JP2808547B2 - 複合磁気ヘッド - Google Patents
複合磁気ヘッドInfo
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- JP2808547B2 JP2808547B2 JP2006242A JP624290A JP2808547B2 JP 2808547 B2 JP2808547 B2 JP 2808547B2 JP 2006242 A JP2006242 A JP 2006242A JP 624290 A JP624290 A JP 624290A JP 2808547 B2 JP2808547 B2 JP 2808547B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は，複合磁気ヘッドに関し，特にフェライトコ
アと特定の軟磁性層の間に拡散防止層を設けた高密度記
録再生用磁気ヘッドに関する。
アと特定の軟磁性層の間に拡散防止層を設けた高密度記
録再生用磁気ヘッドに関する。
例えばオーディオテープレコーダやVTR（ビデオテー
プレコーダ）等の磁気記録再生装置においては，記録信
号の高密度化や高品質化等が進められており，この高記
録密度化に対応して，磁気記録媒体としては磁性粉にF
e,Co,Ni等の金属あるいは合金からなる粉末を用いた，
いわゆるメタルテープや，強磁性金属材料を真空薄膜形
成技術によりベースフィルム上に直接被着した，いわゆ
る蒸着テープ等が開発され，各分野で実用化されてい
る。
プレコーダ）等の磁気記録再生装置においては，記録信
号の高密度化や高品質化等が進められており，この高記
録密度化に対応して，磁気記録媒体としては磁性粉にF
e,Co,Ni等の金属あるいは合金からなる粉末を用いた，
いわゆるメタルテープや，強磁性金属材料を真空薄膜形
成技術によりベースフィルム上に直接被着した，いわゆ
る蒸着テープ等が開発され，各分野で実用化されてい
る。
ところで，このような所定の保磁力を有する磁気記録
媒体の特性を発揮せしめるためには，磁気ヘッドのコア
材料の特性として，高い飽和磁束密度を有するととも
に，同一の磁気ヘッドで再生を行なおうとする場合にお
いては，高透磁率を併せて有することが要求される。
媒体の特性を発揮せしめるためには，磁気ヘッドのコア
材料の特性として，高い飽和磁束密度を有するととも
に，同一の磁気ヘッドで再生を行なおうとする場合にお
いては，高透磁率を併せて有することが要求される。
従来は，センダスト合金（Fe−Si−Al,Bs10KG）や,
Co系アモルファス合金などが用いられていたが，センダ
スト合金は，膜の内部応力が大きく，また結晶粒が成長
し易く厚膜化が難しい。また，飽和磁束密度Bsが10KG程
度で，今以上の高密度記録には飽和磁束密度Bsが不充分
である。また,Co系アモルファス合金は特性も良く高飽
和磁束密度Bsのものも作製できるが,450℃程度で結晶化
してしまうため，ヘッド形成する際に高温でガラス接合
できず，充分な接合強度が得られないという難点があっ
た。
Co系アモルファス合金などが用いられていたが，センダ
スト合金は，膜の内部応力が大きく，また結晶粒が成長
し易く厚膜化が難しい。また，飽和磁束密度Bsが10KG程
度で，今以上の高密度記録には飽和磁束密度Bsが不充分
である。また,Co系アモルファス合金は特性も良く高飽
和磁束密度Bsのものも作製できるが,450℃程度で結晶化
してしまうため，ヘッド形成する際に高温でガラス接合
できず，充分な接合強度が得られないという難点があっ
た。
その他の軟磁性材料としては窒化鉄があり，一般に，
窒素含有雰囲気中で鉄をターゲットとしてイオンビーム
蒸着あるいはスパッタリング等により薄膜状に形成され
る。しかしながら，この軟磁性薄膜は，ガラスボンディ
ング等の際の加熱によって保磁力が大幅に上昇してしま
い特性の安定性が不充分であるという問題があった。
窒素含有雰囲気中で鉄をターゲットとしてイオンビーム
蒸着あるいはスパッタリング等により薄膜状に形成され
る。しかしながら，この軟磁性薄膜は，ガラスボンディ
ング等の際の加熱によって保磁力が大幅に上昇してしま
い特性の安定性が不充分であるという問題があった。
特開昭63−299219号公報には，このような問題点を改
良せんとした次の軟磁性薄膜が記載されている。
良せんとした次の軟磁性薄膜が記載されている。
「FexNyAz（ただし,x,y,zは各々組成比を原子％とし
て表し,AはSi,Al,Ta,B,Mg,Ca,Sr,Ba,Cr,Mn,Zr,Nb,Ti,M
o,V,W,Hf,Ga,Ge,希土類元素の少なくとも１種を表
す。）なる組成式で示され，その組成範囲が 0.5≦ｙ≦5.0 0.5≦ｚ≦7.5 ｘ＋ｙ＋ｚ＝100 であることを特徴とする軟磁性薄膜。」 しかし，特開昭63−299219号公報に記載の軟磁性薄膜
もまた加熱によって保磁力が上昇するのを避けられない
ので，例えばガラスボンディング工程等の加熱工程を要
する磁気ヘッドの製造に用いることは好ましくない。
て表し,AはSi,Al,Ta,B,Mg,Ca,Sr,Ba,Cr,Mn,Zr,Nb,Ti,M
o,V,W,Hf,Ga,Ge,希土類元素の少なくとも１種を表
す。）なる組成式で示され，その組成範囲が 0.5≦ｙ≦5.0 0.5≦ｚ≦7.5 ｘ＋ｙ＋ｚ＝100 であることを特徴とする軟磁性薄膜。」 しかし，特開昭63−299219号公報に記載の軟磁性薄膜
もまた加熱によって保磁力が上昇するのを避けられない
ので，例えばガラスボンディング工程等の加熱工程を要
する磁気ヘッドの製造に用いることは好ましくない。
さらに一軸異方性を有していないため高周波における
透磁率を高くすることができないという欠点がある。
透磁率を高くすることができないという欠点がある。
また，製膜条件にもよるが，一般的に結晶質材料は，
膜を付着する過程でセルフシャドウイング効果によって
柱状晶になり易く，粒界部にボイドが形成されるために
磁気的に不連続になり軟磁気特性が劣化してしまう傾向
がある。このセルフシャドウイング効果は，磁気ヘッド
を作製する際の様に下地に段差がある場合や厚膜化する
場合に特に顕著となり，充分な特性が得られないという
難点があった。
膜を付着する過程でセルフシャドウイング効果によって
柱状晶になり易く，粒界部にボイドが形成されるために
磁気的に不連続になり軟磁気特性が劣化してしまう傾向
がある。このセルフシャドウイング効果は，磁気ヘッド
を作製する際の様に下地に段差がある場合や厚膜化する
場合に特に顕著となり，充分な特性が得られないという
難点があった。
前記公報に記載の軟磁性薄膜には以上のような問題点
があるので，磁気ヘッドコア材料として好ましくなかっ
た。
があるので，磁気ヘッドコア材料として好ましくなかっ
た。
本発明は，上記従来技術の問題点を改良した磁気ヘッ
ドの提供を目的とする。
ドの提供を目的とする。
本発明によれば次の複合磁気ヘッドにより上記目的を
達成することができる。
達成することができる。
先端対向面及び該対向面から後退して形成される凹
所を有するフェライトコアと，該コアの対向面間に設け
られギャップを規定する軟磁性層と，該コアと該軟磁性
層との界面に設けられSiO2から成る拡散防止層から成
り，前記軟磁性層は,FeaZrbNc（但し,a,b,cは各々原子
％を示す。）なる組成式で示され，その組成範囲は 69≦ａ≦93 ２≦ｂ≦15 5.5＜ｃ≦22 の範囲である複合磁気ヘッド。
所を有するフェライトコアと，該コアの対向面間に設け
られギャップを規定する軟磁性層と，該コアと該軟磁性
層との界面に設けられSiO2から成る拡散防止層から成
り，前記軟磁性層は,FeaZrbNc（但し,a,b,cは各々原子
％を示す。）なる組成式で示され，その組成範囲は 69≦ａ≦93 ２≦ｂ≦15 5.5＜ｃ≦22 の範囲である複合磁気ヘッド。
先端対向面及び該対向面から後退して形成される凹
所を有するフェライトコアと，該コアの対向面間に設け
られギャップを規定する軟磁性層と，該コアと該軟磁性
層との界面に設けられSiO2から成る拡散防止層から成
り，前記軟磁性層は,Fe3XbNc（但し,a,b,cは各々原子％
を示し,XはHf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも１種以上を
表わす。）なる組成式で示され，その組成範囲は 69≦ａ≦93 ２≦ｂ≦15 5.5＜ｃ≦22 の範囲である複合磁気ヘッド。
所を有するフェライトコアと，該コアの対向面間に設け
られギャップを規定する軟磁性層と，該コアと該軟磁性
層との界面に設けられSiO2から成る拡散防止層から成
り，前記軟磁性層は,Fe3XbNc（但し,a,b,cは各々原子％
を示し,XはHf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも１種以上を
表わす。）なる組成式で示され，その組成範囲は 69≦ａ≦93 ２≦ｂ≦15 5.5＜ｃ≦22 の範囲である複合磁気ヘッド。
前記組成範囲は、好ましくは、前記三者の三成分組成
座標系（Fe、Zr、Ｎ）又は（Fe、Ｘ、Ｎ）において Ｐ（91、２、７） Ｑ（92.5、２、5.5） Ｒ（87、7.5、5.5） Ｓ（73、12、15） Ｔ（69、12、19） Ｕ（69、９、22） Ｖ（76、５、19） の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲である。
座標系（Fe、Zr、Ｎ）又は（Fe、Ｘ、Ｎ）において Ｐ（91、２、７） Ｑ（92.5、２、5.5） Ｒ（87、7.5、5.5） Ｓ（73、12、15） Ｔ（69、12、19） Ｕ（69、９、22） Ｖ（76、５、19） の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲である。
軟磁性層のZrの少なくとも一部は,Hf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,
Wのうちの少なくとも１種で置き換えることができる。
Wのうちの少なくとも１種で置き換えることができる。
軟磁性層は、好ましくは、保磁力が1.5Oe以下であ
る。
る。
拡散防止層の厚さは，好ましくは,50〜200Åにする。
本願発明者は，前記従来の軟磁性薄膜の問題点を改良
したものとして,FeaZrbNc又はFeaXbNc（但し,a,b,cは各
々原子％を示し,XはHf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも１
種以上を表わす。）なる組成式で示され，その組成範囲
が ０＜ｂ≦20 ０＜ｃ≦22 の範囲（但し,b≦7.5かつｃ≦５を除く）である軟磁性
薄膜を新たに見い出した。
したものとして,FeaZrbNc又はFeaXbNc（但し,a,b,cは各
々原子％を示し,XはHf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも１
種以上を表わす。）なる組成式で示され，その組成範囲
が ０＜ｂ≦20 ０＜ｃ≦22 の範囲（但し,b≦7.5かつｃ≦５を除く）である軟磁性
薄膜を新たに見い出した。
ところが，いわゆる複合磁気ヘッドの軟磁性層として
前記軟磁性薄膜を用いた複合磁気ヘッドは，再生時に，
再生信号の周波数特性が周期的に変動する，いわゆるう
なりが観察され，磁気ヘッドとして実用するには十分で
ないことが判明した。ここで，複合磁気ヘッドとは，先
端対向面及び該対向面から後退して形成される凹所を有
する磁気ヘッドコアと，少なくとも該対向面に露出しギ
ャップを規定する軟磁性層と，該コアの凹所に充填され
て成るガラス充填部から成る磁気ヘッドをいい，前記う
なりは，前記磁気ヘッドコアとしてフェライトを使用し
た場合に観察され非磁性材料を使用した場合には観察さ
れないことも判明した。
前記軟磁性薄膜を用いた複合磁気ヘッドは，再生時に，
再生信号の周波数特性が周期的に変動する，いわゆるう
なりが観察され，磁気ヘッドとして実用するには十分で
ないことが判明した。ここで，複合磁気ヘッドとは，先
端対向面及び該対向面から後退して形成される凹所を有
する磁気ヘッドコアと，少なくとも該対向面に露出しギ
ャップを規定する軟磁性層と，該コアの凹所に充填され
て成るガラス充填部から成る磁気ヘッドをいい，前記う
なりは，前記磁気ヘッドコアとしてフェライトを使用し
た場合に観察され非磁性材料を使用した場合には観察さ
れないことも判明した。
本願発明者は，複合磁気ヘッド製造過程において，
前記特定組成の軟磁性層をフェライトコアの表面に形成
する際及び形成した後等の，複合磁気ヘッド製造のため
の不可避の加熱により，著しく磁気特性の劣化した拡散
層が前記フェライトコアと前記特定組成の軟磁性層の界
面に形成されること，この拡散層がギャップと略平行
に位置して形成されるため，疑似ギャップとして作用
し，ヘッド再生出力に悪影響（いわゆる前記うなり）を
