专利名称：磁电阻效应型磁头及其制造方法
技术领域：
本发明涉及磁电阻(MR)效应型磁头、制造方法、使用该磁头的磁记录再生装置、磁电阻(MR)传感器。
背景技术：
近年来伴随着磁记录装置的高密度，在再生用的传感器中采用了自旋阀型磁电阻传感器。在专利文献1—美国专利5159513号中公开了自旋阀型传感器。
自旋阀型磁电阻传感器的本质特征是，其基本的结构具有称为固定层(pinned layer)的强磁性层、称为自由层(free layer)的强磁性软磁性层、与这两层直接相邻并被在中间的导电层、与固定层直接接触的交换结合层(即，具有顺序为自由层、导电层、固定层、交换结合层的多层结构)，通常交换结合层用的是反铁磁性材料。另外，在这些层里具有通过电流的电极，和为抑制源于被称为巴克豪森噪音(Barkhausen Noise)的自由层磁化的不均匀性的噪音用于施加纵向偏磁场的纵偏磁层。纵偏磁层通常用的是Co基的永磁性膜。该传感器通常设在以称为磁屏蔽层的2个强磁性体所夹的微小空间(称为磁隙)内，以高分辨率再生记录介质的磁化信号。
固定层在与记录介质相对的面(磁头浮起面)垂直的方向上，磁化被固定、相对于介质磁场及记录时施加在传感器膜上的磁场使其磁化方向不发生改变。自由层磁化根据来自记录介质的磁场改变其朝向，结果，因固定层磁化和自由层磁化所成的角度产生变化而导致磁电阻的变化。以该电阻变化作为信号进行再生是自旋阀型磁头的工作原理。
交换结合层与固定层相邻并给与固定层强的偏磁场。通过利用该偏磁场使固定层的磁化固定，其磁化方向不会随来自记录介质的磁场和来自记录磁头的磁场而改变。交换结合层通常用的是反铁磁性材料，在传感器的工作温度范围内给与固定层的交换结合磁场必须足够大。为了满足该要求实际应用的主要是铂金和锰按1∶1组成的有序合金PtMn。
另外，在专利文献2—美国专利5583752号及专利文献3—日本特开2000-113418号中公开了没有与固定层邻接的交换结合层的结构所构成的方案。
为了有效地感知来自记录在介质上的磁比特的磁场，该磁电阻传感器膜露出于磁头的与介质相对的面，在它之上覆盖有ABS保护膜。为了将磁头做成这种结构，分成在基板上形成元件的工序，和在形成了元件的基板上切下各元件，加工成被称为浮动块的适宜于在记录介质上浮起的形状的浮动块加工工序。在浮动块加工工序中，由机械加工在称为棒的带有数个元件的小单位方块上切出基板。该棒在由称为计算机研磨的研磨工序所研磨出的接触介质的面上使该磁电阻传感器露出。该工序称为浮起面加工工序。
另外，在专利文献4—日本特开2000-20926号中公开了有关叠层固定层的具体结构的各种研究结果。
为了实现100Gb/in2级的高密度的记录需要使该磁电阻传感器膜微细化，尝试了微细化到磁道宽度0.1微米×传感器高度0.1微米的程度。在这里，所谓传感器高度是指在传感器膜的与记录介质相对的面垂直的方向上的宽度。在这样微细化的过程中存在的大问题是，在对该传感器高度进行浮起面加工直到0.1微米的尺寸时，传感器膜的固定层受到损伤的问题。该固定层的损伤发生在离浮起面30～50纳米的区域，在传感器高度为0.1微米(100纳米)的场合其30～50％受到损伤，结果，传感器膜的磁电阻变化与本来应该显示的值相比仅为30～50％。因此，在再生记录介质的记录信息时，再生信号小至本来应有值的30～50％，而导致再生不能正确地进行。
将来记录密度进一步变大的话，传感器高度进一步微细化，问题就更为严重。传感器高度为50纳米以下的话，传感器膜的所有区域都会受到损伤，就会使得几乎完全得不到传感器膜的磁电阻变化，因此该问题对将来的高密度记录化成为极大的障碍。
加工浮起面时固定层损伤的原因是因可以认为是在浮起面加工工序时因研磨而削去作为浮动块材料的陶瓷时因摩擦而使传感器膜温度局部上升，及在浮动块材料被削去之际在传感器膜上产生峰值大电流，由该电流产生大的磁场施加到传感器膜上。
在具有交换结合层用PtMn的自旋阀传感器膜的磁头的场合，由于该固定层的损伤在强磁场中加热到200℃以上的话就能恢复，因而可以知道该损伤不是因膜的原子扩散等而导致的结构的损伤而是磁结构的损伤。然而，若经受高温处理，由于记录磁头的磁极就会冒出到浮起面上等，及别的副作用，因而不能采用这种方法。因此，现状是难以使记录密度进一步提高。
另一方面，在原来没有交换结合层的自旋阀型磁头(专利文献2及专利文献3中所公开的)中，在加工浮起面时会产生固定层的磁矩反转。在这种类型的磁头的场合，虽然不会像上述交换结合层用PtMn的磁头那样产生再生信号的极端地减少，但是在再生相同方向磁化了的磁比特的场合，会产生磁头的信号输出正负号不同的问题。因此，很明显，需要有在加工浮起面时使磁矩反转了的固定层的磁矩返回原来方向的手段。然而，在上述公知的例子中并没有公开用于使反转了的磁矩返回原来方向的具体的构成手段。另外，在专利文献4中对‘具备具有交换结合层的叠层固定层的自旋阀型磁头’进行了各种研究，然而并没有公开在室温下恢复固定层的磁结构的损伤的具体方法及适宜于该恢复的具体的磁头的结构。
发明内容
本发明提供了一种通过在室温下施加磁场的处理使固定层的磁化方向可以控制的磁电阻传感器膜的结构及施加磁场的方法。这样，例如能够不对磁头进行加热而通过在室温状态施加适当的磁场来恢复在加工浮起面时产生的固定层的损伤区域。
为了解决上述问题，本发明主要采用了以下结构。
在具有叠层型固定层，其具有形成于基板上的、相互反铁磁结合的2个强磁性膜A及强磁性膜B，和以膜面分离上述2个强磁性膜A及B并使强磁性膜A及B的磁矩反平行地结合的反铁磁性结合膜；非磁性隔离层，其以膜面邻接上述叠层型固定层的强磁性膜B而形成；具有软磁特性的强磁性层，其以膜面邻接上述非磁性隔离层而形成；具有衬底膜的永磁性膜，其以截面邻接由上述叠层型固定层和上述非磁性隔离层及上述强磁性层构成的被加工成一定形状的自旋阀膜；电极膜，其以膜面邻接上述永磁性膜，的基于自旋阀效应的磁电阻效应型磁头中，设定上述强磁性膜A和上述强磁性膜B的矫顽力为规定的差。
最好使单独一层上述强磁性膜A的矫顽力为200Oe以上，使单独一层上述强磁性膜B的矫顽力为20Oe以下。
另外，要使强磁性膜A的单层膜和强磁性膜B的单层膜的矫顽力在上述范围内，它们的组成范围应满足以下关系式强磁性膜A的组成Co100-XFeX(原子％)80≥X≥40强磁性膜B的组成Co100-YFeY(原子％)20≥Y≥0另外，要使强磁性膜A的矫顽力进一步增大，与强磁性膜A直接接触的层的材料最好为Ru、Ta、Cu、NiFeCr之中的任何一种。
另外，为了使强磁性膜A和强磁性膜B反平行地结合的结合力足够大使固定层在实际使用时对介质磁场和记录磁场十分稳定，希望以Ru作为反铁磁性结合膜且使其膜厚为3.0～4.0埃()。
另外，使强磁性膜A的磁矩比强磁性膜B的磁矩更大。这样，就能够通过施加适当磁场使在加工浮起面时受到的固定层的损伤得到恢复。
对于用于恢复固定层的损伤的适当的磁场施加是以以下两个阶段的磁场施加来进行的。在与磁头浮起面垂直的方向在强磁性膜A的磁矩所要求的方向上施加磁场的第1磁场施加工序，和在与磁头浮起面平行的方向在磁道宽度方向施加磁场的第2磁场施加工序。
以强磁性膜A和强磁性膜B相互反平行朝向时磁矩的饱和磁场为Hs，在上述第1磁场施加工序所施加磁场的大小为H1，在上述第2磁场施加工序所施加磁场的大小为H2，设定H1及H2满足如下关系式。
