JP5209860B2 - スピンバルブ構造およびその形成方法ならびにｃｐｐ−ｇｍｒ再生ヘッド - Google Patents

Description

本発明は、積層面と直交する方向に検出電流を流すように構成された面直交電流型巨大磁気抵抗効果（ＣＰＰ−ＧＭＲ）再生ヘッド、ならびにそのようなＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドに搭載されるスピンバルブ構造およびその形成方法に関する。

一般に、磁気ディスクドライブは、データトラックが設けられた磁気ディスクと、ポジショニングアームの先端に位置するスライダに設けられた再生および記録ヘッドからなる複合ヘッドとを有している。この複合ヘッドは、磁気ディスクの表面と対向するエアベアリング面を有している。再生動作および記録動作の際には、複合ヘッドのエアベアリング面が、回転する磁気ディスクの表面から浮上するようになっている。

現在、一般的に使用されている磁気再生ヘッドは、磁界の存在中における磁性材料の抵抗変化（すなわち、磁気抵抗効果［Magneto-Resistance］による電気抵抗の変化）を利用することにより、その動作制御を行うものである。磁気抵抗効果は、スピンバルブ（Spin Valve；ＳＶ）構造を採用することによって極めて向上する。とりわけ、高記録密度化した磁気ディスクの読出を行う場合には、巨大磁気抵抗効果（Giant Magneto Resistive；ＧＭＲ）型のＳＶ構造を有する磁気抵抗効果素子（以下、ＧＭＲ素子という。）を備えた磁気再生ヘッド（以下、ＧＭＲ再生ヘッドという。）が好適である。巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）とは、磁化された固体中を電子が通過する際に、その固体自体の電子スピンに基づく磁化ベクトルと周囲の磁界方向との関係により、その透過する電子の散乱度が変化する結果、電気抵抗が変化する現象である。ＧＭＲ型のＳＶ構造は、このようなＧＭＲ効果に基づく電気抵抗変化を生み出すものであり、具体的には２つの強磁性層が１つの非磁性導電層によって隔てられた積層構造を有している。２つの強磁性層のうちの一方は、別途、隣接配置された反強磁性層（ピンニング層）との交換結合によって磁化方向が固定されたピンド層である。他方の強磁性層は、フリー層であり、磁化方向が周囲の磁界に応じて回転するようになっている。フリー層における磁化の回転により、ピンド層の磁化方向との相対角度に応じて抵抗が変化することとなる。例えば、フリー層の磁化方向とピンド層の磁化方向とが互いに平行であれば相対的に低い電気抵抗を示し、互いに逆平行であれば相対的に高い電気抵抗を示す。

ＧＭＲ素子を備えた初期のＧＭＲ再生ヘッドは、ＣＩＰ（current-in-plane）構造を有するものである。ＣＩＰ構造を有するＧＭＲ再生ヘッド（ＣＩＰ−ＧＭＲ再生ヘッド）では、ＧＭＲ素子の量側に配置したリード層によって、主に非磁性導電層を面内方向に流れるようにＳＶ構造にセンス電流が供給される。なお、ＳＶ構造には、抵抗変化への寄与という面において全く機能しない金属層も含まれている。このため、ＣＩＰ−ＧＭＲ磁気ヘッドでは、センス電流の一部が分岐してそのような金属層を通過する分、ＳＶ構造における感度が低下してしまう。さらに、近年の、超高密度（１平方インチあたり１００ギガビット、すなわち、１５５Ｍbit／ｍｍ²を超えるような密度）で記録された媒体を再生するには、自らのサイズの縮小化に伴って電流経路が短くなりすぎてしまい、十分な大きさの電気抵抗が得られないので不向きである。

このような状況から、ＣＰＰ（Current Perpendicular to Plane）構造を有するＧＭＲ再生ヘッド（ＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド）が開発されている。このＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドでは、ＳＶ構造を上下方向（積層方向）に挟むように上部導電層および下部導電層が設けられ、ＳＶ構造に対して、その積層方向（すなわち、積層面と直交する方向）にセンス電流が流れるようになっている。このＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドでは、ＳＶ構造における磁気的にアクティブな層の内部において、センス電流中の電子がより多くの時間を消費するようにすれば、より高い磁気抵抗変化率（ＭＲ比）を得ることが可能である。ＭＲ比はＧＭＲ再生ヘッドの感度を表す重要な性質であり、ｄＲ／Ｒで表される。ここでｄＲは、ＳＶ構造の電気抵抗の変化分であり、ＲはＳＶ構造における変化前の電気抵抗である。ＧＭＲ再生ヘッドとしての感度を向上させるには、より高いＭＲ比の実現が要求される。電子の界面散乱（interfacial scattering）、すなわち、ＳＶ構造中の界面における電子の鏡面反射（specular reflection）は、ＭＲ比を高め、感度を向上させる要因となる。

こうした背景から、従来、様々なＧＭＲ再生ヘッドの開発がなされている。以下、その一例を紹介する。

特許文献１には、銅からなるのスペーサ層に電流狭窄（confining current path；ＣＣＰ）層を挿入することにより、感度向上を実現したＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドが開示されている。ＣＣＰ層は、酸化物（絶縁体）を厚み方向に通過するように設けられたメタルパス構造を有するものである。電気的絶縁性を有する酸化物の内部における銅などの導電体の分布は、積層面に垂直な方向における電気伝導が面内方向におけるそれよりも大きくなるように設計されている。

特許文献２には、２層のシード構造を有するＳＶ構造のセンサが開示されている。その２層のシード構造は、ピンド層と接する側に面心立方（ｆｃｃ）構造を有する非磁性金属からなるシード層を含むものである。２層のシード構造を備えることにより、ＭＲ比が改善される。

特許文献３には、第２強磁性層が、少なくとも１つの電子スピン脱分極層（例えばＴａ，Ｔｉ，ＺｒまたはＮｉＦｅＣｒ（Ｆｅの含有率は不明）などからなる層）を含む多層構造としたＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドが開示されている。このＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドでは、第２強磁性層によるＧＭＲ効果に対するマイナスの寄与を最小限に抑え、ＭＲ比の向上を実現している。

特許文献４には、基体と、磁化方向調整層（orientation regulating layer）との間に設けられた軟磁性下地層として、ＦｅＴａ層を含む磁気ヘッドが開示されている。ＦｅＴａ層は磁気ヘッドからの磁束成分（magnetic flux component）を増大させ、デバイスの磁気特性の向上に寄与するものである。
米国特許第５７１５１２１号明細書 米国特許第６２０８４９２号明細書 米国特許第６９０３９０４号明細書 米国特許第６８１８３３１号明細書

