磁阻效应元件、 磁头和磁存储装置 本申请是申请号为98108804.x、申请日为1998年4月3日的原案申请的分案申请，该原案的在先申请为JP97-85220，在先申请日为1997年4月3日。
【技术领域】
本发明是关于反强磁性膜和强磁性膜的交换结合膜及使用该交换结合膜的磁阻效应元件、磁头和磁存储装置。
背景技术
作为高密度磁记录中的重放用磁头，正在进行使用磁阻效应膜(MR膜)的磁头(MR磁头)的研究。作为MR膜，例如显示各向异性磁阻效应(AMR)的Ni80Fe20(的原子百分数)合金(坡莫合金)等是已知的。AMR膜磁阻变化率(MR变化率)小到3％程度，因此作为替代它的MR膜材料，显示巨大磁阻效应(GMR)的(Co/Cu)n等人造晶格膜和自旋阀膜正引人注目。
由坡莫合金膜等构成的AMR膜具有磁畴，因而消除由此而引起的巴克豪森噪声是重要的。因此，正在进行使AMR膜单磁畴化方法的各种研究。作为其中之一，利用是强磁性体的AMR膜和反强磁性膜的交换结合，采用将AMR膜的磁畴控制在特定方向的方法。在此，作为反强磁性体，迄今，γ-FeMn合金是众所周知的(例如，参照美国专利4,103,315号说明书、5,014,147号说明书等)。
上述的自旋阀膜具有由强磁性体层/非磁性体层/强磁性体层的层状结构构成的层状结构膜，通过固定其中一个强磁性体层地磁化，得到GMR。在像这样的自旋阀膜的一个强磁性体层的磁化固定中，利用反强磁性膜和强磁性膜的交换结合技术正在普及。作为此时的反强磁性膜也广泛使用γ-FeMn合金。
但是，γ-FeMn合金耐蚀性低劣，特别是有水容易引起腐蚀的问题。因此，在使用γ-FeMn合金的场合，由于在MR元件和磁头等的加工工序中的腐蚀和由大气中的水分引起的腐蚀，随时间的经过，产生与MR膜的交换结合力劣化。
另一方面，最近，使处理能力高速化的MPU等，发热量非常大，受其影响，即使在HDD等的磁记录装置内，在工作时温度上升至393K程度。因此，对于反强磁性膜和强磁性膜的交换结合膜来说，从可靠性的观点看，在393K要求200Oe以上的交换结合力。在393K为了得到200Oe以上的交换结合力，不用说在室温的交换结合力要高，交换结合力的温度特性也必须是良好的。
关于交换结合力的温度特性，希望是反强磁性膜和强磁性膜的交换结合力丧失的粘连温度应尽可能高。但是，γ-FeMn合金的粘连温度是443K以下，并且交换结合力的温度特性非常差。因此，在像上述的温度环境下不能得到足够的交换结合力。
像这样，使用γ-FeMn合金作为反强磁性膜的MR元件和磁头，由于制造工艺等不同，容易产生特性劣化，进而有在上述的工作温度环境下不能充分地得到长期的可靠性的问题。针对这样的问题，例如在美国专利5,315,468号说明书中记载了使用具有面心正方晶系的晶体结构的NiMn合金等θ-Mn合金作为反强磁性膜。
在上述公报中指出，若使用由θ-Mn合金构成的反强磁性膜，则即使在高温区反强磁性膜和强磁性膜的交换结合力也不降低。而且，本申请人过去曾指出，粘连温度高，显示大的交换结合力，进而作为耐蚀性优良的反强磁性膜，提出具有面心正方晶系的晶体结构的IrMn合金(特原页平7-324174)。作为相同晶体结构的反强磁性膜，PtMn合金和RhMn合金等γ-Mn合金是已知的(参照美国专利5,315,468号说明书)。
但是，使用反强磁性膜和强磁性膜的交换结合膜的MR元件和磁头的使用环境，正向更严酷的方向发展。例如，工作时的温度处于上升倾向。并且，伴随记录密度的高密度化，正向窄信道化和窄磁隙化发展。在这样的情况下，例如要求自旋阀膜的一个强磁性体层的磁化更牢靠地固定。由于这样，即使是由IrMn合金、PtMn合金、RhMn合金等构成的反强磁性膜，也未必能说得到充分的交换结合力。因此，要求在室温和高温区显示更大的交换结合力的反强磁性膜和强磁性膜的交换结合膜。
进而，在反强磁性膜的形成中，一般采用溅射法，但上述的反强磁性膜材料都由难以制作高密度靶的Mn合金组成。因此，有反强磁性膜的膜质和纯度难以管理的问题。面心立方晶系的晶体结构在富Mn侧形成，因此尤其难以制作优质的靶。反强磁性膜的膜质和纯度的低劣，成为与强磁性膜的交换结合力低的因素。另外，在使用像这样的交换结合膜的MR元件和磁头中，由于构成该元件和磁头的其他层，所以反强磁性膜容易受到恶劣影响，有交换结合特性容易劣化等问题。
【发明内容】
因此，本发明的目的在于通过提高由耐蚀性和热特征优良的Mn合金构成的反强磁性膜的特性，提供在室温和高温区得到更大交换结合力的反强磁性膜和强磁性膜的交换结合膜。进而本发明以通过谋求反强磁性膜的膜质和纯度等的稳定化，提供在室温和高温区显示足够的交换结合力、而且能控制由制造过程引起的劣化等的交换结合膜作为目的。本发明的其他目的在于，通过使用像上述那样的交换结合膜，提供能够得到长期稳定的特性和输出等的磁阻效应元件和磁头。
本发明人为了达到上述目的，对各种Mn合金构成的反强磁性膜的特性进行了研究，结果发现，使反强磁性膜进行面内取向，能够提高与强磁性膜的交换结合力。进而，例如由用溅射法成膜的Mn合金构成的反强磁性膜进行面内取向的同时，使晶粒直径增加，因而更能提高与强磁性膜的交换结合力。除此之外还发现，即使在交换结合膜层叠厚膜，也不产生由内部应力增加等引起的特性劣化。
本发明就是基于这样的认识而完成的。本发明的交换结合膜的特征在于，具备强磁性膜和与该强磁性膜交换结合的反强磁性膜，该反强磁性膜是含有从Ir、Rh、Pt、Au、Ag、Co、Pd、Ni、Cr、Ge、Ru、Re和Cu中选择的至少一种的R元素和Mn，具有面内取向的反强磁性膜。
本发明的交换结合膜的特征是，上述强磁性膜与上述反强磁性膜至少一部分进行层叠。
在本发明的交换结合膜中，面内取向的反强磁性膜，例如对膜面进行电子束衍射时，电子束衍射图案的各衍射斑点分布有收纳在±15°以内的组织区域。
本发明的交换结合膜的特征是，上述反强磁性膜中，一个主晶粒由数个亚晶粒构成，而且上述亚晶粒的面内结晶方向趋于一致。
本发明的交换结合膜的特征是，上述反强磁性膜具有5nm以上的平均晶粒直径。
本发明的交换结合膜的特征是，上述反强磁性膜至少一部分具有面心立方晶系、面心正方晶系、体心立方晶系或者体心正方晶系的晶体结构。
本发明的交换结合膜的特征是，上述反强磁性膜以一般式：RXMn100-X式中，X为满足2≤X≤80的原子百分数，或者
一般式：(RX’Mn1-X’)100-YFeY
