CN1120212A - 磁头 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及含有淀积于衬底上的磁膜的磁头。本发明特征在于：磁膜由软磁合金制成，该合金在从室温到600℃范围具有平均线热膨胀系数在125×10-7到150×10-7/℃范围、具有饱和磁致伸缩常数为从0到+3×10-6以及平均晶粒大小小于30nm；以及所述衬底靠近磁芯的部分在从室温到600℃温度范围具有平均线膨胀系数为115×10-7到145×10-7/℃。因此，具有高磁导率、低矫顽力和出色的耐蚀性。

Description

磁头
本发明涉及用于进行信息记录/复制的磁头；用于磁记录装置诸如磁带录像机(VTR)或计算机的磁存储器件的磁头，特别涉及叠层磁头，该磁头具有由至少一层夹于衬底中的磁膜组成的磁芯，还涉及具有在磁隙附近沉积磁膜的金属有隙磁头(metal-gap mag-netic head)。
近年来为了提高磁记录密度，已开发了具有高矫顽力的存储媒体，固此，需要开发高性能磁头，此适用于与这样的具有高矫顽力的媒体共同使用。
为了达到较高记录密度，降低磁头的道宽和间隙长度是有利的；降低磁头的矫顽力的同时又保持高饱和磁通密度和高磁导率也是有利的。
近来，有鉴于上述情况，金属有隙磁头已逐渐实用，在这种类型的磁头中，在铁氧体等磁芯的磁隙附近淀积有金属磁膜。
为达到在高频领域的较高磁特性，也开发了叠层磁头，该磁头具有短道宽并具有高电阻率，因此，使涡流损失降低。
在叠层磁头中，使用溅射或蒸镀技术将磁膜淀积在衬底上，然后将另一衬底粘合到被淀积的磁膜上，从而产生夹于衬底中的磁芯。如是这样，被淀积的磁膜厚度限定道宽。因此，很容易获得小的道宽，从而可能改善记录密度并防止干扰附近磁道。
进而，因为磁回路由具有厚仅几μm的薄磁膜所构成，所以降低涡流损失和改善在高频领域的磁头性能。
附图1表示叠层磁头的例子，该磁头用于计算机的硬磁盘存储装置中。
示于附图1中的磁头10一般由包括一对彼此平行放置的气垫轨道16、16的浮动块14；在一个浮动轨的端部形成的芯部18；以及磁芯20组成，其中，磁芯20处于二个衬底之间，磁芯包括浮动块14和芯部18。
附图2是附图1中的A部放大视图。磁膜20’夹于衬底14和14’之间，该衬底也是浮动块的部分，磁膜20”夹于衬底18’和18”之间，该衬底也是芯部18的部分，其中，由磁膜20’和20”构成磁芯20，在浮动块14和芯部18之间具有由非磁性材料构成的磁隙22。在磁芯18的表面和衬底14”、18”之间具有粘合玻璃24，其中，磁芯20通过粘合玻璃24粘合到衬底14”和18”上。
在本发明中，以下就把这样的用于连接磁芯和衬底的粘合玻璃定义为叠层玻璃。
芯部18还包含有围绕芯部18的线圈(图中未示)绕组，以便形成磁头。
在开动示于附图1和2中用于硬磁盘存储器件中的磁头时，磁隙22以在高于硬磁盘很小高度上浮动的方式运行，因此，完成磁性记录或复制。
这种类型的磁头按下述进行生产：首先，如附图3所示，将磁膜20在块状衬底26一侧面上制成，然后，将叠层玻璃24盖在磁膜20上，而再把另一块衬底26’放在其上，形成夹心结构。在高温下对这些衬底彼此相对加压，使它们粘合在一起，在此粘合过程中，按照需要也可将加一块叠层玻璃24盖在衬底20’上。
将此组合块冷到室温，使叠层玻璃固化。然后切割和抛光该组合块，以便生产许多具有所需形状的浮动块和芯。
将分别生产的浮动块和芯应如此放置，以致使被夹心的磁膜20两者均有良好连续性，并且使非磁性粘合玻璃21填补入线圈洞上部，从而使其粘合在磁隙上。这样，一个磁头诸如示于附图1者就算完成了。在本发明中，以下将此粘合过程称之为间隙粘合，将用于间隙粘合的粘合玻璃21称之为间隔玻璃。
在衬底上形成磁膜工艺中，也可选择性地淀积许多磁膜和绝缘膜诸如SiO2，以便形成磁芯33，该磁芯33由许多磁膜32、32和绝缘膜34、34组成。如附图4所示，在附图4中，标号24代表将磁芯33连接到衬底28的叠层玻璃；标号30代表磁隙。
衬底由锌铁氧体、MnO-NiO-基陶瓷、或TiO2-CaO-基陶瓷制成，磁膜由仙台粉状高磁导铁硅铝磁性合金、非晶态合金或微晶合金制成。然而，在衬底材料和磁膜材料之间它们的线热膨胀系数有差异，这种差异导致在冷却过程中应变的产生。一般，衬底材料比磁膜材料具有较小的线热膨胀系数，因此在磁膜中比在衬底中更能产生较大压缩应力，从而应变就发生了。
这种应变常能使磁芯的磁导率下降和矫顽力增加，这对磁头是很严重的问题。
例如，附图5A和5B表明由下列工艺所制磁芯的特性：在锌铁氧体衬底上淀积Fe79.6Ta10.0C10.4合金膜；经过热处理；通过叠层玻璃将同样衬底粘合到其上面(在700)；其中，在夹心工序前和后所测磁化曲线分别示于附图5A和5B。附图6A和6B表明分别以MnO-Ni基合金和Fe65.2Al10.0Ta11.2C13.6合金作为衬底和磁膜材料时在夹馅工序前和后所测磁化曲线。
在示于附图5A、5B、6A、6B的衬底和磁膜的结合体中，在磁膜被夹于衬底中以前，磁膜具有低矫顽力(如附图5A、6A所示)，这种磁膜性能适用作磁头，然而，在磁膜已夹于衬底中以后，则两种情况都可被观察到其矫顽力显著增加(见附图5B、6B)。
甚至像在金属有隙磁头那样，磁膜不被夹于衬底之中时，只要磁膜被淀积在陶瓷衬底等之上，这样的性能退化仍能发生。
为了避免应变的产生，为获得彼此具有相似线性热膨胀系数的衬底与磁膜而进行了研制。
因此，使现在通常使用衬底和微晶软磁合金所具有的平均线膨胀系数尽可能彼此接近，在110×10-7/℃到120×10-7/℃范围内。
然而，除了要应变低之外，磁膜还得满足其它要求诸如高耐蚀性、高饱和磁通密度等；并且很难避免由于应变所致磁导率的下降而不使其它特性也不退化。因此，不可能得到能满足所有要求的磁头。
在热处理加热过程中，在衬底和磁膜之间由于其线性热膨胀系数不同也产生热膨胀的差异。然而，应变是在热处理后冷却过程中产生的。这是因为如下事实：不仅衬底和磁膜，而且处于二者之间的叠层玻璃在加热过程中也被软化，并且这样被软化的叠层玻璃对磁膜和衬底之间热膨胀差异起到缓冲作用，这就是说在高温可几乎没有什么应变，相反地，在冷却过程中，特别是在温度低于600℃时，几乎所有叠层玻璃固化，从而该叠层玻璃不再对磁膜和衬底之间热膨胀差异起缓冲作用。因此，应变就产生了。
