JP3675327B2

JP3675327B2 - Magnetoresistive sensor, thin film magnetic head provided with the sensor, method for manufacturing the sensor, and method for manufacturing the head

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Publication number: JP3675327B2
Application number: JP2000317819A
Authority: JP
Inventors: 徹郎佐々木; 幸一照沼
Original assignee: TDK Corp
Current assignee: TDK Corp
Priority date: 2000-10-18
Filing date: 2000-10-18
Publication date: 2005-07-27
Anticipated expiration: 2020-10-18
Also published as: JP2002123913A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）又はトンネル磁気抵抗効果（ＴＭＲ）を利用した磁気抵抗効果（ＭＲ）センサ、このＭＲセンサを備えており例えばハードディスク装置（ＨＤＤ）、フロッピーディスク装置（ＦＤＤ）等の磁気記録再生装置に用いられる薄膜磁気ヘッド、このＭＲセンサの製造方法及び薄膜磁気ヘッドの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、ＨＤＤの高密度化に伴って高感度及び高出力の磁気ヘッドが要求されており、このような要求に答えるものとして、ＧＭＲを呈するセンサの１つであるスピンバルブ効果を利用したＭＲセンサを備えた薄膜磁気ヘッドが提案されている。スピンバルブ（ＳＶ）ＭＲセンサは、２つの強磁性層を非磁性金属層で磁気的に分離してサンドイッチ構造とし、その一方の強磁性層に反強磁性層を積層することによってその界面で生じる交換バイアス磁界をこの一方の強磁性層（ピンド（ｐｉｎｎｅｄ）層）に印加するようにしたものである。交換バイアス磁界を受けるピンド層と受けない他方の強磁性層（フリー（ｆｒｅｅ）層）とでは磁化反転する磁界が異なるので、非磁性金属層を挟むこれら２つの強磁性層の磁化の向きが平行、反平行と変化し、これにより電気抵抗率が大きく変化するのでＧＭＲが得られる。
【０００３】
ＳＶＭＲセンサの出力特性等は、非磁性金属層を挟むこれら２つの強磁性層（ピンド層及びフリー層）の磁化のなす角度によって定まる。フリー層の磁化方向は磁気記録媒体からの漏洩磁界の方向に容易に向く。一方、ピンド層の磁化方向は反強磁性層との交換結合により一方向（ピンニングされる方向、ピンド方向）に制御される。
【０００４】
特開平７−１６９０２６号公報には、このようなＳＶＭＲセンサのピンド層を反強磁性的結合膜によって分離された２つの強磁性膜による多層膜で構成することによって、ピンド層の安定性を高め、再生波形の上下非対称性を制御し易くしたＳＶＭＲセンサ（シンセティックピンＳＶＭＲセンサ）について記載されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このようなシンセティックピン構造を有するＭＲセンサのＭＲ変化率及び抵抗変化ΔＲｓの向上を図るものである。即ち、本発明の目的は、抵抗変化ΔＲｓを大きくすることによって高記録密度化に対応するＭＲセンサ、このＭＲセンサを備えた薄膜磁気ヘッド、このＭＲセンサの製造方法及びこの薄膜磁気ヘッドの製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、反強磁性層と、反強磁性層に隣接して積層されている第１の強磁性層（ピンド層）と、第１の強磁性層に隣接して積層されている非磁性層と、非磁性層に隣接して積層されている第２の強磁性層（フリー層）とを備えており、反強磁性層と第１の強磁性層との交換結合によるバイアス磁界を利用したＭＲセンサに関する。特に、本発明によれば、第１の強磁性層が反強磁性結合膜によって分離され互いに反強磁性的に結合された第１及び第２の強磁性膜から構成されており、反強磁性層に隣接する第１の強磁性膜の中間に、この第１の強磁性膜を構成する金属が拡散されている所定金属による相互拡散層が形成されているＭＲセンサ、及びそのＭＲセンサを備えた薄膜磁気ヘッドが提供される。
【０００７】
このように、ピンド層の中間に、このピンド層を構成する金属が拡散されている所定金属による相互拡散層が形成されているので、ＭＲセンサ全体のシート抵抗Ｒｓが大きくなる。一般に、ＭＲセンサの抵抗変化ΔＲｓは、ＭＲ変化率をＭＲ、シート抵抗をＲｓとすると、ΔＲｓ［Ω］＝ＭＲ［％］×Ｒｓ［Ω］で与えられる。従って、シート抵抗Ｒｓを大きくすることにより、高いΔＲｓを得ることができる。その結果、ＭＲセンサの狭小化を図り、高記録密度化に対応したＭＲセンサ及び薄膜磁気ヘッドを提供することができる。
【０００９】
相互拡散層が、０．０５〜０．４ｎｍの膜厚を有していることも好ましい。
【００１０】
所定金属が、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＰｔのグループから選択された少なくとも１つを含む金属であることが好ましい。
【００１１】
本発明は、さらに、下地層、第２の強磁性層（フリー層）、非磁性層、反強磁性結合膜によって分離され互いに反強磁性的に結合された第１及び第２の強磁性膜からなる第１の強磁性層（ピンド層）、並びに反強磁性層を順次積層して形成されるＭＲセンサの製造方法、又は下地層、反強磁性層、反強磁性結合膜によって分離され互いに反強磁性的に結合された第１及び第２の強磁性膜からなる第１の強磁性層（ピンド層）、非磁性層、並びに第２の強磁性層（フリー層）を順次積層して形成されるＭＲセンサの製造方法に関する。特に、本発明によれば、反強磁性層に隣接する第１の強磁性膜の中間に所定金属による相互拡散層を形成し、この第１の強磁性膜の少なくとも一部に所定金属を拡散させるＭＲセンサの製造方法、並びに磁気情報の再生に用いるＭＲセンサを、上述の製造方法によって形成する薄膜磁気ヘッドの製造方法が提供される。
【００１２】
相互拡散層を、０．０５〜０．４ｎｍの膜厚に形成することが好ましい。
【００１３】
反強磁性層又は第２の強磁性層（フリー層）上に保護層を積層することも好ましい。
【００１４】
所定金属が、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＰｔのグループから選択された少なくとも１つを含む金属であるかもしれない。
【００１５】
【発明の実施の形態】
図１は本発明の一実施形態として、本発明による薄膜磁気ヘッドの主要部の構成を概略的に示す断面図であり、図２はそのＳＶＭＲ積層構造体の層構成を示す、浮上面（ＡＢＳ）方向から見た断面図である。本実施形態の薄膜磁気ヘッドは、ＭＲセンサで構成された読出しヘッド部とインダクティブ磁気変換素子で形成された書込みヘッド部とを備えた複合型薄膜磁気ヘッドである。
【００１６】
