JP2961034B2 - 磁気ヘッド - Google Patents
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- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/187—Structure or manufacture of the surface of the head in physical contact with, or immediately adjacent to the recording medium; Pole pieces; Gap features
- G11B5/1875—"Composite" pole pieces, i.e. poles composed in some parts of magnetic particles and in some other parts of magnetic metal layers
- G11B5/1877—"Composite" pole pieces, i.e. poles composed in some parts of magnetic particles and in some other parts of magnetic metal layers including at least one magnetic thin film
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- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/31—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive using thin films
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- G11B5/3113—Details for improving the magnetic domain structure or avoiding the formation or displacement of undesirable magnetic domains
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はＶＴＲやコンピュータ等
の磁気記録装置などに組み込まれて情報の記録再生を行
なう磁気ヘッドに関するもので、特に、少なくとも一層
以上の磁性膜を有した磁気コアが基体に挟み込まれて構
成された積層型磁気ヘッドおよび磁気ギャップ近傍に磁
性膜を配した構造を有するメタルインギャップ型磁気ヘ
ッドに関するものである。
の磁気記録装置などに組み込まれて情報の記録再生を行
なう磁気ヘッドに関するもので、特に、少なくとも一層
以上の磁性膜を有した磁気コアが基体に挟み込まれて構
成された積層型磁気ヘッドおよび磁気ギャップ近傍に磁
性膜を配した構造を有するメタルインギャップ型磁気ヘ
ッドに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、磁気記録分野では記録密度をより
高めるために、記録媒体の保磁力を高めると共に、この
記録媒体に対応できる高性能磁気ヘッドが開発されてい
る。記録密度を高めるためには、磁気ヘッドのトラック
幅やギャップ長をできるだけ狭くすることと、飽和磁束
密度と透磁率を高めつつ保磁力を小さくすることが好ま
しい。このような観点から、最近、フェライト等により
形成された磁気コアの磁気ギャップ近傍に金属磁性膜を
配したメタルインギャップ型の磁気ヘッドが実用化され
ている。
高めるために、記録媒体の保磁力を高めると共に、この
記録媒体に対応できる高性能磁気ヘッドが開発されてい
る。記録密度を高めるためには、磁気ヘッドのトラック
幅やギャップ長をできるだけ狭くすることと、飽和磁束
密度と透磁率を高めつつ保磁力を小さくすることが好ま
しい。このような観点から、最近、フェライト等により
形成された磁気コアの磁気ギャップ近傍に金属磁性膜を
配したメタルインギャップ型の磁気ヘッドが実用化され
ている。
【０００３】また、トラック幅を狭くし、比抵抗を高く
して渦電流損失を軽減し、高周波帯域の磁気特性を向上
させるために積層型磁気ヘッドと呼ばれる磁気ヘッドが
開発されている。
して渦電流損失を軽減し、高周波帯域の磁気特性を向上
させるために積層型磁気ヘッドと呼ばれる磁気ヘッドが
開発されている。
【０００４】積層型磁気ヘッドは、磁性膜を基体上にス
パッタや蒸着法などによって成膜し、その成膜した磁性
膜上に再び基体を接着して磁気コアを基体に挟み込むよ
うにしたもので、成膜した磁性膜の厚さがそのままトラ
ック幅となる。したがって、狭トラック化が容易であ
り、記録密度の向上と、隣接するトラックとの干渉の防
止を図ることができる。また、磁気回路形成部分が厚さ
数ミクロンの磁性膜となるため、渦電流損失を軽減し、
高周波帯域における磁気ヘッドの性能を向上させること
ができる。
パッタや蒸着法などによって成膜し、その成膜した磁性
膜上に再び基体を接着して磁気コアを基体に挟み込むよ
うにしたもので、成膜した磁性膜の厚さがそのままトラ
ック幅となる。したがって、狭トラック化が容易であ
り、記録密度の向上と、隣接するトラックとの干渉の防
止を図ることができる。また、磁気回路形成部分が厚さ
数ミクロンの磁性膜となるため、渦電流損失を軽減し、
高周波帯域における磁気ヘッドの性能を向上させること
ができる。
【０００５】図１に、積層型磁気ヘッドをコンピュータ
のハードディスク装置用磁気ヘッドに適用した一例を示
す。図１に示す磁気ヘッド１０は、一対の互いに平行な
浮上レール１６，１６の形成されたスライダ１４と、一
方の浮上レール１６の端部に形成されたコア部１８と、
磁気コア２０とで概略構成されるもので、スライダ１４
とコア部１８を基体とすると、これらの基体中に磁気コ
ア２０は挟み込まれて配置されている。図１のＡ部の拡
大図を図２に示す。スライダの一部分でもある基体１
４’と基体１４''間に磁性膜２０’が挟み込まれ、同様
にコア部１８の一部分でもある基体１８’と基体１８''
間に磁性膜２０''が挟み込まれ、磁性膜２０’と磁性膜
２０''で磁気コア２０が形成される。さらにスライダ１
４とコア部１８の間には非磁性体が介在し、これが磁気
ギャップ２２となっている。さらにまた、磁気コア２０
の一方の面と基体１４''，１８''の間には、磁気コア２
０と基体１４''，１８''を接合する溶着ガラス２４が介
在している。以後、本発明では、この磁気コアと基体を
接合するための溶着ガラスをラミネートガラスと称す
る。さらにまた、図示していないが、コア部１８にはコ
イルが巻回されて磁気ヘッドが構成される。
のハードディスク装置用磁気ヘッドに適用した一例を示
す。図１に示す磁気ヘッド１０は、一対の互いに平行な
浮上レール１６，１６の形成されたスライダ１４と、一
方の浮上レール１６の端部に形成されたコア部１８と、
磁気コア２０とで概略構成されるもので、スライダ１４
とコア部１８を基体とすると、これらの基体中に磁気コ
ア２０は挟み込まれて配置されている。図１のＡ部の拡
大図を図２に示す。スライダの一部分でもある基体１
４’と基体１４''間に磁性膜２０’が挟み込まれ、同様
にコア部１８の一部分でもある基体１８’と基体１８''
間に磁性膜２０''が挟み込まれ、磁性膜２０’と磁性膜
２０''で磁気コア２０が形成される。さらにスライダ１
４とコア部１８の間には非磁性体が介在し、これが磁気
ギャップ２２となっている。さらにまた、磁気コア２０
の一方の面と基体１４''，１８''の間には、磁気コア２
０と基体１４''，１８''を接合する溶着ガラス２４が介
在している。以後、本発明では、この磁気コアと基体を
接合するための溶着ガラスをラミネートガラスと称す
る。さらにまた、図示していないが、コア部１８にはコ
イルが巻回されて磁気ヘッドが構成される。
【０００６】この図示したハードディスク装置用磁気ヘ
ッドにおいては、磁性体である円盤状のハードディスク
上を、磁気ギャップ２２が極僅かに離間して浮上走行し
て磁気記録または再生を行なうものである。
ッドにおいては、磁性体である円盤状のハードディスク
上を、磁気ギャップ２２が極僅かに離間して浮上走行し
て磁気記録または再生を行なうものである。
【０００７】このような磁気ヘッドを製造するには、図
３に示すように、まず、ブロック状の基体２６の一方の
側面に磁性膜２０を成膜する。次に、その磁性膜２０上
にラミネートガラス２４を成膜し、もう一方の基体２
６’と貼り合わせ、加熱、圧着して溶着する。この際、
必要に応じて基体２６’の接合面にもラミネートガラス
２４を成膜しておく。そして、室温にまで冷却してラミ
ネートガラスが固化した後、このブロックを切断し、切
削や研磨等の諸加工を経て、所定形状の複数のスライダ
とコア部をそれぞれ形成する。
３に示すように、まず、ブロック状の基体２６の一方の
側面に磁性膜２０を成膜する。次に、その磁性膜２０上
にラミネートガラス２４を成膜し、もう一方の基体２
６’と貼り合わせ、加熱、圧着して溶着する。この際、
必要に応じて基体２６’の接合面にもラミネートガラス
２４を成膜しておく。そして、室温にまで冷却してラミ
ネートガラスが固化した後、このブロックを切断し、切
削や研磨等の諸加工を経て、所定形状の複数のスライダ
とコア部をそれぞれ形成する。
【０００８】次に、別々に形成されたスライダとコア部
を、それぞれに挟み込まれている磁性膜２０が連続する
ように位置を合わせて、非磁性の溶着ガラス２１を巻線
穴の上部に充填して磁気ギャップ部を接合する。こうし
て図１に示す磁気ヘッド１０が製造される。尚、この接
合工程を本発明では以下、ギャップボンディングと称
し、ギャップボンディングでの非磁性の溶着ガラス２１
をギャップガラスと称する。
を、それぞれに挟み込まれている磁性膜２０が連続する
ように位置を合わせて、非磁性の溶着ガラス２１を巻線
穴の上部に充填して磁気ギャップ部を接合する。こうし
て図１に示す磁気ヘッド１０が製造される。尚、この接
合工程を本発明では以下、ギャップボンディングと称
し、ギャップボンディングでの非磁性の溶着ガラス２１
をギャップガラスと称する。
【０００９】また、基体上に磁性膜を成膜する際に、複
数の磁性膜と、ＳｉＯ2などの絶縁層を交互に積層する
