JPH03156710A - 複合磁気ヘッド - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、複合磁気ヘッドに関し、特にフエライトコア
と特定の軟磁性層の間に拡散防止層を設けた高密度記録
再生用磁気ヘッドに関する。

〔発明の背景〕

例えばオーディオテープレコーダやＶＴＲ（ビデオテー
プレコーダ）等の磁気記録再生装置においては、記録信
号の高密度化や高品質化等が進められており、この高記
録密度化に対応して、磁気記録媒体として磁性粉にＦｅ
、Ｃｏ、Ｎｉ等の金属あるいは合金からなる粉末を用い
た。いわゆるメタルテープや１強磁性金属材料を真空薄
膜形成技術によりベースフィルム上に直接被着した。い
わゆる蒸着テープ等が開発され、各分野で実用化されて
いる。

〔従来の技術及び発明が解決しようとする課題〕ところ
で、このような所定の保磁力を存する磁気記録媒体の特
性を発揮せしめるためには、磁気ヘッドのコア材料の特
性として、高い飽和磁束密度を有するとともに２同一の
磁気ヘッドで再生を行なおうとする場合においては、高
透磁率を併せて有することが要求される。

従来は、センダスト合金（Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ。

Ｂ　ｓ　ｚ　ｌ０ＫＧ）や、Ｃｏ系アモルファス合金な
どが用いられていたが、センダスト合金は、膜の内部応
力が大きく、また結晶粒が成長し易く厚膜化が難しい。

また、飽和磁束密度Ｂｓがｌ０ＫＧ程度で。

今以上の高密度記録には飽和磁束密度Ｂｓが不充分であ
る。また、Ｃｏ系アモルファス合金は特性も良く高飽和
磁束密度Ｂｓのものも作製できるが、４５０℃程度で結
晶化してしまうため、ヘッド形成する際に高温でガラス
接合できず、充分な接合強度が得られないという難点が
あった。

その他の軟磁性材料としては窒化鉄があり、−般に、窒
素含有雰囲気中で鉄をターゲットとしてイオンビーム蒸
着あるいはスパッタリング等により薄膜状に形成される
。しかしながら、この軟磁性薄膜は、ガラスボンディン
グ等の際の加熱によって保磁力が大幅に上昇してしまい
特性の安定性が不充分であるという問題があった。

特開昭８３−２９９２１９号公報には、このような問題
点を改良せんとした次の軟磁性薄膜が記載されている。

「ＦｅｘＮｙ　Ａｚ　　（ただし、ｘ、ｙ、ｚは各々組
成比を原子％として表し、ＡはＳｉ、ＡＪ。

Ｔａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｒ。

Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｈｆ。

Ｇａ、Ｇｅ、希土類元素の少なくとも１種を表す。）な
る組成式で示され、その組成範囲が０．５≦ｙ≦５．０ ０．５≦２≦７．５ ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００ であることを特徴とする軟磁性薄膜。」しかし、特開昭
８３−２９９２１９号公報に記載の軟磁性薄膜もまた加
熱によって保磁力が上昇するのを避けられないので１例
えばガラスボンディング工程等の加熱工程を要する磁気
ヘッドの製造に用いることは好ましくない。

さらに−軸異方性を有していないため高周波における透
磁率を高くすることができないという欠点がある。

また、製膜条件にもよるが、一般的に結晶質材料は、膜
を付着する過程でセルフシャドウィング効果によって柱
状晶になり易く９粒界部にボイドが形成されるために磁
気的に不連続になり軟磁気特性が劣化してしまう傾向が
ある。このセルフシャドウィング効果は、磁気ヘッドを
作製する際の様に下地に段差がある場合や厚膜化する場
合に特に顕著となり、充分な特性が得られないという難
点があった。

前記公報に記載の軟磁性薄膜には以上のような問題点が
あるので、磁気へラドコア材料として好ましくなかった
。

本発明は、上記従来技術の問題点を改良した磁気ヘッド
の提供を目的とする。

〔課題を解決するための手段〕 本発明によれば次の複合磁気ヘッドにより上記目的を達
成することができる。

■　先端対向面及び該対向面から後退して形成される凹
所を有するフェライトコアと、該コアの対向面間に設け
られギャップを規定する軟磁性層と、該コアと該軟磁性
層との界面に設けられ５ｉ０２から成る拡散防止層から
成り、前記軟磁性層は、ＦｅＢ　Ｚｒ１．ＮＣ（但し、
ａ、ｂ、ｃは各々原子％を示す。）なる組成式で示され
、その組成範囲は ｏ＜ｂ≦２０ ０＜ｃ≦２２ の範囲（但し、ｂ≦　７．５かつＣ６０を除く）である
ことを特徴とする複合磁気ヘッド。

■　先端対向面及び該対向面から後退して形成される凹
所を有するフェライトコアと、該コアの対向面間に設け
られギャップを規定する軟磁性層と、該コアと該軟磁性
層との界面に設けられ５ｉ０２から成る拡散防止層から
成り、前記軟磁性層は、ＦｅａＸｂ　ＮＣ（但し、ａ、
ｂ、ｃは各々原子％を示し、ＸはＨｆ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔ
ａ。

Ｖ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種以上を表わす。）なる組
成式で示され、その組成範囲は ｏ＜ｂ≦２０ ０＜ｃ≦２２ の範囲（但し、ｂ≦　７．５かつＣ６０を除く）である
ことを特徴とする複合磁気ヘッド。

軟磁性層のＺｒの少なくとも一部は、Ｈｆ。

Ｔｔ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なくともＩ
　Ｐ！！で置き換えることができる。

拡散防止層の厚さは、好ましくは、５０〜２００人にす
る。

本願発明者は、前記従来の軟磁性薄膜の問題点を改良し
たものとして、Ｆｅ６　Ｚｒ６　ＮＯ又はＦｅ６　Ｘ、
Ｎ、（但し、ａ、ｂ、ｃは各々原子％を示し、ＸはＨｆ
、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ。

Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種以上を表わす。）なる組成式
で示され、その組成範囲が Ｑ＜ｂ≦２０ ０＜ｃ≦２２ の範囲（但し、ｂ≦　７．５かつＣ６０を除く）である
軟磁性薄膜を新たに見い出した。

ところが、いわゆる複合磁気ヘッドの軟磁性層として前
記軟磁性薄膜を用いた複合磁気ヘッドは、再生時に、再
生信号の周波数特性が周期的に変動する。いわゆるうな
りが観察され、磁気ヘッドとして実用するには十分でな
いことが判明した。ここで、複合磁気ヘッドとは、先端
対向面及び該対向面から後退して形成される凹所を有す
る磁気へラドコアと、少なくとも該対向面に露出しギャ
ップを規定する軟磁性層と、該コアの凹所に充填されて
成るガラス充填部から成る磁気ヘッドをいい、前記うな
りは、前記磁気へラドコアとしてフェライトを使用した
場合に観察され非磁性材料を使用した場合には観察され
ないことも判明した。

本願発明者は、■複合磁気ヘッド製造過程において、前
記特定組成の軟磁性層をフェライトコアの表面に形成す
る際及び形成した後等の、複合磁気ヘッド製造のための
不可避の加熱により、著しく磁気特性の劣化した拡散層
が前記フェライトコアと前記特定組成の軟磁性層の界面
に形成されること、■この拡散層がギャップと略平行に
位置して形成されるため、疑似ギャップとして作用し。

ヘッド再生出力に悪影響（いわゆる前記うなり）を与え
ること、■前記特定組成の軟磁性層を形成しようとする
フェライトコアの表面に５ＩＯ２から成る拡散防止層を
設けることにより前記拡散層の形成を防止できることを
新たに見い出し２本発明を完成するに至った。

