JP3127075B2 - 軟磁性合金膜と磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法 - Google Patents
軟磁性合金膜と磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法Info
- Publication number
- JP3127075B2 JP3127075B2 JP06037378A JP3737894A JP3127075B2 JP 3127075 B2 JP3127075 B2 JP 3127075B2 JP 06037378 A JP06037378 A JP 06037378A JP 3737894 A JP3737894 A JP 3737894A JP 3127075 B2 JP3127075 B2 JP 3127075B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- soft magnetic
- alloy film
- magnetic alloy
- thermal expansion
- coefficient
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
- H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
- H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
- H01F10/13—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F10/131—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals containing iron or nickel
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、軟磁気特性に優れ、熱
膨張係数の小さい軟磁性合金膜とその軟磁性合金膜を用
いた磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整
方法に関するものである。
膨張係数の小さい軟磁性合金膜とその軟磁性合金膜を用
いた磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、磁気記録分野においては、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とも
に、この記録媒体に対応できる高性能の磁気ヘッドが開
発されている。磁気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、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（ＭＩＧ型）の磁
気ヘッドが実用化されている。
度をより高めるために記録媒体の保磁力を高めるととも
に、この記録媒体に対応できる高性能の磁気ヘッドが開
発されている。磁気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、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（ＭＩＧ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。積層型磁気ヘッドは、軟磁性合金膜
を基体上にスパッタや蒸着法などの成膜法により形成
し、その軟磁性合金膜上に再び基体を接着して磁気コア
を基体で挟み込むように構成したもので、成膜した軟磁
性合金膜の厚さがそのままトラック幅となる。従って、
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μｍの軟磁性合金膜となるた
め、渦電流損失を軽減することができ、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。
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。積層型磁気ヘッドは、軟磁性合金膜
を基体上にスパッタや蒸着法などの成膜法により形成
し、その軟磁性合金膜上に再び基体を接着して磁気コア
を基体で挟み込むように構成したもので、成膜した軟磁
性合金膜の厚さがそのままトラック幅となる。従って、
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μｍの軟磁性合金膜となるた
め、渦電流損失を軽減することができ、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。
【０００４】ところで本発明者らは、前記ＭＩＧ型の磁
気ヘッドあるいは積層型の磁気ヘッドに好適な軟軟磁性
合金膜として、Ｆｅ Ｓｉa Ａｌb Ｍd Ｚe Ｔfなる組成
の軟磁性合金膜を開発し、先に特許出願を行っている。
なお、前記組成式においてＭは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の
元素を示し、Ｚは、Ｃ、Ｎから選択された１種または２
種の元素を示し、Ｔは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒ
ｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕの１種
または２種以上を示し、組成比ａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆは、
８≦ａ≦１５、０.５≦ｂ≦１０、１≦ｄ≦１０、０.５
≦ｅ≦１５、０≦ｆ≦１０なる関係を満足する。この組
成系の軟磁性合金膜において、スパッタなどの成膜法に
より形成し、更に熱処理を施して数ｎｍ〜数１０ｎｍオ
ーダーのＦｅの微細結晶粒を析出させたものは、高い飽
和磁束密度と優れた透磁率を示し、保磁力も低いので、
優れた軟磁気特性を有し、磁気ヘッド用として極めて優
れている。
気ヘッドあるいは積層型の磁気ヘッドに好適な軟軟磁性
合金膜として、Ｆｅ Ｓｉa Ａｌb Ｍd Ｚe Ｔfなる組成
の軟磁性合金膜を開発し、先に特許出願を行っている。
なお、前記組成式においてＭは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の
元素を示し、Ｚは、Ｃ、Ｎから選択された１種または２
種の元素を示し、Ｔは、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｒ
ｅ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕの１種
または２種以上を示し、組成比ａ、ｂ、ｄ、ｅ、ｆは、
８≦ａ≦１５、０.５≦ｂ≦１０、１≦ｄ≦１０、０.５
≦ｅ≦１５、０≦ｆ≦１０なる関係を満足する。この組
成系の軟磁性合金膜において、スパッタなどの成膜法に
より形成し、更に熱処理を施して数ｎｍ〜数１０ｎｍオ
ーダーのＦｅの微細結晶粒を析出させたものは、高い飽
和磁束密度と優れた透磁率を示し、保磁力も低いので、
優れた軟磁気特性を有し、磁気ヘッド用として極めて優
れている。
【０００５】また、最近の本発明者らの研究により、こ
の軟磁性合金膜の組織は、Ｆｅの微細結晶粒とこの微細
結晶粒の粒界に析出されたＦｅ以外の元素の炭化物また
は窒化物を主体とする組織であることが判明している。
更に最近の研究により、前記軟磁性合金膜において、軟
磁気特性を向上させるためには、粒界に存在する炭化
物、窒化物などの非磁性粒子を少なくすれば良いことも
判明しており、前記組成の軟磁性合金膜において、元素
Ｍ（周期律表第ＩＶＡ族、ＶＡ族、ＶＩＡ族元素）の炭
化物の濃度を極力少なくした膜、例えばＦｅ-Ｓｉ-Ｈｆ
-Ｃ系、Ｆｅ-Ｓｉ-Ａｌ-Ｗ-Ｃ系などの膜において、元
素ＭやＣを約４原子％以下とした膜では、元素ＭやＣを
１０原子％以上含む組成系の膜よりも優れた軟磁気特性
が得られることも判明している。
の軟磁性合金膜の組織は、Ｆｅの微細結晶粒とこの微細
結晶粒の粒界に析出されたＦｅ以外の元素の炭化物また
は窒化物を主体とする組織であることが判明している。
更に最近の研究により、前記軟磁性合金膜において、軟
磁気特性を向上させるためには、粒界に存在する炭化
物、窒化物などの非磁性粒子を少なくすれば良いことも
判明しており、前記組成の軟磁性合金膜において、元素
Ｍ（周期律表第ＩＶＡ族、ＶＡ族、ＶＩＡ族元素）の炭
化物の濃度を極力少なくした膜、例えばＦｅ-Ｓｉ-Ｈｆ
-Ｃ系、Ｆｅ-Ｓｉ-Ａｌ-Ｗ-Ｃ系などの膜において、元
素ＭやＣを約４原子％以下とした膜では、元素ＭやＣを
１０原子％以上含む組成系の膜よりも優れた軟磁気特性
が得られることも判明している。
【０００６】このように粒界の非磁性粒子が少なくなる
と軟磁気特性が向上する理由は、磁性を担うＦｅの微細
結晶粒どうしが磁気的に結合する際に、粒界に存在する
非磁性粒子がこの磁気的結合を分断すると思われるの
で、この粒界に存在する非磁性粒子を少なくすることで
Ｆｅの微細結晶粒同士の磁気的結合性が向上し、この結
果、軟磁気特性が向上するものと推定している。
と軟磁気特性が向上する理由は、磁性を担うＦｅの微細
結晶粒どうしが磁気的に結合する際に、粒界に存在する
非磁性粒子がこの磁気的結合を分断すると思われるの
で、この粒界に存在する非磁性粒子を少なくすることで
Ｆｅの微細結晶粒同士の磁気的結合性が向上し、この結
果、軟磁気特性が向上するものと推定している。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】ところで、前記の如く
元素ＭやＣなどを少なくした軟磁性合金膜においては、
膜自体の軟磁気特性は優れるものの、平均熱膨張係数
