JPH1011723A - 磁気抵抗効果型トランスデューサ、その製造方法及び磁気記録装置 - Google Patents
磁気抵抗効果型トランスデューサ、その製造方法及び磁気記録装置Info
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- JPH1011723A JPH1011723A JP8250708A JP25070896A JPH1011723A JP H1011723 A JPH1011723 A JP H1011723A JP 8250708 A JP8250708 A JP 8250708A JP 25070896 A JP25070896 A JP 25070896A JP H1011723 A JPH1011723 A JP H1011723A
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Abstract
媒体からの信号磁界の変化を電気抵抗率の変化に変換す
る磁気抵抗効果型トランスデューサに関し、耐熱性を向
上させる。 【解決手段】第1の軟磁性層13と非磁性層14と第2
の軟磁性層15と反強磁性層16とが積層された積層構
造30aを有する磁気抵抗効果型トランスデューサにお
いて、第1の軟磁性層13は、非磁性層14と接する(C
o y Fe100-y ) 10 0-x Z x 合金層(Z はCo,Fe以外の他
の元素を表し、x及びyは原子分率(at %)を表す。)
13aを有し、(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層13
aの格子定数はCo y Fe100-y合金の格子定数よりも小さ
く、(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層13aの構造は
面心立方格子構造であることを特徴とする。
Description
ランスデューサ、その製造方法及び磁気記録装置に関
し、より詳しくは、スピンバルブ磁気抵抗効果等によっ
て磁気記録媒体からの信号磁界の変化を電気抵抗率の変
化に変換する磁気抵抗効果型トランスデューサ、その製
造方法及び磁気記録装置に関する。
や小型化に対応できる薄膜磁気ヘッドが注目され、その
高性能化が要求されている。再生用ヘッド(MRヘッ
ド)においては高性能なMR素子の開発が進展し、磁気
記録媒体の移動速度に依存せず、かつ高い出力が得られ
るGMR層(Giant magnetoresistive film )を備えた
素子が注目されている。その中でも、特にスピンバルブ
磁気抵抗効果膜(Spin valve magnetoresistive film)
は比較的容易に作成することができ、しかも低磁場での
電気抵抗の変化率も他のMR素子に比べて大きいため最
近特に注目されている。
トランスデューサについては、USP5,206,590や特開平6-
60336 号公報等において記載がある。図26(a)は従
来例に係るスピンバルブ磁気抵抗効果型トランスデュー
サについて示す斜視図であり、図26(b)は図26
(a)のI−I線断面図である。
チック基板1上にタンタル(Ta)からなる下地層2
と、NiFe膜3b及びCo90Fe10膜3aからなる自由磁
性層3と、Cu膜からなる非磁性金属層4と、Co90Fe10
膜(固定磁性層)5と、反強磁性層6とキャップ層7が
順に積層されている。下地層2からキャップ層7までは
長方形状にパターニングされ、最上層のキャップ層7上
にはセンス領域(SA)を挟んで両端部に引出電極8
a,8bが形成され、センス領域(SA)での磁気抵抗
の変化が電圧変化として測定される。
結合により磁化容易軸方向(X軸方向)に交換結合磁界
Huaが発生し、これにより、固定磁性層5の磁化はX軸
方向に固定されて信号磁界Hsig では変化しないように
なっている。また、自由磁性層3の磁化方向は信号磁界
がないときY軸方向を向いており、信号磁界により容易
に変化する。自由磁性層3の磁化方向と固定磁性層5の
磁化方向とのなす角度θの余弦(cosθ)に比例して
磁気抵抗が変化する。
10膜3aの2層膜とすることにより、NiFe膜3aの
みとするよりも2倍以上の高い磁気抵抗効果出力が得ら
れる。
磁気ヘッドを作成する場合、層間絶縁膜としてのレジス
ト膜を硬化させるため温度230〜300℃の加熱処理
が必要となる。この場合、図9に示すように、加熱処理
により電気抵抗変化率Δρが低下する。特に、自由磁性
層のNiFe膜3aにCuが混入することによりΔρの
低下が引き起こされると考えられる。
招くという問題がある。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、耐熱性を向上させた
磁気抵抗効果型トランスデューサ、その製造方法及び磁
気記録装置を提供するものである。
1の軟磁性層と非磁性層と第2の軟磁性層と反強磁性層
とが積層された積層構造を有する磁気抵抗効果型トラン
スデューサにおいて、前記第1の軟磁性層は、前記非磁
性層と接する(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層(Z は
Co,Fe以外の他の元素を表し、x及びyは原子分率(at
% )を表す。)を有し、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z
x 合金層の格子定数はCo y Fe100-y合金の格子定数より
も小さく、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の構
造は面心立方格子構造であることを特徴とする磁気抵抗
効果型トランスデューサによって解決され、また、前記
第2の軟磁性層は、(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層
からなる単層であるか、又は前記非磁性層と接する(Co
y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層と、少なくともNiとF
eを含む合金層とが積層された多層であることを特徴と
する磁気抵抗効果型トランスデューサによって解決さ
れ、第2に、軟磁性層と非磁性層とが交互に積層された
積層を有する磁気抵抗効果型トランスデューサにおい
て、前記軟磁性層は、前記非磁性層に接する(Co y Fe
100-y ) 100-x Z x 合金層(Z はCo,Fe以外の他の元素
を表し、x及びyは原子分率(at % )を表す。)を有
し、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の格子定数
はCo y Fe100-y合金の格子定数よりも小さく、前記(Co
y Fe100-y ) 100-xZ x 合金層の構造は面心立方格子構
造であることを特徴とする磁気抵抗効果型トランスデュ
ーサによって解決され、更に、前記非磁性層は銅膜であ
ることを特徴とする磁気抵抗効果型トランスデューサに
よって解決され、また、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z
x 合金層の元素Z はボロン又は炭素であるとを特徴とす
る磁気抵抗効果型トランスデューサによって解決され、
更に、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層中のボロ
ンの含有量は10%未満であることを特徴とする磁気抵
抗効果型トランスデューサによって解決され、また、前
記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層中のコバルトの原
子分率y は、85〜95at%であることを特徴とする
磁気抵抗効果型トランスデューサによって解決され、更
に、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の膜厚は3
nm以上であることを特徴とする磁気抵抗効果型トラン
スデューサによって解決され、第3に、第1の軟磁性層
と非磁性層と第2の軟磁性層と反強磁性層とが積層され
た積層構造と、磁気信号が記録された磁気記録媒体とを
有する磁気記録装置において、前記第1の軟磁性層は、
前記非磁性層と接する(Co y Fe100-y ) 100-xZ x 合金
