JPH0376102A - 多層磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッド - Google Patents
多層磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッドInfo
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- JPH0376102A JPH0376102A JP21130489A JP21130489A JPH0376102A JP H0376102 A JPH0376102 A JP H0376102A JP 21130489 A JP21130489 A JP 21130489A JP 21130489 A JP21130489 A JP 21130489A JP H0376102 A JPH0376102 A JP H0376102A
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Landscapes
- Magnetic Heads (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
本発明は低保磁力、高透磁率、高飽和磁束密度を有する
磁性薄膜に関し、特に磁気ディスク装置、ＶＴＲなどに
用いる磁気ヘッドおよび磁気ヘッドのコア材料に適した
多層磁性薄膜に関する。
磁性薄膜に関し、特に磁気ディスク装置、ＶＴＲなどに
用いる磁気ヘッドおよび磁気ヘッドのコア材料に適した
多層磁性薄膜に関する。
近年、磁気記録技術の発展は著しく、記録密度の向上が
進められている。記録密度を高くするためには高保磁力
の記録媒体を使用する必要があり、また高保磁力の記録
媒体を磁化するためには、高飽和磁束密度を有する磁極
材料が必要となる。 このような高飽和磁束密度を有する磁性薄膜を得るため
、Ｆｅを主成分とする合金の開発が進められている。し
かしこれらの合金の中で飽和磁束密度が１．８Ｔ以上の
材料の多くは保磁力が大きく、磁気ヘッド材料としては
不十分である。そこで特開昭５２−１１２７９７に論じ
られているように、低保磁力、高透磁率の特性を得るた
めに。 磁性層をＳ ｉ Ｏ，を介して多層構造とすることが行
われてきた。
進められている。記録密度を高くするためには高保磁力
の記録媒体を使用する必要があり、また高保磁力の記録
媒体を磁化するためには、高飽和磁束密度を有する磁極
材料が必要となる。 このような高飽和磁束密度を有する磁性薄膜を得るため
、Ｆｅを主成分とする合金の開発が進められている。し
かしこれらの合金の中で飽和磁束密度が１．８Ｔ以上の
材料の多くは保磁力が大きく、磁気ヘッド材料としては
不十分である。そこで特開昭５２−１１２７９７に論じ
られているように、低保磁力、高透磁率の特性を得るた
めに。 磁性層をＳ ｉ Ｏ，を介して多層構造とすることが行
われてきた。
しかし、Ｆｅを主成分とする合金薄膜を、ＳｉＯ２、Ａ
１．Ｏ，等の酸化物を介して多層構造としても、Ｆｅ系
合金の組成によっては保磁力が十分に小さくならないと
いう問題があった。またＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３等の酸化
物は多孔質であり、そのためこれらの酸化物の直上に蒸
着したＦｅ系合金も空孔などの欠陥を多く含み、飽和磁
束密度が大幅に低下するという問題もあった。 また、上記問題を避けるために金属からなる中間層を用
いた場合、中間層の結晶の大きさによって軟磁気特性が
劣化する場合がある。 本発明の目的は、上述の金属中間層を用いた場合の問題
を解消し、低保磁力、高透磁率ならびに高飽和磁束密度
を有する多層磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッドを
提供することにある。
１．Ｏ，等の酸化物を介して多層構造としても、Ｆｅ系
合金の組成によっては保磁力が十分に小さくならないと
