JPH04211106A - 反強磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッド - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

［０００１］

【産業上の利用分野】本発明は、高い耐食性を有する反
強磁性膜に関し、特に磁気ディスク装置などで用いられ
る磁気ヘッドにおける磁気抵抗効果素子のバルクハウゼ
ン・ノイズを抑止するために用いられる反強磁性薄膜に
関するものである。 ［０００２］

【従来の技術】パーマロイ（Ｎｉを３５〜９０重量％含
むＮｉ−Ｆｅ系高透磁率合金の総称）を用いた磁気抵抗
効果素子のバルクハウゼン・ノイズを抑止するために、
パーマロイ薄膜に反強磁性薄膜を少なくとも一部に接触
させ、反強磁性薄膜からのバイアス磁界によってパーマ
ロイの磁壁移動を抑止する方法が既に提案された（特開
昭６２−４０６１０．同６３−１１７３０９参照）。反
強磁性薄膜用材料としては、Ｆ　ｅ　−Ｍｎ合金が用い
られる。しかるに、Ｆｅ−Ｍｎ合金膜を含む磁気抵抗効
果素子の一部は、通常、大気に曝されるため、耐食性に
劣るＦ　ｅ−Ｍｎ合金の腐食が問題となる。Ｆｅ−Ｍｎ
合金の低い耐食性は、上記方法の実用性を阻害する。そ
こで、Ｆ　ｅ−Ｍｎ系合金の耐食性を改善するために、
該合金にＴｉ、　Ｒｈ、またはＣｒ等を添加することが
提案された（特開昭６３−２７３３７２．特開平１−２
１３８９参照）。しかし、Ｔｉ、　Ｒｈ、またはＣｒの
添加されたＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜の耐食性は未だ満足で
きるものではなく、耐食性の更なる改善が望まれている
。 ［０００３］

【発明が解決しようとする課題】かくて、本発明の主た
る目的は、Ｆｅ−Ｍｎ系合金の耐食性を、Ｔｉ、　Ｒｈ
、またはＣｒを含むＦｅ−Ｍｎ合金よりも改善し、もっ
て実用性の高い反強磁性薄膜を提供することである。な
お、本明細書中で、Ｆ　ｅ−Ｍｎ合金とは、反強磁性材
料として実用される範囲内のものであって、そのＦｅに
対するＭｎの原子％比が１５／８５〜７０／３０のもの
（Ｆｅ−Ｍｎ２元合金としては、Ｍｎ含有景が１５〜７
０原子％のもの）を意味する。 ［０００４］

【課題を解決するための手段】本発明の第一の観点によ
れば、Ｉ　ｒ、　　Ｒｕ、　　Ｚｒ、　　Ｎｂ、　　Ｇ
ｅ、　　Ｖ、　　Ｃｏ、　Ｈｆ、ＰｔおよびＰｄから成
る群から選ばれた少なくとも一つを、第三合金元素Ｘと
して０．１〜２０原子％量、Ｆ　ｅ−Ｍｎ合金に添加す
ると、耐食性が向上する。これらの元素中でも、とりわ
け、ＩｒとＲｕの添加効果が顕著である。元素Ｘは、反
強磁性材としてのＦ　ｅ　−Ｍｎ合金の特性を概ね劣化
させることのない範囲内で添加され、Ｆ　ｅ−Ｍｎ合金
の耐食性を向上させ得る。元素Ｘは、Ｆｅ−Ｍｎ合金中
で固溶体として存在し、酸化性雰囲気中で元素Ｘを主成
分とする強固な酸化膜を形成するか、または合金自体の
特性を変化させることによってＦｅ−Ｍｎ合金の耐食性
を向上させる。第三合金元素Ｘとしての、推奨されるＩ
ｒ添加量は４〜１５原子％であり、同じ＜Ｒｕ添加量は
５．５〜１５原子％である。 ［０００５１本発明の第二の観点によれば、Ｆｅ−Ｍｎ
Ｘ合金に、更なる添加元素として、Ｒｕ、　Ｒｈ、　Ｐ
ｔ、　Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、
　Ｃｒ、　Ｍｏ。 Ｗ、　Ｎｉ、　　Ｃｕ、　ＡＩ、　　Ｓ　ｉおよびＧｅ
から成る群から選ばれた少なくとも一つを添加すること
によって、その耐食性がより向上する。 ［０００６］第三合金元素ＸがＩｒである場合について
言えば、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金に、第四合金元素群とし
てＲｕ、Ｒｈおよびｐｔから選ばれた少なくとも一つを
添加し、Ｆ　ｅ−Ｍｎに対する添加元素の合計量を４〜
１５原子％とすることによって、更に耐食性に優れ、バ
イアス磁界の大きい反強磁性薄膜を得ることができる。 ただし第四合金元素の総添加量はＩｒの添加量を越えな
いものとする。また、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金に、Ｔｉ、
　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍ
ｏ、　Ｗ、　ＮｉおよびＣｕから成る群から選ばれた少
なくとも一つを、０゜１〜２原子％添加することも、耐
食性向上のためより有効である。 ［０００７］第三合金元素ＸがＲｕである場合について
言えば、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金に、第四合金元素群とし
てＲｈおよび／またはｐｔを添加し、Ｆｅ−Ｍｎに対す
る添加元素の合計量を５．５〜１５原子％とすることに
よって、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金よりも耐食性に優れ、バ
イアス磁界の大きい反強磁性薄膜を得ることができる。 ただし、第四合金元素の総添加量はＲｕの添加量を越え
ないものとする。Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金に、Ｔｉ、Ｚｒ
、　Ｈｆ、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　
Ｗ、　Ｎｉ、　Ｃｕ、ＡＩ、ＳｉおよびＧｅから成る群
から選ばれた少なくとも一つを０．１〜２原子％添加す
ることも、耐食性向上のためにより有効である。