ことで、図４に示すような、一対の基体２８，２８間に
挟まれた、複数の磁性膜３２，３２と絶縁層３４，３４
からなる磁気コア３３を形成することもできる。尚、図
４においては、符号２４が磁気コア３３と基体２８を接
着するラミネートガラスであり、符号３０は磁気ギャッ
プである。
数の磁性膜と、ＳｉＯ2などの絶縁層を交互に積層する
ことで、図４に示すような、一対の基体２８，２８間に
挟まれた、複数の磁性膜３２，３２と絶縁層３４，３４
からなる磁気コア３３を形成することもできる。尚、図
４においては、符号２４が磁気コア３３と基体２８を接
着するラミネートガラスであり、符号３０は磁気ギャッ
プである。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】ところで上記積層型磁
気ヘッドにおいては、磁気コア２０と基体２６を接合す
るときに、ラミネートガラス２４が溶融する温度（通常
６００℃程度）にまで加熱し、圧接後、室温にまで冷却
される工程を経る。基体にはＺｎフェライト、ＭｎＯ-
ＮｉＯ系セラミックス、ＴｉＯ2-ＣａＯ系セラミックス
などが用いられ、磁性膜にはセンダストやアモルファス
合金または微結晶合金などが多用されているが、これら
基体と磁性膜の材料の線熱膨張係数が異なることから、
冷却時に歪が生じやすい。概して、基体の材料の方が磁
性膜を構成する材料よりも線熱膨張係数が小さいことが
多く、基体よりも磁性膜に収縮する力が大きくはたら
き、歪が生じる。こうした歪が生じると、磁気コアの透
磁率の低下と保磁力の増加が起こりやすくなり、磁気ヘ
ッドとしては甚だ不都合であった。
気ヘッドにおいては、磁気コア２０と基体２６を接合す
るときに、ラミネートガラス２４が溶融する温度（通常
６００℃程度）にまで加熱し、圧接後、室温にまで冷却
される工程を経る。基体にはＺｎフェライト、ＭｎＯ-
ＮｉＯ系セラミックス、ＴｉＯ2-ＣａＯ系セラミックス
などが用いられ、磁性膜にはセンダストやアモルファス
合金または微結晶合金などが多用されているが、これら
基体と磁性膜の材料の線熱膨張係数が異なることから、
冷却時に歪が生じやすい。概して、基体の材料の方が磁
性膜を構成する材料よりも線熱膨張係数が小さいことが
多く、基体よりも磁性膜に収縮する力が大きくはたら
き、歪が生じる。こうした歪が生じると、磁気コアの透
磁率の低下と保磁力の増加が起こりやすくなり、磁気ヘ
ッドとしては甚だ不都合であった。
【００１１】例えば、Ｚｎフェライトを基体とし、その
上にＦｅ79.6Ｔａ10.0Ｃ10.4合金膜を成膜し、熱処理
し、さらにその上に同じ基体をラミネートガラスで溶着
（溶着温度７００℃）したものにおいて、基体で挟み込
む前の磁性膜の磁化曲線と、基体で挟み込んだ後の磁性
膜の磁化曲線を測定した結果を図５に示す。同様に、基
体にMnO-Ni系合金を用い、磁性膜にFe65.2Al10.0Ta11.2
C13.6合金を用いて測定したものを図６に示す。図５，
６から、どちらの基体と磁性膜の組み合わせにおいて
も、基体で挾持する前の磁性膜は保磁力が小さく、磁気
ヘッドの磁性膜として良好な特性を示しているにもかか
わらず、基体で挾持することにより、保磁力が増加して
しまっていることがわかる。このような特性の劣化は、
メタルインギャップヘッドのように磁性膜を基体で挾持
しない場合でもセラミックなどの基体上に磁性膜を成膜
している限り当然発生する。
上にＦｅ79.6Ｔａ10.0Ｃ10.4合金膜を成膜し、熱処理
し、さらにその上に同じ基体をラミネートガラスで溶着
（溶着温度７００℃）したものにおいて、基体で挟み込
む前の磁性膜の磁化曲線と、基体で挟み込んだ後の磁性
膜の磁化曲線を測定した結果を図５に示す。同様に、基
体にMnO-Ni系合金を用い、磁性膜にFe65.2Al10.0Ta11.2
C13.6合金を用いて測定したものを図６に示す。図５，
６から、どちらの基体と磁性膜の組み合わせにおいて
も、基体で挾持する前の磁性膜は保磁力が小さく、磁気
ヘッドの磁性膜として良好な特性を示しているにもかか
わらず、基体で挾持することにより、保磁力が増加して
しまっていることがわかる。このような特性の劣化は、
メタルインギャップヘッドのように磁性膜を基体で挾持
しない場合でもセラミックなどの基体上に磁性膜を成膜
している限り当然発生する。
【００１２】そこで、歪が生じないように、基体と磁性
膜の線熱膨張係数をできるだけ近づけるような研究がな
されている。その結果、現在、微結晶軟磁性合金と基体
に共に平均線熱膨張係数が１１０×１０-7〜１２０×１
０-7／℃の範囲内でできるだけ近い値を有するものどう
しが多用されている。しかし、磁性膜には耐食性や飽和
磁束密度など他の要件も要求されることから、それらの
諸特性を損なうことなく、歪の発生による透磁率の低下
を抑えることは困難であり、依然満足する磁気ヘッドが
得られないのが現状であった。
膜の線熱膨張係数をできるだけ近づけるような研究がな
されている。その結果、現在、微結晶軟磁性合金と基体
に共に平均線熱膨張係数が１１０×１０-7〜１２０×１
０-7／℃の範囲内でできるだけ近い値を有するものどう
しが多用されている。しかし、磁性膜には耐食性や飽和
磁束密度など他の要件も要求されることから、それらの
諸特性を損なうことなく、歪の発生による透磁率の低下
を抑えることは困難であり、依然満足する磁気ヘッドが
得られないのが現状であった。
【００１３】尚、熱処理の為の加熱時においても基体と
磁性膜の線熱膨張係数の差による膨張度に違いが生じる
が、歪の発生は、加熱後の冷却時に発生するものであ
る。なぜならば、加熱時においては基体および磁性膜と
共にその間に介在するラミネートガラスも軟化し、この
軟化したラミネートガラスが基体と磁性膜の膨張度の差
を吸収するので、高温時では歪は生じにくいからであ
る。これに対して、冷却時であっては、特に約６００℃
以下ではラミネートガラスは殆ど固化しきっているの
で、基体と磁性膜の収縮差を吸収することがなく、歪が
生じてしまう。
磁性膜の線熱膨張係数の差による膨張度に違いが生じる
が、歪の発生は、加熱後の冷却時に発生するものであ
る。なぜならば、加熱時においては基体および磁性膜と
共にその間に介在するラミネートガラスも軟化し、この
軟化したラミネートガラスが基体と磁性膜の膨張度の差
を吸収するので、高温時では歪は生じにくいからであ
る。これに対して、冷却時であっては、特に約６００℃
以下ではラミネートガラスは殆ど固化しきっているの
で、基体と磁性膜の収縮差を吸収することがなく、歪が
生じてしまう。
【００１４】尚、歪の発生はラミネートガラスによる接
合界面のみならず、磁性膜が成膜されている基体との界
面にも生ずる。この為、熱膨張係数の選択は積層型磁気
ヘッドに限らずメタルインギャップ型の磁気ヘッドや薄
膜磁気ヘッド等にも重要である。
合界面のみならず、磁性膜が成膜されている基体との界
面にも生ずる。この為、熱膨張係数の選択は積層型磁気
ヘッドに限らずメタルインギャップ型の磁気ヘッドや薄
膜磁気ヘッド等にも重要である。
【００１５】また、上記積層型磁気ヘッドの製法におい
ては、磁気コアを基体に挟み込むようにラミネートガラ
スで溶着し、数工程を経た後に、磁気ギャップを形成す
るように、磁気コアを接合するギャップボンディング工
程がある。このギャップボンディング工程の際、磁気ギ
ャップを形成するギャップガラスを溶融させるために、
製造過程の磁気ヘッドは加熱されるが、その加熱によっ
て磁気コアと基体を接着していたラミネートガラスが再
溶融してしまうおそれがある。先に固化したラミネート
ガラスの溶融軟化は、磁気コアの接着部にずれを生じさ
せ、不良発生の大きな原因となるものであった。特にラ
ミネートガラスの軟化は磁気ギャップの長さ精度を低下
させるもので磁気ヘッドにとっては致命的なものであっ
た。
ては、磁気コアを基体に挟み込むようにラミネートガラ
スで溶着し、数工程を経た後に、磁気ギャップを形成す
るように、磁気コアを接合するギャップボンディング工
程がある。このギャップボンディング工程の際、磁気ギ
ャップを形成するギャップガラスを溶融させるために、
製造過程の磁気ヘッドは加熱されるが、その加熱によっ
て磁気コアと基体を接着していたラミネートガラスが再
溶融してしまうおそれがある。先に固化したラミネート
ガラスの溶融軟化は、磁気コアの接着部にずれを生じさ
せ、不良発生の大きな原因となるものであった。特にラ
ミネートガラスの軟化は磁気ギャップの長さ精度を低下
させるもので磁気ヘッドにとっては致命的なものであっ
た。
【００１６】この対策として、ラミネートガラスに結晶
化ガラスや鉛ガラスなどを用い、ギャップガラスに低・
中融点ガラスを用いる手段がある。これは、融点の低い
ガラスをギャップボンディングに用いることで、ギャッ
プボンディングでの加熱をラミネートガラスの融点より
も低い温度にし、ラミネートガラスが溶融しないように
したものである。
化ガラスや鉛ガラスなどを用い、ギャップガラスに低・
中融点ガラスを用いる手段がある。これは、融点の低い
ガラスをギャップボンディングに用いることで、ギャッ
プボンディングでの加熱をラミネートガラスの融点より
も低い温度にし、ラミネートガラスが溶融しないように
したものである。
【００１７】ところで、磁性膜を構成する微結晶を有す
る通常の軟磁性合金は、あまり高い温度に晒すと、結晶
粒が成長し、軟磁気特性が劣化する傾向があるので、磁
気ヘッドの製造過程において軟磁性合金を不適当に高温
にさらすことは望ましくない。特に、これらの軟磁性合
金に７００℃程度の熱処理を施すと、比抵抗が大きく低
下（２０〜５０μΩcm）し、渦電流損失により特に高周
波領域での透磁率が低下し、また再生効率が低下する傾
向がある。そこでこの対策として、上記積層型磁気ヘッ
ドの場合、磁性膜の一層当たりの膜厚を小さくすると共
に、磁性膜の層数を増加する手段を講じている。しかし
ながら、この手段は製造が複雑化し、しかも磁気コア中
の絶縁層の占める割合が高くなり、全体として飽和磁束
密度が低下してしまう。また、従来の微結晶軟磁性合金
は概して熱安定性に劣る。
る通常の軟磁性合金は、あまり高い温度に晒すと、結晶
粒が成長し、軟磁気特性が劣化する傾向があるので、磁
気ヘッドの製造過程において軟磁性合金を不適当に高温
にさらすことは望ましくない。特に、これらの軟磁性合
金に７００℃程度の熱処理を施すと、比抵抗が大きく低
