JP6359897B2 - 薄膜磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドスライダ、および、ハードディスクドライブ装置 - Google Patents

Description

本発明は、ハードディスクドライブ装置の磁気ヘッドスライダに用いられる薄膜磁気ヘッド用基板に関する。

映像の高精細化などにつれマルチメディアデータの情報量は近年ますます増加しており、これを記録するための情報記録装置の容量も大きくすることが求められている。ハードディスクドライブ装置は、パーソナルコンピュータのデータ格納装置や、テレビジョンに接続される録画機器などとして用いられる情報記録装置であり、その容量をより大きくし、装置を小型化することが求められている。

図１（ａ）は、一般的なハードディスクドライブ装置（以下、ＨＤＤと呼ぶことがある）が備える薄膜磁気ヘッドスライダアセンブリ１０と、磁気記録媒体としてのディスク（プラッタ）１３とを模式的に示している。図１（ａ）に示すように、ジンバル１４により保持されたスライダ１０Ａは、基部１１および基部１１の一方の端部に設けられた読み込み素子および書き込み素子１２（以下、単に素子１２（transducer）と呼ぶことがある）から構成されている。ジンバル１４によって保持されるユニットをヘッドスライダ、あるいは単にスライダと呼ぶことがある。

素子１２のうち、書き込み素子は、磁性材料から形成されている。リングの内部にコイルが巻かれており、記録信号をコイルに与えることによって書き込み素子に磁界が発生し、ディスク１３にデータを書き込む。一方、再生ヘッドである読み込み素子は、磁場の変化を電気抵抗の変化に変換する磁気抵抗効果素子（ＭＲ、あるいはＧＭＲ）やトンネル磁気抵抗効果素子ＴＭＲ（Tunneling Magneto Resistive）などであり、ディスク１３に記録されている磁気を読み取って電気信号に変換する。

また、素子１２を保持する基板１１は、従来、Ａｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ系のセラミックス焼結体から形成されることが多かった。これは、熱特性、機械特性、および加工性の点で、Ａｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ（以下ＡｌＴｉＣと略す）がバランス良く優れているためである。

ところで、ＨＤＤの記憶容量を増大させるためには、ディスク１３における記録密度を向上させることが求められる。現在、ＨＤＤの記録密度は７５０Ｇｂｉｔ/平方インチ程度にまで達している。このような高記録密度での書き込み／読み取り動作を精度よく実現するには、動作中における素子１２とディスク１３との間隙が小さいことが好ましい。現在、この間隙は１０ｎｍ以下にまで小さくなっている。

ハードディスクドライブ装置の小型化や大容量化にともない、薄膜磁気ヘッドがディスクから浮上する高さも低くなり、薄膜磁気ヘッドのスライダのエアベアリングサーフェイス（ＡＢＳ）１１ａの面粗さも、さらに高品位のものが要求されるようになってきている。なお、ＡＢＳ１１ａは、スライダにおけるディスク１３と対面する側の基部１１の表面であり、ディスク１３の回転によって生じた空気流によってディスク面から適切な距離だけ安定的に浮上するようにその形状が工夫されている。

ＡＢＳを所望の形状とするために、基部１１は、ナノレベルで正確に加工できる性質が求められている。通常、基部１１はラッピング工程（ラップ機を用いた研磨工程）などを経て平面に加工された後、上記のような空気流を適切に利用できるような形状に、イオンミリング法やイオンビームエッチング法などのドライエッチング法などを用いて加工される。上記のラッピング工程後の状態において、基部１１の加工面は極めて平滑な平面であることが好ましい。

動作中におけるディスク１３と素子１２との間隙は、基部１１の平滑性以外の要因によっても変化し得る。以下、このような要因の例について説明する。

図２（ａ）および（ｂ）に示すように、薄膜磁気ヘッド（スライダ）２０は、例えば、ＡｌＴｉＣ基板（基部）２１、Ａｌ₂Ｏ₃膜２２、素子２３、およびＡｌ₂Ｏ₃膜２４を積層して形成される。Ａｌ₂Ｏ₃膜２２、２４は、典型的には、アモルファスのアルミナである。薄膜磁気ヘッド２０を作製する際、ＡＢＳとなる面２５（厚さｔを有する基板２１を、図２（ｂ）右下に示すように棒状体２１’に切り出したときの切り出し面に対応）は、まず研磨によって平坦になるように仕上げられる。ＡＢＳとなる面２５（以下、ＡＢＳ形成面と呼ぶ）は、ＡｌＴｉＣ基板２１と、Ａｌ₂Ｏ₃膜２２、２４と、素子２３とを含む積層体の断面に対応する。

ＡＢＳ形成面２５において、ＡｌＴｉＣ基板２１とＡｌ₂Ｏ₃膜２２、２４と素子２３とが露出しているため、ＡＢＳ形成面２５を研磨する際に、これらの要素における硬度の違いが問題となる。ＡｌＴｉＣ基板２１のＡｌ₂Ｏ₃相およびＴｉＣ相のビッカース硬度Ｈｖはそれぞれ２０００以上であり、アモルファスＡｌ₂Ｏ₃膜２２、２４および素子２３（金属）のビッカース硬度Ｈｖは７００〜９００および１００〜３００である。

