【００４５】
　図１０はＮｉＦｅ膜の膜厚をパラメータとして加熱処理温度を種々変化させたときのＨｕａの変化を示した特性図である。ＮｉＦｅ膜の膜厚（ｔ）を４，１０，２０ｎｍと変化させた。Ｐｔの原子分率を１０．５ａｔ％一定とした。横軸は線形目盛りで表した加熱処理温度〔℃〕を示し、縦軸は線形目盛りで表したＨｕａ〔Ｏｅ〕を示す。
【００４６】
　図１０に示すように、ＮｉＦｅ膜の膜厚（ｔ）を薄く、１０ｎｍ以下とすることで、さらに低い温度、凡そ１７０℃以上で大きなＨｕａが現れた。
【００４７】
　図８は、上記実験試料について、Ｐｔ原子分率をパラメータとして加熱処理温度に対するＨｕａを示したものである。加熱処理時間を１時間一定とした。横軸は線形目盛りで表した加熱処理温度〔℃〕を示し、縦軸は線形目盛りで表したＨｕａ〔Ｏｅ〕を示す。Ｐｔ原子分率を、３．５（◆印），７（×印），１０．５（△印），１９．５（●印），３０（□印）ａｔ％とした。
【００４８】
　図９は、上記実験試料について、Ｐｔ原子分率をパラメータとして加熱処理温度に対するＨｃを示したものである。他の条件は図８と同じである。横軸は線形目盛りで表した加熱処理温度〔℃〕を示し、縦軸は線形目盛りで表したＨｃ〔Ｏｅ〕を示す。
【００４９】
　図８及び図９に示すように、Ｈｕａは処理温度を高くすると、大きくなっていき、２８０℃で最大１００Ｏｅを示すが、Ｈｃは２５Ｏｅ程度であり、Ｈｕａに比べて非常に小さい。
【００５０】
　このように、ＰｄＰｔＭｎ膜は低い温度でバイアス磁界を得ることができ、ＮｉＦｅ膜及びＣｕ膜を含む積層型の巨大磁気抵抗素子においても素子特性を劣化させることなく用いることができる。また、ＰｄＰｔＭｎ合金はＦｅＭｎ合金と比較して耐蝕性があるため、これを反磁性層として用いると素子の信頼性を向上させることができる。
【００５１】
　（２）第２の実施の形態
　本発明の第２の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）について図１１を参照しながら説明する。図１１はＭＲ素子の断面図である。異方性磁気抵抗効果膜（ＡＭＲ膜）の例について示す。
【００５２】
　図１１に示す基板２１として、アルミナ膜が表面に被覆されたＴｉＣ基板２１ａ上に膜厚１．５μｍのＦｅＮ膜或いはFeAlSi膜からなる下部磁気シールド層２１ｂと、膜厚１２０ｎｍのアルミナ膜からなるギャップ層２１ｃとが積層されたものを用いる。
【００５３】
　図１１に示すように、その基板２１上に下地層として膜厚１０ｎｍのＴｉ膜２２と、膜厚２０ｎｍのＮｉＦｅ膜からなる異方性磁気抵抗効果膜２３とを順に形成する。続いて、これらをパターニングして横の長さ５０μｍ、縦の幅２μｍの長方形形状にする。
【００５４】
　更に、異方性磁気抵抗効果膜２３の表面の両端部に磁区制御のための膜厚２５ｎｍのＰｄＭｎ膜（反強磁性層）２４ａ，２４ｂを形成し、さらにその上に膜厚２００ｎｍの金膜からなる電極２５ａ，２５ｂを形成する。
【００５５】
　異方性磁気抵抗効果膜２３、ＰｄＭｎ膜２４ａ，２４ｂ、電極２５ａ，２５ｂは全てスパッタ法により３０Ｏｅの磁界を印加しながら形成する。なお、ＰｄＭｎ膜のスパッタは所望の原子分率を有するＰｄＭｎ合金からなるターゲットにＡｒイオンを衝突させて行う。
【００５６】
　次いで、アルミナ膜からなるギャップ層２６と、ＮｉＦｅ膜からなる上部磁気シールド層２７とを順に形成する。
【００５７】
　上記全てのプロセスが終了した後、真空炉において温度２２０℃、１時間の条件で、ＰｄＭｎ膜２４ａ，２４ｂの加熱処理を行って反強磁性を付与する。これにより、バイアス磁界Ｈｕａが発生する。
【００５８】