いう問題があった。またＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３等の酸化
物は多孔質であり、そのためこれらの酸化物の直上に蒸
着したＦｅ系合金も空孔などの欠陥を多く含み、飽和磁
束密度が大幅に低下するという問題もあった。 また、上記問題を避けるために金属からなる中間層を用
いた場合、中間層の結晶の大きさによって軟磁気特性が
劣化する場合がある。 本発明の目的は、上述の金属中間層を用いた場合の問題
を解消し、低保磁力、高透磁率ならびに高飽和磁束密度
を有する多層磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッドを
提供することにある。
本発明者らはＦｅ薄膜あるいはＦｅを主成分とする合金
薄膜に他の組成の薄膜を介して多層構造とした磁性薄膜
について、鋭意研究を行った結果、上記Ｆｅ薄膜あるい
はＦｅを主成分とする合金薄膜の結晶配向性によって、
軟磁気特性が変化することを明らかにし、本発明を完成
するに至った。 すなわち、上記Ｆｅ薄膜あるいはＦｅを主成分とする合
金薄膜の結晶配向性を（１００）面配向とすることによ
り、低保磁力、高透磁率の特性が得られる。 また上記多層磁性薄膜のＦｅ薄膜あるいはＦｅを主成分
とする合金薄膜にＣ，Ｎ、Ｂを０．１から５ａｔ％添加
することにより、さらに低保磁力、高透磁率を有する多
層磁性薄膜が得られる。 またさらに、本発明の多層磁性薄膜を磁気ヘッドの磁気
回路の少なくとも一部に用いることにより、優れた記録
特性を有する磁気ヘッドを得ることができる。 （作用］ 上述のように、上記Ｆｅ薄膜あるいはＦｅを主成分とす
る合金薄膜の結晶配向性を（１００）面配向とすること
により、低保磁力、高透磁率の特性が得られる。 また上記多層磁性薄膜のＦｅ薄膜あるいはＦｅを主成分
とする合金薄膜にＣ，Ｎ、Ｂを０．１から５ａｔ％添加
することにより、さらに低保磁力、高透磁率を有する多
層磁性薄膜が得られる。 またさらに、本発明の多層磁性薄膜を磁気ヘッドの磁気
回路の少なくとも一部に用いることにより、優れた記録
特性を有する磁気ヘッドを得ることができる。
薄膜に他の組成の薄膜を介して多層構造とした磁性薄膜
について、鋭意研究を行った結果、上記Ｆｅ薄膜あるい
はＦｅを主成分とする合金薄膜の結晶配向性によって、
軟磁気特性が変化することを明らかにし、本発明を完成
するに至った。 すなわち、上記Ｆｅ薄膜あるいはＦｅを主成分とする合
金薄膜の結晶配向性を（１００）面配向とすることによ
り、低保磁力、高透磁率の特性が得られる。 また上記多層磁性薄膜のＦｅ薄膜あるいはＦｅを主成分
とする合金薄膜にＣ，Ｎ、Ｂを０．１から５ａｔ％添加
することにより、さらに低保磁力、高透磁率を有する多
層磁性薄膜が得られる。 またさらに、本発明の多層磁性薄膜を磁気ヘッドの磁気
回路の少なくとも一部に用いることにより、優れた記録
特性を有する磁気ヘッドを得ることができる。 （作用］ 上述のように、上記Ｆｅ薄膜あるいはＦｅを主成分とす
る合金薄膜の結晶配向性を（１００）面配向とすること
により、低保磁力、高透磁率の特性が得られる。 また上記多層磁性薄膜のＦｅ薄膜あるいはＦｅを主成分
とする合金薄膜にＣ，Ｎ、Ｂを０．１から５ａｔ％添加
することにより、さらに低保磁力、高透磁率を有する多
層磁性薄膜が得られる。 またさらに、本発明の多層磁性薄膜を磁気ヘッドの磁気
回路の少なくとも一部に用いることにより、優れた記録
特性を有する磁気ヘッドを得ることができる。
以下に本発明の一実施例を挙げ、図表を参照しながらさ
らに具体的に説明する。 ［実施例１コ 多層磁性薄膜の作製にはイオンビーム・スパッタリング
装置を用いた。スパッタリングは以下の条件で行った。 イオンガス・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・・・・・Ａｒ装置内Ａ
ｒガス圧力・・・・・・２ 、５ Ｘ １０ ＋２Ｐ