図１において、１０はスライダの主要部を構成する基板、１１は基板１０上に図示しない下地膜を介して形成されている下部シールド層、１２は書込みヘッド部の下部磁性層をも兼用する上部シールド層、１３は絶縁層１４及び１５を介して下部シールド層１１及び上部シールド層１２間に、ＡＢＳ１０ａに沿って伸長するように形成されたＳＶＭＲ積層構造体、１６は上部磁性層、１７は有機樹脂で構成された絶縁層１８に取り囲まれているコイル導電層、１９はギャップ層、２０は保護層をそれぞれ示している。
【００１７】
下部磁性層１２及び上部磁性層１６の先端部は微小厚みのギャップ層１９を隔てて対向するポール部１２ａ及び１６ａを構成しており、これらポール部１２ａ及び１６ａにおいて書き込みが行われる。ヨーク部を構成する下部磁性層１２及び上部磁性層１６のポール部１２ａ及び１６ａとは反対側はバックギャップ部であり、磁気回路を完成するように互いに結合されている。コイル導電層１７は、絶縁層１８上に、ヨーク部の結合部のまわりを渦巻状に回って形成されている。
【００１８】
図２に示すように、ＳＶＭＲ積層構造体１３は、下地層１３０と、第２の強磁性層（フリー層）１３１と、非磁性導電層１３２と、第１の強磁性層（ピンド層）１３３と、反強磁性層１３４と、保護層１３５とを順次積層した構成となっている。
【００１９】
ピンド層１３３は、第１の強磁性膜１３３ａと、第２の強磁性膜１３３ｂと、これら第１及び第２の強磁性膜１３３ａ及び１３３ｂを分離しかつ反強磁性的に結合する反強磁性結合膜１３３ｃとを備えたシンセティックピン構造となっている。
【００２０】
本実施形態では、特に、反強磁性層１３４に隣接する第１の強磁性膜１３３ａの中間に相互拡散層１３６が挿入されている。ただし、アニーリング後は、ピンド層１３３の第１の強磁性膜１３３ａ内には相互拡散層１３６の金属成分が拡散しており、また、相互拡散層１３６内には第１の強磁性膜１３３ａの金属成分が拡散している。
【００２１】
具体的には、本実施形態においては、下地層１３０は、例えば、膜厚が約３ｎｍのＮｉＣｒ膜又はＴａ膜を用いている。フリー層１３１は、例えば、膜厚が約２ｎｍのＮｉＦｅ膜と、膜厚が約１ｎｍのＣｏＦｅ膜との２層構造となっている。このような２層構造の他に、単層構造又は２層以上の多層構造を採用することもできる。なお、ＣｏＦｅ膜の代わりにＣｏ膜を用いても良い。非磁性導電層１３２は、例えば、膜厚が約１．８〜２．５ｎｍのＣｕ膜によって構成される。
【００２２】
ピンド層１３３の構成については、後で詳しく説明する。ピンド層１３３は、反強磁性層１３４と交換結合しており、この交換結合により一方向に固定磁化されている。
【００２３】
反強磁性層１３４は、例えば、膜厚が約１２ｎｍのＰｔＭｎ膜等によって構成される。なお、反強磁性層１３４として、ＮｉＭｎ、ＲｕＲｈ、Ｍｎ又はＩｒＭｎ膜を用いても良い。さらに、反強磁性層１３４は、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ、Ｆｅ及びＣｒのグループから選択された少なくとも１つを含有していても良い。保護層１３５は、例えば、膜厚が約２ｎｍのＴａ膜を用いることができる。
【００２４】
ピンド層１３３は、非磁性導電層１３２側から例えば膜厚が約２．５ｎｍのＣｏＦｅ膜による第２の強磁性膜１３３ｂと、膜厚が約０．８ｎｍのＲｕ膜による反強磁性結合膜１３３ｃと、中間に相互拡散層１３６を備えており、膜厚が約１．４ｎｍのＣｏＦｅ膜による第１の強磁性膜１３３ａとから構成されている。
【００２５】
相互拡散層１３６としては、例えば、膜厚が０．０５〜０．４ｎｍのＴａ膜を用いることができる。なお、相互拡散層１３６として、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＰｔのグループから選択された少なくとも１つを含む金属膜を用いる。ただし、アニーリング後のこの相互拡散層１３６内には、第１の強磁性膜１３３ａの金属成分が拡散している。逆に、アニーリング後の第１の強磁性膜１３３ａ内には相互拡散層１３６の金属成分が拡散している。
【００２６】
図２には示されていないが、スピンバルブＭＲ積層構造体の両側面には、フリー層１３１に縦方向磁気バイアスを加える磁区制御層が備えられている。磁区制御層は永久磁石層であってもよいし、反強磁性層によって構成し、この反強磁性層とフリー層１３１との間で交換結合を生じさせてもよい。さらに、磁区制御層上には、リード導体層がそれぞれ積層されている。これらリード導体層は、スピンバルブＭＲ積層構造体の非磁性導電層１３２にセンス電流を流すために備えられている。
【００２７】
次に、本実施形態におけるＳＶＭＲ積層構造体１３を製造するには、まず、図２に示すように、基板上に下地層１３０（ＮｉＣｒ、３ｎｍ）と、フリー層１３１（ＮｉＦｅ、２ｎｍ、及びＣｏＦｅ、１ｎｍ）と、非磁性導電層１３２（Ｃｕ、１．９ｎｍ）と、ピンド層１３３の第２の強磁性膜１３３ｂ（ＣｏＦｅ、２ｎｍ）と、ピンド層１３３の反強磁性結合膜１３３ｃ（Ｒｕ、０．８ｎｍ）と、ピンド層１３３の第１の強磁性膜１３３ａの一部（ＣｏＦｅ、０．７ｎｍ）と、相互拡散層１３６（Ｔａ、０．０５〜０．４ｎｍ）と、第１の強磁性膜１３３ａの残りの部分（ＣｏＦｅ、０．７ｎｍ）と、反強磁性層１３４（ＰｔＭｎ、１２ｎｍ）と、保護層１３５（Ｔａ、２ｎｍ）とを順次積層する。
【００２８】
次いで、１０００ｍＴ（１０ｋＧ）の磁界中で２７０℃の温度を５時間保持するアニーリングを行う。このアニーリングにより、相互拡散層１３６内には、第１の強磁性膜１３３ａの金属成分が拡散し、第１の強磁性膜１３３ａ内には相互拡散層１３６の金属成分が拡散することとなる。
【００２９】
複合型薄膜磁気ヘッドを形成するためのその他の工程は従来技術と同様であるため、説明は省略する。
【００３０】
このようにして得られるＳＶＭＲセンサについて、相互拡散層１３６であるＴａ膜の膜厚を変えた場合のＭＲ抵抗変化ΔＲｓ、ＭＲ変化率ＭＲ、シート抵抗Ｒｓを測定した結果が図３〜図５に示されている。ただし、測定磁界は、７２０００Ａ／ｍ（９００Ｏｅ）である。
【００３１】
これらの図から分かるように、相互拡散層１３６を設けることにより、その膜厚が厚くなるとＭＲ変化率が若干低下する（ただし、膜厚が０．４ｎｍ程度までは１２％以上の値を有する）。しかしながら、相互拡散層１３６を設けることにより、ピンド層１３３の第１の強磁性層１３３ａ内には相互拡散層１３６の金属成分が拡散するのでシート抵抗Ｒｓが大きくなるため、抵抗変化ΔＲｓは大きくなり、Ｔａ膜の膜厚が０．０５〜０．４ｎｍの範囲でほぼ２．１Ωを越える値となっている。
【００３２】
以下の表１は、本実施形態の積層構造を有するが相互拡散層の材料が異なる種々のＳＶＭＲセンサについて、種々のサンプルを作成し、ΔＲｓを測定した結果を表している。
【００３３】
各サンプルは、基板としてアルミナ膜付きのＡｌＴｉＣを使用し、その上に、Ｔａ（３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／シンセティックピン構造を有し、相互拡散層を挿入したピンド層／ＰｔＭｎ（１２ｎｍ）／Ｔａ（２ｎｍ）を順次積層して成膜し、１２００ｍＴ（１２ｋＧ）の磁界中で２７０℃の温度を５時間保持するアニーリングを行っている。測定磁界は、７２０００Ａ／ｍ（９００Ｏｅ）である。
【００３４】
【表１】