　このように、従来の磁区制御のために用いられてきたＦｅＭｎ膜の代わりにＰｄＭｎ膜を用いることにより、異方性磁気抵抗効果膜２３の磁気抵抗特性を劣化させることなく、耐蝕性の高い反強磁性層２４ａ，２４ｂを形成することができる。
【００５９】
　なお、上記において、ＰｄＭｎ膜２４ａ，２４ｂの代わりにそのままＰｄＰｔＭｎ膜７１ａ，７１ｂを用いることができる。構成例を図１２に示す。なお、図中、図１１と同じ符号で示すものは図１１と同じものを示す。この場合、Ｐｔ原子分率及びＭｎ原子分率は適宜調整することができる。原子分率の調整は、例えばスパッタのターゲット表面の各成分元素の露出面積を調整することで行う。また、反強磁性の付与のための熱処理条件も適宜選ぶことができるが、好適な例として処理温度２３０℃、処理時間５時間を用いることができる。反強磁性の付与のための加熱処理温度が低いので、異方性磁気抵抗効果膜の磁気抵抗特性を劣化させることなく、耐蝕性の高い反強磁性層を形成することができる。
【００６０】
（３）第３の実施の形態
　本発明の第３の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子について図１３（ａ）を参照しながら説明する。図１３（ａ）はＭＲ素子の製造工程の一部を示す断面図である。第２の実施の形態と異なるところは、異方性磁気抵抗効果膜の代わりにスピンバルブ磁気抵抗効果膜を用いていることである。
【００６１】
　図１３（ａ）に示すように、（１００）面を有するＳｉ基板３１上にスパッタ法により３０Ｏｅの磁界を印加しながら、順次、膜厚１０ｎｍのＴａ膜からなる下地層３２と、膜厚９ｎｍのＮｉＦｅ膜からなる軟磁性層（第２の軟磁性層）３３と、膜厚２ｎｍのＣｕ膜からなる非磁性金属層３４と、膜厚４ｎｍのＮｉＦｅ膜からなる軟磁性層（第１の軟磁性層）３５と、膜厚２５ｎｍのＰｄＭｎ膜からなる反強磁性層３６とを形成する。軟磁性層３３がスピンバルブ磁気抵抗効果膜となる。
【００６２】
　次に、真空炉において真空中で2000Ｏｅ程度の磁界を印加しながら２３０℃で４時間加熱処理を行って、ＰｄＭｎ膜３６に反強磁性を付与する。これにより、バイアス磁界Ｈｕａが発生する。
【００６３】
　次いで、軟磁性層３３ａの両端部に面を接して電極３７ｃ，３７ｄを形成する。電極３７ｃ，３７ｄにより軟磁性層３３ａの両端部にセンス電流が導かれる。
【００６４】
　上記実施形態では、２３０℃という低温で加熱処理しているため、スピンバルブ磁気抵抗効果膜３３の磁気抵抗特性を劣化させることなく、耐蝕性の高い反強磁性層３６を形成することができる。
【００６５】
　なお、上記の積層構造を逆にして、図１３（ｂ）に示すように、シリコン基板３１上にＴａからなる下地層３２と、ＰｄＭｎからなる反強磁性層３６ａと、ＮｉＦｅ，ＣｏＮｉＦｅ等からなる強磁性層３５ａと、Ｃｕからなる非磁性金属層３４ａと、ＮｉＦｅ等からなる軟磁性層３３ａとを順に積層してもよい。なお、図中、３７ｃ，３７ｄは軟磁性層３３ａの両端部にセンス電流を導く電極である。ＰｄＭｎからなる反強磁性層３６ａに接する磁性層３５ａとしてＮｉＦｅ等の軟磁性層の代わりにＣｏを用いてもよい。ＮｉＦｅを用いた場合と比べてＭＲ比が向上する。
【００６６】
　また、図１３（ｃ）に示すように、図１３（ｂ）において最上層の磁化方向を信号磁界により変化させるフリー軟磁性層３３ａの両端部にＰｄＭｎ合金からなる反強磁性層３８ａ，３８ｂを形成してもよい。これにより、信号磁界が零のときにフリー軟磁性層３３ａの磁化方向が揃い、より一層線形性のよい磁気抵抗特性を得ることができる。なお、図中、３９はセンス領域を被覆する絶縁性の保護層である。
【００６７】