应变不仅在由于叠层玻璃所致在衬底和磁膜之间的粘合界面上产生，也在磁膜和淀积有磁膜的衬底的界面上产生。这意味着：正确选择线性热膨胀系数不仅对叠层磁头是重要的，而且对其它类型磁头诸如金属有隙磁头、薄膜磁头等都是重要的。
在上述叠层磁头的生产过程中，在通过叠层玻璃将磁芯夹在衬底中之后，再进行其它几个步骤，进行间隔粘合工序使磁芯连接在一起，从而形成磁隙。在生产过程中，在间隔粘合工序期间将磁头加热，从而使间隙玻璃形成磁隙。然而，也有些可能，这样的加热工序使将磁膜粘合到衬底上的叠层玻璃再次熔化。
如果业已固化的叠层玻璃一旦再被熔化或软化，磁芯的粘合位置就会移动，这可导致严重失败。特别是，叠层玻璃的软化降低磁间隔长度的精确性，因此，可导致磁头的致命性失败。
有一种工艺可防止上述问题，那就是使用结晶玻璃或铅玻璃作为叠层玻璃，并且用具有低熔点或中熔点的玻璃作为间隙玻璃。为进行间隙粘合而使用低熔点玻璃可允许间隙粘合在低于叠层玻璃熔点的温度下完成，从而使叠层玻璃在间隙粘合期间不熔化。
一般，作为磁膜的软磁合金具有细晶粒，如果它被暴露于高温下，晶粒要长大，这使得软磁特性降低。因此，不希望在生产过程中使软磁合金暴露于高温中，特别是，如果这些软磁合金在约700℃下退火，则其电阻大为降低(降到20～50μΩ)，结果，涡流损失产生了。这种事实导致特别是在高频领域内磁导率的降低，因此，其复制效率降低。
为了避免上述叠层磁头的问题，将多层磁膜的每一层厚度减少，并增加层数。
然而，这种工艺需要复杂生产工序，此外由于在磁芯中的绝缘层体积比增加，总饱和磁通密度则下降了。
进而，常用微晶软磁合金一般热稳定性不好。
因此，当将磁芯粘合到衬底上时，不能在如此高的温度下进行粘合工序，因为这样会降低磁膜的软磁特性。这意味着，用于粘合的叠层玻璃应不具有很高的熔点，通常，使用结晶玻璃或铅玻璃作为叠层玻璃，从而叠层粘合可在约600℃完成。
另一方面，熔点低的玻璃的耐蚀性差，因此，作为间隙玻璃可具有熔点为500℃到550℃，特别是接近550℃，用这种玻璃可获得尽可能好的耐环境性。
然而，上述叠层玻璃的槽沉温度是约560℃，这意味着，叠层玻璃的槽沉温度仅比间隙玻璃的熔点高10℃，结果，在这个工艺中，由于在粘合工序期间叠层玻璃的软化，仍会发生位置移动，从而其生产可靠性不良。在结晶玻璃中，当将它加热然后冷却时，会发生结晶玻璃的沉淀，因此，使其熔点增加。这个性质对于使用在叠层玻璃上是受欢迎的，然而，因为结晶部分和非结晶部分二者以混合方式存在，外奕力在粘合部分会引起形变，甚至在温度低于熔点时也会如此。
此外，常用微晶软磁合金一般耐蚀性或耐环境性低劣。有一个已知技术可以改进耐蚀性，那就是在软磁合金中加入一些元素(例如，Cr、Ru、Rh、Al等)。然而，这些合金元素的加入使得软磁合金具有正的高饱和磁致伸缩。此外，加入这些元素也导致磁膜改变其线热膨胀系数，结果，使它在与磁膜和衬底结合时很难获得适当的特性。
本发明目的在于：通过热处理工序诸如玻璃粘合生产磁头，以解决上述问题，尤其是，本发明目的在于提供一种磁头，该磁头具有高导磁率、低矫顽力和优良耐蚀性和/或提供一种具有高生产可靠性的磁头。
本发明目的是这样达到的：按照本发明第一方面，提供一种包括淀积在衬底上的磁膜的磁头，其特征在于：
磁膜由软磁合金制成，该合金在从室温到600℃温度范围具有平均线热膨胀系数是在从125×10-7/℃到150×10-7/℃范围、具有饱和磁致伸缩常数为从0到+3×10-6以及平均晶粒大于30mm；和
靠近磁芯的所述衬底部分在从室温到600℃温度范围具有平均线热膨胀系数为110×10-7到145×10-7/℃。
在本发明中所谓室温是指25℃。
更可取的是，软磁合金的线热膨胀系数αf和磁头的衬底的线热膨胀系数αa满足下列不等式：
1≤αf/αa≤1.3
按照本发明第二方面，提供一种包括淀积于衬底上的磁膜，其特征在于：
磁膜由一种软磁合金制成，该合金在高于680℃温度经过热处理后，其平均晶粒大小小于30nm；
将高熔点玻璃至少淀积于磁芯和衬底之间的部位，该高熔点玻璃具有高于680℃的熔点；和
填塞于磁隙部分或绕线孔或道宽控制沟中从而连接磁隙部分的非磁性材料具有低于680℃的熔点。
更可取的是：按照本发明第一方面和第二方面的磁头磁膜由具有电阻率大于120μΩcm的软磁合金制成。
按照本发明第一方面和第二方面的磁头的磁膜最好包含从如下定义的金属组M中选出的金属的碳化物和氮化物，并且有以下式表示的组成：
Fe-Xa-Mb-Zc-Td；式中，X是Si或是Al，或者两者都有；M是选自下列金属组中至少一种金属：Zr、Hf、Nb和Ta；Z是C，或是N，或者两者都有；T是选自下列金属组中至少一种金属：Cr、Ti、Mo、W、V、Re、Ru、Rb、Ni、Co、Pd、Pt和Au；并且：
0.5≤a≤25(原子％)
1≤b≤10(原子％)
0.5≤c≤15(原子％)
0≤d≤10(原子％)以及其余部分是铁。
另外，按照本发明第一方面和第二方面磁头的磁膜包含从如下定义的金属组M中选出的金属的碳化物和氮化物，并且具有下式表示的组成：
Fe-Sie-Alf-Mb-Zc-Td式中，M是选自下列金属组中至少一种金属：Zr、Hf、Nb和Ta；Z或是C或是N或者二者皆有；T是选自下列金属组中至少一种金属：Cr、Ti、Mo、W、V、Ru、Rh、Ni、Co、Pd、Pt和Au，并且：
8≤e≤15(原子％)
0.5≤f≤10(原子％)
1≤b≤10(原子％)
0.5≤c≤15(原子％)
0≤d≤10(原子％)和其余部分是Fe。
本发明具有显著效果：本发明是基于发明人这样的考虑：在将磁膜夹于衬底之间前后，磁膜的磁导率和矫顽力有变化。按照本发明所生产的磁头与常规工艺不同，在常规工艺中，具有正常软磁特性的软磁合金由于淀积或夹心工序其软磁特性退化，而按照本发明所生产的磁头具有包括磁膜的磁芯，该磁膜甚至在生产工序之后仍能保持出色的软磁特性。