H1≥0.4HsHc≥H2≥0.35Hs
图1是研究用了各种覆盖层的场合强磁性膜A的矫顽力对Fe的组成的依赖关系图。
图2(a)是表示在强磁性膜A和强磁性膜B都用Co50原子％Fe的场合自旋阀膜的磁场和电阻变化部分的关系的传递曲线图；图2(b)表示在强磁性膜A用Co50原子％Fe，强磁性膜B用Co10原子％Fe的场合自旋阀膜的磁场和电阻变化部分的关系的传递曲线图；图2(c)表示在强磁性膜A和强磁性膜B都用Co10原子％Fe的场合自旋阀膜的磁场和电阻变化部分的关系的传递曲线图的例子。
图3表示叠层型固定层的反铁磁性结合的饱和磁场(Hs)的温度变化的曲线。图3(a)是CoFe膜厚为180的场合的曲线图；图3(b)是CoFe膜厚换算为25的场合的曲线图。
图4表示在强磁性膜A用Co50原子％Fe，强磁性膜B用Co10原子％Fe的自旋阀膜的电阻变化对Ru膜厚的依赖关系的曲线图。
图5表示用于控制固定层的磁化到所要求方向的施加磁场处理(2阶段磁场处理)的方法。
图6表示通过改变反铁磁性结合膜(Ru)和强磁性膜A(Co50原子％Fe)的膜厚来研究可利用图5所示的2阶段施加磁场处理来控制固定层的磁化方向的自旋阀膜的结构的结果的表。符号○表示可以控制的结构。图6(a)表示的是第1阶段磁场的大小H1为10000Oe的场合的结果；图6(b)表示的是H1为14000Oe的场合的结果。
图7是表示使强磁性膜B(Co10原子％Fe)的膜厚固定为25，在改变强磁性膜A(Co50原子％Fe)的膜厚的场合测量磁场为1000Oe、2000Oe、5000Oe时的传递曲线图。
图8是表示用了叠层型固定层的自旋阀型的磁电阻传感器的结构图。
图9是表示与图8不同的用了叠层型固定层的自旋阀型的磁电阻传感器的结构图。
图10是表示图8所示的底层型自旋阀传感器膜的强磁性膜A在用了不同衬底层的场合矫顽力对Fe成分的依赖关系图。
图11是表示图8所示的底层型自旋阀传感器膜的强磁性膜A在用了与图10不同的衬底层的场合矫顽力对Fe成分的依赖关系图。
图12是表示图8所示的底层型自旋阀传感器膜的强磁性膜A在用了与图11不同的衬底层的场合矫顽力对Fe成分的依赖关系图。
图13是表示本发明的实施例的磁记录再生装置的概略图。
图14是表示使用了本发明的自旋阀传感器的磁记录再生装置用磁头图。
图15是表示强磁性膜B的Fe组成比与电阻变化的关系曲线图。
图16是表示本实施例的叠层固定层的磁矩的反转控制原理图。
图17是表示本实施例的双自旋阀型磁头的结构图。
图18是表示本实施例的CPP-GMR磁头、TMR磁头的结构图。
图19是表示在使强磁性膜A的Fe成分和膜厚变化的场合(强磁性膜B的膜厚为25)的传递曲线图。
图20是表示在使强磁性膜A的Fe成分和膜厚变化的场合(强磁性膜B的膜厚为20)的传递曲线图。
图21是表示在本实施例的底层自旋阀型磁头中使强磁性层A的膜厚变化的场合的传递曲线图。
具体实施例方式
以下参照附图来详细说明本发明的实施例。
实施例1本实施例虽然能够广泛应用于检测外部磁场(例如，用作传感器)，但在这里是指特别有用于信息记录及读取系统的读出磁头，在这里，信息是指在磁记录介质上被记录作为磁区的分布的信息。作为磁记录介质可以用任何种类的介质，例如，磁带、磁鼓、一个或多个硬盘等。磁区通常随磁道配置，作为磁道的结构可以是圆环状、涡旋状、螺旋状、或长度不定的形状。
图13表示了代表性的信息记录及读取装置的一个例子。电子计算机1通过具有网络、键盘、扫描仪、或与它们相当的设备之间的一个或多个接口的输入装置2接受输入信息。计算机1除连接在一个或多个输入装置2上外，还可以输出到1个或多个输出装置3上。作为该输出装置3通过接口与计算机连接，考虑的有网络、打印机、显示装置、或调制解调器等。除了与计算机1相关的其它的记录装置外，计算机向作为外围设备的磁记录装置4写入信息，并从磁记录装置读入信息。磁记录装置包含以下的内部装置。
(1)控制装置5将信息信号输出到写入磁头7上，从读出磁头8输入信息，还包含用于接收来自磁头的反馈信号的数据输入输出部6。
(2)磁头位置控制部9输出磁头位置控制信号，另外，输入磁头位置检测信号。
(3)电机控制部10控制与磁性介质对磁头的相对运动相关的速度、停止、开始等操作，本实施例的场合，将旋转控制信号输出到通过轴12使一个或多个磁盘型磁性介质旋转的电机11上。具有构成磁头的写入磁头7和读出磁头8的传感器与磁盘13微微接触，或者保持很小的间隙浮在它上面，用连接臂14和音圈电机(VCM)15而通常沿磁盘的径向运动。
如上所述，图13所示的数据记录装置一直是典型的装置。由于图13所示的装置的操作非常明了，在这里就不再详细说明。本实施例在图13的读出磁头8的结构上具有特征。图14表示读出磁头8的具体结构。根据图13和图14显示，磁性介质13的一部分相对于沿Z轴移动的读出磁头8具有相对的记录介质的运动方向14。VCM15为了接近目标磁区的轨道，使读出磁头8沿X轴移动，同时，磁区的轨道通常沿邻接读出磁头8的Z轴移动。磁性介质13沿Z轴方向的轨道具有多个磁区，其磁场h因VCM15沿Z轴的相对移动而沿读出磁头的Y轴变化。另外，该磁场的变化被读出。
写入磁头7和读出磁头8由多层构成，其结构的一部分虽表示在图14中，但结合层、钝化层等原有的几个层未予图示。在制造过程中，首先，准备好基板16，其次使屏蔽层17沉积在其上之后，再在上面生长读出传感器膜18，最后，将读出电流输入用电极19和读出电流输出用电极20沉积在上面，一体形成读出磁头。
进而，沉积上部屏蔽层或下部磁芯层21(下部磁芯层兼用作上部磁屏蔽层)，接着，沉积线圈22，在其上形成上部磁芯层24。更好是例如在传感器膜18和下部屏蔽层17之间及传感器膜18和上部屏蔽层之间形成氧化铝构成的电介质层23。在作为读出传感器膜的自旋阀型传感器膜18的两边配置了施加纵向偏置磁场的永磁性膜31及32。
基板16可以用陶瓷或在陶瓷上沉积了电介质膜的材料。在上部及下部磁屏蔽层21及17上可以使用坡莫合金、铁硅铝磁性合金和显示出软磁性的Co基非晶材料，或显示出软磁性的微晶系强磁性材料等。
在本实施例中采用的图14所示的结构一般是已经知道的结构，本发明的实施例涉及读出传感器18的结构及其制造方法。在这里，读出磁头是适宜于进行与磁性介质的信息交换的结构，读出传感器不限于检测来自磁性介质的信息，还是适宜于检测外部磁场的结构。
图9表示本发明的实施例的读出传感器的具体结构，其详细情况虽将在后面叙述，但参照图9的结构来说明的话，自旋阀型传感器膜18具有比较易于对磁场产生响应的第1强磁性层(以下称为自由层，例如相当于CoFe膜74及坡莫合金膜75)，比较难以对磁场产生响应的第2强磁性层(以下称为固定层，相当于叠层固定层80)，及在它们之间的导电性非磁性隔离层(例如，相当于Cu膜73)。另外，在自由层之下有用于调整结晶形态并使电阻变化较大的衬底层(例如，相当于NiFeCr/Ru的两层结构的衬底层72)。并且，在固定层80之上有覆盖层(例如，相当于Ru/Ta的两层结构的覆盖层76)。
在本实施例中，固定层80采用的结构是，用了2层强磁性膜(例如，相当于强磁性膜A(84)、强磁性膜B(82))和在这些强磁性膜(82和84)之间的反铁磁性结合膜(例如，相当于Ru膜83)的叠层固定层80作为用于磁记录装置的自旋阀型再生磁头发挥作用。其中，本结构没有与固定层邻接的交换结合层。
