JP3672533B2

JP3672533B2 - SOFT MAGNETIC FILM, THIN FILM MAGNETIC HEAD USING THE SOFT MAGNETIC FILM, METHOD FOR PRODUCING THE SOFT MAGNETIC FILM, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE THIN FILM MAGNETIC HEAD

Info

Publication number: JP3672533B2
Application number: JP2002005914A
Authority: JP
Inventors: 光博後藤; 吉弘金田
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 2001-01-17
Filing date: 2002-01-15
Publication date: 2005-07-20
Anticipated expiration: 2022-01-15
Also published as: JP2003045719A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば薄膜磁気ヘッドのコア材として使用される軟磁性膜に係り、前記軟磁性膜にＦｅＣｏαあるいはＦｅＣｏＲｈ（元素αは貴金属）合金を使用することで飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上にでき、且つ耐食性を向上させることが可能な軟磁性膜とこの軟磁性膜を用いた薄膜磁気ヘッド、ならびに前記軟磁性膜の製造方法と前記薄膜磁気ヘッドの製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば薄膜磁気ヘッドのコア層には、特に今後の高記録密度化に伴い、高い飽和磁束密度Ｂｓを有する磁性材料を使用し、前記コア層のギャップ近傍に磁束を集中させて、記録密度を向上させる必要がある。
【０００３】
前記磁性材料には従来からＮｉＦｅ系合金がよく使用されている。前記ＮｉＦｅ系合金は、直流電流を用いた電気メッキ法によりメッキ形成され、１．８Ｔ程度の飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら今後の高記録密度化に伴い、さらに高い飽和磁束密度Ｂｓを満たす軟磁性膜を製造することが必要となり、ＮｉＦｅ系合金では十分にその要望に応えることができなかった。
【０００５】
またＮｉＦｅ系合金以外によく使用される軟磁性材料としてＦｅＣｏ合金膜がある。前記ＦｅＣｏ合金膜は、Ｆｅの組成比を適正に調整することで、ＮｉＦｅ系合金膜よりも高い飽和磁束密度Ｂｓが得られる一方、次のような問題点が発生した。
【０００６】
薄膜磁気ヘッドや他の磁気素子の構成によっては、前記ＦｅＣｏ合金の上にＮｉＦｅ系合金を重ねたり、あるいはメッキ形成された非磁性層（例えばギャップ層）の上下に前記ＦｅＣｏ合金を重ねる場合があるが、前記ＦｅＣｏ合金膜を電気メッキ法によりメッキ形成するときなどに、ＦｅＣｏ合金膜がイオン化して溶け出し腐食するといった問題が発生したのである。
【０００７】
これは前記ＦｅＣｏ合金膜とＮｉＦｅ系合金膜との間、あるいは前記ＦｅＣｏ合金膜と非磁性層間には大きな電位差（標準電極電位差）が発生するからであり、この電位差によりいわゆる電池効果が生じて溶け出すものと考えられる。
【０００８】
またＦｅＣｏ合金膜が単層で形成される場合も、薄膜磁気ヘッドや他の磁気素子の製造方法においては、耐食性が要求される。例えばスライダの研削工程や素子の洗浄工程に曝される場合でも腐食しないことが要求される。また薄膜磁気ヘッドの使用上の環境的な要因にも耐食性が要求される。
【０００９】
従って薄膜磁気ヘッドのコア層などに使用される軟磁性膜には、高い飽和磁束密度Ｂｓのみならず、優れた耐食性も必要であった。
【００１０】
そこで本発明は上記従来の課題を解決するためのものであり、ＦｅＣｏ合金にＰｄやＲｈなどの貴金属の元素を添加することにより、飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上にできると同時に耐食性にも優れた軟磁性膜とこの軟磁性膜を用いた薄膜磁気ヘッド、ならびに前記軟磁性膜の製造方法と薄膜磁気ヘッドの製造方法を提供することを目的としている。
【００３６】
【課題を解決するための手段】
本発明における軟磁性膜の製造方法は、メッキ浴中のＦｅイオン濃度を１．２ｇ／ｌ以上で３．２ｇ／ｌ以下とし、Ｃｏイオン濃度を０．８６ｇ／ｌ以上で１．６ｇ／ｌ以下とし、元素αイオン濃度を０．２ｍｇ／ｌ以上で６ｍｇ／ｌ以下とする電気メッキ法により、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２以上で５以下で、元素α（ただし元素αは、Ｐｄ）の組成比Ｚが、０．５質量％以上で１８質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_ＸＣｏ_Ｙα_Ｚ合金をメッキ形成することを特徴とするものである。この組成比を有する軟磁性膜であれば飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上にできるとともに、元素αを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することが可能である。
【００３７】
また本発明では、前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２．６以上で４．３以下で、元素αの組成比Ｚが３質量％以上で９質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_XＣｏ_Yα_Z合金をメッキ形成することが好ましい。この組成比を有する軟磁性膜であれば飽和磁束密度Ｂｓを２．２Ｔ以上にできるとともに元素αを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することが可能である。
【００３９】
後述する実験結果によれば、上記のメッキ浴組成を有することで、確実にＦｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２以上で５以下で、元素αの組成比Ｚが、０．５質量％以上で１８質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_XＣｏ_Yα_Z合金、好ましくは、前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２．６以上で４．３以下で、元素αの組成比Ｚが３質量％以上で９質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_XＣｏ_Yα_Z合金をメッキ形成することができる。
【００４０】
また本発明では、メッキ浴中にβイオン（ただし元素βはＮｉ、Ｃｒの一方あるいは両方）を添加し、前記Ｆｅ_XＣｏ_Yα_Z合金に０．５質量％以上で５質量％以下の組成比Ｖを有する元素βを含有させ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｖ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_XＣｏ_Yα_Zβ_V合金をメッキ形成してもよい。
【００４７】
上記のように本発明では、好ましくはＦｅＣｏα合金をパルス電流を用いた電気メッキ法によってメッキ形成する。パルス電流を用いた電気メッキ法では、例えば電流制御素子のＯＮ／ＯＦＦを繰返し、メッキ形成時に、電流を流す時間と、電流を流さない空白な時間を設ける。このように電流を流さない時間を設けることで、ＦｅＣｏα合金膜を、少しずつメッキ形成し、従来のように直流電流を用いた場合に比べメッキ形成時における電流密度の分布の偏りを緩和することが可能になっている。パルス電流による電気メッキ法によれば直流電流による電気メッキ法に比べて軟磁性膜中に含まれるＦｅ含有量の調整が容易になり、前記Ｆｅ含有量を膜中に多く取り込むことができる。
【００４８】
また本発明では、ＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金のメッキ浴中にサッカリンナトリウムを混入することが好ましい。サッカリンナトリウム（Ｃ_６Ｈ_４ＣＯＮＮａＳＯ_２）は応力緩和剤としての役割を有しており、したがって前記サッカリンナトリウムを混入することでＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金の膜応力を低減させることが可能である。
【００４９】
また本発明では、前記メッキ浴中に、２−ブチン−１、４ジオールを混入することが好ましい。これによってメッキ形成されたＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金の結晶粒径の粗大化は抑制され、前記結晶粒径が小さくなることで結晶間に空隙が生じ難くなり、膜面の面粗れが抑制される。面粗れを抑制できることで保磁力Ｈｃを小さくすることも可能になる。
【００５０】
また本発明では、前記メッキ浴中に２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムを混入することが好ましい。これによってメッキ浴中に生じる水素は、界面活性剤である２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムによって除去され、前記水素がメッキ膜に付着することによる面粗れを抑制できる。
【００５１】
また前記２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムに代えて、ラウリル硫酸ナトリウムを用いても良いが、２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムを用いた方が、メッキ浴中に混入したときの泡立ちが少なく、したがって前記２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムをメッキ浴中に多く混入することができ、前記水素の除去をより適切に行うことが可能になる。
【００５２】
また本発明は、磁性材料製の下部コア層と、記録媒体との対向面で前記下部コア層と磁気ギャップを介して対向する上部コア層と、両コア層に記録磁界を誘導するコイル層とを有する薄膜磁気ヘッドの製造方法において、
少なくとも一方のコア層を、上記に記載された製造方法による軟磁性膜でメッキ形成することを特徴とするものである。
【００５３】
また本発明では、前記下部コア層上に記録媒体との対向面で下部磁極層を隆起形成し、前記下部磁極層を前記軟磁性膜でメッキ形成することが好ましい。
【００５４】
また本発明は、下部コア層及び上部コア層と、前記下部コア層と上部コア層との間に位置し且つトラック幅方向の幅寸法が前記下部コア層及び上部コア層よりも短く規制された磁極部とを有し、
前記磁極部を、下部コア層と連続する下部磁極層、上部コア層と連続する上部磁極層、および前記下部磁極層と前記上部磁極層間に位置するギャップ層とで形成し、あるいは前記磁極部を、上部コア層と連続する上部磁極層、および前記上部磁極層と下部コア層との間に位置するギャップ層とで形成し、
このとき前記上部磁極層及び／または下部磁極層を、上記に記載された製造方法による軟磁性膜でメッキ形成することを特徴とするものである。
【００５５】
また本発明では、前記上部磁極層を前記軟磁性膜でメッキ形成し、前記上部磁極層上に上部コア層を電気メッキ法によりＮｉＦｅ系合金膜でメッキ形成することが好ましい。
【００５６】
また本発明では、前記コア層を、少なくとも磁気ギャップに隣接する部分で２層以上の磁性層で形成し、あるいは前記磁極層を２層以上の磁性層で形成し、このとき前記磁性層のうち前記磁気ギャップに接する磁性層を、前記軟磁性膜によりメッキ形成することが好ましい。
【００５７】
また本発明では、前記磁気ギャップ層に接する以外の他の磁性層を電気メッキ法によりＮｉＦｅ系合金でメッキ形成することが好ましい。
【００５８】
上記したように本発明における軟磁性膜としてのＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金を、電気メッキ法によりメッキ形成することで、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２以上で５以下で、元素α（ただし元素αは、Ｐｄ）の組成比Ｚが０．５質量％以上で１８質量％以下となる、好ましくは、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２．６以上で４．３以下で、元素αの組成比Ｚが３質量％以上で９質量％以下となる、Ｆｅ_ＸＣｏ_Ｙα_Ｚ合金及び、さらに元素βの組成比Ｖが０．５質量％以上で５質量％以下となるＦｅ_ＸＣｏ_Ｙα_Ｚβ_Ｖ合金をメッキ形成することが可能である。
【００６０】
そしてこのような軟磁性膜を薄膜磁気ヘッドのコア材として使用することで、飽和磁束密度Ｂｓが高く高記録密度化を図ることができ、また元素αやＲｈを含まないＦｅＣｏ合金を用いる場合に比べて耐食性にも優れた薄膜磁気ヘッドを歩留まり良く製造することが可能である。
【００６１】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明の第１実施形態の薄膜磁気ヘッドの部分正面図、図２は図１に示す薄膜磁気ヘッドを２−２線から切断し矢印方向から見た縦断面図である。
【００６２】
本発明における薄膜磁気ヘッドは、浮上式ヘッドを構成するセラミック材のスライダ１１の側端面１１ａに形成されたものであり、ＭＲヘッドｈ１と、書込み用のインダクティブヘッドｈ２とが積層された、ＭＲ／インダクティブ複合型薄膜磁気ヘッド（以下、単に薄膜磁気ヘッドという）となっている。
【００６３】
ＭＲヘッドｈ１は、磁気抵抗効果を利用してハードディスクなどの記録媒体からの洩れ磁界を検出し、記録信号を読み取るものである。
【００６４】
図２に示すように、前記スライダ１１のトレーリング側端面１１ａ上にＡｌ₂Ｏ₃膜１２を介してＮｉＦｅ等からなる磁性材料製の下部シールド層１３が形成され、さらにその上に絶縁材料製の下部ギャップ層１４が形成されている。
【００６５】
前記下部ギャップ層１４上には記録媒体との対向面からハイト方向（図示Ｙ方向）に向けて、異方性磁気抵抗効果（ＡＭＲ）素子、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）素子あるいはトンネル型磁気抵抗効果（ＴＭＲ）素子などの磁気抵抗効果素子１０が形成され、さらに前記磁気抵抗効果素子１０及び下部ギャップ層１４上には絶縁材料製の上部ギャップ層１５が形成されている。さらに前記上部ギャップ層１５の上にＮｉＦｅ等の磁性材料で形成された上部シールド層１６が形成されている。ＭＲヘッドｈ１は、前記下部シールド層１３から上部シールド層１６までの積層膜で構成されている。
【００６６】
次に図１及び２に示す実施形態では、前記上部シールド層１６がインダクティブヘッドｈ２の下部コア層としても兼用されており、前記下部コア層１６上には、Ｇｄ決め層１７が形成され、記録媒体との対向面から前記Ｇｄ決め層１７の先端部までの長さ寸法でギャップデプス（Ｇｄ）が規制される。前記Ｇｄ決め層１７は例えば有機絶縁材料で形成される。
【００６７】
また前記下部コア層１６の上面１６ａは図１に示すように、磁極部１８の基端からトラック幅方向（図示Ｘ方向）に離れるにしたがって下面方向に傾く傾斜面で形成されており、これによりサイドフリンジングの発生を抑制することが可能である。
【００６８】
また図２に示すように、記録媒体との対向面から前記Ｇｄ決め層１７上にかけて磁極部１８が形成されている。
【００６９】
前記磁極部１８は下から下部磁極層１９、非磁性のギャップ層２０、及び上部磁極層２１が積層されている。
【００７０】
前記下部磁極層１９は、下部コア層１６上に直接メッキ形成されている。また前記下部磁極層１９の上に形成されたギャップ層２０は、メッキ形成可能な非磁性金属材料で形成されていることが好ましい。具体的には、ＮｉＰ、ＮｉＰｄ、ＮｉＷ、ＮｉＭｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｃｒのうち１種または２種以上から選択されたものであることが好ましい。
【００７１】
なお本発明における具体的な実施形態として前記ギャップ層２０にはＮｉＰが使用される。ＮｉＰで前記ギャップ層２０を形成することで前記ギャップ層２０を適切に非磁性状態にできるからである。
【００７２】
さらに前記ギャップ層２０の上にメッキ形成された上部磁極層２１は、その上に形成される上部コア層２２と磁気的に接続される。
【００７３】
上記のようにギャップ層２０がメッキ形成可能な非磁性金属材料で形成されると、下部磁極層１９、ギャップ層２０及び上部磁極層２１を連続メッキ形成することが可能である。
【００７４】
なお前記磁極部１８は、ギャップ層２０及び上部磁極層２１の２層で構成されていてもよい。
【００７５】
図１に示すように、前記磁極部１８はトラック幅方向（図示Ｘ方向）における幅寸法がトラック幅Ｔｗで形成されている。
【００７６】
図１及び図２に示すように、前記磁極部１８のトラック幅方向（図示Ｘ方向）の両側及びハイト方向後方（図示Ｙ方向）には例えば無機絶縁材料からなる絶縁層２３が形成されている。前記絶縁層２３の上面は前記磁極部１８の上面と同一平面とされる。
【００７７】
図２に示すように、前記絶縁層２３上にはコイル層２４が螺旋状にパターン形成されている。また前記コイル層２４上は有機絶縁材料製の絶縁層２５によって覆われている。なお前記コイル層２４は絶縁層を挟んで２層以上積層された構成であっても良い。
【００７８】
図２に示すように、磁極部１８上から絶縁層２５上にかけて上部コア層２２が例えばフレームメッキ法によりパターン形成されている。図１に示すように、前記上部コア層２２の先端部２２ａは、記録媒体との対向面側でのトラック幅方向における幅寸法がＴ１で形成され、かかる幅寸法Ｔ１はトラック幅Ｔｗよりも大きく形成されている。
【００７９】
また図２に示すように、前記上部コア層２２の基端部２２ｂは、下部コア層１６上に形成された磁性材料製の接続層（バックギャップ層）２６上に直接接続されている。
【００８０】
本発明では、前記上部磁極層２１及び／または下部磁極層１９が以下の組成比を有する軟磁性膜で形成されている。
（１）組成式がＦｅ_ＸＣｏ_Ｙα_Ｚ（ただし元素αは、Ｐｄ）で示され、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率は、２以上で５以下で、元素αの組成比Ｚは、０．５質量％以上で１８質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たし、メッキ形成されることを特徴とする軟磁性膜。
【００８１】
後述する実験結果により上記の組成比を有するＦｅＣｏα合金であると飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上にできることが確認された。このように本発明ではＮｉＦｅ系合金よりも高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能である。
【００８２】
Ｆｅ及びＣｏは磁性を担う元素である。Ｆｅ、Ｃｏの組成比を適切な値にすることによって高い飽和磁束密度を得ることが可能になる。後述する実験によれば、前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率を２以上で５以下にすると、前記Ｂｓを２．０Ｔ以上にできることが確認された。
【００８３】
次に前記元素αは特に耐食性を高めるために添加される元素であり、前記元素αが少なすぎると効果的に耐食性を向上させることはできず、多すぎても磁性を担うＦｅ、Ｃｏ量の減少によって飽和磁束密度Ｂｓの低下を招く。本発明では前記元素αの組成比Ｚを０．５質量％以上で１８質量％以下とすることで、飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上にできると同時にＣｏとＦｅのみからなる軟磁性膜よりも効果的に耐食性を向上させることができる。また前記元素αのうち、Ｐｄ、Ｐｔのいずれか一種または２種以上を添加すると、より効果的に耐食性を向上させることが可能である。特に前記元素αはＰｄであることが好ましい。
【００８４】
また上記組成比を有するＦｅＣｏα合金であると、結晶が緻密に形成されることで膜面の面粗れを少なくでき、耐食性を向上させることができるとともに、保磁力Ｈｃを小さくすることができる。具体的には前記保磁力を２０００（Ａ／ｍ）以下にすることが可能である。
【００８５】
またＦｅＣｏα合金が上記組成範囲内であると、１５（μΩ・ｃｍ）以上の比抵抗を得ることができる。また膜応力を４００ＭＰａ以下にすることができる。さらに異方性磁界Ｈｋに関しては、従来から軟磁性材料として一般的に使用されているＮｉＦｅ系合金と同程度の異方性磁界Ｈｋを得ることができる。
【００８６】
また本発明では、前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率は、２．６以上で４．３以下で、元素αの組成比Ｚは３質量％以上で９質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たすことが好ましい。これにより飽和磁束密度Ｂｓを２．２Ｔ以上にすることができると共に元素αを含まないＦｅＣｏ合金に比べて効果的に耐食性の向上を図ることが可能である。
【００８７】
また本発明では、上記ＦｅＣｏα合金に元素β（ただし元素βはＮｉ、Ｃｒの一方あるいは両方）が添加され、すなわち組成式はＦｅ_XＣｏ_Yα_Zβ_Vで示され、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率は、２以上で５以下で、元素αの組成比Ｚは、０．５質量％以上で１８質量％以下であり、好ましくは、前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率は、２．６以上で４．３以下で、元素αの組成比Ｚは３質量％以上で９質量％以下であり、前記元素βの組成比Ｖは、０．５質量％以上で５質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｖ＝１００質量％の関係を満たす軟磁性膜であってもよい。
【００８８】
前記上部磁極層２１及び／または下部磁極層１９を、上記組成範囲内のＦｅＣｏαβ合金で形成することにより、飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上あるいは２．２Ｔ以上にできる。また表面に不動態膜を形成する元素βの添加により、さらに耐食性を向上させることができる。またＮｉの添加により特に膜応力を小さくすることが可能であるから、元素βとしてＮｉを選択する方が好ましい。
【００８９】
以上のように本発明では、上記したＦｅＣｏα合金あるいはＦｅＣｏαβ合金は、２．０Ｔ以上、好ましくは２．２Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能であるので、前記ＦｅＣｏα合金あるいはＦｅＣｏαβ合金を上部磁極層２１及び／または下部磁極層１９に使用することにより、前記磁極層のギャップ近傍に磁束を集中させて記録密度を向上させることが可能であるとともに、元素αを含まないＦｅＣｏ合金を使用する場合に比べて耐食性に優れた薄膜磁気ヘッドを製造することが可能である。
【００９０】
（２）組成式がＦｅ_XＣｏ_YＲｈ_wで示され、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）は５６質量％以上で、Ｃｏの組成比Ｙは２０質量％以上で、Ｒｈの組成比Ｗは１．７質量％以上で２０質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｗ＝１００質量％の関係を満し、且つメッキ形成されることを特徴とする軟磁性膜。
【００９１】
後述する実験結果により上記の組成比を有するＦｅＣｏＲｈ合金であると飽和磁束密度Ｂｓを２．１Ｔ以上にできることが確認された。このように本発明ではＮｉＦｅ系合金よりも高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能である。
【００９２】
Ｆｅ及びＣｏは磁性を担う元素である。Ｆｅ、Ｃｏの組成比を適切な値にすることによって高い飽和磁束密度を得ることが可能になる。後述する実験によれば、前記Ｆｅの組成比Ｘを５６質量％以上に、且つＣｏの組成比Ｙを２０質量％以上にすると、前記Ｂｓを２．１Ｔ以上にできることが確認された。
【００９３】
次に前記Ｒｈは特に耐食性を高めるために添加される元素であり、前記Ｒｈが少なすぎると効果的に耐食性を向上させることはできず、多すぎても磁性を担うＦｅ、Ｃｏ量の減少によって飽和磁束密度Ｂｓの低下を招く。本発明では前記Ｒｈの組成比Ｗを１．７質量％以上で２０質量％以下とすることで、飽和磁束密度Ｂｓを２．１Ｔ以上にできると同時にＣｏとＦｅのみからなる軟磁性膜よりも効果的に耐食性を向上させることができる。
【００９４】
また上記組成比を有するＦｅＣｏＲｈ合金であると、結晶が緻密に形成されることで膜面の面粗れを少なくでき、耐食性を向上させることができるとともに、保磁力Ｈｃを小さくすることができる。具体的には前記保磁力を２０００（Ａ／ｍ）以下にすることが可能である。
【００９５】
またＦｅＣｏＲｈ合金が上記組成範囲内であると、１５（μΩ・ｃｍ）以上の比抵抗を得ることができる。また膜応力を４００ＭＰａ以下にすることができる。さらに異方性磁界Ｈｋに関しては、従来から軟磁性材料として一般的に使用されているＮｉＦｅ系合金と同程度の異方性磁界Ｈｋを得ることができる。
【００９６】
また前記Ｒｈの組成比Ｗは、７．５質量％以上であることが好ましい。これによってＮｉＦｅ合金膜と同等の耐食性を得ることが可能になることが後述する実験によってわかった。特に図１および図２のように、下部磁極層１９、非磁性層のギャップ層２０及び上部磁極層２１が連続してメッキ形成される形態にあっては、前記下部磁極層１９及び上部磁極層２１の耐食性が低いと、各磁極層１９、２１をメッキ形成する際にこれら磁極層が溶け出して適切にメッキ形成できないという不具合が発生するため、図１及び図２のような連続メッキ膜に本発明の軟磁性膜を使用する場合には、Ｒｈが７．５質量％以上となるＣｏＦｅＲｈ合金膜を使用することが好ましい。
【００９７】
また本発明では、前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率は、２．０３０以上で２．７０４以下で、Ｒｈの組成比Ｗは７．５質量％以上で１０質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｗ＝１００質量％の関係を満たすことが好ましい。後述する実験によれば、各元素の組成範囲を上記範囲内に収めることで、飽和磁束密度Ｂｓを２．２Ｔ以上にできると共に、従来からコア材等に使用されているＮｉＦｅ合金と同等の耐食性を得ることができる。
【００９８】
また本発明では、上記ＦｅＣｏＲｈ合金に元素β（ただし元素βはＮｉ、Ｃｒの一方あるいは両方）が添加され、すなわち組成式はＦｅ_XＣｏ_YＲｈ_wβ_Vで示され、Ｆｅの組成比Ｘは５６質量％以上で、Ｃｏの組成比Ｙは２０質量％以上で、Ｒｈの組成比Ｗは１．７質量％以上で２０質量％以下であり、好ましくは、Ｒｈの組成比Ｗは７．５質量％以上であり、より好ましくは、前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率は、２．０３０以上で２．７０４以下で、Ｒｈの組成比Ｗは７．５質量％以上で１０質量％以下であり、さらに前記元素βの組成比Ｖは、０．５質量％以上で５質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｗ＋Ｖ＝１００質量％の関係を満たす軟磁性膜であってもよい。
【００９９】
前記上部磁極層２１及び／または下部磁極層１９を、上記組成範囲内のＦｅＣｏＲｈβ合金で形成することにより、飽和磁束密度Ｂｓを２．１Ｔ以上あるいは２．２Ｔ以上にできる。また表面に不動態膜を形成する元素βの添加により、さらに耐食性を向上させることができる。またＮｉの添加により特に膜応力を小さくすることが可能であるから、元素βとしてＮｉを選択する方が好ましい。
【０１００】
以上のように本発明では、上記したＦｅＣｏＲｈ合金あるいはＦｅＣｏＲｈβ合金は、２．１Ｔ以上、好ましくは２．２Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能であるので、前記ＦｅＣｏＲｈ合金あるいはＦｅＣｏＲｈβ合金を上部磁極層２１及び／または下部磁極層１９に使用することにより、前記磁極層のギャップ近傍に磁束を集中させて記録密度を向上させることが可能であるとともに、Ｒｈを含まないＦｅＣｏ合金を使用する場合に比べて耐食性に優れ、あるいはＮｉＦｅ合金と同等の耐食性を有する薄膜磁気ヘッドを製造することが可能である。
【０１０１】
上記した（１）及び（２）の軟磁性膜は、以下に説明する薄膜磁気ヘッドの構造にも使用することができる。
【０１０２】
図３は、本発明における第２実施形態の薄膜磁気ヘッドの構造を示す部分正面図、図４は図３に示す４−４線から薄膜磁気ヘッドを切断し矢印方向から見た縦断面図である。
【０１０３】
この実施形態では、ＭＲヘッドｈ１の構造は図１及び図２と同じである。
図３に示すように下部コア層１６上には、例えば無機絶縁材料で形成された絶縁層３１が形成されている。前記絶縁層３１には、記録媒体との対向面からハイト方向（図示Ｙ方向）後方に所定の長さ寸法で形成されたトラック幅形成溝３１ａが形成されている。前記トラック幅形成溝３１ａは記録媒体との対向面においてトラック幅Ｔｗで形成されている（図３を参照のこと）。
【０１０４】
前記トラック幅形成溝３１ａには、下から下部磁極層３２、非磁性のギャップ層３３、及び上部磁極層３４が積層された磁極部３０が形成されている。
【０１０５】
前記下部磁極層３２は、下部コア層１６上に直接メッキ形成されている。また前記下部磁極層３２の上に形成されたギャップ層３３は、メッキ形成可能な非磁性金属材料で形成されていることが好ましい。具体的には、ＮｉＰ、ＮｉＰｄ、ＮｉＷ、ＮｉＭｏ、Ａｕ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｃｒのうち１種または２種以上から選択されたものであることが好ましい。
【０１０６】
なお本発明における具体的な実施形態として前記ギャップ層３３にはＮｉＰが使用される。ＮｉＰで前記ギャップ層３３を形成することで前記ギャップ層３３を適切に非磁性状態にできるからである。
【０１０７】
なお前記磁極部３０は、ギャップ層３３及び上部磁極層３４の２層で構成されていてもよい。
【０１０８】
前記ギャップ層３３の上には、記録媒体との対向面からギャップデプス（Ｇｄ）だけ離れた位置から絶縁層３１上にかけてＧｄ決め層３７が形成されている。前記Ｇｄ決め層３７は例えば有機絶縁材料で形成される。
【０１０９】
さらに前記ギャップ層３３の上に形成された上部磁極層３４は、その上に形成される上部コア層４０と磁気的に接続される。
【０１１０】
上記のようにギャップ層３３がメッキ形成可能な非磁性金属材料で形成されると、下部磁極層３２、ギャップ層３３及び上部磁極層３４を連続メッキ形成することが可能である。
【０１１１】