層(Z はCo,Fe以外の他の元素を表し、x及びyは原子
分率(at % )を表す。)を有し、前記(Co y Fe100-y )
100-x Z x 合金層の格子定数はCo y Fe1 00-y合金の格子
定数よりも小さく、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合
金層の構造は面心立方格子構造であることを特徴とする
磁気記録装置によって解決され、また、軟磁性層と非磁
性層とが交互に積層された積層構造と、磁気信号が記録
された磁気記録媒体とを有する磁気記録装置において、
前記軟磁性層は、少なくとも前記非磁性層に接する(Co
y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層(Z はCo,Fe以外の他の
元素を表し、x及びyは原子分率(at % )を表す。)を
有し、前記(Co yFe100-y ) 100-x Z x 合金層の格子定
数はCo y Fe1-y合金の格子定数よりも小さく、前記(Co
y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の構造は面心立方格子構
造であることを特徴とする磁気記録装置によって解決さ
れ、第4に、基板上に下地層を形成する工程と、前記下
地層上に少なくともNiとFeを含む合金層を形成する
工程と、前記合金層上にスパッタにより(Co y F
e10 0-y ) 100-x Z x 合金層(Z はボロン(B)及び炭
素(C)のうちいずれかの元素を表し、x及びyは原子
分率(at % )を表す。)を形成する工程とを有する磁気
抵抗効果型トランスデューサの製造方法によって解決さ
れ、更に、基板上に、反強磁性層と軟磁性層と非磁性層
とを順に形成する工程と、スパッタにより前記非磁性層
上に(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層(Z はボロン
(B)及び炭素(C)のうちいずれかの元素を表し、x
及びyは原子分率(at% )を表す。)を形成する工程と
を有することを特徴とする磁気抵抗効果型トランスデュ
ーサの製造方法によって解決され、また、前記基板と前
記反強磁性層との間に下地層を形成することを特徴とす
る磁気抵抗効果型トランスデューサの製造方法によって
解決される。
従来のスピンバルブ素子膜を加熱処理すると電気抵抗変
化率Δρが低下する原因について調べた。図11に加熱
処理温度とCo90Fe10合金膜の格子定数の関係を調べた結
果を示す。アルチック基板上に膜厚5nmのTa膜と、
膜厚20nmのCo90Fe10膜と、膜厚5nmのTa膜とを
積層した試料を用いて加熱処理した。結果によれば、加
熱処理温度が高くなるにつれて格子定数が小さくなるこ
とを見いだした。また、図8にX線回折によるCo90Fe10
合金膜の構造調査を行った。それによれば、成膜直後の
面心立方格子構造(fcc)から加熱処理温度が高くな
るにつれてピーク位置が2θの高い方にづれてきてお
り、完全ではないが六方最密構造(hcp)の方に移行
していることが判った。
(Taその他)、及び軟磁性層(NiFe膜その他)や
非磁性層(Cu膜その他)を積層し、その上に(Co90Fe
10)10 0-x Z x 合金膜(ZはCo,Fe以外の他の元素
を表し、xは元素Zの原子分率を表す。)を成膜してf
cc構造が得られるようにする。特に信号磁界により磁
化が変化する自由磁性層側の(Co90Fe10)100-x Z x 合金
膜をこの様な積層順序に従って成膜するとよい。更に、
この条件のもとに、上記を満たす磁性体合金として(Co
90Fe10)100-x Z x 合金(元素Zはボロン又は炭素)が
よいことを見いだした。
数がCo90Fe10合金の格子定数よりも小さな磁性体合金で
あれば、Cuに対するバリア性が向上し、耐熱性がよく
なると考えた。また、上記の条件のほか、その構造が面
心立方格子構造(fcc)であることが必要である。従
って、例えばアルチック基板上に下地層(Taその
他)、及び軟磁性層(NiFe膜その他)や非磁性層
(Cu膜その他)を積層し、その上に(Co90Fe10)100-x
Z x 合金膜を成膜してfcc構造が得られるようにす
る。特に信号磁界により磁化が変化する自由磁性層側の
(Co90Fe10)100-x Z x 合金膜をこの様な積層順序に従っ
て成膜するとよい。更に、この条件のもとに、上記を満
たす磁性体合金として(Co90Fe10)100-x Z x 合金(Zは
ボロン又は炭素)がよいことを見いだした。図8にボロ
ン含有量(原子分率)に対する(Co90Fe10) 100-x B x 合
金の格子定数の変化の様子を示し、図7にボロン含有量
に対するその構造の変化の様子をX線回折により調査し
た結果について示す。ボロンの添加により格子定数は小
さくなり、かつfcc構造が維持される。
(a)に示すように、耐熱性が向上した。しかしなが
ら、図4に示すように、耐熱性は(Co90Fe10)100-x Z x
合金膜へのボロン含有量に依存し、ボロン含有量を増や
すと耐熱性が低下する傾向がみられる。実験よりボロン
含有量を10%未満とすることが好ましい。一方、耐熱
性は(Co90Fe10)100-x B x 膜の膜厚(t)に依存し、図
5に示すように、膜厚(t)2nmでは従来とあまり違
わない。即ち、膜厚が薄すぎるとCuに対するバリア性
が十分ではなくなると考えられる。従って、(Co90Fe10)
100- x B x 膜を用いる場合でも、300℃以下ではその
膜厚は2nm以上、好ましくは3nm以上必要である。
くは、自由磁性層側の軟磁性層だけではなく、非磁性層
と接する固定磁性層側の軟磁性層も非磁性層と接する側
にコバルト鉄系合金層がくるようにするとよい。例え
ば、固定磁性層側の軟磁性層自体をコバルト鉄系合金層
とするか、コバルト鉄系合金層とNiFe膜の2層膜と
する。
合金層とした場合にも、実験により確認したところによ
ると、図6(a),(b)に示すように、積層構造の違
いにより耐熱性に差異が生じたので注意を要する。即
ち、コバルト鉄系合金層の膜厚が例えば3nm程度に薄
くなってくると、コバルト鉄系合金層一層とするよりも
コバルト鉄系合金層とNiFe膜の2層膜とした方が耐
熱性が高くなる。
に適用すると、耐熱性の良い磁気抵抗効果型トランスデ
ューサや磁気記録装置が得られる。
いて図面を参照しながら説明する。 (1)本発明の実施の形態に係る(Co90Fe10)100-x B x
合金膜の構造及び耐熱性の調査 ボロン(B)を所定量含ませた(Co90Fe10)100-x B x 合
金膜(xは原子分率である。)の構造及び耐熱性を調査
した結果について説明する。また、それぞれの調査につ
いて比較試料の調査も行った。調査結果を以下に示す。
のを用いた。アルチック基板11上に、膜厚5nmのT
a膜からなる下地層12と、膜厚3.5nmのNiFe
膜13b及び膜厚tの(Co90Fe10)100-x B x 膜13aの
2層膜からなる自由磁性層13と、膜厚3.2nmのC
u膜からなる非磁性金属層14と、固定磁性層15と、
膜厚10nmのFeMn膜からなる反強磁性層16と、
膜厚10nmのTa膜からなるキャップ層17とが順に
積層されている。ここで、(Co9 0Fe10)100-x B x で表さ
れるコバルト鉄系磁性体はコバルト(Co)の原子分率
が90at%、鉄(Fe)の原子分率が10at%のと
き最も優れた軟磁気特性を有するため、CoとFeの原
子分率をそのようにしている。しかし、実際に成膜する
上でその原子分率がばらつくのは止むを得ないが、高い
電気抵抗変化率Δρを得るため、Coの原子分率が85
〜95at%の範囲、Feの原子分率が15〜5at%
の範囲が好ましい。
tが4nmの(Co90Fe10)100-x B x膜を用い、自由磁性
層13及び固定磁性層15の(Co90Fe10)100-x B x 膜中
のボロン(B)の原子分率が2及び9at%のもの2種
類を作成した。一方、比較試料として、図19(a),
(b)に示すもの、即ち、NiFe膜及びCo90Fe10膜の
2層膜からなる自由磁性層13と、Co90Fe10膜からなる
固定磁性層15を用いた。他の膜の積層構造と各膜の膜
厚は図1(a),(b)と同じとした。
変化率Δρの変化の様子を示す特性図である。また、図