为了确保叠层固定层80的磁化对外部磁场的稳定性，控制其磁化方向极为重要。下面叙述有关用于实现这些的结构和方法。有关对外部磁场的稳定性，虽然在专利文献3中叙述了增大各向异性磁场的方法，但是在本实施例中，为了提高稳定性，采用的是通过增大构成叠层固定层的强磁性膜A的矫顽力来确保稳定性的方法。矫顽力是表示在从外部施加磁场时磁性体的磁化反转强度的指数，矫顽力越大对外部磁场的稳定性就增高。为了使强磁性膜A或强磁性膜B有大的矫顽力而研究了矫顽力与CoFe合金膜Fe成分的依赖关系。在图9的自旋阀结构中，由于难以测量强磁性膜A或B的单独的矫顽力，因而制作如下结构的膜来研究CoFe合金膜的矫顽力对Fe成分的依赖关系。用Ar等离子体辐射玻璃基板清洗其表面之后，按下面的顺序制作自旋阀膜(CoFe膜测量用的自旋阀膜)。
玻璃基板/(CL)/衬底膜NiFeCr 32/NiFe 8/交换结合层PtMn 140/强磁性膜ACoFe 18/反铁磁性结合膜Ru 5/强磁性膜BCoFe 25/非磁性隔离膜Cu 25/自由层(测量对象膜)Co-X原子％Fe 20/覆盖层/在上述自旋阀膜中，研究了使用数种覆盖层的CoFe合金膜的矫顽力对Fe成分的依赖关系。在这里，CL是指清洗的意思。所用的覆盖层为①Cu 10/Ta 20；②Ta 20；③NiFeCr 30；④Cu 10/NiFeCr 30；⑤Ru10/Ta 20；⑥Ru 10/NiFeCr 30；⑦PtMn 30/Ta 20这7种。
图1表示矫顽力对Fe成分的依赖关系的结果。用任一个覆盖层的场合矫顽力都随Fe成分的增加而增加。在Ru/Ta覆盖层及Ru/NiFeCr覆盖层的场合，矫顽力在Fe成分为50原子％时达到最大值300Oe，再增加Fe成分时矫顽力就下降。在Ta覆盖层、NiFeCr覆盖层、Cu/NiFeCr覆盖层及PtMn/Ta覆盖层的场合，在Fe50原子％时的矫顽力为200Oe。从图1的结果可知，在测定对象膜(Co-X原子％Fe)的Fe成分X在40at％～80at％范围的场合，得到了不随覆盖层的种类变化而具有150Oe以上的高矫顽力，另外根据覆盖层的种类能够得到具有200Oe以上的高矫顽力的CoFe膜。另外，在测量对象膜(Co-X原子％Fe)的Fe成分X在0at％～20at％范围的场合，不管覆盖层的种类而具有30Oe以下的低矫顽力，另外根据覆盖层的种类能够形成具有20Oe以下的低矫顽力的CoFe膜。还有，本结构虽具有PtMn反铁磁性材料的交换结合层，用要研究的CoFe合金膜作为自由层，但这是为了通过采用自由层能够研究该CoFe合金膜单独的矫顽力，而采用了这样的结构。
其次，在本实施例中，作为矫顽力大的组成选择“Co50原子％Fe”的组成，作为矫顽力小的组成选择“Co10原子％Fe”的组成，以这些组成的组合来制作构成强磁性膜A及强磁性膜B的以下3种自旋阀膜，使强磁性膜A的膜厚在20～30之间以每1改变，来研究对外部磁场的稳定性及电阻变化。
①组合1强磁性膜A及强磁性膜B都为Co50原子％Fe的自旋阀膜玻璃基板/CL/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/自由层 NiFe 20/CoFe 10/非磁性隔离膜Cu 20/强磁性膜B Co50原子％Fe 25/反铁磁性结合膜 Ru 3.5/强磁性膜A Co50原子％Fe X(X＝20～30)/覆盖层 Ta 20②组合2强磁性膜A为Co50原子％Fe，强磁性膜B为Co10原子％Fe的自旋阀膜玻璃基板/CL/衬底层NiFeCr 42/Ru 4.5/自由层NiFe 20/CoFe 10/非磁性隔离膜 Cu 20/强磁性膜B Co10原子％Fe 25/
反铁磁性结合膜 Ru 3.5/强磁性膜A Co50原子％Fe X(X＝20～30)/覆盖层 Ta 20③组合3强磁性膜A及强磁性膜B都为Co10原子％Fe的自旋阀膜玻璃基板/CL/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/自由层 NiFe 20/CoFe 10/非磁性隔离膜Cu 20/强磁性膜B Co10原子％Fe 25/反铁磁性结合膜 Ru 3.5/强磁性膜A Co10原子％Fe X(X＝20～30)/覆盖层 Ta 20这时的Co10原子％Fe的矫顽力为10Oe左右，Co50原子％Fe的矫顽力由于与在上述研究结果中邻接Ta的场合相当而为200Oe。在制备强磁性膜A、反铁磁性结合膜(Ru)及强磁性膜B的过程中，沿深度方向(与浮起面方向垂直的方向)施加了一定的磁场(例如大小为70Oe)。
在图2(a)中表示的是强磁性膜A及强磁性膜B都为Co50原子％Fe的自旋阀膜①(组合1)在2000Oe的传递曲线的例子。强磁性膜A的膜厚为28时是对外部磁场最稳定的结构，这时强磁性膜A及强磁性膜B的磁矩的大小相等。图中虽表示强磁性膜A的膜厚以28为中心±1的场合自旋阀膜的传递曲线，但即使在该范围(28±1)在2000Oe的测量磁场中也未产生磁滞，对2000Oe的外部磁场是稳定的。电阻变化为1.7～1.9Ω/□(Ω/□为面电阻，例如，是用4个端子电极测定的电阻值)，其值比以下所示的自旋阀膜②(组合2)的结构的值更低。
在图2(b)中表示的是强磁性膜A为Co50原子％Fe，强磁性膜B为Co10原子％Fe的自旋阀膜②的传递曲线的例子。在强磁性膜A的膜厚为24时对外部磁场最稳定，强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩大小相等。图中虽表示强磁性膜A的膜厚以24为中心±1的场合自旋阀膜的传递曲线，但在该范围即使在1000Oe的测量磁场也未产生磁滞，对1000Oe的外部磁场是稳定的。虽然即使测量磁场为2000Oe、强磁性膜A为24时也不产生磁滞而显示出良好的稳定特性，但是，在23和25产生磁滞，固定层为不可逆变化，与①的结构相比对外部磁场的耐性降低。其理由是因为②的强磁性膜B的矫顽力为10Oe左右，与①的强磁性膜B的矫顽力200Oe相比要小。②的结构的电阻变化为2.3～2.5Ω/□，与①的结构相比电阻变化值增加。
在图2(c)中表示的是强磁性膜A及强磁性膜B都为Co10原子％Fe的自旋阀膜③(组合3)在测量磁场1000Oe的传递曲线的例子。使强磁性膜A的膜厚在20～30的范围以每1变化，每一个回线的结果都产生了很大的磁滞(图中表示的是典型的例子)。该结构的固定层连500Oe的磁场都承受不住因而不稳定。虽然在专利文献3中也叙述了，考虑到来自记录介质的磁场的话，由于只要承受1000Oe以上的磁场即可，因而①的结构和②的结构是固定层能够承受足够大的外部磁场的结构。另外，从电阻变化大的观点来看，强磁性膜A用Co50原子％Fe、强磁性膜B用Co10原子％Fe左右的Co成分少的组成的自旋阀膜②(组合2)的结构比较合适。
因此，制作强磁性膜B用Co10原子％Fe，使强磁性膜A的Fe成分变化而构成的如下所述的自旋阀膜(a)，通过使Y变化来使强磁性膜A的矫顽力变化。