与えること，前記特定組成の軟磁性層を形成しようと
するフェライトコアの表面にSiO2から成る拡散防止層を
設けることにより前記拡散層の形成を防止できることを
新たに見い出し，本発明を完成するに至った。
前記特定組成の軟磁性層をフェライトコアの表面に形成
する際及び形成した後等の，複合磁気ヘッド製造のため
の不可避の加熱により，著しく磁気特性の劣化した拡散
層が前記フェライトコアと前記特定組成の軟磁性層の界
面に形成されること，この拡散層がギャップと略平行
に位置して形成されるため，疑似ギャップとして作用
し，ヘッド再生出力に悪影響（いわゆる前記うなり）を
与えること，前記特定組成の軟磁性層を形成しようと
するフェライトコアの表面にSiO2から成る拡散防止層を
設けることにより前記拡散層の形成を防止できることを
新たに見い出し，本発明を完成するに至った。
なお，特開昭63−298806号公報及び特開平１−100714
号公報には，複合磁気ヘッドのコアを構成する酸化物磁
性材料と金属磁性薄膜との界面に夫々非磁性窒化物薄膜
やSi等の酸化物薄膜を配することにより，前記酸化物磁
性材料と金属磁性薄膜との間の反応を抑制し，疑似ギャ
ップの成形を防止する旨記載されている。
号公報には，複合磁気ヘッドのコアを構成する酸化物磁
性材料と金属磁性薄膜との界面に夫々非磁性窒化物薄膜
やSi等の酸化物薄膜を配することにより，前記酸化物磁
性材料と金属磁性薄膜との間の反応を抑制し，疑似ギャ
ップの成形を防止する旨記載されている。
しかし，金属磁性薄膜として，本願発明者が見い出し
た前記特定組成の軟磁性薄膜，及び，これを複合磁気ヘ
ッドに使用した場合の，本願発明者によって新たに見い
出された問題点は，全く記載されていない。
た前記特定組成の軟磁性薄膜，及び，これを複合磁気ヘ
ッドに使用した場合の，本願発明者によって新たに見い
出された問題点は，全く記載されていない。
また、特開昭63−298806号公報には、反応防止層の材
料として酸化シリコンを用いた場合には、反応防止効果
を得るためにある程度以上の膜厚を必要とし、反応防止
層自体が疑似ギャップとして作用し悪影響を及ぼす虞れ
があるので、非磁性窒化物にすべきである旨が記載され
ている（２頁左下欄９行〜右下欄８行）。
料として酸化シリコンを用いた場合には、反応防止効果
を得るためにある程度以上の膜厚を必要とし、反応防止
層自体が疑似ギャップとして作用し悪影響を及ぼす虞れ
があるので、非磁性窒化物にすべきである旨が記載され
ている（２頁左下欄９行〜右下欄８行）。
［作用］ 本発明の複合磁気ヘッドは，先端対向面及び該対向面
から後退して形成される凹所を有するフェライトコア
と，該コアの対向面間に設けられギャップを規定する前
記特定組成の軟磁性層との界面に,SiO2からなる拡散防
止層を設けている。
から後退して形成される凹所を有するフェライトコア
と，該コアの対向面間に設けられギャップを規定する前
記特定組成の軟磁性層との界面に,SiO2からなる拡散防
止層を設けている。
そのため，本発明の複合磁気ヘッド製造過程における
不可避の加熱による，前記フェライトコアと前記特定組
成の軟磁性層間での，磁気特性の劣化した拡散層の形成
及び成長を防止することができる。以下，軟磁性層が前
記特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層の場合を例にして詳述
する。
不可避の加熱による，前記フェライトコアと前記特定組
成の軟磁性層間での，磁気特性の劣化した拡散層の形成
及び成長を防止することができる。以下，軟磁性層が前
記特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層の場合を例にして詳述
する。
例えば，前記特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層は，一般
に，非軟磁性のFe−Zr−Ｎ非晶質合金膜を例えば550℃
程度で熱処理して形成する。ところが，前記フェライト
コア表面に直接前記Fe−Zr−Ｎ非晶質合金膜を形成し熱
処理を行なうと，該Fe−Zr−Ｎ非晶質合金膜が前記特定
組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層に変化するとともに，前記フ
ェライトコアと該Fe−Zr−Ｎ軟磁性層の界面に，磁気特
性の劣化した拡散層が形成・成長する。これに対して本
発明の複合磁気ヘッドを製造する場合には，前記フェラ
イトコアと前記Fe−Zr−Ｎ非晶質合金膜の界面にSiO2か
ら成る拡散防止層を設けるので，磁気特性の劣化した拡
散層は形成されない。
に，非軟磁性のFe−Zr−Ｎ非晶質合金膜を例えば550℃
程度で熱処理して形成する。ところが，前記フェライト
コア表面に直接前記Fe−Zr−Ｎ非晶質合金膜を形成し熱
処理を行なうと，該Fe−Zr−Ｎ非晶質合金膜が前記特定
組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層に変化するとともに，前記フ
ェライトコアと該Fe−Zr−Ｎ軟磁性層の界面に，磁気特
性の劣化した拡散層が形成・成長する。これに対して本
発明の複合磁気ヘッドを製造する場合には，前記フェラ
イトコアと前記Fe−Zr−Ｎ非晶質合金膜の界面にSiO2か
ら成る拡散防止層を設けるので，磁気特性の劣化した拡
散層は形成されない。
また，コアにフェライトを用いた複合磁気ヘッドは，
一般に，フェライトコア半体の先端対向面及び該対向面
から後退して形成される凹所に軟磁性層及びギャップ層
を順次設けて成る多層状の複合磁気ヘッド半体の１組
を，所定の方向に突合わせ，前記フェライトコア半体の
凹所に溶融ガラスを充填・冷却することにより製造す
る。ところが，フェライトコア半体に直接前記特定組成
のFe−Zr−Ｎ軟磁性層を形成して前記製造方法により複
合磁気ヘッドを製造すると，前記溶融ガラスの充填・冷
却による加熱によって，前記フェライトコア半体と前記
特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層の界面に，磁気特性の劣
化した拡散層が形成・成長する。これに対して本発明の
複合磁気ヘッドを製造する場合には，前記フェライトコ
ア半体と前記特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層の界面にSi
O2から成る拡散防止層を設けるので，磁気特性の劣化し
た拡散層は形成されない。
一般に，フェライトコア半体の先端対向面及び該対向面
から後退して形成される凹所に軟磁性層及びギャップ層
を順次設けて成る多層状の複合磁気ヘッド半体の１組
を，所定の方向に突合わせ，前記フェライトコア半体の
凹所に溶融ガラスを充填・冷却することにより製造す
る。ところが，フェライトコア半体に直接前記特定組成
のFe−Zr−Ｎ軟磁性層を形成して前記製造方法により複
合磁気ヘッドを製造すると，前記溶融ガラスの充填・冷
却による加熱によって，前記フェライトコア半体と前記
特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層の界面に，磁気特性の劣
化した拡散層が形成・成長する。これに対して本発明の
複合磁気ヘッドを製造する場合には，前記フェライトコ
ア半体と前記特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層の界面にSi
O2から成る拡散防止層を設けるので，磁気特性の劣化し
た拡散層は形成されない。
さらに前記複合磁気ヘッド製造方法において，前記多
層状の複合磁気ヘッド半体のひずみを加熱によって除去
する場合もある。本発明の複合磁気ヘッドを製造する場
合には，前記多層状の複合磁気ヘッドのフェライトコア
半体と前記特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層の界面にSiO2
から成る拡散防止層を設けるので，磁気特性の劣化した
拡散層を形成することなく，複合磁気ヘッド半体のひず
みを加熱により除去することができる。
層状の複合磁気ヘッド半体のひずみを加熱によって除去
する場合もある。本発明の複合磁気ヘッドを製造する場
合には，前記多層状の複合磁気ヘッドのフェライトコア
半体と前記特定組成のFe−Zr−Ｎ軟磁性層の界面にSiO2
から成る拡散防止層を設けるので，磁気特性の劣化した
拡散層を形成することなく，複合磁気ヘッド半体のひず
みを加熱により除去することができる。
第１−Ｂ図及び第１−Ｃ図は,SiO2からなる拡散防止
層の作用を裏付けている。第１−Ｂ図は，フェライト基
板（SSF−4:信越化学製）表面を逆スパッタ（10分間）
し，引き続きそこに本発明で特定する組成範囲内で非軟
磁性のFe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜1000Åを形成したas d
epo基板（ａ），該as depo基板を350℃（１時間）で加
熱した基板（ｂ），該as depo基板を550℃（１時間）で
加熱した基板（ｃ）の夫々のFe−Zr−Ｎ薄膜とフェライ
ト基板間のオージェデプスプロファイル模式図である
（但し，縦軸の最大は100at％を示している）。第１−
Ｂ図の（ａ），（ｂ）及び（ｃ）によれば，フェライト
基板に前記Fe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜を直接形成し，こ
れらを加熱した場合，これらの界面に拡散層が形成され
たことがわかる。即ち，加熱によりフェライト基板中の
ＯがFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜（非軟磁性のFe−Zr−Ｎ非晶
質合金薄膜の加熱により形成された薄膜）中に拡散し,F
e−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜中のFeがフェライト基板中に
拡散して，フェライト基板とFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の界
面に相互拡散層が形成されたことが示されている。
層の作用を裏付けている。第１−Ｂ図は，フェライト基
板（SSF−4:信越化学製）表面を逆スパッタ（10分間）
し，引き続きそこに本発明で特定する組成範囲内で非軟
磁性のFe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜1000Åを形成したas d
epo基板（ａ），該as depo基板を350℃（１時間）で加
熱した基板（ｂ），該as depo基板を550℃（１時間）で
加熱した基板（ｃ）の夫々のFe−Zr−Ｎ薄膜とフェライ
ト基板間のオージェデプスプロファイル模式図である
（但し，縦軸の最大は100at％を示している）。第１−
Ｂ図の（ａ），（ｂ）及び（ｃ）によれば，フェライト
基板に前記Fe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜を直接形成し，こ
れらを加熱した場合，これらの界面に拡散層が形成され
たことがわかる。即ち，加熱によりフェライト基板中の
ＯがFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜（非軟磁性のFe−Zr−Ｎ非晶
質合金薄膜の加熱により形成された薄膜）中に拡散し,F
e−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜中のFeがフェライト基板中に
拡散して，フェライト基板とFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の界
面に相互拡散層が形成されたことが示されている。
第１−Ｃ図は，フェライト基板（SSF−4:信越化学
製）表面を逆スパッタ（10分間）し，引き続きSiO2薄膜
を200Å形成し，さらに引き続きそのSiO2薄膜表面に本
発明で特定する組成範囲内で非軟磁性のFe−Zr−Ｎ非晶
質合金薄膜1000Åを形成したas depo基板（ａ），該as
depo基板を350℃（１時間）で加熱した基板（ｂ），該a
s depo基板を550℃（１時間）で加熱した基板（ｃ）の
夫々のFe−Zr−Ｎ薄膜とフェライト基板間のオージェデ
プスプロファイル模式図である。第１−Ｃ図の（ａ），
（ｂ）及び（ｃ）によれば，フェライト基板と前記Fe−
Zr−Ｎ非晶質合金薄膜の界面にSiO2薄膜を形成し，これ
らを加熱した場合には,SiO2薄膜が存在しなければ当然
に形成されていたであろう既述の相互拡散層は形成され
ていないということがわかる。即ち，加熱されてもフェ
ライト基板中のＯはFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜（非軟磁性の