5は(Co90Fe10)100-x B x 膜の膜厚tを2nmと薄くし
た場合の熱処理温度に対する電気抵抗変化率Δρの変化
の様子を示す特性図である。縦軸は線形目盛りで表した
電気抵抗変化率Δρ(μΩcm)を示し、横軸は線形目
盛りで表した熱処理温度(℃)を示す。熱処理は、各熱
処理温度において、真空中、2500Oeの磁場を印加して3
時間行った。
に、(Co90Fe10)100-x B x 膜の膜厚tが4nmの場合、
本願発明に係るBを含有したCo90Fe10B 膜は、図9に示
すBを含有しないCo90Fe10膜と比べて、電気抵抗率Δρ
の変動が少ない。Bを2%含有した膜では250℃まで
電気抵抗率Δρの低下はない。また、Bを9%添加した
膜では250℃まで電気抵抗率Δρは増加し、300℃
まで成膜直後の値より下がることはなかった。また、図
3(b)に示すように、温度230℃,3時間で、繰り
返し3回以内の熱処理ではΔρに変化がなかった。
膜厚(t)に依存し、図5に示すように、膜厚(t)2
nmでは効果がない。従って、(Co90Fe10)100-x B x 膜
の膜厚は4nm以上必要である。これは、Cuに対する
バリア性が(Co90Fe10)100-xB x 膜の膜厚(t)に依存
することを示している。また、更なる耐熱性の向上のた
め、望ましくは、自由磁性層13だけではなく、非磁性
金属層14と接する固定磁性層15も非磁性金属層14
と接する側にコバルト鉄系合金層がくるようにするとよ
い。固定磁性層15自体をコバルト鉄系合金層とする例
については上記で説明した。更に、コバルト鉄系合金層
とNiFe膜の2層膜とする場合も考えられる。
ると、非磁性金属層14と接する側をコバルト鉄系合金
層とした場合にも、図6(a),(b)に示すように、
積層構造の違いにより耐熱性に差異が生じるので注意を
要する。即ち、固定磁性層15のコバルト鉄系合金層の
膜厚が例えば3nm程度に薄くなってくると、コバルト
鉄系合金層一層とするよりもコバルト鉄系合金層とNi
Fe膜の2層膜とした方が耐熱性が高くなる。以下にそ
の調査結果を示す。
異なるスピンバルブ膜において熱処理温度に対する電気
抵抗変化率Δρの変化の様子を示す特性図である。固定
磁性層15が(Co90Fe10)100-x B x 膜一層の場合(白丸
印)と、(Co90Fe10)100-x B x 膜と膜厚1nmのNiF
e膜の2層膜の場合(黒丸印)とを比較した。自由磁性
層13側の(Co90Fe10)100-x B x 膜の膜厚tをともに4
nmとし、固定磁性層15側の(Co90Fe10)100-x B x 膜
の膜厚をともに3nmとした。また、(Co90Fe1 0)100-x
B x 膜のBの添加量(原子分率)をともに8at%とし
た。
00℃とし、一つの熱処理時間を3時間とした。その結
果によれば、固定磁性層15が(Co90Fe10)100-x B x 膜
と膜厚1nmのNiFe膜の2層膜の場合(黒丸印)、
調査温度範囲ではΔρが初期値(約1.9μΩcm)よ
り低下することはなかった。これに対して、(Co90Fe10)
100-x B x 膜一層の場合(白丸印)、温度230℃から
Δρが低下しはじめ、温度250℃あたりで初期値より
小さくなり、温度300℃のとき0.6μΩcmとなっ
た。
o90Fe10)100-x B x 膜の膜厚tをともに3nmと、薄く
した場合で、図6(a)と同じ調査をしたときの結果を
示す。その結果によれば、図6(a)とほぼ同じ結果が
得られた。このように、固定磁性層15をコバルト鉄系
合金層一層とした場合とコバルト鉄系合金層とNiFe
膜の2層膜とした場合で差異が生じる理由は現状では不
明である。
の試料a〜dを作成した。a,cの試料は図13(b)
に示すものを用い、b,dの試料は図13(a)に示す
ものを用いた。ともに自由磁性層13の上の積層構造は
図12(a)の構造と同じである。4つの試料a〜dと
もに、アルチック基板11上にアルミナ膜12aを形成
し、その上に、膜厚50nmのNiO膜からなる反強磁
性層16aと、固定磁性層15と、膜厚3.2nmのC
u膜からなる非磁性金属層14と、膜厚4nmの(Co90F
e10)100-x B x 膜13a及び膜厚3.5nmのNiFe
膜13bの2層膜からなる自由磁性層13と、膜厚10
nmのTa膜からなるキャップ層17とが順に積層され
ている。ここで、(Co90Fe10)100-x B x で表されるコバ
ルトと鉄を含む磁性体においては、コバルト(Co)の
原子分率を90at%、鉄(Fe)の原子分率を10a
t%としている。このときに(Co90Fe10)100-x B x で表
されるコバルトと鉄を含む磁性体は最も優れた軟磁気特
性を有する。しかし、実際に成膜する上でその原子分率
がばらつくのは止むを得ないが、十分に高い電気抵抗変
化率Δρを得るためには、Coの原子分率が85〜95
at%の範囲であり、かつFeの原子分率が15〜5a
t%の範囲が好ましい。
15が2層構造となっており、膜厚2nmのNiFe膜
15b、及び非磁性金属層14と接する膜厚2nmの(C
o90Fe10)100-x B x 膜15aの2層膜からなる。また、
Bの含有量をaの試料で5%とし、cの試料で10%と
した。b,dの試料は固定磁性層15が単層構造となっ
ており、膜厚4nmの(Co90Fe10)100-x B x 膜15aか
らなる。また、Bの含有量をbの試料で5%とし、dの
試料で10%とした。
Δρの変化の様子を示す特性図である。縦軸は線形目盛
りで表した電気抵抗変化率Δρ(μΩcm)を示し、横
軸は線形目盛りで表した熱処理温度(℃)を示す。更
に、熱処理は、各熱処理温度において、真空中、2500Oe
の磁場を印加して3時間行った。
o90Fe10)100-x B x 膜のB含有量が5%であるa及びb
の試料はともに280℃程度までΔρは低下しない。固
定磁性層15が単層構造であるか2層構造であるかによ
り耐熱性に差はない。一方、(Co90Fe10)100-x B x 膜の
B含有量が10%であるc及びdの試料はともに低い温
度でΔρが低下し、耐熱性が低い。固定磁性層15が単
層構造であるか2層構造であるかにより耐熱性に差があ
り、単層構造では200℃でΔρが0となるのに対し、
2層構造ではΔρは200℃で低下せず、230℃で0
となる。
した(Co90Fe10)100-x B x 合金膜の構造を示す。縦軸は
任意単位で表した回折ピーク強度を示し、横軸は線形目
盛りで表したX線の入射角の倍角2θ(°)を示す。横
軸の入射角の倍角は結晶面と対応し、縦軸の回折ピーク
の高さは特定の結晶面に揃ったものが合金中にどれくら
い存在しているかの程度を示す。
と、膜厚10nmのTa膜と、膜厚4.5nmのNiF
e膜と、膜厚20nmのCo90Fe10B 膜と、膜厚10nm
のTa膜とが順に積層されたものを用いた。図7では、
回折ピークは入射角の倍角2θが凡そ44.3°のとこ
ろに生じている。これはX線が結晶の(111)面で回
折していることを示している。Bを含まないものが最も
ピークが高く、B含有量を増加していくと、ピークの高
さが低下していく。一方、回折ピークの生じるX線の入
射角は変化しない。即ち、B含有量を増やすにしたがっ
て、(111)面は少なくなっていくが、fcc(face
centered cubic )構造は保持される。
様子を示す特性図である。縦軸は線形目盛りで表した格
子定数(Å)を示し、横軸は線形目盛りで表したB含有
量(原子分率)(at%)を示す。調査試料として、膜
厚10nmのTa膜と、膜厚4.5nmのNiFe膜
と、膜厚20nmのCo90Fe10B 膜と、膜厚10nmのT
a膜とが順に積層されたものを用いた。
2 Å以上のものが2.040 Å以下に格子定数が小さくなっ
た。以上の構造及び耐熱性の調査結果より、ボロンを添
加することによりfcc構造のCo90Fe10B 合金膜の格子
定数が小さくなること、及び格子定数が小さくなるとC
uに対するバリア性が向上し、耐熱性が向上することが
分かった。
膜を用いても、同様にCuに対するバリア性のよい合金
膜が得られた。 (2)第1乃至第3の実施の形態 (第1の実施の形態)図1(a)は本発明の第1の実施
の形態に係る磁気抵抗効果(MR効果)型トランスデュ
ーサの斜視図であり、図1(b)は図1(a)のII−II