表示的反强磁性合金构成，式中，X’为满足0.02≤X’≤0.80，Y为满足0＜Y＜30的原子百分数。
本发明的交换结合膜的特征是，上述反强磁性膜进而以在小于50％的原子百分数的范围含有从Ta、Hf、Ti、Nb、Si、Al、W、Zr、Ga、Be、In、Sn、V、Mo、Ru、Os、Cd、Zn和N中选择的至少一种。
本发明的交换结合膜的特征是，上述反强磁性膜具有以一般式：RXMn100-X表示的组成，式中，至少一部分具有面心立方晶系的晶体结构X满足2≤X≤50。
本发明的交换结合膜的特征是，上述强磁性膜含有具有面心立方晶系的晶体结构或者密排六方晶体结构的Co或Co合金层。
本发明的交换结合膜的特征是，上述反强磁性膜使用氧含量为重量的1％以下的合金靶进行成膜。
本发明的交换结合膜的特征是，上述反强磁性膜，具有以一般式：RXMn100-X表示的组成，具有面心正方晶系或者体心立方晶系的晶体结构，式中，X满足30≤X≤70。
本发明的磁阻效应元件，具备上述的本发明的交换结合膜，所述交换结合膜具备强磁性膜和以一般式：RMn表示的反强磁性膜，R是选自Ir、Rh、Pt、Au、Ag、Co、Pd、Ni、Cr、Ge、Ru、Re和Cu中的至少一种，上述反强磁性膜进行面内取向，而且与上述强磁性膜进行交换结合而构成，其特征在于，它具有用于在上述交换结合膜中的强磁性膜中进行电流通电的电极。
本发明的磁阻效应元件的特征是，上述强磁性膜具备两个强磁性体层、和在二个上述的强磁性体层之间插入的非磁性体层，其中一个上述强磁性层由所述反强磁性膜磁化固定。
本发明的磁阻效应元件的特征是，利用上述反强磁性膜进行磁化固定的上述强磁性体层，在上述反强磁性膜上层叠形成。
本发明的磁阻效应元件的特征是，上述交换结合膜中的反强磁性膜，在对膜面进行电子束衍射时，具有电子束衍射图像的各斑点的分布收纳在±15°以内的组织区域。
本发明的磁阻效应元件的特征是，上述交换结合膜中的反强磁性膜具有5nm以上的平均晶粒直径。
本发明的磁阻效应元件的特征是，上述反强磁性膜具有以一般式：RXMn100-X
表示的组成，式中，至少一部分具有面心立方晶系的晶体结构，X为满足2≤X≤50的数。
本发明的一种具有磁阻效应元件的磁头，所述磁阻效应元件包括交换结合膜，所述交换结合膜具备强磁性膜和以一般式：RMn表示的反强磁性膜，R是选自Ir、Rh、Pt、Au、Ag、Co、Pd、Ni、Cr、Ge、Ru、Re和Cu中的至少一种，上述反强磁性膜进行面内取向，而且与上述强磁性膜进行交换结合而构成，其特征在于，它包括：
下侧磁屏蔽层，
在上述下侧磁屏蔽层上、通过下侧重放磁隙形成所述磁阻效应元件，以及
在上述磁阻效应元件上、通过上侧重放磁隙形成的上侧磁屏蔽层。
进而，本发明的磁头的特征是，具备与上述上侧磁屏蔽层共同化的下侧磁极、在上述下侧磁极上形成的记录磁隙和设置在上述记录磁隙上的上侧磁极。
本发明的磁存储装置，包括上述本发明的交换结合膜，所述交换结合膜具备强磁性膜和以一般式：RMn的反强磁性膜，R是选自Ir、Rh、Pt、Au、Ag、Co、Pd、Ni、Cr、Ge、Ru、Re和Cu中的至少一种，上述反强磁性膜进行面内取向，而且与上述强磁性膜进行交换结合而构成，其特征在于，
上述交换结合膜的强磁性膜由包括强磁性体层/非磁性体层/强磁性体层的层叠构造的磁性多层膜构成，并且
上述强磁性体层中的一层具有
由反强磁性膜磁化固定的磁阻效应膜；
将信息存储在上述磁阻效应膜的写入电极；和
将存储在上述磁阻效应膜的信息重放的读出电极。
在本发明的交换结合膜中使用面内取向的反强磁性膜。面内取向膜，磁矩的方向趋于一致，进而在界面的共格性良好，与强磁性膜交换结合时，得到更大的交换结合力。进而，使反强磁性膜的晶粒直径大粒径化到5nm以上，能够使结晶稳定化。因此，含有R元素和Mn的反强磁性膜能充分发挥本来具有的特性。除此之外，反强磁性膜的膜内畸变得到缓和。
通过这些，按照本发明的交换结合膜，在室温和高温区能够稳定地得到足够的交换结合力。进而即使在交换结合膜的上部形成厚膜的场合，也抑制交换结合膜内的的内部应力的增大，因此能够谋求提高使用该交换结合膜的磁阻效应元件、磁头、磁记录装置等的特性。在强磁性膜由强磁性体层/非磁性体层/强磁性体层的层状结构构成的自旋阀膜中，无论使其上侧的强磁性体层和反强磁性膜交换结合，还是使下侧的强磁性体层和反强磁性膜交换结合，在任何场合都能得到足够大的交换结合力。另外，与反强磁性进行层叠的强磁性体层也可以不是单层的。
本发明的磁头例如适用于磁记录重放磁头的重放磁头。本发明的磁头是进而具备一对磁极和记录磁隙，构成磁记录重放磁头。
磁记录重放磁头搭载在磁盘装置等磁记录装置上。磁记录装置例如是具备磁记录媒体，具有通过磁畴将信号读入上述磁记录媒体上、而且通过从上述磁记录媒体发生的磁畴将信号读出的磁记录重放磁头的磁头滑块。
进而，本发明的交换结合膜能适用于像以下所示的磁记录装置。磁记录装置具有本发明的交换结合膜，上述交换结合膜的强磁性膜利用包含强磁性体层/非磁性体层/强磁性体层的层状结构的磁性多层膜构成的同时，具备一个上述强磁性体层通过上述反强磁性膜磁化固定的磁阻效应膜、将情报记忆读入在上述磁阻效应膜上的电极和将记忆在上述磁阻效应膜上的情报重放读出的电极。
【附图说明】
图1表示本发明的交换结合膜的一种实施方式构成的断面图。
图2示意地表示本发明交换结合膜中的反强磁性膜的电子束衍射图像的一个例子的图。
图3示意地表示反强磁性膜的微细结构的图。
图4A表示反强磁性膜的亚晶粒的面内结晶方向的一个例子图。
图4B示意地表示图4A所示的反强磁性膜的电子束衍射图像的图。
图5A表示反强磁性膜的亚晶粒的面内结晶方向的其他例子图。
图5B示意地表示图5A所示的反强磁性膜的电子束衍射图像的图。
图6A表示反强磁性膜的亚晶粒的面内结晶方向的其他例子图。
图6B示意地表示图6A所示的反强磁性膜的电子束衍射图像的图。
图7用于说明用电子束衍射使反强磁性膜的面内结晶方向一致的方法的图。
图8表示对面内取向的反强磁性膜的膜断面的电子束衍射图像的一个例子图。
图9表示对面内取向的反强磁性膜的膜断面的电子束衍射图像的其他例子图。
图10表示将本发明使用于AMR元件的一种实施方式的概略结构的断面图。
图11表示图10所示的AMR元件的变型例的断面图。
图12表示将本发明使用于GMR元件的一种实施方式的概略结构的断面图。
图13表示图12所示的GMR元件的变型例的断面图。