図４に示すように前記絶縁層３１の上にはコイル層３８が螺旋状にパターン形成されている。前記コイル層３８は有機絶縁材料などで形成された絶縁層３９によって覆われている。
【０１１２】
図３に示すように、トラック幅規制溝３１ａのトラック幅方向（図示Ｘ方向）における両側端面には、前記上部磁極層３４の上面から前記絶縁層３１の上面３１ｂにかけて下部コア層１６から離れる方向にしたがって徐々に幅寸法が広がる傾斜面３１ｃ，３１ｃが形成されている。
【０１１３】
そして図３に示すように上部コア層４０の先端部４０ａは、前記上部磁極層３４上面から前記傾斜面３１ｃ，３１ｃ上にかけて下部コア層１６から離れる方向に形成されている。
【０１１４】
図４に示すように前記上部コア層４０は、記録媒体との対向面からハイト方向（図示Ｙ方向）にかけて絶縁層３９上に形成され、前記上部コア層４０の基端部４０ｂは下部コア層１６上に直接形成されている。
【０１１５】
図３及び図４に示す第２実施形態では、下部磁極層３２及び／または上部磁極層３４が、上記した（１）あるいは（２）の軟磁性膜でメッキ形成される。これによってギャップ近傍に磁束を集中させることができ、記録密度を向上させることができ、高記録密度化に優れるとともに元素αを含まないＦｅＣｏ合金を用いた場合に比べて耐食性に優れた薄膜磁気ヘッドの製造が可能である。
【０１１６】
図１ないし図４に示す実施形態では、いずれも下部コア層１６と上部コア層２２、４０間に磁極部１８、３０を有し、前記磁極部１８，３０を構成する下部磁極層１９，３２及び／または上部磁極層２１，３４は、上記した（１）あるいは（２）の軟磁性膜でメッキ形成されるが、前記上部磁極層２１，３４の上に重ねて形成される上部コア層２２，４０はＮｉＦｅ系合金でメッキ形成されていることが好ましい。
【０１１７】
前記上部コア層２２，４０は飽和磁束密度Ｂｓよりもむしろ比抵抗が高いことが好ましい。高周波帯域での記録時において、上部コア層２２，４０から前記上部磁極層２１，３４に適切に記録磁界を導くには、前記上部コア層２２，４０の部分で渦電流損失が発生することを抑制する必要があるため、本発明では、上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜よりも比抵抗の高いＮｉＦｅ系合金を上部コア層２２，４０に用いることが、高記録密度化を図る上で効果的である。なお前記上部コア層２２，４０には例えばＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀合金が使用される。
【０１１８】
ところで本発明では上部磁極層２１，３４として上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜を使用し、上部コア層２２，４０としてＮｉＦｅ系合金を使用しているが、これにより前記上部コア層２２，４０を電気メッキ法にてメッキ形成しているとき、前記上部磁極層２１，３４がイオン化されて溶け出すのを適切に防止することができる。
【０１１９】
本発明における元素αあるいはＲｈは、その元素自体がイオン化されにくい貴金属であり、これらが添加されることで、上部磁極層２１，３４のイオン化を阻止することが可能である。
【０１２０】
あるいはＦｅＣｏαβ合金あるいはＦｅＣｏＲｈβ合金を上部磁極層２１，３４として使用する場合、イオン化されにくい元素αあるいはＲｈの他に、表面に不動態膜を形成しやすいＮｉやＣｒが添加されていることで、より効果的に前記上部磁極層２１，３４のイオン化を抑制することができ、高い飽和磁束密度Ｂｓ及び耐食性に優れた磁極を形成することができる。
【０１２１】
なお下部磁極層１９，３２も上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成されることが好ましく、これにより上部コア層２２，４０をメッキ形成するときの、前記下部磁極層１９，３２のイオン化を効果的に抑制することが可能である。
【０１２２】
また本発明では、前記下部磁極層１９，３２及び／または上部磁極層２１，３４は２層以上の磁性層が積層されて構成されていてもよい。かかる構成の場合、ギャップ層２０，３３に接する側の磁性層が上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成されることが好ましい。これによってギャップ近傍に磁束をより集中させることができ、今後の高記録密度化に対応可能な薄膜磁気ヘッドを製造することが可能である。
【０１２３】
また前記ギャップ層２０，３３に接する磁性層以外の他の磁性層は、如何なる材質、組成比の磁性材料で形成されても良いが、前記ギャップ層２０，３３に接する側の磁性層よりも飽和磁束密度Ｂｓが小さくなることが好ましく、例えば前記他の磁性層はＮｉＦｅ系合金で形成されることが好ましい。これにより前記他の磁性層からギャップ層２０，３３に接する側の磁性層に適切に記録磁界が導かれ高記録密度化を図ることが可能になると共に、前記他の磁性層をメッキ形成するときの、前記ギャップ層２０，３３に接する側の磁性層のイオン化を適切に防止することができる。
【０１２４】
なお前記他の磁性層はＮｉＦｅ系合金で形成される必要はなく、上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜などで形成されても良いが、ギャップ層２０，３３に接する側の磁性層よりも低い飽和磁束密度Ｂｓを有するように組成比を適切に調整することが好ましい。その方法としてはギャップ層２０，３３に接する側の磁性層に比べてＦｅ量を減少させればよい。
【０１２５】
また下部磁極層１９，３２の飽和磁束密度Ｂｓは高いことが好ましいが、上部磁極層２１，３４の飽和磁束密度Ｂｓよりも低くすることにより、下部磁極層と上部磁極層との間における洩れ磁界を磁化反転しやすくすると、より記録媒体への信号の書込み密度を高くできる。
【０１２６】
また図１ないし図４のように下部磁極層１９、３２及び上部磁極層２１、３４間に非磁性のギャップ層２０、３３がメッキ形成される場合、前記下部磁極層１９、３２及び上部磁極層２１、３４の耐食性はＮｉＦｅ合金膜と同等程度であることが好ましい。磁極層やギャップ層をメッキ形成する際に、前記磁極層が溶け出して適切にメッキ形成できないという不具合が発生するからである。そこで本発明では前記下部磁極層１９、３２及び上部磁極層２１、３４に上記した（１）の軟磁性膜、あるいはＲｈが７．５質量％以上の（２）の軟磁性膜を使用することが好ましい。
【０１２７】
図５は本発明における第３実施形態の薄膜磁気ヘッドの縦断面図である。
この実施形態ではＭＲヘッドｈ１が図１と同じである。図５に示すように下部コア層１６にはアルミナなどによる磁気ギャップ層（非磁性材料層）４１が形成されている。さらに前記磁気ギャップ層４１の上にはポリイミドまたはレジスト材料製の絶縁層４３を介して平面的に螺旋状となるようにパターン形成されたコイル層４４が設けられている。なお、前記コイル層４４はＣｕ（銅）などの電気抵抗の小さい非磁性導電性材料で形成されている。
【０１２８】
さらに、前記コイル層４４はポリイミドまたはレジスト材料で形成された絶縁層４５に囲まれ、前記絶縁層４５の上に軟磁性材料製の上部コア層４６が形成されている。
【０１２９】
図５に示すように、前記上部コア層４６の先端部４６ａは、記録媒体との対向面において、下部コア層１６の上に前記磁気ギャップ層４１を介して対向し、磁気ギャップ長Ｇｌ1の磁気ギャップが形成されており、上部コア層４６の基端部４６ｂは図５に示すように、下部コア層１６と磁気的に接続されている。
【０１３０】
本発明では、下部コア層１６及び／または上部コア層４６は、上記した（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成される。これにより飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上あるいは２．１Ｔ以上にできるとともに元素αあるいはＲｈが添加されていないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性を向上させることができる。
【０１３１】
上部コア層４６及び／または下部コア層１６が、２．０Ｔ以上あるいは２．１Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂｓを有する上記した（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成されることで、ギャップ近傍に磁束を集中させることができ、記録密度を向上させることができるから、高記録密度化に優れ、しかも元素αやＲｈを含まないＦｅＣｏ合金を用いた場合に比べて耐食性に優れた薄膜磁気ヘッドの製造が可能である。
【０１３２】
また図１ないし図４と異なって、図５に示す実施形態のように磁気ギャップ層４１が、アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）やＳｉＯ₂などのスパッタ膜で形成される場合、その上あるいは下に形成されるコア層１６、４６は、少なくともＦｅＣｏ合金膜よりも高い耐食性を有していれば、前記コア層１６、４６をメッキ形成する際に前記コア層１６、４６が溶け出すという不具合は発生せず、したがって特にコア層１６、４６を上記の（２）の軟磁性膜で形成する場合、Ｒｈの組成比Ｗは１．７質量％以上あればよい。
【０１３３】
図６は本発明における第４実施形態の薄膜磁気ヘッドの縦断面図である。
図５との違いは、上部コア層４６が２層の磁性層で積層されて構成されていることである。
【０１３４】
前記上部コア層４６は、高い飽和磁束密度Ｂｓを有する高Ｂｓ層４７とその上に積層された上層４８とで構成されている。
【０１３５】
前記高Ｂｓ層４７及び／または下部コア層１６は、上記した（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成される。これにより飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上あるいは２．１Ｔ以上にできるとともに元素αあるいはＲｈが添加されていないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性を向上させることができる。
【０１３６】
前記上部コア層４６を構成する上層４８は、高Ｂｓ層４７に比べて飽和磁束密度Ｂｓが小さくなっているものの、前記高Ｂｓ層４７よりも比抵抗が高くされている。前記上層４８は例えばＮｉ₈₀Ｆｅ₂₀合金で形成される。
【０１３７】
前記ＮｉＦｅ系合金は本発明におけるＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏＮｉα合金、ＦｅＣｏＲｈ合金及びＦｅＣｏＲｈβ合金よりも飽和磁束密度Ｂｓが低くなるものの比抵抗は高くなる。これによって前記高Ｂｓ層４７が前記上層４８よりも高い飽和磁束密度Ｂｓを有し、ギャップ近傍に磁束を集中させて、記録分解能を向上させることが可能になる。なお前記上層４８はＮｉＦｅ系合金で形成される必要はなく、ＦｅＣｏα合金やＦｅＣｏＲｈ合金などで形成されてもよいが、かかる場合、上層４８の飽和磁束密度Ｂｓが高Ｂｓ層４７の飽和磁束密度Ｂｓよりも小さくなるように組成比を調整する必要がある。その方法としてはＦｅ量を高Ｂｓ層４７に含まれるＦｅ量よりも少なくすればよい。
【０１３８】
また前記上部コア層４６に比抵抗の高い上層４８が設けられたことで、記録周波数が上昇することにより発生する渦電流による損失を低減させることができ、今後の高記録周波数化に対応可能な薄膜磁気ヘッドを製造することができる。
【０１３９】
また本発明では図６に示すように、高Ｂｓ層４７が、ギャップ層４１と対向する下層側に形成されていることが好ましい。また前記高Ｂｓ層４７はギャップ層４１上に直接接する上部コア層４６の先端部４６ａのみに形成されていてもよい。
【０１４０】
また下部コア層１６も、高Ｂｓ層と高比抵抗層の２層で構成されていてもよい。かかる構成の場合、高比抵抗層の上に高Ｂｓ層が積層され、前記高Ｂｓ層がギャップ層４１を介して上部コア層４６と対向する。
【０１４１】
また図６に示す実施形態では、上部コア層４６が２層の積層構造となっているが、３層以上であってもよい。かかる構成の場合、高Ｂｓ層４７は、磁気ギャップ層４１に接する側に形成されることが好ましい。
【０１４２】
また高Ｂｓ層４７を本発明における上記した（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成し、上層４８をＮｉＦｅ系合金で電気メッキ法にてメッキ形成するとき、前記高Ｂｓ層４７にはその元素自体イオン化され難いＲｈ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｕ、Ｉｒの貴金属が含まれており、あるいは表面に不動態膜が形成されやすいＮｉが含まれているので、前記高Ｂｓ層４７がイオン化されて溶け出す現象を適切に抑制することができる。
【０１４３】
図７は本発明における第５実施形態の薄膜磁気ヘッドの縦断面図である。
図７の実施形態ではＭＲヘッドｈ１の構成は図１と同じである。図７に示すように下部コア層１６の上に下部磁極層５０が記録媒体との対向面から隆起形成されている。前記下部磁極層５０のハイト方向後方（図示Ｙ方向）には絶縁層５１が形成されている。前記絶縁層５１の上面は、凹形状となり、コイル形成面５１ａが形成されている。
【０１４４】
前記下部磁極層５０上から前記絶縁層５１上にかけてギャップ層５２が形成されている。さらに前記絶縁層５１のコイル形成面５１ａ上にはギャップ層５２を介してコイル層５３が形成されている。前記コイル層５３上は有機絶縁製の絶縁層５４によって覆われている。
【０１４５】
図７に示すように上部コア層５５は、前記ギャップ層５２上から絶縁層５４上にかけて例えばフレームメッキ法によりパターン形成されている。
【０１４６】
前記上部コア層５５の先端部５５ａは前記ギャップ層５２上に下部磁極層５０と対向して形成される。前記上部コア層５５の基端部５５ｂは、下部コア層１６上に形成された持上げ層５６を介して前記下部コア層１６に磁気的に接続される。
【０１４７】
この実施形態においては、上部コア層５５及び／または下部磁極層５０は、上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成される。これにより飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上あるいは２．１Ｔ以上にできるとともに元素αあるいはＲｈを含有しないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性を向上させることができる。
【０１４８】
前記下部磁極層５０及び上部コア層５５が上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成されることで、ギャップ近傍に磁束を集中させることができ、記録密度を向上させることができるから、高記録密度化に優れ、しかも元素αやＲｈを含まないＦｅＣｏ合金を用いた場合に比べて耐食性に優れた薄膜磁気ヘッドの製造が可能である。なお前記飽和磁束密度Ｂｓは２．２Ｔ以上であることが好ましい。
【０１４９】
図７では下部磁極層５０が形成され、前記下部磁極層５０が下部コア層１６よりも高い飽和磁束密度Ｂｓを有する上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成されると、ギャップ近傍に磁束を集中させることができ記録密度の向上を図ることが可能である。
【０１５０】
また上部コア層５５は、その全体が上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成されていてもよいが、図６と同様に前記上部コア層５５が２層以上の磁性層の積層構造であり、そのギャップ層５２と対向する側が高Ｂｓ層として上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜で形成されていてもよい。またかかる場合、前記上部コア層５５の先端部５５ａのみが２層以上の磁性層の積層構造で形成され、前記ギャップ層５２上に接して高Ｂｓ層が形成されていることが、ギャップ近傍に磁束を集中させ、記録密度を向上させる点からして好ましい。
【０１５１】
なお各実施形態において、符号１６の層は、下部コア層と上部シールド層の兼用層となっているが、前記下部コア層と上部シールド層とが別々に形成されていてもよい。かかる場合、前記下部コア層と上部シールド層間には絶縁層を介在させる。
【０１５２】
次に図１ないし図７に示す薄膜磁気ヘッドの一般的な製造方法について以下に説明する。
【０１５３】
図１及び図２に示す薄膜磁気ヘッドは、下部コア層１６上にＧｄ決め層１７を形成した後、レジストを用いて記録媒体との対向面からハイト方向に下部磁極層１９、非磁性のギャップ層２０及び上部磁極層２１から成る磁極部１８を連続メッキによって形成する。次に前記磁極部１８のハイト方向後方に絶縁層２３を形成した後、例えばＣＭＰ技術を用いて前記磁極部１８の上面と前記絶縁層２３の上面とを同一平面に平坦化する。前記絶縁層２３の上にコイル層２４を螺旋状にパターン形成した後、前記コイル層２４の上に絶縁層２５を形成する。そして前記磁極部１８上から絶縁層２５上にかけて上部コア層２２を例えばフレームメッキ法により形成する。
【０１５４】
図３及び図４に示す薄膜磁気ヘッドは、下部コア層１６上に絶縁層３１を形成した後、レジストを用いて前記絶縁層３１の記録媒体との対向面からハイト方向後方に向けてトラック幅形成溝３１ａを形成する。さらに前記トラック幅形成溝３１ａに図３に示す傾斜面３１ｃ，３１ｃを形成する。
【０１５５】
前記トラック幅形成溝３１ａ内に、下部磁極層３２、非磁性のギャップ層３３を形成する。前記ギャップ層３３上から絶縁層３１上にＧｄ決め層３７を形成した後、前記ギャップ層３３上に上部磁極層３４をメッキ形成する。次に前記絶縁層３１上にコイル層３８を螺旋状にパターン形成した後、前記コイル層３８上に絶縁層３９を形成する。そして前記上部磁極層３４上から絶縁層３９上にかけて上部コア層４０を例えばフレームメッキ法にて形成する。
【０１５６】
図５、図６に示す薄膜磁気ヘッドは、まず下部コア層１６上にギャップ層４１を形成し、さらに絶縁層４３を形成した後、前記絶縁層４３の上にコイル層４４をパターン形成する。前記コイル層４４上に絶縁層４５を形成した後、ギャップ層４１から前記絶縁層４５上にかけて上部コア層４６をフレームメッキ法によりパターン形成する。
【０１５７】
図７に示す薄膜磁気ヘッドは、まず下部コア層１６上にレジストを用いて下部磁極層５０を形成し、さらに前記下部磁極層５０のハイト方向後方に絶縁層５１を形成する。前記下部磁極層５０と前記絶縁層５１の上面はＣＭＰ技術によって一旦平坦化された後、前記絶縁層５１の上面に凹形状となるコイル形成面５１ａを形成する。次に前記下部磁極層５０上から前記絶縁層５１上にギャップ層５２を形成した後、前記ギャップ層５２上にコイル層５３を螺旋状にパターン形成し、さらに前記コイル層５３上に絶縁層５４を形成する。そして、前記ギャップ層５２上から絶縁層５４上にかけて上部コア層５５を例えばフレームメッキ法によりパターン形成する。
【０１５８】
次に本発明における、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２以上で５以下で、元素α（ただし元素αは、Ｐｄ）の組成比Ｙが、０．５質量％以上で１８質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_ＸＣｏ_Ｙα_Ｚ合金のメッキ形成法について以下に説明する。
【０１５９】
本発明では、前記ＦｅＣｏα合金を電気メッキ法によってメッキ形成するものである。
【０１６０】
前記電気メッキ法には、直流電流を用いた電気メッキ法やパルス電流を用いた電気メッキ法などがある。本発明では、直流電流による電気メッキ法を使用することが可能である。
【０１６１】
ただし、以下の理由によりパルス電流を用いた電気メッキ法を用いることが好ましいとした。
【０１６２】
パルス電流を用いた電気メッキ法では、例えば電流制御素子のＯＮ／ＯＦＦを繰返し、メッキ形成時に、電流を流す時間と、電流を流さない空白な時間を設ける。このように電流を流さない時間を設けることで、ＦｅＣｏα合金膜を、少しずつメッキ形成し、従来のように直流電流を用いた場合に比べメッキ形成時における電流密度の分布の偏りを緩和することが可能になっている。
【０１６３】
なおパルス電流は、例えば数秒サイクルでＯＮ／ＯＦＦを繰返し、デューティー比を０．１〜０．５程度にすることが好ましい。パルス電流の条件は、ＦｅＣｏα合金の平均結晶粒径及び膜面の中心線平均粗さＲａに影響を与える。
【０１６４】
上記のようにパルス電流による電気メッキ法では、メッキ形成時における電流密度の分布の偏りを緩和することができる。
【０１６５】
本発明では、Ｆｅイオン濃度を１．２ｇ／ｌ以上で３．２ｇ／ｌ以下とし、Ｃｏイオン濃度を０．８６ｇ／ｌ以上で１．６ｇ／ｌ以下とし、元素αイオン濃度を０．２ｍｇ／ｌ以上で６ｍｇ／ｌ以下とする。後述の実験結果に示すように、上記比率であると確実にＦｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率を、２以上で５以下にでき、元素αの組成比Ｚを、０．５質量％以上で１８質量％以下にできる。
【０１６６】
上記のメッキ浴組成では、Ｆｅのイオン濃度が従来に比べて低いことが特徴的である。従来では、前記Ｆｅイオン濃度は例えば４．０ｇ／ｌ程度であったが、低濃度にすることで攪拌効果を上げることができ、より適切にＦｅＣｏα合金のＦｅ含有量を大きくすることができるとともに緻密な結晶を形成でき、耐食性に優れたＦｅＣｏα合金にすることができる。
【０１６７】
また本発明では前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２．６以上で４．３以下で、元素αの組成比Ｚが３質量％以上で９質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_XＣｏ_Yα_Z合金をメッキ形成することが好ましく、上記したメッキ浴組成を適切に調整することで前記組成比を有するＦｅＣｏα合金を容易に製造することが可能である。上記の組成範囲で形成されたＦｅＣｏα合金では、飽和磁束密度Ｂｓを２．２Ｔ以上にできる。
【０１６８】
また本発明では、メッキ浴中に元素βイオンを含ませることで、Ｆｅ_XＣｏ_Yα_Zβ_V合金をメッキ形成することができる。前記元素βイオン濃度は、０．３ｇ／ｌ以上で１ｇ／ｌ以下であることが好ましく、これにより元素βの組成比Ｖを、０．５質量％以上で５質量％以下にでき、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＋Ｖ＝１００質量％の関係を満たす、Ｆｅ_XＣｏ_Yα_Zβ_V合金をメッキ形成することができる。
【０１６９】
次に本発明における、Ｆｅの組成比Ｘが５６質量％以上で、Ｃｏの組成比Ｙが２０質量％以上で、Ｒｈの組成比Ｗが１．７質量％以上で２０質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｗ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_XＣｏ_YＲｈ_w合金のメッキ形成法について以下に説明する。
【０１７０】
本発明では、前記ＦｅＣｏＲｈ合金を電気メッキ法によってメッキ形成するものである。
【０１７１】
前記電気メッキ法には、直流電流を用いた電気メッキ法やパルス電流を用いた電気メッキ法などがある。本発明では、直流電流による電気メッキ法を使用することが可能であるが、上記したようにパルス電流を用いた電気メッキ法を用いた方が、従来のように直流電流を用いた場合に比べメッキ形成時における電流密度の分布の偏りを緩和することが可能になっている。
【０１７２】
本発明では、Ｆｅイオン濃度を１．０ｇ／ｌ以上で５．０ｇ／ｌ以下とし、Ｃｏイオン濃度を０．１ｇ／ｌ以上で５．０ｇ／ｌ以下とし、Ｒｈイオン濃度を１．０ｍｇ／ｌ以上で１０．０ｍｇ／ｌ以下とする。後述の実験結果に示すように、上記比率であると確実にＦｅの組成比Ｘを、５６質量％以上で、Ｃｏの組成比Ｙを２０質量％以上で、Ｒｈの組成比Ｗを、１．７質量％以上で２０質量％以下にできる。
【０１７３】
上記のメッキ浴組成では、Ｆｅのイオン濃度が従来に比べて低いことが特徴的である。従来では、前記Ｆｅイオン濃度は例えば４．０ｇ／ｌ程度であったが、低濃度にすることで攪拌効果を上げることができ、より適切にＦｅＣｏＲｈ合金のＦｅ含有量を大きくすることができるとともに緻密な結晶を形成でき、耐食性に優れたＦｅＣｏＲｈ合金にすることができる。
【０１７４】
また本発明では前記Ｒｈの組成比Ｗが７．５質量％以上であるＦｅ_XＣｏ_YＲｈ_W合金をメッキ形成することが好ましく、上記したメッキ浴組成を適切に調整することで前記組成比を有するＦｅＣｏＲｈ合金を容易に製造することが可能である。上記の組成範囲で形成されたＦｅＣｏＲｈ合金では、ＮｉＦｅ合金膜と同程度の耐食性を有する軟磁性膜を形成することができる。
【０１７５】
さらに本発明では前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が、２．０３０以上で２．７０４以下で、Ｒｈの組成比Ｗが７．５質量％以上で１０質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｗ＝１００質量％の関係を満たすＦｅ_XＣｏ_YＲｈ_w合金をメッキ形成することが好ましく、上記したメッキ浴組成を適切に調整することで前記組成比を有するＦｅＣｏＲｈ合金を容易に製造することが可能である。上記の組成範囲で形成されたＦｅＣｏＲｈ合金では、飽和磁束密度Ｂｓを２．２Ｔ以上にできるとともに、ＮｉＦｅ合金膜と同程度の耐食性を得ることが可能になる。
【０１７６】
また本発明では、メッキ浴中に元素βイオンを含ませることで、Ｆｅ_XＣｏ_YＲｈ_Wβ_V合金をメッキ形成することができる。前記元素βイオン濃度は、１０．０ｇ／ｌ以上で２０．０ｇ／ｌ以下であることが好ましく、これにより元素βの組成比Ｖを、０．５質量％以上で５質量％以下にでき、Ｘ＋Ｙ＋Ｗ＋Ｖ＝１００質量％の関係を満たす、Ｆｅ_XＣｏ_YＲｈ_Wβ_V合金をメッキ形成することができる。
【０１７７】
また本発明では、ＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金、ＦｅＣｏＲｈ合金あるいはＦｅＣｏＲｈβ合金のメッキ浴中にサッカリンナトリウム（Ｃ₆Ｈ₄ＣＯＮＮａＳＯ₂）を混入することが好ましい。前記サッカリンナトリウムは応力緩和剤の役割を持っており、メッキ形成されたＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金、ＦｅＣｏＲｈ合金及びＦｅＣｏＲｈβ合金の膜応力を低減させることが可能になる。
【０１７８】
また上記したＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金、ＦｅＣｏＲｈ合金あるいはＦｅＣｏＲｈβ合金のメッキ浴中に、２−ブチン−１、４ジオールを混入することが好ましい。これにより前記ＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金、ＦｅＣｏＲｈ合金及びＦｅＣｏＲｈβ合金の結晶粒径の粗大化を抑制し保磁力Ｈｃを低減させることができる。
【０１７９】
また本発明では、前記ＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金、ＦｅＣｏＲｈ合金あるいはＦｅＣｏＲｈβ合金のメッキ浴中に２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムを混入することが好ましい。
【０１８０】
前記２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムは界面活性剤である。前記２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムの混入によって、ＦｅＣｏα合金、ＦｅＣｏαβ合金、ＦｅＣｏＲｈ合金及びＦｅＣｏＲｈβ合金のメッキ形成時に発生する水素を除去でき、メッキ膜に前記水素が付着することを防止することができる。前記メッキ膜に水素が付着すると、結晶が緻密に形成されずその結果、膜面の面粗れをひどくする原因となるため、本発明のように前記水素を除去することで、前記メッキ膜の膜面の面粗れを小さくでき、保磁力Ｈｃを小さくすることが可能である。
【０１８１】
なお前記２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムに代えてラウリル硫酸ナトリウムを混入してもよいが、前記ラウリル硫酸ナトリウムは、前記２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムに比べてメッキ浴中に入れたとき泡立ちやすいために、前記ラウリル硫酸ナトリウムを効果的に水素を除去できる程度に混入することが難しい。このため本発明では、前記ラウリル硫酸ナトリウムに比べて泡立ちにくい２−エチルヘキシル硫酸ナトリウムを水素を効果的に除去できる程度に混入することができて好ましい。
【０１８２】
また前記メッキ浴中にホウ酸を混入することが好ましい。ホウ酸は、電極表面のｐＨ緩衝剤となり、またメッキ膜の光沢を出すのに効果的である。
【０１８３】
上記した軟磁性膜の製造方法を用いて図１ないし図７の各図におけるコア層及び磁極層をメッキ形成する。
【０１８４】
上記の製造方法によれば、再現性良くしかも容易に、上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜をメッキ形成でき、飽和磁束密度Ｂｓが２．０Ｔ以上あるいは２．１Ｔ以上と高く高記録密度化に対応でき、しかも耐食性に優れた薄膜磁気ヘッドを製造することが可能である。
【０１８５】
なお本発明では、上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜の用途として図１ないし図７に示す薄膜磁気ヘッドを提示したが、この用途に限定されるものではない。例えば上記の（１）あるいは（２）の軟磁性膜は、薄膜インダクタ等の平面型磁気素子等にも使用可能である。
【０１８６】
【実施例】
本発明では、以下に示されたメッキ浴からパルス電流による電気メッキ法を用いてＦｅＣｏＰｄ合金をメッキ形成し、この際、前記ＦｅＣｏＰｄ合金の組成比と飽和磁束密度Ｂｓとの関係について調べた。
【０１８７】
（メッキ浴組成）
▲１▼ＦｅＳＯ₄・７Ｈ₂Ｏ６ｇ／ｌ〜１６ｇ／ｌ（Ｆｅイオン濃度は、１．２ｇ／ｌ〜３．２ｇ／ｌ）
▲２▼ＣｏＳＯ₄・７Ｈ₂Ｏ４．１ｇ／ｌ〜７．６ｇ／ｌ（Ｃｏイオン濃度は、０．８６ｇ／ｌ〜１．６ｇ／ｌ）
▲３▼ＰｄＣｌ₂ ０〜１０ｍｇ／ｌ（Ｐｄイオン濃度は、０ｇ／ｌ〜６ｍｇ／ｌ）
▲４▼サッカリンナトリウム２ｇ／ｌ
▲５▼塩化ナトリウム２５ｇ／ｌ
▲６▼ホウ酸２５ｇ／ｌ
▲７▼２−エチルヘキシル硫酸ナトリウム０．１５ｍｌ／ｌ
また実験に際して以下の成膜条件を共通にした。
【０１８８】
まず電極のｐＨを２．３に設定した。またパルス電流のデューティー比（ＯＮ／ＯＦＦ）を５００／５００ｍｓｅｃに設定した。また電流を５００〜１０００ｍＡに設定した。
【０１８９】
そして本発明では、Ｓｉ基板上にＣｕ下地層をスパッタ形成した後、前記Ｃｕ下地層上に上記のメッキ浴からＦｅＣｏＰｄ合金あるいはＦｅＣｏ合金を０．５μｍ〜１μｍの膜厚でメッキ形成した。
その実験結果は、以下の表１に示されている。
【０１９０】
【表１】