線断面図である。
面にアルミナ膜が形成されてなるアルチック基板11上
に、膜厚5nmのTa膜からなる下地層12が形成され
ている。さらに、その上に、膜厚3.5nmのNiFe
膜(第1の軟磁性層)13a及び膜厚4nmの(Co90Fe
10)100-x Z x 膜(コバルト鉄系合金層)13bの2層
膜からなる自由磁性層13と、膜厚3.2nmのCu膜
からなる非磁性金属層14と、膜厚4nmの(Co90Fe10)
100-x Z x 膜(コバルト鉄系合金層)からなる固定磁性
層(第2の軟磁性層)15とが積層されている。さら
に、固定磁性層15上には膜厚10nmのFeMn膜か
らなる反強磁性層16と、膜厚10nmのTa膜からな
るキャップ層17とが順に積層されている。ここで、自
由磁性層13及び固定磁性層15を構成する(Co90Fe10)
100-x Z x 膜の中には、符号Zで表されるボロン(B)
又は炭素(C)が原子分率(x)に従って所定の含有量
で含まれる。
(SA)を挟んでその両端部にAu膜からなる引出し電
極18a,18bが形成され、一方の引出し電極18a
又は18bからセンス領域にセンス電流を導き入れ、他
方の引出し電極18b又は18aからセンス電流を導き
出す。なお、固定磁性層15は、非磁性金属層14側の
CoFe系合金層と、NiFe系合金層との2層膜であ
ってもよい。
5を構成するNiFe膜の代わりにNiFeCr膜,N
iFeNb膜,NiFeRh膜,NiFeTa膜など、
NiFeに他の元素を加えたNiFe系合金層を用いて
もよい。そのようなNiFe系合金はNiFeに比べて
スピンバルブ磁気抵抗効果の雑音となる異方性磁気抵抗
(AMR)効果が非常に小さくなるという長所を有す
る。
Fe2 03 膜、NiMn膜,PtMn膜,PdMn膜,
PdPtMn膜,CrMn膜又はIrMn膜を用いても
よい。但し、図2に示すように、NiO膜又はαFe2
03 膜16aを用いた場合、NiO膜又はαFe2 03
膜16aは絶縁性であるため、SA領域のみに形成し、
キャップ層17はNiO膜又はαFe2 03 膜16aの
上に形成しないようにする。このため、引出し電極18
a,18bは固定磁性層15の上に直接形成される。
上記磁気抵抗効果型トランスデューサの製造方法につい
て説明する。まず、(100)面を有するアルチック基
板11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5nmのTa膜からなる下地層12
と、膜厚3.5nmのNiFe膜(第1の軟磁性層)1
3bと、膜厚4nmの(Co90Fe1 0)100-x B x 膜(コバル
ト鉄系合金膜)13aと、膜厚3.2nmのCu膜から
なる非磁性金属層14と、膜厚4nmの(Co90Fe10)
100-x B x 膜(第2の軟磁性層)15と、膜厚10nm
のFeMn膜16と、膜厚10nmのTa膜からなるキ
ャップ層17とを形成する。(Co90Fe10)100-x B x 膜1
3aとNiFe膜13bとが自由磁性層となり、(Co90F
e10)100-x B x 膜15が固定磁性層となる。
15のスパッタは、CoとFeとBとを所定の面積比で
張りつけたターゲットを用いて、Arガス圧0.3P
a、チャンバ内の圧力5×10-5Pa以下で行う。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、FeMn
膜16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。
グし、キャップ層17上の両端部にAu膜からなる引出
し電極18a,18bを形成してMR効果トランスデュ
ーサが完成する。上記のMR効果トランスデューサで
は、アルチック基板11上に直接(Co90Fe1 0)100-x B x
膜を形成せず、Ta膜からなる下地層12及びNiFe
膜13aを介して上の層を積層しているので、(Co90Fe
10)100-x B x 膜13a,15の結晶性は良く、fcc
構造になる。また、Bを添加しているので、(Co90Fe10)
100-xB x 膜の格子定数はCo90Fe10合金の格子定数より
も小さくなる。
験結果にしたがって、(Co90Fe10)10 0-x B x 膜13a,
15のCuに対するバリア性を向上させ、MR効果型ト
ランスデューサの耐熱性の向上を図ることができる。 (第2の実施の形態)上記の積層構造を逆にして、図1
2(a)に示すように、アルチック基板11上にTa膜
からなる下地層12と、FeMn膜からなる反強磁性層
16と、(Co9 0Fe10)100-x B x 膜(第4の軟磁性層)1
5と、Cu膜からなる非磁性金属層14と、(Co90Fe10)
100-x B x 膜13aと、NiFe膜(第5の軟磁性層)
13bと、キャップ層17とを順に積層し、さらにキャ
ップ層17の両端部にセンス電流を導く引出し電極18
a,18bを形成してもよい。
層12の上に直接FeMn膜からなる反強磁性層16が
積層されており、NiFe膜等が介在していないためそ
の上のFeMn膜16や(Co90Fe10)100-x B x 膜15の
結晶性が心配されるが、それらは固定磁性層であるた
め、問題とならない。自由磁性層13の(Co90Fe10)100-
x B x 膜13aはCu膜14の上に形成されるので、結
晶性は良く、fcc構造となる。場合により、Ta膜か
らなる下地層12とFeMn膜からなる反強磁性層16
との間又は反強磁性層16と(Co90Fe10)100-x B x 膜1
5の間にNiFe膜を介在させて、(Co90Fe10)100-x B
x 膜13a,15の結晶性を良くし、確実にfcc構造
が得られるようにしてもよい。
に示すように、図12(a)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自由磁性層13のNiFe
膜13bの両端部にFeMn合金からなる反強磁性層1
9a,19bを形成してもよい。これにより、信号磁界
が零のときに自由磁性層13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、20はセンス領域を被覆する絶縁保護層であ
る。
スデューサにおいても、アルチック基板11上に直接(C
o90Fe10)100-x B x 膜を形成せず、Ta膜からなる下地
層12を介して上の層を積層しているので、(Co90Fe10)
100-x B x 膜の結晶性は良く、fcc構造になる。ま
た、Bが添加されているので、(Co90Fe10)100-x B x 膜
の格子定数はCo90Fe10合金の格子定数よりも小さくな
る。
uに対するバリア性を向上させ、耐熱性の向上を図るこ
とができる。なお、上記第2及び第3の実施の形態で
は、反強磁性層16としてFeMn膜を用いているが、
NiO膜,αFe2 03 膜,NiMn膜,PtMn膜,
PdMn膜,PdPtMn膜,CrMn膜又はIrMn
膜を用いてもよい。但し、NiO膜又はαFe2 03 膜
の場合、図13(a)に示すようにアルチック基板11
上にアルミナ膜12aを介してNiO膜又はαFe2 0
3 膜16aを形成することが好ましい。あるいはアルチ
ック基板11上に直接NiO膜又はαFe2 03膜16
aを形成してもよい。また、図13(b)に示すよう
に、固定磁性層15を(Co90Fe10)100-x B x 膜15aと
NiFe膜15bの2層構造とすることが好ましい。こ
の場合、非磁性層14側に(Co90Fe10)100-x B x 膜15
aを設ける。
磁性層19a,19bとしてFeMn膜を用いている
が、NiMn膜,PtMn膜,PdMn膜,PdPtM
n膜,CrMn膜又はIrMn膜を用いてもよい。 (3)第4及び第5の実施の形態 (第4の実施の形態)図14(a)は、本発明の第4の
実施の形態に係るMR効果型トランスデューサについて
示す断面図である。
す、NiFe膜13bと、(Co90Fe10) 100-x B x 膜13
aと、Cu膜14と、(Co90Fe10)100-x B x 膜15と、
FeMn膜16とからなる積層構造20aと、反強磁性
層16を中央の層としてその積層構造30aが反対称に
形成された積層構造30bとを有する。このようにする
ことにより、感度の向上を図ることができる。なお、図
中、図1(b)と同じ符号で示すものは図1(b)と同