下（２０〜５０μΩcm）し、渦電流損失により特に高周
波領域での透磁率が低下し、また再生効率が低下する傾
向がある。そこでこの対策として、上記積層型磁気ヘッ
ドの場合、磁性膜の一層当たりの膜厚を小さくすると共
に、磁性膜の層数を増加する手段を講じている。しかし
ながら、この手段は製造が複雑化し、しかも磁気コア中
の絶縁層の占める割合が高くなり、全体として飽和磁束
密度が低下してしまう。また、従来の微結晶軟磁性合金
は概して熱安定性に劣る。
【００１８】そこで、上記磁気コアと基体の接合におい
ても、磁性膜の軟磁気特性が劣化するような高い温度で
の溶着は避ける必要がある。したがって、溶着に用いる
ラミネートガラスに極端に融点の高いガラスを用いるこ
とはできず、ラミネート時の接合温度を６００℃前後に
設定できる結晶化ガラスや、鉛ガラスがラミネートガラ
スとして用いられている。一方、融点の低いガラスは耐
食性が悪いため、ギャップガラスには低・中融点ガラス
のなかでも耐環境性などの面から、融点が５００〜５５
０℃、特に５５０℃程度のガラスが多用されている。こ
こで、上記使用し得るラミネートガラスの屈伏温度は５
６０℃前後である。したがって、ラミネートガラスの屈
伏温度とギャップガラスの融点の差は１０℃程度しかな
く、ギャップボンディング時にラミネートガラスが軟化
しずれが生じることによる不良の発生は依然解消された
ものではなく、製造信頼性の低いものであった。また、
結晶化ガラスは加熱冷却処理が施されることで結晶が析
出し、融点が高くなるものでラミネートガラスとして望
ましい特性を有するが、結晶部分と非結晶部分が混在す
るもので、融点未満の温度であっても外部応力によって
接合部が変形してしまうことがあった。
ても、磁性膜の軟磁気特性が劣化するような高い温度で
の溶着は避ける必要がある。したがって、溶着に用いる
ラミネートガラスに極端に融点の高いガラスを用いるこ
とはできず、ラミネート時の接合温度を６００℃前後に
設定できる結晶化ガラスや、鉛ガラスがラミネートガラ
スとして用いられている。一方、融点の低いガラスは耐
食性が悪いため、ギャップガラスには低・中融点ガラス
のなかでも耐環境性などの面から、融点が５００〜５５
０℃、特に５５０℃程度のガラスが多用されている。こ
こで、上記使用し得るラミネートガラスの屈伏温度は５
６０℃前後である。したがって、ラミネートガラスの屈
伏温度とギャップガラスの融点の差は１０℃程度しかな
く、ギャップボンディング時にラミネートガラスが軟化
しずれが生じることによる不良の発生は依然解消された
ものではなく、製造信頼性の低いものであった。また、
結晶化ガラスは加熱冷却処理が施されることで結晶が析
出し、融点が高くなるものでラミネートガラスとして望
ましい特性を有するが、結晶部分と非結晶部分が混在す
るもので、融点未満の温度であっても外部応力によって
接合部が変形してしまうことがあった。
【００１９】さらにまた、従来の微結晶軟磁性合金は概
して耐環境性、耐食性も乏しいものである。そこで、耐
食性を改善するために、種々の添加元素（例えば、Ｃ
ｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ａｌ等）を有する軟磁性合金が開発さ
れている。しかしながら、これらの添加元素によって軟
磁性合金の飽和磁歪定数が正の大きな値を有するように
なり、しかも磁性膜の線熱膨張係数が変化してしまい、
基体との組合せを最適化することは非常に困難であっ
た。
して耐環境性、耐食性も乏しいものである。そこで、耐
食性を改善するために、種々の添加元素（例えば、Ｃ
ｒ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ａｌ等）を有する軟磁性合金が開発さ
れている。しかしながら、これらの添加元素によって軟
磁性合金の飽和磁歪定数が正の大きな値を有するように
なり、しかも磁性膜の線熱膨張係数が変化してしまい、
基体との組合せを最適化することは非常に困難であっ
た。
【００２０】本発明は前記課題を解決するためになされ
たもので、ガラス溶着などの熱処理工程を経て製造され
る磁気ヘッドにおいて、高い透磁率と低い保磁力を兼ね
備えることと、耐食性が優れることと、製造信頼性が高
いことのうち少なくとも高い透磁率と低い保磁力を兼ね
備えた磁気ヘッドを提供することにある。
たもので、ガラス溶着などの熱処理工程を経て製造され
る磁気ヘッドにおいて、高い透磁率と低い保磁力を兼ね
備えることと、耐食性が優れることと、製造信頼性が高
いことのうち少なくとも高い透磁率と低い保磁力を兼ね
備えた磁気ヘッドを提供することにある。
【００２１】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の磁気ヘッ
ドは、基体上に磁性膜が成膜された部材から構成された
磁気ヘッドにおいて、前記磁性膜が、室温から６００℃
の平均線熱膨張係数が１２５×１０-7〜１５０×１０-7
／℃、飽和磁歪定数が０〜＋３×１０-6、結晶粒の平均
粒径が３０nm以下の軟磁性合金であり、基体の磁気コア
に隣接する部分の室温から６００℃の平均線熱膨張係数
が、１１５×１０-7〜１４５×１０-7／℃であって、か
つ、前記αfと前記αsと関係がαf／αs≧１であること
を特徴とするものである。尚、本発明で室温とは厳密に
は２５℃をいうものとする。
ドは、基体上に磁性膜が成膜された部材から構成された
磁気ヘッドにおいて、前記磁性膜が、室温から６００℃
の平均線熱膨張係数が１２５×１０-7〜１５０×１０-7
／℃、飽和磁歪定数が０〜＋３×１０-6、結晶粒の平均
粒径が３０nm以下の軟磁性合金であり、基体の磁気コア
に隣接する部分の室温から６００℃の平均線熱膨張係数
が、１１５×１０-7〜１４５×１０-7／℃であって、か
つ、前記αfと前記αsと関係がαf／αs≧１であること
を特徴とするものである。尚、本発明で室温とは厳密に
は２５℃をいうものとする。
【００２２】請求項２記載の磁気ヘッドは、前記αfと
前記αsが次式を満たすことを特徴とする請求項１記載
の磁気ヘッドである。 １≦αf／αs≦１.３
前記αsが次式を満たすことを特徴とする請求項１記載
の磁気ヘッドである。 １≦αf／αs≦１.３
【００２３】請求項３記載の磁気ヘッドは、基体上に磁
性膜が成膜された部材から構成された磁気ヘッドにおい
て、前記磁性膜が、６８０℃以上での熱処理後における
結晶粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性合金であり、前
記磁気コアと基体の間の少なくとも一部分に、融点が６
８０℃以上の高融点ガラスが介在し、前記磁気ギャップ
部を接合するために磁気ギャップ部あるいは巻線穴部あ
るいはトラック幅規制溝に充填されている非磁性体が、
融点が６８０℃未満のガラスであることを特徴とする請
求項１又２に記載の磁気ヘッドである。
性膜が成膜された部材から構成された磁気ヘッドにおい
て、前記磁性膜が、６８０℃以上での熱処理後における
結晶粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性合金であり、前
記磁気コアと基体の間の少なくとも一部分に、融点が６
８０℃以上の高融点ガラスが介在し、前記磁気ギャップ
部を接合するために磁気ギャップ部あるいは巻線穴部あ
るいはトラック幅規制溝に充填されている非磁性体が、
融点が６８０℃未満のガラスであることを特徴とする請
求項１又２に記載の磁気ヘッドである。
【００２４】請求項４記載の磁気ヘッドは、前記磁性膜
が、比抵抗が１２０μΩcm以上の軟磁性合金であること
を特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の磁気ヘッ
ドである。
が、比抵抗が１２０μΩcm以上の軟磁性合金であること
を特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の磁気ヘッ
ドである。
【００２５】請求項５記載の磁気ヘッドは、前記磁性膜
が、次式で示される組成からなり、かつ下記金属群Ｍの
炭化物あるいは窒化物の結晶を含有する軟磁性合金であ
ることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の磁
気ヘッドである。Ｆｅ-Ｘa-Ｍb-Ｚc-Ｔd但し、ＸはＳ
ｉ，Ａｌのいずれか又は両方、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、
Ｔａよりなる金属群から選択された少なくとも１種の金
属、ＺはＣ、Ｎのいずれか又は両方、ＴはＣｒ、Ｔｉ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、
Ｐｔ、Ａｕよりなる群から選択された少なくとも１種の
金属を表し、０.５≦ａ≦２５ （原子％）、１≦ｂ≦
１０ （原子％）、０.５≦ｃ≦１５ （原子％）、０
≦ｄ≦１０ （原子％）、残部はＦｅである。
が、次式で示される組成からなり、かつ下記金属群Ｍの
炭化物あるいは窒化物の結晶を含有する軟磁性合金であ
ることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の磁
気ヘッドである。Ｆｅ-Ｘa-Ｍb-Ｚc-Ｔd但し、ＸはＳ
ｉ，Ａｌのいずれか又は両方、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、
Ｔａよりなる金属群から選択された少なくとも１種の金
属、ＺはＣ、Ｎのいずれか又は両方、ＴはＣｒ、Ｔｉ、
Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、
Ｐｔ、Ａｕよりなる群から選択された少なくとも１種の
金属を表し、０.５≦ａ≦２５ （原子％）、１≦ｂ≦
１０ （原子％）、０.５≦ｃ≦１５ （原子％）、０
≦ｄ≦１０ （原子％）、残部はＦｅである。
【００２６】請求項６記載の磁気ヘッドは、前記磁性膜
が、次式で示される組成からなり、かつ下記金属群Ｍの
炭化物あるいは窒化物の結晶を含有する軟磁性合金であ
ることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の磁
気ヘッドである。Ｆｅ-Ｓｉe-Ａｌf-Ｍb-Ｚc-Ｔd但し、
ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａよりなる金属群から選択さ