なお、特開昭８３−２９８８０６号公報及び特開平１−
１００７１４号公報には、複合磁気ヘッドのコアを構成
する酸化物磁性材料と金属磁性薄膜との界面に夫々非磁
性窒化物薄膜やＳｔ等の酸化物薄膜を配することにより
、前記酸化物磁性材料と金属磁性薄膜との間の反応を抑
制し、疑似ギャップの成形を防止する旨記載されている
。

しかし、金属磁性薄膜として９本願発明者が見い出した
前記特定組成の軟磁性薄膜、及び、これを複合磁気ヘッ
ドに使用した場合の９本願発明者によって新たに見い出
された問題点は、全く記載されていない。

〔作用］ 本発明の複合磁気ヘッドは、先端対向面及び該対向面か
ら後退して形成される凹所を有するフェライトコアと、
該コアの対向面間に設けられギャップを規定する前記特
定組成の軟磁性層との界面に、５ｉ０２からなる拡散防
止層を設けている。

そのため２本発明の複合磁気ヘッド製造過程における不
可避の加熱による。前記フェライトコアと前記特定組成
の軟磁性層間での、磁気特性の劣化した拡散層の形成及
び成長を防止することができる。以下、軟磁性層が前記
特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層の場合を例にして詳
述する。

例えば、前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層は、一
般に、非軟磁性のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金膜を例えば
５５０℃程度で熱処理して形成する。ところが、前記フ
ェライトコア表面に直接前記Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金
膜を形成し熱処理を行なうと、該Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質
合金膜が前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層に変化
するとともに、前記フェライトコアと該Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ
軟磁性層の界面に、磁気特性の劣化した拡散層が形成・
成長する。これに対して本発明の複合磁気ヘッドを製造
する場合には、前記フェライトコアと前記Ｆｅ−Ｚｒ−
Ｎ非晶質合金膜の界面に５ｉ０２から成る拡散防止層を
設けるので、磁気特性の劣化した拡散層は形成されない
。

また、コアにフェライトを用いた複合磁気ヘッドは、一
般に、フェライトコア半体の先端対向面及び該対向面か
ら後退して形成される凹所に軟磁性層及びギャップ層を
順次設けて成る多層状の複合磁気ヘッド半休の１組を、
所定の方向に突合わせ、前記フェライトコア半体の凹所
に溶融ガラスを充填・冷却することにより製造する。と
ころが、フェライトコア半体に直接前記特定組成のＦｅ
−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層を形成して前記製造方法により複合
磁気ヘッドを製造すると、前記溶融ガラスの充填・冷却
による加熱によって、前記フェライトコア半体と前記特
定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層の界面に、磁気特性の
劣化した拡散層が形成・成長する。これに対して本発明
の複合磁気ヘッドを製造する場合には、前記フェライト
コア半体と前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層の界
面にＳｉＯ□から成る拡散防止層を設けるので、磁気特
性の劣化した拡散層は形成されない。

さらに前記複合磁気ヘッド製造方法において。

前記多層状の複合磁気ヘッド半休のひずみを加熱によっ
て除去する場合もある。本発明の複合磁気ヘッドを製造
する場合には、前記多層状の複合磁気ヘッドのフェライ
トコア半休と前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層の
界面にＳ　ｉ　０２から成る拡散防止層を設けるので、
磁気特性の劣化した拡散層を形成することなく、複合磁
気ヘッド半休のひずみを加熱により除去することができ
る。

第１−Ｂ図及び第１−Ｃ図は、５ｉ０２からなる拡散防
止層の作用を裏付けている。第１−Ｂ図は、フェライト
基板（ＳＳＦ−４：信越化学製）表面を逆スパツタ（１
０分間）シ、引き続きそこに本発明で特定する組成範囲
内で非軟磁性のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金薄膜１０００
人を形成したａＳｄｅｐｏ基板（ａ）、該ａｓ　ｄｅｐ
ｏ基板を３５０℃（１時間）で加熱した基板（ｂ）、該
ａｓ　ｄｅｐｏ基板を５５０”Ｃ（１時間）で加熱した
基板（Ｃ）の夫々のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ薄膜とフェライト基
板間のオージェデプスプロファイル模式図である（但し
、縦軸の最大は１００ａｔ％を示している）。第１−Ｂ
図の（ａ）　、　（ｂ）及び（Ｃ）によれば、フェライ
ト基板に前記Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶責合金薄膜を直接形成
し、これらを加熱した場合、これらの界面に拡散層が形
成されたことがわかる。即ち、加熱によりフェライト基
板中のＯがＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜（非軟磁性のＦｅ
−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金薄膜の加熱により形成された薄膜
）中に拡散し、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金薄膜中のＦｅ
がフェライト基板中に拡散して、フェライト基板とＦｅ
−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜の界面に相互拡散層が形成された
ことが示されている。

第１−Ｃ図は、フェライト基板（ＳＳＦ−４：信越化学
製）表面を逆スパツタ（１０分間）シ。

引き続き５ｉ０２薄膜を２００人形成し、さらに引き続
きそのＳ　ｉ　０２薄膜表面に本発明で特定する組成範
囲内で非軟磁性のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金薄膜１００
０人を形成したａｓ　ｄｅｐｏ基板（ａ）、該ａｓ　ｄ
ｅｐｏ基板を３５０℃（１時間）で加熱した基板（ｂ）
、該ａｓ　ｄｏｐｏ基板を５５０℃（１時間）で加熱し
た基板（Ｃ）の夫々のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ薄膜とフェライト
基板間のオージェデプスプロファイル模式図である。第
１−０図の（ａ）　、（ｂ）及び（ｅ）によれば、フェ
ライト基板と前記Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金薄膜の界面
に５ｉ０２薄膜を形成し、これらを加熱した場合には、
５ｉ０２薄膜が存在しなければ当然に形成されていたで
あろう既述の相互拡散層は形成されていないということ
がわかる。即ち、加熱されてもフェライト基板中の０は
Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜（非軟磁性のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ
非晶質合金薄膜の加熱により形成された薄膜）中に拡散
せず、またＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金薄膜中のＦｅもフ
ェライト基板中に拡散しないので。

フェライト基板とＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜の界面に相
互拡散層が形成されないということが示されている。

なお、前記逆スパツタ、前記５ｉ０２薄膜及び前記非軟
磁性のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質合金薄膜の形成は、スパッ
タ装置５ＰＲ−４０３（トッキ株式会社製）を用いて連
続して行った。逆スパツタは。

フェライトの表面に吸着した空気や水蒸気等のコンタミ
ネーションの除去、及びフェライト表面研摩時に形成さ
れた磁気特性の良くない非晶質表面層の除去のために行
なういわゆるスパッタクリーニングであり、これにより
フェライト表面が荒れるので、この表面に形成される層
との密着性、結合性等を向上させる。また、前記５ｉ０
２薄膜形成のためのスパッタ装置の主な条件は１次のと
おりであった。

Ａｒガス圧：　２Ｐａ 電　　力　　：　　ｔｏｏｗ 電極間距離：　　５５ｍｍ ［好適な実施態様〕 ５ｉ０２から成る拡散防止層は２例えばスパッタリング
等の気相接着法により形成できる。前記拡散防止層の厚
さは、少なくとも拡散層の形成を防止できる厚さ以上に
し、好ましくは５０Å以上にする。しかしながら、前記
層が厚くなり過ぎると疑似ギャップとしての作用が大き
くなるので、前記層の厚さは好ましくは２００Å以下に
する。

フェライトコアはフェライトから成る。フェライトとは
、一般にＭＯ−Ｆｅ２０３なる組成を持つ一群の鉄酸化
物のことをいう。ここで１Ｍは２価の金属イオンであり
９例えばＭ　ｎ　”　　Ｆ　ｅ　２４Ｃｏ２°、　Ｎ　
ｉ　”　、　　Ｃｕ　”　、　Ｚ　ｎ　２帯等であるが
１Ｍを２種以上の２価の金属イオンにすることもできる
。このようなフェライトとして２例えば。