表１に示されたＦｅ、Ｃｏ及びＰｄの各組成比と飽和磁束密度Ｂｓとの関係をまとめたのが図８の三元図である。
【０１９１】
図９は、図８の領域Ａの組成範囲内を拡大した部分三元図である。
実験によれば、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を５質量％としたライン、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２としたライン、Ｐｄの組成比を１８質量％としたライン、Ｐｄの組成比を０．５としたラインで囲まれる領域Ｂ内の組成範囲であれば、飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上にでき、しかもＰｄを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することができることがわかった。
【０１９２】
次に、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を４．３としたライン、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２．６としたライン、Ｐｄの組成比を９質量％としたライン、Ｐｄの組成比を３質量％としたラインで囲まれる領域Ｃ内の組成範囲であれば、飽和磁束密度Ｂｓを２．２Ｔ以上にでき、しかもＰｄを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することができることがわかった。
【０１９３】
上記したＦｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率の範囲は、飽和磁束密度Ｂｓとの関係から求めたものである。
【０１９４】
図１０は、表１の各サンプルに示すＦｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率と飽和磁束密度Ｂｓとの関係を示すグラフである。
【０１９５】
図１０に示すように、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２以上で５以下にすれば確実に飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上にできることがわかる。
【０１９６】
次に図１０に示すように、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を３から４程度にすると前記飽和磁束密度Ｂｓを最も大きくでき、本発明ではこの実験結果から好ましい前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率を２．６以上で４．３以下とした。これによって飽和磁束密度Ｂｓを２．２Ｔ以上確保できることがわかる。
【０１９７】
ただし前記飽和磁束密度Ｂｓは、図１０を見てわかるように、Ｐｄの組成比にも依存する。当然のことながら前記Ｐｄの組成比を大きくしていけば、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を上記比率内に収めても、磁性を担うＦｅ、Ｃｏ量が減少するため、飽和磁束密度Ｂｓは低下しやすくなる。
【０１９８】
また前記Ｐｄは耐食性を向上させるために添加される貴金属である。耐食性の向上のためには前記Ｐｄをある程度、ＦｅＣｏ系合金内に含有させないと、その効果を適切に発揮させることはできない。
【０１９９】
そこで次に前記Ｐｄの組成比を限定することとした。
本発明ではＦｅＣｏ系合金中に含まれるＰｄの組成比と耐食性との関係について実験を行った。実験は、表１から選択された６つのサンプルを用意して行った。各サンプルの膜構成は、Ｆｅ₂₀Ｎｉ₈₀合金膜／軟磁性膜／ＮｉＰ合金膜／Ｆｅ₆₀Ｎｉ₄₀とした。
【０２００】
表１からは、上記膜構成中の軟磁性膜としてパルス電流による電気メッキ法にてメッキ形成されたＦｅ₇₂Ｃｏ₂₈合金からなるサンプル２、Ｆｅ_78.72Ｃｏ_20.78Ｐｄ_0.5合金からなるサンプル１１、Ｆｅ₆₈Ｃｏ₂₇Ｐｄ₅合金からなるサンプル２４、Ｆｅ_63.51Ｃｏ_26.59Ｐｄ_9.9からなるサンプル３２、Ｆｅ_55.55Ｃｏ_26.9Ｐｄ_17.55合金からなるサンプル３３の５つを用意し、さらに新たに、Ｆｅ₇₀Ｎｉ₃₀からなるサンプル３４を用意した。
【０２０１】
そしてこれら各サンプルを温純水（６０℃）、純水（４５℃）、市水（４５℃）、希硫酸（ｐＨ＝２）に浸し、その後、各サンプルを切断して耐食性の良否を評価した。評価は１０段階の評価とし、１０の評価は、軟磁性膜の部分が全く腐食されておらず、すなわち最も耐食性に優れていることを意味する。また１０の評価から数字が１つ減る毎に、軟磁性膜の部分の腐食の度合が大きくなり、１の評価は、軟磁性膜の部分がほとんど腐食され、最も耐食性が悪いことを意味する。
その実験結果をまとめたのが以下の表２である。
【０２０２】
【表２】