ところで、最近の著しい高記録密度化に伴い、ＳＶ構造を流れるセンス電流の電流密度が極めて高くなりつつある。このため、今後さらに高記録密度化が進むことにより、動作中におけるＳＶ構造の温度が著しく上昇し、ＳＶ構造の内部でエレクトロマイグレーション（electromigration）が生じてしまう可能性がある。エレクトロマイグレーションは高温環境下において金属原子が移動（拡散）する現象であり、このような現象が生じると、ＳＶ構造は磁気センサとしての十分な機能を失うおそれが生じる。

本発明はかかる問題に鑑みてなされたもので、その目的は、より高い信号検出感度を維持しつつ、エレクトロマイグレーションの発生を抑制することのできるスピンバルブ構造およびその形成方法、ならびにそのようなスピンバルブ構造を備えたＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドを提供することにある。

従来、第１の強磁性層と結合層と第２の強磁性層との３層構造からなるピンド層（すなわちシンセティック逆平行ピンド層；ＳｙＡＰ層）を有するＣＰＰ型のＳＶ構造では、第１の強磁性層が鉄リッチな鉄合金（例えばＦｅ₅₀ Ｃｏ₅₀ やＦｅ₇₀ Ｃｏ₃₀ など）を含むことにより、ＭＲ比が効果的に向上することが知られている。しかしながら、これらの鉄リッチな鉄合金は、磁気センサとして望ましくないエレクトロマイグレーションの促進をも招くことになる。そこで、本発明では、以下のようにして高い抵抗変化率（ＭＲ比）の確保と、エレクトロマイグレーションの抑制との双方を実現している。

本発明のスピンバルブ構造は、フリー層と、このフリー層の側から第１の強磁性層と結合層と第２の強磁性層とが順に積層されたピンド層と、フリー層およびピンド層の間に位置する非磁性スペーサ層とを含み、第２の強磁性層が、フリー層と反対側から順に積層された、面心立方構造を有するコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）を含む第１の強磁性膜と、鉄合金を含む強磁性の中間膜と、面心立方構造を有するコバルト鉄合金を含む第２の強磁性膜との積層構造を有するようにしたものである。ここで、第１の強磁性膜の厚みおよび中間膜の厚みは第２の強磁性膜の厚みよりも薄い。
中間膜は、それぞれの鉄含有率が７０原子％以上であるＦｅＣｒ、ＦｅＶ、ＦｅＷ、ＦｅＺｒ、ＦｅＮｂ、ＦｅＨｆおよびＦｅＭｏのうちの少なくとも１種を含む。

本発明のＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドは、第１の磁気シールド層と、スピンバルブ構造と、第２の磁気シールド層とを順に備えたものである。このスピンバルブ構造は、フリー層と、このフリー層の側から第１の強磁性層と結合層と第２の強磁性層とが順に積層されたピンド層と、フリー層およびピンド層の間に位置する非磁性スペーサ層とを含み、第２の強磁性層が、フリー層と反対側から順に積層された、面心立方構造を有するコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）を含む第１の強磁性膜と、鉄合金を含む強磁性の中間膜と、面心立方構造を有するコバルト鉄合金を含む第２の強磁性膜との積層構造を有するようにしたものである。ここで、第１の強磁性膜の厚みおよび中間膜の厚みは第２の強磁性膜の厚みよりも薄い。
また中間膜は、それぞれの鉄含有率が７０原子％以上であるＦｅＣｒ、ＦｅＶ、ＦｅＷ、ＦｅＺｒ、ＦｅＮｂ、ＦｅＨｆおよびＦｅＭｏのうちの少なくとも１種を含む。

本発明のスピンバルブ構造の形成方法は、基体を用意する工程と、基体上に、シード層と、反強磁性層と、この反強磁性層の側から順に第２の強磁性層と結合層と第１の強磁性層とを有するピンド層と、非磁性スペーサ層と、フリー層と、キャップ層とを順に形成する工程とを含むようにしたものである。第２の強磁性層を形成する際には、面心立方構造を有するＣｏＦｅを含む第１の強磁性膜と、鉄合金を含む強磁性の中間膜と、面心立方構造を有するＣｏＦｅを含む第２の強磁性膜とを順に積層する。また、第１の強磁性膜の厚みおよび中間膜の厚みを第２の強磁性膜の厚みよりも薄くする。
また中間膜を、それぞれの鉄含有率が７０原子％以上であるＦｅＣｒ、ＦｅＶ、ＦｅＷ、ＦｅＺｒ、ＦｅＮｂ、ＦｅＨｆおよびＦｅＭｏのうちの少なくとも１種を含むものとする。

本発明のスピンバルブ構造およびその形成方法、ならびにＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドでは、面心立方構造を有するコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）を含む第１および第２の強磁性膜を、鉄合金を含む中間膜の両面と隣接するように設けることで第２の強磁性層を形成するようにしたので、第１および第２の強磁性膜において、最密面である（１１１）面が他の層との境界面を形成することとなる。よって、中間膜を構成する鉄原子などの金属原子が他の層へ移動するのを抑制することができる。この際、ＭＲ比の劣化を招くことはない。

本発明のスピンバルブ構造およびＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドでは、シード層と、シード層および第２の強磁性層とそれぞれ接するようにそれらの間に位置する反強磁性層と、フリー層の上に位置するキャップ層とを含み、かつ、第１の強磁性層と非磁性スペーサ層とが互いに接するようにするとよい。

本発明のスピンバルブ構造およびＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドでは、例えば、第１の強磁性膜がＣｏ_z Ｆｅ_(100-z) を含み、中間膜がＦｅ_(100-x) Ｔａ_x を含み、第２の強磁性膜がＣｏ_z Ｆｅ_(100-z) を含むようにするとよい。但し、ｘ＝３〜３０であり、ｚ＝７５〜１００である。その場合、第１の強磁性膜が、Ｃｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ からなり０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有し、中間膜が、Ｆｅ₉₅ Ｔａ₅ からなり０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有し、第２の強磁性膜が、Ｃｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ からなり１．０ｎｍ以上５．０ｎｍ以下の厚みを有していることが望ましい。