Ｍ　ｎ　Ｚ　ｎ単結晶フェライトがある。

軟磁性層は、ＦｅａＺｒ、、ＮＣ又はＦｅ５Ｘ６ＮＣ（
但し、ａ、ｂ、ｃは各々原子％を示し、ＸはＨｆ、Ｔｉ
、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種以上を表
わす。）なる組成式で示され、その組成範囲は ｏ＜ｂ≦２０ ０＜Ｃ≦２２ の範囲（但し、ｂ≦　７．５かつＣ≦５を除く）である
。この組成範囲を点Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ，１，Ｊにより第１
−Ｆ図に示す。

好ましくは、前記組成範囲は ６９≦ａ≦９３ ２≦ｂ≦１５ ５．５＜　ｃ≦２２ の範囲である。この組成範囲を点Ｑ、に、Ｌ。

Ｕ、Ｍにより第１−Ｆ図に示す。

より好ましくは、前記組成範囲は、前記王者の三成分組
成座標系（Ｆｅ、Ｚｒ、Ｎ）又は（Ｆ　ｅ、Ｘ、Ｎ）に
おいて Ｐ　（９１，２，７） Ｑ　（９２，５，２，５，５） Ｒ（８７，７，５，５，５） Ｓ　（７３，１２，１５） Ｔ　（８９，１２，１９） Ｕ　（８９，９，２２） Ｖ　（７Ｂ、　５．１９） の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲である。この組成範囲
を点Ｐ、Ｑ、Ｒ，Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖｌ：より第１−Ｆ図に
示す。

さらに好ましくは、結晶粒径が３００Å以下であリ、軟
磁性層が一軸異方性を有する。

前記軟磁性層の組成範囲が、０くｂ≦２０かつ。

０＜ｃ≦２２の範囲（但し、ｂ≦７．５かつＣ５０を除
く）である場合、好ましくは、ｂ≧　０．５かつＣ≧　
０．５とする。ｂ＜０．５又はｃ＜０．５の場合にはそ
の存在による効果が明瞭でないことがあるからである。

組成式ＦｅａＺｒｂ　Ｎｏで示される軟磁性層のｂが２
０原子％を越えるか、又は、Ｃが２２原子％を越える場
合には、良好な軟磁性が得られない。

組成式Ｆｅａ　ｘ、Ｎ（、で示される軟磁性層のＣが２
２原子％を越える場合、低い保磁力（例えばＨｃ＜　１
）を示すこともあるが、ａがおよそ７１原子％よりも小
さい範囲では、ａが小さくなるにつれて飽和磁束密度Ｂ
ｓも低下する傾向にある。また、ｂが２０原子９６を越
える場合には、良好な軟磁性が得られないことが多い。

前記軟磁性層の組成範囲が、６９≦ａ≦９３かつ２≦ｂ
≦１５かつ５．５＜　ｃ≦２２の場合は、より良好な軟
磁性を示す。

より好ましくは、前記組成は、前記王者の三成分組成座
標系（Ｆｅ、Ｚｒ、Ｎ）又は（Ｆ　ｅ。

Ｘ、Ｎ）において、前記特定の点Ｐ、Ｑ、Ｒ。

Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖの７点を結ぶ線分で囲まれた範囲である
。この組成範囲では保磁力が特に小さいので、磁気ヘッ
ドのコア材料として好適である。最も好ましい範囲は、
保磁力が１　、５０ｅ以下（さらには１０ｅ以下）を示
す組成範囲である。

組成式ＦｅａＺｒｂＮｃで示される軟磁性層のさらに好
ましい組成範囲は。

Ｆ　ｅｄ　　（Ｚ　ｒ５　Ｎ、−ｅ）　ｘ−ｄ７７≦ｄ
≦８８ ０．３≦ｅ≦０．３８ で示される範囲である。この組成範囲を点Ｗ。

ｘ、ｙ、ｚにより第１−Ｆ図に示す。これらの点ｗ、ｘ
、ｙ、ｚの座標は、はぼ次のとおりである。

Ｗ　　（Ｈ，３，６，８，４） Ｘ　　（８ｇ、　　４．５Ｂ、　　７．４４）Ｙ　　（
７７、８，７４，１４，２６）Ｚ　　（７７、６，９，
１８，１） 即ち、この範囲では、Ｆｅを７７〜８８原子％含み、か
つ、軟磁性層中のＺｒの含有率ｂ（原子％）とＮの含有
率Ｃ（原子％）の比ｃ／ｂがおよそ１．６３〜２．３３
となっている。この組成範囲の軟磁性層は、良好な軟磁
性（例えば、保磁力Ｈｃ＜５０ｅ）を有する。

組成式Ｆｅ３　Ｚ　’ｂ　ＮＣで示される軟磁性層にお
いては、Ｉｆ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ。

Ｗのうち少なくとも１種でＺｒの少なくとも一部（例え
ば軟磁性層を構成するＺｒのうちの３０原子％）を置き
換えることができる。

また、軟磁性層中のＦｅはＣｏ、Ｎｉ又はＲｕの一種以
上で置き換えることができる。例えば軟磁性層を構成す
るＦｅのうちの３０原子％程度まで置き換えることがで
きる。

本発明の複合磁気ヘッドの軟磁性層は２例えばＲＦスパ
ッタ法等の気相折着法により前記特定組成の非晶質層を
得て、この非晶質層を例えば３５０〜６５０℃で熱処理
し前記非晶質層の一部ないし全部を結晶化させて形成す
ることができる。

このような熱処理後でもフェライトコアと軟磁性層との
間に拡散層は形成されない。好ましくは。

磁界中で熱処理して一軸磁気異方性を誘導し前記非晶質
層の一部ないし全部を結晶化させて形成する。

〔実施例〕

以下２本発明の複合磁気ヘッドの軟磁性層として用いら
れる軟磁性薄膜の製造例及び特性について詳述する。

（実施例１） Ｆ　ｅｍ−ｙ　Ｚ　ｒｙ　　（Ｙ　＝　５．０．１０．
０．１５．０（ａｔ％））の組成の合金ターゲットを作
製し、それぞれ２．５〜１２．５モル％の窒素を含む、
窒素含有アルゴンガス雰囲気中で、ガス圧力０．６Ｐａ
、投入電力２００Ｗの条件で高周波スパッタリングを行
ない種々の組成の非晶質合金薄膜を得た。これらの各薄
膜を磁界中で熱処理し、軟磁性薄膜を得て、それらの飽
和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈａを測定した。ＢｓおよびＨ
ｃの測定は交流ＢＨ）レーサー（印加磁界５０Ｈｚ、　
２５０ｅ、ただしＨｃ＞２５の場合は、　９００ｅ）に
よる（以下同様）。基板には結晶化ガラス基板（ＰＥＧ
３１３０ＣＨＯＹＡ製）及び単結晶サファイア基板を用
いた。また膜厚はいずれも　ｏ、ｅｓ程度とした。

これらの結果を＠１−Ａ表に示す。なお、Ｈｃは容易軸
方向の値で示す。また、一部の軟磁性薄膜については、
　　５　　Ｍ！ｌｚにおける透磁率μ及び磁歪について
測定した。磁歪は、膜に応力を加えた時のＢＨ特性の変
化から磁歪の正負判定を行なった。この結果も第１−Ａ
表に示す。

一方、第１−Ｂ表には、スパッタ時の雰囲気中に窒素を
含有しない以外は前記実施例１の軟磁性薄膜の製造方法
と同様にして結晶化ガラス基板上に得られた３種の熱処
理薄膜（比較例１のＮα１゜２．３）の組成、飽和磁束
密度Ｂｓ及び保磁力Ｈｅの測定結果を示す。