【０００８】

【作用】かかる耐食性の改善された反強磁性薄膜を、磁
気抵抗効果素子の少なくとも一部に用いることにより、
バルクハウゼン・ノイズのなく、実用的な耐食性を有す
る磁気抵抗効果素子を得ることができる。そして、該磁
気抵抗効果素子を磁気ヘッドの少なくとも一部に用いる
ことにより、バルクハウゼン・ノイズのない高感度磁気
ヘッドを得ることができる。さらに、磁気ヘッドにおけ
るシールド層あるいは記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜
から成る２層膜とすることによって、ヘッド記録動作し
た後も、シールド層または磁極には再現性よく同じ磁区
構造が実現されるので、磁気抵抗効果型ヘッド（ＭＲヘ
ッド）の出力変動が生ぜず、安定した出力が得られる。 ［０００９］本発明の他の特徴は、図面を引用いた以下
の実施例の説明によって、より明確になされるだろう。 ［００１０１

【実施例］ ［実施例１］ 反強磁性薄膜およびパーマロイ薄膜の作製にはイオンビ
ーム・スパッタリング装置を用いた。スパッタリングは
以下の条件で行った。 【００１１】 イオンガス・・・Ａｒ 装置内Ａｒガス圧力・・・２．５×１Ｏ−２Ｐａ蒸着用
イオンガン加速電圧・・・４００■蒸着用イオンガンイ
オン電流・・・６０ｍＡターゲット基板間距離・・・１
２７　ｍｍ基板にはコーニング社製７０５９ガラスを用
いた。まず、基板上に、膜厚４０ｎｍのパーマロイ薄膜
を形成し、その上に、従来例の膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｍ
ｎ合金薄膜、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＴｉ、Ｒｈ、Ｃｒを添加
した合金薄膜、および本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金薄
膜を、それぞれ形成した複数の試料を用意した。 ［００１２］形成された薄膜を温度６０℃、湿度９０％
の環境に７日間放置し、その耐食性を比較した。耐食性
は、耐食性試験前のＦ　ｅ　−Ｍｎ系合金からパーマロ
イ薄膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス
磁界との比によって評価した。この比が１．０の時に、
上記恒温恒湿試験を行なっても、バイアス磁界が変化し
ないことを示す。また、この比が０の時、上記恒温恒湿
試験により、Ｆｅ−Ｍｎ系合金薄膜が完全に腐食して、
バイアス磁界が消失したことを示す。 ［００１３］図１に、添加したＩｒ濃度と試験前後のバ
イアス磁界の比との関係を示す。図中、１１はＩｒ添加
による耐食性の変化、１２はＴｉ添加による耐食性の変
化、１３はＲｈ添加による耐食性の変化、１４はＣｒ添
加による耐食性の変化である。この図のように、Ｉｒ濃
度が０％、すなわち、Ｉｒを添加していないＦｅ−Ｍｎ
合金は、耐食性が悪く、恒温恒温試験によって、バイア
ス磁界は３０％程度に減少している。これに対し、Ｉｒ
を０．１原子％以上添加すると、耐食性は向上する。ま
た、Ｉｒを４原子％以上添加した合金薄膜は、全く腐食
せず、パーマロイに印加されるバイアス磁界の変化がな
い。 ［００１４］以上の結果から、Ｆ　ｅ−Ｍｎ合金にＩｒ
を添加した合金は、Ｉｒを添加しない合金に比べて、優
れた耐食性を示すことがわかった。また、第１図のよう
に、特開昭６３−２７３３７２、特開平１−２１３８１
９に記載の、Ｔｉ、Ｒｈ、Ｃｒを添加した合金よりも、
Ｉｒを添加した合金の方が、少ない添加量で耐食性を改
善できる。 ［００１５］なお、上記のＦｅ−Ｍｎ系合金のＦｅとＭ
ｎの組成比は約５＝４であるが、Ｆｅ−Ｍｎ系合金が反
強磁性を示す限り、ＦｅとＭｎの組成比が変化しても、
上記の添加元素による耐食性の向上は、上記実施例と同
様となる。 ［００１６］また、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦ　ｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形
成の前にＦ　ｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施
例と同様の効果がある。 ［００１７］また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ジグ法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。 ［００１８］ ［実施例２］ 実施例１と同様の方法で、パーマロイ薄膜上にＦｅ−Ｍ
ｎ−Ｉｒ合金薄膜を重ねた試料を作製した。Ｆ　ｅ　−
Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイアス磁
界と添加したＩｒ元素濃度との関係を図２に示す。同図
のように、Ｆ　ｅ−Ｍｎ合金にＩｒを添加すると、バイ
アス磁界は減少する。Ｉｒ濃度を１５原子％以下にする
と、５０ｅ以上のバイアス磁界が得られる。実施例１で
は、Ｉｒを４原子％以上添加すると良好な耐食性を示す
ことを示した。従って、良好な耐食性および５０ｅ以上
のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度を４〜
１５原子％とすることが好ましい。 ［００１９］また、図２のように、１００ｅ以上のバイ
アス磁界を得るためには、Ｉｒ濃度を１１原子％以下に
する必要がある。従って、良好な耐食性および１００ｅ
以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度を
４〜１１原子％とすることが好ましい。 ［００２０１また、図２のように、１５０ｅ以上のバイ
アス磁界を得るためには、Ｉｒ濃度を７．５原子％以下
にする必要がある。従って、良好な耐食性および１５０
０以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ濃度
を４〜７．５原子％とすることが好ましい。 ［００２１１なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆ　ｅ　−
Ｍｎ系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜
形成の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施
例と同様の効果がある。 ［００２２］また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。 ［００２３］ ［実施例３］ 実施例１と同様の方法で、パーマロイ合金薄膜上に、Ｆ
ｅ−Ｍｎ　−Ｉｒ合金に第４の元素としてＲｕ、　Ｒｈ
、　Ｐｔを添加した合金薄膜を形成した。Ｉｒ濃度は、
７．５原子％、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｔ濃度は３．０原子％と
じた。 また、比較例として、パーマロイ薄膜上に、Ｉｒを１０
．５原子％添加したＦｅ−Ｍｎ　−Ｉｒ合金薄膜を形成
した。 ［００２４］形成した薄膜を温度６０℃、湿度９０％の
環境に１４日間置き、その耐食性を比較した。耐食性は
、耐食性試験前のＦ　ｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄
膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界
との比によって評価した。 ［００２５］添加元素と試験前後のバイアス磁界の比と
の関係を表１に示す。 ［００２６］

