JPH0393011A - 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，特にフエライト等の
酸化物磁性本から成る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ブレコーダや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Ｆ
ｅ，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，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彼着した，
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有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，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−ＡＣＢ　ｓ　ｚ
　ＩＯＸＧ）や，Ｃｏ系アモルファス合金などが用いら
れているが，センダスト合金は，膜の内部応力が大きく
，また結晶粒が戊長し易く厚膜化が難しい。また，飽和
磁束密度ＢｓがＩＯＫＧ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ｌＨ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，股に，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
性の安定が不充分であるという問題があった。

特開昭６３−　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
。

ｒＦｅＸＮｙ　Ａｚ　　（ただし，ｘ，ｙ，ｚは各々組
成比を原子％として表し，ＡはＳｉ，Ａ，ｊＴａ，Ｂ，
Ｍｇ．Ｃａ，Ｓｒ，Ｂａ，Ｃｒ，Ｍｎ，　Ｚ　ｒ，　Ｎ
ｂ，　Ｔ　ｉ，　Ｍｏ，　Ｖ，　Ｗ，　Ｈ　ｆ，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≦ｚｓ７．５ 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
６３−　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，
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。

さらに一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イング効果によって柱
状晶になり易く，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イング効果は，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，磁気へッ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威される凹所を
有する酸化物磁性体コアと，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Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金から成る拡散
防止層から成り，前記軟磁性層は，Ｆｅ３　Ｚｒ６　Ｎ
Ｏ　　（但し，ａ，ｂ，ｃは各々原子９６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かっＣ≦５を除く）である
ことを特徴とする複合磁気ヘッド。

本願出願人は，前記従来の軟磁性薄膜の問題点を改良し
たものとして，Ｆｅ３　Ｚｒ１，ＮＯ　　（但し，ａ，
ｂ，ｃは各々原子％を示す。）なる組成式で示され，そ
の組成範囲が ｏ＜ｂ≦２０ ０＜ｃ≦２２ の範囲（但し，ｂ≦　７，５かつＣ≦５を除く）である
軟磁性薄膜を含む軟磁性薄膜について特許出願（特［平
１−１５１１２号（平成１　年１　月２６日出ａ）　）
を行なった。

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，いわゆるうね
りが観察され，磁気ヘッドとして使用に耐えないことが
判明した。ここで，ａ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
ッドコアと，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，前記うねりは，前
記磁気へッドコアとしてフエライト等の酸化物磁性体を
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Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層をフエライト等の
酸化物磁性体から成る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酸化物
磁性体から成るコアと前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ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
ねり）を与えること，■前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ
軟磁性層を形成しようとする酸化物磁性体から成るコア
の表面にＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金から或る拡散防止層を設
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，本発明を完成するに至った。

なお，特開昭６３−　２９８８０６号公報及び特開平１
−１００７１４号公報には，？ｊＥ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，疑似ギャップの戊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，前記特定組成のＦｅ−Ｚ
ｒ−Ｎ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，本願発明者によって新たに見い出された問
題点は，全く記載されてぃない。

〔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酸化物磁性体コアと
，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Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層との界面に，Ｃｏ−
Ｎｂ−Ｚｒ合金からなる拡散防止層を設けている。

そのため，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，前記酸化物磁性体コアと前記特定組
成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ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。

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威する。ところが，Ｍ化物
磁性体として例えばフエライトを用いたフエライトコア
表面に直接前記Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非品質合金膜を形成し熱
処理を行なうと．該Ｆｅ−Ｚｒ−ＮＩｌ：品質合金膜が
前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層に変化するとと
もに，前記フエライトコアと該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腹合磁気ヘッドを製造する場合
には，前記フエライトコアと前記Ｐｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶貿
合金膜の界面にＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金から成る拡散防止
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，コアにフエライトを用いた複合磁気ヘッドは，一
般に，フエ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，前記フエ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，フエライトコア半体に直接前記特定組威のＦｅ
−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層を形成して前記製造方法により遭合
磁気ヘッドを製造すると，前記溶融ガラスの充填から冷
却に至るまでの加熱によって，前記フエライトコア半体
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
エ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Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金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エライトコア半
体と前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層の界面にＣ
ｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金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図は，拡散層の形成を示している。第１−Ｂ図
は，フエライト基板（ＳＳＦ−４：信越化学製）表面を
逆スバッタ（１０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非品質合
金薄膜１０００入を形成したａｓ　ｄｅｐｏ基板（ａ）
，該ａｓ　ｄｅｐｏ基板を３５０℃（１時間）で加熱し
た基板（ｂ），該ａｓ　ｄｅｐｏ基板を５５０℃（１時
間）で加熱した基板（Ｃ）の夫々のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ薄膜
とフエ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１０　０　ａ　ｔ％を示
している）。第１−Ｂ図の（ａ）　．　（ｂ）及び（ｅ
）によれば，フエライト基板に前記Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非品
質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或されたことがわかる。即ち，加
熱によりフエライト基板中の０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がフエライト基板中に拡散して，
フエライト基板と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。