れた少なくとも１種の金属、ＺはＣ、Ｎのいずれか又は
両方、ＴはＣｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒ
ｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕよりなる群から選択
された少なくとも１種の金属を表し、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％）、残部はＦｅである。
が、次式で示される組成からなり、かつ下記金属群Ｍの
炭化物あるいは窒化物の結晶を含有する軟磁性合金であ
ることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の磁
気ヘッドである。Ｆｅ-Ｓｉe-Ａｌf-Ｍb-Ｚc-Ｔd但し、
ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａよりなる金属群から選択さ
れた少なくとも１種の金属、ＺはＣ、Ｎのいずれか又は
両方、ＴはＣｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒ
ｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕよりなる群から選択
された少なくとも１種の金属を表し、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％）、残部はＦｅである。
【００２７】
【作用】本発明者等は、基体上への成膜あるいは基体に
よる挾持前後での磁性膜の透磁率と保磁力の変化に着目
し、たとえ成膜あるいは挾持前には通常の軟磁気特性を
有する軟磁性合金であっても、成膜、挾持後に軟磁気特
性が劣化する傾向があった従来の技術を改善し、磁気ヘ
ッドの製造過程を経た後でも最終的に非常に優れた軟磁
気特性を発揮する磁性膜を有する磁気コアを備えた磁気
ヘッドを製造できることを見い出し、本発明に至った。
よる挾持前後での磁性膜の透磁率と保磁力の変化に着目
し、たとえ成膜あるいは挾持前には通常の軟磁気特性を
有する軟磁性合金であっても、成膜、挾持後に軟磁気特
性が劣化する傾向があった従来の技術を改善し、磁気ヘ
ッドの製造過程を経た後でも最終的に非常に優れた軟磁
気特性を発揮する磁性膜を有する磁気コアを備えた磁気
ヘッドを製造できることを見い出し、本発明に至った。
【００２８】特に、磁気ヘッドの磁性膜が成膜されるま
たは磁性膜を挾持する基体は、熱処理およびガラス溶着
工程を経た際に生じる歪を低減するために、従来、磁性
膜を構成する軟磁性合金の線熱膨張係数αfと、基体の
線熱膨張係数αsをできるだけ等しくするように研究さ
れてきたが、本発明はむしろ軟磁性合金の線熱膨張係数
αfを基体の線熱膨張係数αsよりも大きくすることで、
透磁率の低下と保磁力の増大化を抑制する画期的なもの
である。
たは磁性膜を挾持する基体は、熱処理およびガラス溶着
工程を経た際に生じる歪を低減するために、従来、磁性
膜を構成する軟磁性合金の線熱膨張係数αfと、基体の
線熱膨張係数αsをできるだけ等しくするように研究さ
れてきたが、本発明はむしろ軟磁性合金の線熱膨張係数
αfを基体の線熱膨張係数αsよりも大きくすることで、
透磁率の低下と保磁力の増大化を抑制する画期的なもの
である。
【００２９】本発明の磁気ヘッドにおいて、上記磁性膜
の軟磁性合金として、６８０℃以上での熱処理後におけ
る結晶粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性合金、あるい
は比抵抗が１２０μΩcm以上の軟磁性合金、あるいは６
８０℃以上での熱処理後における結晶粒の平均粒径が３
０nm以下で、比抵抗が１２０μΩcm以上の軟磁性合金を
用いると、これらの軟磁性合金は、非常に耐熱性に優れ
るものであるので、従来使用していた軟磁性合金での磁
気ヘッドよりも高温での熱処理に耐え得る。よって、ラ
ミネートガラスに従来使用し得なかった高融点ガラスを
用いることができる。したがって、ラミネートガラスの
融点と、ギャップガラスの融点の温度差を大きくするこ
とができ、ギャップボンディング工程でのラミネートガ
ラスの軟化を防ぐことができる。よって、磁気コアのず
れの発生を防ぎ、磁気ヘッドの製造信頼性が向上する。
の軟磁性合金として、６８０℃以上での熱処理後におけ
る結晶粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性合金、あるい
は比抵抗が１２０μΩcm以上の軟磁性合金、あるいは６
８０℃以上での熱処理後における結晶粒の平均粒径が３
０nm以下で、比抵抗が１２０μΩcm以上の軟磁性合金を
用いると、これらの軟磁性合金は、非常に耐熱性に優れ
るものであるので、従来使用していた軟磁性合金での磁
気ヘッドよりも高温での熱処理に耐え得る。よって、ラ
ミネートガラスに従来使用し得なかった高融点ガラスを
用いることができる。したがって、ラミネートガラスの
融点と、ギャップガラスの融点の温度差を大きくするこ
とができ、ギャップボンディング工程でのラミネートガ
ラスの軟化を防ぐことができる。よって、磁気コアのず
れの発生を防ぎ、磁気ヘッドの製造信頼性が向上する。
【００３０】さらに、請求項５，６に記載されている磁
気ヘッドは、請求項１〜４に記載されている要件を満た
すもので、この本発明の磁気コアは、高い耐食性を有し
ながらも、優れた軟磁気特性を有するもので、磁気ヘッ
ドの狭トラック幅化を促進し、記録密度を向上させるこ
とができると共に、製造時の不良率が低く製造信頼性の
高いものである。
気ヘッドは、請求項１〜４に記載されている要件を満た
すもので、この本発明の磁気コアは、高い耐食性を有し
ながらも、優れた軟磁気特性を有するもので、磁気ヘッ
ドの狭トラック幅化を促進し、記録密度を向上させるこ
とができると共に、製造時の不良率が低く製造信頼性の
高いものである。
【００３１】
【実施例】本発明は、上述したようなコンピュータのハ
ードディスク装置用磁気ヘッドやＶＴＲ用の磁気ヘッド
など、磁気コアが基体に挟みこまれて構成される積層型
磁気ヘッド及び磁気ギャップ近傍に磁性膜を配した構造
を有するメタルインギャップ型磁気ヘッドなどの各種の
磁気記録再生を行なう磁気ヘッドに適用できるものであ
る。例えば、図１で説明した磁気ヘッド１０の他、図７
に示す磁気ヘッド３６に適用できる。
ードディスク装置用磁気ヘッドやＶＴＲ用の磁気ヘッド
など、磁気コアが基体に挟みこまれて構成される積層型
磁気ヘッド及び磁気ギャップ近傍に磁性膜を配した構造
を有するメタルインギャップ型磁気ヘッドなどの各種の
磁気記録再生を行なう磁気ヘッドに適用できるものであ
る。例えば、図１で説明した磁気ヘッド１０の他、図７
に示す磁気ヘッド３６に適用できる。
【００３２】磁気ヘッド３６は、Ｍｎ-Ｚｎフェライト
基体に軟磁性合金膜４４が成膜された一対の半コア３
８，３８が磁気ギャップ４２が形成されるように接合さ
れたメタルインギャップタイプ（ＭＩＧ）の磁気ヘッド
である。尚、巻線孔５２にはコイル４６が巻回され、軟
磁性合金膜の成膜された磁気コア半体３８，３８はギャ
ップ部４２及びトラック幅規制溝４８に存在するギャッ
プガラスで溶着されている。
基体に軟磁性合金膜４４が成膜された一対の半コア３
８，３８が磁気ギャップ４２が形成されるように接合さ
れたメタルインギャップタイプ（ＭＩＧ）の磁気ヘッド
である。尚、巻線孔５２にはコイル４６が巻回され、軟
磁性合金膜の成膜された磁気コア半体３８，３８はギャ
ップ部４２及びトラック幅規制溝４８に存在するギャッ
プガラスで溶着されている。
【００３３】本発明では、高い透磁率と低い保磁力を実
現するために、磁気コアの磁性膜が、室温から６００℃
の間における平均線熱膨張係数（αf）が１２５×１０
-7〜１５０×１０-7／℃、飽和磁歪定数（λs）が０〜
＋３×１０-6、結晶粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性
合金であって、基体の磁気コアに隣接する部分の室温か
ら６００℃の間における平均線熱膨張係数（αs）が１
１５×１０-7〜１４５×１０-7／℃である。この要件を
満たしていれば、基体には各種の磁気ヘッドにおいて通
常用いられるＭｎＯ-ＮｉＯ系セラミックス、ＴｉＯ2-
ＣａＯ系セラミックスなどを用いることができる。これ
らの基体は、６００℃の間における平均線熱膨張係数が
１１５×１０-7〜１４５×１０-7／℃である。
現するために、磁気コアの磁性膜が、室温から６００℃
の間における平均線熱膨張係数（αf）が１２５×１０
-7〜１５０×１０-7／℃、飽和磁歪定数（λs）が０〜
＋３×１０-6、結晶粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性
合金であって、基体の磁気コアに隣接する部分の室温か
ら６００℃の間における平均線熱膨張係数（αs）が１
１５×１０-7〜１４５×１０-7／℃である。この要件を
満たしていれば、基体には各種の磁気ヘッドにおいて通
常用いられるＭｎＯ-ＮｉＯ系セラミックス、ＴｉＯ2-
ＣａＯ系セラミックスなどを用いることができる。これ
らの基体は、６００℃の間における平均線熱膨張係数が
１１５×１０-7〜１４５×１０-7／℃である。
【００３４】基体と磁性膜の線熱膨張の差異に基づくラ
ミネートガラス界面に発生する歪は、その間に介在する
ラミネートガラスが完全に固化した後の冷却による収縮
の差によるもので、発生する歪量は次式で概算できる。 歪量＝（αf−αs）×（ラミネートガラスの固化温度−
室温） ラミネートガラスは６００℃程度で固化するので、歪は
磁性膜および基体の、室温から６００℃の間における平
均線熱膨張係数が要因となる。
ミネートガラス界面に発生する歪は、その間に介在する
ラミネートガラスが完全に固化した後の冷却による収縮
の差によるもので、発生する歪量は次式で概算できる。 歪量＝（αf−αs）×（ラミネートガラスの固化温度−
室温） ラミネートガラスは６００℃程度で固化するので、歪は
磁性膜および基体の、室温から６００℃の間における平
均線熱膨張係数が要因となる。
【００３５】さらには、次式を満たす関係が上記αfと
αsの間にあることが好ましい。 １≦αf／αs≦１.３