また、前記実施例１の軟磁性薄膜の製造方法により製造
した軟磁性薄膜の組成と保磁力Ｈｃの関係及び磁歪の正
負判定（結晶化ガラス基板を用い５５０℃で熱処理した
場合）を第２図に示す。さらに、Ｆｅ−Ｚｒ合金ターゲ
ット中のＦｅ含有量及びスパッタガス中のＮ２含有量の
軟磁性薄膜製造条件と、保磁力Ｈｅと、飽和磁歪λ、と
の関係（結晶化ガラス基板を用い５５０℃で熱処理した
場合）を第３図に示す。

Ｘ線回折と電気抵抗率 前記実施例１中のＦ　ｅ　１１０．９　Ｚ　ｒ　６．５
　Ｎ１２．６の組成について未熱処理（ａｓ　ｄｅｐｏ
）の薄膜と、　　２５０゜３５０、　４５０又は５５０
℃で熱処理した薄膜についてのＸ線回折の結果を第４図
に示し電気抵抗率の測定結果を第２表に示す。第４図に
よれば、５５０℃熱処理の薄膜の結晶粒径は半値幅から
約１３０人であることがわかった。なお、　ａｓ　ｄｅ
ｐｏの薄膜及び２５０℃熱処理の薄膜はアモルファスで
あり、３５０℃及び４５０℃熱処理の薄膜は微結晶から
成り。

５５０℃熱処理の薄膜はさらに成長した微結晶から成る
ことがわかった。これらの微結晶は薄膜の軟磁性に寄与
すると考えられ、このような微結晶の生成はＮ及びＺｒ
の存在による・ものと考えられる。第２表によれば熱処
理温度を高めることによって、この薄膜の抵抗率は低下
していくが。

５５０℃まで温度を上げて熱処理した場合でも。

その値は、純鉄、パーマロイなどよりはるかに高＜、Ｆ
ｅ−５ｔ合金、センダストとほぼ同等の値となっている
。従って、磁気ヘッドのコアとして用いた場合には、渦
電流損失が小さく有利である。

ビッカース硬度 さらにＦ　ｅ　１１０．９　Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ１２．
１１の組成の薄膜について、ビッカース硬度を測定した
結果Ｈｖｍ１０００　（）ｃｇ／ｍｊ、加重１０ｇ）の
値が得られた。この値は従来から磁気ヘッド材料として
用いられているセンダストやＣＯ系アモルファス合金（
Ｈｖ−５００〜６５０）に比べてはるかに高く、耐摩耗
性も従来より充分高めることができる。

ＢＨ凸曲 線記実施例１の軟磁性薄膜の製造方法と同様にして製造
したいくつかの薄膜の交流ＢＨトレーサーによるＢＨ凸
曲線第５図に示した。

第５図に示したサンプルは、製膜後１ｋｏｅの磁界中、
　１０ＴｏｒｒＮ　２雰囲気中において５５０℃、６０
分間熱処理しである。この図から明らかな様に、磁界中
熱処理によって薄膜には明確な面内−軸異方性が誘導さ
れている。従って、この薄膜の困難軸方向を磁化方向と
することによって、　　Ｉ　　ＭＨｚより高い周波数で
の透磁率を充分高くすることができ、この点からも磁気
ヘッド材料として有利である。また、この異方性磁界Ｈ
ｋは２組成によって３〜１８０ｅと変化するため、目標
とする透磁率の大きさ、使用する周波数範囲によって材
料を選ぶことができる。例えば１０　Ｍｌｌｚ以下にお
いて高い透磁率を得たい場合には、Ｈｋ−３〜５０ｅと
なる組成を用い、それ以上高い周波数でも透磁率を劣化
させないためには、Ｈｋがもっと高い組成を用いること
もできる。

ＭＨ凸曲 線６図には、前記実施例１中のＦｅＢ。、。

Ｚｒ６．５Ｎ＋□、、の組成の薄膜についてＶＳＭを用
いて測定したＭＨ凸曲線結果について示した。図中（ａ
）は製膜直後（ａｓ　ｄｅｐｏ）の薄膜について。

（ｂ）は５５０℃の磁界中熱処理後の薄膜についてのＭ
Ｈ曲線を示している。（反磁界補正は行なっていない。

ただし、サンプル形状は、φ５＋ｅｍＸｔ０．６３μｍ
であった。）ＶＳＭを用いて測定した保磁力は、交流Ｂ
Ｈトレーサーで求めた値より一桁以上小さく、（ｂ）よ
り約５０ｍ０ｅと求まった。この値はセンダストやＣｏ
系アモルファス合金とほぼ同等であり、軟磁気特性が優
れていることが解る。

また、（ｂ）より４πＭ　ｓ　−１４，５ＫＧと求まり
、この値はセンダストやＣｏ系アモルファス合金より充
分高く、高保磁力媒体に記録するための磁気ヘッド材料
として有利である。

熱処理前の薄膜の４πＭｓは１３．０ＫＧであり熱処理
後よりやや低い。また、垂直異方性ＣＨｋ：４０００ｅ
）をもっており、Ｈｃも高く、軟磁気特性は悪い。

耐食性 前記実施例１中のＦ　ｅ　１０．９　Ｚ　ｒ　Ｌ　Ｓ　
Ｎ　１２．６の組成の薄膜について耐食性の評価を、水
道水に約−週間浸漬した後の表面状態の変化から行なっ
た。その結果９本サンプルの表面状態は鏡面のまま全く
変化しなかった。比較のためにＴ　　ＣＯＩＩｓ、　４
Ｎ　ｂ　ｓ、。Ｚｒ３，６アモルファス合金膜及びＦｅ
−５ｉ合金（電磁鋼板）についても同様の実験を行なっ
た。その結果Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金も全く変化しなかっ
たが、Ｆｅ−５ｉ合金は全面に錆が発生した。以上より
１本発明の磁気ヘッドの軟磁性層として用いられる軟磁
性薄膜は、耐食性にも優れていることが解った。

次に１本発明の複合磁気ヘッドの軟磁性層の組成範囲外
の組成の軟磁性薄膜について述べる。

（比較例２） Ｆ　ｅ　９１．２　Ｚ　ｒ　３．Ｑ　Ｎ　４．１１の非
晶質合金膜を形成し、１ｋｏｅの磁界中３５０℃及び５
５０℃で１時間熱処理を行なった。前記非晶質合金膜（
ａｓ　ｄｅｐｏ）　。

これを３５０℃で熱処理した膜、及び５５０℃で熱処理
した膜の交流ＢＨ）−レーサーによるＢＨ凸曲線、夫々
第７図の（ａ）〜（Ｃ）に示す。未熱処理の非晶質合金
膜（ａｓ　ｄｅｐｏ）は、軟磁性を有していない（ａ）
。これを３５０℃で熱処理した膜は、−軸異方性を示す
（ｂ）。しかし、５５０℃で熱処理した膜は、その特性
が悪くなっている（Ｃ）。

磁気ヘッド製造時に、溶融ガラスによる溶着（ガラスボ
ンディング）が行なわれることがあり２通常５５０℃程
度に加熱して行なわれる。上記組成範囲の膜を用いた場
合、このガラスボンディング時の加熱により、ｉ終的に
得られた磁気ヘッドにおいて良好な軟磁性を示さない。

即ち、前記組成範囲の場合には、熱的に不安定な軟磁性
薄膜しか得ることができない。

第 −Ａ 表 （以下余白） 第１−Ｂ表 第　　２ 表 （実施例２） Ｆ　ｅ　９２．５　Ｚ　ｒ　７．５の組成の合金ターゲ
ットを用い、　　２．５．　５．０．　７．５．１０．
０又は１２，５モル％の窒素を夫々含む窒素含有アルゴ
ンガス雰囲気中で高周波スパッタリングを行ない２種々
の組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜をサファイア基板（
Ｒ面）上に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃で１時間熱処理して、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜を得
た。得られたＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜の組成、飽和磁
束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｅを第３表に示す。

（比較例３） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
施例２と同様にして得た熱処理薄膜の組成、飽和磁束密
度Ｂｓ、保磁力Ｈａも第３表に示す。