このため、ＡＢＳ形成面２５においてもっとも広い面積を占め、ＡＢＳの主要構成部となるＡｌＴｉＣ基板２１（特にＴｉＣ相）の表面の研磨量が最適となるようにＡＢＳ面２５を研磨すると、ＴｉＣ相より硬度の低いＡｌ₂Ｏ₃膜２２、２４および素子２３が研磨されすぎてしまう。その結果、平坦であるべきＡＢＳ面２５において、Ａｌ₂Ｏ₃膜２２および２４の部分は、ＡｌＴｉＣ基板２１の部分に比べて一段低くなり、素子２３の部分はそれよりさらに低くなってしまう。

一般に、この段差はポールチップリセッション（以下、「ＰＴＲ」と略す）と呼ばれる。ＰＴＲの発生によって、素子と磁気記録媒体との間には余分な空隙が形成されることになる。このため、ハードディスクドライブの記録密度の向上や大容量化の妨げとなる。

上記のように、ＨＤＤの記録密度を高めるためには、動作中におけるスライダとディスクとの間の距離を、できるだけ精密に制御することが求められる。例えば、特許文献１には、焼結体として作製されるＡｌＴｉＣ基板の組織を適切に形成することによって、機械的な加工特性を向上させる技術が記載されている。このような加工特性に優れたＡｌＴｉＣ基板を用いれば、高い形状精度を有する磁気ヘッドを作製することができるので、ディスクに対する磁気ヘッドの浮上量を高い精度で制御することができる。

国際公開第２００８／０５６７１０号

ＡｌＴｉＣ基板から形成されるスライダ基部の片側の面には、ＡＢＳの形状に加工するためのイオンビームエッチングやＲＩＥ（反応性イオンエッチング）等のドライエッチングが施されるこのドライエッチング工程において、エッチング速度の異なる相が存在すると、ドライエッチング後の面粗度が大幅に低下するという問題が生じる場合がある。例えば、ＡｌＴｉＣ基板に含まれるＡｌ₂Ｏ₃相とＴｉＣ相とのエッチング量は揃えることができたとしても、第３相として例えばＡｌ₂ＴｉＯ₅相（チタン酸アルミ相）が生成されている場合、そのエッチング量が揃わずにドライエッチング後の面粗度が大幅に低下してしまう場合があった。

また、ヒーターなどを用いて素子を熱膨張させることによって、動作中の素子と基板との距離を制御する技術が知られている。より具体的には、ディスクに対する記録・読取り用ヘッドの浮上量（フライングハイト）を素子の熱膨張を利用して調節する方式として、ＤＦＨ（Dynamic Flying Height）機構を搭載したヘッドが普及している。

ＤＦＨ機構では、磁気ヘッドの先端部にヒーターが設けられる。ヒーターは、先端金属部を加熱し、熱膨張によって素子がディスク側に近接する。ヒーターの温度を適切に制御すれば、素子とディスクとの距離をより精密に制御することができる。これにより、素子とディスクとをより近接させたまま、フライングハイトを安定的に維持させることができる。このようにして素子とディスクとをさらに近接させることによって、より高い記録密度を実現することができる。

このようにＤＦＨ機構を搭載した磁気ヘッドを用いる場合、ＡｌＴｉＣ基板の熱伝導率が高すぎるとヘッド先端から熱が逃げやすく、所望の熱膨張状態を維持するためには、ヒーターに与える電力がより多く必要となり、消費電力が増大するという問題がある。また、熱伝導率が高い場合には、フライングハイトを細かく精密に制御することがより困難になる。したがって、読み取りの精度や位置精度を向上させるためには、ＡｌＴｉＣ基板の熱伝導率が低いことが好ましい場合があった。

また、高い形状精度が求められる一方で、スライダの生産性を高めるためにはＡｌＴｉＣ基板の機械加工性も良好であることが望まれる。より具体的に説明すると、スライダの作製工程において、図２（ｂ）に示したように、円盤状のＡｌＴｉＣ基板２１は、ダイシングソーなどを用いて棒状体（raw bar）２１’に切断されるが、この切断工程が効率的に行われることが好ましい。また、得られた棒状体の切断面はラッピング（研磨）されるが、このラッピング工程の効率性（ラップレート）を向上させることが好ましい。したがって、十分な素子性能を実現できるとともに、切断加工性やラップレートが良好なＡｌＴｉＣ基板が望まれていた。

本発明は、上記課題を鑑みてなされたものであり、生産性が高く、また、高密度記録に適したＡｌＴｉＣ系の薄膜磁気ヘッド用基板およびこれを用いた磁気ヘッドスライダやＨＤＤを提供することをその目的とする。

本発明のある実施形態によるＡｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板は、Ａｌ₂Ｏ₃相とＴｉＣ相とを含み、前記Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å（１．２９９８ｎｍ）以上１３．００６Å（１．３００６ｎｍ）以下であり、かつ、前記ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å（０．４２９７ｎｍ）以上４．３２５Å（０．４３２５ｎｍ）以下である。１Å＝０．１ｎｍである。

ある実施形態において、前記Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が１２．９９９Å（１．２９９９ｎｍ）以上である。

ある実施形態において、前記Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が１３．０００Å（１．３０００ｎｍ）以上である。

ある実施形態において、前記ＴｉＣ相の格子定数が４．３１８Å（０．４３１８ｎｍ）以上４．３２５Å（０．４３２５ｎｍ）以下である。

ある実施形態において、前記ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å（０．４２９７ｎｍ）以上４．３１５Å（０．４３１５ｎｍ）以下である。

ある実施形態において、前記ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å（０．４２９７ｎｍ）以上４．３００（０．４３００ｎｍ）Å以下である。

本発明のある実施形態による磁気ヘッドスライダは、上記のいずれかのＡｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板を用いて構成されている。