（線膨張係数α）の比較的小さな炭化物（α＝６０〜７
０×１０-7／度）の量が少なくなるために、全体の熱膨
張係数が高くなる問題がある。例えば、元素ＭおよびＣ
を各々約４原子％以下に抑えた膜では、α≧１４０×１
０-7を示す。このように軟磁性合金膜の熱膨張係数が高
くなると、積層型の磁気ヘッドやＭＩＧ型の磁気ヘッド
の場合、基体となるフェライト製やセラミックス製の磁
気コアとの熱膨張差が大きくなり、成膜処理時あるいは
熱処理時に熱応力がかかり易く、この熱応力により軟磁
性合金膜の軟磁気特性が劣化してしまう問題がある。
元素ＭやＣなどを少なくした軟磁性合金膜においては、
膜自体の軟磁気特性は優れるものの、平均熱膨張係数
（線膨張係数α）の比較的小さな炭化物（α＝６０〜７
０×１０-7／度）の量が少なくなるために、全体の熱膨
張係数が高くなる問題がある。例えば、元素ＭおよびＣ
を各々約４原子％以下に抑えた膜では、α≧１４０×１
０-7を示す。このように軟磁性合金膜の熱膨張係数が高
くなると、積層型の磁気ヘッドやＭＩＧ型の磁気ヘッド
の場合、基体となるフェライト製やセラミックス製の磁
気コアとの熱膨張差が大きくなり、成膜処理時あるいは
熱処理時に熱応力がかかり易く、この熱応力により軟磁
性合金膜の軟磁気特性が劣化してしまう問題がある。
【０００８】ところで、コンピュータのハードディスク
用の磁気ヘッド、オーディオ用磁気ヘッド、あるいは、
ビデオカメラ用の磁気ヘッドを製造するには、通常、ブ
ロック状の基体に軟磁性合金膜と非磁性層と溶着用ガラ
ス層を成膜し、他の基体と貼り合わせ、加熱圧着して両
者をガラス溶着し、接合した一対の基体を接合面と直角
方向に切り出し、研磨加工を施すことにより一対の基体
から多数の磁気ヘッドを製造することが行われている。
なお、このような製造方法を実施する場合、目的とする
磁気ヘッドの構造に合わせ、基体として、フェライト基
体などの磁性体の基体を用いる場合もあればセラミック
製の非磁性の基体を用いることもあり、また、軟磁性合
金膜の構造に合わせて、複数種類の軟磁性合金膜、中間
層、絶縁層などを必要に応じて積層する場合がある。
用の磁気ヘッド、オーディオ用磁気ヘッド、あるいは、
ビデオカメラ用の磁気ヘッドを製造するには、通常、ブ
ロック状の基体に軟磁性合金膜と非磁性層と溶着用ガラ
ス層を成膜し、他の基体と貼り合わせ、加熱圧着して両
者をガラス溶着し、接合した一対の基体を接合面と直角
方向に切り出し、研磨加工を施すことにより一対の基体
から多数の磁気ヘッドを製造することが行われている。
なお、このような製造方法を実施する場合、目的とする
磁気ヘッドの構造に合わせ、基体として、フェライト基
体などの磁性体の基体を用いる場合もあればセラミック
製の非磁性の基体を用いることもあり、また、軟磁性合
金膜の構造に合わせて、複数種類の軟磁性合金膜、中間
層、絶縁層などを必要に応じて積層する場合がある。
【０００９】従ってこの種の磁気ヘッドを製造する場合
は、ガラス溶着工程において必ず高温（例えば６００〜
７００℃程度）に加熱され、その後室温まで冷却される
処理がなされることになる。この場合、磁気ヘッドの基
体には、Ｍｎ-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、軟磁性合金膜にはセンダストやアモルファス合金ま
たは微細結晶合金などが多用されているが、これら基体
と軟磁性合金膜の材料の熱膨張係数が前述のように異な
ることから、冷却時に熱応力がかかり易く、歪が生じや
すい。概して、基体の材料の方が軟磁性合金膜を構成す
る材料よりも熱膨張係数が小さいことが多く、基体より
も軟磁性合金膜が大きく収縮し、軟磁性合金膜に歪が生
じることになる。
は、ガラス溶着工程において必ず高温（例えば６００〜
７００℃程度）に加熱され、その後室温まで冷却される
処理がなされることになる。この場合、磁気ヘッドの基
体には、Ｍｎ-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、軟磁性合金膜にはセンダストやアモルファス合金ま
たは微細結晶合金などが多用されているが、これら基体
と軟磁性合金膜の材料の熱膨張係数が前述のように異な
ることから、冷却時に熱応力がかかり易く、歪が生じや
すい。概して、基体の材料の方が軟磁性合金膜を構成す
る材料よりも熱膨張係数が小さいことが多く、基体より
も軟磁性合金膜が大きく収縮し、軟磁性合金膜に歪が生
じることになる。
【００１０】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。また、このような特性の
劣化は、ＭＩＧ型の磁気ヘッドのように軟磁性合金膜を
基体で挾持しない場合でもセラミックなどの基体上に軟
磁性合金膜を成膜している限り当然発生する傾向にあ
る。しかも、この歪による影響は、ガラス接合界面のみ
ならず、軟磁性合金膜が成膜されている基体との界面に
も生ずる。このため、この熱歪の問題は、積層型磁気ヘ
ッドに限らずＭＩＧ型の磁気ヘッドや薄膜磁気ヘッド等
においても重要な問題となっている。
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。また、このような特性の
劣化は、ＭＩＧ型の磁気ヘッドのように軟磁性合金膜を
基体で挾持しない場合でもセラミックなどの基体上に軟
磁性合金膜を成膜している限り当然発生する傾向にあ
る。しかも、この歪による影響は、ガラス接合界面のみ
ならず、軟磁性合金膜が成膜されている基体との界面に
も生ずる。このため、この熱歪の問題は、積層型磁気ヘ
ッドに限らずＭＩＧ型の磁気ヘッドや薄膜磁気ヘッド等
においても重要な問題となっている。
【００１１】本発明は前記課題を解決するためになされ
たもので、基体上に形成されて磁気ヘッド用などとして
使用される軟磁性合金膜において、基体との熱膨張係数
差を少なくして熱歪が付加されることを防止し、高い飽
和磁束密度と透磁率を有し、保磁力の低い優れた軟磁性
特性を示す軟磁性合金膜を提供すること、および、その
を用いた磁気ヘッドを提供すること、更には、軟磁性合
金膜の熱膨張係数を調整して優れた軟磁気特性の軟磁性
合金膜を提供することを目的とする。
たもので、基体上に形成されて磁気ヘッド用などとして
使用される軟磁性合金膜において、基体との熱膨張係数
差を少なくして熱歪が付加されることを防止し、高い飽
和磁束密度と透磁率を有し、保磁力の低い優れた軟磁性
特性を示す軟磁性合金膜を提供すること、および、その
を用いた磁気ヘッドを提供すること、更には、軟磁性合
金膜の熱膨張係数を調整して優れた軟磁気特性の軟磁性
合金膜を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】請求項１記載の発明は前
記課題を解決するために、Ｆｅを主成分とする体心立方
構造であって、平均結晶粒径が４０ｎｍ以下の微細結晶
と、前記微細結晶の粒界に析出されたＴｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以
上の元素の炭化物または窒化物とを具備してなり、更に
Ｓｉを必須として含有し、前記体心立方構造の微細結晶
に、少なくとも、ＳｉとＡｌのうち１種または２種と、
Ｒｕを固溶してなるものである。
記課題を解決するために、Ｆｅを主成分とする体心立方
構造であって、平均結晶粒径が４０ｎｍ以下の微細結晶
と、前記微細結晶の粒界に析出されたＴｉ、Ｚｒ、Ｈ
ｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以
上の元素の炭化物または窒化物とを具備してなり、更に
Ｓｉを必須として含有し、前記体心立方構造の微細結晶
に、少なくとも、ＳｉとＡｌのうち１種または２種と、
Ｒｕを固溶してなるものである。
【００１３】請求項２記載の発明は前記課題を解決する
ために、請求項１において下記の組成式からなるもので
ある。 Ｆｅ100-a-b-c-d-e Ｓｉa Ａｌb Ｒｕc Ｍd Ｚe 但し、Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗから選択された１種または２種以上の元素、Ｚは
Ｃ、Ｎから選択された１種または２種の元素を表し、組
成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、８≦ａ≦１５、０
≦ｂ≦１０、０.５≦ｃ≦１５、１≦ｄ≦１０、１≦ｅ
≦１０なる関係を満足する。
ために、請求項１において下記の組成式からなるもので
ある。 Ｆｅ100-a-b-c-d-e Ｓｉa Ａｌb Ｒｕc Ｍd Ｚe 但し、Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗから選択された１種または２種以上の元素、Ｚは
Ｃ、Ｎから選択された１種または２種の元素を表し、組
成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、８≦ａ≦１５、０
≦ｂ≦１０、０.５≦ｃ≦１５、１≦ｄ≦１０、１≦ｅ
≦１０なる関係を満足する。
【００１４】請求項３記載の発明は前記課題を解決する
ために、請求項１または２記載のＦｅを主成分とする微
細結晶が、非晶質相を熱処理して生成された非平衡状態
のものであり、平衡状態におけるＦｅの結晶に対するＲ
ｕの固溶限界量よりも多くのＲｕをＦｅの微細結晶内に
固溶してなるものである。
ために、請求項１または２記載のＦｅを主成分とする微
細結晶が、非晶質相を熱処理して生成された非平衡状態
のものであり、平衡状態におけるＦｅの結晶に対するＲ
ｕの固溶限界量よりも多くのＲｕをＦｅの微細結晶内に
固溶してなるものである。
【００１５】請求項４記載の発明は前記課題を解決する
ために、請求項１、２または３において、室温から７０
０℃までの線膨張係数を１１０〜１４０×１０-7／度と
したものである。
ために、請求項１、２または３において、室温から７０
０℃までの線膨張係数を１１０〜１４０×１０-7／度と