じものを示す。
に、アルチック基板11上に直接(Co90Fe10)100-x B x
膜を形成せず、Ta膜からなる下地層12を介して上の
層を積層しているので、(Co90Fe10)100-x B x 膜の結晶
性は良く、fcc構造になる。しかも、Bを添加してい
るので、(Co90Fe10)100-x B x 膜の格子定数はCo90Fe 10
合金の格子定数よりも小さくなる。
験結果にしたがって、Cuに対するバリア性を向上さ
せ、耐熱性の向上を図ることができる。 (第5の実施の形態)図14(b)は、本発明の第5の
実施の形態に係るMR効果型トランスデューサについて
示す断面図である。
積層構造30a,30bとからなる積層構造30を一組
として複数組が例えば(Co90Fe10)100-x B x 膜(コバル
ト鉄系合金膜)13c、Cu膜からなる非磁性金属層1
9、及び(Co90Fe10)100-x B x 膜13cの3層を介在さ
せて積層されている。この場合も、第1の実施の形態と
同じように、アルチック基板11上に直接(Co90Fe10)
100-x B x 膜を形成せず、Ta膜からなる下地層12を
介して上の層を積層しているので、(Co90Fe10)100-x B
x 膜の結晶性は良く、fcc構造になる。しかも、Bを
添加しているので、(Co90Fe10)100-x B x 膜の格子定数
はCo90Fe 10合金の格子定数よりも小さくなる。
験結果にしたがって、(Co90Fe10)10 0-x B x 膜のCuに
対するバリア性を向上させ、耐熱性の向上を図ることが
できる。なお、第4及び第5の実施の形態では、反強磁
性層16としてNiMn膜,PtMn膜,PdMn膜,
PdPtMn膜,CrMn膜又はIrMn膜を用いても
よい。但し、NiO膜又はαFe2 03 膜は絶縁性なの
でこの場合用いることができない。
実施の形態に係るMR効果型トランスデューサについて
示す断面図である。磁気抵抗効果人工格子膜の構造を有
する。図15(a)に示すように、アルチック基板21
上に膜厚約5nmのTa膜からなる下地層22が形成さ
れている。その上に軟磁性膜25,23と膜厚約3.2
nmのCu膜からなる非磁性金属膜24が交互に積層さ
れている。さらに、最上部にはTa膜からなるキャップ
層27が形成され、そのキャップ層27上には引出し電
極28a,28bが形成されている。
の元素からなる膜厚約4nmの(Co9 0Fe10)100-x B x 膜
(第3のコバルト鉄系合金層)一層であってもよいし、
図15(b)に示すように、コバルト及び鉄のほかに他
の元素からなる膜厚約4nmの(Co90Fe10)100-x B x 膜
(第1のコバルト鉄系合金層)23aと、膜厚約1nm
のNiFe膜(第3の軟磁性層)23bと、コバルト及
び鉄のほかに他の元素からなる膜厚約4nmの(Co90Fe
10)100-x B x 膜(第2のコバルト鉄系合金層)23c
の3層であってもよい。3層の場合、Cu膜24に接す
る層は第1又は第2のコバルト鉄系合金層23a,23
cとなるようにする。
する軟磁性層25はコバルト及び鉄のほかに他の元素か
らなる膜厚約4nmの(Co90Fe10)100-x B x 膜(第3の
コバルト鉄系合金層)一層であってもよいし、図15
(c)に示すように、コバルト及び鉄のほかに他の元素
からなる膜厚約4nmの(Co90Fe10)100-x B x 膜(コバ
ルト鉄系合金層)25aと、膜厚約1nmのNiFe膜
(第3の軟磁性層)25bの2層であってもよい。な
お、図15(c)において、上の断面図はキャップ層2
7とCu膜24の間の軟磁性層25を示し、下の断面図
は下地層22とCu膜24の間の軟磁性層25を示す。
発明の第7の実施の形態に係るMR効果型トランスデュ
ーサについて示す断面図である。磁気抵抗効果人工格子
膜の構造を有する。第7の実施の形態では、第6の実施
の形態と異なるところは、図16(a)に示すように、
各軟磁性膜23,25上の両端部に膜厚約10nmの2
つの反強磁性層26a,26bが形成されている。軟磁
性層23の両端部に反強磁性層26a,26bを設ける
ことにより、信号磁界が零のときに軟磁性層23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。
a,26b上には引出し電極28a,28bが形成さ
れ、2つの反強磁性層26a,26bの間の軟磁性膜2
3上にはセンス領域(SA)を保護するため絶縁膜29
が形成されている。なお、図16(a)において、図1
5(a)〜(c)と同じ符号で示すものは図15(a)
〜(c)と同じものを示す。軟磁性層23,25は(Co
90Fe10)100- x B x 膜(第3のコバルト鉄系合金層)一
層であってもよいし、図15(b),(c)と同じよう
に、(Co90Fe10)100-x B x 膜(第3のコバルト鉄系合金
層)を含む多層の膜であってもよい。
発明の第8の実施の形態に係るMR効果型トランスデュ
ーサについて示す断面図である。第7の実施の形態と同
じ磁気抵抗効果人工格子膜の構造を有する。第8の実施
の形態において、第7の実施の形態と異なるところは、
軟磁性層23と非磁性金属層24とが交互に積層され、
かつ一層おきに軟磁性層23の両端部に軟磁性層23と
面を接して反強磁性層26a,26bが形成されている
ことである。
(a),図15(a)〜(c)と同じ符号で示すものは
図16(a),図15(a)〜(c)と同じものを示
す。軟磁性層23,25は(Co90Fe10)100-x B x 膜(第
3のコバルト鉄系合金層)一層であってもよいし、図1
5(b),(c)と同じように、(Co90Fe10)100-x B x
膜(第3のコバルト鉄系合金層)を含む多層の膜であっ
てもよい。
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26a,26bが形成されてもよ
い。上記、第6乃至第8の実施の形態によれば、第1及
び第2のコバルト鉄系合金層23a,23c、及び25
aはボロンを含むので、第1及び第2のコバルト鉄系合
金層23a,23c、及び25aの格子定数はコバルト
鉄合金の格子定数よりも小さくなる。また、第3及び第
4のコバルト鉄系合金層23a,23c、及び25aは
下地層22及びNiFe膜25bを介して積層されてい
るので結晶性がよく、その構造は面心立方格子構造とな
る。
験結果にしたがって、(Co90Fe10)10 0-x B x 膜のCuに
対するバリア性を向上させ、MR効果型トランスデュー
サの耐熱性の向上を図ることができる。なお、上記第6
乃至第8の実施の形態においては、(Co90Fe10)100-x B
x 膜23,23c,及び25をfcc構造とするため、
下地層22と(Co90Fe10)100-xB x 膜23,23c,2
5との間にNiFe膜を介在させる必要がある。
eMn膜のほか、NiMn膜,PtMn膜,PdMn
膜,PdPtMn膜,CrMn膜又はIrMn膜を用い
てもよい。但し、NiO膜又はαFe2 03 膜は絶縁性
なのでこの場合用いることができない。 (5)第9の実施の形態 コバルト鉄は、スピンバルブ磁気抵抗効果型磁気ヘッド
(以下、SV磁気ヘッドという)の自由磁性層の材料と
して用いられる。そして、そのコバルト鉄にボロン、炭
素、窒素などの元素を含有させることによって、その自
由磁性層の異方性磁気抵抗効果を抑制できるので、以下
にその例を示す。
す斜視図である。NiFeよりなる第1の磁気シールド層5
1上にはAl2O3 よりなる第1の非磁性絶縁層52が形成
され、さらに第1の非磁性絶縁層52上には、自由(fre
e)磁性層53が形成されている。その自由磁性層53
は、NiFe層と(Co90Fe10)90B10 層からなる二層構造を有
している。(Co90Fe10)90B10 における添字は、組成比
(atoms %)を示している。
非磁性中間層54、(Co90Fe10)90B1 0 からなる固定(pin
ning) 磁性層55、FeMnよりなる反強磁性層56がそれ
ぞれ順に形成されている。自由磁性層53から反強磁性
層56までは電気的に接合しているとともに、それらは
第1の非磁性絶縁層52上で矩形状にパターニングさ
れ、その反強磁性層56の両端には、金又はタングステ
ンよりなる一対のリード57a,57bが形成されてい
る。