αsの間にあることが好ましい。 １≦αf／αs≦１.３
【００３６】本発明者等は鋭意研究を重ねた結果、次の
関係があることを知見し、本発明に致った。 （ａ）αf／αsが１未満で且つλsが０より大きいと、
磁性膜の膜面垂直方向に異方性の成分が発生し保磁力が
増加する。 （ｂ）αf／αsが１以上で且つλsが０未満であって
も、磁性膜の膜面垂直方向に異方性の成分が発生し保磁
力が増加する。 （ｃ）αf／αsが１.３より大きく、かつλsが０よりも
大きいと、透磁率が低下し、また軟磁気特性が不安定に
なる。
関係があることを知見し、本発明に致った。 （ａ）αf／αsが１未満で且つλsが０より大きいと、
磁性膜の膜面垂直方向に異方性の成分が発生し保磁力が
増加する。 （ｂ）αf／αsが１以上で且つλsが０未満であって
も、磁性膜の膜面垂直方向に異方性の成分が発生し保磁
力が増加する。 （ｃ）αf／αsが１.３より大きく、かつλsが０よりも
大きいと、透磁率が低下し、また軟磁気特性が不安定に
なる。
【００３７】また、磁性膜を比抵抗が１２０μΩcm以上
の微結晶軟磁性合金、さらにまた６８０℃以上での熱処
理後における結晶粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性合
金とすることで、より高い温度での熱処理が可能とな
り、ラミネートガラスにより高温の融点を有する高融点
ガラスを用いることができ、ラミネートガラスに融点が
６８０℃以上の高融点ガラスを用い、ギャップガラスに
融点が６８０℃未満のガラスを用いることができる。こ
うすることで、ギャップボンディング時にラミネートガ
ラスが溶融軟化することがなく、ギャップのずれなどの
不良が生じず、製造信頼性を向上できる。
の微結晶軟磁性合金、さらにまた６８０℃以上での熱処
理後における結晶粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性合
金とすることで、より高い温度での熱処理が可能とな
り、ラミネートガラスにより高温の融点を有する高融点
ガラスを用いることができ、ラミネートガラスに融点が
６８０℃以上の高融点ガラスを用い、ギャップガラスに
融点が６８０℃未満のガラスを用いることができる。こ
うすることで、ギャップボンディング時にラミネートガ
ラスが溶融軟化することがなく、ギャップのずれなどの
不良が生じず、製造信頼性を向上できる。
【００３８】こうした本発明の磁性膜に適用できるもの
として、次式で示される組成からなり、かつ金属群Ｍの
炭化物あるいは窒化物の結晶を含有する軟磁性合金が適
用できる。 Ｆｅ-Ｘa-Ｍb-Ｚc-Ｔd 但し、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか又は両方、ＭはＺｒ、
Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａよりなる群から選択された少なくとも
１種の金属、ＺはＣ、Ｎのいずれか又は両方、ＴはＣ
ｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕよりなる群から選択された少なく
とも１種の金属を表す。また、 ５≦ａ≦２５ （原子％） １≦ｂ≦１０ （原子％） ０.５≦ｃ≦１５ （原子％） ０≦ｄ≦１０ （原子％） 残部はＦｅである。
として、次式で示される組成からなり、かつ金属群Ｍの
炭化物あるいは窒化物の結晶を含有する軟磁性合金が適
用できる。 Ｆｅ-Ｘa-Ｍb-Ｚc-Ｔd 但し、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか又は両方、ＭはＺｒ、
Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａよりなる群から選択された少なくとも
１種の金属、ＺはＣ、Ｎのいずれか又は両方、ＴはＣ
ｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃ
ｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕよりなる群から選択された少なく
とも１種の金属を表す。また、 ５≦ａ≦２５ （原子％） １≦ｂ≦１０ （原子％） ０.５≦ｃ≦１５ （原子％） ０≦ｄ≦１０ （原子％） 残部はＦｅである。
【００３９】さらには、次式で示される組成からなる軟
磁性合金であればより好ましい。Ｆｅ-Ｓｉe-Ａｌf-Ｍb
-Ｚc-Ｔd但し、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａよりなる群
から選択された少なくとも１種の金属、ＺはＣ、Ｎのい
ずれか又は両方、ＴはＣｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒ
ｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕよりな
る群から選択された少なくとも１種の金属を表す。 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％） 残部はＦｅである。
磁性合金であればより好ましい。Ｆｅ-Ｓｉe-Ａｌf-Ｍb
-Ｚc-Ｔd但し、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａよりなる群
から選択された少なくとも１種の金属、ＺはＣ、Ｎのい
ずれか又は両方、ＴはＣｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒ
ｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕよりな
る群から選択された少なくとも１種の金属を表す。 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％） 残部はＦｅである。
【００４０】上記磁性膜に適用する軟磁性合金におい
て、Ｆｅは主成分であり、磁性を担う元素である。上記
金属群Ｍの炭化物または窒化物からなる粒子はＦｅを主
成分とする結晶の成長、粗大化を抑制し、軟磁気特性の
耐熱性を向上させる効果がある。したがって、融点のよ
り高い高融点ガラスをラミネートガラスに用いることが
可能となる。また、スパッタの際に非晶質化し易くする
作用がある。これらの効果を得るために、添加量は１原
子％以上あることが望ましいが、１０原子％を超えると
飽和磁束密度Ｂｓが低下し好ましくない。
て、Ｆｅは主成分であり、磁性を担う元素である。上記
金属群Ｍの炭化物または窒化物からなる粒子はＦｅを主
成分とする結晶の成長、粗大化を抑制し、軟磁気特性の
耐熱性を向上させる効果がある。したがって、融点のよ
り高い高融点ガラスをラミネートガラスに用いることが
可能となる。また、スパッタの際に非晶質化し易くする
作用がある。これらの効果を得るために、添加量は１原
子％以上あることが望ましいが、１０原子％を超えると
飽和磁束密度Ｂｓが低下し好ましくない。
【００４１】ＣまたはＮは上記金属Ｍと結合して、炭化
物または窒化物を生成するものである。また同様に、ス
パッタの際に非晶質化し易くする作用がある。スパッタ
後に磁性膜が非晶質であると、後の熱処理時に均質な微
結晶を得られやすく望ましいからである。これらの効果
を得るために、添加量は０.５原子％以上あることが好
ましいが、１５原子％を超えると飽和磁束密度Ｂｓが低
下し好ましくない。
物または窒化物を生成するものである。また同様に、ス
パッタの際に非晶質化し易くする作用がある。スパッタ
後に磁性膜が非晶質であると、後の熱処理時に均質な微
結晶を得られやすく望ましいからである。これらの効果
を得るために、添加量は０.５原子％以上あることが好
ましいが、１５原子％を超えると飽和磁束密度Ｂｓが低
下し好ましくない。
【００４２】Ａｌの添加は、Al ：耐環境性を向上させる効果がある。Al ：また、Ｆｅの結晶に固溶し、比抵抗を増加させる
効果がある。Al ：さらにまた、結晶粒の成長を遅くするとともに、
結晶磁気異方性エネルギを低下させて軟磁気特性の耐熱
温度を上げる作用がある。 このＡｌの添加量は、Alの効果を発揮させるために、
０.５原子％以上あることが好ましい。しかしながら、
２５原子％よりも多くなると、磁歪λsが大きくなり過
ぎ、また飽和磁束密度Ｂｓも低下するので好ましくな
い。
効果がある。Al ：さらにまた、結晶粒の成長を遅くするとともに、
結晶磁気異方性エネルギを低下させて軟磁気特性の耐熱
温度を上げる作用がある。 このＡｌの添加量は、Alの効果を発揮させるために、
０.５原子％以上あることが好ましい。しかしながら、
２５原子％よりも多くなると、磁歪λsが大きくなり過
ぎ、また飽和磁束密度Ｂｓも低下するので好ましくな
い。
【００４３】Ｓｉは、Si ：Ａｌの添加により増加する磁歪λsを低減する作
用がある。Si ：また、スパッタの際に磁性膜を非晶質化し易くす
る作用がある。したがって、磁性膜を非晶質化し易くす
るために、従来、炭化物または窒化物を多量に含有させ
ていたが、炭化物または窒化物の含有量を低減すること
ができ、炭化物または窒化物による飽和磁束密度の低下
を抑制することができる。Si ：また、ＳｉはＦｅの結晶に固溶し、比抵抗を増加
させる効果がある。Si ：さらにまた、結晶粒の成長を遅くし、結晶磁気異
方性エネルギを低下させて軟磁気特性の耐熱温度を上げ
る作用がある。 このＳｉの添加量は、上記Si〜Siの効果を発揮させ
るためにも、０.５原子％以上あることが好ましい。し
かしながら、２５原子％よりも多くなると、飽和磁束密
度Ｂｓが低下するので好ましくない。また、ＳｉとＡｌ
を同時に複合添加すると磁歪λｓを０〜＋３.０×１０
-6と抑えると同時に耐環境性を向上させることができる
ため、本発明の効果を得るのにさらに有効である。但
し、この場合、磁歪λｓの低減効果をより的確に得るた
めには、ＳｉとＡｌの添加量の比率（Ｓｉ／Ａｌ）を３
／２以上とする必要がある。
用がある。Si ：また、スパッタの際に磁性膜を非晶質化し易くす
る作用がある。したがって、磁性膜を非晶質化し易くす
るために、従来、炭化物または窒化物を多量に含有させ
ていたが、炭化物または窒化物の含有量を低減すること
ができ、炭化物または窒化物による飽和磁束密度の低下
を抑制することができる。Si ：また、ＳｉはＦｅの結晶に固溶し、比抵抗を増加
