(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
非磁性層で分離された２層以上の強磁性層を有し、この分離された強磁性層のうち１層は隣接する反強磁性層からの交換結合磁界が印加される構造の磁気抵抗効果多層膜において、
前記反強磁性層を、正方晶構造を有するＭｎ−Ｘ合金（ＸはＮｉ、Ｐｄ、Ｐｔの少なくとも一種）で形成し、
前記反強磁性層の上に強磁性層を積層し、さらに前記強磁性層の上に保護層を積層した後、磁界を印加しながら熱処理を施し、その後、前記保護層の全部と、前記強磁性層の一部を取り除いた後、交換結合磁界が印加される強磁性層、非磁性層、交換結合磁界が印加されない強磁性層の順で積層する工程を有することを特徴とする磁気抵抗効果多層膜の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の磁気抵抗効果多層膜の製造方法において、前記反強磁性層の下層にＨｆ、Ｔａ、あるいはそれらの合金からなる下地層を設ける工程を有することを特徴とする磁気抵抗効果多層膜の製造方法。
【請求項３】
請求項２に記載の磁気抵抗効果多層膜の製造方法において、前記下地層と前記反強磁性層との間に、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕのいずれか１種からなる層を形成する工程を有することを特徴とする磁気抵抗効果多層膜の製造方法。
【請求項４】
請求項２または３のいずれかに記載の磁気抵抗効果多層膜の製造方法において、前記反強磁性層の厚さが２０ｎｍ以下に制御する工程を含むことを特徴とする磁気抵抗効果多層膜の製造方法。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに記載の磁気抵抗効果多層膜の製造方法において、前記保護層がＴａで形成されることを特徴とする磁気抵抗効果多層膜の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は磁気ヘッドあるいは磁気センサ等の感磁部に使用される磁気抵抗効果素子に係わり、特に強磁性層と反強磁性層との間で作用する交換結合磁界を利用した磁気抵抗効果多層膜の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ハードディスク装置に代表される磁気記録再生装置の高記録密度化にともない、情報を記録する単位である記録ビットはますます極小化されてきている。このため従来の磁束の変化を電気的信号に変換する誘導型磁気ヘッドでは信号出力が低下してしまい情報の再生が一層困難になって来ている。そこで再生時にはより高い感度を発現できる記録再生分離型磁気ヘッドが提案されている。
【０００３】
図８は記録再生分離型磁気ヘッドの構成である。上部シールド膜２４、上部磁極２６およびコイル２５からなる記録ヘッドは、従来と同様にコイル２５に電流を通じることによって磁極先端部に磁界が発生する誘導型の機構となっている。ボトムシールド膜２２、上部シールド膜２４、磁気抵抗効果膜（ＭＲ膜）２１および電極２３からなる再生部は外部磁界に対して電気抵抗の変化を示す磁気抵抗効果材料を感磁部として使用し、記録ビットから漏洩する磁界の変化を電気抵抗変化によって生じた電圧の変化として出力する。再生信号は、Ｎｉ−Ｆｅ合金等で構成されるＭＲ膜２１の両端に一対の電極２３を取り付けて定電流を流しておき、記録媒体からの信号磁界をＭＲ膜２１の電気抵抗変化による電圧変動分として検出し、記録信号を再生するものである。このような方式の再生ヘッドは感磁部素子にＭＲ膜が用いられるため、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘッド）と呼ばれる。
【０００４】
ＭＲヘッドで高い再生出力を得るためには大きな磁気抵抗効果を示す材料が必要であるが、２〜３％程度の抵抗変化率を有するＮｉ−Ｆｅ合金膜がＭＲ膜として従来使用されてきた。しかし、強磁性層と非磁性層を積層した多層膜において巨大磁気抵抗効果が発見されて以来、Ｎｉ−Ｆｅ合金膜を上回る抵抗変化率をもつ磁気抵抗効果多層膜が再生ヘッドに応用されるようになってきた。