【０２０３】
表２に示すように、軟磁性膜にＦｅ₇₀Ｎｉ₃₀合金膜を選択したサンプル３４では、いずれの液に浸したときでも耐食性の評価が高く非常に耐食性に優れていることがわかった。
【０２０４】
これに対し、軟磁性膜にＦｅ₇₂Ｃｏ₂₈合金膜を選択したサンプル２では、温純水（６０℃）及び市水（４５℃）における耐食性の評価が３の評価と４の評価と低く、希硫酸に浸した時の評価はすべて５であり、腐食しやすいことがわかった。
【０２０５】
このように、軟磁性膜にＦｅ₇₂Ｃｏ₂₈合金膜を選択した場合、耐食性が低下する原因は、Ｆｅ₇₂Ｃｏ₂₈合金膜の上にＦｅ₆₀Ｎｉ₄₀合金膜を電気メッキ法にてメッキ形成するとき、前記ＦｅＣｏ合金膜とＮｉＦｅ系合金膜との間に大きな電位差（標準電極電位差）が発生し、この電位差によりいわゆる電池効果が生じて前記ＦｅＣｏ合金膜が溶け出すからであると考えられる。
【０２０６】
一方、ＦｅＣｏ合金にＰｄを０．５質量％含有させたサンプル１１では、Ｐｄを含有しないサンプル２と比較して見ると、特に、希硫酸に浸した時、耐食性が改善されたことがわかる。希硫酸は、スライダ加工などで使用される洗浄液の一つであり、この希硫酸での耐食性の改善は、スライダ加工時に、さらに希硫酸を使用しやくなり好ましい。
【０２０７】
さらにＰｄの組成比を増やしたサンプル２４、３２及び３３では、Ｐｄを含まないサンプル２に比べて飛躍的に耐食性の向上を図ることができることがわかり、特にＰｄを１７．５５質量％含有させたサンプル３３に至っては、Ｆｅ₇₀Ｎｉ₃₀合金よりも優れた耐食性を示した。
【０２０８】
このようにＦｅＣｏ合金にＰｄを含有させたＦｅＣｏＰｄ合金膜であるとＰｄを含まないＦｅＣｏ合金膜より耐食性が向上する理由は、Ｐｄはそれ自体イオン化され難い貴金属だからであり、前記ＰｄがＦｅＣｏ合金内に含有されることで、ＦｅＣｏＰｄ合金の上にＦｅＮｉ合金を電気メッキ法にてメッキ形成するとき前記ＦｅＣｏＰｄ合金のイオン化を抑制でき、前記ＦｅＣｏＰｄ合金の耐食性を向上させることが可能になっている。
【０２０９】
この表から見て、本発明ではＰｄ量を０．５質量％すると、Ｐｄを含まないＦｅＣｏ合金に比べて効果的に耐食性の向上を図ることが可能になることがわかる。
【０２１０】
Ｐｄ量を０．５質量％含有するサンプルＮｏ．１１は表１に示すように、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）は約３．７８であり、飽和磁束密度Ｂｓも２．０Ｔを越え約２．１８Ｔとなっている。
【０２１１】
このようにサンプルＮｏ．１１では、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）が２以上で５以下の範囲内に収まり、飽和磁束密度Ｂｓを２．０Ｔ以上得ることができるととともに、耐食性を、Ｐｄを含まない軟磁性膜に比べて向上させることができることが確認されたので、本発明では、前記Ｐｄの組成比の下限値を０．５質量％以上に設定した。
【０２１２】
次に、Ｐｄを１７．５５質量％含有するサンプルＮｏ．３３では表１を見てみると、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）が約２．０７である。上記したように本発明では、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２以上で５以下に設定している。すなわちこのサンプルＮｏ．３３では、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）が２付近であり、しかもＰｄの組成比は、他のサンプルに比べて最も高いため、Ｆｅの組成比（絶対値）が最も小さくなっている。サンプルＮｏ．３３ではＦｅの組成比は約５５．５５質量％である。
【０２１３】
サンプルＮｏ．３３では、他のサンプルに比べてＦｅの組成比が最も低いものの、飽和磁束密度Ｂｓは依然として２．０Ｔを越えている。上記したようにＢｓはＦｅ量に最も影響を受けるため、サンプルＮｏ．３３程度のＰｄの組成比であり、且つＦｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２以上５以下にすれば、飽和磁束密度を２．０Ｔ以上確保できることがわかる。
【０２１４】
また表２を見てみると、Ｐｄの組成比を１７．５５質量％としたサンプル３３は耐食性をより効果的に向上させることができることがわかる。したがって本発明では、前記Ｐｄの組成比の上限値を１８質量％以下とした。
【０２１５】
以上の実験結果により、本発明では、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２以上で５以下とし、且つＰｄの組成比を０．５質量％以上で１８質量％以下と設定した。これによって飽和磁束密度を２．０Ｔ以上にできると共に、Ｐｄを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することが可能になる。
【０２１６】
次に、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２．６以上で４．３以下とし、２．２Ｔ以上の飽和磁束密度を得ることができる場合のＰｄの組成比を設定する。
【０２１７】
表１で示すように、Ｐｄを含むものでＦｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）が２．６以上で４．３以下であり、飽和磁束密度が２．２Ｔを越えているサンプルは、Ｎｏ．１５、１７、１８、１９、２０、２２、２５、２６、２７である。またサンプルＮｏ．３０では、飽和磁束密度Ｂｓがわずかに２．２Ｔを下回るもののＰｄ量が約９質量％に高くても２．２Ｔに近い飽和磁束密度Ｂｓを得ることが可能である。
【０２１８】
これらサンプルのＰｄ量を見てみると、Ｐｄ量は、約３質量％から９質量％の範囲内であることがわかる。
【０２１９】
そこで本発明では、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）が２．６以上で４．３以下であり、且つＰｄ量が３質量％以上で９質量％の範囲を好ましい組成範囲とした。これにより飽和磁束密度Ｂｓが２．２Ｔ以上で、しかもＰｄを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することができる。
【０２２１】
次に、ＦｅＣｏＲｈからなる軟磁性膜の組成比と飽和磁束密度Ｂｓとの関係について調べた。
【０２２２】
（メッキ浴組成）
▲１▼ＦｅＳＯ₄・７Ｈ₂Ｏ５．０ｇ／ｌ〜２５．０ｇ／ｌ（Ｆｅイオン濃度は、１．０ｇ／ｌ〜５．０ｇ／ｌ）
▲２▼ＣｏＳＯ₄・７Ｈ₂Ｏ０．４ｇ／ｌ〜２０．０ｇ／ｌ（Ｃｏイオン濃度は、０．１ｇ／ｌ〜５．０ｇ／ｌ）
▲３▼Ｒｈ（ＳＯ₄）₃ ０〜４８ｍｇ／ｌ（Ｒｈイオン濃度は、０ｇ／ｌ〜１０ｍｇ／ｌ）
▲４▼サッカリンナトリウム２ｇ／ｌ
▲５▼塩化ナトリウム２５ｇ／ｌ
▲６▼ホウ酸２５ｇ／ｌ
▲７▼ラウリル硫酸ナトリウム０．０２ｍｌ／ｌ
また実験に際して以下の成膜条件を共通にした。
【０２２３】
まず電極のｐＨを１．７に設定した。また直流電流を用いた電気メッキ法で、前記ＦｅＣｏＲｈ合金をメッキ形成した。このときの電流値は５００〜１０００ｍＡであった。
【０２２４】
そして本発明では、Ｓｉ基板上にＣｕ下地層をスパッタ形成した後、前記Ｃｕ下地層上に上記のメッキ浴からＦｅＣｏＲｈ合金あるいはＦｅＣｏ合金を０．５μｍ〜１μｍの膜厚でメッキ形成した。
その実験結果は、以下の表３に示されている。
【０２２５】
【表３】

【０２２６】
表３に示されたＦｅ、Ｃｏ及びＲｈの各組成比と飽和磁束密度Ｂｓとの関係をまとめたのが図１１の三元図である。
【０２２７】
図１２は、図１１の一部の組成範囲内を拡大した部分三元図である。
実験によれば、Ｆｅ組成比Ｘを５６質量％としたライン、Ｃｏ組成比を２０質量％としたライン、Ｒｈの組成比を１．７質量％としたライン、Ｒｈの組成比を２０質量％としたラインで囲まれる領域内の組成範囲であれば、飽和磁束密度Ｂｓを２．１Ｔ以上にでき、しかも以下に説明するようにＲｈを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することができることがわかった。
【０２２８】
次に上記した組成範囲内で形成されたＦｅＣｏＲｈ合金の耐食性について調べた。実験では前記ＦｅＣｏＲｈ合金をべた膜でメッキ形成し、このメッキ膜を希硫酸（ｐＨ＝２）、希硫酸（ｐＨ＝４）及び温純水（６０℃）に浸したときのエッチング量を調べた。その実験結果は表４に示されている。
【０２２９】
【表４】

【０２３０】
表４に示すように、Ｒｈが１．７質量％以上含まれていれば、ＦｅＣｏ合金膜よりもエッチング量を小さくできることがわかった。
【０２３１】
以上の実験結果から本発明では、ＦｅＣｏＲｈ合金のＦｅ量を５６質量％以上とし、Ｃｏ量を２０質量％以上とし、およびＲｈ量を１．７質量％以上で２０質量％以下とすれば、飽和磁束密度Ｂｓを２．１Ｔ以上にできると共に、耐食性をＦｅＣｏ合金よりも良好にできることがわかった。
【０２３２】
次に本発明では、図１ないし図４に示す実施形態のように、下部磁極層１９、３２、ギャップ層２０、３３及び上部磁極層２１、３４を連続メッキ形成したときの下部磁極層１９、３２及び上部磁極層２１、３４の耐食性について調べた。実験では下部磁極層１９、３２をＦｅＣｏＲｈ合金膜でメッキ形成し、ギャップ層２０、３３をＮｉＰ合金膜でメッキ形成し、上部磁極層２１、３４を下からＦｅＣｏＲｈ合金、およびＦｅＮｉ合金の２層でメッキ形成した。
【０２３３】
そして実験で使用したＦｅＣｏＲｈ合金膜の組成比の異なる各サンプルを希硫酸（ｐＨ＝４）及び温純水（６０℃）に浸し、どの程度エッチングされたかを官能評価した。なお実験では、上記したＦｅＣｏＲｈ合金膜で形成された部分をＦｅＣｏ合金膜で形成したサンプル、及びＦｅＮｉ合金膜で形成したサンプルも用意し、これらサンプルについても同様の耐食性実験を行った。その実験結果は表５に示されている。
【０２３４】
【表５】