【表１】 ［００２７１表１に示すごとく、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｔを添
加することにより、耐食性がさらに向上する。また、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｐｔの添加によるバイアス磁界の減少は、Ｉ
ｒ添加の時とほぼ同様であるため、良好な耐食性および
５０ｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒ
と添加元素の合計の濃度を４〜１５原子％とすることが
好ましい。 ［００２８］また、良好な耐食性および１００ｅ以上の
バイアス磁界を同時に得るためには、Ｉｒと添加元素の
合計の濃度を４〜１１原子％とすることが好ましい。ま
た、良好な耐食性および１５０ｅ以上のバイアス磁界を
同時に得るためには、Ｉｒと添加元素の合計の濃度を４
〜７．５原子％とすることが好ましい。 ［００２９］なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦ　ｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形
成の前にＦ　ｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施
例と同様の効果がある。

【００３０】また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。 ［００３１］ ［実施例４］ 実施例１と同様の方法で、パーマロイ合金薄膜上に、Ｆ
ｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金にＴｉ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｖ、　
Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｗ、　Ｎｉ、　Ｃｕ
を添加した合金薄膜を形成した。Ｉｒ濃度は、７．５原
子％、添加元素濃度は２原子％とした。 ［００３２］形成した薄膜を温度６０℃、湿度９０％の
環境に１４日間放置し、その耐食性を比較した。耐食性
は、耐食性試験前のＦ　ｅ　−Ｍｎ系合金よりパーマロ
イ薄膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス
磁界との比によって評価した。 ［００３３］添加元素と試験前後のバイアス磁界の比と
の関係を表２に示す。 ［００３４］