本発明のある実施形態によるハードディスクドライブ装置は、上記の磁気ヘッドスライダを備えている。

本発明によれば、生産性が高く、熱伝導性が低い薄膜磁気ヘッド用基板が得られる。このような基板を用いて作製された磁気ヘッドスライダは、熱伝導性が低いので、ＤＦＨ機構を利用する場合に、ディスクからの浮上量がより精度よく制御され、また、消費電力が削減される。したがって、ＨＤＤの小型化・大容量化に貢献することができる。

（ａ）、（ｂ）は、「磁気ヘッドを示す側面図および斜視図である。 （ａ）、（ｂ）は、他の形態の磁気ヘッドを示す図である。 （ａ）はアルミナの結晶構造を示す斜視図であり、（ｂ）はαアルミナのリファレンスデータ（領域Ａ：原料として用いる粉末状態、領域Ｂ：ＡｌＴｉＣ焼結後の状態におけるＡｌ₂Ｏ₃相）のそれぞれにおける格子定数（ａ軸およびｃ軸）を示すグラフである。 Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数とＴｉＣ相の格子定数とが異なる実施例および比較例の分布を示す図である。 本発明の実施形態によるハードディスクドライブ装置の構成を示す模式的な斜視図である。

以下、図面を参照しながら本発明の実施形態を説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

本発明の実施形態による薄膜磁気ヘッド用基板は、Ａｌ₂Ｏ₃相とＴｉＣ相とを含むＡｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ系の基板（以下、ＡｌＴｉＣ基板という）である。本実施形態のＡｌＴｉＣ基板において、典型的には、Ａｌ₂Ｏ₃相がマトリクス相を形成しており、このＡｌ₂Ｏ₃マトリクス相中にＴｉＣ相が分散された組織が形成されている。

ここで、Ａｌ₂Ｏ₃相は、Ａｌ₂Ｏ₃結晶およびＡｌ₂Ｏ₃結晶を構成する元素の一部が他の元素で置換された結晶からなる相である。また、ＴｉＣ相は、ＴｉＣ結晶およびＴｉＣ結晶を構成する元素の一部が他の元素で置換された結晶からなる相である。

なお、Ａｌ₂Ｏ₃相とＴｉＣ相とは、例えば、光学顕微鏡やＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察することによって容易に識別することができる。このように識別されたＡｌ₂Ｏ₃相およびＴｉＣ相において、Ａｌ₂Ｏ₃相の格子定数およびＴｉＣ相の格子定数は、後述するように、Ｘ線回折を用いて求められる。

ここで、本実施形態の薄膜磁気ヘッド用基板では、Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å以上１３．００６Å以下に設定されている。なお、Ａｌ₂Ｏ₃（酸化アルミニウム（ＩＩＩ））は、一般にアルミナ（αアルミナ）と称されることがある。本明細書においても、Ａｌ₂Ｏ₃をアルミナと称することがある。

なお、アルミナ相およびＴｉＣ相の格子定数は、ＡｌＴｉＣ基板中で完全に一様ではなく、測定場所によってわずかに差があっても良いが、この場合、基板の異なる場所を数点以上測定した平均の値を、そのＡｌＴｉＣ基板における格子定数と見なしてよい。

ここでアルミナ相の格子定数について説明する。アルミナ結晶は三方晶系の結晶構造を有しているが、図３（ａ）に示すように、擬似的に六方晶に近似しており、a軸とc軸にて格子定数を示すことができる。図３（ｂ）に示すように、コランダム構造を有するαアルミナでは、ａ軸の格子定数が４．７５４Åであり、ｃ軸の格子定数が１２．９８２Åであることが知られている。

ただし、図３（ｂ）の領域Ａとして示すように、ＡｌＴｉＣ基板を作製するためのアルミナの原料粉末において、格子定数はａ軸およびｃ軸のそれぞれにおいて、より大きいものとなる。これは、鉱石からアルミナ原料粉末を製造する工程において、Ｎａ、Ｍｇ、ＣａなどのＡｌおよびＯ以外の不純物の元素が残存することによって生じる現象であると考えられる。これらの原子半径はいずれもＡｌの原子半径よりも大きいために、上記の不純物の元素で置換されるほど、結晶格子は大きくなる傾向がある。

また、後述するが、焼結助剤としてのＭｇＯやＹ₂Ｏ₃などを原料の粉末状態のアルミナおよびＴｉＣに添加して焼結工程を行うことによって、焼結性を高めてＡｌＴｉＣ基板を作製する場合がある。このように焼結助剤を添加すると、焼結工程において、Ａｌ原子の一部と他の元素が置換される。その結果、作製されたＡｌＴｉＣ基板において、図３（ｂ）の領域Ｂとして示すように、ＡｌＴｉＣ基板におけるＡｌ₂Ｏ₃相の格子定数がａ軸およびｃ軸のそれぞれにおいてさらに大きくなることがある。

以上に説明したように、ＡｌＴｉＣ基板におけるＡｌ₂Ｏ₃相の格子定数は、製造工程中の種々の要因で変動し得る。そこで、本発明者は、従来検討されていなかったＡｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数に着目し、磁気ヘッドスライダとして用いる場合のＡｌＴｉＣ基板において、Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が表面の平滑性等にどのように影響するかについて鋭意実験および検討を行った。

その結果、Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数を１２．９９８Å以上１３．００６Å以下に設定することによって、ＡｌＴｉＣ基板をロウバー（raw bar）やチップに切断するための切断加工性や、ラッピング工程におけるラップレートを向上させることを見出した。また、上記の範囲に設定することによって、熱伝導率を低下させることができ、ＤＦＨ機構によるディスクと素子との空隙制御を精密に行うことができるので、高密度記録をより容易に実現できることを見出した。