ａ蒸着用イオンガン加速電圧・・・・・・２００Ｖおよ
び６００ｖ 蒸着用イオンガンイオン電流・・・・・・１２０ｍＡ基
板照射用イオンガン加速電圧・・・・・・２００Ｖ基板
照射用イオンガンイオン電流・・・４０ｍＡターゲット
基板間距離・・・・・・・・・・・・・・・１２７ｍｍ
第２図に上記条件で作製した磁性薄膜の断面図を示す。 本実施例では、主磁性層２１として膜厚４５０ＡのＦｅ
薄膜、中間層２２として膜厚５０λの各種結晶質材料、
基板２３としてコーニング社製７０５９ガラス基板を用
いた。多層磁性薄膜全体の膜厚は５０００人とし、主磁
性層２１の暦数は１０層である。 なお、（１１０）面配向の多層膜を形成する場合には蒸
着用イオンガンの加速電圧を１２００Ｖとし、基板を水
冷した。また、（１００）面配向の多層膜を形成する場
合には蒸着用イオンガンの加速電圧を６００Ｖとし、基
板を１５０℃の温度に加熱した。また磁気特性を測定す
る前に磁性膜を３００℃で１時間、熱処理した。 第１図に本発明の（１００）面配向を有するＦｅ多層膜
および従来の（１１０）面配向を有するＦｅ多層膜の保
磁力の格子不整合依存性を示す。 通常の方法で多層膜を形成するとＦｅ多層膜は（１１０
）面配向を有する。そこで本発明では上記の方法によっ
て（１００）面配向を有するＦｅ多層膜を形威し結晶配
向性による軟磁気特性の変化を調べた。なお格子不整合
は以下の時に０％と定義した。 （１）Ｆｅが（１１０）面配向し、中間層が休心立方格
子の時、Ｆｅ結晶の＜１００＞方向の原子間隔と中間層
の＜１００＞方向の原子間隔が等しい。 （２）Ｆｅが（１１０）面配向し、中間層が面心立方格
子の時、Ｆｅ結晶の＜１００＞方向あるいは＜１１１＞
方向の原子間隔と中間層の（１１０＞方向の原子間隔が
等しい。 （３）Ｆｅが（１００）面配向し、中間層が体心立方格
子の時、Ｆｅ結晶の（１００＞方向の原子間隔と中間層
の＜１００＞方向の原子間隔が等しい。 （４）Ｆｅが（１００）面配向し、中間層が面心立方格
子の時、Ｆｅ結晶の＜１００＞方向あるいは＜１１０＞
方向の原子間隔と中間層の＜１００＞方向あるいは＜１
１０＞方向の原子間隔が等しい。 上記（１）−（４）の条件からの原子間隔の変位を格子
不整合とした。 第１図に示す様に、Ｆｅが（１１０）面配向している場
合、格子不整合が０％に近い時は保磁力が高い。格子不
整合が１％程度の時、保磁力が極小となる。格子不整合
が２％以上になると保磁力が増加する。これに対し、Ｆ
ｅが（１００）面配向している場合、格子不整合が２％
以上になっても保磁力の増加の程度は小さい。 以上述べたように、格子不整合が２％以上の領域では、
Ｆｅ層の結晶配向性によって保磁力が変化し、（１００
）面配向のときの方が保磁力が小さい。この原因は以下
のように考えられる。 Ｆｅ１ｌと中間層の間に格子不整合が存在すると、Ｆｅ
層と中間層の界面で原子がずれる。しかし。 実際の多層膜の界面ではその原子のずれを補正し、原子
は重なろうとする。このためＦｅＲと中間層が互いに応
力を印加する。Ｆｅ層に応力がかかった場合に生じる磁
気異方性エネルギーＥσは以下のように表される。 ３ ２２ ２２ ２２１ Ｅ、＝−Ｔλ、−（α□γ□＋α２γ２＋α３γ３−丁
）−３λ１１１σ（α１α２γＩＹＲ＋α２α３γ本γ
３＋α３αｘｙｉγ１）ここで、λ１゜。およびλ、１
１は＜１００＞および＜１１１＞方向の磁歪定数、σは
Ｆｅ層にかかる応力、（α１．α２．α、）、および（
γ８．γ２゜ｙ ｘ ）は磁化および応力の方向余弦で
ある。Ｆｅ層が（１１０）面配向している場合、 （α□、α２．α３） ＝ （（１／、／Ｔ） ｓｉｎθ、（１／Ｊ）ｓ＝θ、
ｃｏｓａ）（γ１・γ２・γ３） ＝（（１／Ｊ）ｓｉｎφ、 （１／ Ｊ”’Ｅ） ｓｉ
ｎφ、 ｃｏｓφ）である。これらの方向余弦を上記の
数式に入れて変形すると、 Ｅ、＝Ｔ（λ１００−λ１１１）σｓ ｉ ｎ”θ十〇
となる。Ｃは定数である。従ってＦｅ層に応力がかかる
場合、上記のエネルギーで表される磁気異方性が生じ、