Fe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜の加熱により形成された薄
膜）中に拡散せず，またFe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜中の
Feもフェライト基板中に拡散しないので，フェライト基
板とFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の界面に相互拡散層が形成さ
れないということが示されている。
製）表面を逆スパッタ（10分間）し，引き続きSiO2薄膜
を200Å形成し，さらに引き続きそのSiO2薄膜表面に本
発明で特定する組成範囲内で非軟磁性のFe−Zr−Ｎ非晶
質合金薄膜1000Åを形成したas depo基板（ａ），該as
depo基板を350℃（１時間）で加熱した基板（ｂ），該a
s depo基板を550℃（１時間）で加熱した基板（ｃ）の
夫々のFe−Zr−Ｎ薄膜とフェライト基板間のオージェデ
プスプロファイル模式図である。第１−Ｃ図の（ａ），
（ｂ）及び（ｃ）によれば，フェライト基板と前記Fe−
Zr−Ｎ非晶質合金薄膜の界面にSiO2薄膜を形成し，これ
らを加熱した場合には,SiO2薄膜が存在しなければ当然
に形成されていたであろう既述の相互拡散層は形成され
ていないということがわかる。即ち，加熱されてもフェ
ライト基板中のＯはFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜（非軟磁性の
Fe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜の加熱により形成された薄
膜）中に拡散せず，またFe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜中の
Feもフェライト基板中に拡散しないので，フェライト基
板とFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の界面に相互拡散層が形成さ
れないということが示されている。
なお，前記逆スパッタ，前記SiO2薄膜及び前記非軟磁
性のFe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜の形成は，スパッタ装置
SPR−403（トッキ株式会社製）を用いて連続して行っ
た。逆スパッタは，フェライトの表面に吸着した空気や
水蒸気等のコンタミネーションの除去，及びフェライト
表面研摩時に形成された磁気特性の良くない非晶質表面
層の除去のために行なういわゆるスパッタクリーニング
であり，これによりフェライト表面が荒れるので，この
表面に形成される層との密着性，結合性等を向上させ
る。また，前記SiO2薄膜形成のためのスパッタ装置の主
な条件は，次のとおりであった。
性のFe−Zr−Ｎ非晶質合金薄膜の形成は，スパッタ装置
SPR−403（トッキ株式会社製）を用いて連続して行っ
た。逆スパッタは，フェライトの表面に吸着した空気や
水蒸気等のコンタミネーションの除去，及びフェライト
表面研摩時に形成された磁気特性の良くない非晶質表面
層の除去のために行なういわゆるスパッタクリーニング
であり，これによりフェライト表面が荒れるので，この
表面に形成される層との密着性，結合性等を向上させ
る。また，前記SiO2薄膜形成のためのスパッタ装置の主
な条件は，次のとおりであった。
Arガス圧 :2Pa 電 力 :100W 電極間摩距離:55mm ［好適な実施態様］ SiO2から成る拡散防止層は，例えばスパッタリング等
の気相積着法により形成できる。前記拡散防止層の厚さ
は，少なくとも拡散層の形成を防止できる厚さ以上に
し，好ましくは50Å以上にする。しかしながら，前記層
が厚くなり過ぎると疑似ギャップとしての作用が大きく
なるので，前記層の厚さは好ましくは200Å以下にす
る。
の気相積着法により形成できる。前記拡散防止層の厚さ
は，少なくとも拡散層の形成を防止できる厚さ以上に
し，好ましくは50Å以上にする。しかしながら，前記層
が厚くなり過ぎると疑似ギャップとしての作用が大きく
なるので，前記層の厚さは好ましくは200Å以下にす
る。
フェライトコアはフェライトから成る。フェライトと
は，一般にMO・Fe2O3なる組成を持つ一群の鉄酸化物の
ことをいう。ここで,Mは２価の金属イオンであり，例え
ばMn2+,Fe2+,Co2+,Ni2+,Cu2+,Zn2+等であるが,Mを２種
以上の２価の金属イオンにすることもできる。このよう
なフェライトとして，例えば,MnZn単結晶フェライトが
ある。
は，一般にMO・Fe2O3なる組成を持つ一群の鉄酸化物の
ことをいう。ここで,Mは２価の金属イオンであり，例え
ばMn2+,Fe2+,Co2+,Ni2+,Cu2+,Zn2+等であるが,Mを２種
以上の２価の金属イオンにすることもできる。このよう
なフェライトとして，例えば,MnZn単結晶フェライトが
ある。
軟磁性層は,FeaZrbNc又はFeaXbNc（但し,a,b,cは各々
原子％を示し,XはHf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも１種
以上を表わす。）なる組成式で示され，その組成範囲は 69≦ａ≦93 ２≦ｂ≦15 5.5＜ｃ≦23 の範囲である。この組成範囲を点Q,K,L,U,Mにより第１
−Ｆ図に示す。
原子％を示し,XはHf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも１種
以上を表わす。）なる組成式で示され，その組成範囲は 69≦ａ≦93 ２≦ｂ≦15 5.5＜ｃ≦23 の範囲である。この組成範囲を点Q,K,L,U,Mにより第１
−Ｆ図に示す。
より好ましくは，前記組成範囲は，前記三者の三成分
組成座標系（Fe,Zr,N）又は（Fe,X,N）において Ｐ（91,2,7） Ｑ（92.5,2,5.5） Ｒ（87,7.5,5.5） Ｓ（73,12,15） Ｔ（69,12,19） Ｕ（69,9,22） Ｖ（76,5,19） の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲である。この組成範囲
を点P,Q,R,S,T,U,Vにより第１−Ｆ図に示す。
組成座標系（Fe,Zr,N）又は（Fe,X,N）において Ｐ（91,2,7） Ｑ（92.5,2,5.5） Ｒ（87,7.5,5.5） Ｓ（73,12,15） Ｔ（69,12,19） Ｕ（69,9,22） Ｖ（76,5,19） の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲である。この組成範囲
を点P,Q,R,S,T,U,Vにより第１−Ｆ図に示す。
さらに好ましくは，結晶粒経が300Å以下であり，軟
磁性層が一軸異方性を有する。
磁性層が一軸異方性を有する。
前記軟磁性層の組成範囲が,0＜ｂ≦20かつ,0＜ｃ≦22
の範囲（但し,b≦7.5かつｃ≦５を除く）である場合，
好ましくは,b≧0.5かつｃ≧0.5とする。ｂ＜0.5又はｃ
＜0.5の場合にはその存在による効果が明瞭でないこと
があるからである。
の範囲（但し,b≦7.5かつｃ≦５を除く）である場合，
好ましくは,b≧0.5かつｃ≧0.5とする。ｂ＜0.5又はｃ
＜0.5の場合にはその存在による効果が明瞭でないこと
があるからである。
組成式FeaZrbNcで示される軟磁性層のｂが20原子％を
越えるか，又は,cが22原子％を越える場合には，良好な
軟磁性が得られない。
越えるか，又は,cが22原子％を越える場合には，良好な
軟磁性が得られない。
組成式FeaXbNcで示される軟磁性層のｃが22原子％を
越える場合，低い保磁力（例えばHc＜１）を示すことも
あるが,aがおよそ71原子％よりも小さい範囲では,aが小
さくなるにつれて飽和磁束密度Bsも低下する傾向にあ
る。また,bが20原子％を越える場合には，良好な軟磁性
が得られないことが多い。
越える場合，低い保磁力（例えばHc＜１）を示すことも
あるが,aがおよそ71原子％よりも小さい範囲では,aが小
さくなるにつれて飽和磁束密度Bsも低下する傾向にあ
る。また,bが20原子％を越える場合には，良好な軟磁性
が得られないことが多い。
前記軟磁性層の組成範囲が,69≦ａ≦93かつ２≦ｂ≦1
5かつ5.5＜ｃ≦22の場合は，より良好な軟磁性を示す。
5かつ5.5＜ｃ≦22の場合は，より良好な軟磁性を示す。
より好ましくは，前記組成は，前記三者の三成分組成
座標系（Fe,Zr,N）又は（Fe,X,N）において，前記特定
の点P,Q,R,S,T,U,Vの７点を結ぶ線分で囲まれた範囲で
ある。この組成範囲では保磁力が特に小さいので，磁気
ヘッドのコア材料として好適である。最も好ましい範囲
は，保磁力が1.5Oe以下（さらには1Oe以下）を示す組成
範囲である。
座標系（Fe,Zr,N）又は（Fe,X,N）において，前記特定
の点P,Q,R,S,T,U,Vの７点を結ぶ線分で囲まれた範囲で
ある。この組成範囲では保磁力が特に小さいので，磁気
ヘッドのコア材料として好適である。最も好ましい範囲
は，保磁力が1.5Oe以下（さらには1Oe以下）を示す組成
範囲である。
組成式FeaZrbNcで示される軟磁性層のさらに好ましい
組成範囲は， Fed（ZreN1-e）100-d 77≦ｄ≦88 0.3≦ｅ≦0.38 で示される範囲である。この組成範囲を点W,X,Y,Zによ
り第１−Ｆ図に示す。これらの点W,X,Y,Zの座標は，ほ
ぼ次のとおりである。
組成範囲は， Fed（ZreN1-e）100-d 77≦ｄ≦88 0.3≦ｅ≦0.38 で示される範囲である。この組成範囲を点W,X,Y,Zによ
り第１−Ｆ図に示す。これらの点W,X,Y,Zの座標は，ほ
ぼ次のとおりである。
Ｗ（88,3.6,8.4） Ｘ（88,4.56,7.44） Ｙ（77,8.74,14.26） Ｚ（77,6.9,16.1） 即ち，この範囲では,Feを77〜88原子％含み，かつ，
軟磁性層中のZrの含有率ｂ（原子％）とＮの含有率ｃ
（原子％）の比c/bがおよそ1.63〜2.33となっている。
この組成範囲の軟磁性層は，良好な軟磁性（例えば，保
磁力Hc＜5Oe）を有する。
軟磁性層中のZrの含有率ｂ（原子％）とＮの含有率ｃ
（原子％）の比c/bがおよそ1.63〜2.33となっている。
この組成範囲の軟磁性層は，良好な軟磁性（例えば，保
磁力Hc＜5Oe）を有する。
組成式FeaZrbNcで示される軟磁性層においては,Hf,T
i,Nb,Ta,V,Mo,Wのうち少なくとも１種でZrの少なくとも
一部（例えば軟磁性層を構成するZrのうちの30原子％）
を置き換えることができる。
i,Nb,Ta,V,Mo,Wのうち少なくとも１種でZrの少なくとも
一部（例えば軟磁性層を構成するZrのうちの30原子％）
を置き換えることができる。
また，軟磁性層中のFeはCo,Ni又はRuの一種以上で置
き換えることができる。例えば軟磁性層を構成するFeの
うちの30原子％程度まで置き換えることができる。
き換えることができる。例えば軟磁性層を構成するFeの
うちの30原子％程度まで置き換えることができる。
本発明の複合磁気ヘッドの軟磁性層は，例えばRFスパ
ッタ法等の気相析着法により前記特定組成の非晶質層を
得て，この非晶質層を例えば350〜650℃で熱処理し前記
非晶質層の一部ないし全部を結晶化させて形成すること
ができる。このような熱処理後でもフェライトコアと軟
磁性層との間に拡散層は形成されない。好ましくは，磁
界中で熱処理して一軸磁気異方性を誘導し前記非晶質層
の一部ないし全部を結晶化させて形成する。
ッタ法等の気相析着法により前記特定組成の非晶質層を
得て，この非晶質層を例えば350〜650℃で熱処理し前記
非晶質層の一部ないし全部を結晶化させて形成すること
ができる。このような熱処理後でもフェライトコアと軟
磁性層との間に拡散層は形成されない。好ましくは，磁
界中で熱処理して一軸磁気異方性を誘導し前記非晶質層
の一部ないし全部を結晶化させて形成する。
以下，本発明の複合磁気ヘッドの軟磁性層として用い
られる軟磁性薄膜の製造例及び特性について詳述する。
られる軟磁性薄膜の製造例及び特性について詳述する。
（実施例１） Fe100-yZry（ｙ＝5.0,10.0,15.0（at％））の組成の
合金ターゲットを作製し，それぞれ2.5〜12.5モル％の
窒素を含む，窒素含有アルゴンガス雰囲気中で，ガス圧
力0.6Pa,投入電力200Wの条件で高周波スパッタリングを
行ない種々の組成の非晶質合金薄膜を得た。これらの各
薄膜を磁界中で熱処理し，軟磁性薄膜を得て，それらの
飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを測定した。BsおよびHcの測
定は交流BHトレーサー（印加磁界50Hz,25Oe,ただしHc＞
25の場合は,90Oe）による（以下同様）。基板には結晶
化ガラス基板（PEG3130C HOYA製）及び単結サファイア