按照常规工艺，人们相信组成磁膜的软磁合金的线热膨胀系数αf应该接近衬底的线热膨胀系数αa，其中，磁头的磁膜在衬底上形成，或夹于该衬底与另一衬底之间形成，从而可以减低由于热处理工序和玻璃粘合工序所致的应变。与此相反，本发明是绝对新颖的和划时代的工艺技术，其中，将软磁合金的线热膨胀系数αf设计成比衬底的线热膨胀系数αa大，从而防止磁导率的降低和矫顽力的提高。
由于本发明采用出色的耐高温特性的软磁合金用作磁膜，从而容许使用较高熔点的叠层玻璃，从而使在叠层玻璃熔点和间隙粘合温度之间有足够的差异，而防止叠层玻璃在间隙粘合工序中变软，结果避免磁芯的位移，使生产可靠性提高。
此外，本发明磁头的磁膜具有出色的耐蚀性，又能同时保持出色的软磁特性，因此能在磁头中实现窄磁道，提高记录密度。此外本发明生产合格率和生产可靠性高。
以下结合附图和实施例对本发明进行详细说明。
附图1是用于硬磁盘存储器件的现有技术磁头的立体图；
附图2是附图1中的A部分放大图；
附图3是表示生产过程的图，其中附图3a表示被粘合的块状衬底；附图3b表示已粘在一起的块状衬底；
附图4是表明一个磁隙和它的邻近部位的放大图；
附图5是表示现有技术软磁合金磁化曲线图，其中，附图5a和5b分别是该软磁合金夹于衬底中的前和后的磁化曲线图；
附图6是表示现有技术另一种软磁合金磁化曲线图；其中，附图6a和6b分别是该软磁合金夹于衬底中的前和后的磁化曲线图；
附图7是用于VTR的视频磁头立体图；
附图8是按照本发明实施例的、熟处理后软磁合金的X-射线衍射图样；
附图9是按照本发明实施例的、热处理前的软磁合金的X-射线衍射图样；
附图10是表示αf/αa比和初始磁导率之间的关系曲线图；
附图11是表示αf/αa比和矫顽力之间的关系曲线图；
附图12是表示按照本发明实施例的软磁合金磁化曲线图，其中附图12a表示在该合多夹于衬底间之前的磁化曲线图；附图12b表示在该合金夹于衬底间之后的磁化曲线图；
附图13是表示磁头自记录和播放输出对频率相倚性；以及
附图14是作为频率函数的软磁合金初始磁导率曲线图，其中，初始磁导率被标准化到在0.5MHz的值。
本发明应用于各种类型的记录/重放磁头诸如金属有隙磁头(metal-in-gap magnetic head；MIG)，其中，磁膜被淀积于隙的附近。附图1和附图7中所示磁头10和36分别是运用本发明的例子。
附图7中的磁头36是M1G型磁头，其中，磁隙42由彼此连接的一对半磁芯38、38组成，其中，每一个半磁芯由淀积于锰锌铁氧体衬底上的软磁合金膜44组成，通过绕线孔52缠有线圈46，每一具有淀积合金膜的半磁芯38、38通过间隙玻璃粘合在一起，该间隙玻璃位于间隙42和道宽控制沟。
在本发明中，为达到高磁导率和低矫顽力，磁芯的磁膜由具有如下性能的软磁合金制成：在温度范围从室温到600℃的平均线热膨胀系数(αf)为125×10-7到150×10-7/℃；饱和磁致伸缩常数(λa)在从0到+3×10-6范围内；以及平均晶粒大小小于30nm，进而使用对其如此适应的衬底：衬底靠近磁芯的部分具有在从室温到600℃温度范围的线热膨胀系数(αa)为15×10-7到145×10-7/℃范围内。只要上述条件得到满足，任何在各种磁头上常用的材料诸如MnO-NiO基陶瓷材料和TiO-CaO基陶瓷材料皆可作为本发明材底材料。这里所举的衬底材料具有的线热膨胀系数为从115×10-7到145×10-7/℃范围内。
在叠层玻璃界面由于在衬底和磁膜之间线热膨胀系数不同所引起的应变是起因于收缩的差异，该收缩发生在处于衬底和磁膜之间的叠层玻璃已完全固化之后。用下列分式可粗略估计该应变的量：
应变量＝(αf-αa)×(叠层玻璃的固化温度-室温)
因为叠层玻璃在约600℃固化，因此，该应变是由于在衬底和磁膜之间在从室温到600℃范围的平均线热膨胀系数不同而引起的。
最好在αa和αa之间存在有如下不等式的表示的关系：
1≤αf/αa≤1.3
本发明是基于从本发明的发明人所作研究而取得的如下知识：
(a)如果αf/αa小于1，则λa大于0，垂直于磁膜平面方向上的各向异分量产生，结果，其矫顽力增加；
(b)如果αf/αa大于1，并且λa小于0，则垂直于磁膜平面方向上的各向异分量产生，因此，矫顽力增加。
(c)如果αf/αa大于1.3，并且如果λa大于0，则磁导率下降，并且软磁特性变得不稳定起来。
此外，磁膜由软磁合金构成，该软磁合金由具有在高于680℃的温度下热处理后其平均晶粒大小小于30nm的细晶粒所组成，并且该软磁合金的电阻率大于120μΩcm。这样就允许热处理能在较高温度下进行，并且因此可能使用具有熔点高于680℃的叠层玻璃并且间隙玻璃的熔点小于680℃。利用这样的安排，可以完成高可靠性间隙粘合而不致使叠层玻璃熔化，因此不发生诸如间隙位置移动的问题。
具有如下含有金属碳化物或金属氮化物的结晶的组分、并且其中的金属选自金属组M的任何软磁合金都可用作本发明磁膜材料：
Fe-Xa-Mb-Zc-Td其中，X或是S；或是Al，或者两者皆有；M是选自下列金属组的至少一种金属：Zr、Hf、Nb和Ta；Z或是C，或是N或者两者皆有；以及T是选自下列金属组中至少一种金属：Cr、Ti、Mo、W、V、Re、Ru、Rh、Ni、Co、Pd、Pt和Au；
此外，其中，
5≤a≤25(原子％)；
1≤b≤10(原子％)；
0.5≤c≤15(原子％)；
0≤d≤10(原子％)；和其余部分是Fe。
具有以下式为代表成分的软磁合金更为可取：
Fe-Sie-Alf-Mb-Zc-Td其中，M是选自以下金属组中的至少一种金属：Zr、Hf、Nb和Ta，Z或是C或是N，或者两者皆有，T是选自以下金属组中的至少一种金属：Cr、Ti、Mo、W、V、Re、Ru、Rh、Ni、Co、Pd、Pt和Au，进而，其中；
8≤e≤15(原子％)
0.5≤f≤10(原子％)
1≤b≤10(原子％)
0.5≤c≤15(原子％)
0≤d≤10(原子％)其余部分是Fe。