图14表示将本发明的MR元使适用于MRAM时的结构例的断面图。
图15表示MRAM的其他结构例的平面图。
图16表示图15所示的MRAM的断面图。
图17表示使用本发明的GMR元件的录放一体型磁头的第1实施方式构成的断面图。
图18表示使用本发明的GMR元件的录放一体型磁头的第2实施方式构成的断面图。
图19表示图17所示的录放一体型磁头的变型例构成的断面图。
图20表示图18所示的录放一体型磁头的变型例构成的断面图。
图21表示使用本发明的AMR元件的录放一体型磁头的第1实施方式构成的断面图。
图22表示使用本发明的AMR元件的录放一体型磁头的第2实施方式构成的断面图。
图23表示使用本发明磁头的磁盘装置的一种构成例的斜视图。
图24表示按照本发明实施例1的反强磁性膜的平均晶粒直径和使用该平均晶粒直径的交换结合膜的交换结合力的关系图。
图25表示按照本发明实施例3的反强磁性膜的平均晶粒直径和使用该平均晶粒直径的交换结合膜的交换结合力的关系图。
【具体实施方式】
以下，参照附图说明用于实施本发明的方式。
图1是示意地表示本发明交换结合膜的一种实施方式构成的图。在基板1上形成的交换结合膜2具有层叠的反强磁性膜3和强磁性膜4。所谓反强磁性膜3和强磁性膜4，只要在它们之间产生交换结合地至少一部分层叠地形成就行。
再者，反强磁性膜3和强磁性膜4的层叠顺序根据用途设定。图1表示强磁性膜4配置在反强磁性膜3的上侧的状态，但反强磁性膜3也可以配置在强磁性膜4的上侧。另外，也可以以反强磁性膜3和强磁性膜4多重层叠的层叠膜构成交换结合膜。
反强磁性膜3至少由含有从Ir、Rh、Pt、Au、Ag、Co、Pd、Ni、Cr、Ge、Ru、Re和Cu中选择的至少一种的R元素和Mn的反强磁性材料构成。作为这样的反强磁性材料的具体例子，可举出实质上以
一般式：RxMn100-x (1)
(式中，x表示原子百分数，并且满足2≤x≤80)表示的RMn合金及
一般式：(Rx’Mn1-x’)100-yFey (2)
(式中，x’表示原子百分数，并且满足0.02≤x’≤0.80，y表示原子的百分数，并且满足0＜y＜30)表示的RMnFe合金等反强磁性合金。反强磁性合金的晶体结构，根据R元素的种类和组成，为面心立方晶体结构、面心正方晶体结构、体心立方晶体结构或者体心正方晶体结构。
由像上述的RMn合金RMnFe合金(以下总称为RMn系合金)等构成的反强磁性膜3具有面内的晶粒间的结晶方向所沿的组织。即，反强磁性膜3是面内取向膜。按照面内取向的反强磁性膜3，例如在反强磁性膜3具有面心立方晶体结构的场合，对该膜面进行电子束衍射时，得到如图2所示的电子束衍射图像。从图2所示的电子束衍射图像可清楚反强磁性膜3进行(111)取向。而且，从<111>方向的电子束入射产生的衍射斑点，画若干线，但其扩展狭窄，不管怎样宽大也收纳在±15°以内。
在具有这样的面内取向的反强磁性膜3和强磁性膜4的交换结合膜2中，不用说提高粘连温度，也能提高交换结合力本身。面内取向膜的磁矩方向趋于一致，而且在界面的共格性也良好，因此在与强磁性膜4进行交换结合时，得到更大的交换结合力。
由电子束的入射而产生的衍射斑点进行画线，在该线的扩展超过±15°的场合，不能充分发挥RMn系合金特性的危险大。这样，本发明的反强磁性膜3是至少一部分具有电子束衍射图像的各衍射斑点分布收纳在±15°以内的组织区域。进而，反强磁性膜3的电子束衍射图像的各衍射斑点的扩展在±15°以内的场合，能缓和膜内的畸变。因此，即使在反强磁性膜3上层叠厚膜的磁头等中，也能够防止由内部应力增大引起的交换结合力的降低。
在此，反强磁性膜如图3所示，例如具有由主晶粒MG的聚集体构成的微细结构。在主晶粒MG中存在许多亚晶粒SG。在对这样的主晶粒MG从膜面方向照射电子束B1、进行电子束衍射的场合，如图4所示，若亚晶粒SG的面内结晶方向(在图4A中以箭头表示。例如<220>方向)趋于一致，则如图4B所示，电子衍射图像的各衍射斑点以点表示。
如图5A所示，若亚晶粒SG的结晶方向多少不一致，则如图5B所示，电子束衍射图像的各衍射斑点的点聚集，成为画线的状态。本发明的反强磁性膜具有该衍射斑点分布收缩在±15°以内的区域。另一方面，如图6A所示，例如即使在膜厚方向进行(111)取向，若亚晶粒SG的面内结晶方向不趋于一致，如图6B所示，衍射图像中的各衍射斑点连接许多点，成为环状。
本发明中的反强磁性膜如上所述，主晶粒MG内的亚晶粒SG的面内结晶方向趋于一致即可。具体地说，电子束衍射图像的各衍射斑点的分布具有收纳在±15°以内的区域即可。例如，如图3所示，即使存在主晶粒MG间(例如MG1和MG2)的面内的结晶方向不同的区域，在本发明中也是允许的。
再者，所谓反强磁性膜3进行面内取向，不限于从膜面方向的电子束衍射，因为对于膜厚方向的断面电子束衍射图像也能等同。例如，如图7所示，对反强磁性膜3的膜断面照射电子束B2。在电子束B2中使用具有由FE-TE产生的1nm程度的电子束径(nm-probe)。
例如，反强磁性膜3具有立方晶体结构时，从面内取向的反强磁性膜3的膜面方向的电子束衍射图像是如图2所示。若对这样的反强磁性膜3的膜断面进行电子束衍射，则按照电子束B2的入射方向得到如图8和图9所示的特定电子束衍射图像。这些电子束衍射图像等同于反强磁性膜3面内取向。图8是从<110>方向入射电子束B2时的衍射图像。图9是从<211>方向入射电子束B2时的衍射图像。
由上述的RMn系合金构成的反强磁性膜3更具有5nm以上的晶粒直径。在此，RMn系合金具有基本上高的尼耳温度，能够提高这样的反强磁性膜3和强磁性膜4的交换结合膜2的粘连温度。使反强磁性膜3的晶粒直径大粒径化到5nm以上，RMn系合金能够稳定地发挥本来具有的特性。因此，在室温和高温区能够稳定地得到良好的交换结合力，能够提高交换结合膜2的可靠性。
使反强磁性膜3的晶粒直径大粒径化到5nm以上，还能够缓和反强磁性膜3内的畸变。在反强磁性膜中若产生畸变，作为在反强磁性膜上层叠厚膜的磁头等的结构时，则反强磁性膜的内部应力更增大，交换结合力降低。由此磁头特性等劣化。反强磁性膜3的晶粒直径大粒径化到5mm以上，由于缓和膜内畸变，能够抑制由畸变引起的特性劣化。
为了更提高反强磁性膜3自身的特性，更希望反强磁性膜3的晶粒直径是10nm以上。反强磁性膜3的晶粒直径的上限没有特别的限制，可以是适应其膜厚的值。另外，反强磁性膜3也可以是单晶膜。在本发明中，在反强磁性膜选择由主晶粒和该主晶粒内的亚晶粒组成的晶体结构时，所谓本发明的平均晶粒直径是指主晶粒的晶粒直径。