基板を用いた。また膜厚はいずれも0.6μｍ程度とし
た。
合金ターゲットを作製し，それぞれ2.5〜12.5モル％の
窒素を含む，窒素含有アルゴンガス雰囲気中で，ガス圧
力0.6Pa,投入電力200Wの条件で高周波スパッタリングを
行ない種々の組成の非晶質合金薄膜を得た。これらの各
薄膜を磁界中で熱処理し，軟磁性薄膜を得て，それらの
飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを測定した。BsおよびHcの測
定は交流BHトレーサー（印加磁界50Hz,25Oe,ただしHc＞
25の場合は,90Oe）による（以下同様）。基板には結晶
化ガラス基板（PEG3130C HOYA製）及び単結サファイア
基板を用いた。また膜厚はいずれも0.6μｍ程度とし
た。
これらの結果を第１−Ａ表に示す。なお,Hcは容易軸
方向の値で示す。また，一部の軟磁性薄膜については,5
MHzにおける透磁率μ及び磁歪について測定した。磁歪
は，膜に応力を加えた時のBH特性の変化から磁歪の正負
判定を行なった。この結果も第１−Ａ表に示す。
方向の値で示す。また，一部の軟磁性薄膜については,5
MHzにおける透磁率μ及び磁歪について測定した。磁歪
は，膜に応力を加えた時のBH特性の変化から磁歪の正負
判定を行なった。この結果も第１−Ａ表に示す。
一方，第１−Ｂ表には，スパッタ時の雰囲気中に窒素
を含有しない以外は前記実施例１の軟磁性薄膜の製造方
法と同様にして結晶化ガラス基板上に得られた３種の熱
処理薄膜（比較例１のNo.1,2,3）の組成，飽和磁束密度
Bs及び保磁力Hcの測定結果を示す。
を含有しない以外は前記実施例１の軟磁性薄膜の製造方
法と同様にして結晶化ガラス基板上に得られた３種の熱
処理薄膜（比較例１のNo.1,2,3）の組成，飽和磁束密度
Bs及び保磁力Hcの測定結果を示す。
また，前記実施例１の軟磁性薄膜の製造方法により製
造した軟磁性薄膜の組成と保磁力Hcの関係及び磁歪の正
負判定（結晶化ガラス基板を用い550℃で熱処理した場
合）を第２図に示す。さらに,Fe−Zr合金ターゲット中
のFe含有量及びスパッタガス中のN2含有量の軟磁性薄膜
製造条件と，保磁力Hcと，飽和磁歪λｓとの関係（結晶
化ガラス基板を用い550℃で熱処理した場合）を第３図
に示す。
造した軟磁性薄膜の組成と保磁力Hcの関係及び磁歪の正
負判定（結晶化ガラス基板を用い550℃で熱処理した場
合）を第２図に示す。さらに,Fe−Zr合金ターゲット中
のFe含有量及びスパッタガス中のN2含有量の軟磁性薄膜
製造条件と，保磁力Hcと，飽和磁歪λｓとの関係（結晶
化ガラス基板を用い550℃で熱処理した場合）を第３図
に示す。
Ｘ線回折と電気抵抗率 前記実施例１中のFe80.9Zr6.5Ｎ12.6の組成について
未熱処理（as depo）の薄膜と,250,350,450又は550℃で
熱処理した薄膜についてのＸ線回折の結果を第４図に示
し電気抵抗率の測定結果を第２表に示す。第４図によれ
ば,550℃熱処理の薄膜の結晶粒径は半値幅から約130Å
であることがわかった。なお,as depoの薄膜及び250℃
熱処理の薄膜はアモルファスであり,350℃及び450℃熱
処理の薄膜は微結晶から成り,550℃熱処理の薄膜はさら
に成長した微結晶から成ることがわかった。これらの微
結晶は薄膜の軟磁性に寄与すると考えられ，このような
微結晶の生成はＮ及びZrの存在によるものと考えられ
る。第２表によれば熱処理温度を高めることによって，
この薄膜の抵抗率は低下していくが,550℃まで温度を上
げて熱処理した場合でも，その値は，純鉄，パーマロイ
などよりはるかに高く,Fe−Si合金，センダストとほぼ
同等の値となっている。従って，磁気ヘッドのコアとし
て用いた場合には，渦電流損失が小さく有利である。
未熱処理（as depo）の薄膜と,250,350,450又は550℃で
熱処理した薄膜についてのＸ線回折の結果を第４図に示
し電気抵抗率の測定結果を第２表に示す。第４図によれ
ば,550℃熱処理の薄膜の結晶粒径は半値幅から約130Å
であることがわかった。なお,as depoの薄膜及び250℃
熱処理の薄膜はアモルファスであり,350℃及び450℃熱
処理の薄膜は微結晶から成り,550℃熱処理の薄膜はさら
に成長した微結晶から成ることがわかった。これらの微
結晶は薄膜の軟磁性に寄与すると考えられ，このような
微結晶の生成はＮ及びZrの存在によるものと考えられ
る。第２表によれば熱処理温度を高めることによって，
この薄膜の抵抗率は低下していくが,550℃まで温度を上
げて熱処理した場合でも，その値は，純鉄，パーマロイ
などよりはるかに高く,Fe−Si合金，センダストとほぼ
同等の値となっている。従って，磁気ヘッドのコアとし
て用いた場合には，渦電流損失が小さく有利である。
ビッカース硬度 さらにFe80.9Zr6.5Ｎ12.6の組成の薄膜について，ピ
ッカース硬度を測定した結果Hv＝1000（kg/mm2,加重10
g）の値が得られた。この値は従来から磁気ヘッド材料
として用いられているセンダストやCo系アモルファス合
金（Hv＝500〜650）に比べてはるかに高く，耐摩耗性も
従来より充分高めることができる。
ッカース硬度を測定した結果Hv＝1000（kg/mm2,加重10
g）の値が得られた。この値は従来から磁気ヘッド材料
として用いられているセンダストやCo系アモルファス合
金（Hv＝500〜650）に比べてはるかに高く，耐摩耗性も
従来より充分高めることができる。
BH曲線 前記実施例１の軟磁性薄膜の製造方法と同様にして製
造したいくつかの薄膜の交流BHトレーサーによるBH曲線
を第５図に示した。
造したいくつかの薄膜の交流BHトレーサーによるBH曲線
を第５図に示した。
第５図に示したサンプルは，製膜後1kOeの磁界中,10T
orrN2雰囲気中において550℃,60分間熱処理してある。
この図から明らかな様に，磁界中熱処理によって薄膜に
は明確な面内一軸異方性が誘導されている。従って，こ
の薄膜の困難軸方向を磁化方向とすることによって,1MH
zより高い周波数での透磁率を充分高くすることがで
き，この点からも磁気ヘッド材料として有利である。ま
た，この異方性磁界Hkは，組成によって３〜18Oeと変化
するため，目標とする透磁率の大きさ，使用する周波数
範囲によって材料を選ぶことができる。例えば10MHz以
下において高い透磁率を得たい場合には,Hk＝３〜5Oeと
なる組成を用い，それ以上高い周波数でも透磁率を劣化
させないためには,Hkがもっと高い組成を用いることも
できる。
orrN2雰囲気中において550℃,60分間熱処理してある。
この図から明らかな様に，磁界中熱処理によって薄膜に
は明確な面内一軸異方性が誘導されている。従って，こ
の薄膜の困難軸方向を磁化方向とすることによって,1MH
zより高い周波数での透磁率を充分高くすることがで
き，この点からも磁気ヘッド材料として有利である。ま
た，この異方性磁界Hkは，組成によって３〜18Oeと変化
するため，目標とする透磁率の大きさ，使用する周波数
範囲によって材料を選ぶことができる。例えば10MHz以
下において高い透磁率を得たい場合には,Hk＝３〜5Oeと
なる組成を用い，それ以上高い周波数でも透磁率を劣化
させないためには,Hkがもっと高い組成を用いることも
できる。
MH曲線 第６図には，前記実施例１中のFe80.9Zr6.5Ｎ12.6の
組成の薄膜についてVSMを用いて測定したMH曲線の結果
について示した。図中（ａ）は製膜直後（as depo）の
薄膜について、（ｂ）は550℃の磁界中熱処理後の薄膜
についてのMH曲線を示している。（反磁界補正は行なっ
ていない。ただし，サンプル形状は，φ5mm×t0.63μｍ
であった。）VSMを用いて測定した保磁力は，交流BHト
レーサーで求めた値より一桁以上小さく，（ｂ）より約
50m Oeと求まった。この値はセンダストやCo系アモルフ
ァス合金とほぼ同等であり，軟磁気特性が優れているこ
とが解る。また，（ｂ）より４πMs＝14.5KGと求まり，
この値はセンダストやCo系アモルファス合金より充分高
く，高保磁力媒体に記録するための磁気ヘッド材料とし
て有利である。
組成の薄膜についてVSMを用いて測定したMH曲線の結果
について示した。図中（ａ）は製膜直後（as depo）の
薄膜について、（ｂ）は550℃の磁界中熱処理後の薄膜
についてのMH曲線を示している。（反磁界補正は行なっ
ていない。ただし，サンプル形状は，φ5mm×t0.63μｍ
であった。）VSMを用いて測定した保磁力は，交流BHト
レーサーで求めた値より一桁以上小さく，（ｂ）より約
50m Oeと求まった。この値はセンダストやCo系アモルフ
ァス合金とほぼ同等であり，軟磁気特性が優れているこ
とが解る。また，（ｂ）より４πMs＝14.5KGと求まり，
この値はセンダストやCo系アモルファス合金より充分高
く，高保磁力媒体に記録するための磁気ヘッド材料とし
て有利である。
熱処理前の薄膜の４πMsは13.0KGであり熱処理後より
やや低い。また，垂直異方性（Hk400Oe）をもってお
り,Hcも高く，軟磁気特性は悪い。
やや低い。また，垂直異方性（Hk400Oe）をもってお
り,Hcも高く，軟磁気特性は悪い。
耐食性 前記実施例１中のFe80.9Zr6.5Ｎ12.6の組成の薄膜に
ついて耐食性の評価を，水道水に約一週間浸漬した後の
表面状態の変化から行なった。その結果，本サンプルの
表面状態は鏡面のまま全く変化しなかった。比較のため
に,Co88.4Nb8.0Zr3.6アモルファス合金膜及びFe−Si合
金（電磁鋼板）についても同様の実験を行なった。その
結果Co−Nb−Zr合金も全く変化しなかったが,Fe−Si合
金は全面に錆が発生した。以上より，本発明の磁気ヘッ
ドの軟磁性層として用いられる軟磁性薄膜は，耐食性に
も優れていることが解った。
ついて耐食性の評価を，水道水に約一週間浸漬した後の
表面状態の変化から行なった。その結果，本サンプルの
表面状態は鏡面のまま全く変化しなかった。比較のため
に,Co88.4Nb8.0Zr3.6アモルファス合金膜及びFe−Si合
金（電磁鋼板）についても同様の実験を行なった。その
結果Co−Nb−Zr合金も全く変化しなかったが,Fe−Si合
金は全面に錆が発生した。以上より，本発明の磁気ヘッ
ドの軟磁性層として用いられる軟磁性薄膜は，耐食性に
も優れていることが解った。
次に，本発明の複合磁気ヘッドの軟磁性層の組成範囲
外の組成の軟磁性薄膜について述べる。
外の組成の軟磁性薄膜について述べる。
（比較例２） Fe91.2Zr3.9Ｎ4.9の非晶質合金膜を形成し,1kOeの磁
界中350℃及び550℃で１時間熱処理を行なった。前記非
晶質合金膜（as depo），これを350℃で熱処理した膜，
及び550℃で熱処理した膜の交流BHトレーサーによるBH
曲線を，夫々第７図の（ａ）〜（ｃ）に示す。未熱処理
の非晶質合金膜（as depo）は，軟磁性を有していない
（ａ）。これを350℃で熱処理した膜は，一軸異方性を
示す（ｂ）。しかし,550℃で熱処理した膜は，その特性
が悪くなっている（ｃ）。
界中350℃及び550℃で１時間熱処理を行なった。前記非
晶質合金膜（as depo），これを350℃で熱処理した膜，
及び550℃で熱処理した膜の交流BHトレーサーによるBH
曲線を，夫々第７図の（ａ）〜（ｃ）に示す。未熱処理
の非晶質合金膜（as depo）は，軟磁性を有していない
（ａ）。これを350℃で熱処理した膜は，一軸異方性を
示す（ｂ）。しかし,550℃で熱処理した膜は，その特性
が悪くなっている（ｃ）。
磁気ヘッド製造時に，溶融ガラスによる溶着（ガラス
ボンディング）が行なわれることがあり，通常550℃程
度に加熱して行なわれる。上記組成範囲の膜を用いた場
合，このガラスボンディング時の加熱により，最終的に
得られた磁気ヘッドにおいて良好な軟磁性を示さない。
即ち，前記組成範囲の場合には，熱的に不安定な軟磁性
薄膜しか得ることができない。
ボンディング）が行なわれることがあり，通常550℃程
度に加熱して行なわれる。上記組成範囲の膜を用いた場
合，このガラスボンディング時の加熱により，最終的に
得られた磁気ヘッドにおいて良好な軟磁性を示さない。
即ち，前記組成範囲の場合には，熱的に不安定な軟磁性
薄膜しか得ることができない。
（実施例２） Fe92.5Zr7.5の組成の合金ターゲットを用い,2.5,5.0,
7.5,10.0又は12.5モル％の窒素を夫々含む窒素含有アル
ゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリングを行ない，種
々の組成のFe−Zr−Ｎ非晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ
面）上に形成した。
7.5,10.0又は12.5モル％の窒素を夫々含む窒素含有アル
ゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリングを行ない，種
々の組成のFe−Zr−Ｎ非晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ
面）上に形成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜を350℃又は550℃で
１時間熱処理して,Fe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜を得た。得ら
れたFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の組成，飽和磁束密度Bs,保
磁力Hcを第３表に示す。
１時間熱処理して,Fe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜を得た。得ら
れたFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の組成，飽和磁束密度Bs,保
磁力Hcを第３表に示す。
（比較例３） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記
実施例２と同様にして得た熱処理薄膜の組成，飽和磁束
密度Bs,保磁力Hcも第３表に示す。
実施例２と同様にして得た熱処理薄膜の組成，飽和磁束
密度Bs,保磁力Hcも第３表に示す。
（実施例３） Fe90Zr10（at％）の組成のターゲットを用い,6.0モル
％の窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中でガ
ス圧力0.6Pa,投入電力400Wの条件で高周波スパッタリン
グを行ない，サファイア基板（Ｒ面，｛１02｝面）上
にFe75.9Zr7.3Ｎ16.8非晶質薄膜を形成した。
％の窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中でガ
ス圧力0.6Pa,投入電力400Wの条件で高周波スパッタリン
グを行ない，サファイア基板（Ｒ面，｛１02｝面）上
にFe75.9Zr7.3Ｎ16.8非晶質薄膜を形成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜を,250℃,350℃,450
℃,500℃又は550℃で60分間,120分間,180分間,240分間,
540分間,1140分間,2400分間又は4800分間等温磁界（〈0
010〉方向に1.1kOe印加）中で熱処理して，軟磁性薄膜
を得た。得られたFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜のBH特性（測定
磁界Hm＝25（Oe）），保磁力Hc及び異方性磁界Hkを第８
図に示す。
℃,500℃又は550℃で60分間,120分間,180分間,240分間,
540分間,1140分間,2400分間又は4800分間等温磁界（〈0
010〉方向に1.1kOe印加）中で熱処理して，軟磁性薄膜
を得た。得られたFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜のBH特性（測定
磁界Hm＝25（Oe）），保磁力Hc及び異方性磁界Hkを第８
図に示す。
第９図は，熱処理時間ｔ［min］に対して得られたFe
−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の（ａ）保磁力Hc及び（ｂ）異方性
磁界Hkの関係を夫々示す。また，第10図は，（ａ）熱処
理時間ｔ［min］と熱処理温度と保磁力Hcとの関係，及
び，（ｂ）熱処理時間ｔ［min］と熱処理温度と異方性
磁界Hkとの関係を夫々示す。
−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の（ａ）保磁力Hc及び（ｂ）異方性
磁界Hkの関係を夫々示す。また，第10図は，（ａ）熱処
理時間ｔ［min］と熱処理温度と保磁力Hcとの関係，及
び，（ｂ）熱処理時間ｔ［min］と熱処理温度と異方性
磁界Hkとの関係を夫々示す。
これらより、熱処理温度によるBH特性の変化は,350〜
500℃の範囲と,500℃を越える範囲と,350℃未満の範囲
の３つの温度域で異なることがわかる。
500℃の範囲と,500℃を越える範囲と,350℃未満の範囲
の３つの温度域で異なることがわかる。
また，前記Fe75.9Zr7.3Ｎ16.8非晶質薄膜を,250℃で4
800分間,350℃で240分間,450℃で180分間,500℃で180分
間又は550℃で1140分間夫々熱処理して得られた５種類
の軟磁性薄膜の組成（at％），軟磁性薄膜のZr含有率
（at％）とFe含有率（at％）との比Zr/Fe,N含有率（at
％）とZr含有率（at％）との比N/Zr,及びBH特性（測定
磁界Hm＝25（Oe））を第４表に示す。下記各組成は,Fe
91.2（Zr・Nx）8.8但しｘ＝N/Zrで表現できる。
800分間,350℃で240分間,450℃で180分間,500℃で180分
間又は550℃で1140分間夫々熱処理して得られた５種類
の軟磁性薄膜の組成（at％），軟磁性薄膜のZr含有率
（at％）とFe含有率（at％）との比Zr/Fe,N含有率（at
％）とZr含有率（at％）との比N/Zr,及びBH特性（測定
磁界Hm＝25（Oe））を第４表に示す。下記各組成は,Fe
91.2（Zr・Nx）8.8但しｘ＝N/Zrで表現できる。
第４表によれば,N/Zrの値は，熱処理温度250℃までの
範囲内と,350℃〜500℃の範囲内でほぼ一定であり，熱
処理温度約300℃付近と約500℃付近にN/Zrの値が急に変
化する熱処理温度が存在するということが推定できる。
範囲内と,350℃〜500℃の範囲内でほぼ一定であり，熱
処理温度約300℃付近と約500℃付近にN/Zrの値が急に変
化する熱処理温度が存在するということが推定できる。
Ｘ線回折パターン 前記実施例３で得られたFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜と，熱
処理前のFe75.9Zr7.9Ｎ16.8非晶質薄膜（as depo）のＸ
線回折パターン（線源CuKα線40kV,30mA,λ＝1.5405
Å）を第11図に示す。以下，このＸ線回折パターンにつ
いて述べる。
処理前のFe75.9Zr7.9Ｎ16.8非晶質薄膜（as depo）のＸ
線回折パターン（線源CuKα線40kV,30mA,λ＝1.5405
Å）を第11図に示す。以下，このＸ線回折パターンにつ
いて述べる。
as depoの薄膜の場合，典型的なハローパターンを示
しており，非晶質化していることを裏付けている。
しており，非晶質化していることを裏付けている。
主ピークの位置は熱処理温度が高くなるにつれ広角側
にずれ,550℃熱処理で最終的に２θ＝44.6゜となりαFe
（110）ピークと一致している。250℃×4800分では２θ
＝43.7゜となり，これはFe3Zr（440）ピークと一致して
いる。350℃から500℃の熱処理では２θ≒44゜であり，
これはαFe（110）とFe3Zr（440）ピークのほぼ中間の
値に対応している。
にずれ,550℃熱処理で最終的に２θ＝44.6゜となりαFe
（110）ピークと一致している。250℃×4800分では２θ
＝43.7゜となり，これはFe3Zr（440）ピークと一致して
いる。350℃から500℃の熱処理では２θ≒44゜であり，
これはαFe（110）とFe3Zr（440）ピークのほぼ中間の
値に対応している。
主ピークの半値幅からScherrerの式により求めた結晶
粒サイズは,250℃から450℃で約100Å,500℃×180分で
約120Å,550℃×1140分で約170Å（550℃×60分間では
約130Å（実施例１及び第４図参照））と温度×時間に
より連続的に大きくなっている。
粒サイズは,250℃から450℃で約100Å,500℃×180分で
約120Å,550℃×1140分で約170Å（550℃×60分間では
約130Å（実施例１及び第４図参照））と温度×時間に
より連続的に大きくなっている。
550℃熱処理の時間と主ピークの位置，結晶粒サイズ
の関係は下記の様になっている。
の関係は下記の様になっている。
このことから,550℃熱処理では比較的早く微細なαFe
相が析出するが，時間とともにわずかながら結晶粒の成
長が生じていることが解る。
相が析出するが，時間とともにわずかながら結晶粒の成
長が生じていることが解る。
また,550℃熱処理では，αFe以外に新たにFe3Zr,ZrN
と思われるピークが観測され，これらが微細に析出して
きていると考えられる。
と思われるピークが観測され，これらが微細に析出して
きていると考えられる。
（実施例４） Fe90Zr10（at％）の組成のターゲットを用い,5.0モル
％の窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中でガ
ス圧力0.6Pa,投入電力200Wの条件で高周波スパッタリン
グを行ない，サファイア基板（Ｒ面）上にFe−Zr−Ｎ非
晶質薄膜を形成した。
％の窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中でガ
ス圧力0.6Pa,投入電力200Wの条件で高周波スパッタリン
グを行ない，サファイア基板（Ｒ面）上にFe−Zr−Ｎ非
晶質薄膜を形成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜（厚さ約0.6μｍ）
の磁化の温度変化（室温の磁化で規格化してある。）を
VSMにより測定した。その結果を第12図に示す。測定
は，室温から開始して約３℃/minで昇温しながら行な
い，試料Ｂは340℃で120分間，試料Ｄは450℃で60分
間，試料Ｅは500℃で60分間，試料Ｇは520℃で180分
間，試料Ｆは550℃で120分間保持した。その後今度は，
−３℃/minで室温まで降温しながら測定した。第12図よ
り，熱処理前のFe−Zr−Ｎ非晶質薄膜（as depo）のキ
ュリー温度は，約250℃であり，少なくとも340℃以上で
温度保持すると磁化の値が上昇し，キュリー温度が上昇
していくことがわかる。550℃で120分間保持した場合，
キュリー温度は700℃以上となり，熱処理によってαFe
のキュリー温度（770℃）に近づいていくことがわか
る。室温での磁化は，いずれの場合もas depoの非晶質
薄膜より高いが,520〜550℃保持でほぼ飽和し,as depo
の非晶質薄膜の1.12〜1.14倍となっている。
の磁化の温度変化（室温の磁化で規格化してある。）を
VSMにより測定した。その結果を第12図に示す。測定
は，室温から開始して約３℃/minで昇温しながら行な
い，試料Ｂは340℃で120分間，試料Ｄは450℃で60分
間，試料Ｅは500℃で60分間，試料Ｇは520℃で180分
間，試料Ｆは550℃で120分間保持した。その後今度は，
−３℃/minで室温まで降温しながら測定した。第12図よ
り，熱処理前のFe−Zr−Ｎ非晶質薄膜（as depo）のキ
ュリー温度は，約250℃であり，少なくとも340℃以上で
温度保持すると磁化の値が上昇し，キュリー温度が上昇
していくことがわかる。550℃で120分間保持した場合，
キュリー温度は700℃以上となり，熱処理によってαFe
のキュリー温度（770℃）に近づいていくことがわか
る。室温での磁化は，いずれの場合もas depoの非晶質
薄膜より高いが,520〜550℃保持でほぼ飽和し,as depo
の非晶質薄膜の1.12〜1.14倍となっている。
実施例３及び実施例４からわかったことを熱処理温度
ごとに述べる。
ごとに述べる。
（ａ）熱処理前（as depo） 構造的には，非晶質である。軟磁性は得られておら
ず，キュリー温度がαFeに比べかなり低く，磁気モーメ
ントが熱処理後よりも低い。これらはFe系の非晶質合金
として，考え得る特性である。また,Nの含有量は16.8％
と多く,N/Zr＝2.3となっている。
ず，キュリー温度がαFeに比べかなり低く，磁気モーメ
ントが熱処理後よりも低い。これらはFe系の非晶質合金
として，考え得る特性である。また,Nの含有量は16.8％
と多く,N/Zr＝2.3となっている。
（ｂ）250℃熱処理 BH特性はas depoよりはやや改善され,Hcが５〜7Oeを
示していた。熱処理時間を長くすることにより4800分で
結晶化がＸ線的に確認され，また一軸異方性膜（Hc＝1.
4Oe）が得られた。主ピークの位置は,Fe3Zr（440）ピー
クに対応している。熱処理後のＮ含有量は,as depoと変
わらない。
示していた。熱処理時間を長くすることにより4800分で
結晶化がＸ線的に確認され，また一軸異方性膜（Hc＝1.