用于磁膜的软磁合金中，Fe是决定基本磁性的主要组分。含有选自金属组M的金属的碳化物或氮化物含于晶粒之中，它们能抑制含有作为主要组分的Fe的晶粒长大，并改善软磁合金耐高温特性，结果，使用具有较高熔点叠层玻璃成为可能。上述选自金属组M的金属的碳化物或氮化物也容许溅射材料更易于非晶态化。为了获得如上效果，最好所加金属的浓度大于1(原子％)。然而，浓度如超过10(原子％)则非所宜，因为高的金属加入浓度会使饱和磁通密度Bs下降。
所加C或N与上述金属M化合，因此产生它们碳化物或氮化物组分。此外，C或N的加入容许被溅射的材料易于非晶态化。如果磁膜是非晶态，当它以溅射方法被淀积时，具有均匀特性的细晶粒会易于在随后热处理工序中优先形成。为了获得上述效果，最好所加的C或N大于0.5(原子)％。然而，浓度大于15(原子)％则是不合宜的，因为如此高的浓度会降低饱合磁通密度Bs。
Al的加入具有如下效果：
(1)Al的加入改善耐环境性；
(2)Al溶解于Fe晶粒之中，因此，增加电阻率；
(3)Al的加入使晶粒的长大速率降低，并且使磁晶体各向异能降低，从而改善软磁特性的耐高温性能。
为获得上述效果(1)，最好所加Al的浓度大于0.5(原子)％。然而，浓度大于25(原子)％则非所宜，因为如此高的Al浓度导致过高磁致伸缩λs，并且使饱和磁通密度Bs下降。
Si的加入具有下列效果：
(1)Si抑制由于加Al所致的磁致伸缩的增加；
(2)Si的加入使被溅射的磁膜易于非晶态化。在现有技术中为使磁膜非晶态化而加入大量碳化物或氮化物；而在本发明中，则可能降低所需的碳化物或氮化物量，因此，使由于碳化物或氮化物加入所致饱和磁通密度的降低可能受到抑制；
(3)Si溶解于Fe晶粒之中，因此，增加电阻率；
(4)Si的加入使晶粒长大速率下降，并且也使磁晶体的各向异能下降，因此也改善软磁特性耐高温性能。
为获得上述涉及到加Si的效果(1)到(4)，所加Si的浓度最好大于0.5(原子)％。而如大于25(原子)％，则是不合宜的，因为如此高浓度的Si使饱和磁通密度Bs下降。
如果Si和Al同时加入，则可能将磁致伸缩λs降至从0到+3.0×10-6的低水平，进而，也可改善耐环境性。因此，两种元素一起加更有利于获得本发明的效果。然而，所加Si量对Al量之比(Si/Al)不应大于3/2，以便更容易抑制磁致伸缩λs。
其它非有意加入的杂质诸如H、O、S等可允许其含于软磁合金中，除非它们的含量太高，以致降低所需特性时才不能允许。应了解，这样的组分已包括于本发明上述软磁合金之中。
如果将上述软磁合金经受热处理，则选自金属组M的金属的碳化物或氮化物均匀分布整个合金中。
作为例子，在热处理前后作了Fe16.3Si12.0Al2.1Hf3.6C6.0合金的X-射线衍射图样。热处理是将试样在680℃保温20分钟。使用Co-Kα线作为X-射线源测量X-射线衍射图样。附图9是热处理前的试样的X-射线衍射图样，附图8则是热处理后试样的X-射线衍射图样。在附图8和9中的纵坐标是衍射强度；横坐标是衍射角度2θ(°)。
附图9表示宽的晕圈花样，该花样意味着软磁合金在热处理前是非晶态的。
另一方面，附图8的X-射线衍射图样表明，热处理后在软磁合金中存在有α-Fe(含有Fe作为方组分的体心立方结构晶体)和HfC(碳化铪晶体)。在衍射图样中对应于α-Fe的峰位置也表明Si和Al已溶于α-Fe之中。从分别对应于X-衍射图样中的α-Fe和HfC的峰半宽可决定α-Fe的晶粒大小为19nm和HfC的晶粒大小是3.4nm。
为了进行估价，按照本发明实施例用于磁膜的软合金膜是淀积于平板形衬底26之上，而另一块衬底26’是随后通过叠层玻璃24粘合到其上的。测量了这样获得的试样的磁导率和矫顽力，并对其耐蚀性作了估价。
所用衬底26、26’的厚度是1nm，磁膜20和叠层玻璃的厚度分别是5μm和0.5μm，粘合是在对两块衬底彼此相压下在700℃进行20分钟完成的。
磁膜是这样淀积的：使用射频二极管溅射技术，其中用包括铁靶或铁基合金靶和石墨以及其它各种元素的复合靶。
上述溅射是在具有临界压力小于5×10-7托能力的真空室中、在氢压为5毫托下，用输入射频功率密度为2.4×104W/m2下完成的。
软磁合金的线热膨胀系数是这样确定的：从沉积在物理性能已知的衬底上的同类型软磁合金的线热膨胀系数确定的，其中，系数是用光传感器通过测量曲度(curvature)的温度依存性确定的。衬底的线热膨胀系数αs是使用热机械分析仪(TMA)测定的。饱和磁致伸缩常数λs是在磁膜被夹入衬底之间以前使用光学水准仪系统测定的、初始磁导率μ使用形状如字形8的线圈测定的。矫顽力用直流磁滞回线描图器测定的。耐蚀性是按下列万法评价的：对在盐溶液中保持24小时的试样用肉眼观察锈和颜色。在下列表示测定结果的各表中，“◎”表示“没有变化”；“○”表示“有很小变化”；“△”表示“有在实施使用中能容忍的少许变化”；”×”表示”不能接受的显著变化”。
从表1到表4例举所作的测定结果。
                     表1
号 膜成分(原子％)     αf(10-7/℃)
比较试样 1  Fe79.6Ta10.0C10.4     120
 2  Fe65.2Al10.0Ta11.2C18.6     117
 3  Fe65.2Al10.0Ta11.2C18.6     117
 4  Fe75.3Si12.4Al4.3Hf3.0C5.0     139
本发明试样  11  Fe81.8Si10.2Hf3.0C5.0     138
 12  Fe80.7Si10.5Zr3.3C5.5     137
 13  Fe78.0Si11.0Nb5.0C6.0     130
 14  Fe79.9Si9.3Ta4.8C6.0     132
 15  Fe80.7Al6.2Hf5.0C8.1     129
 16  Fe79.1Al6.8Zr5.3C8.8     128
 17  Fe77.9Al5.1Nb8.0C9.0     127
 18  Fe78.8Al5.0Ta7.9C8.3     127
 19  Fe75.3Si12.4Al4.3Hf3.0C5.0     139