性層56、リード(引出し電極)57a,57b等は、
Al2O3 よりなる第2の非磁性絶縁層58に覆われてお
り、その第2の非磁性絶縁層58上にはNiFeよりなる第
2の磁気シールド層59が形成されている。自由磁性層
53の膜厚は7.5nm、非磁性中間層54の膜厚は3
nm、固定磁性層55の膜厚は3nm、反強磁性層36
の膜厚は10nmである。
7(b) に示すように、自由磁性層53の磁化容易軸M1
は、磁気記録媒体50の対向面と平行であってトラック
コア幅方向Dと同じ向きになっている。また、自由磁性
層53の磁化M10の方向は、2つのリード57a,57
b間の領域にセンス電流Jを流すことによって磁化容易
軸M1 から−4°傾斜する。固定磁性層55の磁化M2
の方向は、反強磁性層56との交換結合力によってトラ
ックコア幅方向Dに対して+90°の角度をなしてい
る。なお、トラック幅方向Dに対する磁化方向M10、M
2 の角度は、トラックコア幅方向Dから磁気記録媒体5
0側に傾いた場合にはマイナスとなり、その反対側に傾
いた場合はプラスとなる。
向と磁化M10の方向の相対角度が変わることによって電
気抵抗値が変化する。この電気抵抗値の変化は、異方性
磁気抵抗効果(AMR効果)といわれている。また、自
由磁性層53の磁化M10の方向と固定磁性層55の磁化
M2 の方向の反平行成分が多くなるほど抵抗値が増加
し、それらの方向の平行成分が多くなるほど抵抗が低減
する。この電気抵抗値の変化は、スピンバルブ磁気抵抗
効果(SV効果)といわれている。
の信号磁界と逆方向の信号磁界をそれぞれSV磁気ヘッ
ドにより再生した場合に、それら2つの再生信号はある
値を中心にして対称となっている。その対称性は、完全
なほど良いが、実際にはAMR効果によって対称性が悪
化する。しかし、上記した二層構造の自由磁性層53に
CoFe層を用いる場合には、SV磁気ヘッドのSV効果が
大きくなるばかりでなくAMR効果も大きくなってしま
う。これに対して、CoFeの中にボロン、炭素、窒素など
を含ませたところ、以下のようにAMR効果が低減され
ることがわかった。
成するNiFe層とCoFeB 層の膜厚の比を変えてAMR比を
調べたところ、図18の実線に示すように、CoFeB 層の
厚さが増えるにしたがってAMR比が小さくなることが
わかる。CoFeB の組成成分は、Coが81atoms %、Feが
9atoms %、ボロンが10atoms %である。この二層構
造を第1の磁性層とする。
成するNiFe層とCoFe層の膜厚の比を変えてAMR比を調
べたところ、図18の破線に示すように、CoFe層の厚さ
が増えるにしたがってAMR比が大きくなることがわか
る。この二層構造を第2の磁性層とする。なお、AMR
比というのは、外部磁界が所定値で変化する場合にAM
R効果によって変わる抵抗値の比であり、その値が小さ
いほどSV効果の対称性を崩すことになる。
の磁性層に比べてAMR比が小さくなることがわかる。
また、第1の磁性層のAMR比は、CoFeB 層が厚くなる
につれて小さくなった。そして、第1の磁性層を全てCo
FeB 層で構成した場合に、AMR比は約0.2%と極め
て小さくなった。次に、図17(a) に示したSV磁気ヘ
ッドの外部印加磁界に対する抵抗の変化を調べたところ
図19に示すように、AMR効果による抵抗値の変化が
極めて小さいことがわかった。
円板状の磁気記録媒体50の第1のビットに上方向の磁
界が発生するように磁気データを書込み、また第2のビ
ットには下方向に磁界が発生するように磁気データを書
き込む。その後に図17(a)に示したSV磁気ヘッドに
よってその磁気データを再生した。第1のビットにおけ
る磁気データの再生出力波形のうち、SVMR効果とA
MR効果が加わった抵抗変化による第1の再生出力は図
20の実線の谷形のようになった。さらに、第2のビッ
トにおける磁気データの再生出力波形のうち、SVMR
効果とAMR効果が加わった抵抗変化による第2の再生
出力は図20の実線の山形のようになった。なお、再生
出力は、抵抗の変化に比例えいた電圧出力である。
化の成分は小さいので、第1の再生出力の波形と第2の
再生出力の波形は、所定の再生出力値を中心にしてほぼ
対称になり、その非対称性は−4.6%と従来のものよ
り小さくなった。次に、SV磁気ヘッドを構成する磁性
層の積層順を図17(a) とは逆に配置し、さらに、固定
磁性層の磁化M2 の方向と自由磁性層の磁化容易軸M1
を図17(b) とは異ならせる構造について図21(a),
(b) を参照して説明する。
磁気シールド層61上にはAl2O3 よりなる第1の非磁性
絶縁層62が形成されている。さらに、第1の非磁性絶
縁層62上には、NiO よりなる反強磁性層66、(Co90F
e10)90B10 よりなる固定磁性層65、Cuよりなる非磁性
中間層64及び自由磁性層63が形成されている。その
自由磁性層63は、NiFe層と(Co90Fe10)90B10 層からな
る二層構造を有している。
電気的に接合しているとともに、それらは第1の非磁性
絶縁層62上で矩形状にパターニングされ、その反強磁
性層66の両端には、金よりなる一対のリード67a,
67bが形成されている。また、第1の非磁性絶縁層6
2上の自由磁性層63、リード67a,67b等は、Al
2O3 よりなる第2の非磁性絶縁層68に覆われており、
その第2の非磁性絶縁層68上にはNiFeよりなる第2の
磁気シールド層69が形成されている。
性中間層64の膜厚は3nm、固定磁性層65の膜厚は
3nm、反強磁性層66の膜厚は10nmである。その
ようなSV磁気ヘッドにおいて、図21(b) に示すよう
に、自由磁性層63の磁化容易軸M1 は、トラックコア
幅方向Dと平行になっている。また、自由磁性層63の
磁化M10の方向は、2つのリード67a,67b間の領
域にセンス電流Jを流すことによって磁化容易軸M1 か
ら−17°傾斜する。固定磁性層65の磁化M2 の方向
は、反強磁性層66との交換結合力によってトラックコ
ア幅方向Dに対して+75°の角度をなしている。
ドの抵抗の変化を調べたところ図22に示すように、A
MR効果による抵抗の変化量が極めて少なくなることが
わかった。次に、図21(a) に示したSV磁気ヘッドの
外部印加磁界に対する抵抗の変化を調べたところ図22
に示すように、AMR効果による抵抗値の変化が極めて
小さいことがわかった。
円板状の磁気記録媒体60の第1のビットに上方向の磁
界が発生するように磁気データを書込み、また第2のビ
ットには下方向に磁界が発生するように磁気データを書
き込む。その後に図20に示したSV磁気ヘッドによっ
てその磁気データを再生した。第1のビットにおける磁
気データの再生出力波形のうち、SVMR効果とAMR
効果が加わった抵抗変化による第1の再生出力は図23
の実線の谷形のようになった。さらに、第2のビットに
おける磁気データの再生出力波形のうち、SVMR効果
とAMR効果が加わった抵抗変化による第2の再生出力
は図23の実線の山形のようになった。なお、再生出力
は、抵抗の変化に比例えいた電圧出力である。
化の成分は小さいので、第1の再生出力の波形と第2の
再生出力の波形は、所定の再生出力値を中心にしてほぼ
対称になり、その非対称性は+0.7%となった。 (6)第10の実施の形態 次に、上記の第1〜第9の実施の形態に係る磁気抵抗
(MR)効果型トランスデューサを用いた第10の実施
の形態に係る磁気記録装置について、図24及び図25
(a)〜(c)を参照しながら説明する。
面図であり、図25(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。図24に示すように、磁気記録装置41はMRヘッ
ドを備えたスライダ43と、磁気ディスク(磁気記録媒
体)44と、スライダ43を指示するスプリングアーム
42とを有している。第1乃至第7の実施の形態に係る
MR効果型トランスデューサはMRヘッドに取り付けら
れている。
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。図25(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MR効果型トランスデューサが挟まれている。磁気記
録媒体106からの漏洩磁界は直接MR効果型トランス