4Oe）が得られた。主ピークの位置は,Fe3Zr（440）ピー
クに対応している。熱処理後のＮ含有量は,as depoと変
わらない。
（ｃ）350〜500℃熱処理 主ピークは,Fe3Zr（400）とαFe（110）ピークの中間
に位置するが,ZrN（200）付近にもブロードな盛り上が
りが見られ，複雑な状態になっていると考えられる。BH
特性的には,Hc0.7〜0.9Oe,Hk＝９〜12Oeで熱処理時間
×温度が大きくなるにつれHkが大きくなる傾向にある。
キュリー温度はこの範囲で連続的に変化しているが，室
温の磁化は，熱処理前の1.06〜1.08倍とほぼ一定であ
る。熱処理後のＮ含有量は500℃では熱処理前よりもや
や低下するが,N/Zr２の領域である。
に位置するが,ZrN（200）付近にもブロードな盛り上が
りが見られ，複雑な状態になっていると考えられる。BH
特性的には,Hc0.7〜0.9Oe,Hk＝９〜12Oeで熱処理時間
×温度が大きくなるにつれHkが大きくなる傾向にある。
キュリー温度はこの範囲で連続的に変化しているが，室
温の磁化は，熱処理前の1.06〜1.08倍とほぼ一定であ
る。熱処理後のＮ含有量は500℃では熱処理前よりもや
や低下するが,N/Zr２の領域である。
（ｄ）550℃熱処理 主ピークは，明らかにαFe（110）ピークに対応して
おり，新たに,Fe3Zr,ZrNと思われるピークも出現してく
る。このことから550℃熱処理後には（110）配向したα
Feの微細結晶（粒径100〜200Å程度）とさらに微細なFe
3Zr,ZrN等が析出しているものと考えられる。しかし，
キュリー温度は，αFeのキュリー温度770℃よりも低め
であり，これは結晶粒が微細なことと関係していると考
えられる。
おり，新たに,Fe3Zr,ZrNと思われるピークも出現してく
る。このことから550℃熱処理後には（110）配向したα
Feの微細結晶（粒径100〜200Å程度）とさらに微細なFe
3Zr,ZrN等が析出しているものと考えられる。しかし，
キュリー温度は，αFeのキュリー温度770℃よりも低め
であり，これは結晶粒が微細なことと関係していると考
えられる。
Hcは長時間熱処理で低下し約400分で極小となり，そ
の後またわずかに増加する。Hkは時間とともに低下し，
約250分でほぼ等方的になる。
の後またわずかに増加する。Hkは時間とともに低下し，
約250分でほぼ等方的になる。
熱処理後のＮ含有量は熱処理時間に依存し,60分熱処
理ではN/Zr1.8,1140分熱処理ではN/Zr1.1まで低下
している。550℃熱処理により一部の窒素はN2ガスとし
て試料外に放出されるものと考えられる。
理ではN/Zr1.8,1140分熱処理ではN/Zr1.1まで低下
している。550℃熱処理により一部の窒素はN2ガスとし
て試料外に放出されるものと考えられる。
このように、Fe−Zr−Ｎ非晶質薄膜を熱処理すると，
熱処理温度によって得られる軟磁性薄膜の構造及び性質
が異なる。このことは，実施例１の電気抵抗率を示す第
２表とも対応する。
熱処理温度によって得られる軟磁性薄膜の構造及び性質
が異なる。このことは，実施例１の電気抵抗率を示す第
２表とも対応する。
以上の内容を第13図に模式的に示した。
（実施例５） Fe90Zr10の組成の合金ターゲットを用い,6.0モル％の
窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波
スパッタリングを行なうことにより,Fe76.2Zr7.3Ｎ16.5
とFe75.9Zr7.3Ｎ16.8の２種の組成の非晶質薄膜を夫々
サファイア基板（Ｒ面）上に形成した。ただし前者はφ
６インチターゲットを用い全圧0.15Pa,投入電力1kWで，
後者はφ４インチターゲットを用い全圧0.6Pa,投入電力
400Wでスパッタリングした。
窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波
スパッタリングを行なうことにより,Fe76.2Zr7.3Ｎ16.5
とFe75.9Zr7.3Ｎ16.8の２種の組成の非晶質薄膜を夫々
サファイア基板（Ｒ面）上に形成した。ただし前者はφ
６インチターゲットを用い全圧0.15Pa,投入電力1kWで，
後者はφ４インチターゲットを用い全圧0.6Pa,投入電力
400Wでスパッタリングした。
前記基板上に形成したFe76.2Zr7.3Ｎ16.5非晶質薄膜
を550℃で60分間磁界中熱処理して,Fe77.8Zr7.6Ｎ14.6
軟磁性薄膜（膜厚は約１μｍ）を得た。また，前記基板
上に形成したFe75.9Zr7.3Ｎ16.8非晶質薄膜を550℃で磁
界中熱処理して，軟磁性薄膜を得た。軟磁性薄膜の組成
は，熱処理時間が60分間の場合にはFe79.2Zr7.5Ｎ13.3
であり,1140分間の場合にはFe83.2Zr8.0Ｎ8.8であっ
た。得られたこれらの軟磁性薄膜の組成，飽和磁束密度
Bs,保磁力Hc及び異方性磁界Hkを第５表に示す。
を550℃で60分間磁界中熱処理して,Fe77.8Zr7.6Ｎ14.6
軟磁性薄膜（膜厚は約１μｍ）を得た。また，前記基板
上に形成したFe75.9Zr7.3Ｎ16.8非晶質薄膜を550℃で磁
界中熱処理して，軟磁性薄膜を得た。軟磁性薄膜の組成
は，熱処理時間が60分間の場合にはFe79.2Zr7.5Ｎ13.3
であり,1140分間の場合にはFe83.2Zr8.0Ｎ8.8であっ
た。得られたこれらの軟磁性薄膜の組成，飽和磁束密度
Bs,保磁力Hc及び異方性磁界Hkを第５表に示す。
（実施例６） Fe100-yHfy（ｙ＝5.0,10.0,15.0（at％））の組成の
合金ターゲットを用い,2,4,6,8,10又は12モル％の窒素
を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタ
リングを行なうことにより，種々の組成のFe−Hf−Ｎ非
晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。
合金ターゲットを用い,2,4,6,8,10又は12モル％の窒素
を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタ
リングを行なうことにより，種々の組成のFe−Hf−Ｎ非
晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜を350℃又は550℃,
1.1kOeの磁界中で１時間熱処理して,Fe−Hf−Ｎ軟磁性
薄膜（膜厚約１μｍ）を得た。得られたFe−Hf−Ｎ軟磁
性薄膜の組成，飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを第６表に示
す。
1.1kOeの磁界中で１時間熱処理して,Fe−Hf−Ｎ軟磁性
薄膜（膜厚約１μｍ）を得た。得られたFe−Hf−Ｎ軟磁
性薄膜の組成，飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを第６表に示
す。
（比較例４） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記
実施例６と同様にして得た３種の熱処理薄膜の組成，飽
和磁束密度Bs,保磁力Hcも第６表に示す。
実施例６と同様にして得た３種の熱処理薄膜の組成，飽
和磁束密度Bs,保磁力Hcも第６表に示す。
（実施例７） Fe100-y.Tay（ｙ＝5.0,10.0,15.0（at％））の組成の
合金ターゲットを用い,2,4,6,8,10又は12モル％の窒素
を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタ
リングを行なうことにより，種々の組成のFe−Ta−Ｎ非
晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。
合金ターゲットを用い,2,4,6,8,10又は12モル％の窒素
を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタ
リングを行なうことにより，種々の組成のFe−Ta−Ｎ非
晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜を350℃又は550℃,
1.1kOeの磁界中で１時間熱処理して,Fe−Ta−Ｎ軟磁性
薄膜（膜厚約１μｍ）を得た。得られたFe−Ta−Ｎ軟磁
性薄膜の組成，飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを第７表に示
す。
1.1kOeの磁界中で１時間熱処理して,Fe−Ta−Ｎ軟磁性
薄膜（膜厚約１μｍ）を得た。得られたFe−Ta−Ｎ軟磁
性薄膜の組成，飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを第７表に示
す。
（比較例59） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記
実施例７と同様にして得た熱処理薄膜の組成，飽和磁束
密度Bs,保磁力Hcも第７表に示す。
実施例７と同様にして得た熱処理薄膜の組成，飽和磁束
密度Bs,保磁力Hcも第７表に示す。
（実施例８） Fe100-yNby（ｙ＝5.0,10.0,15.0（at％））の組成の
合金ターゲットを用い,2,4,6,8又は10モル％の窒素を含
む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリン
グを行なうことにより，種々の組成のFe−Nb−Ｎ非晶質
薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。
合金ターゲットを用い,2,4,6,8又は10モル％の窒素を含
む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリン
グを行なうことにより，種々の組成のFe−Nb−Ｎ非晶質
薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜を350℃又は550℃,
1.1kOeの磁界中で１時間熱処理して,Fe−Nb−Ｎ軟磁性
薄膜（膜厚約１μｍ）を得た。得られたFe−Nb−Ｎ軟磁
性薄膜の組成，飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを第８表に示
す。
1.1kOeの磁界中で１時間熱処理して,Fe−Nb−Ｎ軟磁性
薄膜（膜厚約１μｍ）を得た。得られたFe−Nb−Ｎ軟磁
性薄膜の組成，飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを第８表に示
す。
（比較例６） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記
実施例８と同様にして得た熱処理薄膜の組成，飽和磁束
密度Bs,保磁力Hcも第８表に示す。
実施例８と同様にして得た熱処理薄膜の組成，飽和磁束
密度Bs,保磁力Hcも第８表に示す。
（実施例９） Fe90Zr10（at％）の組成のターゲットを用い,6.0モル
％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で，高周
波スパッタリングを行なうことにより,Fe−Zr−Ｎ非晶
質薄膜を基板上に形成した。基板としては，フェライト
基板上にSiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基
板を用いた。前記非晶質薄膜は，前記SiO2膜の表面に形
成した。
％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で，高周
波スパッタリングを行なうことにより,Fe−Zr−Ｎ非晶
質薄膜を基板上に形成した。基板としては，フェライト
基板上にSiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基
板を用いた。前記非晶質薄膜は，前記SiO2膜の表面に形
成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜を,550℃,1時間磁界
中（磁界強度1.1kOe）で熱処理して，一軸磁気異方性を
有する軟磁性薄膜（膜厚5.9μｍ）を得た。得られた軟
磁性薄膜の組成は，前記基板のかわりにサファイア基板
を用いる以外は同一の条件で得られた軟磁性薄膜の組成
から,Fe77.8Zr7.6Ｎ14.6と推定した。
中（磁界強度1.1kOe）で熱処理して，一軸磁気異方性を
有する軟磁性薄膜（膜厚5.9μｍ）を得た。得られた軟
磁性薄膜の組成は，前記基板のかわりにサファイア基板
を用いる以外は同一の条件で得られた軟磁性薄膜の組成
から,Fe77.8Zr7.6Ｎ14.6と推定した。
得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ρは77μΩ・cmであ
り，ビッカース硬度Hvは1010kg/mm2であった。また，得
られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を第14−Ａ図に
示し,B−Ｈカーブを第14−Ｂ図に示す。
り，ビッカース硬度Hvは1010kg/mm2であった。また，得
られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を第14−Ａ図に
示し,B−Ｈカーブを第14−Ｂ図に示す。
（実施例10） Fe90Hf10（at％）の組成のターゲットを用い,4.0モル
％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で，高周
波スパッタリングを行なうことにより,Fe−Hf−Ｎ非晶
質薄膜を基板上に形成した。基板としては，フェライト
基板上にSiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基
板を用いた。前記非晶質薄膜は，前記SiO2膜の表面に形
成した。
％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で，高周
波スパッタリングを行なうことにより,Fe−Hf−Ｎ非晶
質薄膜を基板上に形成した。基板としては，フェライト