させる効果がある。Si ：さらにまた、結晶粒の成長を遅くし、結晶磁気異
方性エネルギを低下させて軟磁気特性の耐熱温度を上げ
る作用がある。 このＳｉの添加量は、上記Si〜Siの効果を発揮させ
るためにも、０.５原子％以上あることが好ましい。し
かしながら、２５原子％よりも多くなると、飽和磁束密
度Ｂｓが低下するので好ましくない。また、ＳｉとＡｌ
を同時に複合添加すると磁歪λｓを０〜＋３.０×１０
-6と抑えると同時に耐環境性を向上させることができる
ため、本発明の効果を得るのにさらに有効である。但
し、この場合、磁歪λｓの低減効果をより的確に得るた
めには、ＳｉとＡｌの添加量の比率（Ｓｉ／Ａｌ）を３
／２以上とする必要がある。
【００４４】その他、Ｈ，Ｏ，Ｓ等の不可避的不純物に
ついては、所望の特性が劣化しない程度に含有していて
も請求項５，６の発明の磁気ヘッドでの軟磁性合金の組
成と同一とみなすことができるのは勿論である。
ついては、所望の特性が劣化しない程度に含有していて
も請求項５，６の発明の磁気ヘッドでの軟磁性合金の組
成と同一とみなすことができるのは勿論である。
【００４５】上記軟磁性合金は、熱処理を施すことで金
属群Ｍの炭化物または窒化物が均一に分散した状態にな
るものである。Fe76.3Si12.0Al2.1Hf3.6C6.0合金膜を例
にして、熱処理前と熱処理後のＸ線回折パターンを測定
した。熱処理は、６８０℃で２０分間保持するものとし
た。また、Ｘ線回折パターンはＣｏ-Ｋα線源を用いて
測定した。熱処理前のＸ線回折パターンを図９に、熱処
理後のＸ線回折パターンを図８に示した。図９から、ブ
ロードなハローパターンが示されており、熱処理前は非
晶質であることがわかる。
属群Ｍの炭化物または窒化物が均一に分散した状態にな
るものである。Fe76.3Si12.0Al2.1Hf3.6C6.0合金膜を例
にして、熱処理前と熱処理後のＸ線回折パターンを測定
した。熱処理は、６８０℃で２０分間保持するものとし
た。また、Ｘ線回折パターンはＣｏ-Ｋα線源を用いて
測定した。熱処理前のＸ線回折パターンを図９に、熱処
理後のＸ線回折パターンを図８に示した。図９から、ブ
ロードなハローパターンが示されており、熱処理前は非
晶質であることがわかる。
【００４６】一方、図８から熱処理後では、α-Ｆｅ
（体心立方構造のＦｅを主成分とする結晶）とＨｆＣ
（Ｈｆの炭化物の結晶）の存在が確認できる。しかも、
α-Ｆｅの回折ピークの位置から、α-Ｆｅの結晶にはＳ
ｉとＡｌが固溶していることがわかる。また、α-Ｆｅ
とＨｆＣの各Ｘ線回折ピークの半値幅から、α-Ｆｅの
結晶粒径は１９nm、ＨｆＣの結晶粒径は３.４nmである
ことがわかる。
（体心立方構造のＦｅを主成分とする結晶）とＨｆＣ
（Ｈｆの炭化物の結晶）の存在が確認できる。しかも、
α-Ｆｅの回折ピークの位置から、α-Ｆｅの結晶にはＳ
ｉとＡｌが固溶していることがわかる。また、α-Ｆｅ
とＨｆＣの各Ｘ線回折ピークの半値幅から、α-Ｆｅの
結晶粒径は１９nm、ＨｆＣの結晶粒径は３.４nmである
ことがわかる。
【００４７】本実施例で磁性膜に適用できる軟磁性合金
を図３に示すように、平板上の基体２６の上に成膜し、
もう一方の基体２６’とラミネートガラス２４で接着し
たものの、透磁率と保磁力を測定し、また耐食性を試験
した。試験に供した基体２６，２６’は厚さを１mmと
し、磁性膜２０の膜厚は５μmとし、ラミネートガラス
２４の膜厚は０.５μmとした。接合は７００℃で２０分
間の加熱圧着を行なった。また、磁性膜の成膜は、高周
波２極スパッタ法を利用したもので、基板は水冷し、ス
パッタターゲットにはＦｅ又はＦｅの合金ターゲットに
グラファイト及び種々の元素のペレットを配置した複合
ターゲットを使用したものである。尚、スパッタ条件は
次の通りである。到達真空度：５×１０-7Torr以下、入
力高周波電力密度：２.４×１０4Ｗ／ｍ2、Ａｒ圧：５m
Torr。また、軟磁性合金の線熱膨張係数αfは、予め、
物性値の判明している基板上に成膜したものでの湾曲率
の温度依存性を光センサによって測定し算出したもので
ある。基体の線熱膨張係数αsは熱機械分析装置（ＴＭ
Ａ）により測定したものである。飽和磁歪定数λsは、
磁性膜を基体間に挾持する前に、光テコ法によって評価
したものである。初透磁率μの測定は８の字コイル法で
測定したものである。保磁力ＨｃはＤＣ Ｂ−Ｈループ
トレーサにより測定したものである。耐食性は食塩水
（０.９％）中に２４時間浸漬した後の発錆、変色状態
を目視したもので、全く変化が見られなかったものを
◎、殆ど変化がなかったものを○、多少変化があった
が、実用上は問題がない程度のものを△、使用し得ない
ものを×で表示した。試験結果を表１，２及び３，４に
示す。また、磁性膜の線熱膨張係数αfと基体の線熱膨
張係数αsの比（αf／αs）と、初透磁率と保磁力の関
係を示したグラフをそれぞれ図１０，１１に示す。
を図３に示すように、平板上の基体２６の上に成膜し、
もう一方の基体２６’とラミネートガラス２４で接着し
たものの、透磁率と保磁力を測定し、また耐食性を試験
した。試験に供した基体２６，２６’は厚さを１mmと
し、磁性膜２０の膜厚は５μmとし、ラミネートガラス
２４の膜厚は０.５μmとした。接合は７００℃で２０分
間の加熱圧着を行なった。また、磁性膜の成膜は、高周
波２極スパッタ法を利用したもので、基板は水冷し、ス
パッタターゲットにはＦｅ又はＦｅの合金ターゲットに
グラファイト及び種々の元素のペレットを配置した複合
ターゲットを使用したものである。尚、スパッタ条件は
次の通りである。到達真空度：５×１０-7Torr以下、入
力高周波電力密度：２.４×１０4Ｗ／ｍ2、Ａｒ圧：５m
Torr。また、軟磁性合金の線熱膨張係数αfは、予め、
物性値の判明している基板上に成膜したものでの湾曲率
の温度依存性を光センサによって測定し算出したもので
ある。基体の線熱膨張係数αsは熱機械分析装置（ＴＭ
Ａ）により測定したものである。飽和磁歪定数λsは、
磁性膜を基体間に挾持する前に、光テコ法によって評価
したものである。初透磁率μの測定は８の字コイル法で
測定したものである。保磁力ＨｃはＤＣ Ｂ−Ｈループ
トレーサにより測定したものである。耐食性は食塩水
（０.９％）中に２４時間浸漬した後の発錆、変色状態
を目視したもので、全く変化が見られなかったものを
◎、殆ど変化がなかったものを○、多少変化があった
が、実用上は問題がない程度のものを△、使用し得ない
ものを×で表示した。試験結果を表１，２及び３，４に
示す。また、磁性膜の線熱膨張係数αfと基体の線熱膨
張係数αsの比（αf／αs）と、初透磁率と保磁力の関
係を示したグラフをそれぞれ図１０，１１に示す。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】
【表４】
【００５２】表１，２，３，４から、本実施例に相当す
る磁性膜と基体であれば、高い透磁率と低い保磁力を兼
ね備えており、しかも耐食性も充分である。しかしなが
ら、飽和磁歪定数が０未満の合金を用いた比較例のＮ
ｏ.１にあっては、透磁率が小さく、保磁力が非常に大
きくなってしまい、しかも耐食性が悪く、磁気ヘッドに
適さない。また、磁性膜の線熱膨張係数αfと基体の線
熱膨張係数αsの比（αf／αs）が０.８７と１より小さ
く、かつ飽和磁歪定数が３.３と大きい比較例のＮｏ.２
では、透磁率が非常に小さく、保磁力は非常に大きくな
ってしまっている。同様に、（αf／αs）が０.９８と
小さく、かつ飽和磁歪定数が３.３と大きい比較例のＮ
ｏ.３にあっては、Ｎｏ.２よりは良いものの、透磁率が
小さく、保磁力は大きくなってしまっている。また、
（αf／αs）が１.４と大きい比較例のＮｏ.４にあって
は、保磁力は小さいものの、透磁率も小さくなってしま
っている。
る磁性膜と基体であれば、高い透磁率と低い保磁力を兼
ね備えており、しかも耐食性も充分である。しかしなが
ら、飽和磁歪定数が０未満の合金を用いた比較例のＮ
ｏ.１にあっては、透磁率が小さく、保磁力が非常に大
きくなってしまい、しかも耐食性が悪く、磁気ヘッドに
適さない。また、磁性膜の線熱膨張係数αfと基体の線
熱膨張係数αsの比（αf／αs）が０.８７と１より小さ
く、かつ飽和磁歪定数が３.３と大きい比較例のＮｏ.２
では、透磁率が非常に小さく、保磁力は非常に大きくな
ってしまっている。同様に、（αf／αs）が０.９８と
小さく、かつ飽和磁歪定数が３.３と大きい比較例のＮ
ｏ.３にあっては、Ｎｏ.２よりは良いものの、透磁率が
小さく、保磁力は大きくなってしまっている。また、
（αf／αs）が１.４と大きい比較例のＮｏ.４にあって
は、保磁力は小さいものの、透磁率も小さくなってしま
っている。
【００５３】また、図１０から、（αf／αs）が１以上
１.３以下であれば、初透磁率が１０００以上と大きく
できることがわかる。さらに、図１１から、（αf／α
s）が１以上であれば、保磁力が０.５Ｏｅ以下と小さく
できることがわかる。したがって、αf／αsが１以上
１.３以下であれば、高い透磁率と低い保磁力を保て
る。
１.３以下であれば、初透磁率が１０００以上と大きく
できることがわかる。さらに、図１１から、（αf／α
s）が１以上であれば、保磁力が０.５Ｏｅ以下と小さく
できることがわかる。したがって、αf／αsが１以上
１.３以下であれば、高い透磁率と低い保磁力を保て
る。
【００５４】さらに、本実施例の軟磁性合金と本実施例
に該当しない合金において、基体で挾持する前と挾持し
た後での透磁率と保磁力の変化を測定した。測定結果を
表５，６に示す。また、試料Ｎｏ．１９の軟磁性合金を
磁性膜に使用したものにおいて、基体中に挟みこむ前の
磁化曲線と挟みこんだ後の磁化曲線を図１２に示す。
に該当しない合金において、基体で挾持する前と挾持し
た後での透磁率と保磁力の変化を測定した。測定結果を
表５，６に示す。また、試料Ｎｏ．１９の軟磁性合金を
磁性膜に使用したものにおいて、基体中に挟みこむ前の
磁化曲線と挟みこんだ後の磁化曲線を図１２に示す。
【００５５】
【表５】
【００５６】
【表６】
【００５７】表５，６から、比較例の磁性膜および基体
であると、基体に挟み込む前であれば、ある程度の高い
透磁率と低い保磁力を有しているが、基体に挟み込んだ
後であると透磁率が大幅に低下し、保磁力が増加してし
まっていることがわかる。一方、本実施例の磁性膜およ