〔好適な実施態様〕

拡散防止層は，Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金から成る。

拡散防止層は，拡散層の形戊を防止できる厚さで設ける
。好ましくは，５０入以上にする。

拡散防止層が非磁性のＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金から或る場
合，層の厚さが増加するにつれて再生時に拡散防止層が
疑似ギャップとして作用してしまうので，好ましくは　
１００大以下にする。この場合，うねりをおよそ１ｄＢ
以下におさえることができる。

しかし，拡散防止層が強磁性のＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金か
ら成る場合には，拡散防止層は疑似ギャップとして作用
しないので，疑似ギャップ形成を理由とした拡散防止層
の厚さの上限はない。

この場合の好ましい拡散防止層の厚さは，ギャップの厚
さの１０分の１程度であり，例えば２００λ程度にする
ことができる。

強磁性のＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金としては，好ましくは，
各元素が下記の範囲で存在するＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ非品質
磁性合金にする。

７６≦Ｃｏ≦９４原子％ ６ＳＮｂＳ２０原子％ ０．１１　２　ｒ　＜　５原子％ 上記非品質磁性合金は，スバッタ法等の気相積着法によ
り形成できる。

本発明の複合磁気ヘッドのコアはフエライト等の酸化物
磁性体から成る。フエライトとは，一般にＭＯ−Ｆｅ２
０３なる組成を持つ一群の鉄酸化物のことをいう。ここ
で，Ｍは２価の金属イオンであり，例えばＭｎ”　　Ｆ
ｅ”，Ｃｏ”Ｎ　ｉ”，　Ｃ　ｕ”，　　Ｚ　ｎ２＋等
であるが，Ｍを２種以上の２価の金属イオンにすること
もできる。このようなフエライトとして，例えば，Ｍｎ
Ｚｎ単結晶フエライトがある。

軟磁性層は，　　Ｆ　ｅａ　Ｚ　ｒ＞　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ｃ５５を除く）である
。この組成範囲を点Ｅ，Ｆ．Ｇ，Ｈ．Ｉ，Ｊにより第１
−Ｃ図に示す。

好ましくは，前記組威範囲は ８９≦ａ５９３ ２５ｂ≦１５ ５．５＜　ｃ≦２２ の範囲である。この組成範囲を点Ｑ，Ｋ．Ｌ，Ｕ，Ｍに
より第ｉ−ｃ図に示ｒ．， ．より好ましくは，前記組成範囲は，前記三者の二成分
組成座標系（Ｆｅ，Ｚｎ，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　（６９，　１２．１９） Ｕ　（１３９，　　９．　２２） Ｖ　（７６．　　５．　１９） ０７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，Ｖにより第１−Ｃ図に示
す。

さらに好ましくは，結晶粒径が３００入以下であり，ま
た．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，Ｑ＜ｂ，ｉＷ２０かつ，０
＜ｃ≦２２の範囲（但し，ｂ５７．５かつＣ≦５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。

軟磁性層のＺｒが２０原子％を越えるか，又は，Ｎが２
２原子％を越える場合には，良好な軟磁性が得られない
。

前記軟磁性層の組戊範囲が，６９≦ａ≦９３かつ２≦ｂ
５１５かつ５．５＜　Ｃ　Ｓ　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）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　．　５　０ｅ以下（さらには１　０
ｅ以下）を示す組成範囲である。

軟磁性層のさらに好ましい組戊範囲は，Ｆ　ｅａ　　ｃ
ｚ　ｒｅＮ＋−ｅ　）　ｍ−＋７７≦ｄ≦８８ ０．３≦６５０．３８ 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−Ｃ図に示す。これらの点ｗ，ｘ，ｙ，ｚ
の座標は，ほぼ次のとおりである。