【０２３５】
なお表５に示す官能評価は１０段階の評価とし、１０の評価は、軟磁性膜の部分が全く腐食されておらず、すなわち最も耐食性に優れていることを意味する。また１０の評価から数字が１つ減る毎に、軟磁性膜の部分の腐食の度合が大きくなり、１の評価は、軟磁性膜の部分がほとんど腐食され、最も耐食性が悪いことを意味する。
【０２３６】
表５に示すように、下部磁極層及び上部磁極層をＦｅＣｏ合金膜で形成したサンプルでは、そもそもメッキ形成が不可能で耐食性評価を行うことができなかった。
【０２３７】
一方、Ｒｈを２．６質量％混入したＦｅＣｏＲｈ合金膜では、ＦｅＣｏ合金膜よりも耐食性は向上するものの、官能評価はすべて「１」でかなりエッチングされてしまい耐食性は特にＮｉＦｅ合金膜に比べると非常に悪かった。
【０２３８】
これに対し、Ｒｈを７．５質量％以上混入したＦｅＣｏＲｈ合金膜では、ＦｅＮｉ合金と同等の耐食性を得ることができることがわかった。
【０２３９】
以上の実験結果から特に連続メッキで形成する部分に、ＦｅＣｏＲｈ合金膜を使用する場合、Ｒｈを７．５質量％以上にすることが好ましいことがわかった。
【０２４０】
次に本発明のより好ましい組成範囲について以下に説明する。本発明では飽和磁束密度Ｂｓが２．２Ｔ以上あり、しかも耐食性がＮｉＦｅ合金膜と同等程度あるＦｅＣｏＲｈ合金であることがより好ましい。その組成範囲は表３や表５から算出すると、図１２に示すＦｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２．０３０としたライン、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）を２．７０４としたライン、Ｒｈの組成比を７．５質量％としたライン、Ｒｈの組成比を１０質量％としたラインで囲まれる領域内であることがわかった。従って本発明では、ＦｅＣｏＲｈ合金膜のより好ましい組成範囲を、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）が２．０３０以上で２．７０４以下で、Ｒｈの組成比が７．５質量％以上で１０質量％以下である範囲内であるとした。
【０２４１】
【発明の効果】
以上詳述した本発明では、Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率が２以上で５以下であり、元素α（ただし元素αは、Ｐｄ）の組成比Ｚが、０．５質量％以上で１８質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たし、且つメッキ形成されるＦｅ_ＸＣｏ_Ｙα_Ｚ合金であれば、２．０Ｔ以上の飽和磁束密度を得ることができると共に元素αを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することができる。
【０２４２】
また本発明では、前記Ｆｅの組成比Ｘ（質量％）／Ｃｏの組成比Ｙ（質量％）の比率は２．６以上で４．３以下であり、元素αの組成比Ｚは３質量％以上で９質量％以下であり、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１００質量％の関係を満たすことが好ましい。これにより飽和磁束密度Ｂｓを２．２Ｔ以上にすることができるとともに元素αを含まないＦｅＣｏ合金に比べて耐食性に優れた軟磁性膜を製造することができる。
【０２４６】
また本発明では前記ＦｅＣｏα合金に元素β（ただし元素βはＮｉ、Ｃｒの一方あるいは両方）を添加してもよい。
【０２４７】
本発明では、前記ＦｅＣｏα合金をパルス電流を用いた電気メッキ法あるいは直流電流を用いた電気メッキ法によりメッキ形成することで、上記した組成比を有する前記ＦｅＣｏα合金を再現性良く形成することができる。
【０２４８】
以上のようにして形成されたＦｅＣｏα合金を薄膜磁気ヘッドの磁極層やコア層に使用することにより、前記磁極層やコア層のギャップ近傍に磁束を集中させて記録密度を向上させることが可能である。したがって今後の高記録密度化に対応可能な薄膜磁気ヘッドを製造することができる。しかも耐食性に優れた薄膜磁気ヘッドを製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１実施形態の薄膜磁気ヘッドの部分正面図、
【図２】図１の縦断面図、
【図３】本発明の第２実施形態の薄膜磁気ヘッドの部分正面図、
【図４】図３の縦断面図、
【図５】本発明の第３実施形態の薄膜磁気ヘッドの縦断面図、
【図６】本発明の第４実施形態の薄膜磁気ヘッドの縦断面図、
【図７】本発明の第５実施形態の薄膜磁気ヘッドの縦断面図、
【図８】電気メッキ法によりメッキ形成されたＦｅＣｏＰｄ合金とＦｅＣｏ合金の組成比と飽和磁束密度との関係を示す三元図、
【図９】図８の領域Ａの部分を拡大した部分三元図、
【図１０】Ｆｅの質量％／Ｃｏの質量％の比率と飽和磁束密度との関係を示すグラフ、
【図１１】電気メッキ法によりメッキ形成されたＦｅＣｏＲｈ合金とＦｅＣｏ合金の組成比と飽和磁束密度との関係を示す三元図、
【図１２】図１１のある所定領域の部分を拡大した部分三元図、
【符号の説明】
１１スライダ
１０磁気抵抗効果素子
１６下部コア層（上部シールド層）
１８、３０磁極部
１９、３２、５０下部磁極層
２０、３３ギャップ層
２１、３４上部磁極層
２２、４０、４６、５５上部コア層
４１磁気ギャップ層
４７高Ｂｓ層
４８上層[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a soft magnetic film used as a core material of a thin film magnetic head, for example, and the saturation magnetic flux density Bs is 2.0 T or more by using FeCoα or FeCoRh (element α is a noble metal) alloy for the soft magnetic film. And a thin film magnetic head using the soft magnetic film, a method of manufacturing the soft magnetic film, and a method of manufacturing the thin film magnetic head.
[0002]
[Prior art]
For example, for the core layer of a thin film magnetic head, a magnetic material having a high saturation magnetic flux density Bs is used for the recording layer especially in the future, and the magnetic flux is concentrated near the gap of the core layer to improve the recording density. It is necessary to let
[0003]
Conventionally, NiFe-based alloys are often used as the magnetic material. The NiFe alloy was plated by an electroplating method using a direct current, and a saturation magnetic flux density Bs of about 1.8 T could be obtained.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, as the recording density increases in the future, it becomes necessary to produce a soft magnetic film that satisfies a higher saturation magnetic flux density Bs, and NiFe-based alloys cannot sufficiently meet the demand.
[0005]
In addition to NiFe alloys, a soft magnetic material often used is an FeCo alloy film. In the FeCo alloy film, the saturation magnetic flux density Bs higher than that of the NiFe-based alloy film can be obtained by appropriately adjusting the composition ratio of Fe, but the following problems occur.
[0006]
Depending on the configuration of the thin film magnetic head and other magnetic elements, the NiFe-based alloy may be stacked on the FeCo alloy, or the FeCo alloy may be stacked above and below a plated nonmagnetic layer (for example, a gap layer). However, when the FeCo alloy film is formed by electroplating, there is a problem that the FeCo alloy film ionizes and melts and corrodes.
[0007]
This is because a large potential difference (standard electrode potential difference) is generated between the FeCo alloy film and the NiFe-based alloy film or between the FeCo alloy film and the nonmagnetic layer. It is considered to be issued.
[0008]
Even when the FeCo alloy film is formed as a single layer, corrosion resistance is required in the method of manufacturing a thin film magnetic head and other magnetic elements. For example, it is required not to corrode even when exposed to a slider grinding process or an element cleaning process. Corrosion resistance is also required for environmental factors in the use of thin film magnetic heads.
[0009]
Therefore, a soft magnetic film used for a core layer of a thin film magnetic head needs not only high saturation magnetic flux density Bs but also excellent corrosion resistance.
[0010]
Therefore, the present invention is to solve the above-mentioned conventional problems, and by adding a noble metal element such as Pd or Rh to the FeCo alloy, the saturation magnetic flux density Bs can be increased to 2.0 T or more, and at the same time, the corrosion resistance is improved. An object is to provide an excellent soft magnetic film, a thin film magnetic head using the soft magnetic film, a method for manufacturing the soft magnetic film, and a method for manufacturing the thin film magnetic head.
[0036]
[Means for Solving the Problems]
  The method for producing a soft magnetic film in the present invention is as follows.The Fe ion concentration in the plating bath is 1.2 g / l or more and 3.2 g / l or less, the Co ion concentration is 0.86 g / l or more and 1.6 g / l or less, and the element α ion concentration is 0.2 mg. The ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2 or more and 5 or less, and element α (however element α isPdThe composition ratio Z is 0.5 mass% or more and 18 mass% or less, and satisfies the relationship of X + Y + Z = 100 mass%._XCo_Yα_ZAn alloy is formed by plating. With a soft magnetic film having this composition ratio, the saturation magnetic flux density Bs can be made 2.0 T or more, and a soft magnetic film excellent in corrosion resistance as compared with an FeCo alloy containing no element α can be manufactured.
[0037]
In the present invention, the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more and 4.3 or less, and the composition ratio Z of element α is 3 mass%. The amount of Fe is 9% by mass or less and satisfies the relationship of X + Y + Z = 100% by mass._XCo_Yα_ZPreferably, the alloy is plated. With a soft magnetic film having this composition ratio, it is possible to produce a soft magnetic film having a saturation magnetic flux density Bs of 2.2 T or higher and excellent in corrosion resistance as compared with an FeCo alloy containing no element α.
[0039]
According to the experimental results to be described later, by having the above plating bath composition, the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is surely 2 or more and 5 or less, The composition ratio Z of the element α is 0.5% by mass or more and 18% by mass or less, and satisfies the relationship of X + Y + Z = 100% by mass._XCo_Yα_ZThe ratio of the alloy, preferably the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more and 4.3 or less, and the composition ratio Z of the element α is 3 mass%. The amount of Fe is 9% by mass or less and satisfies the relationship of X + Y + Z = 100% by mass._XCo_Yα_ZAlloys can be plated.
[0040]
In the present invention, β ions (where element β is one or both of Ni and Cr) are added to the plating bath, and the Fe_XCo_Yα_ZFe containing element β having a composition ratio V of 0.5% by mass or more and 5% by mass or less in the alloy and satisfying the relationship of X + Y + Z + V = 100% by mass_XCo_Yα_Zβ_VAn alloy may be plated.
[0047]
  As described above, in the present invention, preferably FeCoα compound is used.MoneyPlating is performed by electroplating using a pulse current. In the electroplating method using a pulse current, for example, the current control element is repeatedly turned on and off, and a time for flowing current and a blank time for not flowing current are provided during plating formation. By providing a time during which no current flows in this way, the FeCoα alloyMembraneIt is possible to alleviate the uneven distribution of current density during plating as compared with the conventional case where the plating is formed little by little and a direct current is used. According to the electroplating method using a pulse current, the Fe content contained in the soft magnetic film can be easily adjusted as compared with the electroplating method using a direct current, and a large amount of the Fe content can be taken into the film.
[0048]
  In the present invention, the FeCoα alloy, the FeCoαβ compoundof goldIt is preferable to mix sodium saccharin in the plating bath. Saccharin sodium (C₆H₄CONNaSO₂) Has a role as a stress relaxation agent. Therefore, by mixing the saccharin sodium, the FeCoα alloy and FeCoαβ compound are mixed together.of goldIt is possible to reduce the film stress.
[0049]
  Moreover, in this invention, it is preferable to mix 2-butyne-1 and 4 diol in the said plating bath. FeCoα alloy and FeCoαβ alloy formed by platingof goldThe coarsening of the crystal grain size is suppressed, and when the crystal grain size becomes small, voids are hardly generated between the crystals, and the surface roughness of the film surface is suppressed. Since the surface roughness can be suppressed, the coercive force Hc can be reduced.
[0050]
In the present invention, sodium 2-ethylhexyl sulfate is preferably mixed in the plating bath. As a result, hydrogen generated in the plating bath is removed by sodium 2-ethylhexyl sulfate, which is a surfactant, and surface roughness due to adhesion of the hydrogen to the plating film can be suppressed.
[0051]
In addition, sodium lauryl sulfate may be used in place of the sodium 2-ethylhexyl sulfate. However, when 2-ethylhexyl sodium sulfate is used, there is less foaming when mixed in the plating bath. A large amount of sodium can be mixed in the plating bath, and the hydrogen can be removed more appropriately.
[0052]
The present invention also includes a lower core layer made of a magnetic material, an upper core layer facing the lower core layer through a magnetic gap on the surface facing the recording medium, a coil layer for inducing a recording magnetic field in both core layers, In a method of manufacturing a thin film magnetic head having
At least one of the core layers is plated with a soft magnetic film by the manufacturing method described above.
[0053]
In the present invention, it is preferable that the lower magnetic pole layer is formed on the lower core layer so as to protrude from the surface facing the recording medium, and the lower magnetic pole layer is formed by plating with the soft magnetic film.
[0054]
In the present invention, the lower core layer and the upper core layer are located between the lower core layer and the upper core layer, and the width dimension in the track width direction is regulated to be shorter than that of the lower core layer and the upper core layer. Having a magnetic pole part,
The magnetic pole part is formed of a lower magnetic pole layer continuous with the lower core layer, an upper magnetic pole layer continuous with the upper core layer, and a gap layer located between the lower magnetic pole layer and the upper magnetic pole layer, or the magnetic pole part An upper magnetic pole layer continuous with the upper core layer, and a gap layer positioned between the upper magnetic pole layer and the lower core layer,
At this time, the upper magnetic pole layer and / or the lower magnetic pole layer is formed by plating with a soft magnetic film by the manufacturing method described above.
[0055]
In the present invention, the upper magnetic pole layer is preferably formed by plating with the soft magnetic film, and the upper core layer is formed by plating with an NiFe-based alloy film on the upper magnetic pole layer by electroplating.
[0056]
In the present invention, the core layer is formed of two or more magnetic layers at least in a portion adjacent to the magnetic gap, or the pole layer is formed of two or more magnetic layers. The magnetic layer in contact with the magnetic gap is preferably formed by plating with the soft magnetic film.
[0057]
In the present invention, it is preferable that other magnetic layers other than the magnetic gap layer are plated with a NiFe alloy by electroplating.
[0058]
  As described above, the FeCoα alloy and the FeCoαβ alloy as the soft magnetic film in the present invention are formed by electroplating, whereby the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%). Is 2 or more and 5 or less, and element α (where element α isPdThe composition ratio Z is 0.5 mass% or more and 18 mass% or less. Preferably, the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more. 4.3 or less, and the composition ratio Z of the element α is 3% by mass or more and 9% by mass or less._XCo_Yα_ZFe and alloy whose composition ratio V of element β is 0.5 mass% or more and 5 mass% or less_XCo_Yα_Zβ_VAlloys can be plated.
[0060]
When such a soft magnetic film is used as a core material of a thin film magnetic head, the saturation magnetic flux density Bs can be increased and the recording density can be increased, and when an FeCo alloy containing no element α or Rh is used. Compared with this, it is possible to manufacture a thin film magnetic head excellent in corrosion resistance with a high yield.
[0061]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
FIG. 1 is a partial front view of the thin film magnetic head according to the first embodiment of the present invention, and FIG. 2 is a longitudinal sectional view of the thin film magnetic head shown in FIG.
[0062]
The thin film magnetic head according to the present invention is formed on the side end face 11a of the ceramic slider 11 constituting the floating head, and is composed of an MR / head in which an MR head h1 and an inductive head h2 for writing are laminated. This is an inductive composite type thin film magnetic head (hereinafter simply referred to as a thin film magnetic head).
[0063]
The MR head h1 uses a magnetoresistive effect to detect a leakage magnetic field from a recording medium such as a hard disk and read a recording signal.
[0064]
As shown in FIG. 2, Al is formed on the trailing side end surface 11a of the slider 11.₂O_ThreeA lower shield layer 13 made of a magnetic material made of NiFe or the like is formed through the film 12, and a lower gap layer 14 made of an insulating material is further formed thereon.
[0065]
On the lower gap layer 14, an anisotropic magnetoresistive effect (AMR) element, giant magnetoresistive effect (GMR) element or tunnel type magnetoresistive element is formed in the height direction (Y direction in the figure) from the surface facing the recording medium. A magnetoresistive effect element 10 such as an effect (TMR) element is formed, and an upper gap layer 15 made of an insulating material is formed on the magnetoresistive effect element 10 and the lower gap layer 14. Further, an upper shield layer 16 made of a magnetic material such as NiFe is formed on the upper gap layer 15. The MR head h1 is composed of a laminated film from the lower shield layer 13 to the upper shield layer 16.
[0066]
Next, in the embodiment shown in FIGS. 1 and 2, the upper shield layer 16 is also used as a lower core layer of the inductive head h2, and a Gd determining layer 17 is formed on the lower core layer 16, and recording is performed. The gap depth (Gd) is regulated by the length dimension from the surface facing the medium to the tip of the Gd determining layer 17. The Gd determining layer 17 is made of, for example, an organic insulating material.
[0067]
Further, as shown in FIG. 1, the upper surface 16a of the lower core layer 16 is formed with an inclined surface that inclines toward the lower surface as it moves away from the base end of the magnetic pole portion 18 in the track width direction (X direction in the drawing). It is possible to suppress the occurrence of side fringing.
[0068]
As shown in FIG. 2, a magnetic pole portion 18 is formed from the surface facing the recording medium to the Gd determining layer 17.
[0069]
The magnetic pole portion 18 includes a lower magnetic pole layer 19, a nonmagnetic gap layer 20, and an upper magnetic pole layer 21 that are stacked from the bottom.
[0070]
The lower magnetic pole layer 19 is directly plated on the lower core layer 16. The gap layer 20 formed on the lower magnetic pole layer 19 is preferably made of a nonmagnetic metal material that can be plated. Specifically, it is preferably selected from one or more of NiP, NiPd, NiW, NiMo, Au, Pt, Rh, Pd, Ru, and Cr.
[0071]
As a specific embodiment of the present invention, NiP is used for the gap layer 20. This is because the gap layer 20 can be appropriately brought into a nonmagnetic state by forming the gap layer 20 with NiP.
[0072]
Further, the upper magnetic pole layer 21 formed by plating on the gap layer 20 is magnetically connected to the upper core layer 22 formed thereon.
[0073]
When the gap layer 20 is formed of a nonmagnetic metal material that can be plated as described above, the lower magnetic pole layer 19, the gap layer 20, and the upper magnetic pole layer 21 can be formed by continuous plating.
[0074]
The magnetic pole part 18 may be composed of two layers, a gap layer 20 and an upper magnetic pole layer 21.
[0075]
As shown in FIG. 1, the magnetic pole portion 18 is formed with a track width Tw in the track width direction (X direction in the drawing).
[0076]
As shown in FIGS. 1 and 2, insulating layers 23 made of, for example, an inorganic insulating material are formed on both sides of the magnetic pole portion 18 in the track width direction (X direction in the drawing) and behind the height direction (Y direction in the drawing). . The upper surface of the insulating layer 23 is flush with the upper surface of the magnetic pole portion 18.
[0077]
As shown in FIG. 2, a coil layer 24 is spirally formed on the insulating layer 23. The coil layer 24 is covered with an insulating layer 25 made of an organic insulating material. The coil layer 24 may have a structure in which two or more layers are stacked with an insulating layer interposed therebetween.
[0078]
As shown in FIG. 2, the upper core layer 22 is patterned from the magnetic pole portion 18 to the insulating layer 25 by, for example, a frame plating method. As shown in FIG. 1, the tip 22a of the upper core layer 22 is formed with a width dimension T1 in the track width direction on the side facing the recording medium, and the width dimension T1 is larger than the track width Tw. Is formed.
[0079]
As shown in FIG. 2, the base end portion 22 b of the upper core layer 22 is directly connected to a connection layer (back gap layer) 26 made of a magnetic material formed on the lower core layer 16.
[0080]
  In the present invention, the upper magnetic pole layer 21 and / or the lower magnetic pole layer 19 are formed of a soft magnetic film having the following composition ratio.
(1) The composition formula is Fe_XCo_Yα_Z(However, the element α isPdThe ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2 or more and 5 or less, and the composition ratio Z of element α is 0.5 mass% or more. A soft magnetic film that is 18% by mass or less, satisfies the relationship of X + Y + Z = 100% by mass, and is formed by plating.
[0081]
From the experimental results to be described later, it was confirmed that the saturation magnetic flux density Bs can be set to 2.0 T or more for the FeCoα alloy having the above composition ratio. Thus, in the present invention, it is possible to obtain a saturation magnetic flux density Bs higher than that of the NiFe-based alloy.
[0082]
Fe and Co are elements responsible for magnetism. By setting the composition ratio of Fe and Co to an appropriate value, a high saturation magnetic flux density can be obtained. According to an experiment described later, when the ratio of the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2 or more and 5 or less, it is confirmed that the Bs can be 2.0 T or more. It was.
[0083]
Next, the element α is an element added to increase the corrosion resistance. If the element α is too small, the corrosion resistance cannot be improved effectively. The decrease causes a decrease in the saturation magnetic flux density Bs. In the present invention, by setting the composition ratio Z of the element α to 0.5 mass% or more and 18 mass% or less, the saturation magnetic flux density Bs can be made 2.0 T or more, and at the same time, a soft magnetic film made only of Co and Fe. Can also effectively improve the corrosion resistance. Moreover, when any one or two or more of Pd and Pt are added among the elements α, the corrosion resistance can be improved more effectively. In particular, the element α is preferably Pd.
[0084]
In addition, the FeCoα alloy having the above composition ratio can reduce the surface roughness of the film by forming crystals densely, improve the corrosion resistance, and reduce the coercive force Hc. Specifically, the coercive force can be 2000 (A / m) or less.
[0085]
When the FeCoα alloy is within the above composition range, a specific resistance of 15 (μΩ · cm) or more can be obtained. Further, the film stress can be 400 MPa or less. Furthermore, with respect to the anisotropic magnetic field Hk, an anisotropic magnetic field Hk comparable to that of a NiFe-based alloy that has been conventionally used as a soft magnetic material can be obtained.
[0086]
In the present invention, the ratio of the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more and 4.3 or less, and the composition ratio Z of the element α is 3 mass%. It is 9 mass% or less above, and it is preferable to satisfy | fill the relationship of X + Y + Z = 100 mass%. As a result, the saturation magnetic flux density Bs can be increased to 2.2 T or more, and the corrosion resistance can be effectively improved as compared with the FeCo alloy not containing the element α.
[0087]
In the present invention, the element β (where element β is one or both of Ni and Cr) is added to the FeCoα alloy, that is, the composition formula is Fe_XCo_Yα_Zβ_VThe ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2 or more and 5 or less, and the composition ratio Z of element α is 0.5 mass% or more and 18 The ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more and 4.3 or less, and the composition ratio Z of element α is preferably less than or equal to mass%. Is a soft magnetic film satisfying the relationship of X + Y + Z + V = 100% by mass, the composition ratio V of the element β being 0.5% by mass to 5% by mass. May be.
[0088]
By forming the upper magnetic pole layer 21 and / or the lower magnetic pole layer 19 with an FeCoαβ alloy within the above composition range, the saturation magnetic flux density Bs can be made 2.0 T or higher or 2.2 T or higher. Further, the corrosion resistance can be further improved by adding the element β that forms a passive film on the surface. In addition, since the film stress can be particularly reduced by adding Ni, it is preferable to select Ni as the element β.
[0089]
As described above, in the present invention, since the above-described FeCoα alloy or FeCoαβ alloy can obtain a high saturation magnetic flux density Bs of 2.0 T or more, preferably 2.2 T or more, the FeCoα alloy or FeCoαβ alloy is used. By using the upper magnetic pole layer 21 and / or the lower magnetic pole layer 19, it is possible to concentrate the magnetic flux in the vicinity of the gap of the magnetic pole layer to improve the recording density, and use an FeCo alloy not containing the element α. Thus, it is possible to manufacture a thin film magnetic head having excellent corrosion resistance as compared with the case of doing so.
[0090]
(2) The composition formula is Fe_XCo_YRh_wFe composition ratio X (mass%) is 56 mass% or more, Co composition ratio Y is 20 mass% or more, and Rh composition ratio W is 1.7 mass% or more and 20 mass% or less. A soft magnetic film that satisfies the relationship of X + Y + W = 100 mass% and is formed by plating.
[0091]
From the experimental results described later, it was confirmed that the saturation magnetic flux density Bs can be made 2.1 T or more in the case of the FeCoRh alloy having the above composition ratio. Thus, in the present invention, it is possible to obtain a saturation magnetic flux density Bs higher than that of the NiFe-based alloy.
[0092]
Fe and Co are elements responsible for magnetism. By setting the composition ratio of Fe and Co to an appropriate value, a high saturation magnetic flux density can be obtained. According to the experiment described later, it was confirmed that the Bs could be 2.1 T or more when the Fe composition ratio X was 56 mass% or more and the Co composition ratio Y was 20 mass% or more.
[0093]
Next, the Rh is an element added to enhance the corrosion resistance, and if the Rh is too small, the corrosion resistance cannot be improved effectively. The saturation magnetic flux density Bs is reduced. In the present invention, the saturation magnetic flux density Bs can be made 2.1 T or more by setting the composition ratio W of Rh to 1.7 mass% or more and 20 mass% or less, and at the same time, compared with a soft magnetic film made of only Co and Fe. Corrosion resistance can be improved effectively.
[0094]
In addition, the FeCoRh alloy having the above composition ratio can reduce the surface roughness of the film by forming crystals densely, improve the corrosion resistance, and reduce the coercive force Hc. Specifically, the coercive force can be 2000 (A / m) or less.
[0095]
When the FeCoRh alloy is within the above composition range, a specific resistance of 15 (μΩ · cm) or more can be obtained. Further, the film stress can be 400 MPa or less. Furthermore, with respect to the anisotropic magnetic field Hk, an anisotropic magnetic field Hk comparable to that of a NiFe-based alloy that has been conventionally used as a soft magnetic material can be obtained.
[0096]
The composition ratio W of Rh is preferably 7.5% by mass or more. It has been found by experiments described later that this makes it possible to obtain corrosion resistance equivalent to that of the NiFe alloy film. In particular, as shown in FIGS. 1 and 2, when the bottom pole layer 19, the nonmagnetic layer gap layer 20, and the top pole layer 21 are continuously formed by plating, the bottom pole layer 19 and the top pole layer are formed. If the corrosion resistance of 21 is low, when the magnetic pole layers 19 and 21 are formed by plating, the magnetic pole layers are melted and cannot be properly formed. Therefore, the continuous plating film as shown in FIGS. When the soft magnetic film of the present invention is used, it is preferable to use a CoFeRh alloy film having Rh of 7.5% by mass or more.
[0097]
In the present invention, the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.030 or more and 2.704 or less, and Rh composition ratio W is 7.5 mass. % To 10% by mass, and preferably satisfies the relationship of X + Y + W = 100% by mass. According to the experiment described later, the saturation magnetic flux density Bs can be increased to 2.2 T or more by keeping the composition range of each element within the above range, and the same corrosion resistance as the NiFe alloy conventionally used for the core material or the like. Can be obtained.
[0098]
In the present invention, the element β (where element β is one or both of Ni and Cr) is added to the FeCoRh alloy, that is, the composition formula is Fe_XCo_YRh_wβ_VFe composition ratio X is 56 mass% or more, Co composition ratio Y is 20 mass% or more, and Rh composition ratio W is 1.7 mass% or more and 20 mass% or less, preferably The composition ratio W of Rh is 7.5% by mass or more, more preferably, the ratio of the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.030 or more and 2 .704 or less, the composition ratio W of Rh is 7.5 mass% or more and 10 mass% or less, and the composition ratio V of the element β is 0.5 mass% or more and 5 mass% or less, and X + Y + W + V = A soft magnetic film satisfying the relationship of 100 mass% may be used.
[0099]
By forming the upper magnetic pole layer 21 and / or the lower magnetic pole layer 19 with an FeCoRhβ alloy within the above composition range, the saturation magnetic flux density Bs can be made 2.1 T or higher or 2.2 T or higher. Further, the corrosion resistance can be further improved by adding an element β that forms a passive film on the surface. In addition, since the film stress can be particularly reduced by adding Ni, it is preferable to select Ni as the element β.
[0100]
As described above, in the present invention, since the above-described FeCoRh alloy or FeCoRhβ alloy can obtain a high saturation magnetic flux density Bs of 2.1 T or more, preferably 2.2 T or more, the FeCoRh alloy or FeCoRhβ alloy is used. By using the upper magnetic pole layer 21 and / or the lower magnetic pole layer 19, it is possible to concentrate the magnetic flux in the vicinity of the gap of the magnetic pole layer to improve the recording density, and to use an FeCo alloy not containing Rh. It is possible to manufacture a thin film magnetic head that has excellent corrosion resistance compared to the case, or has corrosion resistance equivalent to that of a NiFe alloy.
[0101]
The soft magnetic films (1) and (2) described above can also be used in the structure of a thin film magnetic head described below.
[0102]
FIG. 3 is a partial front view showing the structure of the thin film magnetic head according to the second embodiment of the present invention. FIG. 4 is a longitudinal sectional view of the thin film magnetic head taken along line 4-4 shown in FIG. is there.
[0103]
In this embodiment, the structure of the MR head h1 is the same as that shown in FIGS.
As shown in FIG. 3, an insulating layer 31 made of, for example, an inorganic insulating material is formed on the lower core layer 16. The insulating layer 31 is formed with a track width forming groove 31a formed with a predetermined length dimension on the rear side in the height direction (Y direction in the drawing) from the surface facing the recording medium. The track width forming groove 31a is formed with a track width Tw on the surface facing the recording medium (see FIG. 3).
[0104]
The track width forming groove 31a is formed with a magnetic pole portion 30 in which a lower magnetic pole layer 32, a nonmagnetic gap layer 33, and an upper magnetic pole layer 34 are laminated from below.
[0105]
The lower magnetic pole layer 32 is directly plated on the lower core layer 16. The gap layer 33 formed on the lower magnetic pole layer 32 is preferably made of a nonmagnetic metal material that can be plated. Specifically, it is preferably selected from one or more of NiP, NiPd, NiW, NiMo, Au, Pt, Rh, Pd, Ru, and Cr.
[0106]
As a specific embodiment of the present invention, NiP is used for the gap layer 33. This is because the gap layer 33 can be appropriately brought into a nonmagnetic state by forming the gap layer 33 with NiP.
[0107]
The magnetic pole portion 30 may be composed of two layers, a gap layer 33 and an upper magnetic pole layer 34.
[0108]
On the gap layer 33, a Gd determining layer 37 is formed on the insulating layer 31 from a position separated by a gap depth (Gd) from the surface facing the recording medium. The Gd determining layer 37 is made of, for example, an organic insulating material.
[0109]
Further, the upper magnetic pole layer 34 formed on the gap layer 33 is magnetically connected to the upper core layer 40 formed thereon.
[0110]
When the gap layer 33 is formed of a nonmagnetic metal material that can be plated as described above, the lower magnetic pole layer 32, the gap layer 33, and the upper magnetic pole layer 34 can be formed by continuous plating.
[0111]
As shown in FIG. 4, a coil layer 38 is spirally formed on the insulating layer 31. The coil layer 38 is covered with an insulating layer 39 formed of an organic insulating material or the like.
[0112]
As shown in FIG. 3, on both side end surfaces of the track width regulating groove 31a in the track width direction (X direction in the drawing), a direction away from the lower core layer 16 from the upper surface of the upper magnetic pole layer 34 to the upper surface 31b of the insulating layer 31 is formed. Accordingly, inclined