基板上にSiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基
板を用いた。前記非晶質薄膜は，前記SiO2膜の表面に形
成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜の膜厚は4.7μｍで
あった。これを550℃,1.1［kOe］の磁界中で１時間熱処
理し軟磁性薄膜を得た。そして，この薄膜の透磁率およ
び異方性磁界Hkを測定してからさらに，時間以外は前記
と同様な条件で２時間の追加の熱処理を行った（合計３
時間の熱処理）。ここでまた透磁率および異方性磁界を
測定し，さらに時間以外は前記と同様な条件で３時間の
追加の熱処理（合計６時間の熱処理）をして，透磁率お
よび異方性磁界Hkを測定した。得られた３種の軟磁性薄
膜のうちの２種の組成は，前記基板のかわりにサファイ
ア基板を用い膜厚を１μｍとした以外は同一の条件で得
られた軟磁性薄膜の組成から，夫々,Fe77.4Hf7.5Ｎ15.1
（１時間熱処理），及びFe82.6Hf7.7Ｎ9.7（６時間熱処
理）と推定した。
あった。これを550℃,1.1［kOe］の磁界中で１時間熱処
理し軟磁性薄膜を得た。そして，この薄膜の透磁率およ
び異方性磁界Hkを測定してからさらに，時間以外は前記
と同様な条件で２時間の追加の熱処理を行った（合計３
時間の熱処理）。ここでまた透磁率および異方性磁界を
測定し，さらに時間以外は前記と同様な条件で３時間の
追加の熱処理（合計６時間の熱処理）をして，透磁率お
よび異方性磁界Hkを測定した。得られた３種の軟磁性薄
膜のうちの２種の組成は，前記基板のかわりにサファイ
ア基板を用い膜厚を１μｍとした以外は同一の条件で得
られた軟磁性薄膜の組成から，夫々,Fe77.4Hf7.5Ｎ15.1
（１時間熱処理），及びFe82.6Hf7.7Ｎ9.7（６時間熱処
理）と推定した。
得られた軟磁性薄膜（６時間熱処理）の電気抵抗率ρ
は60μΩ・cmであり，ビッカース硬度Hvは1100kg/mm2で
あった。この軟磁性薄膜（６時間熱処理）の透磁率の周
波数特性を第15−Ａ図に示し,B−Ｈカーブを第15−Ｂ図
に示す。
は60μΩ・cmであり，ビッカース硬度Hvは1100kg/mm2で
あった。この軟磁性薄膜（６時間熱処理）の透磁率の周
波数特性を第15−Ａ図に示し,B−Ｈカーブを第15−Ｂ図
に示す。
また，前記３種の熱処理段階の透磁率（1MHzで）μ
1MHz及び異方性磁界Hkを第15−Ｃ図に示す。第15−Ｃ図
は,Fe−Hf−Ｎ薄膜の熱処理時間に対する透磁率μ1MHz
及び異方性磁界Hkの変化を示している。
1MHz及び異方性磁界Hkを第15−Ｃ図に示す。第15−Ｃ図
は,Fe−Hf−Ｎ薄膜の熱処理時間に対する透磁率μ1MHz
及び異方性磁界Hkの変化を示している。
（実施例11） Fe85Ta15（at％）の組成のターゲットを用い,6.0モル
％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で，高周
波スパッタリングを行なうことにより,Fe−Ta−Ｎ非晶
質薄膜を基板上に形成した。基板としては，フェライト
基板上にSiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基
板を用いた。前記非晶質薄膜は，前記SiO2膜の表面に形
成した。
％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で，高周
波スパッタリングを行なうことにより,Fe−Ta−Ｎ非晶
質薄膜を基板上に形成した。基板としては，フェライト
基板上にSiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基
板を用いた。前記非晶質薄膜は，前記SiO2膜の表面に形
成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜を,550℃,1時間磁界
（磁界強度1.1kOe）中で熱処理して，一軸磁気異方性を
有する軟磁性薄膜（膜厚5.6μｍ）を得た。得られた軟
磁性薄膜の組成は，前記基板のかわりにサファイア基板
を用いる以外は同一の条件で得られた軟磁性薄膜の組成
から,Fe69.8Ta11.5Ｎ18.7と推定した。
（磁界強度1.1kOe）中で熱処理して，一軸磁気異方性を
有する軟磁性薄膜（膜厚5.6μｍ）を得た。得られた軟
磁性薄膜の組成は，前記基板のかわりにサファイア基板
を用いる以外は同一の条件で得られた軟磁性薄膜の組成
から,Fe69.8Ta11.5Ｎ18.7と推定した。
得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ρは86μΩ・cmであ
り，ビッカース硬度Hvは1220kg/mm2であった。また，得
られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を第16−Ａ図に
示し,B−Ｈカーブを第16−Ｂ図に示す。
り，ビッカース硬度Hvは1220kg/mm2であった。また，得
られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を第16−Ａ図に
示し,B−Ｈカーブを第16−Ｂ図に示す。
（参考例） Fe85Hf15,Fe90Ta10,Fe85Ta15又はFe85Nb15（以上at
％）の組成の合金ターゲットを用い,4,6,8,10,12又は15
モル％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高
周波スパッタリングを行ない，種々の組成の非晶質薄膜
をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。
％）の組成の合金ターゲットを用い,4,6,8,10,12又は15
モル％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高
周波スパッタリングを行ない，種々の組成の非晶質薄膜
をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。
前記基板上に形成した非晶質薄膜を350℃又は550℃,
1.1kOeの磁界中で１時間熱処理して,Nが22原子％を越え
るFe−Hf−N,Fe−Ta−Ｎ又はFe−Nb−Ｎ軟磁性薄膜（膜
厚約１μｍ）を得た。これらの軟磁性薄膜の組成，飽和
磁束密度Bs,保磁力Hcを第９表に示す。第９表によれ
ば，薄膜中のＮが22原子％を越えFeが71原子％よりも減
少する範囲では,Feの減少につれて飽和磁束密度Bsも低
下する傾向にあることがわかる。
1.1kOeの磁界中で１時間熱処理して,Nが22原子％を越え
るFe−Hf−N,Fe−Ta−Ｎ又はFe−Nb−Ｎ軟磁性薄膜（膜
厚約１μｍ）を得た。これらの軟磁性薄膜の組成，飽和
磁束密度Bs,保磁力Hcを第９表に示す。第９表によれ
ば，薄膜中のＮが22原子％を越えFeが71原子％よりも減
少する範囲では,Feの減少につれて飽和磁束密度Bsも低
下する傾向にあることがわかる。
以下，図面の第１−Ａ図により本発明の複合磁気ヘッ
ドの一実施例について説明する。
ドの一実施例について説明する。
（実施例12） 第１−Ａ図は，複合磁気ヘッドの先端拡大斜視図であ
り,Sは記録媒体指向面である。
り,Sは記録媒体指向面である。
フェライトコア１は，先端対向面1a,1a′及び該対向
面から後退して形成される凹所1b,1b′を有し，所定の
位置（図示せず）で結合し一体になっている。フェライ
トコアの先端対向面1a,1a′及び該対向面から後退して
形成される凹所1b,1b′は,SiO2から成る厚さ50Åの拡散
防止層3,3′及び本発明において特定される組成の軟磁
性層2,2′を順次備えている。軟磁性層2,2′は磁気ヘッ
ドのコアの一部を形成している。前記フェライトコア１
の先端対向面1aと1a′間に存在する軟磁性層部分は，互
いに対向しており，この軟磁性層対向面間にSiO2から成
るギャップＧ（厚さ2000Å）が構成されている。前記フ
ェライトコアの凹所ないしエッジ部に前記SiO2から成る
拡散防止層を介して設けられた前記軟磁性層部分は，ガ
ラス充填部5,5′と結合している。なおＭはコイルを巻
装するための巻線溝である。
面から後退して形成される凹所1b,1b′を有し，所定の
位置（図示せず）で結合し一体になっている。フェライ
トコアの先端対向面1a,1a′及び該対向面から後退して
形成される凹所1b,1b′は,SiO2から成る厚さ50Åの拡散
防止層3,3′及び本発明において特定される組成の軟磁
性層2,2′を順次備えている。軟磁性層2,2′は磁気ヘッ
ドのコアの一部を形成している。前記フェライトコア１
の先端対向面1aと1a′間に存在する軟磁性層部分は，互
いに対向しており，この軟磁性層対向面間にSiO2から成
るギャップＧ（厚さ2000Å）が構成されている。前記フ
ェライトコアの凹所ないしエッジ部に前記SiO2から成る
拡散防止層を介して設けられた前記軟磁性層部分は，ガ
ラス充填部5,5′と結合している。なおＭはコイルを巻
装するための巻線溝である。
前記軟磁性層としては，次の３種のものを夫々用い
た。
た。
（１）組成がFe80.9Zr6.5Ｎ12.6であり，一軸磁気異方
性を有する軟磁性層 （２）組成がFe82.6Hf7.7Ｎ9.7であり，一軸磁気異方性
を有する軟磁性層 （３）組成がFe69.8Ta11.5Ｎ18.7であり，一軸磁気異方
性を有する軟磁性層 第１−Ａ図に示された複合磁気ヘッドの製造方法の一
例を次に概説する。
性を有する軟磁性層 （２）組成がFe82.6Hf7.7Ｎ9.7であり，一軸磁気異方性
を有する軟磁性層 （３）組成がFe69.8Ta11.5Ｎ18.7であり，一軸磁気異方
性を有する軟磁性層 第１−Ａ図に示された複合磁気ヘッドの製造方法の一
例を次に概説する。
フェライトコア１の半体の先端対向面1a及び該対向面
から後退して形成される凹所1bに，スパッタ法等の気相
積着法により拡散防止層であるSiO2層３を形成し，その
方面に例えば前記軟磁性薄膜の製造例ないしそれに準ず
る方法で軟磁性層２を形成する。この軟磁性層２は，非
軟磁性の非晶質合金膜を前記フェライトコア１の半体に
SiO2から成る拡散防止層３を介して設け，約550℃,1時
間熱処理して形成した。そのため，フェライトコア１の
半体と軟磁性層２との間に拡散層は形成されなかった。
前記フェライトコア１の半体の先端対向面1aにSiO2層３
を介して形成された軟磁性層部分の表面に，前記ギャッ
プＧの半分の厚さのSiO2層を形成する。このようにし
て，フェライトコア１の半体に前記３種の層を形成して
成る多層状の複合磁気ヘッド半体を得る。この多層状複
合磁気ヘッド半体とともにヘッドを構成するもう一方の
多層状複合磁気ヘッド半体を同様の製造方法により得
る。
から後退して形成される凹所1bに，スパッタ法等の気相
積着法により拡散防止層であるSiO2層３を形成し，その
方面に例えば前記軟磁性薄膜の製造例ないしそれに準ず
る方法で軟磁性層２を形成する。この軟磁性層２は，非
軟磁性の非晶質合金膜を前記フェライトコア１の半体に
SiO2から成る拡散防止層３を介して設け，約550℃,1時
間熱処理して形成した。そのため，フェライトコア１の
半体と軟磁性層２との間に拡散層は形成されなかった。
前記フェライトコア１の半体の先端対向面1aにSiO2層３
を介して形成された軟磁性層部分の表面に，前記ギャッ
プＧの半分の厚さのSiO2層を形成する。このようにし
て，フェライトコア１の半体に前記３種の層を形成して
成る多層状の複合磁気ヘッド半体を得る。この多層状複
合磁気ヘッド半体とともにヘッドを構成するもう一方の
多層状複合磁気ヘッド半体を同様の製造方法により得
る。
以上のようにして得られた一対の多層状複合磁気ヘッ
ド半体を所定の方向に突合せ，多層状複合磁気ヘッド半
体の凹所への溶融ガラスの充填・冷却により前記一対の
磁気ヘッド半体同士を接合して，図示された複合磁気ヘ
ッドを製造する。
ド半体を所定の方向に突合せ，多層状複合磁気ヘッド半
体の凹所への溶融ガラスの充填・冷却により前記一対の
磁気ヘッド半体同士を接合して，図示された複合磁気ヘ
ッドを製造する。
再生特性のうなりの比較 前記本発明の複合磁気ヘッドの製造方法の一例と同様
にして，フェライトコアとFe80.9Zr6.5Ｎ12.6軟磁性層
との界面に,SiO2から成り厚さが50Åの拡散防止層を設
けた複合磁気ヘッドを製造した。この複合磁気ヘッドの
再生信号の周波数特性を第１−Ｄ図に示す。第１−Ｄ図
によれば，再生信号の周波数特性のうなりが1dB以下に
おさえられていることがわかる。
にして，フェライトコアとFe80.9Zr6.5Ｎ12.6軟磁性層
との界面に,SiO2から成り厚さが50Åの拡散防止層を設
けた複合磁気ヘッドを製造した。この複合磁気ヘッドの
再生信号の周波数特性を第１−Ｄ図に示す。第１−Ｄ図
によれば，再生信号の周波数特性のうなりが1dB以下に
おさえられていることがわかる。
これに対して，拡散防止層を設けない以外は，前記複
合磁気ヘッドの製造方法の一例と同様にして，複合磁気
ヘッドを製造した。そのため，この複合磁気ヘッドのフ
ェライトコアと軟磁性層との界面には磁気特性の劣化し
た相互拡散層が形成された。この複合磁気ヘッドの再生
信号の周波数特性を第１−Ｅ図に示す。第１−Ｅ図によ
れば，再生信号の周波数特性のうなりが20dB程度にまで
達していることがわかる。
合磁気ヘッドの製造方法の一例と同様にして，複合磁気
ヘッドを製造した。そのため，この複合磁気ヘッドのフ
ェライトコアと軟磁性層との界面には磁気特性の劣化し
た相互拡散層が形成された。この複合磁気ヘッドの再生
信号の周波数特性を第１−Ｅ図に示す。第１−Ｅ図によ
れば，再生信号の周波数特性のうなりが20dB程度にまで
達していることがわかる。
なお，上記夫々の複合磁気ヘッドの再生信号の周波数
特性の主な測定条件は次のとおりである。
特性の主な測定条件は次のとおりである。
相対速度…6.7m/s 記録媒体…金属磁性粉塗布媒体 （商品名:FUJIXビデオフロッピーHR） ［発明の効果］ 本発明の複合磁気ヘッドは，先端対向面及び該対向面
から後退して形成される凹所を有するフェライトコア
と，該コアの対向面間に設けられギャップを規定する前