 20  Fe75.9Si12.0Al4.8Zr2.8C4.5     140
 21  Fe67.4Si11.5Al4.0Nb8.1C9.0     131
 22  Fe66.7Si12.0Al5.0Ta7.8C8.5     130
 23  Fe72.0Si12.5Al4.5Hf3.0C5.0Cr8.0     140
 24  Fe72.7Si12.0Al3.0C4.8Ti4.5     137
 25  Fe72.5Si12.1Al3.8Hf2.8C4.0Mo4.8     139
 26  Fe72.5Si11.9Al40Hf2.9C41W4.6     139
                                 接下页
接上页
 27  Fe73.0Si11.0Al4.1Hf8.0C4.0V4.9     138
 28  Fe78.1Si12.7Al3.7Hf2.5C3.9Re4.1     141
 29  Fe75.7Si12.6Al8.8Hf2.3C8.5Rh2.1     140
 30  Fe78.7Si12.0Al4.0Hf2.2C8.4Ni4.7     145
 31  Fe71.2Si12.2Al4.0Hf3.0C4.8Co4.8     141
 32  Fe78.6Si12.0Al3.8Hf2.7C8.9Pd4.0     142
 33  Fe74.8Si12.1Al3.8Hf2.8C5.0Pt2.0     144
 34  Fe74.6Si12.1Al3.9Hf2.4C48Au2.8     140
 35  Fe72.6Si12.4Al4.0Hf2.8C4.7Ru4.0     141
表2
号 衬底类型     αs×10-7/℃ 膜的λs(×10-6)     μ(在1MHz) HC(Oe) 耐蚀性
比较试样  1 锌铁氧体基     100 -3.1     1600  3.3     ×
 2  MnO-NiO-基     135 +3.3     680  4.0     ○
 3  TaO2-CaO-基     120 +3.3     990  1.2     ○
 4 锌铁氧体基     100 +0.8     430  0.20     ○
本发明试样 11  MnO-NiO-基     135 +1.0     3800  0.20     △
12  MnO-NiO-基     135 +0.8     4000  0.21     △
13  TiO-CaO-基     125 +0.7     3200  0.19     △
14  TiO-CaO-基     125 +1.6     3100  0.18     △
15  TiO-CaO-基     120 +2.1     2500  0.18     △
16  TiO-CaO-基     120 +2.5     2300  0.20     △
17  TiO-CaO-基     120 +2.0     2000  0.20     △
18  TiO-CaO-基     120 +1.9     2200  0.17     △
19  MnO-NiO-基     135 +0.8     5100  0.15     △
20  MnO-NiO-基     135 +1.0     5000  0.13     ○
                          接下页
接上页
21  TiO-CaO-基     130     +0.9     4500  0.15     ○
22  TiO-CaO-基     130     +1.2     4300  0.20     ○
23  MnO-NiO-基     135     +1.7     3800  0.20     ◎
24  MnO-NiO-基     135     +1.3     4100  0.25     ◎
25  MnO-NiO-基     135     +1.2     4000  0.29     ◎
26  MnO-NiO-基     135     +1.3     4300  0.30     ◎
27  MnO-NiO-基     135     +1.0     3900  0.31     ◎
28  MnO-NiO-基     135     +2.0     2200  0.21     ◎
29  MnO-NiO-基     135     +1.4     3000  0.18     ◎
30  MnO-NiO-基     135     +2.5     1800  0.11     ◎
31  MnO-NiO-基     135     +2.7     1500  0.10     ◎
32  MnO-NiO-基     135     +1.5     4000  0.13     ◎
33  MnO-NiO-基     135     +1.2     4300  0.11     ◎
34  MnO-NiO-基     135     +1.1     4800  0.10     ◎
35  MnO-NiO-基     135     +1.9     2300  0.20     ◎
表3
号 膜成分(原子％)     αf(10-7/℃)
本发明试样 36  Fe21.5Si11.0Hf2.8N4.7     141
37  Fe81.6Si10.8Zr8.0N5.1     138
38  Fe78.6Si7.8Ta6.6N7.0     130
39  Fe79.6Si8.9Nb5.5N6.0     132
40  Fe82.8Al6.1Hf5.0N6.1     129
41  Fe82.3Al5.6Z115.1N7.0     128
42  Fe75.0Al8.0Ta8.0N9.0     126
                  接下页
接上页
 43  Fe76.5Al7.3Nb7.9N6.3     127