【０００５】
図９に特開平４−３５８３１０号公報に開示されている、巨大磁気抵抗果を示す多層膜の断面を示す。この磁気抵抗効果多層膜は、別名スピンバルブ膜と呼ばれている。この多層膜は非磁性層１３で分離された上下２層の強磁性層即ちフリー層１４およびピン層１２を有し、ピン層１２の上に積層された反強磁性層１１からなる構成である。ピン層１２の磁化は隣接する反強磁性層１１の磁気モーメントと交換結合するため、交換結合磁界と呼ばれる見かけ上の磁界が印加される。その結果、ピン層１２の磁化方向は交換結合磁界の方向に固定される。一方、フリー層１４の磁化方向は記録媒体からの信号磁界に対して自由に変化することができる。フリー層１４がこのように信号磁界に対して磁化方向が変化するため、ピン層１２とフリー層１４の磁化の向きは平行と反平行の間を推移することになる。スピンバルブ膜の電気抵抗はピン層１２とピン層１４の磁化が平行に配列したときよりも反平行に配列したときの方が高くなる。このときスピンバルブ膜が示す抵抗変化率は４〜８％に達し、Ｎｉ−Ｆｅ合金膜が示すそれよりも高い値が得られる。
【０００６】
スピンバルブ膜の各層に用いられる材料は、各層に要求される特性を満たすように選ばれている。即ち、フリー層１４には軟磁気特性の優れたＮｉ−Ｆｅ合金やＣｏ基非晶質合金が、非磁性層１３には電気抵抗の小さいＣｕが、ピン層１２には磁気抵抗効果が大きくなるＣｏあるいはＣｏ−Ｆｅ合金がそれぞれ使用されている。反強磁性層１１には、ピン層１２の磁化方向をしっかり固定しておくために、高い交換結合磁界を発生させることのできる材料を使用しなくてはならない。そのため、より高い交換結合磁界を求めて様々な反強磁性材料がこれまでに検討されている。それらは大別するとＦｅＭｎタイプ、ＮｉＯタイプ、ＮｉＭｎタイプの３種類に分類できる。
【０００７】
ＦｅＭｎタイプの反強磁性材料は、結晶構造がｆｃｃ構造の不規則合金であり、成膜状態で（熱処理不要で）容易に交換結合磁界が得られる。交換結合磁界の方向は成膜中に基板に印加されていた磁界方向と平行になる。また反強磁性層を５ｎｍ程度まで薄くしても交換結合磁界が得られるという長所がある。しかしその反面、交換結合磁界の大きさが充分とは言えないこと、さらに耐食性が悪いためヘッド製造工程中で腐食されてしまうという大きな欠点がある。ＭｎＩｒ、ＭｎＲｈなどはこのタイプに分類される。
【０００８】
ＮｉＯタイプの反強磁性材料も成膜状態で交換結合磁界が得られる。交換結合磁界の方向は成膜中に基板に印加されていた磁界方向と平行になる。さらに絶縁体であるため、いわゆる分流損がなくなり高い抵抗変化率が得られる長所がある。しかし交換結合磁界が小さく、耐熱性に劣るためヘッド製造工程で一度熱が加えられると膜構造が変化して交換結合磁界がなくなるという欠点がある。ＣｏＯあるいはＣｏＯとＮｉＯの積層膜がこのタイプに分類される。
【０００９】
ＮｉＭｎタイプの反強磁性材料はｆｃｔ構造の規則合金（ＣｕＡｕＩ型）であるが、この反強磁性規則合金を得るためには成膜した後に磁界中熱処理が必要である。交換結合磁界の方向は熱処理中に印加された磁界の方向と平行になる。ＮｉＭｎタイプが示す交換結合磁界は上記２つのタイプの反強磁性材料に比べて格段に大きく、さらに耐食性に優れているためヘッド製造工程で腐食される恐れが少ないという長所をもっている。ブロッキング温度（交換結合磁界が消失する温度）も上記２つのタイプの反強磁性材料より高く、耐熱性も良好である。しかし、図９に示した各層の配列では、規則合金にするための熱処理によってフリー層／非磁性層／ピン層の多層部分がダメージを受けるので、スピンバルブ膜としては低い４％程度の抵抗変化率しか得られないという欠点がある。Ｎｉ５０Ｍｎ５０合金のほかにＰｄ５０Ｍｎ５０、Ｐｔ５０Ｍｎ５０等がこのタイプに分類される。この合金を本発明ではＭｎーＸ合金（ＸはＮｉ，Ｐｄ，Ｐｔの少なくとも１種）と称する。本発明は特にこの成膜後に熱処理を必要とするＭｎ−Ｘ合金を反強磁性層として用いた磁気抵抗効果多層膜に関するものであり、高い抵抗変化率や低ノイズを維持し、熱処理を行える製造方法に関するものである。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