自旋阀膜(a)玻璃基板/CL/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/自由层 NiFe 20/CoFe 10/非磁性隔离膜Cu 20/强磁性膜B Co10原子％Fe 25/反铁磁性结合膜 Ru 3.5/强磁性膜A CoY原子％Fe 24(Y＝10～90)/覆盖层 Ta 20
研究了上述自旋阀膜在Y＝10～90的范围，对1000Oe以上的外部磁场的稳定性。结果发现，强磁性膜A的矫顽力为200Oe以上时能够再现性良好地得到具有对1000Oe的外部磁场稳定的固定层的自旋阀膜。在这里，‘再现性良好’的意思是指构成叠层固定层的膜的厚度经成膜多次虽有波动，但即使产生该波动也能够充分良好地再现得到承受1000Oe以上磁场的特性。从图1可知矫顽力为200Oe以上的值的强磁性膜A(CoFe)的Fe成分范围为40～80原子％。
在这里，图19、图20中，表示对于其它的自旋阀膜(b)、自旋阀膜(c)，在Y＝10～90的范围从外部施加测量磁场1000Oe的场合的传递曲线图。自旋阀膜(b)及(c)的结构如下。
自旋阀膜(b)玻璃基板/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/自由层 NiFe 5/CoFe 15/非磁性隔离膜Cu 19/强磁性膜B Co10原子％Fe 25/反铁磁性结合膜 Ru 3.5/强磁性膜A Co-X原子％Fe Y/覆盖层 Ru 5/Ta/对于上述自旋阀膜(b)，使X在30～90的范围，Y在21～24的范围变化的场合，图19表示对外部磁场1000Oe的电阻变化曲线。在Fe成分在40～80％的范围，在强磁性膜A的膜厚X＝22的膜厚附近，虽得到了没有磁滞的曲线，但是当Fe成分在30％～90％，无论Y怎样变化也得不到没有磁滞的曲线，因而对1000Oe的磁场是不稳定的。因此，通过使Fe成分为40％～80％，能够得到承受1000Oe以上磁场的特性，从图1可以看出在该Fe成分范围的矫顽力(Hc)为200Oe以上。
自旋阀膜(c)玻璃基板/衬底层NiFeCr 42/Ru 4.5/
自由层 NiFe 5/CoFe 15/非磁性隔离膜Cu 19/强磁性膜B Co10原子％Fe 20/反铁磁性结合膜 Ru 3.5/强磁性膜A Co-X原子％Fe Y/覆盖层 Ru 5/Ta/对于上述自旋阀膜(c)，同样使X在30～90的范围，Y在21～24的范围变化的场合，图20表示对外部磁场1000Oe的电阻变化曲线。在把强磁性膜B(Co10原子％Fe)的膜厚从“25”变为“20”这点上，是与自旋阀膜(b)不同之点。可以知道，与图19的结果同样，Fe成分范围在40～80％为适当的。该场合，可以知道，没有磁滞的波形出现在强磁性膜A的膜厚为17附近，通过使强磁性膜A的Fe成分在40％～80％，就能够得到承受1000Oe以上磁场的特性。从本实施例可知，叠层固定层80的强磁性膜B的膜厚在20～25的范围虽是有效的，但从同样的实验结果(未图示)，即使强磁性膜B的膜厚在15～35的范围，通过使强磁性膜A的Fe成分为40～80％，也能够得到没有磁滞的磁场特性。
另外，为了研究强磁性膜B的CoFe的Fe成分和电阻变化的关系，制作使强磁性膜B的Fe成分变化的自旋阀膜(d)来进行研究时，结果发现，Fe成分超过20原子％的话，电阻变化就急剧地下降。图15表示其结果。
自旋阀膜(d)玻璃基板/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/NiFe 5/自由层 NiFe 5/CoFe 15/非磁性隔离膜Cu 19/强磁性膜B Co-X原子％Fe 25/反铁磁性结合膜 Ru 3.5/强磁性膜A Co-50原子％Fe 24/覆盖层 Ta 20/作为得到如图15所示的结果的理由可以认为是由于相对于Fe成分20原子％以下时强磁性膜B的结晶为面心立方结构，超过20原子％的话就成为与体心立方结构共存的状态，与相邻的面心立方结构的导电层(Cu)的匹配性降低。因此，强磁性膜B的Fe成分可以为20原子％以下(O)原子％以上)的范围。另外，从图1可知，Fe成分为20原子％以下时，由于强磁性膜B的矫顽力为20Oe以下，与Co50原子％Fe成分的强磁性膜A的矫顽力(200Oe以上)相比矫顽力十分小，其有利之点如后所述可控制固定层80的磁化方向。
叠层固定层80由强磁性层A和强磁性膜B及夹在它们之间的反铁磁性结合膜组成，反铁磁性结合膜具有使强磁性层A和强磁性膜B反平行结合的作用。作为表示使强磁性膜A和强磁性膜B反平行结合的相互作用强度的参数之一有反铁磁性结合的饱和磁场(以下记为Hs)。它是为了使在叠层固定层80中相互反平行的强磁性膜A和强磁性膜B的磁化通过外部磁场而在平行方向磁饱和(换句话说呈完全平行的状态)所需的磁场的大小。该反铁磁性结合的饱和磁场Hs影响到叠层固定层80承受外磁场的特性，定性地说该值越大则承受外部磁场的特性就越高。为了研究该饱和磁场Hs和反铁磁性结合膜(Ru)的膜厚关系，使Ru膜厚在3.5～5.0之间变化制作具有与实用的固定层相比膜厚大的固定层的自旋阀膜(玻璃基板/CL/衬底层NiFeCr 42/Ru 4.5/自由层NiFe20/CoFe 10/非磁性隔离层Cu 25/强磁性膜BCoFe 180/反铁磁性结合膜Ru X/强磁性膜ACoFe 180/覆盖层Ta 20)，来研究反铁磁性结合的饱和磁场Hs的温度变化。在这里，使强磁性膜A和强磁性膜B的CoFe的膜厚为180、即为实用水平的8倍左右的厚度，其理由是因为测量装置的最大磁场为5000Oe，以便在该磁场范围能够测量Hs。
图3(a)表示其结果。在Ru的膜厚从6减少到5再到3.5时，室温的Hs的值就从900Oe增加到3100Oe再到5000Oe以上。Ru的膜厚为3.5时Hs就超过了测量的上限磁场5000Oe，呈现为5000Oe以上。由于Hs与强磁性膜A和B的膜厚为反比例关系(以强磁性膜A和强磁性膜B的膜厚相等为前提)，将CoFe的膜厚换算到25的结果示于图3(b)。结果，在室温(约20℃)的Hs的值，Ru 6时为7000Oe，Ru 5.0时为22000Oe，Ru 3.5时为35000Oe以上的非常大的值。因此，使Ru膜厚在3.5左右附近时，承受外部磁场的特性提高。另外，Hs随温度上升而直线变化，300℃时的Hs相对于室温的Hs，在Ru 6时为60％，在Ru5时为45％。
其次，为了研究‘Ru膜厚’与‘自旋阀膜的电阻变化特性’之间的关系，制作强磁性膜A用Co50原子％Fe，强磁性膜B用Co10原子％Fe的下述自旋阀膜，研究电阻变化特性和Ru膜厚的关系。还有，在叠层固定层的成膜过程中施加一定的磁场。
玻璃基板/CL/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/自由层 NiFe 20/CoFe 10/非磁性隔离膜Cu 20/强磁性膜B Co10原子％Fe 25/反铁磁性结合膜 Ru X(X＝2.5～5.0)/强磁性膜A Co50原子％Fe Y(Y＝23、24、25)/覆盖层 Ta 20/图4表示电阻变化特性与Ru膜厚的关系。Ru膜厚从2.5变到3.0时，电阻变化从2.0增加到2.3Ω/□，然后在Ru膜厚为3.0～4.0时不变，Ru膜厚从4.0增厚到5.0时，电阻变化就从2.3Ω/□降低到2.0Ω/□。这样自旋阀的电阻变化达到峰值是因为上述Hs在该范围为十分大的值，最好选择电阻变化达到峰值的Ru膜厚3.0～4.0的范围。