surfaces

31c, 31c that gradually increase in width are formed.
[0113]
As shown in FIG. 3, the tip 40a of the upper core layer 40 is formed in a direction away from the lower core layer 16 from the upper surface of the upper magnetic pole layer 34 to the

inclined surfaces

31c and 31c.
[0114]
As shown in FIG. 4, the upper core layer 40 is formed on the insulating layer 39 from the surface facing the recording medium in the height direction (Y direction in the figure), and the base end portion 40b of the upper core layer 40 is the lower core layer. 16 is directly formed.
[0115]
In the second embodiment shown in FIGS. 3 and 4, the lower magnetic pole layer 32 and / or the upper magnetic pole layer 34 are formed by plating with the soft magnetic film (1) or (2) described above. As a result, the magnetic flux can be concentrated in the vicinity of the gap, the recording density can be improved, the recording density is improved, and the thin film magnetic head is excellent in corrosion resistance as compared with the case of using the FeCo alloy not containing the element α. Can be manufactured.
[0116]
In the embodiment shown in FIGS. 1 to 4, the

magnetic pole portions

18 and 30 are provided between the lower core layer 16 and the upper core layers 22 and 40, and the lower magnetic pole layers 19 and 32 constituting the

magnetic pole portions

18 and 30. The upper magnetic pole layers 21 and 34 are plated with the soft magnetic film (1) or (2) described above, and the upper core layer 22 formed over the upper magnetic pole layers 21 and 34. , 40 are preferably plated with a NiFe alloy.
[0117]
The upper core layers 22 and 40 preferably have a high specific resistance rather than a saturation magnetic flux density Bs. In order to properly guide the recording magnetic field from the upper core layers 22 and 40 to the upper magnetic pole layers 21 and 34 during recording in the high frequency band, eddy current loss occurs in the upper core layers 22 and 40. Therefore, in the present invention, it is possible to increase the recording density by using, for the upper core layers 22 and 40, the NiFe-based alloy having a higher specific resistance than the soft magnetic film (1) or (2). It is effective in planning. The upper core layers 22 and 40 may be made of Ni, for example.₈₀Fe₂₀An alloy is used.
[0118]
By the way, in the present invention, the soft magnetic film (1) or (2) is used as the upper magnetic pole layers 21 and 34, and the NiFe-based alloy is used as the upper core layers 22 and 40. When the

layers

22 and 40 are formed by electroplating, the upper magnetic pole layers 21 and 34 can be appropriately prevented from being ionized and dissolved.
[0119]
The element α or Rh in the present invention is a noble metal that is not easily ionized, and by adding these elements, it is possible to prevent the upper magnetic pole layers 21 and 34 from being ionized.
[0120]
Alternatively, when using the FeCoαβ alloy or the FeCoRhβ alloy as the upper magnetic pole layers 21 and 34, in addition to the element α or Rh that is not easily ionized, Ni or Cr that easily forms a passive film on the surface is added. The ionization of the upper magnetic pole layers 21 and 34 can be effectively suppressed, and a magnetic pole having a high saturation magnetic flux density Bs and excellent corrosion resistance can be formed.
[0121]
The lower magnetic pole layers 19 and 32 are also preferably formed of the soft magnetic film of the above (1) or (2), whereby the lower magnetic pole layers 19 and 32 when the upper core layers 22 and 40 are plated are formed. 32 ionization can be effectively suppressed.
[0122]
In the present invention, the lower magnetic pole layers 19 and 32 and / or the upper magnetic pole layers 21 and 34 may be formed by laminating two or more magnetic layers. In such a configuration, the magnetic layer on the side in contact with the gap layers 20 and 33 is preferably formed of the soft magnetic film (1) or (2). As a result, the magnetic flux can be more concentrated in the vicinity of the gap, and it is possible to manufacture a thin film magnetic head that can cope with a future increase in recording density.
[0123]
Further, the magnetic layer other than the magnetic layer in contact with the gap layers 20 and 33 may be formed of a magnetic material of any material and composition ratio, but is more saturated than the magnetic layer on the side in contact with the gap layers 20 and 33. The magnetic flux density Bs is preferably small. For example, the other magnetic layer is preferably formed of a NiFe-based alloy. As a result, a recording magnetic field can be appropriately guided from the other magnetic layer to the magnetic layer on the side in contact with the gap layers 20 and 33 to increase the recording density, and when the other magnetic layer is formed by plating. The ionization of the magnetic layer on the side in contact with the gap layers 20 and 33 can be appropriately prevented.
[0124]
The other magnetic layer need not be formed of a NiFe-based alloy, and may be formed of the soft magnetic film (1) or (2) described above, but the magnetic layer on the side in contact with the gap layers 20 and 33 may be used. It is preferable to appropriately adjust the composition ratio so as to have a saturation magnetic flux density Bs lower than that of the layer. As the method, the amount of Fe may be reduced as compared with the magnetic layer on the side in contact with the gap layers 20 and 33.
[0125]
The saturation magnetic flux density Bs of the lower magnetic pole layers 19 and 32 is preferably high. However, the leakage magnetic field between the lower magnetic pole layer and the upper magnetic pole layer can be reduced by making it lower than the saturation magnetic flux density Bs of the upper magnetic pole layers 21 and 34. Makes it easier to reverse the magnetization of the recording medium, the signal writing density to the recording medium can be increased.
[0126]
When the nonmagnetic gap layers 20 and 33 are plated between the lower magnetic pole layers 19 and 32 and the upper magnetic pole layers 21 and 34 as shown in FIGS. 1 to 4, the lower magnetic pole layers 19 and 32 and the upper magnetic pole layer are formed. The corrosion resistance of 21 and 34 is preferably comparable to that of the NiFe alloy film. This is because when the magnetic pole layer and the gap layer are formed by plating, the magnetic pole layer is melted and cannot be properly formed by plating. Therefore, in the present invention, the soft magnetic film (1) described above or the soft magnetic film (2) having Rh of 7.5 mass% or more is used for the lower magnetic pole layers 19 and 32 and the upper magnetic pole layers 21 and 34. Is preferred.
[0127]
FIG. 5 is a longitudinal sectional view of a thin film magnetic head according to a third embodiment of the present invention.
In this embodiment, the MR head h1 is the same as in FIG. As shown in FIG. 5, a magnetic gap layer (nonmagnetic material layer) 41 made of alumina or the like is formed on the lower core layer 16. Further, a coil layer 44 is formed on the magnetic gap layer 41. The coil layer 44 is patterned so as to form a spiral shape in a plane via an insulating layer 43 made of polyimide or a resist material. The coil layer 44 is made of a nonmagnetic conductive material having a low electrical resistance such as Cu (copper).
[0128]
Further, the coil layer 44 is surrounded by an insulating layer 45 made of polyimide or a resist material, and an upper core layer 46 made of a soft magnetic material is formed on the insulating layer 45.
[0129]
As shown in FIG. 5, the tip 46a of the upper core layer 46 faces the lower core layer 16 via the magnetic gap layer 41 on the surface facing the recording medium, and has a magnetic gap length Gl1. A gap is formed, and the base end portion 46b of the upper core layer 46 is magnetically connected to the lower core layer 16 as shown in FIG.
[0130]
In the present invention, the lower core layer 16 and / or the upper core layer 46 is formed of the soft magnetic film (1) or (2) described above. As a result, the saturation magnetic flux density Bs can be set to 2.0 T or more or 2.1 T or more, and the corrosion resistance can be improved as compared with the FeCo alloy to which the element α or Rh is not added.
[0131]
The upper core layer 46 and / or the lower core layer 16 is formed of the soft magnetic film (1) or (2) described above having a high saturation magnetic flux density Bs of 2.0 T or more or 2.1 T or more. Magnetic flux can be concentrated in the vicinity of the gap, and the recording density can be improved. Therefore, the thin film is excellent in high recording density and excellent in corrosion resistance compared to the case of using an FeCo alloy that does not contain the elements α and Rh. A magnetic head can be manufactured.
[0132]
Unlike FIG. 1 to FIG. 4, the magnetic gap layer 41 is made of alumina (Al₂O_Three) And SiO₂When the core layers 16 and 46 formed thereon or below have a higher corrosion resistance than the FeCo alloy film, the core layers 16 and 46 are formed by plating. At this time, the problem that the core layers 16 and 46 are melted does not occur. Therefore, particularly when the core layers 16 and 46 are formed of the soft magnetic film (2), the composition ratio W of Rh is 1.7 mass. % Or more is sufficient.
[0133]
FIG. 6 is a longitudinal sectional view of a thin film magnetic head according to a fourth embodiment of the present invention.
The difference from FIG. 5 is that the upper core layer 46 is formed by laminating two magnetic layers.
[0134]
The upper core layer 46 is composed of a high Bs layer 47 having a high saturation magnetic flux density Bs and an upper layer 48 laminated thereon.
[0135]
The high Bs layer 47 and / or the lower core layer 16 is formed of the soft magnetic film (1) or (2). As a result, the saturation magnetic flux density Bs can be set to 2.0 T or more or 2.1 T or more, and the corrosion resistance can be improved as compared with the FeCo alloy to which the element α or Rh is not added.
[0136]
Although the upper layer 48 constituting the upper core layer 46 has a saturation magnetic flux density Bs smaller than that of the high Bs layer 47, the specific resistance is higher than that of the high Bs layer 47. The upper layer 48 is made of, for example, Ni.₈₀Fe₂₀Made of alloy.
[0137]
Although the NiFe alloy has a lower saturation magnetic flux density Bs than the FeCoα alloy, FeCoNiα alloy, FeCoRh alloy, and FeCoRhβ alloy in the present invention, the specific resistance is higher. As a result, the high Bs layer 47 has a saturation magnetic flux density Bs higher than that of the upper layer 48, and the magnetic flux can be concentrated in the vicinity of the gap to improve the recording resolution. The upper layer 48 need not be formed of a NiFe-based alloy, and may be formed of a FeCoα alloy or a FeCoRh alloy. In such a case, the saturation magnetic flux density Bs of the upper layer 48 is equal to the saturation magnetic flux density Bs of the high Bs layer 47. It is necessary to adjust the composition ratio so as to be smaller. As a method thereof, the Fe amount may be made smaller than the Fe amount contained in the high Bs layer 47.
[0138]
Further, since the upper core layer 46 is provided with the upper layer 48 having a high specific resistance, it is possible to reduce a loss due to an eddy current generated by an increase in the recording frequency, and it is possible to cope with a higher recording frequency in the future. A thin film magnetic head can be manufactured.
[0139]
In the present invention, as shown in FIG. 6, the high Bs layer 47 is preferably formed on the lower layer side facing the gap layer 41. Further, the high Bs layer 47 may be formed only on the tip 46 a of the upper core layer 46 that is in direct contact with the gap layer 41.
[0140]
The lower core layer 16 may also be composed of two layers, a high Bs layer and a high resistivity layer. In such a configuration, a high Bs layer is laminated on the high specific resistance layer, and the high Bs layer faces the upper core layer 46 with the gap layer 41 interposed therebetween.
[0141]
In the embodiment shown in FIG. 6, the upper core layer 46 has a laminated structure of two layers, but may have three or more layers. In such a configuration, the high Bs layer 47 is preferably formed on the side in contact with the magnetic gap layer 41.
[0142]
Further, when the high Bs layer 47 is formed by the soft magnetic film (1) or (2) in the present invention and the upper layer 48 is formed by plating with a NiFe alloy by electroplating, the high Bs layer 47 includes Since the element itself contains precious metals such as Rh, Pt, Pd, Ru, and Ir that are difficult to ionize, or Ni that easily forms a passive film on the surface, the high Bs layer 47 is ionized. The phenomenon of melting out can be appropriately suppressed.
[0143]
FIG. 7 is a longitudinal sectional view of a thin film magnetic head according to a fifth embodiment of the present invention.
In the embodiment of FIG. 7, the configuration of the MR head h1 is the same as that of FIG. As shown in FIG. 7, a lower magnetic pole layer 50 is formed on the lower core layer 16 so as to protrude from the surface facing the recording medium. An insulating layer 51 is formed behind the lower magnetic pole layer 50 in the height direction (Y direction in the drawing). The upper surface of the insulating layer 51 has a concave shape, and a coil forming surface 51a is formed.
[0144]
A gap layer 52 is formed from the lower magnetic pole layer 50 to the insulating layer 51. Further, a coil layer 53 is formed on the coil forming surface 51 a of the insulating layer 51 via a gap layer 52. The coil layer 53 is covered with an insulating layer 54 made of organic insulation.
[0145]
As shown in FIG. 7, the upper core layer 55 is patterned from above the gap layer 52 to the insulating layer 54, for example, by frame plating.
[0146]
A tip 55 a of the upper core layer 55 is formed on the gap layer 52 so as to face the lower magnetic pole layer 50. A base end portion 55 b of the upper core layer 55 is magnetically connected to the lower core layer 16 through a lifting layer 56 formed on the lower core layer 16.
[0147]
In this embodiment, the upper core layer 55 and / or the lower magnetic pole layer 50 are formed of the soft magnetic film (1) or (2). As a result, the saturation magnetic flux density Bs can be set to 2.0 T or more or 2.1 T or more, and the corrosion resistance can be improved as compared with the FeCo alloy not containing the element α or Rh.
[0148]
Since the lower magnetic pole layer 50 and the upper core layer 55 are formed of the soft magnetic film (1) or (2), the magnetic flux can be concentrated in the vicinity of the gap, and the recording density can be improved. Therefore, it is possible to manufacture a thin film magnetic head that is excellent in increasing the recording density and excellent in corrosion resistance as compared with the case of using an FeCo alloy that does not contain the elements α and Rh. The saturation magnetic flux density Bs is preferably 2.2T or more.
[0149]
In FIG. 7, when the lower magnetic pole layer 50 is formed and the lower magnetic pole layer 50 is formed of the soft magnetic film (1) or (2) having a saturation magnetic flux density Bs higher than that of the lower core layer 16, the gap The magnetic flux can be concentrated in the vicinity, and the recording density can be improved.
[0150]
The upper core layer 55 may be entirely formed of the soft magnetic film (1) or (2), but the upper core layer 55 is composed of two or more magnetic layers as in FIG. It is a laminated structure, and the side facing the gap layer 52 may be formed of the soft magnetic film of (1) or (2) as a high Bs layer. In such a case, only the tip 55a of the upper core layer 55 is formed of a laminated structure of two or more magnetic layers, and a high Bs layer is formed on the gap layer 52 in the vicinity of the gap. This is preferable from the viewpoint of concentrating the magnetic flux and improving the recording density.
[0151]
In each embodiment, the layer 16 is a combined layer of the lower core layer and the upper shield layer, but the lower core layer and the upper shield layer may be formed separately. In such a case, an insulating layer is interposed between the lower core layer and the upper shield layer.
[0152]
Next, a general manufacturing method of the thin film magnetic head shown in FIGS. 1 to 7 will be described below.
[0153]
The thin film magnetic head shown in FIGS. 1 and 2 has a Gd determining layer 17 formed on a lower core layer 16 and then a lower magnetic pole layer 19 and a nonmagnetic gap in the height direction from the surface facing the recording medium using a resist. The magnetic pole portion 18 composed of the layer 20 and the upper magnetic pole layer 21 is formed by continuous plating. Next, after the insulating layer 23 is formed behind the magnetic pole portion 18 in the height direction, the upper surface of the magnetic pole portion 18 and the upper surface of the insulating layer 23 are flattened on the same plane by using, for example, a CMP technique. After the coil layer 24 is spirally formed on the insulating layer 23, the insulating layer 25 is formed on the coil layer 24. Then, the upper core layer 22 is formed from the magnetic pole portion 18 to the insulating layer 25 by, for example, a frame plating method.
[0154]
The thin film magnetic head shown in FIGS. 3 and 4 has an insulating layer 31 formed on the lower core layer 16, and then a track width from the surface of the insulating layer 31 facing the recording medium to the rear in the height direction using a resist. The formation groove 31a is formed. Further, inclined