したものである。
【００１６】請求項５記載の発明は前記課題を解決する
ために、請求項１、２または３において、室温から７０
０℃までの線膨張係数を１１０〜１３０×１０-7／度と
したものである。
ために、請求項１、２または３において、室温から７０
０℃までの線膨張係数を１１０〜１３０×１０-7／度と
したものである。
【００１７】請求項６記載の発明は前記課題を解決する
ために、請求項１、２、３、４または５記載の軟磁性合
金膜を磁気コアの一部ないしは全部に用いたものであ
る。
ために、請求項１、２、３、４または５記載の軟磁性合
金膜を磁気コアの一部ないしは全部に用いたものであ
る。
【００１８】請求項７記載の発明は前記課題を解決する
ために、Ｒｕを少なくとも固溶してなるＦｅ微細結晶を
主体とし、その粒界にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素の炭化物
または窒化物を析出させてなり、更にＳｉを必須として
含有する軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法であっ
て、成膜された非晶質相を熱処理することによって非平
衡状態のＦｅの微細結晶を析出させ、この際に、平衡状
態でＦｅの結晶に固溶し得るＲｕ量よりも多くのＲｕを
固溶させて熱膨張係数を調整するものである。
ために、Ｒｕを少なくとも固溶してなるＦｅ微細結晶を
主体とし、その粒界にＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素の炭化物
または窒化物を析出させてなり、更にＳｉを必須として
含有する軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法であっ
て、成膜された非晶質相を熱処理することによって非平
衡状態のＦｅの微細結晶を析出させ、この際に、平衡状
態でＦｅの結晶に固溶し得るＲｕ量よりも多くのＲｕを
固溶させて熱膨張係数を調整するものである。
【００１９】請求項８記載の発明は前記課題を解決する
ために、請求項７に記載のＦｅの微細結晶にＳｉとＡｌ
を更に固溶させてなるものである。
ために、請求項７に記載のＦｅの微細結晶にＳｉとＡｌ
を更に固溶させてなるものである。
【００２０】請求項９記載の発明は前記課題を解決する
ために、請求項７または８に記載の軟磁性合金膜として
下記の組成式からなるものを用いるものである。 Ｆｅ100-a-b-c-d-e Ｓｉa Ａｌb Ｒｕc Ｍd Ｚe 但し、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗから選択された少なくとも１種以上の元素、ＺはＣ、
Ｎから選択された少なくとも１種以上の元素を表し、組
成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、８≦ａ≦１５、０
≦ｂ≦１０、０.５≦ｃ≦１５、１≦ｄ≦１０、１≦ｅ
≦１０なる関係を満足する。
ために、請求項７または８に記載の軟磁性合金膜として
下記の組成式からなるものを用いるものである。 Ｆｅ100-a-b-c-d-e Ｓｉa Ａｌb Ｒｕc Ｍd Ｚe 但し、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗから選択された少なくとも１種以上の元素、ＺはＣ、
Ｎから選択された少なくとも１種以上の元素を表し、組
成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、８≦ａ≦１５、０
≦ｂ≦１０、０.５≦ｃ≦１５、１≦ｄ≦１０、１≦ｅ
≦１０なる関係を満足する。
【００２１】
【作用】本発明者等は、先に開発したＦｅ Ｓｉa Ａｌ
b Ｍd Ｚe Ｔfなる組成の軟磁性合金膜について研究を
続けた結果、この軟磁性合金膜の微細組織がＦｅを主成
分とする体心立方（ｂｃｃ）構造の微細結晶と、その粒
界に分散した元素Ｍの炭化物または窒化物などの非磁性
粒子を主体としてなり、前記Ｆｅの微細結晶には、平衡
状態で許容される量よりも多くの元素が固溶しているこ
とを知見した。また、この組成系において、元素Ｍの炭
化物の熱膨張係数と体積分率は決まっいて、いずれも小
さいので、Ｆｅの微細結晶に固溶する元素であって、な
おかつ単体での熱膨張係数が小さい元素の添加が有効で
あると考え、種々の添加元素の添加を検討したところ、
Ｒｕの添加が極めて有効であることを知見した。
b Ｍd Ｚe Ｔfなる組成の軟磁性合金膜について研究を
続けた結果、この軟磁性合金膜の微細組織がＦｅを主成
分とする体心立方（ｂｃｃ）構造の微細結晶と、その粒
界に分散した元素Ｍの炭化物または窒化物などの非磁性
粒子を主体としてなり、前記Ｆｅの微細結晶には、平衡
状態で許容される量よりも多くの元素が固溶しているこ
とを知見した。また、この組成系において、元素Ｍの炭
化物の熱膨張係数と体積分率は決まっいて、いずれも小
さいので、Ｆｅの微細結晶に固溶する元素であって、な
おかつ単体での熱膨張係数が小さい元素の添加が有効で
あると考え、種々の添加元素の添加を検討したところ、
Ｒｕの添加が極めて有効であることを知見した。
【００２２】この組成系において平衡状態でＲｕは数原
子％程度しかＦｅの結晶に固溶できないが、非晶質相か
ら結晶化することにより生成されたＦｅの微細結晶は、
非平衡状態にあり、平衡状態のＦｅの結晶よりも多くの
Ｒｕを固溶できる。これにより軟磁性合金膜に大量のＲ
ｕを含有させることが可能になり、その熱膨張係数の調
整が可能になり、熱膨張係数を小さくすることで磁気ヘ
ッド用とする際の基体との熱膨張係数差が小さくなり、
熱処理時やガラス溶着時の加熱処理に伴う熱応力の影響
が小さくなり、磁気ヘッドに用いた場合の軟磁気特性が
向上する。
子％程度しかＦｅの結晶に固溶できないが、非晶質相か
ら結晶化することにより生成されたＦｅの微細結晶は、
非平衡状態にあり、平衡状態のＦｅの結晶よりも多くの
Ｒｕを固溶できる。これにより軟磁性合金膜に大量のＲ
ｕを含有させることが可能になり、その熱膨張係数の調
整が可能になり、熱膨張係数を小さくすることで磁気ヘ
ッド用とする際の基体との熱膨張係数差が小さくなり、
熱処理時やガラス溶着時の加熱処理に伴う熱応力の影響
が小さくなり、磁気ヘッドに用いた場合の軟磁気特性が
向上する。
【００２３】軟磁性合金膜の熱膨張係数は基体との差異
を少なくして軟磁気特性の劣化を防止する必要から、１
１０〜１４０×１０-7／度の範囲が好ましく、１１０〜
１３０×１０-7／度の範囲がより好ましい。また、本発
明の軟磁性合金膜は、従来使用していた軟磁性合金膜を
用いた磁気ヘッドよりも高温での熱処理に耐え得る。よ
って、より高温のガラス溶着工程に耐えるので、溶着ガ
ラスの選択幅が拡がり、容易に溶着できるようになる。
を少なくして軟磁気特性の劣化を防止する必要から、１
１０〜１４０×１０-7／度の範囲が好ましく、１１０〜
１３０×１０-7／度の範囲がより好ましい。また、本発
明の軟磁性合金膜は、従来使用していた軟磁性合金膜を
用いた磁気ヘッドよりも高温での熱処理に耐え得る。よ
って、より高温のガラス溶着工程に耐えるので、溶着ガ
ラスの選択幅が拡がり、容易に溶着できるようになる。
【００２４】前記組成の軟磁性合金膜を用いて磁気ヘッ
ドを形成するならば、飽和磁束密度が高く、高い透磁率
を示し、保磁力の低い優れた軟磁気特性の磁気ヘッドが
得られる。また、前記構造あるいは前記組成の軟磁性合
金膜を備えた磁気ヘッドを製造する際に、ガラス溶着工
程や熱処理工程を行って高温に加熱しても軟磁性合金膜
の軟磁気特性が劣化するおそれはない。
ドを形成するならば、飽和磁束密度が高く、高い透磁率
を示し、保磁力の低い優れた軟磁気特性の磁気ヘッドが
得られる。また、前記構造あるいは前記組成の軟磁性合
金膜を備えた磁気ヘッドを製造する際に、ガラス溶着工
程や熱処理工程を行って高温に加熱しても軟磁性合金膜
の軟磁気特性が劣化するおそれはない。
【００２５】以下に本発明について更に詳細に説明す
る。図１は本発明に係る軟磁性合金膜を用いて構成され
たハードディスク装置用磁気ヘッドの一例を示す。図１
に示す磁気ヘッド１０は、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が挟み込まれて配置
されている。
る。図１は本発明に係る軟磁性合金膜を用いて構成され
たハードディスク装置用磁気ヘッドの一例を示す。図１
に示す磁気ヘッド１０は、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が挟み込まれて配置
されている。
【００２６】図１のＡ部分の拡大を図２に示す。スライ
ダ１４の一部分でもある基体１４'と基体１４''の間に
軟磁性合金膜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''との間に軟磁性
合金膜２０''が挟み込まれ、軟磁性合金膜２０'と軟磁
性合金膜２０”で磁気コア２０が構成されている。更
に、スライダ１４とコア部１８の間には非磁性層が介在
され、これが磁気ギャップ２２を構成している。更にま
た、磁気コア２０の一方の面と基体１４''、１８''との
間には、磁気コア２０と基体１４''、１８''を接合する
ラミネートガラス２４が介在されている。更にまた、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。
ダ１４の一部分でもある基体１４'と基体１４''の間に
軟磁性合金膜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''との間に軟磁性
合金膜２０''が挟み込まれ、軟磁性合金膜２０'と軟磁
性合金膜２０”で磁気コア２０が構成されている。更
に、スライダ１４とコア部１８の間には非磁性層が介在
され、これが磁気ギャップ２２を構成している。更にま
た、磁気コア２０の一方の面と基体１４''、１８''との