以上从对外部磁场的稳定性的观点及使电阻变化增大的观点说明了所希望的结构，但本实施例的要点在于在浮起面加工的工序等中，在固定层80的磁化方向偏离了所要求的方向的场合，通过在室温进行适当的施加磁场处理以校正其磁化方向到所要求的方向，即，提供能够在室温控制固定层的磁化方向的结构。以下对能够使固定层的磁化恢复到所要求的方向的结构及恢复方法加以说明。
首先，对于强磁性膜A和强磁性膜B都用Co50原子％Fe的结构，即，强磁性膜A和B都具有相同的矫顽力(约300Oe)的场合，为了控制固定层的磁化方向进行了各种各样的探讨，在探讨的范围内没有能够将固定层的磁化方向控制到想要的方向。
另一方面，强磁性膜A用Co50原子％Fe、强磁性膜B用Co10原子％Fe的结构，即，在强磁性膜A的矫顽力(约300Oe)与强磁性膜B的矫顽力(约10Oe)相比大30倍的场合，成功地将固定层的磁化方向控制到想要的方向。以下对其结构和方法加以说明。
作为施加磁场处理方法，提出了2阶段的施加磁场处理的方案。图5表示该施加磁场的方法。首先，作为第1阶段，对强磁性膜A向着要求磁化的方向施加大小为H1的单向磁场。在去除该磁场后，施加一个方向与第1阶段的方向正交的大小为H2的单向磁场之后再去除磁场的方法。为了确定以该施加磁场处理方法能够控制的自旋阀膜的结构和适当的磁场大小(H1及H2)，以下述结构形成使反铁磁性结合膜(Ru)的膜厚在3.0～4.5之间变化、使强磁性膜A的膜厚在22.0～26.0之间变化的自旋阀膜。在下述自旋阀膜的固定层的成膜过程中施加了一定的磁场(70Oe)来生长固定层膜。
玻璃基板/CL/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/自由层 NiFe 5/CoFe 15/非磁性隔离膜Cu 19/强磁性膜B Co10原子％Fe 25/反铁磁性结合膜 Ru X(X＝3.0～4.5)/强磁性膜A Co50原子％Fe Y(Y＝22.0～26.0)/覆盖层 Ru 5/Ta 20在形成上述自旋阀膜之后，研究了进行上述施加磁场处理的固定层的磁化可控制性。成膜后，测定传递曲线来求出电阻变化(以下将电阻变化值记为dR1)和强磁性膜A的磁化的方位(以下将强磁性膜A的磁化的方位称为Alphal)。结果，确认在磁性膜A于成膜中施加的磁场的方向(以下，将该方位作为0度，因此Alphal大致为0度)上，强磁性膜B朝向与成膜中施加的方向相反的方向。为了研究上述施加磁场处理对固定层磁化的可控制性尝试了固定层的磁化反转。
图16表示通过2段施加磁场处理将在初始状态朝向+Y方向的强磁性膜A的磁矩控制到-Y方向的例子的原理。磁矩方向控制的必要条件是强磁性膜A的矫顽力比强磁性膜B的矫顽力更大，强磁性膜A的磁矩比强磁性膜B的磁矩更大。
具有以上述自旋阀膜为元件的磁电阻效应型磁头因其浮起面研磨加工而有时会引起如上所述的固定层的磁矩发生反转的现象(磁结构的损伤)。图16表示以其反转状态作为初始状态。在初始状态，强磁性膜A(高Hc)的磁矩沿+Y方向被磁化，而强磁性膜B(低Hc)的磁矩沿-Y方向被磁化。
首先，向想要控制强磁性膜A的磁矩的方向，即-Y方向施加第1阶段的磁场。该第1阶段的磁场越大，施加磁场时强磁性膜A的磁矩就更接近-Y方向，这一点是所希望的。
在去除第1阶段磁场的过程中，由于矫顽力大的强磁性膜A的磁矩的方向变化小，主要是矫顽力小的强磁性膜B的磁矩发生变化而成为反平行，因而强磁性膜A的磁矩接近-Y方向。然而，此刻强磁性膜A的磁矩不会与-Y方向平行。理由是在去除磁场的过程中强磁性膜A和强磁性膜B的合成磁矩通过接近磁场方向而使塞曼能量变小。
其次，为了使接近-Y方向的强磁性膜A的磁矩实质上接近-Y方向而进行在与第1阶段磁场方向正交的方向(X方向)上施加第2阶段的磁场。第2阶段的磁场可以比第1阶段磁场更小。因为若该磁场太强，通过第1阶段施加磁场处理而接近-Y方向的强磁性膜A的磁矩就会接近X方向。施加该第2阶段磁场还同时担当决定配置于GMR膜两侧的永磁性膜的磁矩方向的处理。因此，需要比该永磁性膜的矫顽力Hc(永磁性膜)更大。
在去除第2阶段磁场的过程中，强磁性膜的合成磁矩朝向磁场方向利用塞曼能量的下降来使强磁性膜A的磁矩实质上朝向-Y方向。因此，不希望强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩有很大差别。能够容许多大程度的差将在后面叙述。
在施加该2阶段磁场的处理方法中，H1的大小为10000Oe和14000Oe两种大小。H2的大小为10000Oe。在该施加2阶段磁场处理后测定传递曲线，研究电阻变化与强磁性膜A的磁化方位。将处理后的电阻变化值设为dR2，强磁性膜A的方位值定为Alpha2。在本实施例中，Alpha2在180+10度的范围，并且，电阻变化dR2的值为dR1的95％以上的值时，强磁性膜A的磁化成功反转了180°，从而判断为可以控制固定层的磁化方向。
在图6中，根据上述判断标准，将固定层磁化反转成功了的结构标记为“○”，将磁化反转不满足判断标准的结构标记为“×”。因此，标记“○”的结构是指可以控制固定层的磁化的结构。
图6(a)是H1为10000Oe时进行的结果，图6(b)是H1为14000Oe时进行的结果。在该结构中覆盖层为Ru 5/Ta 20，强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩相等是在强磁性膜A的膜厚为22.0时。强磁性膜A的膜厚为22.0时，即强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩之差为0时，不管H1是10000Oe还是14000Oe，与其大小无关，另外，无论Ru的膜厚都不够实现磁化控制。强磁性膜A的膜厚为22.5时，H1为10000Oe的场合与Ru的膜厚无关磁化反转虽都失败，但H1增大到14000Oe时，强磁性膜A的膜厚为22.5而Ru膜厚在3.0～4.5的范围则成功地得到了控制。并且，强磁性膜A的膜厚大至23.0～23.5的场合H1为10000Oe时Ru膜厚不到4.0时虽不能实现磁化控制，但H1为14000Oe时在所有的Ru的厚度都成功地得到了磁化控制。H1为10000Oe的场合，强磁性膜A的膜厚在24.5～25.0的范围时，Ru膜厚在3.0～4.0的任意范围也都成功地实现了磁化反转。另外，H1为14000Oe的场合，强磁性膜A的膜厚在22.5～25.0的范围时，Ru膜厚在3.0～4.0的任意范围也都成功地实现了磁化反转。强磁性膜A的厚度进一步增大到25.5以上的范围的场合，不管Ru的膜厚为多少都不能实现磁化控制。其原因是由于若强磁性膜A变得太厚的话，因强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩差而出现的固定层的磁矩变大，通过施加第2阶段磁场固定磁矩倾向于第2阶段施加的磁场方向。综合以上结果，可以总结为以下(1)～(4)4点。
(1)H1大者，Ru膜厚小，强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩差小时，固定层可以磁化反转。