【表２】 ［００３５１表２に示すごとく、Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｈｆ
。 Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｗ、　Ｎｉ、
　Ｃｕを第４の元素として添加することにより、耐食性
がさらに向上する。また、これらの添加元素濃度が０．
１原子％以上において、上記添加元素の効果が生じる。 また、添加元素濃度を２原子％より多くしても、添加元
素濃度２原子％の時と耐食性はほぼ同等である。バイア
ス磁界は、添加元素量にほぼ比例して減少する。以上の
結果より、Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔ
ａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｗ、　Ｎｉ、Ｃｕの添加量は０
．１〜２原子％が好ましい。 ［００３６］なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆ　ｅ　−
Ｍｎ系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜
形成の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施
例と同様の効果がある。 ［００３７］また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。 ［００３８］ ［実施例５］ 実施例１〜４で論じたパーマロイ薄膜上にＦｅ−Ｍｎ系
合金薄膜を重ねた試料を用いて、磁気抵抗効果素子を作
製した。磁気抵抗効果素子の印加磁界による出力変化を
調べたところ、バルクハウゼンノイズのない磁気抵抗効
果素子が得られたことが確認された。 ［００３９］また、上記磁気抵抗効果素子を用いた磁気
ヘッドには、バルクハウゼンノイズによる再生波形の歪
みは見られなかった。 ［００４０］ ［実施例６］ 反強磁性薄膜およびパーマロイ薄膜の作製にはイオンビ
ーム・スパッタリング装置を用いた。スパッタリングは
以下の条件で行った。 ［００４１］イオンガス・・・Ａｒ 装置内Ａｒガス圧力・・・２．５Ｘ１０−２Ｐａ蒸着用
イオンガン加速電圧・・・４００■蒸着用イオンガンイ
オン電流・・・６０ｍＡターゲット基板間距離・・・１
２７　ｍｍ基板にはコーニング社製７０５９ガラスを用
いた。まず、基板上に膜厚４０ｎｍのパーマロイ薄膜を
形成し、その上に、従来例の膜厚５０ｎｍのＦ　ｅ　−
Ｍｎ合金薄膜、Ｆｅ−Ｍｎ合金にＴｉ、Ｒｈ、Ｃｒを添
加した合金薄膜、および本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金
薄膜をそれぞれ形成した複数の試料を用意した。Ｒｕ、
　Ｔｉ、　Ｒｈ、Ｃｒの添加量はそれぞれ、８．４．　
１２．５．　１２゜０、　１０．０原子％とじた。 ［００４２１形成した薄膜を温度６０℃、湿度９０％の
環境に置き、その耐食性を比較した。耐食性は、耐食性
試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄膜に印加さ
れるバイアス磁界と、試験後のバイアス磁界との比よっ
て評価した。この比が１．０の時に、上記恒温恒湿試験
を行なっても、バイアス磁界が変化しないことを示す。 また、この比が０の時、上記恒温恒温試験により、Ｆｅ
Ｍｎ系合金薄膜が完全に腐食して、バイアス磁界が消失
したことを示す。 ［００４３］図３に、Ｆ　ｅ−Ｍｎ合金にＴｉ、　Ｒｈ
、　Ｃｒを添加した合金薄膜および本発明のＦｅ　−Ｍ
ｎ−Ｒｕ合金薄膜の試験前後のバイアス磁界の比と試験
時間との関係を示す。Ｒｈを添加した合金薄膜３２（こ
の数字は、グラフ中に示された引用符号である。以下同
様）、Ｃｒを添加した合金薄膜３３、Ｔｉを添加した合
金薄膜３４に示すように、これらの従来からの合金薄膜
に恒温恒湿試験を行うと、腐食し、バイアス磁界が減少
する。 これに対し、本発明のＲｕを添加した合金薄膜３１は、
腐食せず、１０００時間を越えても、膜面に変化は現れ
ない。 ［００４４］図４に、添加したＲｕ濃度と試験前後のバ
イアス磁界の比との関係を示す。この図のように、Ｒｕ
濃度が０％、すなわち、Ｒｕを添加していないＦｅ−Ｍ
ｎ系合金は、耐食性が悪く、恒温恒湿試験によって、バ
イアス磁界は３０％程度に減少している。これに対し、
Ｒｕを０．１原子％以上添加すると、耐食性は向上する
。また、Ｒｕを５．５原子％以上添加した合金薄膜は、
全く腐食せず、パーマロイに印加させるバイアス磁界の
変化がない。以上の結果から、Ｆｅ−Ｍｎ系合金にＲｕ
を添加した合金は、Ｒｕを添加しない合金に比べて、優
れた耐食性を示すことがわかった。 ［００４５］また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化しやすいため
、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸素
が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食性
の向上は、上記実施例と同様となる。 ［００４６］なお、上記のＦｅ−Ｍｎ系合金のＦｅとＭ
ｎの組成比は約５：４であるが、Ｆ　ｅ　−Ｍｎ系合金
が反強磁性を示す限り、ＦｅとＭｎの組成比が変化して
も、上記の添加元素による耐食性の向上は、上記実施例
と同様となる。 ［００４７］また、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆ　ｅ　−
Ｍｎ系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜
形成の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施
例と同様の効果がある。 ［００４８］また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。 ［００４９］ ［実施例７］ 実施例６と同様の方法で、パーマロイ薄膜上にＦｅ−Ｍ
ｎ−Ｒｕ合金薄膜を重ねた試料を作製した。Ｆ　ｅ　−
Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイアス磁
界と添加したＲｕ元素濃度の関係を図５に示す。同図の
ように、Ｆ　ｅ−Ｍｎ合金にＲｕを添加すると、バイア
ス磁界は減少する。Ｒｕ濃度を１５原子％以下にすると
、５０ｅ以上のバイアス磁界が得られる。実施例６では
、Ｒｕを５．５原子％以上添加すると良好な耐食性を示
すことを示した。従って、良好な耐食性および５０ｅ以
上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃度を５
．５〜１５原子％とすることが好ましい。 ［００５０１また、図５のように、１００ｅ以上のバイ
アス磁界を得るためには、Ｒｕ濃度を１０．３原子％以
下にする必要がある。従って、良好な耐食性および１０
０ｅ以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃
度を５．５〜１０．３原子％とすることが好ましい。 ［００５１］また、図５のように、１５０ｅ以上のバイ
アス磁界を得るためには、Ｒｕ濃度を７．５原子％以下
にする必要がある。従って、良好な耐食性および１５０
０以上のバイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕ濃度
を５．５〜７．５原子％とすることが好ましい。 ［００５２］なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆ　ｅ　−
Ｍｎ系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜
形成の前にＦｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施
例と同様の効果がある。 ［００５３］また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。 ［００５４］また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化しやすいため
、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸素
が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食性
の向上は、上記実施例と同様となる。 ［００５５］ ［実施例８］ 実施例６と同様の方法で、パーマロイ合金薄膜上に、Ｆ
ｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金にさらにＲｈまたはｐｔを添加した
合金薄膜を形成した。Ｒｕ濃度は、７．５原子％、Ｒｈ
、ｐｔ濃度は３．０原子％とした。また、比較例として
、パーマロイ薄膜上に、Ｒｕを１０．５原子％添加した
Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金薄膜を形成した。形成した薄膜を
温度８５℃、湿度９０％の環境に１０００時間放置し、
その耐食性を比較した。耐食性は、耐食性試験前のＦ　
ｅ　−Ｍｎ系合金よりパーマロイ薄膜に印加されるバイ
アス磁界と、試験後のバイアス磁界との比によって評価
した。 ［００５６］添加元素と試験前後のバイアス磁界の比と
の関係を表３に示す。 ［００５７］