間には、磁気コア２０と基体１４''、１８''を接合する
ラミネートガラス２４が介在されている。更にまた、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。
【００２７】前記磁気ヘッド１０において、軟磁性合金
膜２０'、２０''は、Ｆｅを主成分とする体心立方構造
であって、平均結晶粒径が４０ｎｍ以下の微細結晶と、
前記微細結晶の粒界に析出されたＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の
元素の炭化物または窒化物とを具備してなり、前記微細
結晶に、少なくともＳｉとＡｌのうち１種または２種
と、Ｒｕを固溶してなる軟磁性合金膜から形成されてい
る。
膜２０'、２０''は、Ｆｅを主成分とする体心立方構造
であって、平均結晶粒径が４０ｎｍ以下の微細結晶と、
前記微細結晶の粒界に析出されたＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の
元素の炭化物または窒化物とを具備してなり、前記微細
結晶に、少なくともＳｉとＡｌのうち１種または２種
と、Ｒｕを固溶してなる軟磁性合金膜から形成されてい
る。
【００２８】前記軟磁性合金膜として下記の組成式から
なるものを用いることが好ましい。 Ｆｅ100-a-b-c-d-e Ｓｉa Ａｌb Ｒｕc Ｍd Ｚe 但し、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗから選択された少なくとも１種以上の元素、ＺはＣ、
Ｎから選択された少なくとも１種以上の元素を表し、組
成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、８≦ａ≦１５、０
≦ｂ≦１０、０.５≦ｃ≦１５、１≦ｄ≦１０、１≦ｅ
≦１０なる関係を満足する。更に、前記Ｆｅの微細結晶
が、成膜のままでは非晶質相であるものを熱処理して生
成されたものであり、平衡状態におけるＲｕのＦｅに対
する固溶限界量よりも多くのＲｕを固溶してなるものを
用いることが好ましい。
なるものを用いることが好ましい。 Ｆｅ100-a-b-c-d-e Ｓｉa Ａｌb Ｒｕc Ｍd Ｚe 但し、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗから選択された少なくとも１種以上の元素、ＺはＣ、
Ｎから選択された少なくとも１種以上の元素を表し、組
成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、８≦ａ≦１５、０
≦ｂ≦１０、０.５≦ｃ≦１５、１≦ｄ≦１０、１≦ｅ
≦１０なる関係を満足する。更に、前記Ｆｅの微細結晶
が、成膜のままでは非晶質相であるものを熱処理して生
成されたものであり、平衡状態におけるＲｕのＦｅに対
する固溶限界量よりも多くのＲｕを固溶してなるものを
用いることが好ましい。
【００２９】前記組成の軟磁性合金膜において、Ｆｅは
主成分であり、磁性を担う元素である。前記元素Ｍの炭
化物または窒化物からなる非磁性粒子は、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。また、スパッタなどの成膜
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が低下する
ので好ましくない。
主成分であり、磁性を担う元素である。前記元素Ｍの炭
化物または窒化物からなる非磁性粒子は、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。また、スパッタなどの成膜
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が低下する
ので好ましくない。
【００３０】ＣまたはＮは前記元素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
後に軟磁性合金膜が非晶質であると、後の熱処理時に均
質な微細結晶を得られ易いので好ましい。これらの効果
を得るために添加量は１原子％以上あることが好ましい
が、１０原子％を超えると飽和磁束密度Ｂｓが低下する
ので好ましくない。
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
後に軟磁性合金膜が非晶質であると、後の熱処理時に均
質な微細結晶を得られ易いので好ましい。これらの効果
を得るために添加量は１原子％以上あることが好ましい
が、１０原子％を超えると飽和磁束密度Ｂｓが低下する
ので好ましくない。
【００３１】Ａｌの添加は、Al ：耐環境性を向上させる効果がある。Al ：Ｆｅの結晶に固溶し、比抵抗を増加させる効果が
ある。Al ：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優れた軟磁気特性を高温まで維
持し、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。
ある。Al ：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優れた軟磁気特性を高温まで維
持し、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。
【００３２】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 ：スパッタの際に軟磁性合金膜を非晶質化し易くす
る作用がある。したがって、軟磁性合金膜を非晶質化し
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 ：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 ：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。
用がある。Si ：スパッタの際に軟磁性合金膜を非晶質化し易くす
る作用がある。したがって、軟磁性合金膜を非晶質化し
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 ：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 ：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。
【００３３】このＳｉの添加量は、前記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は、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更に有
効である。Siの効果をより有効に発揮させるために、
Ｓｉは８原子％以上含有することがより好ましい。通常
は２５原子％までは許容できるが、Siの効果が過剰に
なり、負の磁歪（Ａｌの添加分は正磁歪）が大きくなる
場合があるので、より好ましくはＳｉは１５原子％以下
とすることがより好ましい。
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は、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更に有
効である。Siの効果をより有効に発揮させるために、
Ｓｉは８原子％以上含有することがより好ましい。通常
は２５原子％までは許容できるが、Siの効果が過剰に
なり、負の磁歪（Ａｌの添加分は正磁歪）が大きくなる
場合があるので、より好ましくはＳｉは１５原子％以下
とすることがより好ましい。
【００３４】Ｒｕは、非晶質相から熱処理により生成さ
せた非平衡状態のＦｅの微細結晶に平衡状態のＦｅの結
晶よりも多量に固溶する。しかも、Ｒｕ単体の線膨張係
数が９６×１０-7／度と低いので、軟磁性合金膜の熱膨
張係数を小さくするために好適である。Ｒｕの含有量を
多くすると、軟磁性合金膜に付加される応力の値は減少
する。保磁力においては、Ｒｕ含有量１５原子％までは
少ないが１５原子％を超えると急激に増加するので、Ｒ
ｕ含有量の上限は１５原子％が好ましい。なお、飽和磁
束密度に関し、Ｒｕの添加量が増加してもほとんど低下
しない。以上のことから本発明において、Ｒｕの含有量
を０.５〜１５原子％とすることが好ましい。
せた非平衡状態のＦｅの微細結晶に平衡状態のＦｅの結
晶よりも多量に固溶する。しかも、Ｒｕ単体の線膨張係
数が９６×１０-7／度と低いので、軟磁性合金膜の熱膨
張係数を小さくするために好適である。Ｒｕの含有量を
多くすると、軟磁性合金膜に付加される応力の値は減少
する。保磁力においては、Ｒｕ含有量１５原子％までは
少ないが１５原子％を超えると急激に増加するので、Ｒ
ｕ含有量の上限は１５原子％が好ましい。なお、飽和磁
束密度に関し、Ｒｕの添加量が増加してもほとんど低下
しない。以上のことから本発明において、Ｒｕの含有量
を０.５〜１５原子％とすることが好ましい。
【００３５】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
も本発明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
も本発明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。
【００３６】また、軟磁性合金膜の室温から７００℃ま
での線膨張係数（熱膨張係数）が１１０〜１４０×１０
-7／度であることが好ましく、室温から７００℃までの
線膨張係数が１１０〜１３０×１０-7／度であることが
より好ましい。更に、軟磁性合金膜の平均結晶粒径は４
０ｎｍ以下であることが好ましい。前記の熱膨張係数の
範囲を満たしていれば、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、Ｔ