（以下余白） 第　　３ 表 （実施例３） Ｆｅｇ。Ｚｒ　ｔｏ　（ａｔ％）の組成のターゲットを
用い、６．０モル％の窒素を含有する窒素含有アルゴン
ガス雰囲気中でガス圧力０．６Ｐａ、投入電力４００Ｗ
の条件で高周波スパッタリングを行ない、サファイア基
板（Ｒ面、　　＋ＩＴＯ２１面）上にＦ　ｅ　７５．９
　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ　１６．１１非晶質薄膜を形成し
た。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、２５０℃。

３５０℃、４５０℃、５００℃又は５５０℃で６０分間
。

１２０分間、１８０分間、２４０分間、５４０分間、　
　１１４０分間、　２４００分間又は４８００分間等温
磁界（＜　００１０＞方向に１．１ｋＯｅ印加）中で熱
処理して、軟磁性薄膜を得た。得られたＦｅ−Ｚｒ−Ｎ
軟磁性薄膜のＢＨ特性（測定磁界Ｈｍ　＝　２５　（０
ｅ））、保磁力Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋを第８図に示す
。

第９図は、熱処理時間ｔ　［ｍ１ｎ］に対して得られた
Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜の（ａ）保磁力１１ｃ及び（
ｂ）異方性磁界Ｈｋの関係を夫々示す。また。

第１Ｏ図は、（ａ）熱処理時間ｔ　［ｍ１ｎｌと熱処理
温度と保磁力Ｈｅとの関係、及び、（ｂ）熱処理時間ｔ
［ｌ！ｊｎｌと熱処理温度と異方性磁界Ｈｋとの関係を
夫々示す。

これらより、熱処理温度によるＢＨ特性の変化は、３５
０〜５００℃の範囲と、５００℃を越える範囲と、３５
０℃未満の範囲の３つの温度域で異なることがわかる。

また、前記Ｆ　ｅ　７５．Ｉ　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ＋６
．１＋非晶質薄膜を、２５０℃で４８００分間、３５０
℃テ２４０分間、４５０℃で　１８０分間、５００℃で
１８０分間又は５５０℃で１１４０分間夫々熱処理して
得られた５種類の軟磁性薄膜の組成（ａｔ％）、軟磁性
薄膜のＺｒ含有率（ａｔ％）とＦｅ含有率（ａｔ％）と
の比Ｚ　ｒ　／　Ｆ　ｅ　。

Ｎ含有率（ａｔ％）とＺｒ含有率（ａｔ％）との比Ｎ／
Ｚｒ、及びＢＨ特性（測定磁界Ｈｍ−２５（Ｏｅ））を
第４表に示す。下記各組成は＋　Ｆ’ｅ９１．２　　（
Ｚｒ・ＮＸ）８．１１但しｘ−Ｎ／Ｚｒで表現できる。

第４表によれば、Ｎ／Ｚｒの値は、熱処理温度２５０℃
までの範囲内と、３５０℃〜５００℃の範囲内でほぼ一
定であり、熱処理温度約３００℃付近と約５００℃付近
にＮ／Ｚｒの値が急に変化する熱処理温度が存在すると
いうことが推定できる。

第４表 Ｘ線回折パターン 前記実施例３で得られたＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜と、
熱処理前のＦ　ｅ　７Ｌ９　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ１６．
Ｉ非晶質薄膜（ａｓ　ｄｅｐｏ）のＸ線回折パターン（
線源ＣｕＫａ線４０ｋＶ、　３０ｍＡ、　　λ−１，５
４０５人）を第１１図に示す。以下、このＸ線回折パタ
ーンについて述べる。

ａｓ　ｄｅｐｏの薄膜の場合、典型的なハローパターン
を示しており、非晶質化していることを裏付けている。

主ピークの位置は熱処理温度が高くなるにつれ広角側に
ずれ、５５０℃熱処理で最終的に２θ−４４，６°とな
りＣＸ　Ｆ　ｅ　（１１０）　ピークと一致している。

　２５０℃Ｘ　４８００分では２θ−４３，７’　とな
り。

これはＦ　ｅ３　Ｚ　ｒ　（４４０）　ピークと一致し
ている。

３５０°Ｃから５００℃の熱処理では２θ″ｉ４４”で
あり、これはａ　Ｆ　ｅ　（１１０）とＦ　ｅ３　Ｚ　
ｒ　（４４０）　　ピークのほぼ中間の値に対応してい
る。

主ピークの半値幅から５ｃｈｅｒｒｅｒの式により求め
た結晶粒サイズは、２５０℃から４５０℃で約１００人
、５００℃×１８０分で約１２０人、５５０℃Ｘ　１１
４０分で約１７０人（５５０℃×６０分間では約１３０
人（実施例１１及び第４図参照））と温度ｘ時間により
連続的に大きくなっている。

５５０℃熱処理の時間と主ピークの位置、結晶粒サイズ
の関係は下記の様になっている。

このことから、５５０℃熱処理では比較的早く微細なα
Ｆｅ相が析出するが１時間とともにわずかながら結晶粒
の成長が生じていることが解る。

また、５５０℃熱処理では、αＦｅ以外に新た１：：Ｆ
ｅ３　Ｚｒ、ＺｒＮと思われるピークが観測され、これ
らが微細に析出してきていると考えられる。

（実施例４） Ｆｅｇ。Ｚｒ１゜（ａｔ％）の組成のターゲットを用い
、５．０モル％の窒素を含をする窒素含有アルゴンガス
雰囲気中でガス圧力０．６Ｐａ、投入電力２００Ｗの条
件で高周波スパッタリングを行ない。

サファイア基板（Ｒ面）上にＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜
を形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜（厚さ約０．６μｍ）
の磁化の温度変化（室温の磁化で規格化しである。）を
ＶＳＭにより測定した。その結果を第１２図に示す。測
定は、室温から開始して約３”Ｃ／ａ＋ｉｎで昇温しな
がら行ない、試料Ｂは３４０”Ｃで１２０分間、試料り
は４５０℃で６０分間、試料Ｅは５００℃で６０分間、
試料Ｇは５２０℃で１８０分間、試料Ｆは　５５０℃で
　１２０分間保持した。その後今度は、−３℃／ｗｉｎ
で室温まで降温しながら測定した。第１２図より、熱処
理前のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜（ａｓ　ｄｅｐｏ）の
キュリー温度は、約２５０”Ｃであり、少なくとも３４
０℃以上で温度保持すると磁化の値が上昇し、キュリー
温度が上昇していくことがわかる。５５０℃で　１２０
分間保持した場合。

キュリー温度は７００°Ｃ以上となり、熱処理によって
αＦｅのキュリー温度（７７０℃）に近づいていくこと
がわかる。室温での磁化は、いずれの場合もａｓ　ｄｅ
ｐｏの非晶質薄膜より高いが、５２０〜５５０℃保持で
ほぼ飽和し、　ａｓ　ｄｅｐｏの非晶質薄膜の１．１２
〜１．１４倍となっている。

実施例３及び実施例４かられかったことを熱処理温度ご
とに述べる。

（ａ）熱処理前（ａｓ　ｄｅｐｏ） 構造的には、非晶質である。軟磁性は得られておらず、
キュリー温度がαＦｅに比べかなり低く、磁気モーメン
トが熱処理後よりも低い。これらはＦｅ系の非晶質合金
として、考え得る特性である。また、Ｎの含有量は１６
．８％と多く。

Ｎ／Ｚｒ−２，３となっている。

（ｂ）　　２５０℃熱処理 ＢＨ特性はａｓ　ｄｅｐｏよりはやや改善され、Ｈｃが
５〜７０ｅを示していた。熱処理時間を長くすることに
より４８００分で結晶化がＸ線的に確認され。