デューサに検出される。
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10
2,104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。
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MR効果型トランスデューサが挟まれ、
軟磁性層111,114間のギャップ内に軟磁性層11
1,114を通流する磁束を発生するコイル113が形
成されている。
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11
5には、MR効果型トランスデューサと電気的に絶縁さ
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、MR効果型トランスデューサ
に検出される。なお、MR効果型トランスデューサの他
端には、MR効果型トランスデューサと電気的に絶縁さ
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MR効果型
トランスデューサを通った磁束を軟磁性層111,11
4に導く。
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1
21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1
24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。
記録装置によれば、上記実施の形態に係るMR効果型ト
ランスデューサを用いているので、耐熱性が高く、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。なお、図25(a)〜(c)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。
型トランスデューサは、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。更に、上記のMR効果型トランスデューサ
を再生専用の磁気記録装置に用いることも可能である。
で積層された自由磁性層及び固定磁性層は、それぞれ非
磁性金属層に接する側がコバルト鉄系合金層(ボロンや
炭素を含む。)となっている。ボロンや炭素を含有させ
ることによりコバルト鉄系合金層の格子定数はコバルト
鉄合金の格子定数よりも小さくなる。
層側のコバルト鉄系合金層は下地層及び自由磁性層、或
いは下地層及び非磁性金属層等を介して積層されている
ので、結晶性がよく、その構造は面心立方格子構造とな
る。これにより、実験に従ってコバルト鉄系合金層の銅
に対するバリア性を向上させ、磁気抵抗効果型トランス
デューサや磁気記録装置の耐熱性の向上を図ることがで
きる。
る磁気抵抗効果型トランスデューサについて示す斜視図
で、図1(b)は図1(a)のII-II 線断面図である。
磁気抵抗効果型トランスデューサについて示す断面図で
ある。
抵抗効果型トランスデューサの熱処理温度に対する電気
抵抗率の変化の様子を示す特性図であり、図3(b)
は、本発明の実施の形態に係る磁気抵抗効果型トランス
デューサの熱処理回数に対する電気抵抗率の変化の様子
を示す特性図である。
抗効果型トランスデューサの熱処理温度に対する電気抵
抗率の変化の様子を示す特性図である。
したときの磁気抵抗効果型トランスデューサの熱処理温
度に対する電気抵抗率の変化の様子を示す特性図であ
る。
の積層構造を有する磁気抵抗効果型トランスデューサの
熱処理温度に対する電気抵抗率の変化の様子を示す比較
特性図であり、図6(b)は、図6(a)と同じ積層構
造を有する磁気抵抗効果型トランスデューサにおいて、
(Co90Fe10)100-x B x 膜の膜厚を薄くしたときの熱処理
温度に対する電気抵抗率の変化の様子を示す特性図であ
る。
果型トランスデューサに用いた(Co90Fe10)100-x B x 膜
へのX線の入射角の倍角2θに対する回折ピーク強度を
示す図である。
果型トランスデューサに用いた(Co90Fe10)100-x B x 膜
のボロン(B)含有量に対する格子定数の変化の様子を
示す図である。
デューサの熱処理温度に対する電気抵抗率の変化の様子
を示す特性図である。
ンスデューサに用いたCo90Fe10膜へのX線の入射角の倍
角2θに対する回折ピーク強度を示す図である。
ンスデューサに用いたCo90Fe10膜の熱処理温度に対する
格子定数の変化の様子を示す図である。
に係るスピンバルブ磁気抵抗効果型トランスデューサに
ついて示す断面図であり、図12(b)は、本発明の第
3の実施の形態に係る磁気抵抗効果型トランスデューサ
について示す断面図である。
及び第3の実施の形態に係る他のスピンバルブ磁気抵抗
効果型トランスデューサについて示す断面図である。
に係るスピンバルブ磁気抵抗効果型トランスデューサに
ついて示す断面図であり、図14(b)は、本発明の第
5の実施の形態に係るスピンバルブ磁気抵抗効果型トラ
ンスデューサについて示す断面図である。
に係る人工格子磁気抵抗効果型トランスデューサについ
て示す断面図である。図15(b),(c)は部分断面
図である。
に係る人工格子磁気抵抗効果型トランスデューサについ
て示す断面図であり、図16(b)は、本発明の第8の
実施の形態に係る人工格子磁気抵抗効果型トランスデュ
ーサについて示す断面図である。
に係るSV磁気ヘッドの要部を示す斜視図であり、図1
7(b)は、図17(a)に示された自由磁性層と固定
磁性層との間の磁化方向の関係を示す斜視図である。
SV磁気ヘッドのCoFeB 層の膜厚とAMR比の関係につ
いて示す特性図である。
SV磁気ヘッドの外部印加磁界に対する抵抗変化につい
て示す特性図である。
SV磁気ヘッドの再生出力の再生位置による依存性につ
いて示す特性図である。
に係る他のSV磁気ヘッドの要部を示す斜視図であり、
図21(b)は、図21(a)に示された自由磁性層と
固定磁性層との間の磁化方向の関係を示す斜視図であ
る。
他のSV磁気ヘッドの外部印加磁界に対する抵抗変化に
ついて示す特性図である。
他のSV磁気ヘッドの再生出力の再生位置による依存性
について示す特性図である。
磁気記録装置について示す平面図である。
に係るインギャップタイプの磁気抵抗効果ヘッドを示す
断面図であり、図25(b)は本発明の第10の実施の
形態に係る共用タイプの磁気抵抗効果ヘッドを示す断面
図であり、図25(c)は本発明の第10の実施の形態
に係るヨークタイプの磁気抵抗効果ヘッドを示す断面図
である。
型トランスデューサについて示す斜視図で、図26
(b)は図26(a)のI−I線断面図である。
系合金膜)、 13b NiFe膜(第1又は第5の軟磁性層)、 14,24 非磁性金属膜、 15,55,65 固定磁性層(第2又は第4の軟磁性
層)、 16,19a,19b,26a,26b,56,66
反強磁性層、 17,27 キャップ層、 18a,18b,28a,28b,57a,57b,6
7a,67b 引出し電極(リード)、 20,29 絶縁保護層、 23,25,101,102,104,111,11
4,121,123a,130 軟磁性層、 23a,25a (Co90Fe10)100-x B x 膜(第1のコバ
ルト鉄系合金膜)、 23b,25b NiFe膜(第3の軟磁性層)、 23c (Co90Fe10)100-x B x 膜(第2のコバルト鉄系
合金膜)、 30,30a,30b,30c 積層構造、 41 磁気記録装置、 42 スプリングアーム、 43 スライダ、 44,50,60 磁気ディスク(磁気記録媒体)、 51,61 第1の磁気シールド層、 52,62 第1の非磁性絶縁層、 54,64 非磁性中間層、 58,68 第2の非磁性絶縁層、 59,69 第2の磁気シールド層、 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。
に係る人工格子磁気抵抗効果型トランスデューサについ
て示す断面図である。図15(b)〜(d)は部分断面
図である。
Claims (23)
- 【請求項1】 第1の軟磁性層と非磁性層と第2の軟磁
性層と反強磁性層とが積層された積層構造を有する磁気