(2)H1相同的场合，Ru膜厚大者，固定层可以磁化反转。
(3)固定层的总磁矩(强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩差)过小的话，固定层的磁化反转不能很好地进行。
(4)固定层的总磁矩(强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩差)过大的话，由于因第2阶段施加的磁场磁化会倾向于该施加磁场的方向，固定层的磁化反转不能很好地进行。
这里，(1)和(2)是用不同的观点叙述相同的现象，第1阶段的施加磁场H1的下限值是由反铁磁性结合的饱和磁场Hs所决定的，Ru越薄Hs越大的话，H1的下限值越大；Ru越厚Hs变越小的话，H1的下限值就越小。因此，H1相同的话，由于Ru厚的一方Hs变小，固定层磁化反转就易于出现。另外，(3)是矫顽力大的强磁性膜A的磁矩比矫顽力小的强磁性膜B的磁矩更大的场合，在第1阶段磁场施加后去除磁场的过程中，矫顽力大且磁矩大的强磁性膜A的磁化方向变化小，主要是矫顽力小且磁矩小的强磁性膜B的磁矩变化而成为反平行，在第1阶段的磁场施加后强磁性膜A的磁矩成为与施加磁场的方向接近的方向。另外，强磁性膜A和强磁性膜B的矫顽力之差变大的话，由于第1阶段的磁场施加后，在去除磁场的过程中强磁性膜A的磁矩方向的变化变小，因而即使强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩差(固定层的总磁矩)小也成功地得到了磁化反转。(4)是由于不把固定层的总磁矩抑制到某个值的话，由于第2阶段的磁场施加，强磁性膜A的磁矩会朝向施加磁场的方向。
若将以上结果用数学式来描述则可记述如下。在这里，DA是强磁性膜A的膜厚、DA0是强磁性膜B的磁矩与强磁性膜A的磁矩相等时的强磁性膜A的膜厚，C、Δ1、Δ2为常数。
H1≥C·Hs (式1)Δ1≥(DA-DA0)/DA0≥Δ2(式2)Δ1＝Δ1(HcA) (式3)
因此，假如只考虑固定层磁化的可控制性的话，从(式1)可知，使Ru变厚Hs变小，易于使(式1)满足，使强磁性膜A厚到适当的范围固定层的总磁矩大到某种程度的适当值，就可以满足(式2)。然而，Hs越低时，而固定层的总磁矩越大的话，由于固定层承受外部磁场的特性降低，因而要避免这点，就要使Ru的厚度值尽可能接近3.5来使Hs变大，强磁性膜A的膜厚尽可能使强磁性膜B和强磁性膜A的磁矩之差为零的值(图6的场合为22.0)。为此，需要尽可能使第1阶段的施加磁场H1变大而尽可能使Δ1变小。为增大H1，只要准备能施加大的磁场的磁场施加设备即可。另外，为减下Δ1，希望尽可能增大强磁性膜A的矫顽力HcA来尽可能增大与强磁性膜B的矫顽力HcB之差。
这里，根据图3(b)所示的反铁磁性结合的饱和磁场(Hs)的结果和(式1)，可以知道，若至少满足C＝0.4＝(H114000/Hs35000)的话，就可得到所需的结果。另外，在本实施例中，根据图6(b)所示的结果和(式2)，可以算出，Δ1＝0.0227((22.5-22.0)/22.0)Δ2＝0.136((25.0-22.0)/22.0)另外，通过使HcA≥200Oe (式4)就能够使Δ1≤0.0227 (式5)从而使Δ1小于2.3％。若以前面的例子来说，对于使固定层的磁矩为零的强磁性膜A的膜厚22.0，即使强磁性膜A的膜厚为22.5也能够使固定层磁化反转。图7表示改变强磁性膜A的膜厚时的传递曲线，对于强磁性膜A的膜厚为22.5的结构，在波形里没有发现磁滞，由此可以知道至少对于1000Oe的固定层磁化方向的磁场满足了作为稳定性高的固定层的必要条件。
另外，第2阶段的施加磁场(H2)是为了使在第1阶段的施加磁场(大小H1)后朝向其施加方向附近的强磁性膜A的磁矩接近第1阶段的施加磁场的方向而进行的。如上所述由于强磁性膜A和强磁性膜B其磁矩大致相等(有10％左右的差)，假如第2阶段施加10KOe左右的磁场的话，由于强磁性膜A和B的磁矩反平行，相互所成的角度小于180度，其合成磁矩转向施加磁场的方向。若从该状态去除施加磁场，强磁性膜A和B的磁矩就相互反平行地排列在与施加磁场大致正交的方向。在该过程中重要的是，强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩没有很大的差，施加磁场(H2)过大，强磁性膜A和B的磁矩不会极端地偏离与磁场正交的方向。磁矩之差大的话，在去除磁场之后两个磁矩不会与施加磁场正交。另外，若使施加磁场过大，在施加过程中强磁性膜A极大地偏离与施加磁场正交的方向，由于A的矫顽力大即使去除磁场也不能返回与施加磁场正交的方向。H2的上限希望是Hs的35％以下。
另外，第2阶段的磁场施加的另一个作用是对与磁电阻传感器膜邻接的永磁性膜进行激磁处理(使磁矩朝向该磁场施加方向的处理)。因此，H2至少要比永磁体的矫顽力Hc更大。因此，对于H2来说，需要在以下的范围。
Hc≤H2≥0.35Hs(式6)实施例2图8表示本发明的其它实施例的读出传感器的具体结构，其详细情况将在后面叙述，参照图8的结构来说明的话，自旋阀膜18具有比较易于对磁场产生响应的第1强磁性层(以下称为自由层，例如相当于CoFe膜44及坡莫合金膜45)，难以对磁场产生响应的第2强磁性层(以下称为固定层，相当于叠层固定层50)，及在它们之间的导电性的非磁性隔离层(例如，相当于Cu膜43)。另外，在固定层之下有用于调整结晶形态并用于使电阻变化增大的衬底层42。并且，在由44及45所构成的自由层上有覆盖层(例如，相当于Ta覆盖层46)。
在本实施例中，与实施例1同样，固定层50采用的结构是，用了2层强磁性膜(例如，相当于强磁性膜A(52)、强磁性膜B(54))和在这些强磁性膜(52和54)之间的反铁磁性结合膜(例如，相当于Ru膜53)的叠层固定层50起到用于磁记录装置的自旋阀型再生磁头的作用。在这里本结构没有与固定层50邻接的交换结合层，这一点也和实施例1相同。与实施例1不同之处在于从Z轴方向看的话固定层50在下侧，即，固定层50沉积在比自由层更下侧(底层自旋阀型磁头)，另外衬底膜42上有缓冲层47。
形成固定层50的强磁性膜A或B的矫顽力的值随与其邻接的衬底膜的种类变化很大。为了研究最合适的衬底层，改变衬底膜的结构来研究强磁性膜CoFe的矫顽力对Fe成分的依赖关系。作为衬底膜的结构用的是(NiFeCr 42/Ru 4.5/缓冲层(47))。
作为缓冲层47研究了以下4种。
①什么也没有(没有缓冲层)②NiFe 5③Cu 10④NiFe 5/Cu 10本实施例的自旋阀膜的结构如下。在这里，为了研究底层型固定层的矫顽力与缓冲层的关系，采用了下述结构那样的以能成为固定层的膜为自由层。有关实际的底层自旋阀型磁头的结构将在后面叙述。