【００３５】
表１より、相互拡散層１３６として、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、ＴａＣｏ又はＴａＮｉを用いた場合、いずれも、相互拡散層の存在しない比較例よりも抵抗変化ΔＲｓは大きくなっていることが分かる。
【００３６】
上述した実施形態では、ピンド層１３３における第１の強磁性膜１３３ａの膜厚方向の中央に相互拡散層１３６が挿入されているが、この相互拡散層１３６は、第１の強磁性膜１３３ａの途中であればどの位置であっても良い。
【００３７】
以下の表２は、相互拡散層の挿入位置が第１の強磁性膜１３３ａの厚さ方向で異なる種々のＳＶＭＲセンサについて、種々のサンプルを作成し、ΔＲｓを測定した結果を表している。
【００３８】
各サンプルは、基板としてアルミナ膜付きのＡｌＴｉＣを使用し、その上に、Ｔａ（３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｃｕ（２．５ｎｍ）／シンセティックピン構造を有し、相互拡散層を挿入したピンド層／ＰｔＭｎ（１２ｎｍ）／Ｔａ（２ｎｍ）を順次積層して成膜し、１２００ｍＴ（１２ｋＧ）の磁界中で２７０℃の温度を５時間保持するアニーリングを行っている。測定磁界は、７２０００Ａ／ｍ（９００Ｏｅ）である。
【００３９】
【表２】

【００４０】
表２より、第１の強磁性膜１３３ａの反強磁性結合膜１３３ｃ側の部分の膜厚が０．３ｎｍ以上となる位置に相互拡散層１３６を挿入することが好ましい。これは、相互拡散層１３６を構成する金属が第２の強磁性膜１３３ｂ内に不純物として拡散されて、スピン依存散乱の効果が悪化するのを防止するためである。また、第１の強磁性膜１３３ａの反強磁性層１３４側の部分の膜厚が０．２ｎｍ以上となる位置に相互拡散層１３６を挿入することが好ましい。これは、相互拡散層１３６を構成する金属が反強磁性層１３４内に不純物として拡散されることを防止するためである。
【００４１】
図６は本発明の他の実施形態におけるＳＶＭＲ積層構造体の層構成を示す、ＡＢＳ方向から見た断面図である。
【００４２】
本実施形態において、ＳＶＭＲ積層構造体は、下地層１３０と、反強磁性層１３４と、第２の強磁性層（ピンド層）１３３と、非磁性導電層１３２と、第１の強磁性層（フリー層）１３１と、保護層１３５とを順次積層した構成となっている。
【００４３】
ピンド層１３３は、第１の強磁性膜１３３ａと、第２の強磁性膜１３３ｂと、これら強磁性膜１３３ａ及び１３３ｂを分離しかつ反強磁性的に結合する反強磁性結合膜１３３ｃとを備えたシンセティックピン構造となっている。
【００４４】
本実施形態では、特に、反強磁性層１３４に隣接する第１の強磁性膜１３３ａの中間に相互拡散層１３６が挿入されている。ただし、アニーリング後は、ピンド層１３３の第１の強磁性膜１３３ａ内には相互拡散層１３６の金属成分が拡散しており、また、相互拡散層１３６内には第１の強磁性膜１３３ａの金属成分が拡散している。
【００４５】
このように、本実施形態は、ＳＶＭＲ積層構造体の各層の積層順序を図２の場合と反対にしたものであり、その他の構成及び作用効果等は、先の実施形態の場合とほぼ同様であり、ほぼ２．１Ωを越える抵抗変化ΔＲｓが得られる。本実施形態においては、先の実施形態の場合と同じ構成要素には、同じ参照番号が付されている。
【００４６】
以下の表３は、本実施形態の積層構造を有するが相互拡散層の材料が異なる種々のＳＶＭＲセンサについて、種々のサンプルを作成し、ΔＲｓを測定した結果を表している。
【００４７】
各サンプルは、基板としてアルミナ膜付きのＡｌＴｉＣを使用し、その上に、ＮｉＣｒ（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（１５ｎｍ）／シンセティックピン構造を有し、相互拡散層を挿入したピンド層／Ｃｕ（１．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）を順次積層して成膜し、１２００ｍＴ（１２ｋＧ）の磁界中で２７０℃の温度を５時間保持するアニーリングを行っている。測定磁界は、７２０００Ａ／ｍ（９００Ｏｅ）である。
【００４８】
【表３】

【００４９】
表３より、相互拡散層１３６として、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｙ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｗ、Ｐｔ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、ＴａＣｏ又はＴａＮｉを用いた場合、いずれも、相互拡散層の存在しない比較例よりも抵抗変化ΔＲｓは大きくなっていることが分かる。
【００５０】
上述した実施形態では、ピンド層１３３における第１の強磁性膜１３３ａの膜厚方向の中央に相互拡散層１３６が挿入されているが、この相互拡散層１３６は、第１の強磁性膜１３３ａの途中であればどの位置であっても良い。
【００５１】
以下の表４は、相互拡散層の挿入位置が第１の強磁性膜１３３ａの厚さ方向で異なる種々のＳＶＭＲセンサについて、種々のサンプルを作成し、ΔＲｓを測定した結果を表している。
【００５２】
各サンプルは、基板としてアルミナ膜付きのＡｌＴｉＣを使用し、その上に、ＮｉＣｒ（３ｎｍ）／ＰｔＭｎ（１５ｎｍ）／シンセティックピン構造を有し、相互拡散層を挿入したピンド層／Ｃｕ（１．９ｎｍ）／ＣｏＦｅ（３ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）を順次積層して成膜し、１２００ｍＴ（１２ｋＧ）の磁界中で２７０℃の温度を５時間保持するアニーリングを行っている。測定磁界は、７２０００Ａ／ｍ（９００Ｏｅ）である。
【００５３】
【表４】