加工性が向上する理由は、Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å以上１３．００６Å以下の範囲であると、ＡｌおよびＯ以外の元素の含有量が比較的多いＡｌＴｉＣ基板の焼結体が作製され、アルミナ相に歪みが生じることで、クラックが進展しやすくなり、その結果、切断工程やラッピング工程において加工が促進されるためであると考えられる。

ここで、切断加工性とは、ＡｌＴｉＣ基板を切断してロウバーやチップにするときの切断加工の容易性を示している。また、切断加工性は、例えば、切断時における抵抗値が所定値に達するまでに切断可能な切断本数によって評価することができる。切断本数が高いほど、生産性が高いことを意味する。

また、ラップレートとは、ラップ機（lapping apparatus）を用いて行う研磨工程における、単位時間当たりの研磨量（μｍ／ｍｉｎ）を意味する。被加工物の加工性が良好である場合にラップレートが高くなり、生産性が向上する。

本発明の実施形態においては、アルミナ粉末の特別の選定、あるいは、焼結助剤の添加量の増量などによって、焼結後に得られるＡｌＴｉＣ基板に含まれる不純物の量を増加させている。より具体的には、アルミナの原料粉末として、不純物（アルミナの結晶格子中に固溶状態で存在）の量が多いものを使用する。また、主として焼結時においてアルミナ相を形成するアルミナ結晶格子に侵入する焼結助剤を、粉末混合の時点で比較的多めに混合し、焼結体中においてＡｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数を一定値以上とするものである。

切断抵抗を下げラッピングレートを向上させるという観点からは、Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å以上１３．００６Å以下であることが好ましく、１２．９９９Å以上であることがより好ましく、１３．０００Å以上であることがさらに好ましい。

また、上記のように加工特性を向上させて生産性を高めるだけではなく、Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å以上１３．００６Å以下の範囲にあると、熱伝導率（Ｗ／（ｍ・Ｋ））が比較的低くなり、これにより、ＤＦＨ機構によるヘッド浮上量の制御を消費電力を低減しつつ適切に行えることが本発明者によって確認された。このようなＤＦＨ機構による浮上量の制御を好適に行うためには、Ａｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数は、１２．９９９Å以上であることがより好ましく、１３．０００Å以上であることがさらに好ましい。

また、本実施形態の薄膜磁気ヘッド用基板では、ＡｌＴｉＣ基板におけるＴｉＣ相の格子定数が、４．２９７Å以上４．３２５Å以下に設定されている。ここで、ＴｉＣ結晶はＮａＣｌ型の結晶（立方晶系）であり、結晶中での各方位における格子定数が同じ値（すなわちａ軸の格子定数として表される値）を取る。本明細書において、ＴｉＣ相の格子定数は上記の値を指す。

ＴｉＣ相は、ＴｉＣ_0.5〜ＴｉＣ_1.0までの組成比を有していて良い。Ｔｉに対するＣの量が少ないほど、ＴｉＣ相の格子定数は低下する傾向にある。また、ＴｉＣ相のＣの一部をＯ（酸素）および／またはＮ（窒素）と置換することによって格子定数は低くなる。なお、化学量論比に近いＴｉＣの組成比を有する原料粉末（現実的に入手可能であるＴｉＣの原料粉末であり、Ｔｉに対するＣの原子比率が０．９５程度のもの）における格子定数は４．３２７Å〜４．３３０Å程度である。

ＡｌＴｉＣ基板におけるＴｉＣ相の格子定数を上記の範囲に設定するためには、例えば、Ｔｉに対するＣの原子比率が０．５〜０．９５程度のものを原料粉末として選択し、添加物として用いられるＴｉＯ₂（またはＴｉＯｘ（ｘは０．５以上１未満）、Ｔｉ₂Ｏ₃、Ｔｉ₃Ｏ₅など）や、ＴｉＮの量を調節することによって、焼結後におけるＴｉＣ相の格子定数を適切な範囲に設定することができる。さらに、焼結雰囲気中の酸素分圧や窒素分圧を適切に調節することによってもＴｉＣ相の格子定数を調節することができる。より具体的な例としては、粉末の混合、粉砕、乾燥や造粒時における、水や空気などからの酸素の取り込み量を増やす方法（酸素の増量）や、焼結の際の雰囲気中のＮ₂分圧を１３ｋＰａ〜９０ｋＰａの範囲として窒素量を増やす方法（窒素の増量）が挙げられる。

また、ＡｌＴｉＣ基板におけるＴｉＣ相の格子定数が４．３１８Å〜４．３２５Åの範囲であるような場合には、ＡｌＴｉＣ基板中に生じる微細な気孔（以下、マイクロポアと呼ぶことがある）の個数を低減できることがわかった。これは、ＴｉＣ相においてＯやＮなどを含まないＴｉＣ結晶に近い組織構造が形成されている場合に比べて、ＴｉＯｘやＴｉＮなどを添加すると上記のような範囲にＴｉＣ相の格子定数は低下するが、このとき、添加したＴｉＯｘなどにより焼結性が格段に向上し、その結果、緻密な焼結体が形成されてマイクロポアの発生が防止されたものと考えられる。なお、ＯやＮは、添加物からだけでなく、焼結雰囲気からＴｉＣ相のＣの一部と置換する形で供給されてもよく、この場合にも、焼結性を向上させることができる。