surfaces

31c and 31c shown in FIG. 3 are formed in the track width forming groove 31a.
[0155]
A lower magnetic pole layer 32 and a nonmagnetic gap layer 33 are formed in the track width forming groove 31a. After the Gd determining layer 37 is formed on the insulating layer 31 from the gap layer 33, the upper magnetic pole layer 34 is formed on the gap layer 33 by plating. Next, a coil layer 38 is spirally formed on the insulating layer 31, and then an insulating layer 39 is formed on the coil layer 38. Then, the upper core layer 40 is formed by, for example, frame plating from the upper magnetic pole layer 34 to the insulating layer 39.
[0156]
In the thin film magnetic head shown in FIGS. 5 and 6, a gap layer 41 is first formed on the lower core layer 16, an insulating layer 43 is further formed, and then a coil layer 44 is patterned on the insulating layer 43. After the insulating layer 45 is formed on the coil layer 44, the upper core layer 46 is patterned by a frame plating method from the gap layer 41 to the insulating layer 45.
[0157]
In the thin film magnetic head shown in FIG. 7, a lower magnetic pole layer 50 is first formed on the lower core layer 16 using a resist, and an insulating layer 51 is further formed behind the lower magnetic pole layer 50 in the height direction. The upper surfaces of the lower magnetic pole layer 50 and the insulating layer 51 are once planarized by a CMP technique, and then a coil forming surface 51a having a concave shape is formed on the upper surface of the insulating layer 51. Next, a gap layer 52 is formed on the insulating layer 51 from the lower magnetic pole layer 50, and then a coil layer 53 is spirally formed on the gap layer 52, and further, an insulating layer 54 is formed on the coil layer 53. Form. Then, the upper core layer 55 is patterned from the gap layer 52 to the insulating layer 54 by frame plating, for example.
[0158]
Next, the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) in the present invention is 2 or more and 5 or less, and element α (where element α isPdFe) satisfying the relationship X + Y + Z = 100% by mass with a composition ratio Y of 0.5% by mass or more and 18% by mass or less._XCo_Yα_ZThe alloy plating method will be described below.
[0159]
In the present invention, the FeCoα alloy is formed by electroplating.
[0160]
Examples of the electroplating method include an electroplating method using a direct current and an electroplating method using a pulse current. In the present invention, it is possible to use an electroplating method using a direct current.
[0161]
However, it is preferable to use an electroplating method using a pulse current for the following reasons.
[0162]
In the electroplating method using a pulse current, for example, the current control element is repeatedly turned on and off, and a time for flowing current and a blank time for not flowing current are provided during plating formation. By providing a time during which no current flows in this way, the FeCoα alloy film is formed by plating little by little, and the current density distribution at the time of plating formation is alleviated compared to the case of using direct current as in the past. Is possible.
[0163]
The pulse current is preferably turned ON / OFF in a cycle of several seconds, for example, and the duty ratio is preferably about 0.1 to 0.5. The condition of the pulse current affects the average crystal grain size of the FeCoα alloy and the center line average roughness Ra of the film surface.
[0164]
As described above, the electroplating method using the pulse current can alleviate the uneven distribution of the current density during the plating formation.
[0165]
In the present invention, the Fe ion concentration is 1.2 g / l or more and 3.2 g / l or less, the Co ion concentration is 0.86 g / l or more and 1.6 g / l or less, and the element α ion concentration is 0.2 mg. / L to 6 mg / l. As shown in the experimental results to be described later, the ratio of the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) can be surely set to 2 or more and 5 or less when the ratio is the above ratio. The composition ratio Z can be 0.5 mass% or more and 18 mass% or less.
[0166]
The above plating bath composition is characterized in that the ion concentration of Fe is lower than the conventional one. Conventionally, the Fe ion concentration was about 4.0 g / l, for example, but the stirring effect can be increased by lowering the concentration, and the Fe content of the FeCoα alloy can be increased more appropriately. A dense crystal can be formed, and an FeCoα alloy having excellent corrosion resistance can be obtained.
[0167]
In the present invention, the ratio of the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more and 4.3 or less, and the composition ratio Z of the element α is 3 mass% or more. Fe that satisfies the relationship of X + Y + Z = 100% by mass._XCo_Yα_ZThe alloy is preferably formed by plating, and an FeCoα alloy having the above composition ratio can be easily manufactured by appropriately adjusting the above-described plating bath composition. In the FeCoα alloy formed in the above composition range, the saturation magnetic flux density Bs can be set to 2.2 T or more.
[0168]
Further, in the present invention, by including element β ions in the plating bath, Fe_XCo_Yα_Zβ_VAlloys can be plated. The element β ion concentration is preferably 0.3 g / l or more and 1 g / l or less, whereby the composition ratio V of the element β can be 0.5 mass% or more and 5 mass% or less, and X + Y + Z + V = Fe satisfying the relationship of 100% by mass_XCo_Yα_Zβ_VAlloys can be plated.
[0169]
Next, in the present invention, the Fe composition ratio X is 56 mass% or more, the Co composition ratio Y is 20 mass% or more, and the Rh composition ratio W is 1.7 mass% or more and 20 mass% or less, Fe satisfying the relationship of X + Y + W = 100 mass%_XCo_YRh_wThe alloy plating method will be described below.
[0170]
In the present invention, the FeCoRh alloy is formed by electroplating.
[0171]
Examples of the electroplating method include an electroplating method using a direct current and an electroplating method using a pulse current. In the present invention, an electroplating method using a direct current can be used. However, as described above, the electroplating method using a pulse current is more effective than the conventional case using a direct current. It is possible to alleviate the uneven distribution of current density during plating formation.
[0172]
In the present invention, the Fe ion concentration is 1.0 g / l or more and 5.0 g / l or less, the Co ion concentration is 0.1 g / l or more and 5.0 g / l or less, and the Rh ion concentration is 1.0 mg / l. 1 to 10.0 mg / l. As shown in the experimental results to be described later, the above ratio ensures that the Fe composition ratio X is 56 mass% or more, the Co composition ratio Y is 20 mass% or more, and the Rh composition ratio W is 1. It can be made 7 mass% or more and 20 mass% or less.
[0173]
The above plating bath composition is characterized in that the ion concentration of Fe is lower than the conventional one. Conventionally, the Fe ion concentration was, for example, about 4.0 g / l, but the stirring effect can be increased by lowering the concentration, and the Fe content of the FeCoRh alloy can be increased more appropriately. A dense crystal can be formed, and an FeCoRh alloy having excellent corrosion resistance can be obtained.
[0174]
In the present invention, the Rh composition ratio W is 7.5% by mass or more._XCo_YRh_WThe alloy is preferably formed by plating, and an FeCoRh alloy having the above composition ratio can be easily manufactured by appropriately adjusting the above-described plating bath composition. In the FeCoRh alloy formed in the above composition range, a soft magnetic film having the same degree of corrosion resistance as the NiFe alloy film can be formed.
[0175]
Further, in the present invention, the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.030 or more and 2.704 or less, and Rh composition ratio W is 7.5 mass%. Above, it is 10 mass% or less, and satisfies the relationship of X + Y + W = 100 mass%_XCo_YRh_wAn alloy is preferably formed by plating, and an FeCoRh alloy having the above composition ratio can be easily manufactured by appropriately adjusting the above-described plating bath composition. In the FeCoRh alloy formed in the above composition range, the saturation magnetic flux density Bs can be increased to 2.2 T or more, and the corrosion resistance comparable to that of the NiFe alloy film can be obtained.
[0176]
Further, in the present invention, by including element β ions in the plating bath, Fe_XCo_YRh_Wβ_VAlloys can be plated. The element β ion concentration is preferably 10.0 g / l or more and 20.0 g / l or less, whereby the composition ratio V of the element β can be 0.5 mass% or more and 5 mass% or less, Fe satisfying the relationship of X + Y + W + V = 100 mass%_XCo_YRh_Wβ_VAlloys can be plated.
[0177]
In the present invention, saccharin sodium (Cc) is contained in the plating bath of FeCoα alloy, FeCoαβ alloy, FeCoRh alloy or FeCoRhβ alloy.₆H_FourCONNaSO₂) Is preferably mixed. The saccharin sodium has a role as a stress relaxation agent, and can reduce the film stress of the plated FeCoα alloy, FeCoαβ alloy, FeCoRh alloy, and FeCoRhβ alloy.
[0178]
Moreover, it is preferable to mix 2-butyne-1 and 4 diol into the plating bath of the above-described FeCoα alloy, FeCoαβ alloy, FeCoRh alloy or FeCoRhβ alloy. Thereby, the coarsening of the crystal grain size of the FeCoα alloy, FeCoαβ alloy, FeCoRh alloy and FeCoRhβ alloy can be suppressed, and the coercive force Hc can be reduced.
[0179]
In the present invention, it is preferable that sodium 2-ethylhexyl sulfate is mixed in the plating bath of the FeCoα alloy, FeCoαβ alloy, FeCoRh alloy or FeCoRhβ alloy.
[0180]
The sodium 2-ethylhexyl sulfate is a surfactant. By mixing the sodium 2-ethylhexyl sulfate, hydrogen generated when the FeCoα alloy, FeCoαβ alloy, FeCoRh alloy, and FeCoRhβ alloy are formed can be removed, and the hydrogen can be prevented from adhering to the plating film. When hydrogen adheres to the plating film, crystals are not formed densely and as a result, the surface roughness of the film becomes severe. Therefore, by removing the hydrogen as in the present invention, the plating film The surface roughness of the film surface can be reduced, and the coercive force Hc can be reduced.
[0181]
Although sodium lauryl sulfate may be mixed instead of the sodium 2-ethylhexyl sulfate, the sodium lauryl sulfate is more likely to foam when placed in a plating bath compared to the sodium 2-ethylhexyl sulfate. It is difficult to mix sodium sulfate to such an extent that hydrogen can be removed effectively. Therefore, in the present invention, 2-ethylhexyl sodium sulfate, which is less likely to foam compared to the sodium lauryl sulfate, can be mixed to such an extent that hydrogen can be effectively removed.
[0182]
Moreover, it is preferable to mix boric acid in the plating bath. Boric acid serves as a pH buffering agent on the electrode surface and is effective in producing a glossy plating film.
[0183]
The core layer and the magnetic pole layer in each of FIGS. 1 to 7 are formed by plating using the above-described soft magnetic film manufacturing method.
[0184]
According to the above manufacturing method, the soft magnetic film (1) or (2) can be easily formed with good reproducibility, and the saturation magnetic flux density Bs is as high as 2.0 T or higher or 2.1 T or higher. It is possible to manufacture a thin film magnetic head that can cope with higher recording density and has excellent corrosion resistance.
[0185]
In the present invention, the thin film magnetic head shown in FIGS. 1 to 7 has been presented as an application of the soft magnetic film (1) or (2), but the invention is not limited to this application. For example, the soft magnetic film (1) or (2) can be used for a planar magnetic element such as a thin film inductor.
[0186]
【Example】
In the present invention, an FeCoPd alloy was formed by plating from the plating bath shown below using an electroplating method using a pulse current, and the relationship between the composition ratio of the FeCoPd alloy and the saturation magnetic flux density Bs was examined.
[0187]
(Plating bath composition)
(1) FeSO_Four・ 7H₂O 6 g / l to 16 g / l (Fe ion concentration is 1.2 g / l to 3.2 g / l)
(2) CoSO_Four・ 7H₂O 4.1 g / l to 7.6 g / l (Co ion concentration is 0.86 g / l to 1.6 g / l)
(3) PdCl₂ 0-10 mg / l (Pd ion concentration is 0 g / l-6 mg / l)
(4) Saccharin sodium 2g / l
(5) Sodium chloride 25g / l
▲ 6 ▼ Boric acid 25g / l
(7) 2-ethylhexyl sodium sulfate 0.15 ml / l
In the experiment, the following film forming conditions were made common.
[0188]
First, the pH of the electrode was set to 2.3. The duty ratio (ON / OFF) of the pulse current was set to 500/500 msec. The current was set to 500 to 1000 mA.
[0189]
In the present invention, after forming a Cu underlayer on the Si substrate by sputtering, an FeCoPd alloy or an FeCo alloy was formed on the Cu underlayer with a film thickness of 0.5 μm to 1 μm from the above plating bath.
The experimental results are shown in Table 1 below.
[0190]
[Table 1]

The ternary diagram of FIG. 8 summarizes the relationship between the composition ratios of Fe, Co, and Pd shown in Table 1 and the saturation magnetic flux density Bs.
[0191]
FIG. 9 is a partial ternary diagram in which the composition range of region A in FIG. 8 is enlarged.
According to the experiment, a line having an Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) of 5 mass%, an Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) ) Is set to 2, a line having a Pd composition ratio of 18% by mass, and a composition range in the region B surrounded by a line having a Pd composition ratio of 0.5, the saturation magnetic flux density Bs is set to 2. It was found that a soft magnetic film having a corrosion resistance higher than that of an FeCo alloy that can be set to 0 T or more and does not contain Pd can be manufactured.
[0192]
Next, a line having an Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) of 4.3, an Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) If the composition range is within a region C surrounded by a line having 2.6, a line having a Pd composition ratio of 9% by mass, and a line having a Pd composition ratio of 3% by mass, the saturation magnetic flux density Bs is 2. It was found that a soft magnetic film having a corrosion resistance higher than that of an FeCo alloy that can be 2T or more and does not contain Pd can be manufactured.
[0193]
The range of the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is obtained from the relationship with the saturation magnetic flux density Bs.
[0194]
FIG. 10 is a graph showing the relationship between the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) shown in each sample of Table 1 and the saturation magnetic flux density Bs.
[0195]
As shown in FIG. 10, it is understood that the saturation magnetic flux density Bs can be surely increased to 2.0 T or more by setting the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) to 2 or more and 5 or less. .
[0196]
Next, as shown in FIG. 10, when the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is about 3 to 4, the saturation magnetic flux density Bs can be maximized. From the results, the preferable ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) was 2.6 or more and 4.3 or less. This shows that the saturation magnetic flux density Bs can be secured to 2.2T or more.
[0197]
However, the saturation magnetic flux density Bs also depends on the composition ratio of Pd, as can be seen from FIG. As a matter of course, if the composition ratio of Pd is increased, even if the composition ratio X (mass%) of Fe / the composition ratio Y (mass%) of Co is within the above ratio, Fe, Co that bears magnetism Since the amount decreases, the saturation magnetic flux density Bs tends to decrease.
[0198]
The Pd is a noble metal added to improve corrosion resistance. In order to improve the corrosion resistance, the effect cannot be exhibited properly unless the Pd is included in the FeCo alloy to some extent.
[0199]
Therefore, the composition ratio of Pd is then limited.
In the present invention, an experiment was conducted on the relationship between the composition ratio of Pd contained in the FeCo alloy and the corrosion resistance. The experiment was performed by preparing six samples selected from Table 1. The film configuration of each sample is Fe₂₀Ni₈₀Alloy film / soft magnetic film / NiP alloy film / Fe₆₀Ni₄₀It was.
[0200]
Table 1 shows that Fe softened by electroplating with a pulse current as a soft magnetic film in the above film structure.₇₂Co₂₈Sample 2 made of alloy, Fe_78.72Co_20.78Pd_0.5Sample 11 made of alloy, Fe₆₈Co₂₇Pd_FiveSample 24 made of alloy, Fe_63.51Co_26.59Pd_9.9Sample 32 consisting of Fe_55.55Co_26.9Pd_17.55Prepare five samples 33 made of alloy, and newly add Fe₇₀Ni₃₀A sample 34 was prepared.
[0201]
Each of these samples was immersed in warm pure water (60 ° C.), pure water (45 ° C.), city water (45 ° C.) and dilute sulfuric acid (pH = 2), and then each sample was cut to evaluate the corrosion resistance. The evaluation is made on a 10-point scale, and an evaluation of 10 means that the portion of the soft magnetic film is not corroded at all, that is, it has the highest corrosion resistance. Each time the number is reduced by one from the evaluation of 10, the degree of corrosion of the portion of the soft magnetic film increases, and an evaluation of 1 means that the portion of the soft magnetic film is almost corroded and has the worst corrosion resistance.
Table 2 below summarizes the experimental results.
[0202]
[Table 2]