び基体であれば、基体に挟み込む前後において、透磁率
および保磁力は殆ど変化せず、高い透磁率と低い保磁力
を保っている。さらに、図１２からも、本実施例の軟磁
性合金であれば、基体に挟み込む前後で磁化曲線にあま
り変化が見られず、小さい保磁力を保っていることが明
らかである。
であると、基体に挟み込む前であれば、ある程度の高い
透磁率と低い保磁力を有しているが、基体に挟み込んだ
後であると透磁率が大幅に低下し、保磁力が増加してし
まっていることがわかる。一方、本実施例の磁性膜およ
び基体であれば、基体に挟み込む前後において、透磁率
および保磁力は殆ど変化せず、高い透磁率と低い保磁力
を保っている。さらに、図１２からも、本実施例の軟磁
性合金であれば、基体に挟み込む前後で磁化曲線にあま
り変化が見られず、小さい保磁力を保っていることが明
らかである。
【００５８】図１で示したハードディスク用磁気ヘッド
において、本実施例に相当する磁性膜と基体で構成した
磁気ヘッドと、これに該当しない磁気ヘッドでの孤立波
出力を測定した。尚、試験に供した磁気ヘッドは、トラ
ック幅が５.５μm、ギャップ深さが２μmのものとし、
測定に供したハードディスクの保磁力Ｈｃは１６００Ｏ
ｅ、周速は８.８４ｍ／ｓ、磁気ヘッドの浮上量を８０n
mにして測定した。結果を表７，８に示す。
において、本実施例に相当する磁性膜と基体で構成した
磁気ヘッドと、これに該当しない磁気ヘッドでの孤立波
出力を測定した。尚、試験に供した磁気ヘッドは、トラ
ック幅が５.５μm、ギャップ深さが２μmのものとし、
測定に供したハードディスクの保磁力Ｈｃは１６００Ｏ
ｅ、周速は８.８４ｍ／ｓ、磁気ヘッドの浮上量を８０n
mにして測定した。結果を表７，８に示す。
【００５９】
【表７】
【００６０】
【表８】
【００６１】表７，８から、本実施例の磁気ヘッド（Ｎ
ｏ．１９）であれば、充分に高い孤立波出力が得られて
いることがわかる。一方、磁性膜の線熱膨張係数が１２
０×１０-7／℃、飽和磁歪定数が−３.１×１０-6の比
較例の磁気ヘッド（Ｎｏ．１）、および磁性膜の線熱膨
張係数が１１７×１０-7／℃、飽和磁歪定数が＋３.３
×１０-6、αf／αsが０.９８の比較例の磁気ヘッド
（Ｎｏ．３’）であってはどちらも孤立波出力が小さい
ものである。
ｏ．１９）であれば、充分に高い孤立波出力が得られて
いることがわかる。一方、磁性膜の線熱膨張係数が１２
０×１０-7／℃、飽和磁歪定数が−３.１×１０-6の比
較例の磁気ヘッド（Ｎｏ．１）、および磁性膜の線熱膨
張係数が１１７×１０-7／℃、飽和磁歪定数が＋３.３
×１０-6、αf／αsが０.９８の比較例の磁気ヘッド
（Ｎｏ．３’）であってはどちらも孤立波出力が小さい
ものである。
【００６２】本実施例に相当する磁性膜と基体を用い
て、図７に示したＶＴＲ用の映像磁気ヘッドを製造し、
自己録再出力の周波数特性を測定した。ここでの自己録
再出力は、インダクタンスで規格化した相対値である。
試験に供した磁気ヘッドの磁性膜と基体を表９に示す。
尚、磁気ヘッドのトラック幅は２３μm、ギャップ深さ
は２０μmとし、試験に用いた磁気テープは保磁力が１
５００Ｏｅのものとし、磁気ヘッドと磁気テープの相対
速度は３.８ｍ／ｓとした。また比較例として、αfが１
１５×１０-7と小さく、αf／αsが０.９８と小さく、
磁性膜の飽和磁歪定数が＋３.２×１０-6と大きい磁気
ヘッドも同様に試験した。
て、図７に示したＶＴＲ用の映像磁気ヘッドを製造し、
自己録再出力の周波数特性を測定した。ここでの自己録
再出力は、インダクタンスで規格化した相対値である。
試験に供した磁気ヘッドの磁性膜と基体を表９に示す。
尚、磁気ヘッドのトラック幅は２３μm、ギャップ深さ
は２０μmとし、試験に用いた磁気テープは保磁力が１
５００Ｏｅのものとし、磁気ヘッドと磁気テープの相対
速度は３.８ｍ／ｓとした。また比較例として、αfが１
１５×１０-7と小さく、αf／αsが０.９８と小さく、
磁性膜の飽和磁歪定数が＋３.２×１０-6と大きい磁気
ヘッドも同様に試験した。
【００６３】
【表９】
【００６４】試験結果を図１３に示す。図１３から、全
周波数領域において、αf／αsが１.１９であるＮｏ．
１９’の本実施例の磁気ヘッドが、αf／αsが０.９８
のＮｏ．５の磁気ヘッドよりも２〜３ｄＢほど自己録再
出力が大きいことがわかる。
周波数領域において、αf／αsが１.１９であるＮｏ．
１９’の本実施例の磁気ヘッドが、αf／αsが０.９８
のＮｏ．５の磁気ヘッドよりも２〜３ｄＢほど自己録再
出力が大きいことがわかる。
【００６５】次に、比抵抗と耐熱性に関して、熱処理を
施した合金の周波数による透磁率の変化を測定した。試
験に供した合金は、比抵抗が１２８μΩcmのFe79.1Si
10.8Hf3.9C6.2と、比抵抗が３０μΩcmのFe79.6Hf7.2C
13.2の軟磁性合金膜とした。試験は、それぞれの０.５
ＭＨｚでの透磁率μを基準として周波数による変化を測
定したものである。測定結果を図１４に示す。尚、０.
５ＭＨｚでの透磁率は、Ｆｅ79.1Ｓｉ10.8Ｈｆ3.9Ｃ6.2
合金膜は３９００、Ｆｅ79.6Ｈｆ7.2Ｃ13.2合金膜は１
２１０であった。
施した合金の周波数による透磁率の変化を測定した。試
験に供した合金は、比抵抗が１２８μΩcmのFe79.1Si
10.8Hf3.9C6.2と、比抵抗が３０μΩcmのFe79.6Hf7.2C
13.2の軟磁性合金膜とした。試験は、それぞれの０.５
ＭＨｚでの透磁率μを基準として周波数による変化を測
定したものである。測定結果を図１４に示す。尚、０.
５ＭＨｚでの透磁率は、Ｆｅ79.1Ｓｉ10.8Ｈｆ3.9Ｃ6.2
合金膜は３９００、Ｆｅ79.6Ｈｆ7.2Ｃ13.2合金膜は１
２１０であった。
【００６６】通常、微結晶からなる軟磁性合金に熱処理
を施すと、高周波領域での透磁率が特に低下する傾向が
あるが、図１４から、比抵抗が１２８μΩcmの本実施例
の軟磁性合金であれば、比抵抗が３０μΩcmの比較例の
合金に比して、高周波領域での透磁率の低下が少ないこ
とが明らかである。従って、上記本実施例の軟磁性合金
膜であれば、耐熱性が高く、７００℃を超える温度での
熱処理を施しても、軟磁気特性が劣化しにくいことがわ
かる。
を施すと、高周波領域での透磁率が特に低下する傾向が
あるが、図１４から、比抵抗が１２８μΩcmの本実施例
の軟磁性合金であれば、比抵抗が３０μΩcmの比較例の
合金に比して、高周波領域での透磁率の低下が少ないこ
とが明らかである。従って、上記本実施例の軟磁性合金
膜であれば、耐熱性が高く、７００℃を超える温度での
熱処理を施しても、軟磁気特性が劣化しにくいことがわ
かる。
【００６７】さらに、上記試料Ｎｏ.１４の軟磁性合金
とＮｏ.１９の軟磁性合金、および比較例の試料Ｎｏ.１
の合金を７２０℃で２０分間保持する熱処理を施した後
の透磁率と保磁力を測定した。尚、各軟磁性合金を成膜
する基板には、できるだけ基板の影響を小さくするため
に、αf≒αsになるようにそれぞれの基板を選択した上
で試験を行なった。試験結果を表１０に示す。
とＮｏ.１９の軟磁性合金、および比較例の試料Ｎｏ.１
の合金を７２０℃で２０分間保持する熱処理を施した後
の透磁率と保磁力を測定した。尚、各軟磁性合金を成膜
する基板には、できるだけ基板の影響を小さくするため
に、αf≒αsになるようにそれぞれの基板を選択した上
で試験を行なった。試験結果を表１０に示す。
【００６８】
【表１０】
【００６９】表１０から、本実施例の軟磁性合金（Ｎ
ｏ．１４’，１９’）であれば、７２０℃の非常に高い
温度での熱処理を施しても、充分に高い透磁率と低い保
磁力の磁気特性を示している。しかしながら、比較例の
合金（１’）では、透磁率が低下し、保磁力が大きくな
ってしまっている。したがって、本実施例の軟磁性合金
膜を使用すれば、より高い温度での熱処理に耐えること
ができ、ラミネートガラスに、より高い融点を有する高
融点ガラスを使用することができる。たとえば、融点が
約７００℃以上のホウケイ酸ガラスなどを用いることが
できる。
ｏ．１４’，１９’）であれば、７２０℃の非常に高い
温度での熱処理を施しても、充分に高い透磁率と低い保
磁力の磁気特性を示している。しかしながら、比較例の
合金（１’）では、透磁率が低下し、保磁力が大きくな
ってしまっている。したがって、本実施例の軟磁性合金
膜を使用すれば、より高い温度での熱処理に耐えること
ができ、ラミネートガラスに、より高い融点を有する高
融点ガラスを使用することができる。たとえば、融点が
約７００℃以上のホウケイ酸ガラスなどを用いることが
できる。
【００７０】高い融点を有するホウケイ酸ガラスと、従
来の結晶化ガラス及び鉛ガラスをラミネートガラスに用
いて、磁気ヘッドを製造し、その良品率を調べた。尚、
ギャップボンディングでの処理温度は５５０℃とした。
結果を表１１に示す。
来の結晶化ガラス及び鉛ガラスをラミネートガラスに用
いて、磁気ヘッドを製造し、その良品率を調べた。尚、
ギャップボンディングでの処理温度は５５０℃とした。
結果を表１１に示す。
【００７１】
【表１１】
【００７２】表１１の結果から、従来の結晶化ガラスや
鉛ガラスをラミネートガラスに用いた磁気ヘッドでは、
ラミネートガラスの軟化点とギャップボンディング温度
の差が小さいので、ギャップボンディング時にラミネー
トガラスが軟化し、磁気コアにずれが生じて不良が大量
に発生し良品率を高めることができず、製造信頼性が低
い。しかしながら、本実施例のラミネートガラスにホウ
ケイ酸ガラスを用いたものでは、ラミネートガラスの軟
化点とギャップボンディング温度の差が大きいので、ギ
ャップボンディング時にラミネートガラスの軟化は起こ
りにくく、良品率を格段に高めることができ、製造信頼
性を向上することができる。
鉛ガラスをラミネートガラスに用いた磁気ヘッドでは、
ラミネートガラスの軟化点とギャップボンディング温度
の差が小さいので、ギャップボンディング時にラミネー
トガラスが軟化し、磁気コアにずれが生じて不良が大量
に発生し良品率を高めることができず、製造信頼性が低
い。しかしながら、本実施例のラミネートガラスにホウ
ケイ酸ガラスを用いたものでは、ラミネートガラスの軟
化点とギャップボンディング温度の差が大きいので、ギ
ャップボンディング時にラミネートガラスの軟化は起こ
りにくく、良品率を格段に高めることができ、製造信頼
性を向上することができる。