本発明のスピンバルブ構造およびＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドでは、例えば、第１の強磁性膜がＣｏ_z Ｆｅ_(100-z) を含み、中間膜がＦｅ_y Ｃｏ_(100-y) を含み、第２の強磁性膜がＣｏ_z Ｆｅ_(100-z) を含むようにするとよい。但し、ｙ＝４０〜１００であり、ｚ＝７５〜１００である。その場合、第１の強磁性膜が、Ｃｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ からなり０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有し、中間膜が、Ｆｅ₇₀ Ｔａ₃₀ からなり０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有し、第２の強磁性膜が、Ｃｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ からなり１．０ｎｍ以上５．０ｎｍ以下の厚みを有していることが望ましい。

本発明のスピンバルブ構造およびＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドでは、非磁性スペーサ層が、一対の銅層と、それらの間に設けられた電流狭窄層とを有し、電流狭窄層が、複数の空孔を有する酸化アルミニウムと、前記複数の空孔に充填された銅とを有するようにしてもよい。また、結合層をルテニウム（Ｒｕ）によって構成し、第１の強磁性層を、鉄含有率が５０〜９０原子％のコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）層と銅（Ｃｕ）層とが交互に複数積層された多層構造（［ＣｏＦｅ／Ｃｕ］_n ／ＣｏＦｅ、但しｎは繰り返し積層数を表し２または３である）とすることが望ましい。また、中間膜としては、それぞれの鉄含有率が７０原子％以上であるＦｅＣｒ、ＦｅＶ、ＦｅＷ、ＦｅＺｒ、ＦｅＮｂ、ＦｅＨｆおよびＦｅＭｏのうちの少なくとも１種を含むものを用いることができる。

本発明のスピンバルブ構造およびＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドによれば、フリー層の側から第１の強磁性層、結合層、第２の強磁性層が順に積層されてなるピンド層において、第２の強磁性層が、面心立方構造を有するＣｏＦｅを含む第１および第２の強磁性膜を、鉄合金を含む中間膜を挟むように配置したので、ＭＲ比を劣化させることなくエレクトロマイグレーションを抑制することができる。中間膜を鉄リッチな鉄合金によって構成した場合には、特に効果的である。この結果、さらなる高記録密度化に対応することができる。

本発明のスピンバルブ構造の形成方法によれば、上記のようなスピンバルブ構造を、特殊なプロセスを用いることなく、既存のプロセスによって簡便に形成することができる。

以下、本発明を実施するための最良の形態（以下、単に実施の形態という。）について、図面を参照して詳細に説明する。

図１は、本実施の形態としてのスピンバルブ（ＳＶ）構造１の断面構成を表している。このＳＶ構造１は、基体１０の上に、シード層１１と、反強磁性層（ピンニング層）１２と、磁化固着層（ピンド層）２０と、非磁性スペーサ層２４と、磁化自由層（フリー層）２７と、キャップ層２８とが順に積層されたものである。

基体１０は、例えば、アルティック（Ａｌ・ＴｉＣ）などの土台（substructure）の上に、２μｍを厚みを有するパーマロイ（ＮｉＦｅ）からなるめっき層が設けられたものである。

シード層１１は、例えば、１ｎｍ〜６ｎｍ（１０Å〜６０Å）の厚み（好ましくは５ｎｍの厚み）を有する下層としてのタンタル（Ｔａ）層と、０．５ｎｍ〜４ｎｍ（５Å〜４０Å）の厚み（好ましくは２ｎｍの厚み）を有する上層としてのルテニウム（Ｒｕ）層とによって構成される２層構造をなしている。シード層１１は、その上を覆う反強磁性層１２における平滑かつ均質な結晶構造を促進し、ＳＶ構造１の抵抗変化率（ＭＲ比）の向上に寄与するものである。

反強磁性層１２は、例えば、イリジウム（Ｉｒ）の含有率が１８〜２２原子％であるイリジウムマンガン合金（ＩｒＭｎ）からなり、５ｎｍ〜７．５ｎｍ（５０Å〜７５Å）の厚みを有するものである。あるいは、マンガン（Ｍｎ）の含有率が５５〜６５原子％であるマンガン白金合金（ＭｎＰｔ）からなり、１２．５ｎｍ〜１７．５ｎｍ（１２５Å〜１７５Å）の厚みを有するものであってもよい。これ以外にも、ニッケルマンガン合金（ＮｉＭｎ）、オスミウムマンガン合金（ＯｓＭｎ）、ルテニウムマンガン合金（ＲｕＭｎ）、ロジウムマンガン合金（ＲｈＭｎ）、パラジウムマンガン合金（ＰｄＭｎ）、ルテニウムロジウムマンガン合金（ＲｕＲｈＭｎ）または白金パラジウムマンガン合金（ＰｔＰｄＭｎ）などの反強磁性合金によって構成することもできる。反強磁性層１２は、その上に形成されるピンド層２０の磁化方向を固定するように機能する。

ピンド層２０は、いわゆるシンセティック反平行ピンド層（以下、ＳｙＡＰ層）であり、具体的には、反強磁性層１２の上に、第２強磁性層１６と結合層１７と第１強磁性層１８とが順に積層された３層構造となっている。

第２強磁性層１６は、さらに３層構造を有しており、面心立方（face centered cubic；ｆｃｃ）構造を有するコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）からなる第１および第２の強磁性膜１３，１５と、それらの間に挟まれた鉄リッチな（例えば、鉄の含有率が４０原子％以上の）鉄含有合金からなる中間膜１４とによって構成されている。第２強磁性層１６の具体的な構成例としては、「Ｃｏ_z Ｆｅ_(100-z)／Ｆｅ_(100-x) Ｔａ_x／Ｃｏ_z Ｆｅ_(100-z)」または「Ｃｏ_z Ｆｅ_(100-z)／Ｆｅ_y Ｃｏ_(100-y)／Ｃｏ_z Ｆｅ_(100-z)」という構造が挙げられる。ここで、ｘは３以上３０以下であり、ｙは４０以上１００以下であり、ｚは７５以上１００以下である。このような第２強磁性層１６では、第１および第２の強磁性膜１３，１５が中間膜１４を介して交換結合している。第１および第２の強磁性膜１３，１５の構成材料は、特に面心立方構造となりやすいＣｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ であることが好ましい。第１の強磁性膜１３の厚みは、例えば０．６ｎｍ〜１．５ｎｍ（６Å〜１５Å）であり、第２の強磁性膜１５の厚みは、例えば１ｎｍ〜５ｎｍ（１０Å〜５０Å）であることが望ましい。第１の強磁性膜１３の厚みを第２の強磁性膜１５よりも薄くすることにより、第１の強磁性膜１３と反強磁性層１２との交換結合の強度を高めている。中間膜１４は、鉄タンタル合金（ＦｅＴａ）または鉄コバルト合金（ＦｅＣｏ）のほか、鉄クロム合金（ＦｅＣｒ）、鉄バナジウム合金（ＦｅＶ）、鉄タングステン合金（ＦｅＷ）、鉄ジルコニウム合金（ＦｅＺｒ）、鉄ニオブ合金（ＦｅＮｂ）、鉄ハフニウム合金（ＦｅＨｆ）および鉄モリブデン合金（ＦｅＭｏ）などによって置き換えることが可能である。中間膜１４を構成するこれらの鉄リッチ合金は、それぞれ７０原子％以上の鉄含有率を有していることが望ましいが、面心立方構造を有するものでなくともよい。中間膜１４は、例えば０．５ｎｍ〜１．５ｎｍ（５Å〜１５Å）の厚みを有することで、第２強磁性層１６と反強磁性層１２との交換結合強度がより向上する。