この結果、多層膜の保磁力が増加するものと考えられる
。 次にＦｅ層が（１００）面配向している場合を考える。 この場合は、 （ｔｘ、、 ａ２． α３） ＝ （ｃｏｓａ、 ｓｉ
ｎθ、 ０）（Ｙ１＊ ’ｆ２ｅ Ｙ３） ＝ （Ｃｏ
ｇφ、 ｓｉｎφ、Ｏ）となる。この場合磁気異方性エ
ネルギーＥσはＥ、＝Ｃ となる。このエネルギーは角度の項を含んでいないため
、磁気異方性を生じない。従って格子不整合によりＦｅ
層に応力が印加されても保磁力の変化は生じない。 以上述べたように、Ｆｅ層の結晶配向性により格子不整
合の磁気異方性に与える影響が異なる。 このためＦｅ層が（１００）面配向した時の方が保磁力
が小さくなるものと思われる。 以上述べた結晶配向性による軟磁気特性の変化はＦａ−
Ｃ，Ｆｅ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ，Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｂ
−Ｔａ系合金多層膜でもａ測され、主磁性層を（１００
）面配向にすることにより格子不整合の磁気異方性に与
える影響を抑えることができ、良好な軟磁気特性を得る
ことができた。 また実際の磁気ヘッドに用いる磁性膜には、格子不整合
からだけでなく、基板等の影響から生じる応力が印加さ
れる。この場合も、上記の理由によりＦｅ層を（１００
）面配向にすることにより、軟磁気特性の劣化を防ぐこ
とができる。 ［実施例２］ 実施例１と同様の条件で（１００）面配向したＦｅ−Ｃ
系合金を主磁性層とし、■を中間層とした多層磁性薄膜
を作製した。膜の断面構造は実施例１と同様にした。 第３図にＣ濃度と軟磁気特性の関係を示す。Ｃ濃度はＥ
ＰＭＡ分析で行なった。同図のように、Ｃ濃度を０．１
ａｔ％以上にすると、保磁力が低下し、比透磁率が増加
する。しかしＣを５ａｔ％より多く添加すると磁性膜が
基板より剥離した。 これはＣがＦｅに侵入型で固溶するため、Ｃの量が多い
と内部応力が大きくなるためと考えることができる。 上述のＣ添加による軟磁気特性の向上は、他のＦｅ系合
金を主磁性層とする多層膜でも見られ。 また中間層材料を変えてもＣ添加による軟磁気特性の向
上は妨げられない。 またＣと同様にＦｅに侵入型で固溶するＮおよびＢにつ
いても調べたところＮおよびＢを０．１ａｔ％から５ａ
ｔ％添加することにより、Ｃと同様の軟磁気特性の向上
が見られた。 ［実施例３］ Ｆｅ層が（１１０）面配向したＦ ｅ ／ Ｖ多層膜お
よび（１００）面配向したＦ ｅ ／ Ｖ多層膜を用い
第４図に示すような垂直磁気記録用単磁極型磁気へラド
７１を作製した。磁性膜の積層周期は実施例１と同様に
し、多層膜全体の膜厚を０．３μｍとした。垂直磁気記
録用単磁極型磁気ヘッド７１の作製工程を以下に述べる
。 第４図（ａ）に示すＭ ｎ −Ｚ ｎフェライト６１お
よび高融点ガラス６２からなる基板６３を用い、その表
面に第４図（ｂ）に示すように上記磁性薄膜６４をイオ
ンビームスパッタリング法で形成した。さらにその上に
接着用ガラス膜をイオンビームスパッタリング法により
形成し、第４図（ａ）に示す基板６３を重ねあわせて４
５０℃で３０分間加熱し、上記ガラス膜を溶融固着させ
、第４図（ｃ）に示す主磁極ブロック６５を作製した。 そして第４図（ｄ）に示すＭ ｎ −Ｚ ｎフェライト
６６および高融点ガラス６７からなる補助コアブロック
６８を用意し、接合面７０に上記と同様の接着用ガラス
膜を形成した後、主磁極ブロック６５を補助コアブロッ
ク６８の接合面によって挾み、４５０℃で３０分間加熱
することにより、上記ガラス膜を溶融固着させて接合ブ
ロック６９を作製した。 次に第４図（ｄ）に示す二点鎖線部を切断し、第４図（
ｅ）に示す垂直磁気記録用単磁極型磁気ヘッド７１を得
た。 上述の工程によって作製した多層磁性薄膜を用いた磁気
ヘッドの記録特性をＣｏ−Ｃｒ垂直磁気記録媒体を用い
て測定した。再生ヘッドとしてはフェライトヘッドを用
いた。その結果、本発明のＦｅ層が（１００）面配向を