ただし、添加物や焼結雰囲気によって取り込まれるＯやＮの量が多すぎ、焼結後におけるＴｉＣ相の格子定数が４．３１８Åを下回るような場合にもマイクロポアはかえって生じ易くなることがわかった。これは、ＴｉＣ相がＯやＮを取り込む際に、置換されたＣが例えばＣＯガスとして焼結工程中に排出され、この量が多い時にはガスが焼結体に残存し、これによって、マイクロポアが形成されるからであると考えられる。

このため、ＡｌＴｉＣ基板におけるＴｉＣ相中のＯやＮの含有量が一定の範囲内にあり、焼結後のＴｉＣ相の格子定数が４．３１８Å〜４．３２５Åの範囲に入るような場合にマイクロポアの発生が低減される。マイクロポアが少ない場合、イオンミリング等によってＡｌＴｉＣ基板の表面にＡＢＳを形成した後にも表面粗さのばらつきが少ない状態が維持されるので、使用時にパーティクルポケット（パーティクルが挟まる隙間）に異物が巻き込まれて、ＨＤＤがクラッシュする恐れが少なくなる。

また、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å〜４．３１５Åの範囲であるような場合に、切断加工性やラップレートをさらに向上させることができ、工業生産性を有意に向上させ得ることが本発明者によって確認された。これは、ＴｉＣ相に含まれるＯまたはＮの含有量が比較的多いために、切断工程およびラッピング工程において、機械的な加工が促進されるからであると考えられる。さらに、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å〜４．３１５Åの範囲であるような場合には、ラップ工程後のラップ加工面の平滑性が向上することも確認できた。

なお、比較的平滑なＡＢＳを形成可能にしながら生産性を向上させることを両立させるためには、ＴｉＣ相の格子定数を、４．３１０Å〜４．３２０Åに設定してもよく、４．３１３Å〜４．３１８Åに設定してもよい。

なお、熱伝導率および切断加工性は、焼結体におけるアルミナ相とＴｉＣ相との質量比率を所定の範囲内にすることによっても制御することができる。具体的には、ＴｉＣ相の質量比率を比較的大きくすることで、熱伝導率をより低くすることができる。また、ＴｉＣ相の質量比率を比較的大きくすることで切断加工性は向上する。ただし、ラップ面平滑性やマイクロポアの発生数は、上記の焼結体中の質量比率によってもさほど変化しないことが発明者によって確認されている。

本実施形態において、切断加工性を向上させるためには、焼結後におけるアルミナ相とＴｉＣ相との比率が適切な範囲にあればよく、このために、焼結用混合粉末の段階で、ＴｉＣ相を形成するために用いられる原料粉末（例えば、ＴｉＣ粉末およびＴｉＯ₂粉末）の総量が、全体の２５〜５０質量％であり、アルミナ相を形成するために用いられる原料粉末（例えば、アルミナ粉末）が残部であるような質量比が好ましい。特に、ＴｉＣ相を形成するために用いられる原料粉末の総量が全体の３５〜４５質量％であればさらに好ましい。また、熱伝導率を比較的低くしてＤＦＨ機構によるヘッド浮上量を精密に制御するためには、ＴｉＣ相を形成するために用いられる原料粉末の総量が全体の３５〜５０質量％であることが好ましい。

また、得られたＡｌＴｉＣ基板にＡＢＳを形成するためにイオンミリング等のドライエッチングが施されるが、上記のようにＡｌ₂Ｏ₃相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å以上１３．００６Å以下であり、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å以上４．３２５Å以下である場合には、エッチング速度の異なる相が生成されにくく、ドライエッチング後の面粗度の低下が防がれることが確認できた。

以下、本発明の実施形態によるＡｌＴｉＣ基板の製造方法を説明する。

まず、原料粉末としてのアルミナの粉末と、ＴｉＣの粉末と、ＴｉＯ₂の粉末とを準備する。このとき、アルミナの粉末としては、不純物の含有量が多い粉末を準備してもよい。このためには、例えば、Ｎａ、Ｍｇ、ＣａなどのＴｉ、Ｃ、Ｏを除く元素の量が１５２０〜５８００ｐｐｍのアルミナの粉末を用いればよい。

また、各原料粉末は、ボールミルなどを用いて、所望の平均粒子径を持つように粉砕される。アルミナの粉末、ＴｉＣの粉末、およびＴｉＯ₂の粉末のそれぞれの平均粒子径は、例えば、０．２〜０．６μｍ、０．０２〜１．０μｍ、０．０２〜０．２μｍである。なお、本明細書において、「平均粒子径」は、レーザー回折法により求められる、ｄ５０平均粒子径（累積５０％のメジアン径）を意味する。

また、粉末ごとに別個に粉砕工程を行うことなく、混合と粉砕を同時に行なってもよい。混合・粉砕工程は、ボールミルの他、振動ミル、コロイドミル、アトライター、高速ミキサー等を用いて行うことができる。

アルミナ原料粉末の平均粒子径を０．２μｍ〜０．６μｍにする理由は、０．２μｍ未満では成形性が低下し、焼結工程が適切に行えない可能性があるからである。また、０．６μｍを超えると、焼結体の緻密化が十分にならずに、ポアが残存したり、強度が不足するおそれがあるからである。

また、ＴｉＣ原料粉末の平均粒子径を０．０２μｍ〜１．０μｍにする理由は、０．０２μｍ未満では成形性が低下しやすく焼結工程が適切に行えない可能性があり、１．０μｍを超えると焼結性が低下し、緻密な焼結体が得られにくくなるからである。