【００５４】
表４より、第１の強磁性膜１３３ａの反強磁性結合膜１３３ｃ側の部分の膜厚が０．３ｎｍ以上となる位置に相互拡散層１３６を挿入することが好ましい。これは、相互拡散層１３６を構成する金属が第２の強磁性膜１３３ｂ内に不純物として拡散されて、スピン依存散乱の効果が悪化するのを防止するためである。また、第１の強磁性膜１３３ａの反強磁性層１３４側の部分の膜厚が０．２ｎｍ以上となる位置に相互拡散層１３６を挿入することが好ましい。これは、相互拡散層１３６を構成する金属が反強磁性層１３４内に不純物として拡散されることを防止するためである。
【００５５】
相互拡散層を第２の強磁性膜１３３ｂの途中に挿入しても抵抗変化ΔＲｓは増大しない。以下の表５は、相互拡散層を挿入しない場合及び第２の強磁性膜１３３ｂの途中に挿入した場合について、それぞれサンプルを作成し、ΔＲｓを測定した結果を表している。
【００５６】
各サンプルは、基板としてアルミナ膜付きのＡｌＴｉＣを使用し、その上に、Ｔａ（３ｎｍ）／ＮｉＦｅ（２ｎｍ）／Ｃｏ（１ｎｍ）／Ｃｕ（１．８ｎｍ）／シンセティックピン構造を有するピンド層／ＰｔＭｎ（１２ｎｍ）／Ｔａ（２ｎｍ）を順次積層して成膜し、１２００ｍＴ（１２ｋＧ）の磁界中で２７０℃の温度を５時間保持するアニーリングを行っている。測定磁界は、７２０００Ａ／ｍ（９００Ｏｅ）である。
【００５７】
【表５】

【００５８】
表５から分かるように、第２の強磁性膜１３３ｂの途中に相互拡散層を挿入した場合は、相互拡散層を全く挿入しない場合よりも抵抗変化ΔＲｓが低下している。これは、相互拡散層１３６を構成する金属が非磁性導電層１３２に近い第２の強磁性膜１３３ｂ内に不純物として拡散されてしまい、その結果、スピン依存散乱の効果が悪化するためである。
【００５９】
シンセティックピン構造を有しないＳＶＭＲ素子のピンド層に相互拡散層を挿入しても抵抗変化ΔＲｓは増大しない。以下の表６は、シンセティックピン構造を有しないＳＶＭＲ素子において相互拡散層を挿入しない場合及び挿入した場合について、それぞれサンプルを作成し、ΔＲｓを測定した結果を表している。
【００６０】
各サンプルは、基板としてアルミナ膜付きのＡｌＴｉＣを使用し、その上に、Ｔａ（４ｎｍ）／ＮｉＦｅ（３ｎｍ）／ＣｏＦｅ（１ｎｍ）／Ｃｕ（２ｎｍ）／シンセティックピン構造を有しないピンド層／ＰｔＭｎ（１５ｎｍ）／Ｔａ（３ｎｍ）を順次積層して成膜し、１２００ｍＴ（１２ｋＧ）の磁界中で２７０℃の温度を５時間保持するアニーリングを行っている。測定磁界は、７２０００Ａ／ｍ（９００Ｏｅ）である。
【００６１】
【表６】