[0203]
As shown in Table 2, the soft magnetic film has Fe₇₀Ni₃₀It was found that the sample 34 in which the alloy film was selected had a high evaluation of corrosion resistance and was extremely excellent in corrosion resistance when immersed in any liquid.
[0204]
In contrast, the soft magnetic film has Fe₇₂Co₂₈In sample 2 in which the alloy film was selected, the evaluation of corrosion resistance in warm pure water (60 ° C.) and city water (45 ° C.) was as low as 3 and 4, and all the evaluations when immersed in dilute sulfuric acid were 5. It turned out to be easy to corrode.
[0205]
Thus, the soft magnetic film has Fe₇₂Co₂₈When an alloy film is selected, the cause of the decrease in corrosion resistance is Fe₇₂Co₂₈Fe on the alloy film₆₀Ni₄₀When the alloy film is formed by electroplating, a large potential difference (standard electrode potential difference) is generated between the FeCo alloy film and the NiFe-based alloy film, and this potential difference causes a so-called battery effect, and the FeCo alloy film. This is thought to be due to melting.
[0206]
On the other hand, in the sample 11 in which 0.5 mass% of Pd is contained in the FeCo alloy, when compared with the sample 2 not containing Pd, it can be seen that the corrosion resistance is improved particularly when immersed in dilute sulfuric acid. Dilute sulfuric acid is one of the cleaning liquids used in slider processing and the like, and this improvement in corrosion resistance with dilute sulfuric acid is preferable because it becomes easier to use dilute sulfuric acid during slider processing.
[0207]
Furthermore, it was found that the

samples

24, 32, and 33 with the increased Pd composition ratio can dramatically improve the corrosion resistance as compared with the sample 2 that does not contain Pd. In particular, the Pd content was 17.55% by mass. For sample 33, Fe₇₀Ni₃₀It showed better corrosion resistance than the alloy.
[0208]
The reason why the FeCoPd alloy film in which Pd is contained in the FeCo alloy is improved in corrosion resistance as compared with the FeCo alloy film not containing Pd is that Pd itself is a precious metal that is difficult to be ionized. As a result, when the FeNi alloy is plated on the FeCoPd alloy by electroplating, ionization of the FeCoPd alloy can be suppressed, and the corrosion resistance of the FeCoPd alloy can be improved.
[0209]
From this table, it can be seen that when the amount of Pd is 0.5 mass% in the present invention, it is possible to effectively improve the corrosion resistance as compared with the FeCo alloy not containing Pd.
[0210]
Sample No. containing 0.5 mass% of Pd amount. 11 shows the composition ratio X (mass%) of Fe / composition ratio Y (mass%) of Co is about 3.78, and the saturation magnetic flux density Bs exceeds 2.0 T and is about 2.18 T as shown in Table 1. It has become.
[0211]
Thus, sample No. 11, Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) falls within the range of 2 or more and 5 or less, and a saturation magnetic flux density Bs of 2.0 T or more can be obtained. Since it was confirmed that the corrosion resistance can be improved as compared with the soft magnetic film not containing Pd, in the present invention, the lower limit value of the composition ratio of Pd is set to 0.5% by mass or more.
[0212]
Next, sample No. containing 17.55 mass% Pd. In Table 33, looking at Table 1, the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is about 2.07. As described above, in the present invention, the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is set to 2 or more and 5 or less. That is, this sample No. In No. 33, the composition ratio X (mass%) of Fe / the composition ratio Y (mass%) of Co is around 2, and the composition ratio of Pd is the highest compared to other samples. (Absolute value) is the smallest. Sample No. In No. 33, the composition ratio of Fe is about 55.55% by mass.
[0213]
Sample No. In 33, although the composition ratio of Fe is the lowest as compared with the other samples, the saturation magnetic flux density Bs still exceeds 2.0T. As described above, Bs is most affected by the amount of Fe. If the composition ratio of Pd is about 33 and the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2 or more and 5 or less, a saturation magnetic flux density of 2.0 T or more can be secured. Understand.
[0214]
Moreover, when Table 2 is seen, it turns out that the sample 33 which made the composition ratio of Pd 17.55 mass% can improve corrosion resistance more effectively. Therefore, in the present invention, the upper limit of the composition ratio of Pd is set to 18% by mass or less.
[0215]
From the above experimental results, in the present invention, the composition ratio X (mass%) of Fe / the composition ratio Y (mass%) of Co is 2 or more and 5 or less, and the composition ratio of Pd is 0.5 mass% or more. It was set to 18% by mass or less. As a result, the saturation magnetic flux density can be increased to 2.0 T or more, and a soft magnetic film excellent in corrosion resistance as compared with an FeCo alloy containing no Pd can be manufactured.
[0216]
Next, Pd in the case where the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 to 4.3 and a saturation magnetic flux density of 2.2 T or more can be obtained. The composition ratio is set.
[0217]
As shown in Table 1, the composition ratio X (mass%) of Fe containing Pd / the composition ratio Y (mass%) of Co is 2.6 or more and 4.3 or less, and the saturation magnetic flux density is 2. Samples exceeding 2T are no. 15, 17, 18, 19, 20, 22, 25, 26, 27. Sample No. At 30, it is possible to obtain a saturation magnetic flux density Bs close to 2.2T even if the saturation magnetic flux density Bs is slightly lower than 2.2T but the amount of Pd is as high as about 9% by mass.
[0218]
Looking at the amount of Pd in these samples, it can be seen that the amount of Pd is in the range of about 3 mass% to 9 mass%.
[0219]
Therefore, in the present invention, the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more and 4.3 or less, and the Pd amount is 3 mass% or more and 9 mass%. The range was set as a preferable composition range. As a result, a soft magnetic film having a saturation magnetic flux density Bs of 2.2 T or more and excellent in corrosion resistance as compared with an FeCo alloy containing no Pd can be manufactured.
[0221]
Next, the relationship between the composition ratio of the soft magnetic film made of FeCoRh and the saturation magnetic flux density Bs was examined.
[0222]
(Plating bath composition)
(1) FeSO_Four・ 7H₂O 5.0 g / l to 25.0 g / l (Fe ion concentration is 1.0 g / l to 5.0 g / l)
(2) CoSO_Four・ 7H₂O 0.4 g / l to 20.0 g / l (Co ion concentration is 0.1 g / l to 5.0 g / l)
(3) Rh (SO_Four)_Three 0 to 48 mg / l (Rh ion concentration is 0 g / l to 10 mg / l)
(4) Saccharin sodium 2g / l
(5) Sodium chloride 25g / l
▲ 6 ▼ Boric acid 25g / l
(7) Sodium lauryl sulfate 0.02 ml / l
In the experiment, the following film forming conditions were made common.
[0223]
First, the pH of the electrode was set to 1.7. Further, the FeCoRh alloy was formed by electroplating using a direct current. The current value at this time was 500 to 1000 mA.
[0224]
In the present invention, after forming a Cu underlayer on a Si substrate by sputtering, an FeCoRh alloy or FeCo alloy was plated on the Cu underlayer from the above plating bath to a thickness of 0.5 μm to 1 μm.
The experimental results are shown in Table 3 below.
[0225]
[Table 3]

[0226]
The ternary diagram of FIG. 11 summarizes the relationship between the composition ratios of Fe, Co, and Rh shown in Table 3 and the saturation magnetic flux density Bs.
[0227]
FIG. 12 is a partial ternary diagram in which a part of the composition range of FIG. 11 is enlarged.
According to the experiment, a line with an Fe composition ratio X of 56 mass%, a line with a Co composition ratio of 20 mass%, a line with a Rh composition ratio of 1.7 mass%, and a composition ratio of Rh of 20 mass% If the composition range is within the region surrounded by the lines, the saturation magnetic flux density Bs can be made 2.1 T or more, and as described below, the soft magnetic film has excellent corrosion resistance as compared with an FeCo alloy that does not contain Rh. It was found that can be manufactured.
[0228]
Next, the corrosion resistance of the FeCoRh alloy formed within the above composition range was examined. In the experiment, the FeCoRh alloy was plated with a solid film, and the etching amount when this plated film was immersed in dilute sulfuric acid (pH = 2), dilute sulfuric acid (pH = 4) and warm pure water (60 ° C.) was examined. The experimental results are shown in Table 4.
[0229]
[Table 4]

[0230]
As shown in Table 4, it was found that the etching amount can be made smaller than that of the FeCo alloy film when Rh is contained by 1.7% by mass or more.
[0231]
From the above experimental results, in the present invention, if the Fe content of the FeCoRh alloy is 56 mass% or more, the Co content is 20 mass% or more, and the Rh content is 1.7 mass% or more and 20 mass% or less, saturation is achieved. It was found that the magnetic flux density Bs can be made 2.1 T or more and the corrosion resistance can be made better than that of the FeCo alloy.
[0232]
Next, in the present invention, the lower magnetic pole layer 19 when the lower magnetic pole layers 19 and 32, the gap layers 20 and 33, and the upper magnetic pole layers 21 and 34 are continuously formed as in the embodiment shown in FIGS. 32 and the top pole layers 21 and 34 were examined for corrosion resistance. In the experiment, the lower magnetic pole layers 19 and 32 are formed by plating with an FeCoRh alloy film, the gap layers 20 and 33 are formed by plating with an NiP alloy film, and the upper magnetic pole layers 21 and 34 are formed from two layers of FeCoRh alloy and FeNi alloy from below. Plated.
[0233]
Each sample having a different composition ratio of the FeCoRh alloy film used in the experiment was immersed in dilute sulfuric acid (pH = 4) and warm pure water (60 ° C.), and the degree of etching was subjected to sensory evaluation. In the experiment, a sample in which the portion formed of the above-described FeCoRh alloy film was formed of an FeCo alloy film and a sample formed of an FeNi alloy film were also prepared, and similar corrosion resistance experiments were performed on these samples. The experimental results are shown in Table 5.
[0234]
[Table 5]

[0235]
The sensory evaluation shown in Table 5 is a 10-level evaluation. The evaluation of 10 means that the soft magnetic film portion is not corroded at all, that is, it has the highest corrosion resistance. Each time the number is reduced by one from the evaluation of 10, the degree of corrosion of the portion of the soft magnetic film increases, and an evaluation of 1 means that the portion of the soft magnetic film is almost corroded and has the worst corrosion resistance.
[0236]
As shown in Table 5, in the sample in which the lower magnetic pole layer and the upper magnetic pole layer were formed of an FeCo alloy film, it was impossible to perform plating in the first place, and the corrosion resistance evaluation could not be performed.
[0237]
On the other hand, in the FeCoRh alloy film in which 2.6% by mass of Rh is mixed, although the corrosion resistance is improved as compared with the FeCo alloy film, the sensory evaluation is all “1” and the etching is considerably etched, and the corrosion resistance is particularly in comparison with the NiFe alloy film. It was bad.
[0238]
On the other hand, it was found that the FeCoRh alloy film mixed with 7.5% by mass or more of Rh can obtain the same corrosion resistance as the FeNi alloy.
[0239]
From the above experimental results, it was found that Rh is preferably 7.5% by mass or more when an FeCoRh alloy film is used for a portion formed by continuous plating.
[0240]
Next, a more preferable composition range of the present invention will be described below. In the present invention, it is more preferable that the FeCoRh alloy has a saturation magnetic flux density Bs of 2.2 T or more and a corrosion resistance comparable to that of a NiFe alloy film. When the composition range is calculated from Table 3 or Table 5, the Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) shown in FIG. (Mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is a line surrounded by 2.704, a line where Rh composition ratio is 7.5 mass%, and a region surrounded by a line where Rh composition ratio is 10 mass% It turned out to be within. Therefore, in the present invention, a more preferable composition range of the FeCoRh alloy film is as follows: Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.030 or more and 2.704 or less, and Rh composition ratio. Is in the range of 7.5 mass% or more and 10 mass% or less.
[0241]
【The invention's effect】
  In the present invention described in detail above, the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2 or more and 5 or less, and element α (where element α isPdFe) to be plated, satisfying the relationship of X + Y + Z = 100% by mass and a composition ratio Z of 0.5) to 18% by mass_XCo_Yα_ZIf it is an alloy, a saturation magnetic flux density of 2.0 T or more can be obtained, and a soft magnetic film excellent in corrosion resistance can be manufactured as compared with an FeCo alloy not containing the element α.
[0242]
In the present invention, the ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more and 4.3 or less, and the composition ratio Z of element α is 3 mass%. It is 9 mass% or less above, and it is preferable to satisfy | fill the relationship of X + Y + Z = 100 mass%. As a result, the saturation magnetic flux density Bs can be increased to 2.2 T or more, and a soft magnetic film excellent in corrosion resistance as compared with an FeCo alloy not including the element α can be manufactured.
[0246]
  In the present invention, the FeCoα alloyTo moneyElement β (where element β is one or both of Ni and Cr) may be added.
[0247]
  In the present invention, the FeCoα compositeMoneyThe FeCoα compound having the above composition ratio is formed by plating by an electroplating method using a pulse current or an electroplating method using a direct current.MoneyIt can be formed with good reproducibility.
[0248]
  FeCoα composite formed as described aboveMoneyBy using it for the magnetic pole layer and core layer of the thin film magnetic head, it is possible to concentrate the magnetic flux in the vicinity of the gap between the magnetic pole layer and the core layer to improve the recording density. Therefore, it is possible to manufacture a thin film magnetic head that can cope with future higher recording density. In addition, a thin film magnetic head having excellent corrosion resistance can be manufactured.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a partial front view of a thin film magnetic head according to a first embodiment of the invention;
FIG. 2 is a longitudinal sectional view of FIG.
FIG. 3 is a partial front view of a thin film magnetic head according to a second embodiment of the invention;
4 is a longitudinal sectional view of FIG. 3,
FIG. 5 is a longitudinal sectional view of a thin film magnetic head according to a third embodiment of the invention.
FIG. 6 is a longitudinal sectional view of a thin film magnetic head according to a fourth embodiment of the invention.
FIG. 7 is a longitudinal sectional view of a thin film magnetic head according to a fifth embodiment of the invention;
FIG. 8 is a ternary diagram showing the relationship between the composition ratio of the FeCoPd alloy and FeCo alloy plated by electroplating and the saturation magnetic flux density;
9 is a partial ternary diagram enlarging the region A in FIG. 8;
FIG. 10 is a graph showing the relationship between the ratio of mass% of Fe / mass% of Co and the saturation magnetic flux density;
FIG. 11 is a ternary diagram showing the relationship between the composition ratio of the FeCoRh alloy and FeCo alloy plated by electroplating and the saturation magnetic flux density;
12 is a partial ternary diagram in which a portion of a certain area in FIG. 11 is enlarged;
[Explanation of symbols]
11 Slider
10 Magnetoresistive effect element
16 Lower core layer (upper shield layer)
18, 30 Magnetic pole part
19, 32, 50 Lower magnetic pole layer
20, 33 Gap layer
21, 34 Upper magnetic pole layer
22, 40, 46, 55 Upper core layer
41 Magnetic gap layer
47 High Bs layer
48 Upper layer

Claims

The Fe ion concentration in the plating bath is 1.2 g / l or more and 3.2 g / l or less, the Co ion concentration is 0.86 g / l or more and 1.6 g / l or less, and the element α ion concentration is 0.2 mg. The ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2 or more and 5 or less, and element α (however element α is characterized in that an Fe _X Co _Y α _Z alloy having a composition ratio Z of Pd ) of 0.5 mass% or more and 18 mass% or less and satisfying a relationship of X + Y + Z = 100 mass% is formed by plating. A method for producing a soft magnetic film.

The ratio of Fe composition ratio X (mass%) / Co composition ratio Y (mass%) is 2.6 or more and 4.3 or less, and the composition ratio Z of the element α is 3 mass% or more and 9 mass. % or less and, X + Y + Z = satisfy 100% by weight related _Fe X Co _Y alpha manufacturing method of the soft magnetic film of claim 1 wherein the _Z alloy plating.

An element having a composition ratio V of 0.5% by mass or more and 5% by mass or less in the Fe _X Co _Y α _Z alloy by adding β ions (wherein element β is one or both of Ni and Cr) to the plating bath. 3. The method for producing a soft magnetic film according to claim 1 , wherein an Fe _X Co _Y α _Z β _V alloy containing β and satisfying a relationship of X + Y + Z + V = 100 mass% is formed by plating.

Wherein the electroplating method for producing a soft magnetic film according to any one of claims 1 to 3 using an electroplating method using the pulsed current.

The method for producing a soft magnetic film according to any one of claims 1 to 4 , wherein sodium saccharin is mixed in the plating bath.

Method for producing a soft magnetic film according to any one of claims 1 to 5 incorporating the 2-butyne-1,4-diol in the plating bath.

Method for producing a soft magnetic film according to any one of claims 1 to 6 is mixed sodium 2-ethylhexyl sulfate in the plating bath.

A thin film magnetic head comprising: a lower core layer made of a magnetic material; an upper core layer facing the lower core layer through a magnetic gap on the surface facing the recording medium; and a coil layer for inducing a recording magnetic field in both core layers In the manufacturing method of
At least one core layer, according to claim 1 to the method of manufacturing a thin film magnetic head, characterized by plating a soft magnetic film according to the described manufacturing method 7 either.

9. The method of manufacturing a thin film magnetic head according to claim 8 , wherein a lower magnetic pole layer is formed on the lower core layer so as to protrude from the surface facing the recording medium, and the lower magnetic pole layer is formed by plating with the soft magnetic film.

A lower core layer and an upper core layer; and a magnetic pole portion that is located between the lower core layer and the upper core layer and whose width dimension in the track width direction is regulated to be shorter than that of the lower core layer and the upper core layer. And
The magnetic pole part is formed of a lower magnetic pole layer continuous with the lower core layer, an upper magnetic pole layer continuous with the upper core layer, and a gap layer located between the lower magnetic pole layer and the upper magnetic pole layer, or the magnetic pole part An upper magnetic pole layer continuous with the upper core layer, and a gap layer positioned between the upper magnetic pole layer and the lower core layer,
This time the upper magnetic layer and / or the lower magnetic pole layer, claims 1 to method of manufacturing a thin film magnetic head, characterized by plating a soft magnetic film according to the described manufacturing method 7 either.

11. The method of manufacturing a thin film magnetic head according to claim 10 , wherein the upper magnetic pole layer is formed by plating with the soft magnetic film, and the upper core layer is formed by plating with an NiFe-based alloy film on the upper magnetic pole layer by electroplating.

The core layer is formed of two or more magnetic layers at least in a portion adjacent to the magnetic gap, or the magnetic pole layer is formed of two or more magnetic layers. At this time, the magnetic layer is in contact with the magnetic gap. the magnetic layer, the method of manufacturing a thin film magnetic head according to any one of claims 8 to 11 plating formed by the soft magnetic film.

13. The method of manufacturing a thin film magnetic head according to claim 12, wherein another magnetic layer other than the magnetic gap layer is plated with a NiFe alloy by electroplating.