有する多層磁性薄膜を用いた磁気ヘッドは、（１１０）
面配向を有する多層磁性薄膜を用いた磁気ヘッドと比較
して、約６ｄＢ高い出力を示した。これはＦｅ層が（１
１０）面配向しているとＦｅとＶの格子不整合により多
層膜の保磁力が高くなっているのに対し、Ｆｅ［が（１
００）面配向している場合には格子不整合が保磁力に影
響を与えないためと考えられる。 また磁気ヘッド内の磁性膜は基板、磁性膜上に形成した
他の薄膜、接着用ガラス等による応力も受ける。しかし
、上記の格子不整合による応力と同様にＦｅ系合金層を
（１００）面配向とすることにより、応力による軟磁気
特性の変化を防ぐことができる。 また、本実施例では一例としてバルクヘッドの場合を示
したが、薄膜磁気ヘッドの場合も同様であり、Ｆｅ系合
金層を（１００）面配向とすることにより、上記種々の
応力による軟磁気特性の変化を防ぐことができる。
らに具体的に説明する。 ［実施例１コ 多層磁性薄膜の作製にはイオンビーム・スパッタリング
装置を用いた。スパッタリングは以下の条件で行った。 イオンガス・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・・・・・・・・・Ａｒ装置内Ａ
ｒガス圧力・・・・・・２ 、５ Ｘ １０ ＋２Ｐ
ａ蒸着用イオンガン加速電圧・・・・・・２００Ｖおよ
び６００ｖ 蒸着用イオンガンイオン電流・・・・・・１２０ｍＡ基
板照射用イオンガン加速電圧・・・・・・２００Ｖ基板
照射用イオンガンイオン電流・・・４０ｍＡターゲット
基板間距離・・・・・・・・・・・・・・・１２７ｍｍ
第２図に上記条件で作製した磁性薄膜の断面図を示す。 本実施例では、主磁性層２１として膜厚４５０ＡのＦｅ
薄膜、中間層２２として膜厚５０λの各種結晶質材料、
基板２３としてコーニング社製７０５９ガラス基板を用
いた。多層磁性薄膜全体の膜厚は５０００人とし、主磁
性層２１の暦数は１０層である。 なお、（１１０）面配向の多層膜を形成する場合には蒸
着用イオンガンの加速電圧を１２００Ｖとし、基板を水
冷した。また、（１００）面配向の多層膜を形成する場
合には蒸着用イオンガンの加速電圧を６００Ｖとし、基
板を１５０℃の温度に加熱した。また磁気特性を測定す
る前に磁性膜を３００℃で１時間、熱処理した。 第１図に本発明の（１００）面配向を有するＦｅ多層膜
および従来の（１１０）面配向を有するＦｅ多層膜の保
磁力の格子不整合依存性を示す。 通常の方法で多層膜を形成するとＦｅ多層膜は（１１０
）面配向を有する。そこで本発明では上記の方法によっ
て（１００）面配向を有するＦｅ多層膜を形威し結晶配
向性による軟磁気特性の変化を調べた。なお格子不整合
は以下の時に０％と定義した。 （１）Ｆｅが（１１０）面配向し、中間層が休心立方格
子の時、Ｆｅ結晶の＜１００＞方向の原子間隔と中間層
の＜１００＞方向の原子間隔が等しい。 （２）Ｆｅが（１１０）面配向し、中間層が面心立方格
子の時、Ｆｅ結晶の＜１００＞方向あるいは＜１１１＞
方向の原子間隔と中間層の（１１０＞方向の原子間隔が
等しい。 （３）Ｆｅが（１００）面配向し、中間層が体心立方格
子の時、Ｆｅ結晶の（１００＞方向の原子間隔と中間層
の＜１００＞方向の原子間隔が等しい。 （４）Ｆｅが（１００）面配向し、中間層が面心立方格
子の時、Ｆｅ結晶の＜１００＞方向あるいは＜１１０＞
方向の原子間隔と中間層の＜１００＞方向あるいは＜１
１０＞方向の原子間隔が等しい。 上記（１）−（４）の条件からの原子間隔の変位を格子
不整合とした。 第１図に示す様に、Ｆｅが（１１０）面配向している場
合、格子不整合が０％に近い時は保磁力が高い。格子不
整合が１％程度の時、保磁力が極小となる。格子不整合
が２％以上になると保磁力が増加する。これに対し、Ｆ
ｅが（１００）面配向している場合、格子不整合が２％
以上になっても保磁力の増加の程度は小さい。 以上述べたように、格子不整合が２％以上の領域では、
Ｆｅ層の結晶配向性によって保磁力が変化し、（１００
）面配向のときの方が保磁力が小さい。この原因は以下