【００６２】
表６から分かるように、シンセティックピン構造を有しないＳＶＭＲ素子のピンド層に相互拡散層を挿入した場合は、相互拡散層を全く挿入しない場合よりも抵抗変化ΔＲｓが低下している。これは、相互拡散層１３６を構成する金属が非磁性導電層１３２に近い第１の強磁性層（ピンド層）内に不純物として拡散されてしまい、その結果、スピン依存散乱の効果が悪化するためである。
【００６３】
なお、上述した実施形態は、ＳＶＭＲセンサに関するものであるが、本発明がその他のＧＭＲセンサやＴＭＲセンサにも適用できることは明らかである。
【００６４】
以上述べた実施形態は全て本発明を例示的に示すものであって限定的に示すものではなく、本発明は他の種々の変形態様及び変更態様で実施することができる。従って本発明の範囲は特許請求の範囲及びその均等範囲によってのみ規定されるものである。
【００６５】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように本発明によれば、ピンド層の中間に、このピンド層を構成する金属が拡散されている所定金属による相互拡散層が形成されているので、ＭＲセンサ全体のシート抵抗Ｒｓが大きくなる。一般に、ＭＲセンサの抵抗変化ΔＲｓは、ＭＲ変化率をＭＲ、シート抵抗をＲｓとすると、ΔＲｓ［Ω］＝ＭＲ［％］×Ｒｓ［Ω］で与えられる。従って、シート抵抗Ｒｓを大きくすることにより、高いΔＲｓを得ることができる。その結果、ＭＲセンサの狭小化を図り、高記録密度化に対応したＭＲセンサ及び薄膜磁気ヘッドを提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の一実施形態として、本発明による薄膜磁気ヘッドの主要部の構成を概略的に示す断面図である。
【図２】図１のＳＶＭＲ積層構造体の層構成を示す、浮上面（ＡＢＳ）方向から見た断面図である。
【図３】Ｔａ膜の膜厚を変えた場合のＭＲ抵抗変化ΔＲｓを測定した結果を示す図である。
【図４】Ｔａ膜の膜厚を変えた場合のＭＲ変化率ＭＲを測定した結果を示す図である。
【図５】Ｔａ膜の膜厚を変えた場合のシート抵抗Ｒｓを測定した結果を示す図である。
【図６】本発明の他の実施形態におけるＳＶＭＲ積層構造体の層構成を示すＡＢＳ方向から見た断面図である。
【符号の説明】
１０基板
１１下部シールド層
１２上部シールド層
１２ａ、１６ａポール部
１３スピンバルブＭＲ層
１４、１５、１８絶縁層
１６上部磁性層
１７コイル導電層
１９ギャップ層
２０、１３５保護層
１３０下地層
１３１第２の強磁性層（フリー層）
１３６相互拡散層
１３２非磁性導電層
１３３第１の強磁性層（ピンド層）
１３３ａ第１の強磁性膜
１３３ｂ第２の強磁性膜
１３３ｃ反強磁性結合膜
１３４反強磁性層
１３６相互拡散層[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention includes a magnetoresistive effect (MR) sensor using a giant magnetoresistive effect (GMR) or a tunnel magnetoresistive effect (TMR), and this MR sensor, for example, a hard disk device (HDD), a floppy disk device (FDD). The present invention relates to a thin film magnetic head used in a magnetic recording / reproducing apparatus such as the above, a method for manufacturing this MR sensor, and a method for manufacturing a thin film magnetic head.
[0002]
[Prior art]
In recent years, high-sensitivity and high-output magnetic heads have been demanded as the density of HDDs has increased, and as an answer to such demands, MR sensors using the spin valve effect, which is one of the sensors that exhibit GMR. Has been proposed. A spin valve (SV) MR sensor is formed at the interface by magnetically separating two ferromagnetic layers with a non-magnetic metal layer to form a sandwich structure and stacking an antiferromagnetic layer on one of the ferromagnetic layers. An exchange bias magnetic field is applied to the one ferromagnetic layer (pinned layer). Since the pinned layer that receives the exchange bias magnetic field and the other ferromagnetic layer (free layer) that does not receive the magnetization reversal have different magnetic fields, the magnetization directions of these two ferromagnetic layers sandwiching the nonmagnetic metal layer are parallel to each other. Since the electrical resistivity changes greatly, the GMR is obtained.
[0003]
The output characteristics and the like of the SVMR sensor are determined by the angle formed by the magnetizations of these two ferromagnetic layers (pinned layer and free layer) sandwiching the nonmagnetic metal layer. The magnetization direction of the free layer is easily oriented in the direction of the leakage magnetic field from the magnetic recording medium. On the other hand, the magnetization direction of the pinned layer is controlled in one direction (pinned direction, pinned direction) by exchange coupling with the antiferromagnetic layer.
[0004]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-169026 discloses that the pinned layer of such an SVMR sensor is composed of a multilayer film composed of two ferromagnetic films separated by an antiferromagnetic coupling film, thereby improving the stability of the pinned layer. Describes an SVMR sensor (synthetic pin SVMR sensor) in which the vertical asymmetry of the reproduced waveform can be easily controlled.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention is intended to improve the MR change rate and resistance change ΔRs of an MR sensor having such a synthetic pin structure. That is, an object of the present invention is to provide an MR sensor that can increase the recording density by increasing the resistance change ΔRs, a thin film magnetic head including the MR sensor, a method of manufacturing the MR sensor, and a method of manufacturing the thin film magnetic head. Is to provide.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The present invention relates to an antiferromagnetic layer, a first ferromagnetic layer (pinned layer) stacked adjacent to the antiferromagnetic layer, and a nonmagnetic layer stacked adjacent to the first ferromagnetic layer. And a second ferromagnetic layer (free layer) stacked adjacent to the nonmagnetic layer, and utilizes a bias magnetic field generated by exchange coupling between the antiferromagnetic layer and the first ferromagnetic layer The present invention relates to an MR sensor. In particular, according to the present invention, the first ferromagnetic layer is composed of the first and second ferromagnetic films separated by the antiferromagnetic coupling film and antiferromagnetically coupled to each other. An MR sensor in which an interdiffusion layer of a predetermined metal in which a metal constituting the first ferromagnetic film is diffused is formed in the middle of the first ferromagnetic film adjacent to the layer , and the MR sensor. A thin film magnetic head is provided.
[0007]
Thus, since the interdiffusion layer of the predetermined metal in which the metal constituting the pinned layer is diffused is formed in the middle of the pinned layer, the sheet resistance Rs of the entire MR sensor is increased. In general, the resistance change ΔRs of the MR sensor is given by ΔRs [Ω] = MR [%] × Rs [Ω] where MR is the MR change rate and Rs is the sheet resistance. Therefore, high ΔRs can be obtained by increasing the sheet resistance Rs. As a result, the MR sensor can be narrowed, and an MR sensor and a thin film magnetic head corresponding to high recording density can be provided.
[0009]
It is also preferred that the interdiffusion layer has a thickness of 0.05 to 0.4 nm.
[0010]
The predetermined metal is Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ga, Ge, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, In, Sn, Hf, Ta, W, Re, Os, Ir and A metal containing at least one selected from the group of Pt is preferable.
[0011]
The present invention further includes first and second ferromagnetic films separated by a base layer, a second ferromagnetic layer (free layer), a nonmagnetic layer, and an antiferromagnetic coupling film and antiferromagnetically coupled to each other. A method of manufacturing an MR sensor formed by sequentially laminating a first ferromagnetic layer (pinned layer) and an antiferromagnetic layer, or separated from each other by an underlayer, an antiferromagnetic layer, and an antiferromagnetic coupling film A first ferromagnetic layer (pinned layer) composed of antiferromagnetically coupled first and second ferromagnetic films, a nonmagnetic layer, and a second ferromagnetic layer (free layer) are sequentially stacked. The present invention relates to a method for manufacturing a formed MR sensor. In particular, according to the present invention, an interdiffusion layer of a predetermined metal is formed in the middle of the first ferromagnetic film adjacent to the antiferromagnetic layer, and the predetermined metal is diffused into at least a part of the first ferromagnetic film. There are provided a method of manufacturing an MR sensor and a method of manufacturing a thin film magnetic head in which an MR sensor used for reproducing magnetic information is formed by the above-described manufacturing method.
[0012]
The interdiffusion layer is preferably formed to a thickness of 0.05 to 0.4 nm.
[0013]
It is also preferable to laminate a protective layer on the antiferromagnetic layer or the second ferromagnetic layer (free layer).
[0014]
The predetermined metal is Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ga, Ge, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, In, Sn, Hf, Ta, W, Re, Os, Ir and It may be a metal comprising at least one selected from the group of Pt.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a configuration of a main part of a thin film magnetic head according to the present invention as an embodiment of the present invention, and FIG. 2 is an air bearing surface (ABS) showing a layer configuration of the SVMR laminated structure. It is sectional drawing seen from the direction. The thin film magnetic head according to the present embodiment is a composite thin film magnetic head including a read head portion formed of an MR sensor and a write head portion formed of an inductive magnetic transducer.
[0016]
In FIG. 1, 10 is a substrate constituting the main part of the slider, 11 is a lower shield layer formed on the substrate 10 via a base film (not shown), and 12 is an upper part also serving as a lower magnetic layer of the write head unit. The shield layer 13 is an SVMR laminated structure formed so as to extend along the ABS 10a between the lower shield layer 11 and the upper shield layer 12 via the

insulating layers

14 and 15, 16 is an upper magnetic layer, and 17 is an organic layer. A coil conductive layer surrounded by an insulating layer 18 made of resin, 19 is a gap layer, and 20 is a protective layer.
[0017]
The tip portions of the lower magnetic layer 12 and the upper magnetic layer 16 constitute

pole portions

12a and 16a facing each other with a gap layer 19 having a small thickness, and writing is performed in these

pole portions

12a and 16a. The opposite sides of the lower magnetic layer 12 and the upper magnetic layer 16 constituting the yoke portion from the