例如在以溅射法进行成膜的场合，使用低氧浓度的合金靶，而且通过控制成膜室内的氧浓度，能够再现性良好地得到面内取向的反强磁性膜3。按照这样的成膜方法，可以使反强磁性膜3的晶粒直径大粒径化到5nm以上。所使用的合金靶中的氧含量最好是1重量％以下。通过使合金靶中的氧含量达到1重量％以下，即使是富Mn的合金靶也能实现高密度化。
合金靶的低氧含量化和高密度化，能大大有助于使用这样的靶进行成膜的反强磁性膜3的高纯度化，特别有助于低氧浓度化。进而，也有助于改善反强磁性膜3的膜质和膜组成(来自靶组成的偏差)等。反强磁性膜3的高纯度化直接影响晶粒间的结晶取向和晶粒直径。即，若使反强磁性膜3高纯度化，则能够再现性良好地得到面内取向的反强磁性膜3。进而，若反强磁性膜3是高纯度，就促进RMn系合金的晶粒长大，因此再现性良好地得到具有5nm以上的晶粒直径的反强磁性膜3。从上述的理由看，所使用的合金靶的密度最好是90％以上。
由RMn系合金组成的合金靶，通过烧结R元素与Mn的合金粉末和混合粉末或者进行熔融而得到。此时，作为起始原料使用高纯度粉末，并且在混合时防止杂质量的增加，使用热压和HIP等制作靶，能够使靶中的氧含量达到1重量％以下。合金靶中的氧含量最好达到重量的0.7％以下。烧结手段只要能够形成Mn化合物，可以是长压烧结。
反强磁性膜3进行溅射成膜时的背压最好达到10-6Pa。如果采用这样的背压，就能抑制成膜时的氧混入等，更能提高反强磁性膜3的纯度。由此，提高反强磁性膜3的面内取向性。反强磁性膜3的面内取向性和晶粒直径，也可以通过成膜时的基板加热、靶的公转、使用高纯度Ar、使用Xe气体而进行的成膜等来提高。
在以上述(1)式表示的RMn合金中，如上所述，R由选自Ir、Rh、Pt、Au、Ag、Co、Pd、Ni、Cr、Ge、Ru、Re和Cu中的至少一种元素组成，例如通过CrPtMn和PdPtMn等的组合等等提高交换结合特性。若这样的R元素的含量过少，则有耐蚀性降低的倾向，而R元素的含量过多，反强磁性就弱。因此，规定R元素量的x值较好达到2～80％的原子百分数的范围，最好达到10～70％的原子百分数的范围。
在以(2)式表示的RMnFe合金中，规定R元素量的x’值，也由于同样的理由最好达到0.02～0.80％的原子百分数的范围。Fe使RMn和强磁性膜4的晶格共格性良好，具有使交换结合膜2的交换结合力变大的作用。但是，Fe含量是30％的原子百分数以上时，耐蚀性大大降低，因此，Fe含量规定为低于30％的原子百分数。最好Fe含量是0.01％≤y≤25％的原子百分数的范围。
在R是Ir、Rh、Au、Ag、Co、Ge、Ru、Re时，RMn合金的更佳的组成范围是5％≤x≤40％的原子百分数。含有上述的R元素的RMn合金，一般x是5～40％的原子百分数的组成范围，面心立方晶系的晶体结构稳定。晶体结构的至少一部分是面心立方晶体结构的RMn合金，具有特别高的尼耳温度，因而更能提高交换结合膜2的粘连温度。具有面心立方晶系晶体结构的RMn合金，通常，与具有面心立方晶系的晶体结构或者密排六方晶体结构的强磁性膜4的晶格共格性良好。出于同样的理由，RMnFe合金中的R元素的组成比最好也达到5％≤x≤40％的原子百分数。
再者，含有上述R元素的大部分的RMn合金，一般在x是35～60％的原子百分数的组成范围，面心正方晶系的晶体结构成为稳定。但是，在晶体结构是面心立方晶系的Cu等组成的基底上及在同样具有面心立方晶体结构的Fe、Co、Ni和它们的合金等作为主体的强磁性膜4上，在使RMn合金构成的反强磁性膜3外延生长的场合，即使x在40％＜x＜70％的原子百分数的范围，也得到具有面心立方晶系的晶体结构的RMn合金。
在R是Ni、Pd的场合，晶体结构是面心正方晶系时，热稳定性提高。因此，像这样的晶体结构成为稳定的组成范围，也就是说最好达到30％≤x≤70％的原子百分数。进而，在R是Cr的场合，RMn合金选择体心立方晶体结构和体心正方晶体结构，组成范围最好是30≤x≤70的原子百分数。另外，在R是Pt的场合，面心立方结晶和面心正方结晶共同使热稳定性良好，最好是2％≤x≤30％的原子百分数或者40％≤x≤70％的原子百分数的组成范围。
规定RMnFe合金中的R元素量的x’值，也由于同样的理由，根据R元素的种类，最好与上述的RMn合金成为相同组成范围地设定。
由RMn系合金构成的反强磁性膜3，进而可以含有从Ta、Hf、Ti、Nb、Si、Al、W、Zr、Ga、Be、In、Sn、V、Mo、Ru、Os、Cd、Zn、和N中选择的至少一种的添加成分。在RMn系合金中，根据上述的组成范围和晶体结构等，与以往的FeMn合金相比，得到充分良好的耐蚀性，但由于含有这样的添加成分能够更加提高耐蚀性。
但是，若过多量地含有上述的添加成分，则有交换结合膜2的交换结合力降低的危险。因此，对于RMn系合金，上述元素的配合量较好是50％的原子百分数以下，最好是90％的原子百分数以下。
由RMn系合金构成的反强磁性膜3，最好至少一部分具有规则相。这是因为通过使由RMn系合金构成的反强磁性膜3的原子排列规则化，尼耳点上升，进而交换结合膜2的粘连温度上升。交换结合膜2的可靠性提高，而且也能够增大反强磁性膜3和强磁性膜4的交换结合力本身。
再者，在以RMn系合金形成反强磁性膜3的场合，在刚形成反强磁性膜3后的as-depo状态，通常是不规则相支配的。对其进行373～573K程度的热处理，生成例如Cu3Au型、CuAu型等规则相。
由RMn系合金构成的反强磁性膜3的膜厚，只要是表现反强磁性的范围即可，没有特别的限制。在交换结合膜2中，为了得到特别大的交换结合力，希望使反强磁性膜3的膜厚比强磁性膜4的膜厚要厚。在强磁性膜4的上侧层叠反强磁性膜3的场合，从热处理后的交换结合力的稳定性等观点看，反强磁性膜3的膜厚，在面心立方结晶时，较好是3～20nm程度，最好是15nm以下。另一方面，在面心正方结晶时，最好是15～40nm程度。从同样的观点看，强磁性膜4的膜厚最好是1nm以上至3nm。另一方面，在强磁性膜4的下侧层叠反强磁性膜3的场合，反强磁性膜3的膜厚最好是3～50nm程度。强磁性膜4的膜厚最好也是1nm～7nm。在此，称为钉止层的层也可以是层状结构，该强磁性膜4的膜厚是实质上与反强磁性膜连接的层的膜厚。