このように第２強磁性層１６が３層構造を有することで、従来の単層のＣｏ₇₅ Ｆｅ₂₅ 層やＣｏ₅₀ Ｆｅ₅₀ 層からなる場合よりもエレクトロマイグレーションを抑制することができる。これは、以下のように考えられる。第１および第２の強磁性膜１３，１５は、面心立方構造をなすＣｏＦｅによって構成されるので、他の層との界面、例えば反強磁性層１２と結合層１７との界面において、（１１１）面が表れることとなる。（１１１）面は、面心立方構造における最密面（closest packed plane）である。このため、第１および第２の強磁性膜１３，１５に挟まれた中間膜１４を構成する鉄含有合金に含まれる金属原子（具体的には、鉄原子、タンタル原子およびコバルト原子）は、第１および第２の強磁性膜１３，１５へ移動しにくくなる。その結果、エレクトロマイグレーションが抑制されることとなる。

第２の強磁性膜１５の上に形成される結合層１７は、例えば、ルテニウムによって構成され、０．７５ｎｍ（７．５Å）の厚みを有している。なお、ロジウム（Ｒｈ）やイリジウム（Ｉｒ）によって結合層１７を構成することもできる。結合層１７は、第２強磁性層１６と第１強磁性層１８との交換結合を促進する機能を有している。

第１強磁性層１８は、ＣｏＦｅ層と銅（Ｃｕ）層とが交互に積層された多層構造（［ＣｏＦｅ／Ｃｕ］_n ／ＣｏＦｅ、但しｎは繰り返して積層される数を表し、２または３である。）を有している。ここでｎ＝２のときは、例えば、１番目、３番目、５番目の層が５０〜９０原子％の鉄含有率であるＣｏＦｅからなると共に０．７ｎｍ以上１．５ｎｍ以下（好ましくは１．２ｎｍ）の厚みを有し、２番目および４番目の層が銅からなると共に０．０５ｎｍ以上０．４ｎｍ以下（好ましくは０．２ｎｍ）の厚みを有するようにするとよい。第１強磁性層１８を構成する全てのＣｏＦｅ層および銅層は、同じ方向の磁気モーメントを有している。第１強磁性層１８がこのような積層構造を有することで、ＣＰＰ−ＧＭＲ特性（例えばＭＲ比）が向上する。ＭＲ比は、ＳＶ構造１を通過するスピン偏極電子のバルク散乱および界面散乱に大きく依存している。第１強磁性層１８のような積層構造であればＣｏＦｅ層と銅層との界面を増加させることができるので、第１強磁性層１８を通過するスピン偏極電子の界面散乱が活発化し、より大きな抵抗変化が現れることとなる。一方で、バルク散乱による効果は単層構造の場合と同様に維持される。よって、全体として発現するＭＲ比が増大することとなる。

第２強磁性層１６の磁気モーメントは、第１強磁性層１８の磁気モーメントと逆平行をなすように固定されている。例えば第２強磁性層１６は＋ｘ方向の磁気モーメントを発現し、第１強磁性層１６の磁気モーメントは−ｘ方向となっている。なお、第１の強磁性膜１３，中間膜１４および第２の強磁性膜１５は全て同方向の磁気モーメントを有している。また、第２強磁性層１６が第１強磁性層１８と異なる厚みを有している（例えば、第２強磁性層１６が第１強磁性層１８よりも大きな厚みを有している）ことで、微小なネット磁気モーメントを生み出している。

非磁性スペーサ層２４は、下部銅層２１と上部銅層２３との間に電流狭窄（ＣＣＰ）層２２が設けられた積層構造を有し、全体として２ｎｍから５ｎｍの厚みを有することが望ましい。ＣＣＰ層２２は、ＣＰＰ−ＧＭＲヘッドとしての特性を高めるものであり、具体的には、複数の空孔を有する多孔質の酸化アルミニウムと、それらの空孔に充填された銅とを有している。ＣＣＰ層２２は、ＲＦ−ＩＡＯ（イオンアシスト酸化）プロセスやＲＥ−ＰＩＴ（プレイオン処理）プロセスなどにより、アルミニウム銅合金を部分的に酸化することで得られる。ＣＣＰ層２２は、０．６ｎｍ以上１．０ｎｍ以下（特に０．８５ｎｍ）の厚みを有することが望ましく、アルミニウムの含有率が９０原子％であるとよい。

下部銅層２１は、０．２ｎｍ以上０．８ｎｍ以下（好ましくは０．５２ｎｍ）の厚みを有し、上部銅層２３は、０．２ｎｍ以上０．６ｎｍ以下（好ましくは０．３ｎｍ）の厚みを有している。

なお、非磁性スペーサ層２４は、銅からなる単一の層としてもよい。その場合、自らの上に形成されるフリー層２７との格子整合性（lattice matching）を向上させるため、１原子分の厚みを有する酸素界面活性層（oxygen surfactant）を設けることが望ましい。この酸素界面活性層により、スピンバルブ構造１における応力が解消され、フリー層２７の結晶成長が促進される。