のように考えられる。 Ｆｅ１ｌと中間層の間に格子不整合が存在すると、Ｆｅ
層と中間層の界面で原子がずれる。しかし。 実際の多層膜の界面ではその原子のずれを補正し、原子
は重なろうとする。このためＦｅＲと中間層が互いに応
力を印加する。Ｆｅ層に応力がかかった場合に生じる磁
気異方性エネルギーＥσは以下のように表される。 ３ ２２ ２２ ２２１ Ｅ、＝−Ｔλ、−（α□γ□＋α２γ２＋α３γ３−丁
）−３λ１１１σ（α１α２γＩＹＲ＋α２α３γ本γ
３＋α３αｘｙｉγ１）ここで、λ１゜。およびλ、１
１は＜１００＞および＜１１１＞方向の磁歪定数、σは
Ｆｅ層にかかる応力、（α１．α２．α、）、および（
γ８．γ２゜ｙ ｘ ）は磁化および応力の方向余弦で
ある。Ｆｅ層が（１１０）面配向している場合、 （α□、α２．α３） ＝ （（１／、／Ｔ） ｓｉｎθ、（１／Ｊ）ｓ＝θ、
ｃｏｓａ）（γ１・γ２・γ３） ＝（（１／Ｊ）ｓｉｎφ、 （１／ Ｊ”’Ｅ） ｓｉ
ｎφ、 ｃｏｓφ）である。これらの方向余弦を上記の
数式に入れて変形すると、 Ｅ、＝Ｔ（λ１００−λ１１１）σｓ ｉ ｎ”θ十〇
となる。Ｃは定数である。従ってＦｅ層に応力がかかる
場合、上記のエネルギーで表される磁気異方性が生じ、
この結果、多層膜の保磁力が増加するものと考えられる
。 次にＦｅ層が（１００）面配向している場合を考える。 この場合は、 （ｔｘ、、 ａ２． α３） ＝ （ｃｏｓａ、 ｓｉ
ｎθ、 ０）（Ｙ１＊ ’ｆ２ｅ Ｙ３） ＝ （Ｃｏ
ｇφ、 ｓｉｎφ、Ｏ）となる。この場合磁気異方性エ
ネルギーＥσはＥ、＝Ｃ となる。このエネルギーは角度の項を含んでいないため
、磁気異方性を生じない。従って格子不整合によりＦｅ
層に応力が印加されても保磁力の変化は生じない。 以上述べたように、Ｆｅ層の結晶配向性により格子不整
合の磁気異方性に与える影響が異なる。 このためＦｅ層が（１００）面配向した時の方が保磁力
が小さくなるものと思われる。 以上述べた結晶配向性による軟磁気特性の変化はＦａ−
Ｃ，Ｆｅ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ，Ｆｅ−Ｂ、Ｆｅ−Ｂ
−Ｔａ系合金多層膜でもａ測され、主磁性層を（１００
）面配向にすることにより格子不整合の磁気異方性に与
える影響を抑えることができ、良好な軟磁気特性を得る
ことができた。 また実際の磁気ヘッドに用いる磁性膜には、格子不整合
からだけでなく、基板等の影響から生じる応力が印加さ
れる。この場合も、上記の理由によりＦｅ層を（１００
）面配向にすることにより、軟磁気特性の劣化を防ぐこ
とができる。 ［実施例２］ 実施例１と同様の条件で（１００）面配向したＦｅ−Ｃ
系合金を主磁性層とし、■を中間層とした多層磁性薄膜
を作製した。膜の断面構造は実施例１と同様にした。 第３図にＣ濃度と軟磁気特性の関係を示す。Ｃ濃度はＥ
ＰＭＡ分析で行なった。同図のように、Ｃ濃度を０．１
ａｔ％以上にすると、保磁力が低下し、比透磁率が増加
する。しかしＣを５ａｔ％より多く添加すると磁性膜が
基板より剥離した。 これはＣがＦｅに侵入型で固溶するため、Ｃの量が多い
と内部応力が大きくなるためと考えることができる。 上述のＣ添加による軟磁気特性の向上は、他のＦｅ系合
金を主磁性層とする多層膜でも見られ。 また中間層材料を変えてもＣ添加による軟磁気特性の向
上は妨げられない。 またＣと同様にＦｅに侵入型で固溶するＮおよびＢにつ
いても調べたところＮおよびＢを０．１ａｔ％から５ａ
ｔ％添加することにより、Ｃと同様の軟磁気特性の向上
が見られた。 ［実施例３］ Ｆｅ層が（１１０）面配向したＦ ｅ ／ Ｖ多層膜お
よび（１００）面配向したＦ ｅ ／ Ｖ多層膜を用い
第４図に示すような垂直磁気記録用単磁極型磁気へラド
７１を作製した。磁性膜の積層周期は実施例１と同様に
し、多層膜全体の膜厚を０．３μｍとした。垂直磁気記
録用単磁極型磁気ヘッド７１の作製工程を以下に述べる
。 第４図（ａ）に示すＭ ｎ −Ｚ ｎフェライト６１お