ｉＯ2-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、室温〜７００℃の間における平均
線熱膨張係数が１１５×１０-7〜１４５×１０-7／度で
ある。
での線膨張係数（熱膨張係数）が１１０〜１４０×１０
-7／度であることが好ましく、室温から７００℃までの
線膨張係数が１１０〜１３０×１０-7／度であることが
より好ましい。更に、軟磁性合金膜の平均結晶粒径は４
０ｎｍ以下であることが好ましい。前記の熱膨張係数の
範囲を満たしていれば、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、Ｔ
ｉＯ2-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、室温〜７００℃の間における平均
線熱膨張係数が１１５×１０-7〜１４５×１０-7／度で
ある。
【００３７】図１に示す構造の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
一方の側面に軟磁性合金膜２０を成膜する。次に、その
軟磁性合金膜２０上にラミネートガラス２４を成膜し、
もう一方の基体２６'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２４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。ま
た、前記ガラス溶着工程の熱を利用して軟磁性合金膜に
熱処理を施し、成膜したままの非晶質相を熱処理により
結晶質相に変えて目的の軟磁気特性を示す軟磁性合金膜
とする。なお、非晶質相を結晶質相に変えるには、ガラ
ス溶着時の熱を利用しなくとも良く、別途に専用の熱処
理工程を実施しても良い。
は、図３に示すように、まず、ブロック状の基体２６の
一方の側面に軟磁性合金膜２０を成膜する。次に、その
軟磁性合金膜２０上にラミネートガラス２４を成膜し、
もう一方の基体２６'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２４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。ま
た、前記ガラス溶着工程の熱を利用して軟磁性合金膜に
熱処理を施し、成膜したままの非晶質相を熱処理により
結晶質相に変えて目的の軟磁気特性を示す軟磁性合金膜
とする。なお、非晶質相を結晶質相に変えるには、ガラ
ス溶着時の熱を利用しなくとも良く、別途に専用の熱処
理工程を実施しても良い。
【００３８】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軟磁性合金膜が連続す
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を製造する。また、基体
上に軟磁性合金膜を成膜する際に、複数の軟磁性合金膜
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
数の軟磁性合金膜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。なお、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。
を、それぞれに挟み込まれている軟磁性合金膜が連続す
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を製造する。また、基体
上に軟磁性合金膜を成膜する際に、複数の軟磁性合金膜
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
数の軟磁性合金膜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。なお、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。
【００３９】図５は、本発明に係る軟磁性合金膜を備え
た他の例の磁気ヘッド３６を示すものである。この例の
磁気ヘッド３６は、Ｍｎ-Ｚｎフェライト基体に軟磁性
合金膜４４を形成した一対の半コア３８、３８を磁気ギ
ャップ４２を形成するように接合した構成のＭＩＧ型の
磁気ヘッドである。巻線孔５２にはコイル４６を巻回
し、軟磁性合金膜の成膜された磁気コア半体３８、３８
は、トラック幅規制溝４８に充填されたるガラスで溶着
されている。
た他の例の磁気ヘッド３６を示すものである。この例の
磁気ヘッド３６は、Ｍｎ-Ｚｎフェライト基体に軟磁性
合金膜４４を形成した一対の半コア３８、３８を磁気ギ
ャップ４２を形成するように接合した構成のＭＩＧ型の
磁気ヘッドである。巻線孔５２にはコイル４６を巻回
し、軟磁性合金膜の成膜された磁気コア半体３８、３８
は、トラック幅規制溝４８に充填されたるガラスで溶着
されている。
【００４０】
【実施例】本発明に係る軟磁性合金膜は、熱処理を施す
ことで元素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。Ｆｅ71.2Ｓｉ11.1Ａｌ2.3Ｒｕ7.5
Ｈｆ3.3Ｃ4.6なる組成の合金膜を例にして、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、６
８０℃で２０分間保持し、その後室温まで冷却するもの
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７に、
熱処理後のＸ線回折パターンを図６に示した。図７か
ら、成膜したままの軟磁性合金膜は、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。
ことで元素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。Ｆｅ71.2Ｓｉ11.1Ａｌ2.3Ｒｕ7.5
Ｈｆ3.3Ｃ4.6なる組成の合金膜を例にして、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、６
８０℃で２０分間保持し、その後室温まで冷却するもの
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７に、
熱処理後のＸ線回折パターンを図６に示した。図７か
ら、成膜したままの軟磁性合金膜は、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。
【００４１】次に図６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１５ｎｍ、ＨｆＣの結晶粒径は約２〜３ｎｍ
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１５ｎｍ、ＨｆＣの結晶粒径は約２〜３ｎｍ
であることがわかる。
【００４２】本発明で軟磁性合金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
着した試料の透磁率と保磁力を測定し、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、
軟磁性合金膜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、軟磁性合金膜の成膜
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。
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
着した試料の透磁率と保磁力を測定し、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、
軟磁性合金膜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、軟磁性合金膜の成膜
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。
【００４３】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：５mTorr。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（ＴＭＡ）により
測定したものである。飽和磁歪定数λsは、軟磁性合金
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。
真空度：５×１０-7Torr以下、入力高周波電力密度：
２.４×１０4Ｗ／ｍ2、Ａｒ圧：５mTorr。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（ＴＭＡ）により
測定したものである。飽和磁歪定数λsは、軟磁性合金
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。
【００４４】Ｆｅ69.5Ｓｉ12.0Ａｌ1.1Ｒｕ10.8Ｈｆ2.7
Ｃ3.9なる組成の軟磁性合金膜をＴｉＯ2-Ｃａ系の材料
からなる基体に成膜して得た試料を用いて測定したαｆ
の値は１１７×１０-7／度であった。更に、この試料に
おいては、基体のαｓは１２５×１０-7／度、膜のλｓ
は＋０.７×１０-6、１ＭＨｚのμは２３００、保磁力
は３０Ａ／ｍであった。また、Ｆｅ66.7Ｓｉ12.4Ａｌ
0.8Ｒｕ11.3Ｈｆ3.8Ｃ5.0なる組成の軟磁性合金膜をＭ
ｎＯ-ＮｉＯ系の材料からなる基体に成膜して得た試料
を用いて測定したαｆの値は１１６×１０-7／度であっ
た。更に、この試料においては、基体のαｓは１３５×
１０-7／度、膜のλｓは＋１.１×１０-6、１ＭＨｚの
μは３６００、保磁力は２５Ａ／ｍであった。
Ｃ3.9なる組成の軟磁性合金膜をＴｉＯ2-Ｃａ系の材料
からなる基体に成膜して得た試料を用いて測定したαｆ