【表３】 表　　３ ［００５８１表３に示すごとく、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金
にさらにＲｈまたはｐｔを添加することにより、耐食性
がさらに向上する。また、Ｒｈまたはｐｔの添加による
バイアス磁界の減少は、Ｒｕ添加の時とほぼ同様である
ため、良好な耐食性および５０ｅ以上のバイアス磁界を
同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の合計の濃度を５
．５〜１５原子％とすることが好ましい。 ［００５９］また、良好な耐食性および１００ｅ以上の
バイアス磁界を同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の
合計の濃度を５．５〜１０．３原子％とすることが好ま
しい。また、良好な耐食性および１５０ｅ以上のバイア
ス磁界を同時に得るためには、Ｒｕと添加元素の合計の
濃度を５．５〜７．５原子％とすることが好ましい。 ［００６０１なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦ　ｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形
成の前にＦ　ｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施
例と同様の効果がある。 ［００６１］また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。 ［００６２］また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化しやすいため
、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸素
が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食性
の向上は、上記実施例と同様となる。 ［００６３］ ［実施例９］ 実施例６と同様の方法で、パーマロイ合金薄膜上に、Ｆ
ｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金にさらにＴｉ、　Ｚｒ、　Ｈｆ、　
Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｗ、　Ｎｉ、
　Ｃｕ、　ＡＩ、　Ｓ　ｉ。 Ｇｅを添加した合金薄膜を形成した。Ｒｕ濃度は、７゜
５原子％、添加元素濃度は２原子％とした。 ［００６４］形成した薄膜を温度８５℃、湿度９０％の
環境に１０００時間放置し、その耐食性を比較した。耐
食性は、耐食性試験前のＦｅ−Ｍｎ系合金よりパーマロ
イ薄膜に印加されるバイアス磁界と、試験後のバイアス
磁界との比によって評価した。 ［００６５］添加元素と試験前後のバイアス磁界の比と
の関係を表４に示す。 ［００６６］