高い交換結合磁界を発生できかつ優れた耐食性を有しているＭｎ−Ｘ合金を反強磁性材料として用いる場合、図１０に示した従来の構成では熱処理時にピン層／非磁性層／フリー層の多層部分がダメージを受け、抵抗変化率が低下したりノイズが増大したりして好ましくない。
【００１１】
また、Ｍｎ−Ｘ合金の規則化はＭｎ−Ｘ合金層の厚さにも依存する。同じ熱処理条件で比較した場合、Ｍｎ−Ｘ合金層が薄いほど規則化しにくくなって交換結合磁界が小さくなる。薄いＭｎ−Ｘ合金層を十分に規則合金化するためには高温で長時間の熱処理が必要であるが、上述したように多層部分が受けるダメージが深刻になり磁気抵抗効果を示さなくなる。したがって、熱処理温度を低く抑えてＭｎ−Ｘ合金で十分な交換結合磁界を得るためにはこの層の厚さを３０ｎｍ程度まで厚くしなければならなかった。電気抵抗変化率の大きいＭｎ−Ｘ合金がスピンバルブ膜の半分以上の膜厚を占めるようになると、スピンバルブ膜全体の電気抵抗が上昇して、結果的に抵抗変化率を減少させる一因になるという問題もあった。
【００１２】
さらに、通常スピンバルブ膜では出力の線形性を得るために交換結合磁界の方向とフリー層の容易軸の方向を直交させておく必要がある。このためＭｎ−Ｘ合金を反強磁性層に用いた場合にはフリー層の容易軸と直角の方向に外部磁界を印加しながら熱処理しなくてはならない。この磁界中熱処理によってフリー層の容易軸が回転してしまう結果、フリー層の保磁力が大きくなってしまうという問題もあった。これらの問題はいずれも反強磁性層の熱処理に伴う問題であった。
【００１３】
かかる欠点を解消するために図１０に示すように基板の上にまず下地層１５を設け次に反強磁性層１１、ピン層１２、非磁性層１３、フリー層１４、保護層１６の順に積層する構成がある。この構成では下地層１５と反強磁性層１１を製膜した後にまず熱処理を行うことが可能であり、熱処理後にイオンミリング等で反強磁性層１１の表面にある劣化層を取り除いた後、ピン層１２から上の部分を反強磁性層１１の上に積層する。このようにすることでピン層１２、フリー層１４に熱が加わらないので磁気特性の劣化がないと予想される。
【００１４】
しかしながら発明者が検討したところ、図１０の構成で、反強磁性層１１を成膜した後熱処理を行い、この後にピン層１２、非磁性層１３の順で積層した試料では期待に反して抵抗変化率は向上せず、またノイズも低減されなかった。これは、ピン層１２と反強磁性層１１との交換結合が弱く、十分な交換結合磁界が得られなかったためである。そこで本発明ではかかる図１の順の積層構成で、反強磁性層にＮｉＭｎタイプのものを使用したスピンバルブ膜において、熱処理が抵抗変化率とフリー層の軟磁気特性を劣化させることの無いような手段を提供することにある。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
図２に示したように、スピンバルブ膜を基板側から、下地層１５、ＮｉＭｎタイプの材料からなる反強磁性層１１、ピン層１２、非磁性層１３、フリー層１４、保護層１６の順で積層した構造とする。このスピンバルブ膜を図１に示した方法で作製する。即ち、
工程１．基板上に下地層１５、ＮｉＭｎタイプの反強磁性層１１を成膜し、その上にピン層１２となる強磁性層および保護層１６を積層する。
工程２．所望の方向に磁界を印加しながら熱処理を施す。
工程３．保護層１６の全部とピン層１２の一部をイオンミリング等で取り除く。工程４．その上にピン層１２を付加して、非磁性層１３、フリー層１４、保護層１６の順で積層する。
【００１６】
このような方法が従来と異なる点は、強磁性層１２は全て取り除くのではなく、反強磁性層１１が露出しない程度に、強磁性層１２を一部残存させることである。以下に実施例を示し詳述する。