の値は１１７×１０-7／度であった。更に、この試料に
おいては、基体のαｓは１２５×１０-7／度、膜のλｓ
は＋０.７×１０-6、１ＭＨｚのμは２３００、保磁力
は３０Ａ／ｍであった。また、Ｆｅ66.7Ｓｉ12.4Ａｌ
0.8Ｒｕ11.3Ｈｆ3.8Ｃ5.0なる組成の軟磁性合金膜をＭ
ｎＯ-ＮｉＯ系の材料からなる基体に成膜して得た試料
を用いて測定したαｆの値は１１６×１０-7／度であっ
た。更に、この試料においては、基体のαｓは１３５×
１０-7／度、膜のλｓは＋１.１×１０-6、１ＭＨｚの
μは３６００、保磁力は２５Ａ／ｍであった。
【００４５】次に、前記と同等の方法で作成したＦｅ
80-xＳｉ12ＲｕxＨｆ3Ｃ4なる組成の合金膜試料におい
て、Ｒｕ濃度ｘを変えて作成した種々の組成の軟磁性合
金膜試料の線膨張係数の測定を行った。線膨張係数の測
定は、先の試験と同等の方法で行い、１００〜７００℃
の平均を求めた。その結果を図８に示す。図８に示す結
果から明らかなように、Ｒｕの添加量が増加するに従い
線膨張係数は徐々に低下することが明らかである。この
結果から見れば、線膨張係数を小さくするには、Ｒｕ含
有量を多くすれば良いことが明らかである。
80-xＳｉ12ＲｕxＨｆ3Ｃ4なる組成の合金膜試料におい
て、Ｒｕ濃度ｘを変えて作成した種々の組成の軟磁性合
金膜試料の線膨張係数の測定を行った。線膨張係数の測
定は、先の試験と同等の方法で行い、１００〜７００℃
の平均を求めた。その結果を図８に示す。図８に示す結
果から明らかなように、Ｒｕの添加量が増加するに従い
線膨張係数は徐々に低下することが明らかである。この
結果から見れば、線膨張係数を小さくするには、Ｒｕ含
有量を多くすれば良いことが明らかである。
【００４６】Ｆｅ80-xＳｉ12ＲｕxＨｆ3Ｃ4なる組成の
軟磁性合金膜試料とＦｅ75-xＳｉ11RuxＡｌ3Ｈｆ5Ｃ6な
る組成の軟磁性合金膜試料において、Ｒｕ濃度ｘを変え
て作成した種々の組成の軟磁性合金膜試料の膜応力の測
定を行った。膜応力を測定するには、Ｍｎ-Ｚｎフェラ
イト基体（線膨張係数α≒１１７×１０-7／度）に成膜
したものに対し、６８０℃で２０分間加熱し常温まで冷
却する熱処理を施した後の反りを測定し計算した。その
結果を図９に示す。図９において、応力値の符号が正の
ものは、膜に引張応力が作用しているものを示し、応力
値が負のものは膜に圧縮応力が作用していることを示し
ている。図９に示す結果から、Ｒｕ濃度が高いほど膜応
力は少なくなり、Ｒｕ濃度１０〜１５重量％の範囲内に
おいて膜応力が０に近い値になっている。図９に示す結
果から、膜応力に関しＲｕの濃度が１５原子％以下の範
囲においてでるだけ高い方が膜応力が少なく、磁気ヘッ
ド用として好適であることが明らかになった。
軟磁性合金膜試料とＦｅ75-xＳｉ11RuxＡｌ3Ｈｆ5Ｃ6な
る組成の軟磁性合金膜試料において、Ｒｕ濃度ｘを変え
て作成した種々の組成の軟磁性合金膜試料の膜応力の測
定を行った。膜応力を測定するには、Ｍｎ-Ｚｎフェラ
イト基体（線膨張係数α≒１１７×１０-7／度）に成膜
したものに対し、６８０℃で２０分間加熱し常温まで冷
却する熱処理を施した後の反りを測定し計算した。その
結果を図９に示す。図９において、応力値の符号が正の
ものは、膜に引張応力が作用しているものを示し、応力
値が負のものは膜に圧縮応力が作用していることを示し
ている。図９に示す結果から、Ｒｕ濃度が高いほど膜応
力は少なくなり、Ｒｕ濃度１０〜１５重量％の範囲内に
おいて膜応力が０に近い値になっている。図９に示す結
果から、膜応力に関しＲｕの濃度が１５原子％以下の範
囲においてでるだけ高い方が膜応力が少なく、磁気ヘッ
ド用として好適であることが明らかになった。
【００４７】Ｆｅ80-xＳｉ12ＲｕxＨｆ3Ｃ4なる組成の
軟磁性合金膜試料とＦｅ75-xＳｉ11ＲｕxＡｌ3Ｈｆ5Ｃ6
なる組成の軟磁性合金膜試料において、Ｒｕ濃度ｘを変
えて作成した種々の組成の軟磁性合金膜試料の飽和磁束
密度の測定を行った。その結果を図１０に示す。図１０
に示す結果から明らかなように、Ｒｕの添加量が増加す
るに従い飽和磁束密度は若干低下することが明らかであ
るが、その低下割合は少なく、１５原子％のＲｕ含有量
であっても磁気ヘッド用として十分に高い飽和磁束密度
を有していることが明らかになった。
軟磁性合金膜試料とＦｅ75-xＳｉ11ＲｕxＡｌ3Ｈｆ5Ｃ6
なる組成の軟磁性合金膜試料において、Ｒｕ濃度ｘを変
えて作成した種々の組成の軟磁性合金膜試料の飽和磁束
密度の測定を行った。その結果を図１０に示す。図１０
に示す結果から明らかなように、Ｒｕの添加量が増加す
るに従い飽和磁束密度は若干低下することが明らかであ
るが、その低下割合は少なく、１５原子％のＲｕ含有量
であっても磁気ヘッド用として十分に高い飽和磁束密度
を有していることが明らかになった。
【００４８】Ｆｅ80-xＳｉ12ＲｕxＨｆ3Ｃ4なる組成の
軟磁性合金膜試料とＦｅ75-xＳｉ11ＲｕxＡｌ3Ｈｆ5Ｃ6
なる組成の軟磁性合金膜試料において、Ｒｕ濃度ｘを変
えて作成した種々の組成の軟磁性合金膜試料の保磁力の
測定を行った。その結果を図１１に示す。図１１に示す
結果から明らかなように、Ｒｕ含有量が１５原子％以下
の範囲では十分に低い保磁力を示すが、Ｒｕ含有量が１
５原子％を超えると保磁力が急激に上昇することが明ら
かになった。これは以下に説明する理由によるものと思
われる。
軟磁性合金膜試料とＦｅ75-xＳｉ11ＲｕxＡｌ3Ｈｆ5Ｃ6
なる組成の軟磁性合金膜試料において、Ｒｕ濃度ｘを変
えて作成した種々の組成の軟磁性合金膜試料の保磁力の
測定を行った。その結果を図１１に示す。図１１に示す
結果から明らかなように、Ｒｕ含有量が１５原子％以下
の範囲では十分に低い保磁力を示すが、Ｒｕ含有量が１
５原子％を超えると保磁力が急激に上昇することが明ら
かになった。これは以下に説明する理由によるものと思
われる。
【００４９】図１２は、Ｆｅ60.1Ｓｉ11.8Ｒｕ17.1Ｈｆ
4.0Ｃ5.0なる組成の軟磁性合金膜試料の６８０℃熱処理
後のＸ線回折パターンを示すものであるが、この結果か
ら明らかなように、Ｒｕ含有量が１５原子％を超える
と、Ｒｕを高濃度で含む化合物結晶の析出が見られてい
る。平衡状態においてＦｅ-Ｓｉ結晶中へのＲｕの固溶
量は１０原子％以下であるが、この発明に係る合金系に
おいては、先に図６を基に説明したように１０原子％を
超える試料においてもＲｕがＦｅの微細結晶に固溶して
いることが判明している。ところが、図１２に示す結果
から明らかなように、１５原子％を超えるＲｕ含有量で
はＲｕを高濃度で含む化合物結晶が析出し、これが影響
して保磁力が増大することが明らかになった。この結果
から、本発明に係る軟磁性合金膜においてはＲｕ含有量
の上限を１５原子％とすることが好ましいことが判明し
た。
4.0Ｃ5.0なる組成の軟磁性合金膜試料の６８０℃熱処理
後のＸ線回折パターンを示すものであるが、この結果か
ら明らかなように、Ｒｕ含有量が１５原子％を超える
と、Ｒｕを高濃度で含む化合物結晶の析出が見られてい
る。平衡状態においてＦｅ-Ｓｉ結晶中へのＲｕの固溶
量は１０原子％以下であるが、この発明に係る合金系に
おいては、先に図６を基に説明したように１０原子％を
超える試料においてもＲｕがＦｅの微細結晶に固溶して
いることが判明している。ところが、図１２に示す結果
から明らかなように、１５原子％を超えるＲｕ含有量で
はＲｕを高濃度で含む化合物結晶が析出し、これが影響
して保磁力が増大することが明らかになった。この結果
から、本発明に係る軟磁性合金膜においてはＲｕ含有量
の上限を１５原子％とすることが好ましいことが判明し
た。
【００５０】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
再生出力を測定した。尚、試験に供した磁気ヘッドは、
基体構成材料としてＴｉＯ-ＣａＯ系セラミックスを用
い、トラック幅を５.５μｍ、ギャップ深さを２μｍと
し、測定に供したハードディスクの保磁力Ｈｃを１６０
０ Ｏｅ、周速を８.８４ｍ／ｓ、磁気ヘッドの浮上量を
８０ｎｍにして測定した。結果を表１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
再生出力を測定した。尚、試験に供した磁気ヘッドは、
基体構成材料としてＴｉＯ-ＣａＯ系セラミックスを用
い、トラック幅を５.５μｍ、ギャップ深さを２μｍと
し、測定に供したハードディスクの保磁力Ｈｃを１６０
０ Ｏｅ、周速を８.８４ｍ／ｓ、磁気ヘッドの浮上量を
８０ｎｍにして測定した。結果を表１に示す。
【００５１】
【表１】
【００５２】表１に示す結果から明らかなように、本発
明に係る軟磁性合金膜を用いた磁気ヘッドは、比較例の
軟磁性合金薄膜を用いた磁気ヘッドに比べ、膜の熱膨張
係数が基体の熱膨張係数に近く、これにより膜に加わる
応力が小さくなり、結果的にヘッド出力が２.１ｄＢ向
上した。
明に係る軟磁性合金膜を用いた磁気ヘッドは、比較例の
軟磁性合金薄膜を用いた磁気ヘッドに比べ、膜の熱膨張
係数が基体の熱膨張係数に近く、これにより膜に加わる
応力が小さくなり、結果的にヘッド出力が２.１ｄＢ向
上した。
【００５３】本発明に係る軟磁性合金膜を用いて、図５
に示したＶＴＲ用の映像磁気ヘッド（磁気コアのギャッ
プ近傍部分（一部分）のみに軟磁性合金膜を配置し、磁
気コアの他の部分はＭｎ-Ｚｎフェライト（α≒１１７
×１０-7／度）で構成したもの）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２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１５００ Ｏ
ｅ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。その結果を図１３に示す。
に示したＶＴＲ用の映像磁気ヘッド（磁気コアのギャッ
プ近傍部分（一部分）のみに軟磁性合金膜を配置し、磁