Ｗ　　（８８，　　　３．［ｉ，　　　８．４）Ｘ　　
（８８，　　４．５Ｂ，　　７．４４）Ｙ　　（７７，
　　８．７４，　　１４．２８　　）Ｚ　　（７７，　
　　８．９，　　１６．１）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Ｈ
ｅ＜５０ｅ）を有する。

軟磁性層においては，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｖ，Ｍ
ｏ，Ｗのうち少なくとも１種でＺ『の一部（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，例えばＲＦスバ
ッタ法等の気相析着法により前記特定組成の非晶質層を
得て，この非品質層を例えば３５０〜６５０℃で熱処理
し前記非品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エ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品質層の一部ない
し全部を結晶化させて形成する。

以下，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。

Ｆ　ｅｍ−７　Ｚ　ｒｙ　　（Ｖ　−　５．０，　１０
．０．　１５．０）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
々の組成の非品質合金薄膜を得た。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Ｈｃの測
定は交流ＢＨトレーサー（印加磁界５０Ｈｚ，　２５０
ｅ，ただしＨａ＞２５の場合は．　９００ｅ）による。

基板には結晶化ガラス基板（　ＰＥＧ３１３０Ｃ　　Ｈ
ＯＹＡ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。

これらの結果を第１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　　ＭＨｚ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表に示す。

また，前記軟磁性薄膜の製造例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一Ｚｒ合金ターゲット中のＦｅ
含有量及びスバッタガス中のＮ２含有量の軟磁性薄膜製
造条件と，保磁力Ｈｃ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。

前記軟磁性薄膜の製造例中Ｆ　ｅ　１０．９　Ｚ　ｒ　
Ｌ５Ｎ　１２．　６の組成について未熱処理（ａｓ　ｄ
ｅｐｏ）の薄膜と，　　２５０，　　３５０，　　４５
０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入であることがわかった。なお
．　ａｓ　ｄｅｐｏ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威
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＜，Ｆｅ−Ｓｉ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
。

さらにＦ　ｅａｏ．ｓ　Ｚ　ｒ　６、５Ｎ１２．６の組
成の薄膜について，ビッカース硬度を測定した結果Ｈｖ
ｍ１０００　（ｋｇ／ｊ，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。

前記軟磁性薄膜の製造例と同様に製造されたいくつかの
薄膜の交流ＢＨ｝レーサーによるＢＨ曲線を第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．
　ｌＯＴｏｒｒＮ　２雰囲気中において５５０℃，６０
分間熱処理してある。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一軸異方性が誘導さ
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　　Ｍｌｌｚ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
Ｈｋは，組成によって３〜１８　０ｅ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　ＭＨｚ以下に
おいて高い透磁率を得たい場合には，Ｈｋ−３〜５　０
ｅとなる組戊を用い，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。

第６図には，前記軟磁性薄膜の製造例中Ｆ　ｅ　８０１
２　Ｚ　ｒ　Ｌ５　Ｎ　１２．８の組成の薄膜について
ＶＳＭを用いて測定したＭＨ曲線の結果について？した
。図中（ａ）は製膜直後（ａｓ　ｄｅｐｏ）の薄膜につ
いて，（ｂ）は５５０℃の熱処理後の薄膜についてのＭ
　Ｈ曲線を示している。（反磁界捕正は行なっていない
。ただし，サンプル形状は，φ５　ｍｍ　ｘｔ　Ｏ．６
３μｍであった。）ＶＳＭを用いて測定した保磁力は，
交流ＢＨトレーサーで求めた値より一桁以上小さ＜ｉｂ
）より約５０ｍＯｅ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Ｃ
Ｏ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（Ｈｋχ４０００ｅ
）をもっており，Ｈｃも高く，軟磁気特性は悪い。

前記軟磁性薄膜の製造例中Ｆ　ｅ　１１０．９　Ｚ　ｒ
　６．５Ｎ１■．６の組戊の薄膜について耐食性の評価
を，水道水に約一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，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，Ｃ　０１１１．
４　Ｎ　ｂ　８．Ｏ　Ｚ　ｒ　Ｌ６アモルファス合金膜
及びＦｅ−ＳＬ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−Ｓｉ合金は全面に錆が発生した。

以上より，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．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。