【００１７】
（実施例１）
図２に示した構造のスピンバルブ膜を以下の方法で作製した。
工程１．デュアルイオンビームスパッタ装置を用いてＳｉ単結晶基板上に、Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＭｎ（２０ｎｍ）／Ｃｏ（３ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）の積層膜を成膜した。括弧内の数字は各層の層厚である。Ｓｉ単結晶基板側のＴａ層は積層膜全体の結晶性を向上させるための下地膜として、また最上部のＴａ層は積層膜を熱処理中の酸化から守るための保護膜としてそれぞれ設けた。各層の成膜条件はいずれも、イオンガン加速電圧５００Ｖ、Ａｒガス圧６．０×１０−２Ｐａ、イオン電流６ｍＡ、基板印加磁界８ｋＡ／ｍである。チャンバー内の到達圧力は２×１０−５Ｐａ以下である。ＮｉＭｎの膜組成はＮｉ５１Ｍｎ４９（ａｔ％）であることを別途確認した。
工程２．真空熱処理炉を用いて、工程１で作製した積層膜に１×１０−３Ｐａ以下の真空中で３００℃×６時間の磁界中熱処理を施した。熱処理中に印加した磁界の強さは４０ｋＡ／ｍである。熱処理後、ＶＳＭでこの積層膜の磁化曲線を測定することにより、３２ｋＡ／ｍの交換結合磁界が発生していることを確認した。
工程３．積層膜を再びデュアルイオンビームスパッタ装置にセットし、サブイオンガンを用いて積層膜表面のＴａ保護層全部とＣｏ層１．５ｎｍをイオンミリングにより取り除いた。ミリング条件は、サブイオンガン加速電圧３００Ｖ、Ａｒガス圧６．０×１０−２Ｐａ、イオン電流０．６ｍＡである。このプロセスによって積層膜はＮｉＭｎ層の上に厚さ１．５ｎｍのＣｏ層が残された状態となる。
工程４．真空を破らずに（つまり、積層膜を大気にさらすことなく）上記積層膜の上にＣｏ（１．５ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｎｉ８０Ｆｅ２０（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）の順で各層を積層した。成膜条件は工程１と同じである。ただし、始めのＣｏ層を成膜する際には基板に印加される磁界方向を交換結合磁界の方向（即ち熱処理中の磁界印加方向）と平行にし、フリー層となるＣｏ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）の部分を成膜する際には基板印加磁界の方向を交換結合磁界と直交させた。これにより、交換結合磁界の方向とフリー層の容易軸方向が直交する。以上のプロセスの結果、本実施例の全体構造は、基板／Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＭｎ（２０ｎｍ）／Ｃｏ（３ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／ＮｉＦｅ（５ｎｍ）／Ｔａ（５ｎｍ）となる。結果的にピン層は合計３ｎｍの厚さのＣｏで構成されることになる。
【００１８】
（比較例１）
実施例１のスピンバルブ膜と比較するために図９に示した従来構造のスピンバルブ膜を比較例１として作製した。比較例１の多層構造は図２に示す実施例１のスピンバルブ膜を上下反転させた構造になっている。比較例１もデュアルイオンビームスパッタ装置を使用して作製した。成膜条件等は実施例１と同様であるが、比較例１の場合には全体を同一チャンバー内で連続的に積層した後、真空熱処理炉で２５０℃×６時間の磁界中熱処理を施した。熱処理中の印加磁界方向は成膜中の印加磁界方向（フリー層の容易軸方向）と直角の方向である。比較例１における交換結合磁界の大きさは３４ｋＡ／ｍであった。
【００１９】