また、ＴｉＯ₂原料粉末の平均粒子径を０．０２μｍ〜０．２μｍにする理由は、０．０２μｍ未満では粉末が凝集しやすくなるからであり、０．２μｍを超えると焼結工程を促進させる作用が低下し、緻密な焼結体が得られにくくなるからである。

次に、各粉末を所定の割合で混合し、例えば湿式粉砕を行うことでスラリーを形成し、これを乾燥することによって焼結用混合粉末を得ることができる。ここで、焼結用混合粉末において、Ａｌ₂Ｏ₃粉末とＴｉＣ粉末とＴｉＯ₂粉末との合計質量を１００質量％としたとき、Ａｌ₂Ｏ₃粉末の質量％は、例えば５０質量％以上７５質量％以下である。また、ＴｉＣ粉末とＴｉＯ₂粉末との合計質量％は、例えば、２５質量％以上５０質量％以下である。また、ＴｉＣ粉末とＴｉＯ₂粉末との合計質量を１００質量部としたとき、ＴｉＣ粉末の質量比は、例えば、７０質量部以上９７．２質量部以下であり、ＴｉＯ₂粉末の質量比は、例えば、２．８質量部以上３０質量部以下である。

なお、上記のＴｉＣ粉末およびＴｉＯ₂粉末以外に、焼結後にＴｉＣ相を形成するための粉末材料（例えば、ＴｉＮ粉末）を用いる場合には、ＴｉＣ相を形成するための粉末材料の合計質量が、上記のＡｌ₂Ｏ₃粉末との合計である１００質量％に対して、２５質量％以上５０質量％以下の範囲にあってよい。

また、上記の混合工程において、焼結助剤として用いられるＭｇＯやＹ₂Ｏ₃などを添加しても良い。ただし、これらの焼結助剤（添加剤）の量が少なすぎると、焼結後のアルミナ相の格子定数を大きくできない場合がある。このため、添加量は、例えば、添加剤以外を１００質量％とした場合に１０００ｐｐｍ〜３８００ｐｐｍであることが好ましく、２３００ｐｐｍ〜３８００ｐｐｍであることがさらに好ましい。ただし、上記のようにして準備したアルミナ粉末に含まれる不純物が比較的多く、アルミナ粉末における格子定数が大きい場合には、焼結助剤の量を上記範囲より少なくしてもよい。

次に、スプレイドライヤ、圧縮造粒機、押し出し造粒機等を用いて、上記の焼結用混合粉末を顆粒にする。そして、得られた顆粒状の焼結用混合粉末を金型でプレス成形して、成形体（圧粉体）を得る。なお、上記の顆粒状の焼結用混合粉末を乾式加圧成形法や冷間等方静水圧成形法によって成形することで成形体を作製してもよい。

このようにして作製された成形体に対し、例えば、ホットプレス焼結するか、非酸化雰囲気中での常圧焼結または雰囲気加圧焼結を行うことで、焼結体としてのＡｌＴｉＣ基板を得ることができる。また、これらの工程に熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）処理をさらに加えてもよい。

なお、ホットプレス装置を用いる場合には、例えば、アルゴン、ヘリウム、ネオン、窒素、真空等の雰囲気中で、１４００℃以上１８００℃以下の温度にて加圧焼結を行えばよい。焼結温度を１４００℃以上１８００℃以下に設定する理由は、１４００℃未満では十分に焼結できないおそれがあり、また、１８００℃を超えるとアルミナ結晶およびＴｉＣの結晶の粒成長が顕著になって、加工後の面粗さを低くできなくなる上に、機械的特性が大きく下がるおそれがあるからである。

このように、加圧焼結を行えば、緻密な焼結体を作製し、強度が良好なＡｌＴｉＣ基板を得ることができる。なお、上記のように加圧焼結工程を行った後に、熱間等方加圧焼結（ＨＩＰ）をさらに行なってもよい。例えば、ｌ５０ＭＰａ以上２００ＭＰａ以下の圧力を加え、１３５０℃以上１７００℃以下の温度で熱間等方加圧焼結を行なうことで、抗折強度を７００ＭＰａ以上にすることができる。特に、マイクロポアを減らすために、温度１５００℃以上１７００℃以下で熱間等方加圧焼結（ＨＩＰ）を行なってもよい。

得られたＡｌＴｉＣ基板の基板面に対して、公知の薄膜堆積プロセスによって複数の素子や、絶縁膜（例えばＡｌ₂Ｏ₃膜）を形成する。さらに、図２（ｂ）に示すように、素子２３が形成されたＡｌＴｉＣ基板２１をダイシングソーなどを用いて棒状（ロウバー）に切断した後、切断面（素子２３形成面に対して垂直な側面）をラッピングすることによって厚さを調節するとともに平滑な面を形成する。さらに、イオンミリング法などによって、平滑化された面において空気流に適合するＡＢＳを形成し、最後にチップに切断することによってスライダを作製することができる。

なお、ＡＢＳは、イオンミリング法や反応性イオンエッチング法などのドライエッチング工程において加工条件を適宜選択することで、所望の形状に形成され得る。例えば、ＡＢＳの平均粗さＲａ（本明細書においては、ＪＩＳ規格番号ＪＩＳ Ｂ ０６０１:１９４４、ＪＩＳ Ｂ ００３１：１９９４にて定義されている算術平均粗さＲａを意味する）を２５ｎｍ以下にするためには、イオンミリング法において、加速電圧を６００Ｖに設定し、Ａｒイオンを用いて１８ｎｍ／分のミリングレートで７５〜１２５分間加工すればよく、反応性イオンエッチング法においては、ＡｒガスおよびＣＦ₄ガスをそれぞれ流量３．４Ｘ１０^-2Ｐａ・ｍ³／ｓおよび１．７Ｘ１０^-2Ｐａ・ｍ³／ｓとして混合ガスの圧力が０．４Ｐａとなる条件で加工を行えばよい。