【表４】 ［００６７１表４に示すごとく、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金
にさらにＴｉ、　　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔ
ａ、　　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｗ、　Ｎｉ、　　Ｃｕ、　Ａ
Ｉ、　　Ｓｉ、　　Ｇｅからなる群より選択される少な
くとも−の元素を添加することにより、耐食性がさらに
向上する。また、添加元素濃度が０．１原子％以上にお
いて、上記添加元素の効果が生じる。また、添加元素濃
度を２原子％より多くしても、添加元素濃度２原子％の
時と耐食性はほぼ同等である。バイアス磁界は、添加元
素最にほぼ比例して減少する。以上の結果より、Ｔｉ、
　　Ｚｒ、　Ｈｆ、　Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　　Ｃｒ、
　Ｍｏ、　Ｗ、　Ｎｉ、　Ｃｕ、　ＡＩ、　Ｓ　ｉ、　
Ｇｅの添加量は、０．１〜２原子％が好ましい。 ［００６８］なお、本実施例では、パーマロイ合金薄膜
の上にＦ　ｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成したが、Ｆｅ−Ｍ
ｎ系合金が反強磁性を示す限り、パーマロイ合金薄膜形
成の前にＦ　ｅ−Ｍｎ系合金薄膜を形成しても、本実施
例と同様の効果がある。 ［００６９］また、本実施例では、薄膜の形成にイオン
ビームスパッタリング法を用いたが、高周波スパッタリ
ング法、直流スパッタリング法、蒸着法等の他の薄膜形
成法を用いても同様の結果が得られる。 ［００７０１また、Ｆｅ−Ｍｎ合金は酸化しやすいため
、膜作製後に空気中に放置することにより、膜中に酸素
が拡散する。この場合も、上記の添加元素による耐食性
の向上は、上記実施例と同様となる。 ［００７１１ ［実施例１０］ 実施例６〜９で論じたパーマロイ薄膜上にＦｅ−Ｍｎ系
合金を重ねた試料を用いて、磁気抵抗効果素子を作製し
た。磁気抵抗効果素子の印加磁界による出力変化を調べ
たところ、バルクハウゼンノイズのない磁気抵抗効果素
子が得られたことが確認された。 ［００７２］ ［実施例１１］ 本発明のＦ　ｅ　−Ｍｎ系合金薄膜を有する磁気抵抗効
果素子を用いた磁気ヘッドを作製した。本実施例では、
Ｒｕを８．４原子％添加したＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金を用
いた場合について述べる。磁気ヘッドの構造を以下に示
す。 図６は、記録再生分離型ヘッドの一部分を切断した場合
の斜視図である。磁気抵抗効果素子５０をシールド層４
２．４３で挾んだ部分が再生ヘッドとして働き、コイル
４４を挾む２つの記録磁極４５．４６の部分が記録ヘッ
ドとして働く。磁気抵抗効果素子５０は磁気抵抗効果を
持つ軟磁性膜４１、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ反反磁磁性膜４７
よび導体層４９の３層膜からなる。以下にこのヘッドの
作製方法を示す。 ［００７３］　Ａ　Ｉ２Ｏ３・Ｔｉｃを主成分とする焼
結体をスライダ用の基体４８とした。シールド層４２，
４３、記録磁極４５．４６にはスパッタ法で形成したＮ
ｉ−Ｆｅ合金、磁気抵抗効果素子の軟磁性膜４１には蒸
着法により成膜したＮｉ−Ｆｅ合金を用いた。Ｆｅ−Ｍ
ｎ系反強磁性膜４７は、イオンビームスパッタリング法
で形成した。各磁性膜の膜厚は、以下のようにした。上
下のシールド層４２．４３は１．０μｍ、記録磁極４５
．４６は３．０μｍ、磁気抵抗効果素子の軟磁性膜４１
の膜厚は３０ｎｍとした。Ｆ　ｅ−Ｍｎ系反強磁性膜４
７の膜厚は２０ｎｍとした。図６に示す４５．４３．　
５０．４２等の各層間のギャップ充填材としてはスパッ
タ法で形成したＡｌ２Ｏ３を用いた。ギャップ層の膜厚
は、シールド層と磁気抵抗効果素子間で０．２μｍ、記
録磁極間では０．４μｍとした。さらに再生ヘッド記録
ヘッドの間隔は約４μｍとし、このギャップもＡ　Ｉ　
２０３で形成した。 コイル４４には膜厚３μｍのＣｕを使用した。 ［００７４］磁気抵抗効果素子をヘッドとして動作させ
るためには、バイアス磁界を印加する手段が必要であり
、本実施例では、シャントバイアス法を用いた。磁気抵
抗効果素子の上のＦｅ−Ｍｎ系反強磁性膜４７の上に、
導体層４９として膜厚４０ｎｍのＴｉ膜を形成し、これ
に分流した電流でバイアス磁界を発生させた。 ［００７５１以上のような磁気ヘッドの作製の重要な点
は、軟磁性膜とＦｅ−Ｍｎ系反強磁性膜を交換結合させ
て、軟磁性膜の磁区構造を制御することである。ヘッド
製造プロセス中に、ＦｅＭｎのネール温度をこえて温度
が上昇する場合があり、軟磁性膜の磁区は所望の構造か
らずれて複雑になる。このまま温度が下がると複雑な磁
区構造が固着されるため、安定した出力を得ることは困
難になる。これを防止するためには、作製プロセスの最
後に、磁場中熱処理を施すことによって所望の磁区構造
にすることが好ましい。本実施例ではトラック幅方向に
約１０ｋＯｅの磁界を印加しながら、２２０℃まで温度
をあげた後室温まで戻す熱処理を行なった。 ［００７６］　このヘッドの記録再生特性を測定したと
ころ、バルクハウゼンノイズによる再生波形の歪みは見
られなかった。また、上記実施例ではＭＲヘッドのバイ
アス法としてはシャントバイアスの場合を示したが、従
来から知られているソフトバイアス、相互バイアスなど
別のバイアス法を使用しても同様な効果が得られる。さ
らに、本実施例では検出用の電極線として、ＭＲ膜とシ
ャント膜の積層膜を兼用したが、ＭＲ膜およびシャント
膜とは別に電極線を積層することもできる。また、磁気
抵抗効果素子の全面に反強磁膜を形成した場合を示した
が、例えば素子の両端部だけに反強磁膜を設けるなどの
ように部分的に形成しても磁区制御の効果が得られる。 ［００７７］また、実施例６〜９に記載した、他の本発
明のＦ　ｅ　−Ｍｎ−Ｘ合金を反強磁性膜としても、磁
区制御の効果が得られる。 ［００７８］ ［実施例１２］ 実施例１１と同様の方法で、本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｘ合
金薄膜を磁気シールド、記録磁極に積層した磁気ヘッド
を作製した。本実施例では、Ｒｕを８．４原子％添加し
たＦｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金を用いた場合について述べる。 ［００７９］図７は、記録再生分離型ヘッドの一部分を
切断した場合の斜視図である。本実施例の磁気ヘッドは
、この図のように、磁気抵抗効果膜５１、シールド５２
．５３、コイル５４、記録磁極５５，５６、Ｆｅ−Ｍｎ
系反強磁性膜５７、基体５８、導体層５９よりなる。 シールド層５２．５３および記録磁極５５．５６には、
Ｆ　ｅ−Ｍｎ系反強磁性膜５７を積層した。本実施例に
より、シールド層や記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜か
らなる２層膜とすることによって、ヘッドが記録動作し
た後もシールド層、磁極には、再現性良く同じ磁区構造
が実現されるので、ＭＲヘッドの出力の変動が生じず、
安定した出力が得られるという結果が得られた。