非磁性スペーサ層２４の上に設けられたフリー層２７は、例えば、０．５ｎｍ以上３．０ｎｍ以下（５Å以上３０Å以下）の厚みを有するＣｏＦｅ層２５と、１．０ｎｍ以上６．０ｎｍ以下（１０Å以上６０Å以下）の厚みを有するＮｉＦｅ層２６とを有する２層構造をなしている。ＣｏＦｅ層２５は、鉄含有率が２０〜７０原子％である鉄コバルト合金（Ｆｅ_v Ｃｏ_(100-V) ；ｖ＝２０〜７０）からなり、ＮｉＦｅ層２６は、ニッケル含有率が８５〜１００原子％であるニッケル鉄合金（Ｎｉ_w Ｆｅ_(100-w) ；ｗ＝８５〜１００）からなる。一般的には、フリー層としてのＣｏＦｅ層における鉄含有率は、２０原子％未満である。これは、２０原子％以上では、磁歪λｓや保磁力Ｈｃが好ましくない程度に高い値となってしまうからである。一方、従来のフリー層としてのＮｉＦｅ層では、ニッケル含有率が８５原子％以下であることが多い。これは、十分なＭＲ比を確保するのに必要な鉄含有率とするためである。本実施の形態では、ＣｏＦｅ層２５とＮｉＦｅ層２６との２層構造を採用し、ＣｏＦｅ層２５における鉄含有率を２０原子％以上とし、かつ、ＮｉＦｅ層２６におけるニッケル含有率を８５原子％以上としてＣｏＦｅ層２５とＮｉＦｅ層２６との磁気的な結合を強め、より高いＭＲ比を実現している。一方、フリー層２７における磁歪λｓおよび保磁力Ｈｃは、ＭＲ比に重大な影響を与えない程度の大きさに維持される。特に、ＣｏＦｅ層２５がＣｏ₇₅ Ｆｅ₂₅ からなり２ｎｍ（２０Å）の厚みを有すると共に、ＮｉＦｅ層２６がＮｉ₉₀ Ｆｅ₁₀ からなり２．８ｎｍ（２８Å）の厚みを有することが望ましい。Ｎｉ₉₀ Ｆｅ₁₀ の磁気モーメントは非常に小さく、かつ磁歪が負であり、Ｃｏ₇₅ Ｆｅ₂₅ の磁気モーメントはＣｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ の磁気モーメントよりも僅かながらも大きく、正の磁歪を有するからである。すなわち、フリー層２７を、Ｃｏ₇₅ Ｆｅ₂₅ からなるＣｏＦｅ層２５と、Ｎｉ₉₀ Ｆｅ₁₀ からなるＮｉＦｅ層２６との２層構造とすることで、Ｃｏ₇₅ Ｆｅ₂₅ におけるバルク散乱からの寄与を最大としつつ、軟磁性および微小な磁歪を確保することができる。 フリー層２７の磁気モーメントは、ピンド層２０の磁気モーメントがｘ軸に沿った方向である場合、信号磁界の印加される前の初期状態において図１のｙ軸に沿って配列されていることが望ましい。フリー層２７の磁気モーメントは、例えば磁気ディスクがｚ軸の方向に移動したときに信号磁界が付与され、ｘ軸の方向に向けて回転することができるようになっている。

キャップ層２８は、ＳＶ構造１の最上層に位置し、例えば銅層とルテニウム層とタンタル層とルテニウム層とが順に積層構造を有している。その場合、銅層は例えば１〜４ｎｍ（１０〜４０Å）の厚みを有し、ルテニウム層は、例えばいずれも１〜３ｎｍ（１０〜３０Å）の厚みを有し、タンタル層は例えば４〜８ｎｍ（４０〜８０Å）の厚みを有している。

図２は、ＳＶ構造１を備えたＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド（以下、単に再生ヘッドという。）４０の断面構成を表している。この再生ヘッド４０は、ＳＶ構造１を積層方向に挟むように下部磁気シールド層３２と上部磁気シールド層３１とを設けるようにしたものである。さらに、ＳＶ構造１の両隣に位置する下部磁気シールド層３２と上部磁気シールド層３１との空間領域には、酸化アルミニウムなどからなる絶縁層３０が充填されている。なお、絶縁層３０には、フリー層２７の単磁区化を図るためのバイアス磁界を付与する硬質強磁性材料が埋設されていてもよい。

このような構成の再生ヘッド４０によれば、シンセティック構造を有するピンド層２０において、第２強磁性層１６が、鉄リッチな鉄合金によって構成された中間膜１４を有するようにしたので、高いＭＲ比を確保することができる。そのうえ、この中間膜１４を、面心立方構造を有するＣｏＦｅからなる第１および第２の強磁性膜１３，１５によって積層方向に挟むようにしたので、中間膜１４を構成する鉄原子などの金属原子が他の層への移動するのを抑制することができる。したがって、ＭＲ比を劣化させることなくエレクトロマイグレーションを抑制することができ、さらなる高記録密度化に対応することができる。

次に、図１および図２を参照して、再生ヘッド４０の製造方法について説明する。ここでは、併せてＳＶ構造１の形成方法についても説明する。

まず、図示しない土台の上にパーマロイなどからなる下部磁気シールド層３２を形成したのち、この下部磁気シールド層３２の上に、シード層１１、反強磁性層１２、ピンド層２０、非磁性スペーサ層２４、フリー層２７およびキャップ層２８を順に積層することにより積層体を形成する。ＳＶ構造１の形成にあたっては、例えばアネルバ社製のＤＣマグネトロンスパッタ装置を用いて、１．３３３×１０^-6Ｐａ未満、好ましくは６．６６５×１０^-7Ｐａ未満の低圧下でスパッタリングを行うようにする。このような低圧下であれば、高い均質性および再現性が得られるからである。スパッタガスには例えばアルゴンを使用する。ＳＶ構造１を構成する各層の全ての形成を同一のチャンバ内において実施するようにしてもよいし、異なるチャンバにおいて実施するようにしてもよい。但し、シード層１１、反強磁性層１２、ピンド層２０および非磁性スペーサ層２４の下部銅層２１については同一のチャンバ内において実施するとよい。

ピンド層２０は、反強磁性層１２の上に、第２強磁性層１６と結合層１７と第１強磁性層１８とを順に積層することにより得られる。特に、第２強磁性層１６については、反強磁性層１２の上に、面心立方構造を有するＣｏＦｅからなる第１の強磁性膜１３と、鉄リッチな鉄合金からなる中間膜１４と、面心立方構造を有するＣｏＦｅからなる第２の強磁性膜１５とを順次積層することにより、形成する。