図４および図５にはそれぞれ実施例１と比較例１の磁気抵抗曲線を示す。これらの磁気抵抗曲線は交換結合磁界と平行に最大で８ｋＡ／ｍの外部磁界を印加しながら電気抵抗変化を測定したものである。図では便宜上、外部磁界が交換結合磁界に対して逆向きに印加されている場合を正、平行に印加されている場合を負としている。実施例１も比較例１と同様に交換結合磁界の大きさは最大印加磁界８ｋＡ／ｍに比べて十分大きいので、ピン層の磁化方向はこの場合しっかりと固定されている。従って、図５および図６に現れている抵抗変化率はフリー層の磁化回転によるものである。図５および図６を比較して明らかなように、実施例１は比較例１よりも抵抗変化率が高く、さらに磁気抵抗曲線がヒステリシスの小さい線形性の良好な形状をしている。このような長所は、前述のようにピン層／非磁性層／フリー層の多層部分が磁界中熱処理によるダメージを被っていないためである。このように本発明の磁気抵抗効果多層膜は従来の図９の構成のものに比べて高性能である。
【００２０】
（実施例２）
従来技術では、ＮｉＭｎ層の厚さは抵抗変化率を左右する要因の一つとなっている。そこで、本発明における抵抗変化率とＮｉＭｎ層の厚さの関係を明らかにするために、実施例１と同一の多層構造でＮｉＭｎ層厚を変化させたスピンバルブ膜を実施例２として作製した。作製方法は実施例１と同様であるが、工程の１で成膜する積層膜の構成を基板／Ｔａ（５ｎｍ）／ＮｉＭｎ（ｘ  ｎｍ）／Ｃｏ（３ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）としてＮｉＭｎ層厚ｘをパラメーターとした。
【００２１】
（比較例２）
実施例１と同様の多層構造でＮｉＭｎ層厚を変化させたスピンバルブ膜を比較例２として作製した。作製方法は実施例１と以下の点を除き同じ工程で形成したものである。すなわち、比較例２では実施例１の３の工程でＴａおよびＣｏ層をイオンミリングのより取り除く際にＮｉＭｎ層が露出するまでミリングを行った。
【００２２】
図６は抵抗変化率のＮｉＭｎ層厚依存性を実施例２と比較例２で比較したものである。比較例２の抵抗変化率は実施例２よりも全てのＮｉＭｎ層厚さに渡って小さい。このようにミリング時にＮｉＭｎ層を露出させない方が高性能である。この理由は完全には明らかではないが、一般に反強磁性層と強磁性層との界面における交換結合は界面の状態に極めて敏感であることから、ＮｉＭｎ層を露出させた場合雰囲気ガス分子の吸着やミリングによって生じた凹凸によってピン層との交換結合磁界が損なわれたことが原因と考えられる。本発明ではＮｉＭｎ層はミリング時に露出されないため、このような問題はない。さらに強磁性層同士の交換結合は界面の状態には比較的鈍感であるため、ピン層を露出させても交換結合に問題は生じない。
【００２３】
更に従来法の比較例２ではＮｉＭｎ層厚が２０ｎｍ以下になると抵抗変化率は急激に減少するのに対して、実施例２ではＮｉＭｎ層厚が１５ｎｍ前後の薄い領域でも７％程度の高い抵抗変化率を示す。これは、ＮｉＭｎ層を従来よりも薄くできたため、スピンバルブ膜全体の電気抵抗が下がるとともにＮｉＭｎ層へのセンス電流の分流が抑えられた結果である。本発明ではこのような効果もある。
【００２４】
（実施例３）
スピンバルブ膜を薄くすると抵抗変化率が向上するだけでなく、ＭＲヘッドの再生分解能を上げられるという利点もある。そこでよりＮｉＭｎ層を薄くするためにＴａ下地膜とＮｉＭｎ層の間にＣｕからなる厚さ３ｎｍの緩衝層をもうけたスピンバルブ膜を実施例３として作製した。実施例３の多層構造を図７に示す。作製方法は実施例１および２と同様である。
【００２５】
図６には実施例３における抵抗変化率のＮｉＭｎ層厚依存性が併せて示されている。図のように実施例３の場合には、ＮｉＭｎを５ｎｍまで薄くしても抵抗変化率の劣化はなく、８％程度の高い抵抗変化率が得られた。実施例２よりも、スピンバルブ膜全体の膜厚をさらに７ｎｍ低減することが薄い緩衝層を設けることで可能になった。この理由は次の様に推測される。すなわちＮｉＭｎ層の成膜初期層は特性が劣化しやすいが、干渉層が存在すると身代わり的に緩衝層が結晶学的に均一な層となり、この上に成膜されるＮｉＭｎの初期層は欠陥が無く特性劣化を招かないと推測される。
【００２６】