よび高融点ガラス６２からなる基板６３を用い、その表
面に第４図（ｂ）に示すように上記磁性薄膜６４をイオ
ンビームスパッタリング法で形成した。さらにその上に
接着用ガラス膜をイオンビームスパッタリング法により
形成し、第４図（ａ）に示す基板６３を重ねあわせて４
５０℃で３０分間加熱し、上記ガラス膜を溶融固着させ
、第４図（ｃ）に示す主磁極ブロック６５を作製した。 そして第４図（ｄ）に示すＭ ｎ −Ｚ ｎフェライト
６６および高融点ガラス６７からなる補助コアブロック
６８を用意し、接合面７０に上記と同様の接着用ガラス
膜を形成した後、主磁極ブロック６５を補助コアブロッ
ク６８の接合面によって挾み、４５０℃で３０分間加熱
することにより、上記ガラス膜を溶融固着させて接合ブ
ロック６９を作製した。 次に第４図（ｄ）に示す二点鎖線部を切断し、第４図（
ｅ）に示す垂直磁気記録用単磁極型磁気ヘッド７１を得
た。 上述の工程によって作製した多層磁性薄膜を用いた磁気
ヘッドの記録特性をＣｏ−Ｃｒ垂直磁気記録媒体を用い
て測定した。再生ヘッドとしてはフェライトヘッドを用
いた。その結果、本発明のＦｅ層が（１００）面配向を
有する多層磁性薄膜を用いた磁気ヘッドは、（１１０）
面配向を有する多層磁性薄膜を用いた磁気ヘッドと比較
して、約６ｄＢ高い出力を示した。これはＦｅ層が（１
１０）面配向しているとＦｅとＶの格子不整合により多
層膜の保磁力が高くなっているのに対し、Ｆｅ［が（１
００）面配向している場合には格子不整合が保磁力に影
響を与えないためと考えられる。 また磁気ヘッド内の磁性膜は基板、磁性膜上に形成した
他の薄膜、接着用ガラス等による応力も受ける。しかし
、上記の格子不整合による応力と同様にＦｅ系合金層を
（１００）面配向とすることにより、応力による軟磁気
特性の変化を防ぐことができる。 また、本実施例では一例としてバルクヘッドの場合を示
したが、薄膜磁気ヘッドの場合も同様であり、Ｆｅ系合
金層を（１００）面配向とすることにより、上記種々の
応力による軟磁気特性の変化を防ぐことができる。
以上詳細に説明したごとく、Ｆｅ薄膜あるいはＦｅを主
成分とする合金薄膜の結晶配向性を（１００）面配向と
することにより、低保磁力、高透磁率の特性が得られる
。 また上記多層磁性薄膜のＦｅ：ａ膜あるいはＦｅを主成
分とする合金薄膜にＣを０．１から５ａｔ％添加するこ
とにより、さらに低保磁力、高透磁率を有する多層磁性
薄膜が得られる。 またさらに、本発明の多層磁性薄膜を磁気ヘッドの磁気
回路の少なくとも一部に用いることにより、優れた記録
特性を有する磁気ヘッドを得ることができる。
成分とする合金薄膜の結晶配向性を（１００）面配向と
することにより、低保磁力、高透磁率の特性が得られる
。 また上記多層磁性薄膜のＦｅ：ａ膜あるいはＦｅを主成
分とする合金薄膜にＣを０．１から５ａｔ％添加するこ
とにより、さらに低保磁力、高透磁率を有する多層磁性
薄膜が得られる。 またさらに、本発明の多層磁性薄膜を磁気ヘッドの磁気
回路の少なくとも一部に用いることにより、優れた記録
特性を有する磁気ヘッドを得ることができる。
第１図は結晶配向性が保磁力に与える影響を示すグラフ
、第２図は多層磁性薄膜の断面図、第３図は本発明の多
層磁性薄膜にＣを添加したときのＣ濃度と保磁力および
比透磁率との関係を示すグラフ、第４図は本発明の多層
磁性薄膜を用いた垂直磁気記録用単磁極型磁気ヘッドの
作製工程を示す斜視図である。 符号の説明 １１・・・Ｆｅが（１１０）配向している多Ｊ’ＷＩＩ
ｇの保磁力１２・・・Ｆｅが（１００）配向している多
層膜の保磁力２１・・・主磁性層、２２・・・中間層、
２３・・・基板、３１・・・保磁力のＣ濃度依存性、３
２・・・比透磁率のＣ濃度依存性、６１．６６・・・Ｍ
ｎ −Ｚ ｎフェライト、６２．６７・・・高融点ガ
ラス、６３・・・基板、６４・・・磁性薄膜、６５・・
・主磁極ブロック、６８・・・補助コアブロック、６９
・・・接合ブロック、７０・・・接合面７１・・・垂直