非磁性スペーサ層２４については、ＡｌＣｕ層を形成したのち、高周波プラズマ・イオン処理（ＲＦ−ＰＩＴ）プロセスや高周波プラズマ酸化・イオンアシスト酸化（ＲＦ−ＩＡＯ）プロセスによって部分的に酸化処理することで形成することが好ましい。ＲＦ−ＰＩＴプロセスおよびＲＦ−ＩＡＯプロセスは、同一のスパッタ装置のなかで、異なるチャンバにおいて実施するとよい。ＲＦ−ＰＩＴプロセスでは、具体的には、２０〜６０秒間に亘って、アルゴンガスの流速を５０sccmとし、ＲＦパワーレベルを１７〜２０ＷとしてＡｌＣｕ層のうちの０．１〜０．３ｎｍ程度の厚み分を低圧プラズマエッチングする。ＲＦ−ＩＡＯプロセスでは、ＡｌＣｕ層を酸素プラズマに晒すことで、多孔質の酸化アルミニウム層の内部に銅からなる電流パスを形成する。ＲＦ−ＩＡＯプロセスは、例えば１５〜４５秒間に亘って、アルゴンガスの流速を３０−５０sccm（好ましくは３５sccm）とし、酸素ガス（Ｏ₂）の流速を０．３〜１sccm（好ましくは０．５sccm）とし、ＲＦパワーレベルを２０〜３０Ｗとして行う。

積層体の形成が完了したのち、アニール処理を施すことにより、ピンド層２０の磁気モーメントの方向を設定する。具体的には、例えば、２５００／π［ｋＡ／ｍ］（＝１００００Ｏｅ）の磁界を所定の方向へ印加しつつ、２８０℃の温度下で５時間に亘ってアニール処理を行う。その後、イオンビームエッチング（ＩＢＥ）法などにより、積層体が所定の形状となるようにパターニングを行うことにより上面２８ａと、側壁２９とを有するＳＶ構造１が完成する。こののち、側壁２９と接するように、かつ、ＳＶ構造１の両隣の領域を埋めるように絶縁層３０を形成する。絶縁層３０には、その内部に、フリー層２７の単磁区化を促進するためのハードバイアス層を含むようにしてもよい。絶縁層３０をＣＭＰ法などによって平坦化処理し、上面２８ａを含む平坦面を形成したのち、全体を覆うように上部磁気シールド層３１を形成する。以上により、再生ヘッド４０が完成する。

このように、本実施の形態による再生ヘッド４０の製造方法によれば、反強磁性層１２の上に、面心立方構造を有するＣｏＦｅからなる第１および第２の強磁性膜１３，１５を、鉄リッチな合金からなる中間膜１４を挟むように配置することで第２強磁性層１６を形成するようにしたので、ＭＲ比を劣化させることなくエレクトロマイグレーションを抑制することができる再生ヘッドを、特殊なプロセスを用いることなく、既存のプロセスによって簡便に形成することができる。

続いて、本発明の実施例について説明する。

本発明の効果を確認するため、図１の構成に対応する実施例としてのスピンバルブ構造Ｂ，Ｃ（サンプルＢ，Ｃ）を有するＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドを作製し、その特性の調査を行った。併せて、比較例としてのスピンバルブ構造Ａ（サンプルＡ）を有するＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドも作製し、同様の調査を行った。その結果を表１および表２に示す。

表１および表２は、サンプルＡ〜Ｃの構造上および特性上の差異を比較して表したものである。サンプルＡ〜Ｃは、互いに、第２強磁性層１６の構成のみ異なっており、他の部分については、いずれも同一の構成である。具体的には、５ｎｍ厚のタンタル層と２ｎｍ厚のルテニウム層との２層構造からなるシード層１１と、７ｎｍ厚のＩｒＭｎからなる反強磁性層１２と、第２強磁性層１６、結合層１７および第１強磁性層１８からなるピンド層２０と、下部銅層２１、ＣＣＰ層２２および上部銅層２３からなる非磁性スペーサ層２４と、フリー層２７と、キャップ層２８とを有している。下部銅層２１の厚みは０．５２ｎｍとし、上部銅層２３の厚みは０．３ｎｍとした。ＣＣＰ層２２は、部分的に酸化されたＡｌＣｕ層からなり、０．８５ｎｍの厚みを有するようにした。フリー層２７については、サンプルＡ，Ｂでは、Ｃｏ₁₀ Ｆｅ₉₀ からなり１．２ｎｍの厚みを有するＣｏＦｅ層２５と、Ｎｉ_18.5 Ｆｅ_81.5 からなり３．５ｎｍの厚みを有するＮｉＦｅ層２６との２層構造とし、サンプルＣでは、Ｃｏ₂₅ Ｆｅ₇₅ からなり２．０ｎｍの厚みを有するＣｏＦｅ層２５と、Ｎｉ₉₀ Ｆｅ₁₀ からなり２．８ｎｍの厚みを有するＮｉＦｅ層２６との２層構造とした。キャップ層２８は、３ｎｍ厚の銅層と、１ｎｍ厚のルテニウム層と、６ｎｍ厚のタンタル層と、１ｎｍ厚のルテニウム層との積層構造とした。第１強磁性層１８は、［Ｆｅ₅₀ Ｃｏ₅₀ ／Ｃｕ］₂ ／Ｆｅ₅₀ Ｃｏ₅₀ とした。ここで、Ｆｅ₅₀ Ｃｏ₅₀ の厚みは１．２ｎｍであり、銅層の厚みは０．２ｎｍとした。結合層１７については、ルテニウムによって構成し、０．７５ｎｍの厚みとした。

比較例としてのサンプルＡでは、第２強磁性層１６を、３．８ｎｍ厚のＦｅ₅₀ Ｃｏ₅₀ 層のみからなる単層構造とした。これに対し、実施例としてのサンプルＢでは、第２強磁性層１６を、１ｎｍ厚のＣｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ 層と、１ｎｍ厚のＦｅ₉₅ Ｔａ₅ 層と、３．４ｎｍ厚のＣｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ 層との３層構造とした。同じく実施例としてのサンプルＣでは、第２強磁性層１６を、１ｎｍ厚のＣｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ 層と１．５ｎｍ厚のＦｅ₇₀ Ｃｏ₃₀ 層と２．６ｎｍ厚のＣｏ₉₀ Ｆｅ₁₀ 層との３層構造とした。