pole portions

12a and 16a are back gap portions, which are coupled to each other so as to complete a magnetic circuit. The coil conductive layer 17 is formed on the insulating layer 18 so as to spiral around the coupling portion of the yoke portion.
[0018]
As shown in FIG. 2, the SVMR stacked structure 13 includes an underlayer 130, a second ferromagnetic layer (free layer) 131, a nonmagnetic conductive layer 132, and a first ferromagnetic layer (pinned layer) 133. The antiferromagnetic layer 134 and the protective layer 135 are sequentially stacked.
[0019]
The pinned layer 133 is a first ferromagnetic film 133a, a second ferromagnetic film 133b, and an antiferromagnetic material that separates the first and second

ferromagnetic films

133a and 133b and couples them antiferromagnetically. It has a synthetic pin structure including a bonding film 133c.
[0020]
In this embodiment, in particular, the interdiffusion layer 136 is inserted in the middle of the first ferromagnetic film 133 a adjacent to the antiferromagnetic layer 134. However, after annealing, the metal component of the mutual diffusion layer 136 is diffused in the first ferromagnetic film 133a of the pinned layer 133, and the first ferromagnetic film 133a of the first diffusion film 133a is diffused in the mutual diffusion layer 136. Metal components are diffused.
[0021]
Specifically, in the present embodiment, the underlayer 130 uses, for example, a NiCr film or a Ta film having a thickness of about 3 nm. For example, the free layer 131 has a two-layer structure of a NiFe film having a thickness of about 2 nm and a CoFe film having a thickness of about 1 nm. In addition to such a two-layer structure, a single-layer structure or a multilayer structure having two or more layers can also be adopted. A Co film may be used instead of the CoFe film. The nonmagnetic conductive layer 132 is constituted by, for example, a Cu film having a thickness of about 1.8 to 2.5 nm.
[0022]
The configuration of the pinned layer 133 will be described in detail later. The pinned layer 133 is exchange coupled with the antiferromagnetic layer 134 and is fixedly magnetized in one direction by this exchange coupling.
[0023]
The antiferromagnetic layer 134 is constituted by, for example, a PtMn film having a thickness of about 12 nm. As the antiferromagnetic layer 134, a NiMn, RuRh, Mn, or IrMn film may be used. Further, the antiferromagnetic layer 134 may contain at least one selected from the group consisting of Ru, Rh, Pd, Au, Ag, Fe, and Cr. For the protective layer 135, for example, a Ta film having a thickness of about 2 nm can be used.
[0024]
The pinned layer 133 includes, for example, a second ferromagnetic film 133b made of a CoFe film having a thickness of about 2.5 nm and an antiferromagnetic coupling film 133c made of a Ru film having a thickness of about 0.8 nm from the nonmagnetic conductive layer 132 side. And a first ferromagnetic film 133a made of a CoFe film having a thickness of about 1.4 nm.
[0025]
As the interdiffusion layer 136, for example, a Ta film having a thickness of 0.05 to 0.4 nm can be used. As the interdiffusion layer 136, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ga, Ge, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, In, Sn, Hf, Ta, W, Re, A metal film including at least one selected from the group of Os, Ir, and Pt is used. However, the metal component of the first ferromagnetic film 133a is diffused in the mutual diffusion layer 136 after annealing. Conversely, the metal component of the interdiffusion layer 136 is diffused in the first ferromagnetic film 133a after annealing.
[0026]
Although not shown in FIG. 2, magnetic domain control layers for applying a longitudinal magnetic bias to the free layer 131 are provided on both side surfaces of the spin valve MR laminated structure. The magnetic domain control layer may be a permanent magnet layer or an antiferromagnetic layer, and exchange coupling may be generated between the antiferromagnetic layer and the free layer 131. Furthermore, a lead conductor layer is laminated on the magnetic domain control layer. These lead conductor layers are provided to allow a sense current to flow through the nonmagnetic conductive layer 132 of the spin valve MR laminated structure.
[0027]
Next, in order to manufacture the SVMR laminated structure 13 in the present embodiment, first, as shown in FIG. 2, the underlayer 130 (NiCr, 3 nm) and the free layer 131 (NiFe, 2 nm, and CoFe) are formed on the substrate. 1 nm), a nonmagnetic conductive layer 132 (Cu, 1.9 nm), a second ferromagnetic film 133b (CoFe, 2 nm) of the pinned layer 133, and an antiferromagnetic coupling film 133c (Ru, 0.8 nm), a part of the first ferromagnetic film 133a of the pinned layer 133 (CoFe, 0.7 nm), the inter-diffusion layer 136 (Ta, 0.05 to 0.4 nm), the first strong The remaining part (CoFe, 0.7 nm) of the magnetic film 133a, the antiferromagnetic layer 134 (PtMn, 12 nm), and the protective layer 135 (Ta, 2 nm) are sequentially stacked.
[0028]
Next, annealing is performed in which a temperature of 270 ° C. is maintained for 5 hours in a magnetic field of 1000 mT (10 kG). By this annealing, the metal component of the first ferromagnetic film 133a is diffused in the interdiffusion layer 136, and the metal component of the interdiffusion layer 136 is diffused in the first ferromagnetic film 133a.
[0029]
The other steps for forming the composite thin film magnetic head are the same as those in the prior art, and the description thereof will be omitted.
[0030]
With respect to the SVMR sensor thus obtained, the results of measuring MR resistance change ΔRs, MR change rate MR, and sheet resistance Rs when the thickness of the Ta film as the interdiffusion layer 136 is changed are shown in FIGS. It is shown. However, the measurement magnetic field is 72000 A / m (900 Oe).
[0031]
As can be seen from these figures, by providing the interdiffusion layer 136, the MR change rate slightly decreases as the film thickness increases (however, it has a value of 12% or more until the film thickness is about 0.4 nm). . However, by providing the interdiffusion layer 136, the metal component of the interdiffusion layer 136 diffuses into the first ferromagnetic layer 133a of the pinned layer 133, so that the sheet resistance Rs increases, and thus the resistance change ΔRs increases. The Ta film has a thickness exceeding 2.1Ω in the range of 0.05 to 0.4 nm.
[0032]
Table 1 below shows the results of measuring ΔRs by preparing various samples for various SVMR sensors having the laminated structure of the present embodiment but having different materials for the interdiffusion layer.
[0033]
Each sample uses AlTiC with an alumina film as a substrate, and has Ta (3 nm) / NiFe (2 nm) / CoFe (1 nm) / Cu (2.5 nm) / synthetic pin structure on it, and mutual diffusion. A pinned layer / PtMn (12 nm) / Ta (2 nm) with a layer inserted is sequentially laminated and annealed by maintaining a temperature of 270 ° C. for 5 hours in a magnetic field of 1200 mT (12 kG). The measurement magnetic field is 72000 A / m (900 Oe).
[0034]
[Table 1]