在强磁性膜4中，可以使用由Fe、Co、Ni及它们的合金构成的单层结构的强磁性体层、显示强磁性性质的磁性多层膜和粒状膜等。作为具体的强磁性膜4，可举出各向异性磁阻效应膜(AMR膜)、自旋阀膜、人造晶格膜、粒状膜、强磁性隧道接合膜等巨大磁阻效应膜(GMR膜)等。
在上述的强磁性体中，特别是因为Co或Co合金与由RMn系合金构成的反强磁性膜3层叠形成，所以得到粘连温度非常高的交换结合膜2，因此最好使用该膜。在强磁性膜4是MR膜的场合，在Co中添加Fe、Ni及其他元素的Co合金显示大的MR变化率，因而是令人满意的。
作为在Co合金中添加的元素，除了上述的Fe和Ni之外，可以使用Pd、Au、Ag、Cu、Pt、Ir、Rh、Ru、Os、Hf等的1种或2种以上。这些添加元素量最好是5～50％的原子百分数的范围。更希望使用以5～40％的原子百分数范围含有Fe的CoFe合金。含有Fe的Co合金，在使强磁性膜4和反强磁性膜3的交换结合力大方面是有利的。另外，该强磁性膜可以是组成调制膜，也可以是不同组成的层叠膜。
进而，像后面详述的自旋阀膜那样，在强磁性膜4具有包含强磁性体层/非磁性体层/强磁性体层的层状结构的磁性多层膜时，NiFe系强磁性体，是其构成元素的Ni和作为非磁性体层多使用的Cu是全率固溶系。因此，在MR元件和磁头的制作工序中，由于473K程度的温度上升，引起扩散，即使在磁场中进行热处理，磁阻变化率的值不再现地变小。
另一方面，Co和Cu是非固溶系，在MR元件和磁头的制作工序中即使经过623K的温度，通过在磁场中进行热处理，也得到原来的磁阻变化率。再者，面心正方晶系的NiMn、PdMn、PrMn等在as-depo状态不能交换结合，在543K的温度进行退火循环，可以达到交换结合。从耐这样的退火循环的观点看，也能希望Co系强磁体作为强磁性膜4的构成材料。
因为这样，所以强磁性膜4最好具有至少有面心立方晶系的晶体结构或者密排六方晶系晶体结构的Co或Co合金层。强磁性膜4的结晶性等特性没有特别的限制，可以是结晶状的高取向膜，并且也可以是非高取向。进而，也可以使用微晶膜和非晶态膜。
交换结合膜2，使用溅射法、蒸镀法、MBE法等各种公知的成膜方法，例如在玻璃、树脂等非晶质基板，Si、MgO、Al2O3、Al2O3·TiC、斜硅钙石等单晶基板、取向基板、烧结基板等各种基板1上形成。在适用于MR元件和磁头等的场合，在适应它们的结构的各种基底上形成。交换结合膜2的成膜方法没有特别的限制，但在得到面内取向的反强磁性膜3上，最好使用采用上述的低氧浓度的合金靶的溅射法成膜。
在形成交换结合膜2的基板1上可以设置具有1～100nm厚的底膜。底膜只要是提高反强磁性膜3和强磁性膜4的结晶性即可，没有特别的限制，但可以使用例如Pd和Pt等贵金属，CoZrNb等结晶状金属，具有Ta和Ti、Cu合金等的面心立方晶体结构和体心立方晶体结构的金属和合金等。进而，为了对反强磁性膜3和强磁性膜4的结合赋予单轴各向异性，在磁场中进行成膜，或者也可以在磁场中进行热处理。热处理用于出现规则相也是有效的。
在消除磁阻效应元件(MR元件)中的强磁性膜的巴克豪森噪声、或者人造晶格膜和自旋阀膜中的强磁性膜的磁化固定等中，有效地使用上述实施方式的交换结合膜2。但是，交换结合膜2的用途并不限于MR元件，例如在由强磁性膜构成的磁轭的磁各向异性控制等各种用途中也能使用。
接着，参照图10～13说明使用上述交换结合膜的磁阻效应元件(MR元件)的实施方式。MR元件例如作为像HDD那样的磁记录装置用磁头的重放元件和磁场检测用传感元件等是有效的，但除这些之外，也可以在像磁阻效应存储(MRAM(Magnetoresistive random access memoty))那样的磁记录装置中使用。
首先，叙述在重放用磁头中使用本发明的MR元件时的实施方式。图10示出在消除各向异性磁阻效应膜(AMR膜)的巴克豪森噪声等中使用本发明的交换结合膜的AMR元件5的一种构成例。
AMR元件5，作为强磁性膜，依存于电流方向和磁性膜的磁矩的形成角度，具有由电阻变化的Ni80Fe20等强磁性体构成的AMR膜6。在该AMR膜6的两端分别层叠形成反强磁性膜3。这些AMR膜6和反强磁性膜3构成交换结合膜，从反强磁性膜3对AMR膜6赋予磁偏。
再在AMR膜6的两端，通过反强磁性膜3，形成电气连接的、由Cu、Ag、Au、Al或它们的合金构成的一对电极7。通过该一对电极7向AMR膜6供给电流(读出电流)。由这些AMR膜6、反强磁性膜3和一对电极7构成AMR元件5。再者，电极7也可以形成与AMR膜6直接接触的形式。另外，这些各构成元件例如在由Al2O3·TiC等构成的基板1的主表面上形成。
在上述的AMR元件5中，利用AMR膜6和反强磁性膜3的交换结合，对AMR膜6赋予磁偏进行磁区控制。通过该AMR膜6的磁区控制，抑制巴克豪森噪声的发生。向由反强磁性膜3形成的AMR膜6赋予磁偏，如图11所示，也可以通过在AMR膜6上经过交换偏磁场调整膜8层叠反强磁性膜3形成的结构来实现。AMR膜6和反强磁性膜3通过交换偏磁场调整膜8进行交换结合。在此情况下，一对电极7与反强磁性膜3两端部一部分层叠地形成。
在AMR元件5中，在向AMR膜6赋予磁偏时，使用本发明的交换结合膜的场合，如上所述，由RMn系合金构成的反强磁性膜3能够充分且稳定地发挥基本特性，因此，在室温和高温区能够稳定地得到足够的交换结合力。因而，在各种条件下都能再现性良好地抑制巴克豪森噪声的发生。
图12示出在巨大磁阻效应膜(GMR膜)的强磁性体层的磁化固定中使用本发明的交换结合膜的GMR元件9的一种构成例。GMR元件9作为强磁性膜具有GMR膜10。
图12所示的GMR元件9具有由自旋阀膜构成的GMR膜(自旋阀GMR膜)10。自旋阀GMR膜10具有强磁性体层11/非磁性体层12/强磁性体层13的层状结构膜。其中，在上侧的强磁性体层13上层叠形成反强磁性膜3，强磁性体层13和反强磁性膜3构成交换结合膜。上侧的强磁性体层13是利用与反强磁性膜3的交换结合力进行磁化固定的所谓磁化钉止层。另一方面，下侧的强磁性体层11是利用来自磁记录媒体等的信号磁场(外部磁场)变化磁化方向的所谓磁化自由层。