気コアの他の部分はＭｎ-Ｚｎフェライト（α≒１１７
×１０-7／度）で構成したもの）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２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１５００ Ｏ
ｅ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。その結果を図１３に示す。
【００５４】
【表２】
【００５５】図１３に示す結果から明らかなように比較
例の磁気ヘッドに比べて本発明の磁気ヘッドは、いずれ
の周波数域においても出力が２〜３ｄＢ高いという結果
が得られた。
例の磁気ヘッドに比べて本発明の磁気ヘッドは、いずれ
の周波数域においても出力が２〜３ｄＢ高いという結果
が得られた。
【００５６】図１４は、本発明に係るＦｅ71.2Ｓｉ11.1
Ａｌ2.3Ｒｕ7.5Ｈｆ3.3Ｃ4.6なる組成の軟磁性合金膜の
６８０℃熱処理後の顕微鏡組織写真（倍率１００万倍）
の模式図である。この模式図から明らかなように、粒径
１５ｎｍ程のＦｅを主成分とする微細結晶の粒界に、約
２〜３ｍｍの炭化物粒子（非磁性粒子）が黒点のように
分散している状態を確認できた。
Ａｌ2.3Ｒｕ7.5Ｈｆ3.3Ｃ4.6なる組成の軟磁性合金膜の
６８０℃熱処理後の顕微鏡組織写真（倍率１００万倍）
の模式図である。この模式図から明らかなように、粒径
１５ｎｍ程のＦｅを主成分とする微細結晶の粒界に、約
２〜３ｍｍの炭化物粒子（非磁性粒子）が黒点のように
分散している状態を確認できた。
【００５７】
【発明の効果】以上説明したように本発明は、Ｆｅを主
成分とする微結晶と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗなどの元素の炭化物または窒化物と、Ｓｉ
を必須として含有し、Ｆｅを主成分とする微細結晶にＲ
ｕを固溶させているので、熱膨張係数の小さなＲｕを含
有させることで全体の熱膨張係数を小さくすることがで
き、これにより基体との熱膨張係数差を小さくして熱処
理時やガラス溶着時の熱応力による歪を小さくすること
ができ、軟磁気特性の優れたものを得ることができる。
本発明に係る組成系において平衡状態でＲｕは数原子％
程度しかＦｅの結晶に固溶できないが、非晶質相から結
晶化することにより生成されたＦｅの微細結晶は、非平
衡状態にあり、平衡状態のＦｅの結晶よりも多くのＲｕ
を固溶できる。これにより軟磁性合金膜に大量のＲｕを
含有させることが可能になり、その熱膨張係数の調整が
可能になる。更に、Ｓｉを必須として含有させることで
成膜時の非晶質化を容易とすることができる。
成分とする微結晶と、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ａ、Ｍｏ、Ｗなどの元素の炭化物または窒化物と、Ｓｉ
を必須として含有し、Ｆｅを主成分とする微細結晶にＲ
ｕを固溶させているので、熱膨張係数の小さなＲｕを含
有させることで全体の熱膨張係数を小さくすることがで
き、これにより基体との熱膨張係数差を小さくして熱処
理時やガラス溶着時の熱応力による歪を小さくすること
ができ、軟磁気特性の優れたものを得ることができる。
本発明に係る組成系において平衡状態でＲｕは数原子％
程度しかＦｅの結晶に固溶できないが、非晶質相から結
晶化することにより生成されたＦｅの微細結晶は、非平
衡状態にあり、平衡状態のＦｅの結晶よりも多くのＲｕ
を固溶できる。これにより軟磁性合金膜に大量のＲｕを
含有させることが可能になり、その熱膨張係数の調整が
可能になる。更に、Ｓｉを必須として含有させることで
成膜時の非晶質化を容易とすることができる。
【００５８】本発明に係る軟磁性合金の組成において、
ＳｉとＡｌの添加量を特別の範囲とすることで、飽和磁
束密度が高く、成膜時に非晶質となりやすい軟磁性合金
膜を得ることができ、この非晶質から熱処理することに
よりＦｅの微細結晶を得ることができ、この微細結晶に
は平衡状態のＦｅの結晶よりも多くのＲｕを固溶でき
る。よって、熱膨張係数の調整が可能になる。Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上を
特別の量添加することで、Ｆｅの微細結晶の粒界に非磁
性の炭化物粒子あるいは窒化物粒子を析出させることが
でき、この非磁性粒子の存在によりＦｅを主成分とする
微細結晶相の結晶粒の粗大化を抑制できる。よって優れ
た軟磁性特性を発揮し得る。また、本発明の軟磁性合金
膜は、前記非磁性粒子によりＦｅを主成分とする結晶の
粗大化が抑制されるので、従来使用していた軟磁性合金
膜を用いた磁気ヘッドよりも高温での熱処理に耐え得
る。よって、より高温のガラス溶着工程に耐えるので、
溶着ガラスの選択幅が拡がり、容易に溶着できるように
なる。
ＳｉとＡｌの添加量を特別の範囲とすることで、飽和磁
束密度が高く、成膜時に非晶質となりやすい軟磁性合金
膜を得ることができ、この非晶質から熱処理することに
よりＦｅの微細結晶を得ることができ、この微細結晶に
は平衡状態のＦｅの結晶よりも多くのＲｕを固溶でき
る。よって、熱膨張係数の調整が可能になる。Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種以上を
特別の量添加することで、Ｆｅの微細結晶の粒界に非磁
性の炭化物粒子あるいは窒化物粒子を析出させることが
でき、この非磁性粒子の存在によりＦｅを主成分とする
微細結晶相の結晶粒の粗大化を抑制できる。よって優れ
た軟磁性特性を発揮し得る。また、本発明の軟磁性合金
膜は、前記非磁性粒子によりＦｅを主成分とする結晶の
粗大化が抑制されるので、従来使用していた軟磁性合金
膜を用いた磁気ヘッドよりも高温での熱処理に耐え得
る。よって、より高温のガラス溶着工程に耐えるので、
溶着ガラスの選択幅が拡がり、容易に溶着できるように
なる。
【００５９】軟磁性合金膜の熱膨張係数は基体との差異
を少なくして軟磁気特性の劣化を防止する必要から、１
１０〜１４０×１０-7／度の範囲が好ましく、１１０〜
１３０×１０-7／度の範囲がより好ましい。
を少なくして軟磁気特性の劣化を防止する必要から、１
１０〜１４０×１０-7／度の範囲が好ましく、１１０〜
１３０×１０-7／度の範囲がより好ましい。
【００６０】前記組成の軟磁性合金膜を用いて磁気ヘッ
ドを形成するならば、飽和磁束密度が高く、高い透磁率
と、低い保磁力の優れた合金膜の軟磁気特性が発揮され
た高性能の磁気ヘッドが得られる。また、前記構造ある
いは前記組成の軟磁性合金膜を備えた磁気ヘッドを製造
する際に、ガラス溶着工程や熱処理工程を行って高温に
加熱しても軟磁性合金膜の軟磁気特性が劣化するおそれ
はない。
ドを形成するならば、飽和磁束密度が高く、高い透磁率
と、低い保磁力の優れた合金膜の軟磁気特性が発揮され
た高性能の磁気ヘッドが得られる。また、前記構造ある
いは前記組成の軟磁性合金膜を備えた磁気ヘッドを製造
する際に、ガラス溶着工程や熱処理工程を行って高温に
加熱しても軟磁性合金膜の軟磁気特性が劣化するおそれ
はない。
【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に示す磁気ヘッドのＡ部分の拡大図であ
る。
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の状態を示し、図
３（ｂ）は接合後の状態を示すものである。
（ａ）はブロック状基体を接合する前の状態を示し、図
３（ｂ）は接合後の状態を示すものである。
【図４】他の例の磁気ヘッドの磁気ギャップ部分の拡大
図である。
図である。
【図５】ＶＴＲ用の映像磁気ヘッドの斜視図である。
【図６】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。
ーンである。
【図７】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。
ーンである。
【図８】本発明に係る軟磁性合金膜のＲｕ含有量と線膨
張係数の関係を示す図である。
張係数の関係を示す図である。
【図９】本発明に係る軟磁性合金膜のＲｕ含有量と膜応
力の関係を示す図である。
力の関係を示す図である。
【図１０】本発明に係る軟磁性合金膜のＲｕ含有量と飽
和磁束密度との関係を示す図である。
和磁束密度との関係を示す図である。
【図１１】本発明に係る軟磁性合金膜のＲｕ含有量と保
磁力の関係を示す図である。
磁力の関係を示す図である。
【図１２】Ｒｕ含有量が１５原子％を超えた試料のＸ線
回折図を示すものである。
回折図を示すものである。
【図１３】本発明に係る軟磁性合金膜を用いた磁気ヘッ
ドの自己再生出力と周波数の関係を示す図である。
ドの自己再生出力と周波数の関係を示す図である。
【図１４】本発明に係る組成の軟磁性合金膜の結晶組織
を示す模式図である。
を示す模式図である。
１０ 磁気ヘッド １８ コア部 ２０ 磁気コア ２０' 軟磁性合金膜 ２０'' 軟磁性合金膜 ２１ 溶着ガラス ２２ 磁気ギャップ ２４ ラミネートガラス ２６、２８ 基体 ３０ 磁気ギャップ ３２ 軟磁性合金膜 ３６ 磁気ヘッド ４４ 軟磁性合金膜 ４２ 磁気ギャップ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｈ０１Ｆ 41/22 Ｈ０１Ｆ 41/22 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01F 10/14 C23C 14/06 G11B 5/127 G11B 5/23 H01F 41/22
Claims (9)
- 【請求項１】 Ｆｅを主成分とする体心立方構造であっ
て平均結晶粒径が４０ｎｍ以下の微細結晶と、前記微細
結晶の粒界に析出されたＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または２種以上の元素の炭化