[0035]
From Table 1, as the interdiffusion layer 136, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ga, Ge, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, In, Sn, Hf, Ta, W, It can be seen that when Pt, Re, Os, Ir, TaCo or TaNi is used, the resistance change ΔRs is larger than that of the comparative example in which no interdiffusion layer exists.
[0036]
In the above-described embodiment, the interdiffusion layer 136 is inserted in the center of the pinned layer 133 in the film thickness direction of the first ferromagnetic film 133a. The interdiffusion layer 136 includes the first ferromagnetic film 133a. Any position may be used in the middle.
[0037]
Table 2 below shows the results of measuring various samples of various SVMR sensors in which the insertion position of the interdiffusion layer is different in the thickness direction of the first ferromagnetic film 133a and measuring ΔRs.
[0038]
Each sample uses AlTiC with an alumina film as a substrate, and has Ta (3 nm) / NiFe (2 nm) / Co (1 nm) / Cu (2.5 nm) / synthetic pin structure on it, and mutual diffusion. A pinned layer / PtMn (12 nm) / Ta (2 nm) with a layer inserted is sequentially laminated and annealed by maintaining a temperature of 270 ° C. for 5 hours in a magnetic field of 1200 mT (12 kG). The measurement magnetic field is 72000 A / m (900 Oe).
[0039]
[Table 2]

[0040]
From Table 2, it is preferable to insert the interdiffusion layer 136 at a position where the film thickness of the portion of the first ferromagnetic film 133a on the antiferromagnetic coupling film 133c side is 0.3 nm or more. This is to prevent the metal constituting the interdiffusion layer 136 from being diffused as impurities in the second ferromagnetic film 133b and deteriorating the effect of spin-dependent scattering. Further, it is preferable to insert the interdiffusion layer 136 at a position where the film thickness of the portion of the first ferromagnetic film 133a on the antiferromagnetic layer 134 side is 0.2 nm or more. This is to prevent the metal constituting the interdiffusion layer 136 from being diffused as impurities in the antiferromagnetic layer 134.
[0041]
FIG. 6 is a cross-sectional view seen from the ABS direction showing the layer structure of the SVMR multilayer structure according to another embodiment of the present invention.
[0042]
In the present embodiment, the SVMR stacked structure includes an underlayer 130, an antiferromagnetic layer 134, a second ferromagnetic layer (pinned layer) 133, a nonmagnetic conductive layer 132, and a first ferromagnetic layer ( A free layer) 131 and a protective layer 135 are sequentially stacked.
[0043]
The pinned layer 133 includes a first ferromagnetic film 133a, a second ferromagnetic film 133b, and an antiferromagnetic coupling film 133c that separates the

ferromagnetic films

133a and 133b and couples them antiferromagnetically. Synthetic pin structure.
[0044]
In this embodiment, in particular, the interdiffusion layer 136 is inserted in the middle of the first ferromagnetic film 133 a adjacent to the antiferromagnetic layer 134. However, after annealing, the metal component of the mutual diffusion layer 136 is diffused in the first ferromagnetic film 133a of the pinned layer 133, and the first ferromagnetic film 133a of the first diffusion film 133a is diffused in the mutual diffusion layer 136. Metal components are diffused.
[0045]
As described above, in this embodiment, the stacking order of each layer of the SVMR stacked structure is reversed from that in the case of FIG. 2, and other configurations, functions and effects are substantially the same as those in the previous embodiment. Yes, a resistance change ΔRs exceeding approximately 2.1Ω is obtained. In the present embodiment, the same reference numerals are assigned to the same components as in the previous embodiment.
[0046]
Table 3 below shows the results of measuring ΔRs for various SVMR sensors having the laminated structure of the present embodiment, but having different materials for the interdiffusion layer.
[0047]
Each sample uses AlTiC with an alumina film as a substrate, and has a NiCr (3 nm) / PtMn (15 nm) / synthetic pin structure, and a pinned layer / Cu (1.9 nm) with an interdiffusion layer inserted. ) / CoFe (3 nm) / Ta (3 nm) are sequentially laminated and annealed in a magnetic field of 1200 mT (12 kG) at a temperature of 270 ° C. for 5 hours. The measurement magnetic field is 72000 A / m (900 Oe).
[0048]
[Table 3]

[0049]
From Table 3, as the interdiffusion layer 136, Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ga, Ge, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, In, Sn, Hf, Ta, W, It can be seen that when Pt, Re, Os, Ir, TaCo or TaNi is used, the resistance change ΔRs is larger than that of the comparative example in which no interdiffusion layer exists.
[0050]
In the above-described embodiment, the interdiffusion layer 136 is inserted in the center of the pinned layer 133 in the film thickness direction of the first ferromagnetic film 133a. The interdiffusion layer 136 includes the first ferromagnetic film 133a. Any position may be used in the middle.
[0051]
Table 4 below shows the results of measuring ΔRs for various SVMR sensors in which the insertion position of the interdiffusion layer is different in the thickness direction of the first ferromagnetic film 133a.
[0052]
Each sample uses AlTiC with an alumina film as a substrate, and has a NiCr (3 nm) / PtMn (15 nm) / synthetic pin structure, and a pinned layer / Cu (1.9 nm) with an interdiffusion layer inserted. ) / CoFe (3 nm) / Ta (3 nm) are sequentially laminated and annealed in a magnetic field of 1200 mT (12 kG) at a temperature of 270 ° C. for 5 hours. The measurement magnetic field is 72000 A / m (900 Oe).
[0053]
[Table 4]

[0054]
From Table 4, it is preferable to insert the interdiffusion layer 136 at a position where the film thickness of the portion of the first ferromagnetic film 133a on the antiferromagnetic coupling film 133c side is 0.3 nm or more. This is to prevent the metal constituting the interdiffusion layer 136 from being diffused as impurities in the second ferromagnetic film 133b and deteriorating the effect of spin-dependent scattering. Further, it is preferable to insert the interdiffusion layer 136 at a position where the film thickness of the portion of the first ferromagnetic film 133a on the antiferromagnetic layer 134 side is 0.2 nm or more. This is to prevent the metal constituting the interdiffusion layer 136 from being diffused as impurities in the antiferromagnetic layer 134.
[0055]
Even if the interdiffusion layer is inserted in the middle of the second ferromagnetic film 133b, the resistance change ΔRs does not increase. Table 5 below shows the results of measuring ΔRs by preparing samples for the case where the interdiffusion layer is not inserted and the case where it is inserted in the middle of the second ferromagnetic film 133b.
[0056]
Each sample uses AlTiC with an alumina film as a substrate, on which a pinned layer having a Ta (3 nm) / NiFe (2 nm) / Co (1 nm) / Cu (1.8 nm) / synthetic pin structure / PtMn. (12 nm) / Ta (2 nm) are sequentially stacked, and annealing is performed in which a temperature of 270 ° C. is maintained for 5 hours in a magnetic field of 1200 mT (12 kG). The measurement magnetic field is 72000 A / m (900 Oe).
[0057]
[Table 5]