【００７３】
【発明の効果】請求項１記載の磁気ヘッドは、基体に磁
性膜が成膜された部材から構成される磁気ヘッドにおい
て、磁気コアの磁性膜の線熱膨張係数と飽和磁歪定数と
結晶粒の平均粒径と、磁性膜の下地となる基体、あるい
は磁性膜を挾持する基体の線熱膨張係数を特定化するこ
とで、磁気ヘッドの製造過程で発生する歪を抑え、高い
透磁率と低い保磁力を有する磁気コアを備えた磁気ヘッ
ドを得るものである。
性膜が成膜された部材から構成される磁気ヘッドにおい
て、磁気コアの磁性膜の線熱膨張係数と飽和磁歪定数と
結晶粒の平均粒径と、磁性膜の下地となる基体、あるい
は磁性膜を挾持する基体の線熱膨張係数を特定化するこ
とで、磁気ヘッドの製造過程で発生する歪を抑え、高い
透磁率と低い保磁力を有する磁気コアを備えた磁気ヘッ
ドを得るものである。
【００７４】特に、請求項２に記載されているように、
さらに磁性膜と基体の線熱膨張係数の比を１以上１.３
以下にすることで、より歪を抑え、高い透磁率と低い保
磁力を得ることができる。
さらに磁性膜と基体の線熱膨張係数の比を１以上１.３
以下にすることで、より歪を抑え、高い透磁率と低い保
磁力を得ることができる。
【００７５】また、請求項３，４に記載されている磁気
ヘッドでは、さらに上記磁性膜として、非常に耐熱性に
優れた軟磁性合金を磁性膜に使用することにより、ラミ
ネートガラスに従来使用し得なかった高融点ガラスを用
いることができる。したがって、ラミネートガラスの融
点と、ギャップガラスの融点の温度差を大きくすること
ができ、ギャップボンディング工程でのラミネートガラ
スの軟化を防ぐことができる。よって、請求項３，４の
磁気ヘッドでは、請求項１又は２の磁気ヘッドの効果に
加えて、磁気コアのずれの発生を防ぐことができ、磁気
ヘッドの製造信頼性が向上する。
ヘッドでは、さらに上記磁性膜として、非常に耐熱性に
優れた軟磁性合金を磁性膜に使用することにより、ラミ
ネートガラスに従来使用し得なかった高融点ガラスを用
いることができる。したがって、ラミネートガラスの融
点と、ギャップガラスの融点の温度差を大きくすること
ができ、ギャップボンディング工程でのラミネートガラ
スの軟化を防ぐことができる。よって、請求項３，４の
磁気ヘッドでは、請求項１又は２の磁気ヘッドの効果に
加えて、磁気コアのずれの発生を防ぐことができ、磁気
ヘッドの製造信頼性が向上する。
【００７６】さらに、請求項５，６に記載されている磁
気ヘッドは、請求項１〜４に記載されている要件を満た
すもので、この本発明の磁気コアは、高い耐食性を有し
ながらも、高い透磁率と低い保磁力などの優れた軟磁気
特性を有するもので、磁気ヘッドの狭トラック幅化を促
進し、記録密度を向上させることができると共に、製造
時の不良率が低く製造信頼性の高いものである。
気ヘッドは、請求項１〜４に記載されている要件を満た
すもので、この本発明の磁気コアは、高い耐食性を有し
ながらも、高い透磁率と低い保磁力などの優れた軟磁気
特性を有するもので、磁気ヘッドの狭トラック幅化を促
進し、記録密度を向上させることができると共に、製造
時の不良率が低く製造信頼性の高いものである。
【図１】ハードディスク装置用磁気ヘッドの斜視図であ
る。
る。
【図２】図１のＡ部の拡大図である。
【図３】磁気ヘッドの製造過程を示す工程図で、図３
（ａ）はブロック状基体を接合する前を示し、図３
（ｂ）は接合後を示すものである。
（ａ）はブロック状基体を接合する前を示し、図３
（ｂ）は接合後を示すものである。
【図４】磁気ギャップ周部の拡大図である。
【図５】従来例の軟磁性合金において、基体による挾持
前後での磁化曲線を示すグラフである。
前後での磁化曲線を示すグラフである。
【図６】従来例の軟磁性合金において、基体による挾持
前後での磁化曲線を示すグラフである。
前後での磁化曲線を示すグラフである。
【図７】ＶＴＲ用の映像磁気ヘッドの斜視図である。
【図８】本実施例の軟磁性合金の熱処理後のＸ線回折パ
ターンである。
ターンである。
【図９】本実施例の軟磁性合金の熱処理前のＸ線回折パ
ターンである。
ターンである。
【図１０】αf／αsと初透磁率の関係を示すグラフであ
る。
る。
【図１１】αf／αsと保磁力の関係を示すグラフであ
る。
る。
【図１２】本実施例の軟磁性合金において、基体による
挾持前後での磁化曲線を示すグラフである。
挾持前後での磁化曲線を示すグラフである。
【図１３】磁気ヘッドの自己録再出力の周波数依存を示
すグラフである。
すグラフである。
【図１４】軟磁性合金の、周波数と、０.５ＭＨｚの透
磁率で規格化した初透磁率の関係を示すグラフである。
磁率で規格化した初透磁率の関係を示すグラフである。
１０ 磁気ヘッド ２０ 磁気コア ２１ 溶着ガラス ２２ 磁気ギャップ ２４ ラミネートガラス ２６ 基体 ２８ 基体 ３０ 磁気ギャップ ３２ 磁性膜 ３６ 磁気ヘッド ４２ 磁気ギャップ ４８ トラック幅規制溝
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−50006（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−89607（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) G11B 5/127 - 5/255
Claims (6)
- 【請求項１】 基体上に磁性膜が成膜された部材から構
成された磁気ヘッドにおいて、 前記磁性膜が、室温から６００℃の平均線熱膨張係数
（αf）が１２５×１０-7〜１５０×１０-7／℃、飽和
磁歪定数が０〜＋３×１０-6、結晶粒の平均粒径が３０
nm以下の軟磁性合金であり、 前記基体の磁気コアに隣接する部分の室温から６００℃
の平均線熱膨張係数（αs）が、１１５×１０-7〜１４
５×１０-7／℃であって、かつ、前記αfと前記αsと関
係がαf／αs≧１であることを特徴とする磁気ヘッド。 - 【請求項２】 前記αfと前記αsが次式を満たすことを
特徴とする請求項１記載の磁気ヘッド。 １≦αf／αs≦１.３ - 【請求項３】 基体上に磁性膜が成膜された部材から構
成された磁気ヘッドにおいて、 前記磁性膜が、６８０℃以上での熱処理後における結晶
粒の平均粒径が３０nm以下の軟磁性合金であり、 前記磁気コアと基体の間の少なくとも一部分に、融点が
６８０℃以上の高融点ガラスが介在し、 前記磁気ギャップ部を接合するために磁気ギャップ部あ
るいは巻線穴部あるいはトラック幅規制溝に充填されて
いる非磁性体が、融点が６８０℃未満のガラスであるこ
とを特徴とする請求項１又は２に記載の磁気ヘッド。 - 【請求項４】 前記磁性膜が、比抵抗が１２０μΩcm以
上の軟磁性合金であることを特徴とする請求項１〜３の
いずれかに記載の磁気ヘッド。 - 【請求項５】 前記磁性膜が、次式で示される組成から
なり、かつ下記金属群Ｍの炭化物あるいは窒化物の結晶
を含有する軟磁性合金であることを特徴とする請求項１
〜４のいずれかに記載の磁気ヘッド。 Ｆｅ-Ｘa-Ｍb-Ｚc-Ｔｄ 但し、ＸはＳｉ，Ａｌのいずれか又は両方、ＭはＺｒ、
Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａよりなる金属群から選択された少なく
とも１種の金属、ＺはＣ、Ｎのいずれか又は両方、Ｔは
Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、
Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕよりなる群から選択された少な
くとも１種の金属を表し、 ０．５≦ａ≦２５ （原子％）、１≦ｂ≦１０ （原子
％）、０.５≦ｃ≦１５ （原子％）、０≦ｄ≦１０
（原子％）、残部はＦｅである。 - 【請求項６】 前記磁性膜が、次式で示される組成から
なり、かつ下記金属群Ｍの炭化物あるいは窒化物の結晶
を含有する軟磁性合金であることを特徴とする請求項１
〜４のいずれかに記載の磁気ヘッド。 Ｆｅ-Ｓｉe-Ａｌf-Ｍb-Ｚc-Ｔd 但し、ＭはＺｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａよりなる金属群から
選択された少なくとも１種の金属、ＺはＣ、Ｎのいずれ
か又は両方、ＴはＣｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒｅ、Ｒ
ｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕよりなる群か
ら選択された少なくとも１種の金属を表し、８≦ｅ≦１
５ （原子％）、０.５≦ｆ≦１０ （原子％）、１≦
ｂ≦１０ （原子％）、０.５≦ｃ≦１５ （原子
％）、０≦ｄ≦１０ （原子％）、残部はＦｅである。
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| US6288981B1 (en) * | 2000-07-18 | 2001-09-11 | Hitachi, Ltd. | Magneto-optical recording device using magneto-resistive head |
| KR100878520B1 (ko) | 2002-03-30 | 2009-01-13 | 삼성전자주식회사 | 고밀도 기록용 하이브리드 기록 및 재생 헤드 |
| PL219493B1 (pl) * | 2002-10-11 | 2015-05-29 | Baxter International | Zastosowanie kompozycji zawierającej fluorowcowany lotny środek znieczulający oraz kompozycja zawierająca fluorowcowany lotny związek znieczulający do zastosowania w leczeniu pacjenta |
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- 2000-03-10 CN CN00103453A patent/CN1332445A/zh active Pending
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