JPH0223921B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は合金磁気記録ヘツドの製造方法に関す
るものである。 （従来例の構成とその問題点） 近年、磁気記録は高密度化の方向へ進みつつあ
る。高密度記録を図るためには、記録減磁の点か
ら、記録磁界の広がりをできるだけ狭くする必要
があり、このためには記録媒体と磁気ヘツド間の
接触をよくするヘツド構造と、ギヤツプの精密加
工および磁心ギヤツプ近傍の磁気飽和の生じにく
い高飽和磁束密度磁心材料（自己減磁の点から高
抗磁力磁気記録媒体の使用が必要なため）が望ま
れている。 そして、現在このような高性能磁気ヘツドのコ
ア材とて鉄（Fe）48.2重量％、アルミニウム
（Al）6.2重量％、シリコン（Si）9.6重量％から
成る合金（センダスト）を用いた高精度なナロー
ギヤツプを有する磁気ヘツドが最も適したものと
されており、その普及が磁気記録の分野で切望さ
れている。 しかしながら、コア材として用いるFe−Al−
Si合金の性質上、高精度なナローギヤツプを形成
することが極めて困難であり、これが上述の磁気
ヘツドの普及を阻んでいた。例えば、従来のFe
−Al−Si合金（センダスト）磁気ヘツドのギヤ
ツプ形成法の一例を示すと、第１図のように片方
のFe−Al−Si合金（センダスト）チツプ１のギ
ヤツプ形成面（テープ走行面）に石英（SiO₂）
膜３をスパツタ法にて形成し、次に低融点の銀ロ
−はく（例えば銀−銅−カドミウム−亜鉛系合
金）４を用いてもう一方のFe−Al−Si合金（セ
ンダスト）チツプ２とはり合せるという方法で形
成されていた。しかし、上記の方法では、テープ
走行面のギヤツプ部（フロントギヤツプ部）に用
いられる石英（SiO₂）とFe−Al−Si合金（セン
ダスト）とは、その熱膨張係数が大巾に異なるた
め（石英の熱膨張係数1.7×10^-6／℃、Fe−Al−
Si合金の熱膨張係数13.5×10^-6／℃）および金属
と酸化物は相互拡散しにくいためにフロントギヤ
ツプの石英部分がテープ走行時にFe−Al−Si合
金からはがれてしまい、ギヤツプの精度が低下す
る原因となつていた。すなわちギヤツプかけや、
ギヤツプはずれの原因となつていた。またテープ
走行面と反対側の接合を目的としたギヤツプ（バ
ツクギヤツプ）に用いられている銀ロ−材４は、
一般にFe−Al−Si合金との結合力を増すために
低融点の銀−銅−カドミウム−亜鉛系のロ−材が
用いられている。このロー材はその熱膨張係数が
大きく（約17〜18×10^-6／℃）しかもギヤツプ形
成時にFe−Al−Si合金との相互拡散が大きいた
め銀ロ−材が融解後固化する時にFe−Al−Si合
金部分にひび割れが生じ、その影響を受けて、ギ
ヤツプ巾の制御や並行性を得ることが困難になる
という欠点を有していた。また、比較的熱膨張係
数が小さいAg−Cu系あるいはAg−Cu−In系は、
合金との相互拡散が少ないため、銀ローどうしは
拡散接合するが、銀ローとコアとは相互拡散が少
ないため、コアどうしの接着力が弱く、ヘツドの
加工中にコアどうしがはがれたりする欠点を有し
ていた。またこれらの欠点を改良するために高温
高圧（例えば900℃で1000Kg／cm²）のHIP処理に
より拡散接合を行なう試みもあるがフロントギヤ
ツプ面の接合強度は十分でないし、高温高圧によ
つてフロントギヤツプの界面に磁気的な変化が生
じ再生出力の低下をきたすという欠点を有してい
た。 （発明の目的） 本発明の目的は、磁気的なナローギヤツプを高
精度で形成し、かつ形成されたギヤツプが高い機
械的強度を持つようにしたFe−Al−Si合金磁気
ヘツドの製造方法を提供するものである。 （発明の構成） 本発明のFe−Al−Si合金磁気ヘツドの製造方
法はまず、２つのコアを結合することにより磁気
ヘツドの形状となる一対のFe−Al−Si合金コア
のテープ走行面側にあるフロントギヤツプ形成面
にそれぞれ高精度の厚みで非磁性セラミツク薄膜
を形成し、さらにその上に均一な厚さで酸化鉛が
60重量％、酸化ナトリウムが15重量％、酸化ケイ
素が25重量％からなるガラス薄膜を形成するとと
もに、テープ走行面とは反対側のバツクギヤツプ