玻璃基板/(CL)/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/缓冲层/自由层 Co-X原子％Fe 20/非磁性隔离膜Cu 19.5/固定层 [Co10原子％Fe 25/Ru 3.5/Co50原子％Fe 23.5]覆盖层 Ta 20在这里，[Co10原子％Fe 25/Ru 3.5/Co50原子％Fe 23.5]为固定层，Co-X原子％Fe20/为自由层，研究了作为衬底层42上的自由层的Co-X原子％Fe膜的矫顽力。其结果示于图10。用任何缓冲层的场合，矫顽力都随Fe成分的增加而增加。并且，以Fe40原子％为界矫顽力Hc飞跃地上升，例如，在Fe50原子％，没有缓冲层和缓冲层为NiFe 5的场合及缓冲层为NiFe 5/Cu 10的场合，矫顽力为250～300Oe，起到了构成固定层的强磁性膜A的作用。但是，在没有缓冲层的场合存在MR比低的问题，考虑到这点时，希望采用在衬底层(NiFeCr/Ru)之上设置缓冲层的结构，在本实施例中最合适的是用NiFe的缓冲层。另外，可以看到，缓冲层用Cu 10时，Co50原子％Fe的矫顽力为100Oe左右，难以充分起到作为构成固定层的强磁性膜A的作用。
图11表示研究作为衬底层42用NiFeCr/NiFe/PtMn时的CoX原子％Fe层的矫顽力对Fe成分的依赖关系的结果。自旋阀膜的结构如下。
玻璃基板/CL/衬底层 NiFeCr 32/NiFe 8/PtMn 30/自由层 Co-X原子％Fe/非磁性隔离膜Cu 19.5/固定层 [Co10原子％Fe 25/Ru 3.5/Co50原子％Fe 23.5]覆盖层 Ta 20在图11中，矫顽力在10～20原子％Fe时最小，在Fe成分为60原子％时矫顽力最大，但最大值为120Oe，作为构成固定层的强磁性膜A就太小。对此，固定Fe成分为60原子％，对在PtMn和Co60原子％Fe之间的缓冲层进行了探讨。作为缓冲层用的是Ru、Cu、Al、NiFeCr等材料，改变其膜厚来进行探讨。自旋阀膜的结构如下。
玻璃基板/CL/衬底层 NiFeCr 32/NiFe 8/PtMn 30/缓冲层(＝Ru、Cu、Al、NiFeCr)/自由层 Co60原子％Fe 20/非磁性隔离膜Cu 19.5/固定层 [Co10原子％Fe 25/Ru 3.5/Co60原子％Fe 23.5]覆盖层 Ta 20在上述自旋阀膜中，使缓冲层的膜厚在0～15变化。其结果示于图12。作为缓冲层使用Ru或Cu时、其上的Co60原子％Fe膜的矫顽力一直增加到200Oe。可以知道缓冲层膜厚5以上即可。另外，用Al或NiFeCr为缓冲层时，由于其上的Co60原子％Fe膜的矫顽力降低，所以可以知道Al和NiFeCr不适合用作缓冲层。
除以上之外，下面表示本实施例的底层型自旋阀型磁头的元件结构的一个例子。
基板/CL/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/NiFe 5(缓冲层)/固定层 Co50原子％Fe X/Ru 3.5/Co10原子％Fe 25/非磁性隔离膜Cu 19.5/自由层 CoFe 20/金属层 Cu 8/绝缘层 Al 10/Poxy/覆盖层 Ta 20图21表示在上述结构中，使强磁性膜A的膜厚为18～32之间的任一个值，使外部磁场在1000Oe或2000Oe的范围变化的场合的传递曲线图。在Co50原子％Fe膜厚为19时，强磁性膜A和强磁性膜B的磁矩之差为零，在1000Oe的测量磁场下X在19～22的范围不会产生磁滞，可得到足够的承受磁场的特性。并且，X为20～22时，可以通过实施例1中说明过的2阶段激磁法控制固定层的磁矩。另外，在外部磁场为2000Oe的测量磁场时，X在20附近的范围没有产生磁滞，可得到足够的承受磁场的特性，并且，X同样在20附近的范围时，可以通过实施例1中说明过的2阶段激磁法控制固定层的磁矩。
还有，Poxy是指等离子体氧化，具体地说是指在氩气和氧气的混合气体的等离子体中照射铝来对铝进行氧化处理。
实施例3在实施例1及实施例2中为了增大强磁性膜的矫顽力，使CoFe的组成在一个合适的范围，作为别的方法，还有在Co或CoFe中加入添加元素的方法。作为添加的元素有Cr、V等元素。
实施例4在实施例1～3中，叙述了有关构成自旋阀型传感器膜(顶层型·底层型)的固定层所希望的结构，实施例1～3也能够应用于具有双自旋阀传感器膜的磁头。
图17表示具有双自旋阀传感器膜的磁头的结构。第1固定层110使反铁磁性结合膜113介于强磁性膜A114和强磁性膜B112之间构成，第2固定层130使反铁磁性结合膜133介于强磁性膜A134和强磁性膜B132之间构成。在第1固定层110和第2固定层130之间，经由非磁性隔离层102、103形成有自由层140。116、117、137、138是第1固定层110和第2固定层130的各自的强磁性膜具有的磁矩的方向。以上的自旋阀膜的结构经由形成于基板101上的衬底膜135而形成，在自旋阀膜的上部形成有覆盖层106。另外，衬底膜135也能够采用如实施例2所示的具有缓冲层136的结构。在该自旋阀膜的左右形成有永磁衬底层120、121，永磁衬底膜122、123、电极124、125。
在本实施例中，作为GMR膜形成下述的结构。
基板/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/NiFe 5/第2固定层 Co50原子％Fe 21/Ru 3.5/Co10原子％Fe 25/非磁性隔离膜Cu 19.5/自由层 CoFe 5/NiFe 15/CoFe 5/非磁性隔离膜Cu 19.5/第1固定层 Co10原子％Fe 25/Ru 3.5/Co50原子％Fe 23/覆盖层 Ru 5/Ta 20在上述双自旋阀膜中，通过使第1固定层及第2固定层的强磁性层A的Fe成分在40％～80％的范围，强磁性层B的Fe成分在0％～20％的范围，能够得到对外部磁场(1000Oe以上)稳定性高的磁特性，还能够实现在固定层的磁矩方向的可控制性优良的磁头。
另外，实施例1～3还能够用在具有固定层和自由层、使传感器电流沿垂直于膜面的方向流动的磁隧道结型传感器膜，和具有固定层和自由层、使传感器电流沿垂直于膜面的方向流动的CPP型传感器膜的固定层。图18表示这些传感器膜的概略图。
203是TMR膜或CPP-GMR膜，由供给TMR膜或CPP-GMR膜203传感器电流的电极兼磁屏蔽层201、202、绝缘层206、207、永磁性膜204、205构成。以下分别表示各实施例。
CPP-GMR的结构例子下部屏蔽层/接触层/衬底层 NiFeCr 42/Ru4.5/NiFe 5/第2固定层 Co50原子％Fe 21/Ru 3.5/Co10原子％Fe 25/非磁性隔离膜Cu 19.5/自由层 CoFe 5/NiFe 15/CoFe 5/非磁性隔离膜Cu 19.5/第1固定层 Co10原子％Fe 25/Ru 3.5/Co50原子％Fe 23/覆盖层 Ru10/接触层/上部屏蔽层/TMR的结构例子下部屏蔽层/接触层/衬底层 NiFeCr 42/Ru 4.5/NiFe 5/第2固定层 Co50原子％Fe 21/Ru 3.5/Co10原子％Fe 25/绝缘层 Al氧化层7/自由层 CoFe 5/NiFe 15/覆盖层 Ru 20/接触层/上部屏蔽层/在上述CPP-GMR磁头、TMR磁头中，通过使第1固定层及第2固定层的强磁性层A的Fe成分在40原子％～80原子％的范围，强磁性层B的Fe成分在O原子％～20原子％的范围，也能够得到对外部磁场(1000Oe以上)稳定性高的磁特性，还能够实现固定层的磁矩方向的可控制性优良的磁头。特别是在CPP型传感器膜的场合，当具有以原来的PtMn为与交换偏磁层邻接的固定层时，由于PtMn层的电阻率为其他层的电阻率的10倍左右，并且，PtMn层与其他层的膜厚基本相同，并且，PtMn层与其他层串联而使电流流过，因而在PtMn层因电流导致的发热量是其他层的发热量的约10倍，从而存在PtMn层中的发热大而使传感器电流不能大的问题。若采用本实施例的固定层，由于做成不需要电阻率大的如PtMn那样的层，从而能够使发热量降低到十分之一。因此，由于容许电流与使用PtMn时相比能够提高10倍，所得到的信号输出能够提高到约10倍，从而非常有效。