表１は、エレクトロマイグレーションの発生による出力劣化を調査した結果である。具体的には、１２０ｍＶの電圧を加え、１３０℃の環境下においた場合の１０時間後および６０時間後の残存率（survival rate）を示している。すなわち、高温下に置かれることによって、出力が初期値から１０％以上劣化したものを不良品と判断し、１０時間後および６０時間後の良品率をそれぞれ数値で示している。表１からわかるように、サンプルＡでは、１０時間後の残存率が８７％に低下し６０時間後の残存率が８０％に低下した。これは、再生ヘッドとしては不十分である。一方で、サンプルＢ，Ｃでは、６０時間後においても１００％の残存率が得られた。このように、３層構造の第２強磁性層１６とすると、エレクトロマイグレーションを十分に抑制可能であることがわかった。

さらに、表２に示したように、ＭＲ比の向上も確認された。同時に、ＲＡ値（抵抗と面積との積）を許容レベルに維持することができる。したがって、サンプルＢ，Ｃは、他の特性を劣化させることなく、より高い出力を得るのに適した構造であることが確認できた。

以上、いくつかの実施の形態を挙げて本発明を説明したが、本発明は上記実施の形態等に限定されず、種々の変形が可能である。すなわち当技術分野を熟知した当業者であれば理解できるように、上記実施の形態は本願発明の一具体例であり、本願発明は、上記の内容に限定されるものではない。製造方法、構造および寸法などの修正および変更は、本発明と一致する限り、好ましい具体例に対応して行われる。

例えば、上記実施の形態では、ＳＶ構造がボトムスピンバルブ型である場合について説明したが、図３に示したようなトップスピンバルブ型のＳＶ構造２としてもよい。その場合には、シード層１１の上にフリー層２７を形成し、その上に、非磁性スペーサ層２４、第１強磁性層１８、結合層１７、第２強磁性層１６、反強磁性層１２およびキャップ層２８を順次積層した構成とすればよい。あるいは、図４に示したように、フリー層２７の上に、非磁性スペーサ層６４と、ピンド層６０と、反強磁性層５２とをさらに一つずつ設けるようにしたデュアルスピンバルブ型のＳＶ構造３としてもよい。この場合、非磁性スペーサ層６４、ピンド層６０および反強磁性層５２は、それぞれ非磁性スペーサ層２４、ピンド層２０および反強磁性層１２と同様の構成とすることが望ましい。具体的には、非磁性スペーサ層６４は、フリー層２７の上に下部銅層６１とＣＣＰ層６２と上部銅層６３とが順に積層された３層構造とする。ピンド層６０については、非磁性スペーサ層６４の上に第１強磁性層５８と結合層５７と第２強磁性層５６とが順に積層されたものとする。第２強磁性層５６については、結合層５７の上に、強磁性膜１３に相当する強磁性膜５３と、中間膜１４に相当する中間膜５４と、強磁性膜１５に相当する強磁性膜５５とが順に積層されたものとする。反強磁性層５２の上には、キャップ層５８を設けるようにする。このようなトップスピンバルブ型のＳＶ構造２やデュアルスピンバルブ型のＳＶ構造３であっても、上記実施の形態のボトムスピンバルブ型のＳＶ構造１と同様の効果が得られる。

また、第１の強磁性層を、第２の強磁性層と同等の構成とすることでエレクトロマイグレーションの抑制を図るようにしてもよい。但し、第１の強磁性層については、ＣｏＦｅ層と銅層とが交互に複数積層された多層構造とした場合のほうが、ＭＲ比のさらなる向上を見込める。

本発明の一実施の形態としてのＳＶ構造の断面を表す構成図である。 図１に示したＳＶ構造を搭載したＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッドの断面を表す構成図である。 図１に示したＳＶ構造における変形例としての断面を表す構成図である。 図１に示したＳＶ構造における他の変形例としての断面を表す構成図である。

符号の説明

１…スピンバルブ構造、１２…反強磁性層、１３，１５…強磁性膜、１４…中間膜、１６…第２強磁性層、１７…結合層、１８…第１強磁性層、２０…ピンド層、２１…下部銅層、２２…ＣＣＰ層、２３…上部銅層、２４…非磁性スペーサ層、２５…ＣｏＦｅ層、２６…ＮｉＦｅ層、２７…フリー層、２８…キャップ層、３０…絶縁層、３１…上部磁気シールド層、３２…下部磁気シールド層、４０…再生ヘッド。

Claims (19)