形成面（接合面）に、銀ロ−合金としては高融点
でしかも比較的熱膨張係数がFe−Al−Siに近い
銀ロー（例えば銀−銅、銀−銅−インジウムの合
金）をスパツタ法で高精度に厚みを制御してそれ
ぞれ形成する。 次に、これらのフロントギヤツプ形成面（テー
プ走行面）およびバツクギヤツプ形成面（接合
面）に窒素、アルゴンのうちのいずれか一種から
なるイオンを注入し、その後これらのコアをガラ
ス薄膜面どうしおよび銀ロー面どうしを合せた状
態で保持したまま、ガラスの軟化点および銀ロー
の液相出現温度以上の温度条件で熱処理を施し
て、合せた膜どうしを拡散接合することによつて
ナローギヤツプを形成するものである。 ここで、イオン注入することによつてフロント
ギヤツプ面では、ガラス薄膜および非磁性セラミ
ツク薄膜を通してイオンがFe−Al−Si合金側に
も進入してくるため、これらの合金とセラミツク
膜との界面に拡散層が形成される。（すなわち、
進入してきたイオンは大きな運動エネルギーを持
つているためその一部は薄いガラス膜および非磁
性セラミツク膜を通り抜け合金側にも達する。そ
の際セラミツク膜の構成原子がはじき飛ばされて
反跳原子となり、この反跳原子がまた次々と他の
原子に衝突するいわゆるカスケード衝突をする、
その際セラミツク膜の構成原子も一部合金側に達
する。このようにしてセラミツク膜と合金との間
に拡散層が形成される。）このためセラミツク膜
と合金とが多少熱膨張係数が異なつていても互い
に強固に接合され、テープ走行時に合金とセラミ
ツク膜がはく離することはない。（またガラス膜
とセラミツク膜およびガラス膜どうしは、共に酸
化物であるため通常の熱処理により相互拡散がお
こり強固に接着する。） 一方、バツクギヤツプ面では、使用する高融点
銀ローは、通常、温度制御だけでは、Fe−Al−
Si合金側に拡散しにくい組成である（従つて接合
強度が低い）が銀ロー側からイオンを注入するこ
とにより銀ローを通して銀ローとFe−Al−Si合
金側にも進入してくるため、これらの合金と銀ロ
ーとの界面に拡散層が形成される。（すなわち進
入してきたイオンにより銀ロー合金の成分原子が
はじき飛ばされて反跳原子となり、この反跳原子
がまた次々と衝突するいわゆるカスケード衝突を
する。このため、原子は衝突による運動エネルギ
ーによつて移動し合金側に拡散し、拡散層を形成
する。） そのため機械的に高い強度を保持できる磁気ヘ
ツドが製造できるものである。（ただし銀ローど
うしは熱処理によつてたやすく相互拡散する。） （実施例の説明） 以下、実施例について詳細に説明する。 第２図は、本発明の一実施例を示したもので、
まず、第２図ａのような幅３mm、高さ２mm、長さ
20mmの棒状のFe−Al−Si合金上に、ダイヤモン
ド砥石によつて幅0.35mmの巻線用の溝７を形成し
た一対の船型のコア５ａ，５ｂを用意し、フロン
トギヤツプ形成面８、バツクギヤツプ形成面９を
それぞれ鏡面研摩（最大表面荒さRmax0.01μｍ）
した。 次に第２図ｂのように、フロントギヤツプ形成
面８に、スパツタ法を用いて酸化ジルコニウム
（ZrO₂）の薄膜１０を形成し、さらにその上に同
じくスパツタ法でガラス薄膜１１を形成した。こ
の場合バツクギヤツプ形成面９には、ZrO₂やガ
ラスや入らないようにマスクをほどこした。形成
した酸化ジルコニウム薄膜１０の厚さは均一で、
0.15μｍであつた。また、ガラス薄膜１１は、厚
さが均一に0.05μｍでその組成は、SiO₂が20重量
％、PbOが65重量％、NaO₂が15重量％からなる
鉛系ガラスであり、軟化点が約500℃のものであ
る。 次に、同じくスパツタ法にて、バツクギヤツプ
形成面９に銀ロー薄膜１２は、厚さが均一に
0.16μｍであり、その組成は、銀72重量％、銅28
重量％からなるものであつた。 次にフロントギヤツプ形成面８、上のガラス薄
膜面１１およびバツクギヤツプ形成面９上の銀ロ
ー薄膜面１２の上から窒素イオンをその加速電圧
が10kVで10¹³イオン／cm²注入する。 つぎにフロントギヤツプ形成面８、バツクギヤ
ツプ形成面９にそれぞれ薄膜を形成後イオンを注
入した一対のコア５ａ，５ｂを互いに突き合わせ
た状態で、真空中で800℃の条件で30分の熱処理
を施し、各ギヤツプ部の薄膜どうしの拡散接合に