磁気記録用単磁極型磁気ヘッド第ｔｒ５ｉＪ 寥３図 θ １２３４５６７ｇ タ ／θ ｌ／才ｌ）ｉ
千 凭【 令 （′／、）寥２図 Ｃ凛７！（山ｔ％）
、第２図は多層磁性薄膜の断面図、第３図は本発明の多
層磁性薄膜にＣを添加したときのＣ濃度と保磁力および
比透磁率との関係を示すグラフ、第４図は本発明の多層
磁性薄膜を用いた垂直磁気記録用単磁極型磁気ヘッドの
作製工程を示す斜視図である。 符号の説明 １１・・・Ｆｅが（１１０）配向している多Ｊ’ＷＩＩ
ｇの保磁力１２・・・Ｆｅが（１００）配向している多
層膜の保磁力２１・・・主磁性層、２２・・・中間層、
２３・・・基板、３１・・・保磁力のＣ濃度依存性、３
２・・・比透磁率のＣ濃度依存性、６１．６６・・・Ｍ
ｎ −Ｚ ｎフェライト、６２．６７・・・高融点ガ
ラス、６３・・・基板、６４・・・磁性薄膜、６５・・
・主磁極ブロック、６８・・・補助コアブロック、６９
・・・接合ブロック、７０・・・接合面７１・・・垂直
磁気記録用単磁極型磁気ヘッド第ｔｒ５ｉＪ 寥３図 θ １２３４５６７ｇ タ ／θ ｌ／才ｌ）ｉ
千 凭【 令 （′／、）寥２図 Ｃ凛７！（山ｔ％）
Claims (2)
- １．Ｆｅ薄膜あるいはＦｅを主成分とする合金薄膜に他
の組成の薄膜を介して多層構造とした磁性薄膜において
、上記Ｆｅ薄膜あるいはＦｅを主成分とする合金薄膜が
（１００）面配向した体心立方格子を有することを特徴
とする多層磁性薄膜。 - ２．請求項１に記載の多層磁性薄膜を磁気回路の少なく
とも一部に用いた磁気ヘッド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21130489A JPH0376102A (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 多層磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッド |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21130489A JPH0376102A (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 多層磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッド |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0376102A true JPH0376102A (ja) | 1991-04-02 |
Family
ID=16603728
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21130489A Pending JPH0376102A (ja) | 1989-08-18 | 1989-08-18 | 多層磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッド |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0376102A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030048661A (ko) * | 2001-12-12 | 2003-06-25 | 엘지이노텍 주식회사 | 반도체 칩의 냉각 장치 |
-
1989
- 1989-08-18 JP JP21130489A patent/JPH0376102A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030048661A (ko) * | 2001-12-12 | 2003-06-25 | 엘지이노텍 주식회사 | 반도체 칩의 냉각 장치 |
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