 44  Fe75.8Si12.1Al4.3Hf2.8N5.0     142
 45  Fe75.7Si12.6Al4.0Zr3.0N4.7     140
 46  Fe73.7Si11.0Al3.8Ta6.6N6.0     131
 47  Fe73.9Si11.3Al4.1Nb5.3N5.4     130
 48  Fe74.2Si12.1Al4.0Hf2.7N3.8Cr3.2     139
 49  Fe73.2Si12.3Al3.8Hf2.6N4.0Ru4.1     140
 表4
号 衬底类型     αs×10-7/℃ 膜的λs(×10-6)     μ(在1MHz) HC(De) 耐蚀性
本发明试样 36  MnO-NiO-基     135     +0.7     4000  0.20     △
37  MnO-NiO-基     135     +0.9     4100  0.20     △
38  TiO-CaO-基     125     +1.7     3300  0.23     △
39  TiO-CaO-基     125     +1.5     3800  0.19     △
40  TiO-CaO-基     120     +2.3     2500  0.19     △
41  TiO-CaO-基     120     +2.0     2300  0.20     △
42  TiO-CaO-基     120     +2.9     1300  0.21     △
43  TiO-CaO-基     120     +2.7     1500  0.23     △
44  MnO-NiO-基     135     +0.9     5000  0.11     ○
45  MnO-NiO-基     135     +1.1     4900  0.12     ○
46  TiO-CaO-基     130     +1.9     4000  0.20     ○
47  TiO-CaO-基     130     +1.7     4200  0.21     ○
48  MnO-NiO-基     135     +1.8     3800  0.15     ◎
49  MnO-NiO-基     135     +2.0     3600  0.14     ◎
附图10图示磁膜的线热膨胀系数对衬底的线热膨胀系数的比(αf/αa)同初始磁导率之间的关系，其中，纵坐标是初始磁导率μ(在1MHz下)；横坐标是αf/αa。
附图11图示αf/αa比对矫顽力的关系。其中，纵坐标是矫顽力Hc(Oe)；横坐标是αf/αa。
从表1到表4可见，本发明实施例的磁膜和衬底都具有高磁导率和低矫顽力，并且有良好耐蚀性。
与之对比的试样1是具有饱和磁致伸缩常数小于0、小磁导率和很大矫顽力的合金。此外，这个试样还显示低劣的耐蚀性，因此，这个试样不适用于磁头。用于作比较的试样2的磁膜线热膨胀系数对衬底的线热膨胀系数比(αf/αa)是0.87，即小于1，它还具有大饱和磁致伸缩常数3.3，因而，磁导率变得很小，并且矫顽力变得很大。
与此类似，用作比较的试样3尽管其特性不像试样2那样差，但它的αf/αa小，为0.98，其饱和磁致伸缩常数大，为3.3，其磁导率小和矫顽力大。
用作比较的试样4尽管得到小的矫顽力，它具有大的αf/αa比，为1.4，磁导率也小。
如从附图10所见那样，如果αf/αa比在1到1.3范围内，初始磁导率可比1000大。
从附图11可见，如αf/αa比大于1，矫顽力可比0.5Oe小。
因此，如果αf/αa在1到1.3范围内，就可能同时得到高初始磁导率和低矫顽力二者。
进而，对于按照或不按照本发明实施例所制备的软磁膜材料双方测量了在各该磁膜夹在衬底间之前和之后的磁导率和矫顽力的变化。附图5和6示出测定结果。
附图12A和12B分别表示磁膜被夹于衬底间之前和之后的磁化曲线，其中，软磁合金试样19用作磁膜。
从表5和表6可见，将用作比较的磁膜和衬底结合起来时，磁膜被夹于衬底间之前显示高磁导率和低矫顽力，然而在夹于衬底间之后，则磁导率大为降低，矫顽力上升。
表5
号 膜成分(原子％)     αf(x10-7/℃)     αS(x10-7/℃)
    1  Fe79.6Ta10.0C10.4     120     100
    2  Fe65.2Al10.0Ta11.2C13.6     117     135
    3  Fe65.2Al10.0Ta11.2C13.6     117     120
    11  Fe81.8Si10.2Hf3.0C5.0     138     135
    15  Fe80.7Al6.2Hf5.0C8.1     129     120
    19  Fe75.3Si12.4Al4.3Hf3.0C5.0     139     135
    20  Fe75.9Si12.0Al4.8Zr2.8C4.5     140     135
表6
号 膜的λs(×10-6)         夹入前        夹入后
    μ(在1MHz) Hc(Oe)     μ(在1MHz) Hc(Oe)
    1     -3.1     2300  0.93     1600  3.3
    2     +3.3     1300  2.2     680  4.0
    3     +3.3     3800  0.41     990  1.2
    11     +1.0     4000  0.18     3800  0.20
    15     +2.1     3100  0.14     2500  0.18
    19     +0.8     5200  0.12     5100  0.15
    20     +1.0     5200  0.11     5000  0.13