より、コアを接合した。このようにして結合した
コアブロツクを所要の厚さに切断するとともに、
機械的研摩を施し、第３図に示したような、厚さ
150μｍの薄片状のヘツドピースを得た。 得られたヘツドピースのフロントギヤツプ部１
３およびバツクギヤツプ部１４を研摩し、ギヤツ
プの幅を光学顕微鏡を用いて測定した結果、両ギ
ヤツプともに0.31μｍであり、ギヤツ面が平行で
あることが観測された。さらに、形成されたギヤ
ツプ部の機械的強度を検討するために、ギヤツプ
の両側のコア５ａ，５ｂに10Kg／mm²の外力を加え
て引張り試験したが、接合面およびフロントギヤ
ツプ面での剥離はなかつた。また、ヘツドのトラ
ツク幅が25μｍになるように機械加工した時およ
びこの磁気ヘツドに磁気テープ（保磁力Hc：
1400エールステツド、飽和磁束密度Br：3000ガ
ウスのメタルテープ）を相対速度5.80ｍ／secで
走行させた時、ギヤツプ部の欠けやはずれの発生
は認められなかつた。またこのヘツドの巻線みぞ
にコイルを25ターン巻いた時の5MHzでのヘツド
の再生出力電圧は、0.5ｍＶであつた。 以上の結果を表の試料番号１に示す。 以下同様の方法で、フロントギヤツプ部の非磁
性薄膜、バツクギヤツプ部の銀ロー薄膜およびイ
オン注入時のイオンの加速電圧と注入量を変えた
ヘツドピースを製作し、上記と同様の検査を行な
つて得られた結果を表の試料番号２〜９に示す。 なお以上の実施例において、磁気特性に影響を
およぼすFe−Al−Si合金の組成については、イ
オン注入や熱処理の前後で何ら変化していないこ
とがＸ線マイクロアナライザを用いた分析によつ
て確認された。その結果、Fe−Al−Si合金の飽
和磁束密度Bsは9010ガウス、保磁力Hcは0.03エ
ールステツドであり、特許請求の範囲内の条件で
のイオン注入による磁気特性の変化は認められな
かつた。 またイオン注入の加速電圧を10kV〜200kVに
限定したのは、10kV以下では、イオンの運動エ
ネルギーが小さくて、非磁性セラミツク薄膜の成
分元素であるZr，Ｏ，Si等のイオンがFe−Al−
Si側に拡散しにくいためFe−Al−Si合金と非磁
性セラミツク薄膜の接合強度が低下するためであ
る。200kV以上になるとイオンの運動エネルギー
が大きくなりすぎてZr，Si等がFe−Al−Si合金
側に深く進入しすぎて磁気的なギヤツプが広がつ
てしまい再生出力の低下をまねくためである。 またイオン注入量を10¹³イオン／cm²〜10¹⁷イオ
ン／cm²に限定したのは、10¹³イオン／cm²以下の注
入量では、非磁性セラミツク薄膜の成分元素であ
るZr，Ｏ，Si等のイオンのFe−Al−Si側への拡
散量が少ないためFe−Al−Si合金と非磁性セラ
ミツク薄膜の接合強度が低下するためであり、
10¹⁷イオン／cm²以上の注入量では、Zr，Ｏ，Si等
のイオンの注入量が多くなりすぎFe−Al−Si合
金の磁気特性を劣化させるためである（保磁力
Hcが増加し、再生出力が低下する。）。また比較
例として特許請求の範囲外（イオン注入量および
その加速電圧を変えた時）の試料を試料番号10〜
13に、従来の熱拡散法およびHIP処理法により作
成したギヤツプを持つヘツドピースの結果を試料
番号14〜15にそれぞれ示す。

【表】

【表】 なお非磁性セラミツク薄膜としては、酸化ジル
コニウム（ZrO₂）、酸化ケイ素（SiO₂）が好適で
あるには、硬度が大きいのでテープ走行時にギヤ
ツプの欠けがおこりにくいためである。 また銀ローの組成は、銀72重量％−銅28重量％
のもの、銀60重量％−銅27重量％−インジウム13
重量％のものが好適であり、これらはそれぞれの
液相出現温度が、比較的高い値を取つているた
め、Fe−Al−Si合金との相互拡散が行なわれに
くい。そのため接合時における合金のわれがおこ
りにくく高精度のギヤツプを持つヘツドが得られ
る。（接合時の強度に関しては、イオン注入によ
りその保障をする。） さらに、ガラスの組成としては、PbOが60重量
％、Na₂Oが15重量％、SiO₂が25重量％のものが
好適であり、それは、この組成のものがFe−Al
−Si合金の熱膨張係数と、一致しており、したが
つて熱ひずみが入りにくく、強い接着強度が得ら