强磁性体层11根据需要在磁性底层14上形成。磁性底层14可以用一种磁性膜构成。也可以是不同种类的磁性膜的层叠膜。作为磁性底层14，使用非晶态系软磁性体和具有面心立方晶体结构的软磁性体，例如NiFe合金、NiFeCo合金、在上述合金中添加各种添加元素的合金等。进而，最好使用非晶态系软磁性体和具有面心立方晶体结构的软磁性体的层叠膜，此时具有面心立方晶体结构的软磁性体与强磁性体层11结合地形成，但在提高自旋阀GMR膜10的结晶性上是令人满意的。另外，代替非晶态系软磁性体也可以使用面心立方晶体结构和体心立方晶体结构的金属和合金。另外，非晶态系软磁性体的下面即使有它们也不介意。
另外，在磁性底层14的下面以提高取向性等为目的，进而可以设置具有1～100nm厚度的底膜。底膜只要是提高结晶性和取向性的就行，没有特别的限制，例如可以使用Pd和Pt等贵金属，CoZrNb等非晶态金属，具有面心立方晶体结构和体心立方晶体结构的金属和合金等。再者，图15中是Ta等构成的保护膜，根据需要而形成。另外，作为这样的保护膜，也往往选择控制反强磁性膜的晶格常数地施加压缩应力目的等的材料。
在自旋阀GMR膜10的两端部形成由Cu、Ag、Au、Al、它们的合金等构成的一对电极7。由该一对电极7向自旋阀GMR膜10供给电流(读出电流)。由自旋阀GMR膜10和一对电极7构成GMR元件9。电极7也可以作为在自旋阀GMR膜10下侧形成的形态。
在强磁性体层11、13上如上所述最好使用Co或Co合金。在配置在强磁性体层11、13之间的非磁性体层12上可以使用各种导电性非磁性材料，但最好使用自旋依存散射大的Cu。
在自旋阀GMR膜10上的磁化钉止层和磁化自由层的位置，可以是上下相反。图13示出在下侧配置磁化钉止层的自旋阀GMR膜10。该自旋阀GMR膜10在基板1侧形成反强磁性膜3在该反强磁性膜3上形成强磁性体层11/非磁性体层12/强磁性体层13的层状结构膜。在此情况下，下侧的强磁性体层11和反强磁性膜3构成交换结合膜，下侧的强磁性体层11是磁化钉止层，上侧的强磁性体层13是磁化自由层。
在基板1侧上形成反强磁性膜3时，为了提高其晶体结构的稳定性和结晶方向性，反强磁性膜3可以设置在底膜16上。即使没有底膜16，本发明中的RMn系反强磁性材料能(111)取向或者(110)取向地成长。作为底膜16可以使用Ta、Zr、Nb、Cu、Cr、Hf、Ti等，也可以使用具有面心立方晶体结构和体心立方晶体结构的合金或单金属。按照本发明，RMn系合金例如即使在10≤x≤70的原子百分数的组成范围，也能够稳定地实现反强磁性膜3下置结构。即，本发明特别因为向富Mn侧的效果异常，所以能够实现通常为不稳定的反强磁性膜3下置的结构。
在反强磁性膜3与是磁化钉止层的强磁性体层11的界面上，为了使从反强磁性膜3向强磁性体层11的交换偏磁场增大，可以插入具有它们的中间晶格常数的磁性膜。或者也可以插入使强磁性体层11的晶体结构稳定化的磁性体极薄层等。另外，该强磁性体层也可以是中途地夹持非磁性体层的层叠膜。
根据需要，可以在是磁化自由层的强磁性体层13上形成软磁性辅助膜17。特别是，在强磁性体层13上使用CoFe合金等Co合金的场合，希望形成由NiFe合金，NiFeX(X：选自Cr、Nb、Ta、Zr、Hf、W、Mo、V、Ti、Rh、Ir、Cu、Au、Ag、Mn、Re、Ru中的至少一种元素)合金，CoZrNb系、CoFeRe系、CoFeAlO系等非晶态磁性合金，FeZrN、COFeTaN等氮化微晶合金，CoNbC、FeTaV等碳化微晶合金，或者它们的层叠膜等构成的软磁性辅助膜17，提高强磁性体层13的软磁性。
在自旋阀型的GMR元件9中，在一个强磁性体层的磁化固定中使用本发明的交换结合膜的场合，如上所述，因为充分且稳定地发挥由RMn系合金等构成的反强磁性膜3的基本特性，在室温和高温区能够稳定地得到足够的交换结合力，所以钉止层的磁化固定状态成为稳定且牢固的。由此能够稳定地得到良好的GMR特性。
另外，在记录重放一体型磁头等中使用GMR元件9的场合，能够防止由厚膜的多层化引起的交换结合膜的特性劣化。进而，如果使用本发明的交换结合膜，即使是具有富Mn的面心立方晶体结构的反强磁性膜，也能够进行与自旋阀膜下侧的强磁性体层的良好交换结合。
在图12和图13所示的GMR元件9中，在GMR膜10上也可以使用具有强磁性体层和非磁性体层的多层层叠膜的人造晶格膜、强磁性隧道结合膜等。在强磁性隧道结合元件中，与自旋阀型的GMR元件同样地在一个强磁性体层的磁化固定中使用反强磁性膜。
下面，叙述在磁阻效应存储(MRAM)中使用本发明的MR元件时的实施方式。
图14是表示利用巨大磁阻效应(GMR)的MRAM的一种实施例的图。在该图中所示的MRAM18具有在玻璃基板和Si基板等基板19上形成的自旋阀GMR膜20。在自旋阀GMR膜20的强磁性体层23的磁化固定中使用本发明的交换结合膜。
即，在基板19上形成强磁性体层21/非磁性体层22/强磁性体层23的层状结构膜。其中，通过调节交换结合力大小的调整膜3’，在强磁性体层23上形成反强磁性膜3。在此情况下，上侧的强磁性体层23和反强磁性膜3构成交换结合膜，上侧的强磁性体层23是磁化钉止层，下侧的强磁性体层21是磁化自由层。
在自旋阀GMR膜20的上部，通过绝缘层24设置读入电极(字码线)25。通过在读入电极25中流过电流时的电流方向改变磁化钉止层23的磁化方向，其方向不论是哪一个或规定为“1”或规定为“0”。
在自旋阀GMR膜20的两端部、通过由Au等构成的分流层26设置一对读出电极(位线)27。由一对电极27向自旋阀GMR膜20供给电流(读出电流)。数据的读出，在读入电极25和读出电极27中流过从正变成负的脉冲电流。此时，磁化自由层21的磁化方向例如从右向变成左相向。伴随这种变化，自旋阀GMR膜20的电阻值，在磁化钉止层23的数据是“1”时从最大变成最小，在磁化钉止层的数据是“0”时从最小变成最大。读出该电阻变化，作为电极27的电压变动而输出。像这样进行，能够读出在MRAM18上记忆的数据。
在这样的MRAM18中，也能得到与磁头用的GMR元件9相同的效果。在数根字码线和与此交叉的数根位线的各交叉部分别配置MRAM18，将其阵列状地配置在单一的基板上构成集成化的记忆装置
在使用将反强磁性膜3下置的自旋阀GMR膜的MRAM中，也使用本发明的交换结合膜，能够得到良好的特性。在图15和图16中示出使用将反强磁性膜3下置的自旋阀GMR膜的MRAM的结构。图15是MRAM28的平面图，图16是沿图15的A-A’线的剖面图。