Ｆｅｇ、、２　２　ｒ３．９　Ｎ４．９の非品質合金膜
を形成し，１ｋＯｅの磁界中３５０℃及び５５０℃で１
時間熱処理を行なった。前記非品質合金膜（ａｓ　ｄｅ
ｐｏ）　．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トレーサーによるＢＨ曲線
を，夫々第７図の（ａ）〜（Ｃ）に示す。未熟処理の非
品質合金膜（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，一軸異方
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看（ガラスボ
ンディング）が行なわれることがあり，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，！＆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。

（以下余白） 第 １ 表 第２表 〔実施例〕 以下，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。

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。

フエライトコア１は，先端対向面１ａ，ｌａ’及び該対
向面から後退して形威される凹所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
エライトコアの先端対向面１ａ．ｆａ’及び該対向面か
ら後退して形成される凹所１ｂ．１ｂ’　は，　　Ｃ　
ｏＢＢ，４　Ｎｂ６，。

Ｚｒ，，，６（原子％）強磁性非品質合金から成る厚さ
　２００入の拡散防止層３，３′及び本発明におい？特
定される組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層２，２′を順次
備えている。前記拡散防止層３，３′及び軟磁性層２，
２′は磁気ヘッドのコアの一部を形或している。前記フ
エライトコア１の先端対向面１ａと１ａ′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Ｓ＋０２から成るギャップＧ（厚さ２０００入
）が構威されている。前記フエライトコアの凹所ないし
エッジ部に前記拡散防止層３，３′を介して設けられた
前記Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ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。

前記軟磁性層は，組成がＦｅ１，。．９２ｒ６．５Ｎ１
■．６であり，一軸異方性を有している。

第１−Ａ図に示された複合磁気ヘッドの製造方法の一例
を次に概説する。

フエライトコア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Ｃ　０８１．４　Ｎ　
ｂ　ａ．ｏ　Ｚ　ｒ　３．ｓ　　（原子％）強磁性非晶
質合金層３を形威し，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ずる方法で軟磁性層２を形成す
る。この軟磁性層２は，非軟磁性のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非品
質合金膜を前記フエライトコア１の半体に前記拡散防止
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，フエライトコア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。前記フエライトコ
ア１の半体の先端対向面１ａに前記拡散防止層３を介し
て形威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Ｓｉ０２層を形成する。このようにして，
フエライトコア１の半体に前記３種の層を形成して或る
多層状の複合磁気ヘッド半体を得る。この多層状複合磁
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」二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結合して，図示された複合磁気ヘ
ッドを製造する。

（再生特性のうねりの比較） 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，フエライトコアとＦ　ｅ　８０．　９Ｚ　ｒ　ａ
．！Ｉ　Ｎ１２．６軟磁性層との界面に＋　Ｃ　Ｏ　８
！１．　４ＮｂＩｌ．。Ｚｒｓ．ｓ（原子％）強磁性非
品質合金がら成り厚さが２００大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
信号の周波数特性によれば，再生信号の周波数特性のう
ねりが全くムかった。

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エ
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
号の周波数特性によれば，再生信号の周波数特性のうね
りが２０〜３０ｄＢ程度にまで達していることがわかっ
た。

なお，」二記夫々の諜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・・・６．７信／Ｓ 記録媒体・・・金属磁性粉塗布媒体 〔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酸化物磁性体コアと
，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Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性層との界面に，Ｃｏ−
Ｎｂ−Ｚｒ合金から或る拡散防止層を設けている。従っ
て，複合磁気ヘッド製造過程における不可避の加熱によ
る．前記フエライトコアと前記特定組成のＦｅ−Ｚｒ−
Ｎ軟磁性層間での，磁気特性の劣化した拡散層の形成及
び戒長を防止することができる。そのため，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，いわゆるうねりを防止することができ
る。

また，本発明の複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Ｆｅ−Ｚｒ
−Ｎ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，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図は．拡散防止層がない
場合の，Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ薄膜とフエライト基板間のオー
ジェデブスプロファイル模式図である。 第１−Ｃ図は，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′Ｍ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，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ＩＨｍ線を示す図である。第７図は，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曲線を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 　先端対向面及び該対向面から後退して形成される凹所
   を有する酸化物磁性体コアと、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Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金から成る拡
   散防止層から成り、前記軟磁性層は、Ｆｅ＿ａＺｒ＿ｂ
   Ｎ＿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。