記特定組成の軟磁性層との界面にSiO2から成る拡散防止
層を設けているので，複合磁気ヘッド製造過程における
不可避の加熱による，前記フェライトコアと前記特定組
成の軟磁性層間での，磁気特性の劣化した拡散層の形成
及び成長を防止することができる。そのため，本発明の
複合磁気ヘッドは，再生時に，再生信号の周波数特性が
周期的に変動する，いわゆるうなりを1dB以下におさえ
ることができる。
から後退して形成される凹所を有するフェライトコア
と，該コアの対向面間に設けられギャップを規定する前
記特定組成の軟磁性層との界面にSiO2から成る拡散防止
層を設けているので，複合磁気ヘッド製造過程における
不可避の加熱による，前記フェライトコアと前記特定組
成の軟磁性層間での，磁気特性の劣化した拡散層の形成
及び成長を防止することができる。そのため，本発明の
複合磁気ヘッドは，再生時に，再生信号の周波数特性が
周期的に変動する，いわゆるうなりを1dB以下におさえ
ることができる。
また，本発明の複合磁気ヘッドによれば，従来の軟磁
性薄膜の問題点を改良した，前記特定の組成の軟磁性薄
膜を複合磁気ヘッド構成材料として実用化することがで
きる。
性薄膜の問題点を改良した，前記特定の組成の軟磁性薄
膜を複合磁気ヘッド構成材料として実用化することがで
きる。
第１−Ａ図は，本発明の複合磁気ヘッドの一例の先端拡
大概略斜視図である。第１−Ｂ図及び第１−Ｃ図は，夫
々,SiO2から成る拡散防止層がない場合，及び前記拡散
防止層がある場合の,Fe−Zr−Ｎ薄膜とフェライト基板
間のオージェデプスプロファイル模式図である。第１−
Ｄ図は，本発明の複合磁気ヘッドの一例の，再生信号の
周波数特性を示す図である。第１−Ｅ図は，相互拡散層
が形成された複合磁気ヘッドの，再生信号の周波数特性
を示す図である。 第１−Ｆ図は，本発明の複合磁気ヘッドにおける軟磁性
層の組成範囲を示す図である。第２図は，軟磁性薄膜の
製造例で製造した軟磁性薄膜の組成と保磁力Hcの関係，
及び磁歪の正負判定を示す図である。第３図は，軟磁性
薄膜製造条件とそれにより製造された軟磁性薄膜の保磁
力Hcと飽和磁歪λｓとの関係を示す図である。第４図
は，熱処理条件の異なる薄膜のＸ線回折測定結果を示す
図である。第５図は，組成の異なる薄膜の交流BH曲線を
示す図である。第６図は,VSMより求めた熱処理前後の薄
膜のIH曲線を示す図である。第７図は，本発明の磁気ヘ
ッドの軟磁性層の組成範囲外の組成の軟磁性薄膜の交流
BH曲線を示す図である。 第８図は,Fe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜のBH特性，保磁力Hc及
び異方性磁界Hkを示す図である。第９図は，熱処理時間
ｔに対して得られたFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の保磁力Hc及
び異方性磁界Hkの関係を示す図である。第10図は，熱処
理時間ｔと熱処理温度と保磁力Hcとの関係，及び熱処理
時間ｔと熱処理温度と異方性磁界Hkとの関係を夫々示す
図である。第11図は,Fe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜と，熱処理
前の非晶質薄膜のＸ線回折パターンを示す図である。第
12図は,Fe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の磁化の温度変化を示す
図である。第13図は，熱処理時間ｔと熱処理温度によっ
て得られる軟磁性薄膜の特性の推定を示す図である。第
14−Ａ図，第15−Ａ図及び第16−Ａ図は，夫々，本発明
の一実施例の軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を示す図
である。第14−Ｂ図，第15−Ｂ図及び第16−Ｂ図は，夫
々，本発明の一実施例の軟磁性薄膜の容易軸方向（上
段）及び困難軸方向（下段）の交流BH曲線を示す図であ
り,Bは任意単位である。第15−Ｃ図は,Fe−Hf−Ｎ非晶
質薄膜の熱処理時間に対するFe−Hf−Ｎ軟磁性薄膜の透
磁率μ1MHz及び異方性磁界Hkの変化を示す図である。
大概略斜視図である。第１−Ｂ図及び第１−Ｃ図は，夫
々,SiO2から成る拡散防止層がない場合，及び前記拡散
防止層がある場合の,Fe−Zr−Ｎ薄膜とフェライト基板
間のオージェデプスプロファイル模式図である。第１−
Ｄ図は，本発明の複合磁気ヘッドの一例の，再生信号の
周波数特性を示す図である。第１−Ｅ図は，相互拡散層
が形成された複合磁気ヘッドの，再生信号の周波数特性
を示す図である。 第１−Ｆ図は，本発明の複合磁気ヘッドにおける軟磁性
層の組成範囲を示す図である。第２図は，軟磁性薄膜の
製造例で製造した軟磁性薄膜の組成と保磁力Hcの関係，
及び磁歪の正負判定を示す図である。第３図は，軟磁性
薄膜製造条件とそれにより製造された軟磁性薄膜の保磁
力Hcと飽和磁歪λｓとの関係を示す図である。第４図
は，熱処理条件の異なる薄膜のＸ線回折測定結果を示す
図である。第５図は，組成の異なる薄膜の交流BH曲線を
示す図である。第６図は,VSMより求めた熱処理前後の薄
膜のIH曲線を示す図である。第７図は，本発明の磁気ヘ
ッドの軟磁性層の組成範囲外の組成の軟磁性薄膜の交流
BH曲線を示す図である。 第８図は,Fe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜のBH特性，保磁力Hc及
び異方性磁界Hkを示す図である。第９図は，熱処理時間
ｔに対して得られたFe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の保磁力Hc及
び異方性磁界Hkの関係を示す図である。第10図は，熱処
理時間ｔと熱処理温度と保磁力Hcとの関係，及び熱処理
時間ｔと熱処理温度と異方性磁界Hkとの関係を夫々示す
図である。第11図は,Fe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜と，熱処理
前の非晶質薄膜のＸ線回折パターンを示す図である。第
12図は,Fe−Zr−Ｎ軟磁性薄膜の磁化の温度変化を示す
図である。第13図は，熱処理時間ｔと熱処理温度によっ
て得られる軟磁性薄膜の特性の推定を示す図である。第
14−Ａ図，第15−Ａ図及び第16−Ａ図は，夫々，本発明
の一実施例の軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を示す図
である。第14−Ｂ図，第15−Ｂ図及び第16−Ｂ図は，夫
々，本発明の一実施例の軟磁性薄膜の容易軸方向（上
段）及び困難軸方向（下段）の交流BH曲線を示す図であ
り,Bは任意単位である。第15−Ｃ図は,Fe−Hf−Ｎ非晶
質薄膜の熱処理時間に対するFe−Hf−Ｎ軟磁性薄膜の透
磁率μ1MHz及び異方性磁界Hkの変化を示す図である。
Claims (8)
- 【請求項１】先端対向面及び該対向面から後退して形成
される凹所を有するフェライトコアと、該コアの対向面
間に設けられギャップを規定する軟磁性層と、該コアと
該軟磁性層との界面に設けられSiO2から成る拡散防止層
から成り、前記軟磁性層は、FeaZrbNc（但し、ａ、ｂ、
ｃは各々原子％を示す。）なる組成式で示され、その組
成範囲は 69≦ａ≦93 ２≦ｂ≦15 5.5＜ｃ≦22 の範囲であることを特徴とする複合磁気ヘッド。 - 【請求項２】前記組成範囲は、前記三者の三成分組成座
標系（Fe、Zr、Ｎ）において Ｐ（91、２、７） Ｑ（92.5、２、5.5） Ｒ（87、7.5、5.5） Ｓ（73、12、15） Ｔ（69、12、19） Ｕ（69、９、22） Ｖ（76、５、19） の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲であることを特徴とす
る請求項１記載の複合磁気ヘッド。 - 【請求項３】前記軟磁性層のZrの少なくとも一部を、H
f、Ti、Nb、Ta、Ｖ、Mo、Ｗのうちの少なくとも１種で
置き換えたことを特徴とする請求項１又は２記載の複合
磁気ヘッド。 - 【請求項４】前記軟磁性層は保磁力が1.5Oe以下である
ことを特徴とする請求項１〜３の一に記載の複合磁気ヘ
ッド。 - 【請求項５】先端対向面及び該対向面から後退して形成
される凹所を有するフェライトコアと、該コアの対向面
間に設けられギャップを規定する軟磁性層と、該コアと
該軟磁性層との界面に設けられSiO2から成る拡散防止層
から成り、前記軟磁性層は、FeaXbNc（但し、ａ、ｂ、
ｃは各々原子％を示し、ＸはHf、Ti、Nb、Ta、Ｖ、Mo、
Ｗの少なくとも１種以上を表わす。）なる組成式で示さ
れ、その組成範囲は 69≦ａ≦93 ２≦ｂ≦15 5.5＜ｃ≦22 の範囲であることを特徴とする複合磁気ヘッド。 - 【請求項６】前記組成範囲は、前記三者の三成分組成座
標系（Fe、Ｘ、Ｎ）において Ｐ（91、２、７） Ｑ（92.5、２、5.5） Ｒ（87、7.5、5.5） Ｓ（73、12、15） Ｔ（69、12、19） Ｕ（69、９、22） Ｖ（76、５、19） の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲であることを特徴とす
る請求項５記載の複合磁気ヘッド。 - 【請求項７】前記軟磁性層は保磁力が1.5Oe以下である
ことを特徴とする請求項５又は６記載の複合磁気ヘッ
ド。 - 【請求項８】前記拡散防止層の厚さは50〜200Åである
ことを特徴とする請求項１〜７の一に記載の複合磁気ヘ
ッド。
Priority Applications (8)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006242A JP2808547B2 (ja) | 1989-08-09 | 1990-01-17 | 複合磁気ヘッド |
| EP90101621A EP0380136B1 (en) | 1989-01-26 | 1990-01-26 | Soft magnetic thin film, method for preparing same and magnetic head |
| US07/470,662 US5117321A (en) | 1989-01-26 | 1990-01-26 | Soft magnetic thin film, method for preparing same and magnetic head |
| DE69015652T DE69015652T2 (de) | 1989-01-26 | 1990-01-26 | Weichmagnetischer dünner Film, Verfahren zu seiner Herstellung und Magnetkopf. |
| US07/878,624 US5421915A (en) | 1989-01-26 | 1992-05-05 | Method for preparing same and magnetic head |
| US08/178,441 US6183568B1 (en) | 1989-01-26 | 1994-01-06 | Method for preparing a magnetic thin film |
| US08/775,518 US5772797A (en) | 1989-01-26 | 1997-01-02 | Soft magnetic thin film, method for preparing same and magnetic head |
| US08/957,791 US6238492B1 (en) | 1989-01-26 | 1997-10-24 | Soft magnetic thin film, method for preparing same and magnetic head |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20458689 | 1989-08-09 | ||
| JP1-204586 | 1989-08-09 | ||
| JP2006242A JP2808547B2 (ja) | 1989-08-09 | 1990-01-17 | 複合磁気ヘッド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03156710A JPH03156710A (ja) | 1991-07-04 |
| JP2808547B2 true JP2808547B2 (ja) | 1998-10-08 |
Family
ID=26340329
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006242A Expired - Fee Related JP2808547B2 (ja) | 1989-01-26 | 1990-01-17 | 複合磁気ヘッド |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2808547B2 (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63299219A (ja) * | 1987-05-29 | 1988-12-06 | Sony Corp | 軟磁性薄膜 |
| JPS63298806A (ja) * | 1987-05-29 | 1988-12-06 | Sony Corp | 複合磁気ヘッド |
-
1990
- 1990-01-17 JP JP2006242A patent/JP2808547B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63299219A (ja) * | 1987-05-29 | 1988-12-06 | Sony Corp | 軟磁性薄膜 |
| JPS63298806A (ja) * | 1987-05-29 | 1988-12-06 | Sony Corp | 複合磁気ヘッド |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH03156710A (ja) | 1991-07-04 |
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