抵抗効果型トランスデューサにおいて、 前記第1の軟磁性層は、前記非磁性層と接する(Co y Fe
100-y ) 100-x Z x 合金層(Z はCo,Fe以外の他の元素
を表し、x及びyは原子分率(at % )を表す。)を有
し、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の格子定数
はCo y Fe100-y合金の格子定数よりも小さく、前記(Co
y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の構造は面心立方格子構
造であることを特徴とする磁気抵抗効果型トランスデュ
ーサ。 - 【請求項2】 前記反強磁性層は、FeMn膜、NiO
膜、αFe2 O3 膜、NiMn膜、PtMn膜、PdM
n膜、PdPtMn膜、CrMn膜及びIrMn膜のう
ちいずれかであることを特徴とする請求項1に記載の磁
気抵抗効果型トランスデューサ。 - 【請求項3】 前記反強磁性層は、NiO膜、αFe2
O3 膜であり、アルチック基板上に直接或いはアルミナ
膜を介して形成されていることを特徴とする請求項1に
記載の磁気抵抗効果型トランスデューサ。 - 【請求項4】前記第2の軟磁性層は、(Co y Fe100-y )
100-x Z x 合金層からなる単層であることを特徴とする
請求項1乃至請求項3のいずれかに記載の磁気抵抗効果
型トランスデューサ。 - 【請求項5】前記第2の軟磁性層は、前記非磁性層と接
する(Co y Fe100-y) 100-x Z x 合金層と、少なくとも
NiとFeを含む合金層とが積層された多層であること
を特徴とする請求項1乃至請求項3のいずれかに記載の
磁気抵抗効果型トランスデューサ。 - 【請求項6】前記非磁性層は銅膜であることを特徴とす
る請求項1乃至請求項5のいずれかに記載の磁気抵抗効
果型トランスデューサ。 - 【請求項7】前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の
元素Z はボロン又は炭素であることを特徴とする請求項
1乃至請求項6のいずれかに記載の磁気抵抗効果型トラ
ンスデューサ。 - 【請求項8】前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層中
のボロンの含有量は10%未満であることを特徴とする
請求項7に記載の磁気抵抗効果型トランスデューサ。 - 【請求項9】前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層中
のコバルトの原子分率y は、85〜95at%であるこ
とを特徴とする請求項1乃至請求項8のいずれかに記載
の磁気抵抗効果型トランスデューサ。 - 【請求項10】前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層
の膜厚は3nm以上であることを特徴とする請求項1乃
至請求項9のいずれかに記載の磁気抵抗効果型トランス
デューサ。 - 【請求項11】軟磁性層と非磁性層とが交互に積層され
た積層構造を有する磁気抵抗効果型トランスデューサに
おいて、 前記軟磁性層は、前記非磁性層に接する(Co y F
e100-y ) 100-x Z x 合金層(Z はCo,Fe以外の他の元
素を表し、x及びyは原子分率(at % )を表す。)を有
し、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の格子定数
はCo y Fe100-y合金の格子定数よりも小さく、前記(Co
y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の構造は面心立方格子構
造であることを特徴とする磁気抵抗効果型トランスデュ
ーサ。 - 【請求項12】少なくとも一つの前記非磁性層の両端部
に形成された反強磁性層を有することを特徴とする請求
項11に記載の磁気抵抗効果型トランスデューサ。 - 【請求項13】前記反強磁性層は、FeMn膜、NiM
n膜、PtMn膜、PdMn膜、PdPtMn膜、Cr
Mn膜及びIrMn膜のうちいずれかであることを特徴
とする請求項12に記載の磁気抵抗効果型トランスデュ
ーサ。 - 【請求項14】前記非磁性層は銅膜であることを特徴と
する請求項11乃至請求項13のいずれかに記載の磁気
抵抗効果型トランスデューサ。 - 【請求項15】前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層
の元素Z はボロン又は炭素であるとを特徴とする請求項
11乃至請求項14のいずれかに記載の磁気抵抗効果型
トランスデューサ。 - 【請求項16】前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層
中のボロンの含有量は10%未満であることを特徴とす
る請求項15に記載の磁気抵抗効果型トランスデュー
サ。 - 【請求項17】前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層
中のコバルトの原子分率y は、85〜95at%である
ことを特徴とする請求項11乃至請求項16のいずれか
に記載の磁気抵抗効果型トランスデューサ。 - 【請求項18】前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層
の膜厚は3nm以上であることを特徴とする請求項11
乃至請求項17のいずれかに記載の磁気抵抗効果型トラ
ンスデューサ。 - 【請求項19】第1の軟磁性層と非磁性層と第2の軟磁
性層と反強磁性層とが積層された積層構造と、磁気信号
が記録された磁気記録媒体とを有する磁気記録装置にお
いて、 前記第1の軟磁性層は、前記非磁性層と接する(Co y Fe
100-y ) 100-x Z x 合金層(Z はCo,Fe以外の他の元素
を表し、x及びyは原子分率(at % )を表す。)を有
し、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の格子定数
はCo y Fe100-y合金の格子定数よりも小さく、前記(Co
y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の構造は面心立方格子構
造であることを特徴とする磁気記録装置。 - 【請求項20】軟磁性層と非磁性層とが交互に積層され
た積層構造と、磁気信号が記録された磁気記録媒体とを
有する磁気記録装置において、 前記軟磁性層は、少なくとも前記非磁性層に接する(Co
y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層(Z はCo,Fe以外の他の
元素を表し、x及びyは原子分率(at % )を表す。)を
有し、前記(Co y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の格子定
数はCo y Fe1-y合金の格子定数よりも小さく、前記(Co
y Fe100-y ) 100-x Z x 合金層の構造は面心立方格子構
造であることを特徴とする磁気記録装置。 - 【請求項21】基板上に下地層を形成する工程と、 前記下地層上に少なくともNiとFeを含む合金層を形
成する工程と、 前記合金層上にスパッタにより(Co y Fe100-y ) 100-x
Z x 合金層(Z はボロン(B)及び炭素(C)のうちい
ずれかの元素を表し、x及びyは原子分率(at% )を表
す。)を形成する工程とを有する磁気抵抗効果型トラン
スデューサの製造方法。 - 【請求項22】基板上に、反強磁性層と軟磁性層と非磁
性層とを順に形成する工程と、 スパッタにより前記非磁性層上に(Co y Fe100-y )
100-x Z x 合金層(Z はボロン(B)及び炭素(C)の
うちいずれかの元素を表し、x及びyは原子分率(at %
)を表す。)を形成する工程とを有することを特徴とす
る磁気抵抗効果型トランスデューサの製造方法。 - 【請求項23】前記基板と前記反強磁性層との間に下地
層を形成することを特徴とする請求項22に記載の磁気
抵抗効果型トランスデューサの製造方法。
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