れるためである。強い接着強度が得られれば、上
記組成以外のガラス組成でも使用可能であること
は言うまでもない。 なお、熱膨張係数がFe−Al−Si合金と一致し
ているガラスであれば上記以外の組成でもかなり
強い接着力が得られることが確認された。 （発明の効果） 以上説明したように、本発明はFe−Al−Si合
金からなる一対のコアを突き合わせて構成する磁
気ヘツドにおいて、コアのフロントギヤツプ形成
面に高精度の厚みで非磁性セラミツク薄膜を形成
し、さらにその上に均一な厚さでPbOが60重量
％、Na₂Oが15重量％、SiO₂が25重量％からなる
ガラス薄膜を形成するとともに、バツクギヤツプ
形成面に銀−銅系、銀−銅−インジウム系、薄膜
を形成した後、窒素イオンまたは、アルゴンイオ
ンを各ガラス薄膜面、および銀口−薄膜面に注入
し、その後各薄膜面が互いに接するようにして一
対のコアを突き合わせ、これを保持したままガラ
スの軟化点以上でしかも銀ローが溶融する温度以
上の温度条件で熱処理し、合わせた薄膜どうしを
拡散接合することによつてナローギヤツプを形成
するものでありイオン注入によりFe−Al−Si合
金とZrO₂、あるいはSiO₂との接合強度およびFe
−Al−Si合金と銀ローとの接合強度が大巾に向
上し、その結果高密度磁気記録に適したFe−Al
−Si合金磁気ヘツドを実現することが可能となつ
た。

【図面の簡単な説明】

第１図は、従来のFe−Al−Si合金磁気ヘツド
の接合したコアを示す平面図、第２図ａ，ｂは、
本発明の一実施例におけるFe−Al−Si合金コア
の分解斜視図、第３図は、同コアを接合したもの
の斜視図である。 ５ａ，５ｂ……Fe−Al−Si合金コア、８……
フロントギヤツプ形成面、９……接合面、１０…
…非磁性セラミツク薄膜、１１……ガラス薄膜、
１２……銀ロー薄膜。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ テープ走行面側に磁気的ギヤツプ形成面を有
   し、テープ走行面側とは反対側に接合を目的とし
   た接合面を有する左右一対の鉄−アルミニウム−
   シリコン合金からなるコアを互いに突き合せて構
   成する磁気ヘツドにおいて前記コアの各ギヤツプ
   形成面に非磁性セラミツク薄膜上にそれぞれガラ
   ス薄膜を形成するとともに前記接合面にそれぞれ
   銀−銅系合金からなる銀ロー薄膜を形成した後、
   これらのギヤツプ形成面および接合面に、窒素、
   アルゴンのうちのいずれか一種からなるイオンを
   注入した後、前記ギヤツプ形成面及び接合面をそ
   れぞれ合せるようにして一対のコアを突き合わ
   せ、前記ガラスの軟化点および銀ロ−の液相が出
   現する温度以上の温度条件で、熱処理を施して前
   記一対のコアを固着し、磁気的ギヤツプを形成す
   ることを特徴とする合金磁気ヘツドの製造方法。 ２ 非磁性セラミツク薄膜が、酸化ジルコニウム
   （ZrO₂）、酸化ケイ素（SiO₂）のうちのいずれか
   一種からなることを特徴とする特許請求の範囲第
   １項記載の合金磁気ヘツドの製造方法。 ３ 銀ロ−薄膜が、銀−銅（Ag72重量％、Cu28
   重量％）系合金、銀−銅−インジウム（Ag60重
   量％−Cu27重量％−In13重量％）系合金のうち
   のいずれか一種からなることを特徴とする特許請
   求の範囲第１項記載の合金磁気ヘツドの製造方
   法。 ４ ガラス薄膜が、酸化鉛（PbO）60重量％酸化
   ナトリウム（Na₂O）15重量％、酸化ケイ素
   （SiO₂）25重量％からなることを特徴とする特許
   請求の範囲第１項記載の合金磁気ヘツドの製造方
   法。 ５ 窒素イオンの注入時におけるイオンの加速電
   圧が10kV〜200kVで、イオンの注入量が10¹³〜
   10¹⁷イオン／cm²であることを特徴とする特許請求
   の範囲第１項記載の合金磁気ヘツドの製造方法。 ６ アルゴンイオンの注入時におけるイオンの加
   速電圧が15kV〜200kVでイオンの注入量が10¹³
   〜10¹⁷イオン／cm²であることを特徴とする特許請
   求の範囲第１項記載の合金磁気ヘツドの製造方
   法。