緩衝層にはＣｕ以外にも多くの遷移金属元素が使用可能である。実施例３の多層構造でＣｕの代わりに、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕを使用したところ、ＮｉＭｎ層が５ｎｍと薄くても７〜８％の高い抵抗変化率が全ての元素で得られた。
【００２７】
実施例１〜３では反強磁性材料としてＮｉＭｎ合金を用いて説明したが、本発明が適用できる反強磁性材料はそれに限定されず、従来の技術で述べたＮｉＭｎタイプのものであれば上述と同様の効果が得られる。具体的には、ＰｄＭｎおよびＰｔＭｎの２元合金で、組成がＭｎ５０％近傍のものがこれに当たる。また、ＮｉＰｄＭｎ、ＮｉＰｔＭｎ、ＰｄＰｔＭｎの３元合金で、組成がＭｎ５０％近傍のものもこれに当たる。これらの合金は結晶構造が正方晶のＣｕＡｕＩ型規則合金のときに反強磁性体となり、強い交換結合磁界を発生させることができるが、規則合金化のためにやはり熱処理が必要というＮｉＭｎと全く同じ特徴をもった材料である。耐食性や耐熱性に優れているというその他の特徴もＮｉＭｎと変わりない。従って、これらの反強磁性材料のいずれを使用した場合でも本発明は有効で、より高い抵抗変化率と線形性に優れた磁気抵抗曲線を得ることができる。
【００２８】
実施例１〜３では下地層および保護層にＴａを用いて説明したが、これ以外にもＨｆあるいはそれらの合金を用いても良い。これらの金属は薄膜の状態では非晶質となり、下地層として用いれば多層膜の結晶性の向上に効果があるものである。また、これらの金属はいずれも酸素と反応して安定な不動態層を形成するので保護層としての効果がある。
【００２９】
成膜方法はイオンビームスパッタ法に限らない。ＤＣマグネトロンスパッタ法やその他の適当な成膜方法が使用可能である。本実施例ではイオンミリングでＴａとＣｏ層（の一部）を取り除いたが、その他にもＲＦエッチング等の方法が使用可能である。
【００２９】
【発明の効果】
本発明は、磁気特性、耐食性、耐熱性に優れているものの熱処理が必要なためにスピンバルブ膜への適用が困難であったＮｉＭｎタイプの反強磁性材料を、スピンバルブ膜へ適用する多層構造とその製造方法を提供する。本発明にかかるスピンバルブ膜は、ＮｉＭｎタイプの反強磁性材料が本来もつ高い交換結合と耐食性、耐熱性を損なわないまま、高い抵抗変化率と線形でヒステリシスの小さい磁気抵抗曲線を兼ね備えたものとなる。高い抵抗変化率はＭＲヘッドの再生出力を向上させ、線形の磁気抵抗曲線はＭＲヘッドの再生波形を対称にしかつノイズを小さくすることができる。さらに薄い緩衝層を付加することによってスピンバルブ膜を従来よりも薄くできるので、本発明によるスピンバルブ膜を使用したＭＲヘッドはギャップ長を小さくでき、分解能の良いものにすることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明による磁気抵抗効果多層膜の作製方法を示す工程図である。
【図２】本発明による多層構成断面図である。
【図３】従来の多層構成断面図である。
【図４】本発明による磁気抵抗効果多層膜の磁気抵抗曲線である。
【図５】従来の磁気抵抗効果多層膜の磁気抵抗曲線である。
【図６】抵抗変化率対ＮｉＭｎ層の厚さ特性である。
【図７】他の実施例である積層構成の断面図である。
【図８】記録再生分離型ヘッドの斜視図である。
【図９】従来の多層磁気抵抗効果膜の構成断面図である。
【図１０】従来の多層膜の構成である。
【符号の説明】
１０  基板、１１  反強磁性層、１２  強磁性層（ピン層）、１３  非磁性層、１４  強磁性層（フリー層）、１５  下地層、１６  保護層、１７  緩衝層、２１  磁気抵抗効果膜（ＭＲ膜）、２２  下部シールド膜、２３  電極、２４  上部シールド膜、２５  コイル、２６  上部磁極
【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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