【００８０】また、実施例６〜９に記載した、他の本発
明のＦ　ｅ　−Ｍｎ−Ｘ合金を反強磁性膜としても、上
記のような磁区制御の効果が得られる。 ［００８１１なお、反強磁性膜との積層は、シールド層
、記録磁極のどちらか一方でも、上記のような、効果が
得られる。 ［００８２］ ［実施例１３］ ガラス基板上にＦｅ−４７原子％Ｍｎ−３原子％Ｚｒ合
金をスパッタリングで約５０ｎｍの厚さで形成した。こ
れと同じ方法でＦｅ−５０原子％Ｍｎ合金を比較試料と
して作製し、相対湿度９０％、温度６０℃の環境下で耐
食性試験をした。 ［００８３］図８は、上記Ｆｅ−ＭｎおよびＦ　ｅ　−
ＭｎＺｒ合金を上記環境下に放置したときの電気抵抗の
変化と保持時間との関係で、Ｆｅ−Ｍｎの電気抵抗は腐
食による導電層の減少で著しく増大するが、Ｚｒを３原
子％添加したＦｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金では、電気抵抗の変
化が全くみられない。 ［００８４］一方、反強磁性体としての特性を評価する
ために、ガラス基板上にＮｉ−１８，５原子％Ｆｅから
なるパーマロイ膜を５０ｎｍ真空蒸着し、引きつづき、
Ｆｅ−Ｍｎおよび上記のＦｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金を５０ｎ
ｍスパッタリングした２層膜でのパーマロイに対する反
強磁性体バイアス効果を測定した。図９は上記測定結果
を示し、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｚｒを使用しても、Ｆｅ−Ｍｎを
使用した場合に比較して、はぼ同等の性能を有すること
が明らかになった。 ［００８５］次にＦｅ−Ｍｎの反強磁性体としての性能
、すなわち第９図で示したバイアス磁界量の減少量を実
用に十分な３０％以下に抑えるためのＺｒ添加量の最大
値は８％であった。一方、耐食性向上に必要な最小の添
加量は０．５原子％であった。以上の検討から、Ｚｒの
添加量は０．５〜８原子％の間が適当である。 ［００８６］ ［実施例１４］ 実施例１３と同様にＦ　ｅ−ＭｎにＨｆを添加した場合
にも耐食性の向上が得られた。 ［００８７］ ［実施例１５］ 実施例１３と同様にＦ　ｅ　−ＭｎにＮｂを添加した場
合にも耐食性の向上が得られた。 ［００８８］　ここで、実施例１３〜１５の耐食性向上
は、表面に添加物を主成分とする緻密な酸化被膜が形成
されるためである。 ［００８９］ ［実施例１６］ 実施例１３と同様な方法でｐｔまたはＰｄを添加した合
金膜を作製して耐食性の検討をした効果、０．５原子％
以上の添加で顕著な耐食性向上を示した。これらは、表
面近傍にＰｔやＰｄの高濃度の層が生成するためとみら
れる。 ［００９０１ ［実施例１７］ 実施例１３と同様な方法でＧｅ、Ｖ、Ｃｏを添加した場
合も０．３％以上の添加量で耐食性向上の効果が見られ
た。 ［００９１］

【発明の効果】本発明の反強磁性薄膜を、磁気抵抗効果
素子の少なくとも一部に用いることにより、バルクハウ
ゼン・ノイズのなく、実用的な耐食性を有する磁気抵抗
効果素子を得ることができる。そして、該磁気抵抗効果
素子を磁気ヘッドの少なくとも一部に用いることにより
、バルクハウゼン・ノイズのない高感度磁気ヘッドを得
ることができる。さらに、磁気ヘッドにおけるシールド
層あるいは記録磁極を軟磁性膜と反強磁性膜から成る２
層膜とすることによって、ヘッド記録動作した後も、再
現性よく同じ磁区構造が実現されるので、ＭＲヘッドの
出力変動が生ぜず、安定した出力が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金製反強磁性薄膜お
よび従来の反強磁性薄膜についての各耐食性試験結果を
示すグラフ。

【図２】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｉｒ合金製反強磁性薄膜の
Ｉｒ濃度とバイアス磁界の変化との関係を示すグラフ。