为对比起见，就按照本发明实施例所用磁膜和衬底的结合来说，在磁膜被夹于衬底间的前后几乎观察不到磁导率和矫顽力有何改变，仍然保持高磁导率和低矫顽力。
从附图12A和12B可见，按照本发明实施例的软磁合金在被夹于衬底间之前后也几乎在磁化曲线上看不出有何变化，仍然保持低矫顽力。其中，附图12A是磁膜在被夹于衬底之前，经在700℃保温20分钟热处理的磁化曲线，而附图12B是被夹于衬底间之后的磁化曲线。
用按照和不按照本发明实施例的磁膜和衬底制作了用于硬磁盘储存器件的、示于附图1类型的磁头，在这些磁头上测量了标准化的孤立脉冲输出。
所制备用于测量的磁头具有道宽为5.5μm、间隙深度为2.2μm。使用具有矫顽力Hc为1600Oe的硬磁盘以供测定磁头之用。在保持磁头的漂浮高度为80nm下，在圆周速度为8.8m/s下进行测量。
测量结果见表7和表8。
表7
号 膜成分(原子％) 膜的ααf(x10-7/℃) 衬底的ααs(x10-7/℃)
 1  Fe79.6Ta10.0C10.4     120     100
 3  Fe65.2Al10.0Ta11.2C13.6     117     120
 19  Fe75.3Si12.4Al4.3Hf3.0C5.0     139     135
表8
号 衬底类型 膜的λs(x10-6) 孤立脉冲输出(标准化到转数)
    1 锌铁素体基     -3.1     -3.9dB
    3’ Fe2O3基     +3.3     0
    19 MnO-NiO基     +0.8     +2.9dB
从表7和表8可见，按照本发明实施例(19号)的磁头具有足够高的孤立脉冲的标准化输出。
为对比起见，如是用作比较的磁头(1号)和(3’号)，则其标准化的孤立脉冲输出就低，其中，磁头(1号)所用磁膜具有线热膨胀系数为120×10-7/℃、饱和磁致伸缩常数为-3.1×10-6，磁头3’号所用磁膜具有线热膨胀系数为117×10-7/℃、饱和磁致伸缩常数为+3.3×10-6、αf/αs比为0.98。
示于附图7类型的用于VTR的磁头使用按照本发明实施例的磁膜和衬底制作，测量了其标准化为电感的自记录和重放输出(Selfrecording and playback output normalized to inductance)。用于磁头供测定的磁膜和衬底的特性示于表9。
表9
号 膜成分(原子％) 膜的ααf(x10-7/℃) 衬底的ααs(x10-7/℃) 衬底类型 膜的λs(x10-6)
    5  Fe65.2Al9.7Ta12.0C18.6     115     117 锰锌铁氧体     +3.2
    19’  Fe75.8Si12.4Al43Hf3.0C5.0     139     117 锰锌铁氧体     +0.8
所制用于测定的磁头具有道宽23μm和间隙深度20μm。为测定磁头使用具有矫顽力Hc为1500Oe的磁带。在磁头和磁带之间的相对速度为3.8m/s下进行测定。
为比较起见，另一磁头用下列材料制作：该材料具有小的线热膨胀系数诸如115×10-7/℃和小的αf/αa比诸如0.98以及大的饱和磁致伸缩常数诸如+3.2×10-6。
测定结果示于附图13。
如从附图13所见；用按照本发明实施例的具有αf/αa比为1、19的材料制成的磁头19’号具有与用具有αf/αa比为0.98的材料所制的磁头5号相比，前者在整个频率范围内具有较大的记录和重放输出2-3dB。附图13中纵坐标为自记录和重放输出；横坐标为频率(MHz)，在该附图右上角示出5dB的长度，以便衬出19号与5号磁头二个曲线间的差距。
与电阻率和耐高温性能相关，以经过热处理的合金的磁导率作为频率的函数进行了测量。
对两种软磁合金分别进行了测量，其一是具有电阻率128μΩcm的Fe79.1Si10.8Hf3.9C6.2，其二是具有电阻率为30μΩcm的Fe79.6Hf7.2C13.2。在此测定中，作为频率的函数测定了涉及在频率为0.5MHz各值的磁导率。Fe79.1Si10.8Hf3.9C6.2合金膜在0.5MHz的磁导率为3900，而Fe79.6Hf7.2C13.2合金膜则为1210。
在含有细晶粒的现有技术软磁合金方面，如果使其经受热处理，则其磁导率下降，特别是在高频领域更是如此。然而，从附图1 4可清楚地看到，按照本发明实施例具有电阻率为128μΩcm的软磁合金在高频领域其磁导率比具有电阻率为30μΩcm的合金仅少许减少。
在附图14中纵坐标是μ’/μ’0.5MHz，横坐标是频率(MHz)，实线曲线所用磁膜是按照本发明实施例的Fe79.1Si10.8Hf3.9C6.2(μ’0.5MHz＝3900)、电阻率ρ＝128μΩcm；虚线曲线所用磁膜是Fe76.7Hf7.2C13.2(μ’0.5MHz＝1210)、电阻率ρ＝30μΩcm、二者皆是在700℃热处理20分钟，膜厚为5～6μm。
这意味着，按照本发明实施例的软磁合金具有出色的耐高温特性，也即，由于在高于700℃高温热处理仅引起磁特性很轻微的降低。
更且，将上述试样14、19以及供比较用的试样1在720℃热处理20分钟，然后测量这些试样的磁导率和矫顽力。在此测定中，每种软磁合金被淀积在衬底上，使其适合于满足αf/as的条件、从而减少衬底的影响，测定结果见表10。
表10试样号   膜成分(原子％)         μ(在1MHz)  HC(Oe)14’    Fe79.9Si9.3Ta4.8C6.0       4700      0.2019’    Fe75.3Si12.4Al4.aHf3.0C5.0 5600      0.161’     Fe79.6Ta10.0C10.4            800       1.8
从表10可见，按照本发明实施例的软磁合金(14’号和19’号)具有足够高的磁导率和低矫顽力，甚至在像720℃那样高的温度下进行热处理后也是如此。反之，用作比较的合金(1’号)则显示出磁导率降低和矫顽力升高。
因此，可以总结为：按照本发明实施例的软磁合金可以经受在高温下热处理的考验，从而可以使用具有高熔点的叠层玻璃。