采用本发明，能够通过在室温施加磁场将固定层的磁化方向控制到所要求的方向，能够提供对来自记录介质的磁场和来自记录磁头的磁场稳定的适应于高记录密度的磁电阻效应型磁头。例如，在原来的磁头中，由于在加工浮起面时、浮起面附近的固定层的磁化方向从所要求的方向偏离，因而适应于高记录密度的MR高度在0.1微米级的磁头性能劣化十分显著；但在本发明的磁头中，由于加工后能控制固定层的磁化方向，由于能将固定层的磁化方向控制到所要求的方向，所以能够提供该级别的性能优良的磁头。
权利要求
1.一种磁电阻效应型磁头，该磁头具有固定层、自由层、及形成于上述固定层和上述自由层之间的非磁性隔离层，其特征在于上述固定层具有通过反铁磁性结合膜而相互以反铁磁性结合的第1强磁性膜和第2强磁性膜；上述第1强磁性膜的矫顽力为200Oe以上，上述第2强磁性膜的矫顽力为20Oe以下。
2.一种磁电阻效应型磁头，该磁头具有固定层、自由层、及形成于上述固定层和上述自由层之间的非磁性隔离层，其特征在于上述固定层具有通过反铁磁性结合膜而相互以反铁磁性结合的第1强磁性膜和第2强磁性膜；上述第1强磁性膜的组成为Co100-xFex(原子％)，其中，X为40≤X≤80范围内的任何一个值；上述第2强磁性膜的组成为Co100-YFeY(原子％)，其中，Y为0≤Y≤20范围内的任何一个值。
3.如权利要求1或2所述的磁电阻效应欣磁头，其特征在于上述反铁磁性结合膜为Ru，其膜厚在从3.0到4.0埃的范围。
4.如权利要求1或2所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于具有与第2强磁性膜的磁矩相等的磁矩时的第1强磁性膜的假想膜厚DA0与第1强磁性膜的膜厚DA的关系满足下式0.0227≤(DA-DA0)/DA0≤0.136。
5.如权利要求4所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于上述第1强磁性膜的磁矩比上述第2强磁性膜的磁矩更大。
6.如权利要求1或2所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于，与上述第1强磁性膜接触的层为Ru、Ta、Cu、NiFeCr之中的任何一种。
7.如权利要求1至6中任何一项所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于其结构为上述自由层在基板侧，上述固定层在比该自由层更远离基板一侧，具有与上述自由层相邻的衬底层，上述衬底层在基板侧具有NiFeCr膜。
8.如权利要求1至6中任何一项所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于其结构为上述固定层在基板侧，上述自由层在比该固定层更远离基板一侧，在上述第1强磁性膜的基板侧相邻的衬底膜是从基板侧NiFeCr和Ru的叠层，或NiFeCr和Ru及NiFe的叠层、或NiFeCr、Ru和NiFe及Cu的叠层。
9.如权利要求1至6中任何一项所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于其结构为上述固定层在基板侧，上述自由层在比该固定层更远离基板一侧，在上述第1强磁性膜的基板侧相邻的衬底膜是从基板侧NiFeCr、NiFe和PtMn及Ru的叠层，或NiFeCr、NiFe和PtMn及Cu的叠层。
10.一种磁电阻效应型磁头，该磁头具有第1固定层、第2固定层、自由层、及形成于上述第1固定层和上述自由层之间及上述第2固定层和上述自由层之间的各非磁性隔离层，其特征在于上述第1固定层及第2固定层具有分别通过各反铁磁性结合膜而相互以反铁磁性结合的第1强磁性膜和第2强磁性膜；上述第1强磁性膜的矫顽力为200Oe以上，上述第2强磁性膜的矫顽力为20Oe以下。
11.一种磁电阻效应型磁头，该磁头具有第1固定层、第2固定层、自由层、及形成于上述第1固定层和上述自由层之间及上述第2固定层和上述自由层之间的各非磁性隔离层，其特征在于上述第1及第2固定层具有分别通过各反铁磁性结合膜而相互以反铁磁性结合的第1强磁性膜和第2强磁性膜；上述第1及第2固定层所具有的各上述第1强磁性膜的组成为Co100-xFex(原子％)，其中，X为40≤X≤80范围内的任何一个值；上述第2强磁性膜的组成为Co100-YFeY(原子％)，其中，Y为0≤Y≤20范围内的任何一个值。
12.如权利要求10或11所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于上述第1及第2固定层所具有的各反铁磁性结合膜为Ru，其膜厚在从3.0到4.0埃的范围。
13.如权利要求10或11所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于具有与第2强磁性膜的磁矩相等的磁矩时的第1强磁性膜的假想膜厚DA0与第1强磁性膜的膜厚DA的关系满足下式0.0227≤(DA-DA0)/DA0≤0.136。
14.如权利要求13所述的磁电阻效应型磁头，其特征在于，上述第1强磁性膜的磁矩比上述第2强磁性膜的磁矩更大。
15.一种磁电阻效应型磁头的制造方法，是备有具有通过反铁磁性结合膜相互反铁磁性结合的第1强磁性膜和第2强磁性膜的固定层、自由层、设在该自由层端部的永磁性膜的磁电阻效应型磁头的制造方法，其特征在于，具有以下工序在与对上述固定层激磁的磁矩的方向不同的所要求的方向上施加磁场的第1磁场施加工序；在与上述第1磁场施加工序的磁场施加方向不同的方向施加磁场的第2磁场施加工序。
16.如权利要求15所述的磁电阻效应型磁头的制造方法，其特征在于在使上述第1强磁性膜和上述第2强磁性膜相互反平行的磁矩处于平行状态的饱和磁场Hs，永磁性膜的矫顽力Hc，在上述第1磁场施加工序所施加的磁场大小H1，在上述第2磁场施加工序所施加的磁场大小H2之间，满足下述关系式。H1≥0.4HsHc≤H2≤0.35Hs。
全文摘要
本发明涉及磁电阻(MR)效应型磁头及其制造方法。本发明提供一种通过在室温施加磁场的处理使固定层的磁矩相对于大的外部磁场稳定、并能控制固定层的磁化方向的结构及施加磁场的处理方法。本发明的磁电阻效应型磁头的特征在于，固定层由相互反铁磁性结合的2个强磁性膜A及强磁性膜B，和分离2个强磁性膜A及B的反铁磁性结合膜组成，使强磁性膜A的单独的矫顽力为200Oe以上，使强磁性膜B的单独的矫顽力为20Oe以下，强磁性膜A和强磁性膜B的组成为，以Co
文档编号G11B5/39GK1534606SQ20041003090
公开日2004年10月6日 申请日期2004年3月26日 优先权日2003年3月27日
发明者西冈浩一, 重松惠嗣, 嗣 申请人:日立环球储存科技日本有限公司