在图15和图16所示的MRAM28中，在基板19上形成反强磁性膜3。在反强磁性膜3上形成强磁性体层23/非磁性体层22/强磁性体层21的层状结构膜。由此构成反强磁性膜3下置的自旋阀GMR膜29。在此情况下，下侧的强磁性体层23和反强磁性膜3构成交换结合膜，下侧的强磁性体层23是磁化钉止层，上侧的强磁性体层21是磁化自由层。这种结构将数据读入磁化自由层。
在将反强磁性膜3下置的自旋阀GMR膜29的两端部外侧，配置一对读出电极(位线)27。在自旋阀GMR膜29上、通过绝缘层24a设置X方向的读入电极25a。再在其上、通过绝缘层24b设置Y方向的读入电极25b。X方向的读入电极25a和Y方向的读入电极25b交叉地配置，在该交叉部配置自旋阀GMR膜29。
接着，参照图17～图22说明在重放用MR磁头和使用该磁头的记录·重放一体型磁头中使用上述实施方式的MR元件(GMR元件和MR元件)时的实施方式。
首先，叙述在重放用磁头中使用本发明的GMR元件的记录·重放一体型磁头的实施方式。如图17所示，在Al2O3·TiC构成的基板31的主表面上、通过Al2O3绝缘层32形成由软磁性材料构成的下侧磁屏蔽层33。在下侧磁屏蔽层33上、通过Al2O3等非磁性绝缘膜构成的下侧重放磁隙34形成图12或图13所示的GMR元件9。
图中35是对自旋阀GMR膜10赋予偏磁畴的CoPt合金等构成的硬质磁性膜。另外，在硬质磁性膜35上形成一对电极7，自旋阀GMR膜10和一对电极7通过硬质磁性膜35进行电气连接。对自旋阀GMR膜10赋予偏磁畴的硬质磁性膜35，如图18所示，也可以预先在下侧重放磁隙34上形成。在此情况下，包含一对硬质磁性膜35上，在下侧重放磁隙34上形成自旋阀GMR膜10，在其上形成一对电极7。
在GMR元件9上形成由Al2O3等非磁性绝缘膜构成的上侧重放磁隙36。再在其上形成由软磁性材料构成的上侧磁屏蔽层37，由此，构成作为重放磁头机能的屏蔽型GMR磁头38。
在由屏蔽型GMR磁头38构成的重放磁头上，形成由感应型薄膜磁头39构成的记录磁头。屏蔽型GMR磁头38的上侧磁屏蔽层37兼任感应型薄膜磁头39的下部记录磁极。在该上侧磁屏蔽层兼下部记录磁极37上，通过由Al2O3等非磁性绝缘膜构成的记录磁隙40，形成规定形状图案的上部记录磁极41。
利用由这样的屏蔽型GMR磁头38构成重放磁头和由感应型薄膜磁头39构成的记录磁头构成录放一体型磁头42。如图19和图20所示，上部记录磁极41，在记录磁隙40上形成的SiO2绝缘层43上设置沟槽44，也可以是埋入该沟槽44内形成。按照这样的上部记录磁极41，能够再现性良好的实现狭窄信道。录放一体型磁头42，例如采用半导体工艺、通过进行形状形成和分割等而制作。
上述实施方式的录放一体型磁头42中的屏蔽型GMR磁头38，能够充分产生RMn系合金构成的反强磁性膜和强磁性膜的交换结合膜本来具有的大交换结合力和高的粘连温度。在自旋阀GMR膜10上形成上侧磁屏蔽层兼下部记录磁极37和保护膜(未图示)等的厚膜，但自旋阀GMR膜10内的反强磁性膜的膜内畸变，如上所述得到缓和。因此，能够抑制由厚膜形成引起的反强磁性膜的内部应力增大，发挥良好的磁特性。由此能够稳定地得到良好的磁头特性。
下面，参照图21和图22叙述在重放用磁头中使用本发明的AMR元件的记录·重放一体型磁头的实施方式。
图21中所示的录放一体型磁头45，与上述的实施方式同样地在Al2O3·TiC等构成的基板31主表面上、通过Al2O3绝缘层32形成由软磁性材料构成的下侧磁屏蔽层33。在下侧磁屏蔽层33上、通过Al2O3等非磁性绝缘膜构成的下侧重放磁隙34形成图10所示的AMR元件5。或者如图22所示，在下侧重放磁隙34上形成图11所示的AMR元件5。
在上述的AMR元件5上形成由Al2O3等非磁性绝缘膜构成的上侧重放磁隙36，再在其上形成由软磁性材料构成的上侧屏蔽层37。由它们构成作为重放磁头机能的屏蔽型AMR磁头46。在该屏蔽型AMR磁头46上形成的感应型薄膜磁头39具有与上述实施方式相同的构成。利用这些屏蔽型AMR磁头46构成的重放磁头和感应型薄膜磁头39构成录放一体型磁头45。
在该实施方式的录放一体型磁头45中，也能充分产生RMn系合金构成的反强磁性膜和强磁性膜的交换结合膜本来具有的大交换结合力和高粘连温度。因而，能够稳定地抑制巴克豪森噪声的发生，进而能够经长时间稳定地得到AMR膜6的输出成为可能。在反强磁性膜3上形成上侧磁屏蔽层兼下部记录磁极37和保护膜(未图示)等的厚膜，但反强磁性膜3的膜内畸变如上所述得到缓和，因此抑制由厚膜形成引起的反强磁性膜3的内部应力的增大，能够发挥良好的磁特性。由此能够稳定地得到良好的磁头特性。
上述的录放一体型磁头组装到磁头滑块中。具备录放一体型磁头的磁头滑块搭载在例如图23所示的磁盘装置等磁记录装置上。图23示出使用旋转执行器的磁盘装置50的概略结构。
磁盘51靠安装在主轴52上的、应答来自驱动装置控制源(未图示)的控制信号的电动机(未图示)进行转动。以在磁盘51上上浮状态进行情报的记录重放的磁头滑块53安装在薄膜状的悬置部件54的前端。
磁盘51一旋转，磁头滑块53的媒体相对面(ABS)就从磁盘51的表面具有规定的上浮量(0以上、100nm以下)地被保持。磁头滑块53是具备上述实施方式的录放一体型磁头的磁头滑块。
悬置部件54连接在具有保持未图示的驱动线圈的线圈架部等的执行元件臂55的一端。在执行元件臂55的另一端设置是线性电动机的一种的音圈电动机56。音圈电动机56由卷绕在执行元件臂55的线圈架部的未图示的驱动线圈、夹住该线圈地相对配置的永磁铁和相对置的轭组成的磁回路构成。
执行元件臂55靠设置在固定轴57的上下2个位置的未图示的滚珠轴承来保持，利用音圈电动机56能够自由地旋转滑动。
接着，说明本发明的具体的实施例及其评价结果。
实施例1
首先，使用RF磁控管溅射装置，在磁场中，在热氧化Si基板1上依次地形成RhMn合金构成的膜厚20nm的反强磁性膜3和CoFe合金构成的膜厚5nm的强磁性膜4，制成图1所示的交换结合膜2。此时，基板不特别进行加热。另外，在反强磁性膜3的溅射成膜中，使用氧含量为0.3重量％、密度为95％的Rh20Mn80合金相构成的靶。
所得到的由RhMn合金构成的反强磁性膜3的组成与靶的组成一致。另外，用X射线衍射调查晶体结构，具有面心立方晶体结构。进行反强磁性膜3的电子显微镜观察和电子束衍射的结果，其主晶粒的平均晶粒直径是约100nm。并且反强磁性膜3沿膜厚方向进行(111)取向，在面内的结晶方向大致是一致的。该反强磁性膜3的电子束衍射图像是如图2所示。测定这样的反强磁性膜3和强磁性膜4的交换结合力，得到500Oe的良好值。