使用具有高熔点硼硅酸盐玻璃作为叠层玻璃来制造磁头，同时为比较起见，也使用常规结晶玻璃和铅玻璃制造磁头，然后对生产合格率进行评价。在上述制造过程中，间隙粘合是在550℃进行的。
结果见表11。表11叠层玻璃        叠层温度    间隙粘合温度    合格率硼硅酸盐玻璃    720℃       550℃           95％结晶玻璃        600℃       550℃           60％铅玻璃          600℃       550℃           50％
从表11可见，在使用结晶玻璃或铅玻璃作为叠层玻璃所制造的常规磁头中，由于在叠层玻璃软化点和间隙粘合温度之间仅有小的差异，所以当进行间隙粘合时，叠层玻璃变软，从而在磁芯中产生位置移动。这种位置移动导致大量不合格产品，因此合格率低并且生产可靠性差。
反之，使用按照本发明实施例的硼硅酸盐玻璃作为叠层玻璃时，由于在叠层玻璃的软化点和间隙粘合温度之间有足够大的差异，固此，当进行间隙粘合时，叠层玻璃不易变软，因此可能大为改善合格率和生产可靠性。
如上所述，在含有按照本发明的淀积于衬底上的磁膜中，形成磁芯的磁膜的线热膨胀系数、饱和磁致伸缩常数以及平均晶粒大小以及在其上淀积磁膜的衬底或在其上放置磁膜的衬底的线热膨胀系数都是特定的，从而在磁头生产过程中所引起的应变被抑制，因此，能生产具有高磁导率和低矫顽力磁芯的磁头。
更且，磁膜的线热膨胀系数对衬底的线热膨胀系数的比在1到1.3范围，从而进一步抑制应变，因此，可获得高磁导率和低矫顽力。
将具有出色的耐高温特性的软磁合金用作磁膜。这样，就能容许使用具有在常规工艺中不能采用的如此高熔点的叠层玻璃。因此，就有可能在叠层玻璃的熔点和间隙粘合温度之间有足够的差异以便防止在间隙粘合操作中叠层玻璃变软。结果，避免磁芯的位置移动，从而磁头的生产可靠性被改善。
更且，按照本发明的磁头的磁膜具有出色的耐蚀性，同时保持出色的软磁特性诸如高磁导率和低矫顽力。在磁头中能实现窄磁道，因此，能提高记录密度。也可达到高产品合格率和高生产可靠性。

Claims (9)

1.一种磁头，包括淀积于衬底上的磁膜，其特征在于：所述磁膜由软磁合金制成，该合金在从室温到600℃温度范围具有平均线热膨胀系数在从125×10-7到150×10-7/℃范围、具有饱和磁致伸缩常数为从0到+3×10-6以及平均晶粒大小小于30nm；以及所述衬底靠近磁芯的部分在从室温到600℃温度范围具有平均线热膨胀系数为115×10-7到145×10-7/℃。
2.按照权利要求1所述的磁头，其特征在于：软磁合金的线热膨胀系数αf和所述衬底的线热膨胀系数αa满足下列不等式：
1≤αf/αa≤1.3。
3.按照权利要求2所述磁头，其特征在于：所述磁膜由具有电阻率大于120μΩcm的软磁合金制成。
4.按照权利要求2所述磁头，其特征在于：磁膜由包含从如下定义的金属组M中选出的金属的碳化物和氮化物的软磁合金所制成，所述软磁合金具有以下式表示的组成：
Fe-Xa-Mb-Zc-Td；式中，X是Si或是Al，或者两者都有；M是选自下列金属组中至少一种金属：Zr、Hf、Nb和Ta；Z是C，或是N，或者两者皆有；T是选自下列金属组中至少一种金属：Cr、Ti、Mo、W、V、Re、Ru、Rh、Ni、Co、Pd、Pt和Au，并且：
0.5≤a≤25(原子％)
1≤b≤10(原子％)
0.5≤c≤15(原子％)
0≤d≤10(原子％)；以及其余部分是铁。
5.按照权利要求2所述的磁头，其特征在于：磁膜由包含从如下定义的金属组M中选出的金属的碳化物和氮化物的软磁合金所制成，所述软磁合金具有以下式表示的组成：
Fe-Sie-Alf-Mb-Zc-Td；式中，M是选自下列金属组中至少一种金属，Zr、Hf、Nb和Ta；Z是C或是N，或者两者皆有；T是选自下列金属组中至少一种金属：Cr、Ti、Mo、W、V、Re、Ru、Rb、Ni、Co、Pd、Pt和Au；并且：
8≤e≤15(原子％)
0.5≤f≤10(原子％)
1≤b≤10(原子％)
0.5≤c≤15(原子％)
0≤d≤10(原子％)；以及其余部分是铁。
6.一种磁头，包括淀积于衬底上的磁膜，其特征在于：所述磁膜由软磁合金制成，该软磁合金在高于680℃温度热处理后具有的平均晶粒大小小于30nm；高熔点玻璃被置于在所述磁芯和衬底之间部位的至少一部分上，所述高熔点玻璃的熔点大于680℃；并且填塞在磁隙部分或绕线孔或道宽控制沟内用以连接磁隙部分的非磁性材料是熔点低于680℃的玻璃。
7.按照权利要求6所述的磁头，其特征在于：磁膜由具有电阻率大于120μΩcm的软磁合金制成。
8.按照权利要求7所述的磁头，其特征在于：所述磁膜由包含如下定义的金属组M中选出的金属碳化物和氮化物的软磁合金所制成，所述软磁合金具有以下式表示的组成：
Fe-Xa-Mb-Zc-Td；式中，X是Si或是Al，或者两者都有；M是选自下列金属组中至少一种金属：Zr、Hf、Nb和Ta；Z是C，或是N，或者两者皆有；T是选自下列金属组中至少一种金属：Cr、Ti、Mo、W、V、Re、Ru、Rh、Ni、Co、Pd、Pt和Au，并且：
0.5≤a≤25(原子％)
1≤b≤10(原子％)
0.5≤c≤15(原子％)
0≤d≤10(原子％)；以及其余部分是铁。
9.按照权利要求7所述的磁头，其特征在于：磁膜由包含从如下定义的金属组M中选出的金属的碳化物和氮化物的软磁合金所制成，所述软磁合金具有以下式表示的组成：
Fe-Sie-Alf-Mb-Zc-Td；式中，M是选自下列金属组中至少一种金属，Zr、Hf、Nb和Ta；Z是C或是N，或者两者皆有；T是选自下列金属组中至少一种金属：Cr、Ti、Mo、W、V、Re、Ru、Rb、Ni、Co、Pd、Pt和Au；并且：
8≤e≤15(原子％)
0.5≤f≤10(原子％)
1≤b≤10(原子％)
0.5≤c≤15(原子％)
0≤d≤10(原子％)；以及其余部分是铁。
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