また−軸異方性膜（Ｈｃ　−１，４０ｅ）が得られた。

主ピークの位置は、　　Ｆ　ｅ３　Ｚ　ｒ　（４４０）
　ピークに対応している。熱処理後のＮ含有量は、　ａ
ｓ　ｄｅｐｏと変わらない。

（ｃ）　　３５０〜５００℃熱処理 主ピークは、　　Ｆ　ｅ３　、ｚ　ｒ　（４００）とａ
　Ｆ　ｅ　（１１０）ピークの中間に位置するが、　　
Ｚ　ｒ　Ｎ　（２００）付近にもブロードな盛り上がり
が見られ、複雑な状態になっていると考えられる。ＢＨ
特性的には、Ｈｃ：　０．７〜０．９０ｅ、　Ｈｋ　−
９〜１２０ｅで熱処理時間×温度が大きくなるにつれＨ
ｋが大きくなる傾向にある。キュリー温度はこの範囲で
連続的に変化しているが、室温の磁化は、熱処理前のｔ
、ｏｅ〜１．０８倍とほぼ一定である。熱処理後のＮ含
有量は５００℃では熱処理前よりもやや低下するが、Ｎ
／Ｚｒｚ２の領域である。

・（ｄ）　　５５０℃熱処理 主ピークは、明らかにαＦ　ｅ　（１１０）　ピークに
対応しており、新たに、Ｆｅ３　Ｚｒ、ＺｒＮと思われ
るピークも出現してくる。このことから　５５０”Ｃ熱
処理後には（１１０）配向したαＦｅの微細結晶（粒径
１００〜２００人程度）とさらに微細なＦｅ３Ｚｒ、Ｚ
ｒＮ等が析出しているものと考えられる。しかし、キュ
リー温度は、αＦｅのキュリー温度７７０℃よりも低め
であり、これは結晶粒が微細なことと関係していると考
えられる。

Ｈｃは長時間熱処理で低下し約４００分で極小となり、
その後またわずかに増加する。Ｈｋは時間とともに低下
し、約２５０分でほぼ等方的になる。

熱処理後のＮ含有量は熱処理時間に依存し、６０分熱処
理ではＮ／　Ｚ　ｒ　ｚ　１．８．１１４０分熱処理で
はＮ／Ｚｒ：；１．１まで低下している。５５０℃熱処
理により一部の窒素はＮ２ガスとして試料外に放出され
るものと考えられる。

このように、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜を熱処理すると
、熱処理温度によって得られる軟磁性薄膜の構造及び性
質が異なる。このことは、実施例１の電気抵抗率を示す
第２表とも対応する。

以上の内容を第１３図に模式的に示した。

（実施例５） Ｆｅ９゜Ｚｒ、。の組成の合金ターゲットを用い。

６．０モル％の窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰
囲気中で高周波スパッタリングを行なうことにより、　
　Ｆ　ｅ　７６．２　Ｚ　ｒ　７．２　Ｎ１６．５　と
ｐｅ？ｓ、＊Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ、６１の２種の組成の
非晶質薄膜を夫々サファイア基板（Ｒ面）上に形成した
。ただし前者はφ６インチターゲットを用い全圧０．１
５＆、投入電力１　ｋＷで、後者はφ４インチターゲッ
トを用い全圧０．６Ｐａ、投入電力４００Ｗでスパッタ
リングした。

前記基板上に形成したＦ　ｅ　７６．２　Ｚ　ｒ　７．
ｉｌ　Ｎ、６．。

非晶質薄膜を　５５０”Ｃで６０分間磁界中熱処理して
＋　　Ｆｅ７７．１１２’　？、　８　Ｎ　１４．６軟
磁性薄膜（膜厚は約１−）を得た。また、前記基板上に
形成したＦ　ｅ７ｓ、＊　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ１３．１
１非晶質薄膜を５５０”Ｃで磁界中熱処理して、軟磁性
薄膜を得た。軟磁性薄膜の組成は、熱処理時間が６ｅ分
間の場合にはＦ　ｅ７！、２　Ｚ　ｒ　７．５　Ｎ１３
．３であり、　１１４０分間の場合にはＦ’ｅ１３．２
Ｚｒδ、。Ｎ８□であった。得られたこれらの軟磁性薄
膜の組成、ｆ！！和磁束密度Ｂｓ。

保磁力Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋを第５表に示す。

第 ５ 表 飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを第６表に示す。

（比較例４） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
施例６と同様にして得た３種の熱処理薄膜の組成、飽和
磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃも第６表に示す。

（以下余白） （実施例６） Ｆ　ｅｙ＠−ｙ　Ｈｆ　ｙ　　（ｙ−５，０，１０，０
，１５，０（ａｔ％））の組成の合金ターゲットを用い
、２，４，６゜８．１０又は１２モル％の窒素を含む窒
素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリングを
行なうことにより、Ｎ々の組成のＦｅ−Ｈｆ−Ｎ非晶質
薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０”Ｃ又は５５
０℃、　　１．１ｋＯｅの磁界中で１時間熱処理して。

Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ軟磁性薄膜（膜厚的１０）を得た。得ら
れたＦｅ−Ｈｆ−Ｎ軟磁性薄膜の組成。

第 表 （実施例７〉 Ｆ　ｅｍ−ｙ、　Ｔ　ａｙ　　（Ｙ　−５，０，１０，
０，１５，０（ａｔ％））の組成の合金ターゲットを用
い、２．４，６゜８．１０又は１２モル％の窒素を含む
窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリング
を行なうことにより２種々の組成のＦｅ−Ｔａ−Ｎ非晶
質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃、　　１．１ｋＯｅの磁界中で１時間熱処理して。

Ｆｅ−Ｔａ−Ｎ軟磁性薄膜（膜厚約ニー）を得た。得ら
れたＦｅ−Ｔａ−Ｎ軟磁性薄膜の組成。

飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを第７表に示す。

（比較例５） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
施例７と同様にして得た熱処理薄膜の組成、飽和磁束密
度Ｂｓ、保磁力Ｈｃも第７表に示す。

（以下余白） （実施例８） Ｆ　ｅワ−ｙ　Ｎ　ｂｙ　　（ｙ　−５，０，１０，０
，１５，０（ａｔ％））の組成の合金ターゲットを用い
、２，４．６．８又は１０モル％の窒素を含む窒素含有
アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリングを行なう
ことにより１種々の組成のＦｅ−Ｎｂ−Ｎ非晶質薄膜を
サファイア基板（Ｒ面）上に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃、　　１．１ｋＯｅの磁界中で１時間熱処理して。

Ｆｅ−Ｎｂ−Ｎ軟磁性薄膜（膜厚約ｉｎ）を得た。得ら
れたＦｅ−Ｎｂ−Ｎ軟磁性薄膜の組成。

飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを第８表に示す。

（比較例６） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
施例８と同様にして得た熱処理薄膜の組成、飽和磁束密
度Ｂｓ、保磁力Ｈｃも第８表に示す。

（以下余白） （実施例９） Ｆ　ｅ　ｓｏ　Ｚ　ｒ　ｌｏ　（ａｔ％）の組成のター
ゲラトラ用い、６．０モル％の窒素を含む窒素含有アル
ゴンガス雰囲気中で、高周波スパッタリングを行なうこ
とにより、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜を基板上に形成し
た。基板としては、フェライト基板上に５ｉ０２膜を製
膜して成るＳ　ｉ　０２膜被覆フエライト基板を用いた
。前記非晶質薄膜は、前記Ｓ　ｔ　０２膜の表面に形成
した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、５５０℃。

１時間磁界中（磁界強度１，１ｋｏｅ）で熱処理して、
−軸磁気異方性を有する軟磁性薄膜（膜厚５．９庫）を
得た。得られた軟磁性薄膜の組成は。

前記基板のかわりにサファイア基板を用いる以外は同一
の条件で得られた軟磁性薄膜の組成から。

Ｆｅ？？、ＩＺｒ？、６Ｎ＋４．６　と推定した。

得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ρは７７ｔｌＱ−ｃ＋
ｎであり、ビッカース硬度Ｈｖは１０１０ｋｇ／−であ
った。また、得られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性
を第１４−Ａ図に示し、Ｂ−Ｈカーブを第１４−Ｂ図に
示す。