[0058]
As can be seen from Table 5, when the interdiffusion layer is inserted in the middle of the second ferromagnetic film 133b, the resistance change ΔRs is lower than when no interdiffusion layer is inserted. This is because the metal constituting the interdiffusion layer 136 is diffused as an impurity in the second ferromagnetic film 133b close to the nonmagnetic conductive layer 132, and as a result, the effect of spin-dependent scattering is deteriorated.
[0059]
Even if an interdiffusion layer is inserted into the pinned layer of the SVMR element not having the synthetic pin structure, the resistance change ΔRs does not increase. Table 6 below shows the results of measurement of ΔRs by preparing samples for the case where the interdiffusion layer is not inserted and the case where the interdiffusion layer is not inserted in the SVMR element having no synthetic pin structure.
[0060]
Each sample uses AlTiC with an alumina film as a substrate, and Ta (4 nm) / NiFe (3 nm) / CoFe (1 nm) / Cu (2 nm) / pinned layer having no synthetic pin structure / PtMn ( 15 nm) / Ta (3 nm) are sequentially laminated and annealed in a magnetic field of 1200 mT (12 kG) and maintained at a temperature of 270 ° C. for 5 hours. The measurement magnetic field is 72000 A / m (900 Oe).
[0061]
[Table 6]

[0062]
As can be seen from Table 6, when the interdiffusion layer is inserted in the pinned layer of the SVMR element not having the synthetic pin structure, the resistance change ΔRs is lower than when no interdiffusion layer is inserted. This is because the metal constituting the interdiffusion layer 136 is diffused as an impurity in the first ferromagnetic layer (pinned layer) close to the nonmagnetic conductive layer 132, and as a result, the effect of spin-dependent scattering is deteriorated. It is.
[0063]
Although the above-described embodiment relates to the SVMR sensor, it is obvious that the present invention can be applied to other GMR sensors and TMR sensors.
[0064]
All the embodiments described above are illustrative of the present invention and are not intended to be limiting, and the present invention can be implemented in other various modifications and changes. Therefore, the scope of the present invention is defined only by the claims and their equivalents.
[0065]
【The invention's effect】
As described above in detail, according to the present invention, an interdiffusion layer of a predetermined metal in which the metal constituting the pinned layer is diffused is formed in the middle of the pinned layer. Rs increases. In general, the resistance change ΔRs of the MR sensor is given by ΔRs [Ω] = MR [%] × Rs [Ω] where MR is the MR change rate and Rs is the sheet resistance. Accordingly, a high ΔRs can be obtained by increasing the sheet resistance Rs. As a result, the MR sensor can be narrowed, and an MR sensor and a thin film magnetic head corresponding to high recording density can be provided.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing a configuration of a main part of a thin film magnetic head according to the present invention as an embodiment of the present invention.
2 is a cross-sectional view showing the layer structure of the SVMR laminated structure of FIG. 1 as viewed from the air bearing surface (ABS) direction.
FIG. 3 is a diagram showing the results of measuring MR resistance change ΔRs when the thickness of the Ta film is changed.
FIG. 4 is a diagram showing a result of measuring MR change rate MR when the thickness of the Ta film is changed.
FIG. 5 is a diagram showing the result of measuring the sheet resistance Rs when the thickness of the Ta film is changed.
FIG. 6 is a cross-sectional view seen from the ABS direction showing the layer structure of an SVMR multilayer structure according to another embodiment of the present invention.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 Substrate 11 Lower shield layer 12

Upper shield layer

12a, 16a Pole portion 13 Spin valve MR layers 14, 15, 18 Insulating layer 16 Upper magnetic layer 17 Coil conductive layer 19

Gap layer

20, 135 Protective layer 130 Underlayer 131 Second Ferromagnetic layer (free layer)
136 Interdiffusion layer 132 Nonmagnetic conductive layer 133 First ferromagnetic layer (pinned layer)
133a First ferromagnetic film 133b Second ferromagnetic film 133c Antiferromagnetic coupling film 134 Antiferromagnetic layer 136 Interdiffusion layer

Claims

An antiferromagnetic layer, a first ferromagnetic layer stacked adjacent to the antiferromagnetic layer, a nonmagnetic layer stacked adjacent to the first ferromagnetic layer, and the nonmagnetic layer A magnetoresistive effect sensor using a bias magnetic field generated by exchange coupling between the antiferromagnetic layer and the first ferromagnetic layer. The first ferromagnetic layer is composed of first and second ferromagnetic films separated by an antiferromagnetic coupling film and antiferromagnetically coupled to each other, and is adjacent to the antiferromagnetic layer. A magnetoresistive effect sensor characterized in that an interdiffusion layer made of a predetermined metal in which a metal constituting the first ferromagnetic film is diffused is formed in the middle of the first ferromagnetic film .

The sensor according to claim 1 , wherein the interdiffusion layer has a thickness of 0.05 to 0.4 nm.

The predetermined metal is Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ga, Ge, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, In, Sn, Hf, Ta, W, Re, Os, Ir. and sensor according to claim 1 or 2, characterized in that from a group of Pt is a metal containing at least one selected.

A thin film magnetic head comprising the magnetoresistive sensor according to any one of claims 1 to 3 .

A first ferromagnetic layer comprising first and second ferromagnetic films separated by an underlayer, a second ferromagnetic layer, a nonmagnetic layer, and an antiferromagnetic coupling film and antiferromagnetically coupled to each other; and A method of manufacturing a magnetoresistive sensor formed by sequentially laminating antiferromagnetic layers, wherein an interdiffusion layer of a predetermined metal is formed in the middle of the first ferromagnetic film adjacent to the antiferromagnetic layer. A method of manufacturing a magnetoresistive effect sensor, wherein the predetermined metal is diffused into at least a part of the first ferromagnetic film.

A first ferromagnetic layer, a nonmagnetic layer, and a second layer composed of first and second ferromagnetic films separated by an underlayer, an antiferromagnetic layer, an antiferromagnetic coupling film, and antiferromagnetically coupled to each other A method of manufacturing a magnetoresistive effect sensor formed by sequentially laminating a plurality of ferromagnetic layers, wherein an interdiffusion layer of a predetermined metal is formed in the middle of the first ferromagnetic film adjacent to the antiferromagnetic layer. A method of manufacturing a magnetoresistive effect sensor, wherein the predetermined metal is diffused into at least a part of the first ferromagnetic film.

The process according to the interdiffusion layer, to claim 5 or 6, characterized in that to form a film thickness of 0.05～0.4Nm.

The process according to any one of claims 5 to 7, characterized in that a protective layer on the antiferromagnetic layer or the second ferromagnetic layer.

The predetermined metal is Al, Si, Ti, V, Cr, Mn, Ga, Ge, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, In, Sn, Hf, Ta, W, Re, Os, Ir. the method according to any one of claims 5 to 8, and characterized in that from a group of Pt is a metal containing at least one selected.

Method of manufacturing a thin film magnetic head is characterized in that the magnetoresistive sensor used in the reproduction of the magnetic information is formed by the manufacturing method according to any one of claims 5 to 9.