【図３】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金製反強磁性薄膜お
よび従来の反強磁性薄膜についての各耐食性試験結果を
示すグラフ。

【図４】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金製反強磁性薄膜の
Ｒｕ濃度と耐食性との関係を示すグラフ。

【図５】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金製反強磁性薄膜の
Ｒｕ濃度とバイアス磁界の変化との関係を示すグラフ。

【図６】本発明Ｆｅ−Ｍｎ−Ｒｕ合金製反強磁性薄膜を
磁気抵抗効果素子に積層した磁気ヘッドの構造を示す図
。

【図７】本発明反強磁性薄膜をシールド層および記録磁
極に積層した磁気ヘッドの構造を示す図。

【図８】本発明のＦｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金膜およびＦｅＭ
ｎ合金膜の耐食性を評価するための電気抵抗と放置時間
との関係を示すグラフ。

【図９］　Ｆｅ−Ｍｎ−Ｚｒ合金のＺｒ添加量と反強磁
性体としての特性（バイアス量）との関係を示すグラフ
。 【符号の説明】 ５０・・・磁気抵抗効果素子、４１．５１・・・磁気抵
抗効果膜、４２．４３．　５２．　５３・・・シールド
層、４４．　５４・・・コイル、４５．４６．５５．５
６・・・記録磁極、４７゜５７・Ｆｅ−Ｍｎ系反強磁性
膜、４８．　５８・・・基体、４９．５９・・・導体層
。

【図１】

【図２】

【図３】

【図４】

【図５】

【図６】

【図７】

【図８】

【図９】

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 【請求項１】軟磁性膜の磁区を制御するために軟磁性膜
   に隣接して配置される反強磁性薄膜であって、Ｆｅに対
   するＭｎの原子％比が１５／８５〜７０／３０であるＦ
   ｅ−Ｍｎ合金に、０．１〜２０原子％の、以下の第三合
   金元素Ｘを加えて成るＦｅ−Ｍｎ−Ｘ合金で形成されて
   いる反強磁性膜：Ｒｕ、　Ｚｒ、　Ｎｂ、　Ｇｅ、　ｖ
   、　Ｃｏ。 Ｈｆ、ＰｔおよびＰｄから成る群から選ばれた少なくと
   も一つの元素よりなる合金元素Ｘ０ 【請求項２】第三合金元素ＸがＲｕであり、Ｆ　ｅ　−
   ＭｎＲｕ合金中のＲｕの濃度が５．５〜１５原子％であ
   る請求項１に記載の反強磁性膜。 【請求項３】更なる添加元素として、Ｒｈおよび／また
   はｐｔが、Ｒｕを含めて５．５〜１５原子％になるよう
   に添加され、かつＲｈおよび／またはｐｔの添加量はＲ
   Ｕの添加量を越えないことを特徴とする請求項２に記載
   の反強磁性膜。 【請求項４】更なる添加元素としてＴｉ、　Ｚｒ、　Ｈ
   ｆ。 Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｗ、　Ｎｉ、
   　Ｃｕ、　ＡＩ。 ＳｉおよびＧｅから成る群から選ばれた少なくとも一つ
   を、０．１〜２原子％添加して成る請求項２に記載の反
   強磁性膜。 【請求項５］Ｆｅに対するＭｎの原子％比が１５／８５
   〜７０／３０であるＦｅ−Ｍｎ合金に、Ｒｕ、Ｚｒ、Ｎ
   ｂ、　Ｇｅ、　Ｖ、　Ｃｏ、　Ｈｆ、　ＰｔおよびＰｄ
   から成る群から選ばれた一つの元素を、第三合金元素Ｘ
   として、０．１〜２０原子％添加して成る合金で形成さ
   れた反強磁性膜を含む磁気抵抗効果素子。 【請求項６】第三合金元素ＸがＲｕであり、Ｆ　ｅ　−
   ＭｎＲｕ合金中のＲｕの濃度が５．５〜１５原子％であ
   る前記合金で形成された反強磁性膜を含む請求項５に記
   載の磁気抵抗効果素子。 【請求項７】更なる添加元素として、Ｒｈおよび／また
   はｐｔが、Ｒｕを含めて５．５〜１５原子％になるよう
   に添加され、かつＲｈおよび／またはｐｔの添加量がＲ
   Ｕの添加量を越えない前記合金で形成された反強磁性膜
   を含む請求項６に記載の磁気抵抗効果素子。 【請求項８】更なる添加元素としてＴｉ、　Ｚｒ、　Ｈ
   ｆ。 Ｖ、　Ｎｂ、　Ｔａ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｗ、　Ｎｉ、
   　Ｃｕ、　ＡＩ。 ＳｉおよびＧｅから成る群から選ばれた少なくとも一つ
   が、０．１〜２原子％添加されて成る前記合金で形成さ
   れた反強磁性膜を含む請求項６に記載の磁気抵抗効果素
   子。 【請求項９】請求項５ないし８のうちいずれかに記載の
   磁気抵抗効果素子を含む磁気ヘッド。