（実施例１０） Ｆｅｇ。Ｈｆ　＋ａ　（ａｔ％）の組成のターゲットを
用い、４．０モル％の窒素を含む窒素含有アルゴンガス
雰囲気中で、高周波スパッタリングを行なうことにより
、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ非晶質薄膜を基板上に形成した。基板
としては、フェライト基板上１：５ｉ０２膜を製膜して
成る５ｉ０２膜被覆フエライト基板を用いた。前記非晶
質薄膜は、前記５ｉ０２膜の表面に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜の膜厚は４．７−であ
った。これを５５０℃、　　１．１　［ｋｏｅｌの磁界
中で１時間熱処理し軟磁性薄膜を得た。そして。

この薄膜の透磁率および異方性磁界Ｈｋを測定してから
さらに１時間以外は前記と同様な条件で２時間の追加の
熱処理を行った（合計３時間の熱処理）。ここでまた透
磁率および異方性磁界を測定し、さらに時間以外は前記
と同様な条件で３時間の追加の熱処理（合計６時間の熱
処理）をして。

透磁率および異方性磁界Ｈｋを測定した。得られた３種
の軟磁性薄膜のうちの２種の組成は、前記基板のかわり
にサファイア基板を用い膜厚を１μｍとした以外は同一
の条件で得られた軟磁性薄膜の組成から、夫々ｒ　　Ｆ
　ｅ７？、４　Ｈｆ　７．Ｓ　Ｎ　１５．１　　（１時
間熱処理）、及びＦ　ｅｏ、ａ　Ｈｆ　７．７　Ｎｓ、
７（６時間熱処理）と推定した。

得られた軟磁性薄膜（６時間熱処理）の電気抵抗率ｐは
６０囚・ｃｆｆｉであり、ビッカース硬度Ｈｖは１１０
０ｋｇ／−であった。この軟磁性薄膜（６時間熱処理）
の透磁率の周波数特性を第１５−Ａ図に示し、Ｂ−Ｈカ
ーブを第１５−Ｂ図に示す。

また、前記３種の熱処理段階の透磁率（Ｉ　ＭＨｚで）
μ、□１□及び異方性磁界Ｈｋを第１５−０図に示す。

第１５−０図は、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ薄膜の熱処理時間に対
する透磁率μ、アＨｚ及び異方性磁界Ｈｋの変化を示し
ている。

（実施例１１） Ｆ　ｅ　Ｉｌｓ　Ｔ　ａ　＋５　（ａｔ％）の組成のタ
ーゲットを用い、６．０モル％の窒素を含む窒素含有ア
ルゴンガス雰囲気中で、高周波スパッタリングを行なう
ことにより、Ｆｅ−Ｔａ−Ｎ非晶質薄膜を基板上に形成
した。基板としては、フェライト基板上に５ｉ０２膜を
製膜して成るＳｉｎ２Ｊｉｇ彼覆７エライト基板を用い
た。前記非晶質Ｎ膜は、前記ＳｉＯ２膜の表面に形成し
た。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、５５０℃。

１時間磁界（磁界強度１．１ｋＯｅ）中で熱処理して、
−軸磁気異方性を有する軟磁性薄膜（膜厚５．６μｍ）
を得た。得られた軟磁性薄膜の組成は。

前記基板のかイ）りにサファイア基板を用いる以外は同
一の条件で得られた軟磁性薄膜の組成がら。

Ｆ　ｅ　６＠、Ｂ　Ｔ　８１１．５　Ｎ　１８．７　と
推定した。

得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ρは８６ｔｌＱ−伽で
あり、ビッカース硬度Ｈｖは１２２０ｋｇ／−であった
。また、得られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を第
１６−　Ａ図に示し、Ｂ−Ｈカーブを第１６−Ｂ図に示
す。

（参考例） Ｆ　ｅ８５Ｈｆ１５＋　Ｆ　”９０Ｔａ１０１　Ｆ　ｅ
８５Ｔａ１５又はＦｅｓ、Ｎｂ＋ｓ（以上ａｔＸ）の組
成の合金ターゲットを用い、　　４．　６．　８．１０
．１２又は１５モル％の窒素を含む窒素含有アルゴンガ
ス雰囲気中で高周波スパッタリングを行ない２種々の組
成の非晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した
。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃、　　１．１ｋＯｅの磁界中で１時間熱処理して。

Ｎが２２原子％を越えるＦｅ−Ｈｆ−Ｎ、Ｆｅ−Ｔａ−
Ｎ又はＦｅ−Ｎｂ−Ｎ軟磁性薄膜（膜厚的ｌｆｆｍ）を
得た。これらの軟磁性薄膜の組成、飽和磁束密度Ｂｓ、
保磁力Ｈｃを第９表に示す。第９表によれば、薄膜中の
Ｎが２２原子％を越えＦｅが７１原子％よりも減少する
範囲では、Ｆｅの減少につれて飽和磁束密度Ｂｓも低下
する傾向にあることがわかる。

（以下余白） 第　　９ 図 訟”！Ｆｌす〜α１１〜１３の場合Ｘ−Ｎ　ｂ以下２図
面の第１−Ａ図により本発明の複合磁気ヘッドの一実施
例について説明する。

（実施例１２） 第１−Ａ図は、複合磁気ヘッドの先端拡大斜視図であり
、Ｓは記録媒体指向面である。

フェライトコア１は、先端対向面１ａｌｌａ’及び該対
向面から後退して形成される凹所１ｂ。

ｌｂ’を有し、所定の位置（図示せず）で結合し一体に
なっている。フェライトコアの先端対向面ｌａ、ｌａ’
及び該対向面から後退して形成される凹所１ｂ、ｌｂ’
　は、５ｉ０２から成る厚さ５０人の拡散防止層３．３
′及び本発明において特定される組成の軟磁性層２，２
′を順次備えている。軟磁性層２・、２′は磁気ヘッド
のコアの一部を形成している。前記フェライトコア１の
先端対向面１ａとｌａ’間に存在する軟磁性層部分は。

互いに対向しており、この軟磁性層対向面間に５ｉ０２
から成るギャップＧ（厚さ２０００人）が構成されてい
る。前記フェライトコアの凹所ないしエツジ部に前記Ｓ
　ｉ　０２から成る拡散防止層を介して設けられた前記
軟磁性層部分は、ガラス充填部５，５′と結合している
。なおＭはコイルを巻装するための巻線溝である。

前記軟磁性層としては１次の３種のものを夫々用いた。

（１）組成がＦ　ｅ　ｇｏ、９　Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ　
１２．６であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性層 （２）組成がＦ　ｅｌ１２．６　Ｈｆ　７．７Ｎ＋１．
７であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性層 （３）組成がＦ　ｅ　６９．１１　Ｔ　ａ　１１．ｓ　
Ｎ　１１１．７であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性
層 第Ｌ−Ａ図に示された纜合磁気ヘッドの製造方法の一例
を次に概説する。

フェライトコア１の半体の先端対向面１ａ及び該対向面
から後退して形成される凹所１ｂに、スパッタ法等の気
相積着法により拡散防止層である５ｉ０２層３を形成し
、その表面に例えば前記軟磁性薄膜の製造例ないしそれ
に準する方法で軟磁性層２を形成する。この軟磁性層２
は、非軟磁性の非晶質合金膜を前記フェライトコア１の
半休に５ｉ０２から成る拡散防止層３を介して設け、約
５５０℃、１時間熱処理して形成した。そのため。