1. フリー層と、
   前記フリー層の側から第１の強磁性層と結合層と第２の強磁性層とが順に積層されたピンド層と、
   前記フリー層およびピンド層の間に位置する非磁性スペーサ層と
   を含み、
   前記第２の強磁性層は、前記フリー層と反対の側から順に積層された、面心立方構造を有するコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）を含む第１の強磁性膜と、鉄合金を含む強磁性の中間膜と、面心立方構造を有するコバルト鉄合金を含む第２の強磁性膜との積層構造を有しており、
   前記第１の強磁性膜の厚みおよび前記中間膜の厚みは前記第２の強磁性膜の厚みよりも薄く、
   前記中間膜は、それぞれの鉄含有率が７０原子％以上である鉄クロム合金（ＦｅＣｒ）、鉄バナジウム合金（ＦｅＶ）、鉄タングステン合金（ＦｅＷ）、鉄ジルコニウム合金（ＦｅＺｒ）、鉄ニオブ合金（ＦｅＮｂ）、鉄ハフニウム合金（ＦｅＨｆ）および鉄モリブデン合金（ＦｅＭｏ）のうちの少なくとも１種を含む
   ことを特徴とするスピンバルブ構造。
2. シード層と、前記シード層および前記第２の強磁性層とそれぞれ接するようにそれらの間に位置する反強磁性層と、前記フリー層の上に位置するキャップ層とを含み、
   前記第１の強磁性層と前記非磁性スペーサ層とが互いに接している
   ことを特徴とする請求項１記載のスピンバルブ構造。
3. 前記第１の強磁性膜は、Ｃｏ ₉₀ Ｆｅ ₁₀ からなり０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有する
   ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のスピンバルブ構造。
4. 前記中間膜は、０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有する
   ことを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のスピンバルブ構造。
5. 前記第２の強磁性膜は、Ｃｏ ₉₀ Ｆｅ ₁₀ からなり１．０ｎｍ以上５．０ｎｍ以下の厚みを有する
   ことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のスピンバルブ構造。
6. 前記第１の強磁性層の厚みと前記第２の強磁性層の厚みとは互いに異なる
   ことを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のスピンバルブ構造。
7. 前記非磁性スペーサ層は、一対の銅層と、それらの間に設けられた電流狭窄層とを有しており、
   前記電流狭窄層は、複数の空孔を有する酸化アルミニウムと、前記複数の空孔に充填された銅とを有する
   ことを特徴とする請求項１記載のスピンバルブ構造。
8. 前記結合層はルテニウム（Ｒｕ）からなり、
   前記第１の強磁性層は、鉄含有率が５０〜９０原子％のコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）層と銅（Ｃｕ）層とが交互に複数積層された多層構造（［ＣｏＦｅ／Ｃｕ］_n ／ＣｏＦｅ、但しｎは繰り返し積層数を表し２または３である）からなる
   ことを特徴とする請求項１記載のスピンバルブ構造。
9. 基体上に前記ピンド層と前記非磁性スペーサ層と前記フリー層とが順に積層されたボトムスピンバルブ型、
   基体上に前記フリー層と前記非磁性スペーサ層と前記ピンド層とが順に積層されたトップスピンバルブ型、または、
   基体上に前記ピンド層と、前記非磁性スペーサ層と、前記フリー層と、前記非磁性スペーサ層と同等の構造を有する他の非磁性スペーサ層と、前記ピンド層と同等の構造を有する他のピンド層とが順に積層されたデュアルスピンバルブ型のいずれかである
   ことを特徴とする請求項１記載のスピンバルブ構造。
10. 第１の磁気シールド層と、スピンバルブ構造と、第２の磁気シールド層とを順に備え、
    前記スピンバルブ構造は、
    フリー層と、
    前記フリー層の側から第１の強磁性層と結合層と第２の強磁性層とが順に積層されたピンド層と、
    前記フリー層およびピンド層の間に位置する非磁性スペーサ層と
    を含み、
    前記第２の強磁性層は、前記フリー層と反対の側から順に積層された、面心立方構造を有するコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）を含む第１の強磁性膜と、鉄合金を含む強磁性の中間膜と、面心立方構造を有するコバルト鉄合金を含む第２の強磁性膜との積層構造を有しており、
    前記第１の強磁性膜の厚みおよび前記中間膜の厚みは前記第２の強磁性膜の厚みよりも薄く、
    前記中間膜は、それぞれの鉄含有率が７０原子％以上である鉄クロム合金（ＦｅＣｒ）、鉄バナジウム合金（ＦｅＶ）、鉄タングステン合金（ＦｅＷ）、鉄ジルコニウム合金（ＦｅＺｒ）、鉄ニオブ合金（ＦｅＮｂ）、鉄ハフニウム合金（ＦｅＨｆ）および鉄モリブデン合金（ＦｅＭｏ）のうちの少なくとも１種を含む
    ことを特徴とするＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド。
11. 前記第１の磁気シールド層の上に設けられたシード層と、前記シード層および前記第２の強磁性層とそれぞれ接するようにそれらの間に位置する反強磁性層と、前記フリー層の上に位置するキャップ層とを含み、
    前記第１の強磁性層と前記非磁性スペーサ層とが互いに接している
    ことを特徴とする請求項１０記載のＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド。
12. 前記第１の強磁性膜は、Ｃｏ ₉₀ Ｆｅ ₁₀ からなり０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有する
    ことを特徴とする請求項１０または請求項１１に記載のＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド。
13. 前記中間膜は、０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有する
    ことを特徴とする請求項１０から請求項１２のいずれか１項に記載のＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド。
14. 前記第２の強磁性膜は、Ｃｏ ₉₀ Ｆｅ ₁₀ からなり１．０ｎｍ以上５．０ｎｍ以下の厚みを有する
    ことを特徴とする請求項１０から請求項１３のいずれか１項に記載のＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド。
15. 前記第１の強磁性層の厚みと前記第２の強磁性層の厚みとは互いに異なる
    ことを特徴とする請求項１０から請求項１４のいずれか１項に記載のＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド。
16. 前記非磁性スペーサ層は、一対の銅層と、それらの間に設けられた電流狭窄層とを有しており、
    前記電流狭窄層は、複数の空孔を有する酸化アルミニウムと、前記複数の空孔に充填された銅とを有する
    ことを特徴とする請求項１０記載のＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド。
17. 前記結合層はルテニウム（Ｒｕ）からなり、
    前記第１の強磁性層は、鉄含有率が５０〜９０原子％のコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）層と銅（Ｃｕ）層とが交互に複数積層された多層構造（［ＣｏＦｅ／Ｃｕ］_n ／ＣｏＦｅ、但しｎは繰り返し積層数を表し２または３である）からなる
    ことを特徴とする請求項１０記載のＣＰＰ−ＧＭＲ再生ヘッド。
18. 基体を用意する工程と、
    前記基体上に、シード層と、反強磁性層と、前記反強磁性層の側から順に第２の強磁性層と結合層と第１の強磁性層とを有するピンド層と、非磁性スペーサ層と、フリー層と、キャップ層とを順に形成する工程と
    を含み、
    面心立方構造を有するコバルト鉄合金（ＣｏＦｅ）を含む第１の強磁性膜と、鉄合金を含む強磁性の中間膜と、面心立方構造を有するコバルト鉄合金を含む第２の強磁性膜とを順に積層することにより前記第２の強磁性層を形成し、
    前記第１の強磁性膜の厚みおよび前記中間膜の厚みを前記第２の強磁性膜の厚みよりも薄くし、
    前記中間膜を、それぞれの鉄含有率が７０原子％以上である鉄クロム合金（ＦｅＣｒ）、鉄バナジウム合金（ＦｅＶ）、鉄タングステン合金（ＦｅＷ）、鉄ジルコニウム合金（ＦｅＺｒ）、鉄ニオブ合金（ＦｅＮｂ）、鉄ハフニウム合金（ＦｅＨｆ）および鉄モリブデン合金（ＦｅＭｏ）のうちの少なくとも１種を含むものとする
    ことを特徴とするスピンバルブ構造の形成方法。
19. 前記第１の強磁性膜を、Ｃｏ ₉₀ Ｆｅ ₁₀ からなり０．６ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みを有するものとし、
    前記中間膜を、０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下の厚みとし、
    前記第２の強磁性膜を、Ｃｏ ₉₀ Ｆｅ ₁₀ からなり１．０ｎｍ以上５．０ｎｍ以下の厚みを有するものとする
    ことを特徴とする請求項１８記載のスピンバルブ構造の形成方法。

Images