　更に、図１４（ａ）に示すように、ＰｄＭｎからなる反強磁性層３６ｂを挟んで、反強磁性層３６ｂ側からそれぞれ上下に固定磁性層（第１の軟磁性層）３５ｂ，３５ｃと非磁性金属層３４ｂ，３４ｃとフリー磁性層（第２の軟磁性層）３３ｂ，３３ｃとを順に積層してもよい。即ち、反強磁性層３６ｂに対して図１３（ａ），（ｂ）の構造が対称的に結合したような構造となっている。これにより、感度向上を図ることが可能である。なお、図中、３７ｅ，３７ｆは一番上のフリー軟磁性層３３ｃの両端部に形成されたセンス電流を導く電極である。
【００６８】
　更に、図１４（ｂ）に示すように、図１４（ａ）の積層構造４０を一組とし、Ｃｕ等からなる非磁性金属層３４ｄ，３４ｅ等を介在させてその積層構造４０を複数組積層してもよい。これにより、より一層の感度向上を図ることが可能である。なお、図中、３７ｇ，３７ｈは一番上の積層構造４０のフリー磁性層に接続されたセンス電流を導く電極である。
【００６９】
　なお、上記において、ＰｄＭｎ膜からなる反強磁性層３６，３６ａ，３６ｂ，３８ａ，３８ｂの代わりにそのままＰｄＰｔＭｎ膜７２，７２ａ，７２ｂ，７３ａ，７３ｂを用いることができる。構成例を図１５（ａ）〜（ｃ），図１６（ａ），（ｂ）に示す。なお、図１５（ａ）〜（ｃ），図１６（ａ），（ｂ）のそれぞれの図中、図１３（ａ）〜（ｃ），図１４（ａ），（ｂ）と同じ符号で示すものは図１３（ａ）〜（ｃ），図１４（ａ），（ｂ）と同じものを示す。この場合、Ｐｔ原子分率及びＭｎ原子分率は適宜調整することができる。また、反強磁性の付与のための加熱処理条件も適宜選ぶことができるが、好適な例として加熱処理温度２３０℃、加熱処理時間５時間を用いることができる。反強磁性の付与のための加熱処理温度が低いので、スピンバルブ磁気抵抗効果膜の磁気抵抗特性を劣化させることなく、耐蝕性の高い反強磁性層を形成することができる。
【００７０】
（４）第４の実施の形態
　本発明の第４の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子について図１７（ａ），（ｂ）を参照しながら説明する。図１７（ａ），（ｂ）はＭＲ素子の構造を示す断面図である。第２及び第３の実施の形態と異なるところは、異方性磁気抵抗効果膜やスピンバルブ磁気抵抗効果膜の代わりに磁気抵抗効果人工格子膜を用いていることである。
【００７１】
　図１７（ａ）に示すように、シリコン基板５１上のＴａからなる下地層５２の上にＮｉＦｅ合金からなる軟磁性層５３と、軟磁性層５３の両端部に面を接して形成された反強磁性層（ＰｄＭｎ膜）５４ａ，５４ｂと、反強磁性層５４ａと５４ｂとの間の軟磁性層５３上に充填されたＣｕ等からなる非磁性金属層５５とを一組とする積層構造６０ａが複数組積層されている。更に、最上層の反強磁性層５４ａ，５４ｂ上にはセンス領域ＳＡを除いてセンス電流を導く電極５６ａ，５６ｂが形成されている。これにより、信号磁界が零のときに軟磁性層５３の磁化方向を揃えることができ、磁気抵抗特性の線形性が増す。なお、最上層の反強磁性層５４ａ，５４ｂの間であって、軟磁性層５３上には絶縁性の保護層５７が形成されている。
【００７２】
　また、図１７（ａ）においては、複数積層された軟磁性層５３の全てにその両端部に反強磁性層５４ａ，５４ｂが形成されているが、図１７（ｂ）に示すように、軟磁性層５３と非磁性金属層５５，５８とが交互に積層され、かつ一層おきに非磁性金属層５５が中央部に形成され、その両端部に軟磁性層５３と面を接して反強磁性層５４ａ，５４ｂが形成されてもよい。即ち、軟磁性層５３と非磁性金属層５８と軟磁性層５３と反強磁性層５４ａ，５４ｂとが順に積層された積層構造６０ｂを一組として複数組が順に積層されてもよい。更に、複数積層された軟磁性層５３のうち二つおき、或いはそれ以上の間隔をおいてその両端部に面を接する反強磁性層５４ａ，５４ｂが形成されてもよい。なお、積層構造６０ｂ内の２つのＮｉＦｅからなる軟磁性層５３のうち一つにＣｏその他を用いてもよい。