以下、本発明の実施例および比較例を説明する。

下記の表１は、本発明の実施例の試料Ｎｏ．１〜１９および比較例の試料Ｎｏ．１０１〜１１３として、原料粉末としてのアルミナ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＯ₂粉末の組成比（いずれも質量％）および焼結助剤としてのＭｇＯ粉末の量（アルミナ粉末、ＴｉＣ粉末、ＴｉＯ₂粉末の合計質量を１００質量部としたときの外部質量部）が異なる試料を示す。

また、各試料について、焼結体における格子定数（アルミナ相のｃ軸の格子定数およびＴｉＣ相の格子定数）を示す。さらに、評価項目として、切断加工性（本）および熱伝導率（Ｗ／（ｍ・Ｋ））を示す。ここで、熱伝導率が２０Ｗ／ｍ・Ｋ以下となる場合をＤＦＨ制御を行いやすいスライダに適した試料として扱うこととした。また、切断時の切断抵抗が０．３ｋＷ以下で３０本切断できた試料を、切断加工性（生産性）に優れた試料として扱うこととした。３０本切断以前に切断抵抗が０．３ｋＷに達した試料については、その時点で切断できた本数を表１に示している。なお、３０本という本数は、ダイシングソーなどを用いて切断する際の、標準的なドレス（目直し）間隔である。切断本数が３０本に満たない場合、比較的高い頻度でドレッシングを行うことが必要となり、生産速度を十分に向上させることが困難になる。

実施例Ｎｏ．１、３、４、６〜９、１１、１３、１５、１８および比較例Ｎｏ．１０１〜１１３において、アルミナ原料粉末としては、コランダム型のαアルミナに近いものが利用されており、そのｃ軸の格子定数が１２．９８３Åであった。このような格子定数を有するアルミナ原料粉末は、不純物としてのＮａ、Ｍｇ、Ｃａなどを１０ｐｐｍ以下含むものであってよい。また、本実施例Ｎｏ．２、５、１０、１２、１４、１６、１７、１９において、アルミナ原料粉末として不純物を含むものが利用されており、そのｃ軸の格子定数が１２．９９７Åであった。このような格子定数を有するアルミナ原料粉末は、不純物としてのＮａ、Ｍｇ、Ｃａなどを例えば５００ｐｐｍ〜２０００ｐｐｍ程度含むものであってよい。ただし、表１に示すように焼結助剤として添加するＭｇＯの添加量に応じて、焼結体（ＡｌＴｉＣ基板）におけるアルミナ相のｃ軸の格子定数は変化する。

なお、各種組成の試料における格子定数は、次の方法で測定した。即ち、各試料より３０ｍｍ×３０ｍｍ×１ｍｍ程度の大きさの試験片を１０枚切り出し、切り出した各試料にＣｕターゲットのＫ特性Ｘ線を管電圧４５ｋＶ、管電流４０ｍＡで照射し、回折角２θ＝２０°〜８０°の範囲で、ステップサイズ０．０１７°、スキャンスピード０．４２°／ｓｅｃでスキャンして得られたＸ線回折パターンをＰＡＮａｌｙｔｉｃａｌ社製Ｘ’Ｐｅｒｔ Ｈｉｇｈ Ｓｃｏｒｅ Ｐｌｕｓのリートベルト解析プログラムを用いることにより、Ａｌ₂Ｏ₃相およびＴｉＣ相の格子定数を求める。必要に応じて、得られたＸ線回折パターンに対して、Ｋα分離、バックグラウンド除去、スムージングなどのデータ処理を施しても良い。この手法により、切り出したそれぞれの試験片の任意の１０箇所で測定を行ない、１０枚×１０箇所の平均値を算出して各試料の格子定数値とした。

図４は、各試料についてのアルミナ相のｃ軸の格子定数とＴｉＣ相の格子定数との分布を示している。なお、図４において、横軸はアルミナ相のｃ軸の格子定数であり、縦軸はＴｉＣ相の格子定数である。

表１および図４からわかるように、アルミナ相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å以上１３．００6Å以下の範囲内にあり、かつ、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å以上４．３２５Å以下の範囲内にある試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１９の実施例において、切断加工性およびＤＦＨ制御性の双方において良好であることが確認された。また、表１には示していないが、試料Ｎｏ．１〜１９では、焼結体においてアルミナ相およびＴｉＣ相以外のエッチング速度の異なる相（第３の相）が生成されておらず、ＡＢＳ形成のためのドライエッチング後にも面粗度の低下が防止されることが確認できた。

特に、アルミナ相のｃ軸の格子定数が１３．０００Å以上である場合（試料Ｎｏ．８〜１５、１７〜１９）には、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å〜４．３２５Åまでの広い範囲で、熱伝導率１９Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下を確実に実現できることがわかる。

また、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å〜４．３００Åの範囲内にある試料Ｎｏ．６、１４〜１６、１８、および、１９においては、熱伝導率が１８Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下と比較的低くなっており、ＤＦＨ制御特性が良好であることが確認できる。なかでも、アルミナ相のｃ軸の格子定数が１２．９９９Å以上１３．００6Å以下であり、かつ、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å以上４．３００Å以下である、試料Ｎｏ．１４、１５、１８、および、１９においては、熱伝導率が１６Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下と非常に低くなっており、ＤＦＨ制御特性が特に良好であることが確認できる。なお、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å以上４．３００Å以下であったとしても、アルミナ相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Åの場合（試料Ｎｏ．６）には、熱伝導率が１８Ｗ／（ｍ・Ｋ）であり、１６Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下とはならなかった。