接着，使用变化氧含量和密度的数个靶，将Rh20Mn80合金构成的反强磁性膜3进行溅射成膜。测定各个反强磁性膜3的平均晶粒直径和与CoFe合金构成的强磁性膜4的交换结合力。其结果示于图24中。从图24可清楚地知道，通过反强磁性膜3的平均晶粒直径达到5nm以上，能够稳定地得到良好的交换结合力。
实施例2
和实施例1同样地制作，将表1中所示的RMn合金构成的反强磁性膜和CoFe合金构成的强磁性膜成膜，制成交换结合膜。在反强磁性膜的溅射成膜中使用的靶是如表1中所示。和实施例1相同地测定这些交换结合膜中的反强磁性膜的主晶粒的平均晶粒直径和交换结合力。其结果示于表1中。从膜面和膜断面的电子束衍射已证实，反强磁性膜都是面内取向。
表1 试料 No 靶组成的原子 百分数(％) 氧含量的 重量(％) 密度 (％) 膜组成的原子 百分数(％) 平均晶粒 直径(nm) 晶体 结构 交换结合力(Oe) 1 Ir22Mn78 0.05 95 Ir22Mn78 类似单晶*1 fcc 700 2 Pt15Mn85 0.3 93 Pt15Mn85 80 fcc 450 3 Pt48Mn52 0.2 93 Pt48Mn52 27 fct 500*2 4 Ni50Mn50 0.15 95 Ni50Mn50 30 fct 550*2 5 Cr50Mn50 0.2 95 Cr50Mn50 35 bcc 530 6 Pt50Mn50 0.3 96 Pt50Ma50 30 fct 500*2
*1：得到类似大致单晶的膜。
*2：表示退火后的交换结合力。
实施例3
使用RF磁控管溅射装置，在磁场中，在热氧化Si基板1上依次地将PtMnFe合金构成的膜厚15nm的反强磁性膜3和CoFe合金构成的膜厚5nm的强磁性膜4成膜，制成图1所示的交换结合膜2。此时，基板不特别进行加热。另外，在反强磁性膜3的溅射成膜中，使用氧含量为重量的0.3％、密度为95％的Pt18Mn72Fe10合金相构成的靶。
所得到的由PtMnFe合金构成的反强磁性膜3的组成与靶的组成一致。用X射线衍射调查晶体结构，具有面心立方晶体结构。进行反强磁性膜3的电子显微镜观察和电子束衍射的结果，其主晶粒的平均晶粒直径是约85nm，并且反强磁性膜3沿膜厚方向进行(111)取向，同时在面内的结晶方向大致是一致的。测定这样的反强磁性膜3和强磁性膜4的交换结合力，得到400Oe的良好值。
接着，使用变化氧含量和密度的数个靶，将Pt18Mn72Fe10合金构成的反强磁性膜3进行溅射成膜。测定各个反强磁性膜3的平均晶粒直径和与CoFe合金构成的强磁性膜4的交换结合力。其结果示于图25中。从图25可清楚地知道，在RMnFe合金构成的反强磁性膜中，也通过平均晶粒直径达到5nm以上，能够稳定地得到良好的交换结合力。
再者，作为R元素，即使在使用除Pt以外的其他元素的场合，也得到同样的结果。
实施例4
使用本发明的交换结合膜，制成具有图17～图20所示的GMR磁头38的录放一体型磁头42。结果如上所述。反强磁性膜的组成如表2所示。另外，按照实施例1进行该反强磁性膜的成膜。在下侧磁屏蔽层和上侧磁屏蔽层中使用坡莫合金。
自旋阀GMR膜的构成，形成结构(a)：Ta(5nm)/Co81Zr3Nb16(5nm)/NiFe(2nm)/Co90Fe10(3nm)/Cu(3nm)/Co90Fe10(2nm)/RMn(xnm)/Ta(5nm)，结构(b)：RMn(xnm)/Co90Fe10(3nm)/Cu(3nm)/Co90Fe10(3nm)/NiFe(2nm)/Co81Zr3Nb16(5nm)/Ta(5nm)。在磁头加工工序中使用半导体工艺，进行分割、形状成形。
在将重放部和记录部进行层叠的薄片工序终了之后，利用探测器评价R-H特性，求出自旋阀GMR膜内的反强磁性膜和强磁性体层的交换结合力。该结果示于表2中。再者，表中的比较例没有面内取向，同时是使用平均晶粒直径不到5nm的反强磁性膜。
表2 GMR结构 RMn合金组成 膜厚 (nm) 交换结合力 (Oe)比较例磁头的交换结合力 (Oe) (a) Ir22Mn78 7 750 350 Pt13Mn87 15 410 200 Pt47Mn53 30 500 220 Ni53Mn47 40 700 320 Rh18Mn82 10 700 290 Cr50Mn50-Pt 30 500 250 Pd50Mn50 30 650 300 (b) Ir22Mn78 15 900 400 Pt13Mn87 20 500 230 Pt47Mn53 40 520 220 Ni53Mn47 45 780 370 Rh18Mn82 20 790 350 Cr50Mn50-Pt 40 600 290 Pd50Mn50 40 700 320
从表2可清楚地知道，在薄片工序终了时的交换结合力的劣化在本发明的交换结合膜中没有看到。再者，在各屏蔽层中，在使用坡莫合金、仙台铁硅铝磁合金等结晶态类和CoZrNb等非晶态类的各种软磁性膜的场合，也得到同样的结果。
作为这次的自由层构成，使用CZN/NiFe/CoFe，但CZN不像NiFe(10nm)/CoFe(1nm)或者NiFe(10nm)/Co(1nm)等那样，在NiFe厚，Co或CoFe薄时都显示同样的效果。
实施例5
使用本发明的交换结合膜，制成具有图21和图22所示的AMR磁头46的录放一体型磁头45。结构如上所述。反强磁性膜的组成是R20Mn80和R50Mn50，这些反强磁性膜的成膜按照实施例1进行。在AMR膜6中使用Ni20Fe80合金膜，在下侧磁屏蔽层中使用仙台铁硅铝磁性合金，在上侧磁屏蔽层中使用坡莫合金。
在层叠重放部和录放部的薄片工序终了后，利用探测器评价R-H特性，求出AMR膜内的反强磁性膜和强磁性体层的交换结合力。其结果和实施例4相同，使用本发明的反强磁性膜的磁头反映仅制成交换结合膜时的特性。另一方面，使用作为比较例制成的平均晶粒直径低于5nm或者面内的结晶取向不趋于一致的反强磁性膜的磁头，交换结合力大致减半。
如以上所说明，按照本发明，能够使由耐蚀性和热特性等优良的Mn合金构成的反强磁性膜本来具有的特性稳定成为可能。。因此，能够再现性良好地提供交换结合力及其热稳定性、耐蚀性等均优良的交换结合膜。按照使用这样的交换结合膜的本发明磁阻效应元件，能够稳定地得到良好的特性。按照本发明的磁头，能够得到经长时间稳定的输出特性。