【００７３】
　なお、上記において、ＰｄＭｎ膜からなる反強磁性層５４ａ，５４ｂの代わりにそのままＰｄＰｔＭｎ膜７４ａ，７４ｂを用いることができる。構成例を図１８（ａ），（ｂ）に示す。なお、図中、図１７（ａ），（ｂ）と同じ符号で示すものは図１７（ａ），（ｂ）と同じものを示す。この場合、Ｐｔ原子分率及びＭｎ原子分率は適宜調整することができる。また、反強磁性の付与のための加熱処理条件も適宜選ぶことができるが、好適な例として加熱処理温度２３０℃、加熱処理時間５時間を用いることができる。反強磁性の付与のための加熱処理温度が低いので、磁気抵抗効果人工格子膜の磁気抵抗特性を劣化させることなく、耐蝕性の高い反強磁性層を形成することができる。
【００７４】
　なお、ＰｄとＭｎに加える耐蝕性材料としてＰｔを用いているが、イリジウム（Ｉｒ），ロジウム（Ｒｈ），ルテニウム（Ｒｕ），チタン（Ｔｉ），ジルコニウム（Ｚｒ）及びクロム（Ｃｒ）を用いてもよい。
【００７５】
（５）第５の実施の形態
　次に、上記の第２〜第４の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）を用いた第５の実施の形態に係る磁気記録装置について図１９（ａ）〜（ｃ）を参照しながら説明する。図１９（ａ）〜（ｃ）は、磁気記録装置の磁気記録媒体及び磁気ヘッドの部分を示す断面図である。
【００７６】
　図１９（ａ）は、複合型ＭＲヘッドを示す。Ａ部が再生用ヘッド、Ｂ部が記録用ヘッドを示し、再生用ヘッドの磁気シールドと記録用ヘッドの磁極は軟磁性層１０２が共用されている。
【００７７】
　図１９（ａ）に示すように、再生用ヘッドの部分では、磁気シールドとしての軟磁性層１０１，１０２が間隔をおいて対向し、磁気記録媒体１０６と対面する部分１０５のギャップ内に上記の磁気抵抗効果素子が挟まれている。磁気記録媒体１０６からの漏洩磁界は直接ＭＲ素子に検出される。
【００７８】
　また、記録用ヘッドの部分では、磁極としての軟磁性層１０２，１０４が間隔をおいて対向し、軟磁性層１０２，１０４間のギャップ内に軟磁性層１０２，１０４を通流する磁束を発生するコイル１０３が形成されている。この磁束により対面部分１０５のギャップから漏洩磁界を発生させて磁気記録媒体１０６に記録を行う。
【００７９】
　この磁気記録装置によれば、上記実施形態に係る磁気抵抗効果素子を用いているので、耐蝕性が高く、かつ磁気抵抗特性の劣化を抑制して、信頼性を向上させることができる。
【００８０】
　図１９（ｂ）はフラックスガイドを有するインギャップ型ＭＲヘッドを示す。同図に示すように、磁極としての軟磁性層１１１，１１４が間隔をおいて対向し、磁気記録媒体１１６と対面する部分１１５のギャップ内に上記の磁気抵抗効果素子が挟まれ、軟磁性層１１１，１１４間のギャップ内に軟磁性層１１１，１１４を通流する磁束を発生するコイル１１３が形成されている。
【００８１】
　磁気抵抗効果素子は、腐食を避けるため、或いは磁気記録媒体との直接接触を避けるため、磁気記録媒体１１６との対面部分１１５に露出せずに、磁気ヘッドの内側に引っ込んでいる。対面部分１１５には、ＭＲ素子と電気的に絶縁され、磁気的に結合されているフラックスガイド112aが露出している。磁気記録媒体１１６からの漏洩磁界はフラックスガイド112aに入り、磁気抵抗効果素子に検出される。なお、磁気抵抗効果素子の他端には、ＭＲ素子と電気的に絶縁され、かつ磁気的に結合された別のフラックスガイド112bが形成されており、フラックスガイド112bは磁気抵抗効果素子を通った磁束を軟磁性層１１１，１１４に導く。