また、切断加工性について言えば、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å〜４．３２５Åの比較的広い範囲において、アルミナ相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å以上であれば、３０本であり十分な切断加工性が得られることが確認できた。特に、ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å〜４．３１５Åの範囲であるような場合には、切断加工性が高く生産性が向上された状態において、ラップ加工面の平滑性も１．６ｎｍ程度以下に抑えることができ、形状特性に優れたＡｌＴｉＣ基板が得られる。

また、表１には示していないが、アルミナ相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å〜１３．００6Åの範囲内にあり、かつ、ＴｉＣ相の格子定数が４．３１８Å〜４．３２５Åの範囲であるような場合（試料Ｎｏ．１、７、１０、１７）には、マイクロポア（焼結体内部に存在する微小気孔）の個数が１個／□５０μｍ以下となり、イオンミリング法などによって特に平滑なＡＢＳが形成できることが確認できた。なお、ＴｉＣ相の格子定数が４．３１８Å未満の場合には、マイクロポアの個数が２個／□５０μｍとなる場合もあることが確認されている。なお、本明細書において、マイクロポアの個数とは、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により撮影された５０μｍ×５０μｍの像の中に存在するφ０．２μｍ以上のサイズの空隙部の数を意味している。

なお、比較例の試料Ｎｏ．１０８および１０９については、切断加工性および熱伝導率の双方が良好であったものの、ＡＢＳを形成するためのドライエッチング工程後において、面粗度が著しく低下することが確認された。これは、ＴｉＣ相の格子定数が低すぎる場合、焼結体においてエッチング速度の異なる第３の相（例えば、Ａｌ₂ＴｉＯ₅相）が形成されたからであると考えられる。

また、比較例Ｎｏ．１１２においても、ＴｉＣ相の格子定数が低く、かつ、アルミナ相のｃ軸の格子定数が大きいため、比較例Ｎｏ．１０８および１０９と同様に、エッチング速度の異なる第３の相が形成され、ドライエッチング工程後において面粗度が著しく低下することが確認された。

また、比較例Ｎｏ．１１０および１１１については、ＴｉＣ相の格子定数が高く、かつ、アルミナ相のｃ軸の格子定数が大きく、アルミナ相およびＴｉＣ相の純度が低い。この場合にも、イオンミリングなどのドライエッチング時に速度が異なる領域が形成されるようであり、ＡＢＳにおいてピット（凹部）が形成されることが確認された。

このような理由から、表１には示していないが、実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１９の場合とは異なり、比較例Ｎｏ．１０８〜１１２では、十分なＡＢＳ面の平滑性が得られず、スライダとしての使用に適したものが得られない。

以上、本発明の実施形態による薄膜磁気ヘッド用基板について説明したが、上記の磁気ヘッド用基板を用いて作製された磁気ヘッドスライダを利用して、公知の方法によってハードディスクドライブ装置を作製することができる。

図５に示すように、本発明の実施形態によるハードディスクドライブ装置１００は、例えば、上記に説明した構成を有する磁気ヘッドスライダ２と、磁気ディスク（プラッタ）４と、磁気ディスク４を回転させるモータ６と、磁気ディスク４に対する磁気ヘッドスライダ２の位置決めや磁気ヘッドスライダ２による書き込み／読み出し動作などを制御する制御装置８などを備える。制御装置８は、外部からの読み書き信号に応じて、ヘッドスライダ２をプラッタ４上の特定の位置に移動させるように構成されていてよい。このハードディスクドライブ装置において、書き込み／読み出し動作中における高記録密度での記録を実現することができる。

本発明の実施形態によるＡｌ₂Ｏ₃−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板は、高記録密度を実現するハードディスクドライブにおいて好適に用いられる。

２ 磁気ヘッドスライダ
４ プラッタ
６ モータ
８ 制御装置
１０ 薄膜磁気ヘッドスライダアセンブリ
１１ 基板
１２、２３ 素子
１３ ディスク
１４ ジンバル
２０ 薄膜磁気ヘッドスライダ
２１ ＡｌＴｉＣ基板
２２、２４ Ａｌ₂Ｏ₃膜
２５ ＡＢＳ形成面

Claims (6)

1. Ａｌ_２Ｏ_３相とＴｉＣ相とを含むＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板であって、
   前記Ａｌ_２Ｏ_３相のｃ軸の格子定数が１２．９９８Å以上１３．００６Å以下であり、かつ、前記ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å以上４．３１４Å以下である、Ａｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板。
2. 前記Ａｌ_２Ｏ_３相のｃ軸の格子定数が１２．９９９Å以上である、請求項１に記載のＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板。
3. 前記Ａｌ_２Ｏ_３相のｃ軸の格子定数が１３．０００Å以上である、請求項２に記載のＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板。
4. 前記ＴｉＣ相の格子定数が４．２９７Å以上４．３００Å以下である、請求項２に記載のＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板。
5. 請求項１から４のいずれかに記載のＡｌ_２Ｏ_３−ＴｉＣ系薄膜磁気ヘッド用基板を用いた磁気ヘッドスライダ。
6. 請求項５に記載の磁気ヘッドスライダを備えたハードディスクドライブ装置。

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