フェライトコア１の半体と軟磁性層２との間に拡散層は
形成されなかった。前記フェライトコア１の半休の先端
対向面１ａに５ｉ０２層３を介して形成された軟磁性層
部分の表面に、前記ギャップＧの半分の厚さの５ｉ０２
層を形成する。このようにして、フェライトコア１の半
休に前記３種の層を形成して成る多層状の複合磁気ヘッ
ド半休を得る。この多層状腹合磁気ヘッド半休とともに
ヘッドを構成するもう一方の多層状複合磁気ヘッド半休
を同様の製造方法により得る。

以上のようにして得られた一対の多層状複合磁気ヘッド
半休を所定の方向に突合せ、多層状複合磁気ヘッド半休
の凹所への溶融ガラスの充填・冷却により前記一対の磁
気ヘッド半休同士を接合して２図示された複合磁気ヘッ
ドを製造する。

再生特性のうなりの比較 前記本発明の複合磁気ヘッドの製造方法の一例と同様に
して、フェライトコアとＦｅｌ。１Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ
１２．６軟磁性層との界面Ｌ　、　　Ｓ　ｔ　Ｏ２カら
成り厚さが５０人の拡散防止層を設けた複合磁気ヘッド
を製造した。この複合磁気ヘッドの再生信号の周波数特
性を第１−Ｄ図に示す。第１−Ｄ図によれば、再生信号
の周波数特性のうなりが１ｄＢ以下におさえられている
ことがわかる。

これに対して、拡散防止層を設けない以外は。

前記複合磁気ヘッドの製造方法の一例と同様にして、複
合磁気ヘッドを製造した。そのため、この複合磁気ヘッ
ドのフェライトコアと軟磁性層との界面には磁気特性の
劣化した相互拡散層が形成された。この複合磁気ヘッド
の再生信号の周波数特性を第１−Ｅ図に示す。第１−Ｅ
図によれば、再生信号の周波数特性のうなりが２０ｄＢ
程度にまで達していることがわかる。

なお、上記夫々の複合磁気ヘッドの再生信号の周波数特
性の主な測定条件は次のとおりである。

相対速度・・・６．７ｍ／ｓ 記録媒体・・・金属磁性粉塗布媒体 （商品名：　ＰＵＪＩＸ　ヒデオフロッピーＨＲ）［発
明の効果］ 本発明の複合磁気ヘッドは、先端対向面及び該対向面か
ら後退して形成される凹所を有するフェライトコアと、
該コアの対向面間に設けられギャップを規定する前記特
定組成の軟磁性層との界面に５ｉｎ２から成る拡散防止
層を設けているので、複合磁気ヘッド製造過程における
不可避の加熱による。前記フェライトコアと前記特定組
成の軟磁性層間での、磁気特性の劣化した拡散層の形成
及び成長を防止することができる。そのため１本発明の
複合磁気ヘッドは、再生時に、再生信号の周波数特性が
周期的に変動する。いわゆるうなりを１ｄＢ以下におさ
えることができる。

また２本発明のＩ合磁気ヘッドによれば、従来の軟磁性
薄膜の問題点を改良した。前記特定の組成の軟磁性薄膜
を複合磁気ヘッド構成材料として実用化することができ
る。

【図面の簡単な説明】

第１−Ａ図は１本発明の複合磁気ヘッドの一例の先端拡
大概略斜視図である。第１−Ｂ図及び第１−Ｃ図は、夫
々、５ｉ０２から成る拡散防止層がない場合、及び前記
拡散防止層がある場合の。 Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ薄膜とフェライト基板間のオージェデプ
スプロファイル模式図である。第１−Ｄ図は１本発明の
複合磁気ヘッドの一例の、再生信号の周波数特性を示す
図である。第１−Ｅ図は。 相互拡散層が形成された複合磁気ヘッドの、再生信号の
周波数特性を示す図である。 第１−Ｆ図は９本発明の複合磁気ヘッドにおける軟磁性
層の組成範囲を示す図である。第２図は、軟磁性薄膜の
製造例で製造した軟磁性薄膜の組成と保磁力Ｈｃの関係
、及び磁歪の正負判定を示す図である。第３図は、軟磁
性薄膜製造条件とそれにより製造された軟磁性薄膜の保
磁力Ｈｃと飽和磁歪λ、との関係を示す図である。第４
図は、熱処理条件の異なる薄膜のＸ線回折測定結果を示
す図である。第５図は２組成の異なる薄膜の交流ＢＨ曲
線を示す図である。第６図は、ＶＳＭより求めた熱処理
前後の薄膜のＩＨ凸曲線示す図である。第７図は１本発
明の磁気ヘッドの軟磁性層の組成範囲外の組成の軟磁性
薄膜の交流ＢＨ凸曲線示す図である。 第８図は、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜のＢＨ特性、保磁
力Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋを示す図である。第９図は、
熱処理時間ｔに対して得られたＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄
膜の保磁力Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋの関係を示す図であ
る。第１０図は、熱処理時間ｔと熱処理温度と保磁力Ｈ
ｃとの関係。 及び熱処理時間ｔと熱処理温度と異方性磁界Ｈｋとの関
係を夫々示す図である。第１Ｉ図は、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟
磁性薄膜と、熱処理前の非晶質薄膜のＸ線回折パターン
を示す図である。第１２図は。 Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜の磁化の温度変化を示す図で
ある。第１３図は、熱処理時間ｔと熱処理温度によって
得られる軟磁性薄膜の特性の推定を示す図である。第１
４−Ａ図、第１５−Ａ図及び第１６−Ａ図は、夫々１本
発明の一実施例の軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を示
す図である。第１４−Ｂ図、第１５−Ｂ図及び第１Ｂ−
Ｂ図は、夫々。 本発明の一実施例の軟磁性薄膜の容易軸方向（上段）及
び困難軸方向（下段）の交流ＢＨ凸曲線示す図であり、
Ｂは任意単位である。第１５−Ｃ図は、Ｆｅ−Ｉｆ−Ｎ
非晶質薄膜の熱処理時間に対するＦ　ｅ−Ｈｆ−Ｎ軟磁
性薄膜の透磁率μｌｉｔ　Ｈ２及び異方性磁界Ｈｋの変
化を示す図である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）先端対向面及び該対向面から後退して形成される
   凹所を有するフェライトコアと、該コアの対向面間に設
   けられギャップを規定する軟磁性層と、該コアと該軟磁
   性層との界面に設けられＳｉＯ＿２から成る拡散防止層
   から成り、前記軟磁性層は、Ｆｅ＿ａＺｒ＿ｂＮ＿ｃ（
   但し、ａ、ｂ、ｃは各々原子％を示す。）なる組成式で
   示され、その組成範囲は ０＜ｂ≦２０ ０＜ｃ≦２２ の範囲（但し、ｂ≦７．５かつｃ≦５を除く）であるこ
   とを特徴とする複合磁気ヘッド。
2. （２）前記軟磁性層のＺｒの少なくとも一部を、Ｈｆ、
   Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗのうちの少なくとも１
   種で置き換えたことを特徴とする請求項１記載の複合磁
   気ヘッド。
3. （３）先端対向面及び該対向面から後退して形成される
   凹所を有するフェライトコアと、該コアの対向面間に設
   けられギャップを規定する軟磁性層と、該コアと該軟磁
   性層との界面に設けられＳｉＯ＿２から成る拡散防止層
   から成り、前記軟磁性層は、Ｆｅ＿ａＸ＿ｂＮ＿ｃ（但
   し、ａ、ｂ、ｃは各々原子％を示し、ＸはＨｆ、Ｔｉ、
   Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種以上を表わ
   す。）なる組成式で示され、その組成範囲は ０＜ｂ≦２０ ０＜ｃ≦２２ の範囲（但し、ｂ≦７．５かつｃ≦５を除く）であるこ
   とを特徴とする複合磁気ヘッド。
4. （４）前記拡散防止層の厚さは５０〜２００Åであるこ
   とを特徴とする請求項１〜３の一に記載の複合磁気ヘッ
   ド。