【００８２】
　この磁気記録装置によれば、上記実施形態に係る磁気記録媒体を用いているので、耐蝕性が高く、かつ磁気抵抗特性の劣化を抑制して、信頼性を向上させることができる。
【００８３】
　図１９（ｃ）はヨークタイプＭＲヘッドを示す。同図に示すように、磁極としての軟磁性層１２１と123a及び123bが間隔をおいて対向し、軟磁性層１２１と軟磁性層123a及び123bの間のギャップ内に軟磁性層１２１と軟磁性層123a及び123bを通流する磁束を発生するコイル１２２が形成されている。磁気抵抗効果素子は、一方の軟磁性層123a及び123bが途切れた箇所に軟磁性層123a及び123bと電気的に絶縁され、かつ磁気的に結合されて配置されている。コイル１２２で発生し、軟磁性層１２１と123a及び123bを通流する磁束により対面部分１２４のギャップから漏洩磁界を発生させて磁気記録媒体１２５に記録を行う。
【００８４】
　この磁気記録装置によれば、上記実施形態に係る磁気抵抗効果素子を用いているので、耐蝕性が高く、かつ磁気抵抗特性の劣化を抑制して、信頼性を向上させることができる。
【００８５】
　なお、図１９（ａ）〜（ｃ）に示す磁気記録装置では、ともに磁気ヘッドが形成される基板や軟磁性層間の絶縁膜等は省略してある。
【００８６】
　また、本発明の実施の形態に係る磁気抵抗効果素子は、上記の磁気記録装置に限らず、書込部と読出部を有する種々の磁気記録装置に用いることができる。
【００８７】
　更に、上記の磁気抵抗効果素子を再生専用の磁気記録装置に用いることも可能である。
【図面の簡単な説明】
【００８８】
【図１】（ａ）は本発明の第１の実施の形態に係る反強磁性層の材料の耐蝕性を調査した結果について示すアノード分極曲線特性図であり、（ｂ）はその調査に用いた試験装置の構成図である。
【図２】本発明の第１の実施の形態に係る加熱処理によるＰｄＭｎ膜へのバイアス磁界Ｈｕａ付与の実験結果について示す特性図で、加熱処理温度をパラメータとしたＭｎの原子分率とＨｕａとの相関を示す。
【図３】本発明の第１の実施の形態に係る加熱処理によるＰｄＭｎ膜へのバイアス磁界Ｈｕａ付与の実験結果について示す特性図で、ＰｄＭｎ膜に接するＮｉＦｅの膜厚ｔをパラメータとした加熱処理時間とＨｕａとの相関を示す。
【図４】Ｃｕからなる非磁性金属層とこれに接するＦｅＮｉ膜とを有する磁気抵抗効果素子について加熱処理温度に対する磁気抵抗比（ＭＲ比）の変化の様子を示す特性図である。
【図５】本発明の第１の実施の形態の比較例に係るＮｉＭｎ膜についてＭｎの原子分率とバイアス磁界Ｈｕａとの相関について示す特性図である。
【図６】本発明の第１の実施の形態に係る加熱処理によるＰｄＰｔＭｎ膜へのバイアス磁界Ｈｕａ付与の実験結果について示す特性図で、Ｐｔ原子分率をパラメータとしたＭｎの原子分率とＨｕａとの相関を示す。
【図７】本発明の第１の実施の形態に係る加熱処理による保磁力Ｈｃ発生の実験結果について示す特性図で、Ｐｔ原子分率をパラメータとしたＭｎの原子分率とＨｃとの相関を示す。
【図８】本発明の第１の実施の形態に係る加熱処理によるＰｄＰｔＭｎ膜へのバイアス磁界Ｈｕａ付与の実験結果について示す特性図で、Ｐｔ原子分率をパラメータとした加熱処理温度とＨｕａとの相関を示す。
【図９】本発明の第１の実施の形態に係る加熱処理による保磁力Ｈｃ発生の実験結果について示す特性図で、Ｐｔ原子分率をパラメータとした加熱処理温度とＨｃとの相関を示す。
【図１０】本発明の第１の実施の形態に係る加熱処理によるＰｄＰｔＭｎ膜へのバイアス磁界Ｈｕａ付与の実験結果について示す特性図で、ＮｉＦｅ膜の膜厚をパラメータとした加熱処理温度とＨｕａとの相関を示す。
【図１１】本発明の第２の実施の形態に係る異方性磁気抵抗効果を用いた磁気抵抗効果素子について示す断面図（その１）である。
【図１２】本発明の第２の実施の形態に係る異方性磁気抵抗効果を用いた磁気抵抗効果素子について示す断面図（その２）である。
【図１３】（ａ）〜（ｃ）は、本発明の第３の実施の形態に係るスピンバルブ磁気抵抗効果を用いた磁気抵抗効果素子について示す断面図（その１）である。
【図１４】（ａ），（ｂ）は、本発明の第３の実施の形態に係るスピンバルブ磁気抵抗効果を用いた磁気抵抗効果素子について示す断面図（その２）である。
【図１５】（ａ）〜（ｃ）は、本発明の第３の実施の形態に係るスピンバルブ磁気抵抗効果を用いた磁気抵抗効果素子について示す断面図（その３）である。
【図１６】（ａ），（ｂ）は、本発明の第３の実施の形態に係るスピンバルブ磁気抵抗効果を用いた磁気抵抗効果素子について示す断面図（その４）である。
【図１７】（ａ），（ｂ）は本発明の第４の実施の形態に係る人工格子膜の磁気抵抗効果素子を用いた磁気記録装置について示す側面図（その１）である。
【図１８】（ａ），（ｂ）は本発明の第４の実施の形態に係る人工格子膜の磁気抵抗効果素子を用いた磁気記録装置について示す側面図（その２）である。
【図１９】（ａ）は本発明の第５の実施の形態に係るインギャップタイプのＭＲヘッドを示す断面図であり、（ｂ）は本発明の第５の実施の形態に係る共用タイプのＭＲヘッドを示す断面図であり、図１９（ｃ）は本発明の第５の実施の形態に係るヨークタイプのＭＲヘッドを示す断面図である。
【図２０】従来例に係る異方性磁気抵抗効果を用いた磁気抵抗効果素子について示す断面図である。
【図２１】従来例に係るスピンバルブ磁気抵抗効果を用いた磁気抵抗効果素子について示す断面図である。
【符号の説明】
【００８９】
２１，５１，６１　基板、
２１ａ　ＴｉＣ基板、
２１ｂ　下部磁気シールド層、
２１ｃ　アルミナ膜、
２２，３２　下地層、
２３　異方性磁気抵抗効果膜（ＮｉＦｅ膜）、
２４ａ，２４ｂ，３６，３６ａ，３６ｂ，３８ａ，３８ｂ，５４ａ，５４ｂ　反強磁性層（ＰｄＭｎ膜）、
２５ａ，２５ｂ，３７ａ〜３７ｈ，５６ａ，５６ｂ　電極、
２６　ギャップ層（アルミナ膜）、
２７　上部磁気シールド層、
３１　シリコン基板、
３３，３３ａ〜３３ｃ　軟磁性層（第２の軟磁性層）、
３４，３４ａ〜３４ｅ，５５，５８　非磁性金属層、
３５，３５ａ〜３５ｃ　軟磁性層（第１の軟磁性層）、
３９，５７　保護層、
４０，６０ａ，６０ｂ　積層構造、
４１　Ｕ字管、
４１ａ，４１ｂ　Ｕ字管の片方の管、
４２　作用電極、
４３　参照電極、
４４　ポテンショスタット、
４５　電源、
４６　塩橋、
４７，４８　電解質溶液、
５２　下地層（Ｔａ層）、
７１ａ，７１ｂ，７２，７２ａ，７２ｂ，７３ａ，７３ｂ，７４ａ，７４ｂ　反強磁性層（ＰｄＰｔＭｎ膜）、
１０１，１０２，１０４，１１１，１１４，１２１，１２３ａ，１２３ｂ　軟磁性層、
１０３，１１３，１２２　コイル、
１０５，１１５，１２４　磁気記録媒体と対面する部分、
１０６，１１６，１２５　磁気記録媒体、
１１２ａ，１１２ｂ　フラックスガイド。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【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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