物または窒化物とを具備してなり、Ｓｉを必須とし、前
記体心立方構造の微細結晶に、少なくともＳｉとＡｌの
うち１種または２種と、Ｒｕとを固溶してなることを特
徴とする軟磁性合金膜。 - 【請求項２】 下記の組成式からなることを特徴とする
請求項１記載の軟磁性合金膜。 Ｆｅ100-a-b-c-d-e Ｓｉa Ａｌb Ｒｕc Ｍd Ｚe 但し、Ｍは、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗから選択された１種または２種以上の元素、Ｚは
Ｃ、Ｎから選択された１種または２種の元素を表し、組
成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、 ８≦ａ≦１５ ０≦ｂ≦１０ ０.５≦ｃ≦１５ １≦ｄ≦１０ １≦ｅ≦１０ なる関係を満足する。 - 【請求項３】 請求項１または２記載のＦｅを主成分と
する微細結晶が、非晶質相を熱処理して生成された非平
衡状態のものであり、平衡状態におけるＦｅの結晶に対
するＲｕの固溶限界量よりも多くのＲｕをＦｅの微細結
晶内に固溶してなることを特徴とする軟磁性合金膜。 - 【請求項４】 室温から７００℃までの線膨張係数が、
１１０〜１４０×１０-7／度であることを特徴とする請
求項１、２または３記載の軟磁性合金膜。 - 【請求項５】 室温から７００℃までの線膨張係数が、
１１０〜１３０×１０-7／度であることを特徴とする請
求項１、２または３記載の軟磁性合金膜。 - 【請求項６】 請求項１、２、３、４または５記載の軟
磁性合金膜を磁気コアの一部ないしは全部に用いてなる
ことを特徴とする磁気ヘッド。 - 【請求項７】 少なくともＲｕを固溶してなるＦｅの微
細結晶を主体とし、Ｆｅの微細結晶の粒界にＴｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗのうち１種または
２種以上の元素の炭化物または窒化物を析出させてな
り、更にＳｉを必須とする軟磁性合金膜の熱膨張係数の
調整方法であって、成膜された非晶質相を熱処理するこ
とによって非平衡状態のＦｅの微細結晶を析出させ、こ
の際に、平衡状態でＦｅの微細結晶に固溶し得るＲｕ量
よりも多くのＲｕを固溶させて熱膨張係数を調整するこ
とを特徴とする軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法。 - 【請求項８】 請求項７に記載のＦｅの微細結晶にＳｉ
とＡｌを固溶させてなることを特徴とする軟磁性合金膜
の熱膨張係数の調整方法。 - 【請求項９】 請求項７または８に記載の軟磁性合金膜
として下記の組成式からなるものを用いることを特徴と
する軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法。 Ｆｅ100-a-b-c-d-e Ｓｉa Ａｌb Ｒｕc Ｍd Ｚe 但し、ＭはＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、
Ｗから選択された少なくとも１種以上の元素、ＺはＣ、
Ｎから選択された少なくとも１種以上の元素を表し、組
成比ａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅは原子％で、 ８≦ａ≦１５ ０≦ｂ≦１０ ０.５≦ｃ≦１５ １≦ｄ≦１０ １≦ｅ≦１０ なる関係を満足する。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06037378A JP3127075B2 (ja) | 1994-03-08 | 1994-03-08 | 軟磁性合金膜と磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法 |
| KR1019950004549A KR100193703B1 (ko) | 1994-03-07 | 1995-03-07 | 연자성합금막과 자기헤드 및 연자성합금막의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06037378A JP3127075B2 (ja) | 1994-03-08 | 1994-03-08 | 軟磁性合金膜と磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07249519A JPH07249519A (ja) | 1995-09-26 |
| JP3127075B2 true JP3127075B2 (ja) | 2001-01-22 |
Family
ID=12495866
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06037378A Expired - Fee Related JP3127075B2 (ja) | 1994-03-07 | 1994-03-08 | 軟磁性合金膜と磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3127075B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR960030108A (ko) * | 1995-01-16 | 1996-08-17 | 구자홍 | 자기헤드용 연자성 박막 재료 |
| US20070253103A1 (en) * | 2006-04-27 | 2007-11-01 | Heraeus, Inc. | Soft magnetic underlayer in magnetic media and soft magnetic alloy based sputter target |
| RU2522956C2 (ru) * | 2012-11-02 | 2014-07-20 | Общество с ограниченной ответственностью "Росбиоквант" (ООО "Росбиоквант") | Способ получения наноструктуированных слоев магнитных материалов на кремнии для спинтроники |
-
1994
- 1994-03-08 JP JP06037378A patent/JP3127075B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07249519A (ja) | 1995-09-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH0744110B2 (ja) | 高飽和磁束密度軟磁性膜及び磁気ヘッド | |
| US5227940A (en) | Composite magnetic head | |
| JP2961034B2 (ja) | 磁気ヘッド | |
| JP2963003B2 (ja) | 軟磁性合金薄膜及びその製造方法 | |
| EP0234879B1 (en) | Ferromagnetic thin film and magnetic head using it | |
| US5750251A (en) | Multilayered soft magnetic film and magnetic head using the same | |
| JP3127075B2 (ja) | 軟磁性合金膜と磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法 | |
| JPS6129105A (ja) | 磁性合金薄膜 | |
| JP3127074B2 (ja) | 磁気ヘッド | |
| JP2979557B2 (ja) | 軟磁性膜 | |
| JPS63112809A (ja) | 磁気ヘツド | |
| JPS6260113A (ja) | 強磁性薄膜を有する磁気ヘツド | |
| JP3452594B2 (ja) | 磁気ヘッドの製造方法 | |
| JP2657710B2 (ja) | 軟磁性薄膜の製造方法 | |
| JPH0483313A (ja) | 軟磁性薄膜並びに磁気ヘッド | |
| JPH0555036A (ja) | 軟磁性薄膜およびその製造方法、軟磁性多層膜およびその製造方法ならびに磁気ヘツド | |
| JP2551008B2 (ja) | 軟磁性薄膜 | |
| JP2798315B2 (ja) | 複合磁気ヘッド | |
| JPH01205504A (ja) | 磁気ヘツド | |
| JPH05226151A (ja) | 磁気ヘッド用高飽和磁束密度・高耐熱性を有する軟磁性合金膜及び磁気ヘッド。 | |
| JPH03263307A (ja) | 積層軟磁性薄膜 | |
| JPH0513223A (ja) | 磁気ヘツド | |
| JPH0489606A (ja) | 軟磁性薄膜の製造方法 | |
| JPH08107036A (ja) | 軟磁性薄膜及びそれを用いた磁気記録装置 | |
| JPS62104111A (ja) | 結晶質軟磁性薄膜 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20001017 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20071102 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081102 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091102 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101102 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |