JPH0777008B2 - 非晶質合金膜を用いた磁気ヘツド - Google Patents
非晶質合金膜を用いた磁気ヘツドInfo
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- JPH0777008B2 JPH0777008B2 JP60134143A JP13414385A JPH0777008B2 JP H0777008 B2 JPH0777008 B2 JP H0777008B2 JP 60134143 A JP60134143 A JP 60134143A JP 13414385 A JP13414385 A JP 13414385A JP H0777008 B2 JPH0777008 B2 JP H0777008B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔発明の利用分野〕 本発明は高密度磁気記録に適する磁気ヘツドに関し、特
に高飽和磁束密度，高結晶化温度，低磁歪定数で、かつ
高耐酸化性の優れた特性を有する非晶質磁性合金膜を用
いた磁気ヘツドに関する。
に高飽和磁束密度，高結晶化温度，低磁歪定数で、かつ
高耐酸化性の優れた特性を有する非晶質磁性合金膜を用
いた磁気ヘツドに関する。
磁気記録の高密度化，高性能化の進展は近年著しく、VT
R用磁気ヘツドの分野では、記録密度向上のために高保
磁力テープが使用されるようになり、これに信号を十分
に記録再生するために高飽和磁束密度で高性能の磁性材
料を用いた磁気ヘツドの要求が高まつている。また、計
算機デイスク用などに用いられる薄膜ヘツドにおいて
は、記録の高密度化に伴つて、分解能を向上するために
磁極を薄膜化する必要があり、薄い磁極先端で磁気飽和
が起こりやすく、このため高飽和磁束密度で高性能の磁
性膜を用いた薄膜磁気ヘツドが必要となつている。さら
に、近年研究が盛んになりつつある垂直磁気記録用単磁
極型ヘツドにおいても、記録密度向上のためには主磁極
厚みを極端に薄くする必要があるため、上述と同様に磁
極先端で磁気飽和が起こりやすく、これを解決するため
に高飽和磁束密度で高性能の磁性膜を用いた垂直磁気記
録用単磁極型ヘツドが必要となつている。さらに、計算
機用磁気テープ記憶装置等に用いられる磁気抵抗効果型
ヘツドにおいても、これらに用いられるシールド用薄膜
として高性能の磁性膜が必要となつている。
R用磁気ヘツドの分野では、記録密度向上のために高保
磁力テープが使用されるようになり、これに信号を十分
に記録再生するために高飽和磁束密度で高性能の磁性材
料を用いた磁気ヘツドの要求が高まつている。また、計
算機デイスク用などに用いられる薄膜ヘツドにおいて
は、記録の高密度化に伴つて、分解能を向上するために
磁極を薄膜化する必要があり、薄い磁極先端で磁気飽和
が起こりやすく、このため高飽和磁束密度で高性能の磁
性膜を用いた薄膜磁気ヘツドが必要となつている。さら
に、近年研究が盛んになりつつある垂直磁気記録用単磁
極型ヘツドにおいても、記録密度向上のためには主磁極
厚みを極端に薄くする必要があるため、上述と同様に磁
極先端で磁気飽和が起こりやすく、これを解決するため
に高飽和磁束密度で高性能の磁性膜を用いた垂直磁気記
録用単磁極型ヘツドが必要となつている。さらに、計算
機用磁気テープ記憶装置等に用いられる磁気抵抗効果型
ヘツドにおいても、これらに用いられるシールド用薄膜
として高性能の磁性膜が必要となつている。
これらの磁気ヘツド用の磁性膜として、従来主にNi−Fe
系合金膜（パーマロイ膜）が用いられて来たが、近年高
飽和磁束密度で高性能の磁性膜として非晶質合金スパツ
タ膜が開発されつつある。この中でも特にガラス化元素
が主にZrから成る非晶質合金は、ガラス化元素が、B,S
i,Pなどのメタロイド元素からなる非晶質合金に比較し
て、耐熱性，耐食性に優れており、磁気ヘツド用磁性膜
として優れた特性を有している。Zr系非晶質合金は具体
的にはMa Tb Zrcの組成式で表わされる。ここでＭは
磁気モーメントを有するCo,Fc,Niなどの少なくとも一種
であり、ＴはＭおよびZr以外の遷移金属元素である。こ
のようなガラス化元素が主にZrから成る非晶質合金につ
いては特許公開公報昭55−138049号明細書ならびに特許
公報昭56−84439号明細書等に述べられている。これら
のZr系非晶質合金の中でもＭがCoから成るCo−Zr系非晶
質合金は、飽和磁束密度が高く、優れた磁性材料であ
る。しかし、この非晶質合金の磁歪定数は２〜４×10-6
と比較的大きな値を示すため、添加元素Ｔとして、非晶
質合金の磁歪定数に負の寄与を与える、V,Nb,Ta,Cr,Mo,
Wなどの元素を用いることにより磁歪定数がほぼ零の非
晶質合金が得られる。これらの中でも、特にNb,Taは比
較的高い非晶質形成能を有することから、これらを含む
非晶質合金は非晶質となる組成範囲が広く、従つて高飽
和磁束密度を有する非晶質合金が得られる。
系合金膜（パーマロイ膜）が用いられて来たが、近年高
飽和磁束密度で高性能の磁性膜として非晶質合金スパツ
タ膜が開発されつつある。この中でも特にガラス化元素
が主にZrから成る非晶質合金は、ガラス化元素が、B,S
i,Pなどのメタロイド元素からなる非晶質合金に比較し
て、耐熱性，耐食性に優れており、磁気ヘツド用磁性膜
として優れた特性を有している。Zr系非晶質合金は具体
的にはMa Tb Zrcの組成式で表わされる。ここでＭは
磁気モーメントを有するCo,Fc,Niなどの少なくとも一種
であり、ＴはＭおよびZr以外の遷移金属元素である。こ
のようなガラス化元素が主にZrから成る非晶質合金につ
いては特許公開公報昭55−138049号明細書ならびに特許
公報昭56−84439号明細書等に述べられている。これら
のZr系非晶質合金の中でもＭがCoから成るCo−Zr系非晶
質合金は、飽和磁束密度が高く、優れた磁性材料であ
る。しかし、この非晶質合金の磁歪定数は２〜４×10-6
と比較的大きな値を示すため、添加元素Ｔとして、非晶
質合金の磁歪定数に負の寄与を与える、V,Nb,Ta,Cr,Mo,
Wなどの元素を用いることにより磁歪定数がほぼ零の非
晶質合金が得られる。これらの中でも、特にNb,Taは比
較的高い非晶質形成能を有することから、これらを含む
非晶質合金は非晶質となる組成範囲が広く、従つて高飽
和磁束密度を有する非晶質合金が得られる。
上記のようにMa Tb Zrcで表わされる非晶質合金は飽
和磁束密度が高く、耐食性、熱安定性に優れ、磁歪定数
が零に近いため磁気ヘツド用非晶質合金膜として優れて
いる。しかし、これらを磁気ヘツドに用いる場合には以
下のような問題がある。すなわち上記非晶質合金に必須
な非晶質化元素であるZrはきわめて酸化しやすいことで
ある。本非晶質合金の主成分であるCoの酸化物生成に伴
う自由エネルギー変化が500℃においてCo1原子量当り−
43〜−47Kcalであるのに対して、Zrは−230Kcalと極め
て負の大きな値を有する。この自由エネルギー変化が負
で大きな値であるほど、その元素が酸化しやすいことを
示す。さらにまた上述の磁歪調整のための添加元素Ｔも
一般にCoよりも極めて酸化しやすい元素であり、例えば
Ｖは−145Kcal,Nbは−188Kcal,Taは−186Kcal,Crは−11
2Kcal,Moは−134Kcal,Wは−105Kcalである。上述のよう
にMa Tb Zrcで示される非晶質合金はＴで示される元
素およびZrが極めて酸化しやすいため、これらの元素か
ら成る非晶質合金は酸化しやすいという問題がある。こ
れらの非晶質合金をスプラツトクーリング法により作製
する場合には、真空中あるいは不活性ガス中で作製を行
なつても雰囲気中の酸素により酸化しやすく、また、酸
化物からなるノズル材料と反応してノズルのつまりが起
こりやすい等の問題があり、従つて、これらのZr合有非
晶質合金はスパツタリング法等の高真空中あるいは高純
度不活性ガス中で試料を作製する場合に適した合金であ
る。
和磁束密度が高く、耐食性、熱安定性に優れ、磁歪定数
が零に近いため磁気ヘツド用非晶質合金膜として優れて
いる。しかし、これらを磁気ヘツドに用いる場合には以
下のような問題がある。すなわち上記非晶質合金に必須
な非晶質化元素であるZrはきわめて酸化しやすいことで
ある。本非晶質合金の主成分であるCoの酸化物生成に伴
う自由エネルギー変化が500℃においてCo1原子量当り−
43〜−47Kcalであるのに対して、Zrは−230Kcalと極め
て負の大きな値を有する。この自由エネルギー変化が負
で大きな値であるほど、その元素が酸化しやすいことを
示す。さらにまた上述の磁歪調整のための添加元素Ｔも
一般にCoよりも極めて酸化しやすい元素であり、例えば
Ｖは−145Kcal,Nbは−188Kcal,Taは−186Kcal,Crは−11
2Kcal,Moは−134Kcal,Wは−105Kcalである。上述のよう
にMa Tb Zrcで示される非晶質合金はＴで示される元
素およびZrが極めて酸化しやすいため、これらの元素か
ら成る非晶質合金は酸化しやすいという問題がある。こ
れらの非晶質合金をスプラツトクーリング法により作製
する場合には、真空中あるいは不活性ガス中で作製を行
なつても雰囲気中の酸素により酸化しやすく、また、酸
化物からなるノズル材料と反応してノズルのつまりが起
こりやすい等の問題があり、従つて、これらのZr合有非
晶質合金はスパツタリング法等の高真空中あるいは高純
度不活性ガス中で試料を作製する場合に適した合金であ
る。
このようにZr含有非晶質合金膜はスパツタリング法など
の薄膜形成技術により形成出来るが、これらを磁気ヘツ
ドに応用する場合に以下のような問題を生じる。すなわ
ち、磁性膜を磁気回路に用いた磁気ヘツドにおいては、
一般にその製造工程において加熱工程を含むことが多
く、その温度は最低でも150℃で、500℃近傍の高温に達
することもある。このような加熱工程において、Zr含有
非晶質合金膜では表面の酸化が起こり、磁気特性の劣化
を生ずるという問題がある。さらにまた、これらの非晶
質合金膜はガラスあるいはSiO2もしくはフエライトなど
の酸化物基板上に形成されることが多く、かつまた、こ
れらの非晶質合金膜の上にガラス,SiO2,フエライトなど
の酸化物もしくは樹脂などの酸素を含んだ有機物が接触
して形成されることが多い。
の薄膜形成技術により形成出来るが、これらを磁気ヘツ
ドに応用する場合に以下のような問題を生じる。すなわ
ち、磁性膜を磁気回路に用いた磁気ヘツドにおいては、
一般にその製造工程において加熱工程を含むことが多
く、その温度は最低でも150℃で、500℃近傍の高温に達
することもある。このような加熱工程において、Zr含有
非晶質合金膜では表面の酸化が起こり、磁気特性の劣化
を生ずるという問題がある。さらにまた、これらの非晶
質合金膜はガラスあるいはSiO2もしくはフエライトなど
の酸化物基板上に形成されることが多く、かつまた、こ
れらの非晶質合金膜の上にガラス,SiO2,フエライトなど
の酸化物もしくは樹脂などの酸素を含んだ有機物が接触
して形成されることが多い。
従つて、Zr含有非晶質合金と、これらの酸化物もしくは
樹脂中の酸素がZr等と反応して非晶質合金膜の磁気特性
の劣化を生ずるという問題がある。このような問題は特
に膜の薄い場合において著しく、従つて約0.2μｍ程度
の膜厚の磁性膜を主磁極膜として用いる垂直磁気記録用
単磁極型ヘツド，あるいは約１μｍ程度の膜厚の磁性膜
を磁極に用いる薄膜磁気ヘツド、さらに薄膜磁性膜を磁
気シールド用膜として用いる磁気抵抗効果型磁気ヘツド
において特に問題となる。また、厚さ約10μｍ程度の磁
性膜を用いるVTR用磁気ヘツドにおいても、磁性膜とガ
ラス等の酸化物の界面において反応が起こり、磁性膜の
“くわれ",磁気特性の劣化等を生じ、従つてこれらの磁
気ヘツドにおいてヘツド特性の劣化を生ずるという問題
があつた。
樹脂中の酸素がZr等と反応して非晶質合金膜の磁気特性
の劣化を生ずるという問題がある。このような問題は特
に膜の薄い場合において著しく、従つて約0.2μｍ程度
の膜厚の磁性膜を主磁極膜として用いる垂直磁気記録用
単磁極型ヘツド，あるいは約１μｍ程度の膜厚の磁性膜
を磁極に用いる薄膜磁気ヘツド、さらに薄膜磁性膜を磁
気シールド用膜として用いる磁気抵抗効果型磁気ヘツド
において特に問題となる。また、厚さ約10μｍ程度の磁
性膜を用いるVTR用磁気ヘツドにおいても、磁性膜とガ
ラス等の酸化物の界面において反応が起こり、磁性膜の
“くわれ",磁気特性の劣化等を生じ、従つてこれらの磁
気ヘツドにおいてヘツド特性の劣化を生ずるという問題
があつた。
本発明の目的は、かかる問題を解決し、磁気ヘツド製造
における加熱工程において、磁気回路に用いた非晶質合
金膜に酸化を生せず、優れたヘツド特性を有する磁気ヘ
ツドを得ることにある。
における加熱工程において、磁気回路に用いた非晶質合
金膜に酸化を生せず、優れたヘツド特性を有する磁気ヘ
ツドを得ることにある。
上記目的を達成するために、本発明の磁気ヘツドでは磁
気回路に用いる磁性膜として、前述のMa Tb Zrcで表
わされる非晶質合金に、さらにAu,Ag,Ptの一種または二
種以上の元素を含有した非晶質合金膜を用いる。前述の
ように本発明の非晶質合金を用いるZrおよび、Ｔで表わ
されるV,Nb,Ta,Cr,Mo,Wは酸化物の生成自由エネルギー
が負でその値が極めて大きいために、酸化しやすい元素
である。一方周期津表でVIII族およびIb族のRu,Rh,Pd,O
s,Ir,PtならびにAg,Auは酸化物生成自由エネルギーが負
の小さな値であるかもしくは正の値であり、従つて酸化
しにくい元素である。これらの一原子量当りの酸化物生
成自由エネルギーは、Ru−24.8Kcal,Rh−7.8Kcal,Pd−3
Kcal,Os−9.4Kcal,Pt＋7Kcal,Ag＋2.3Kcal,Au＋24Kcal
である。これらの中で酸化物生成自由エネルギーが正の
値となるものは、加熱（500℃）しても酸化物を形成し
ないことは意味しており、従つて特にPt,Au,Agは耐酸化
性を向上させる元素としてすぐれている。一般的にZr,
V,Nb,Ta,Mo,Wなどの非磁性元素を非晶質合金に添加した
場合には、飽和磁束密度は非磁性元素の添加量とともに
急激に減少する。しかし、Pt,Au,Agを添加した場合には
飽和磁束密度の減少は小さく、同等の飽和磁束密度を有
する合金で比較した場合に結晶化温度を増加させる効果
を有する。さらに、これらの添加元素は非晶質合金膜の
磁歪定数に対して負の寄与を有する。従つてCo−Zr系を
主成分とする非晶質合金において磁歪を零とするために
添加するＴで示した元素の添加量が少なくて済み、従つ
てCo−Zr系の有する高い結晶化温度、高飽和磁束密度の
特性を十分に維持したまま磁歪が零に近い非晶質合金が
得られるという特徴を有する。
気回路に用いる磁性膜として、前述のMa Tb Zrcで表
わされる非晶質合金に、さらにAu,Ag,Ptの一種または二
種以上の元素を含有した非晶質合金膜を用いる。前述の
ように本発明の非晶質合金を用いるZrおよび、Ｔで表わ
されるV,Nb,Ta,Cr,Mo,Wは酸化物の生成自由エネルギー
が負でその値が極めて大きいために、酸化しやすい元素
である。一方周期津表でVIII族およびIb族のRu,Rh,Pd,O
s,Ir,PtならびにAg,Auは酸化物生成自由エネルギーが負
の小さな値であるかもしくは正の値であり、従つて酸化
しにくい元素である。これらの一原子量当りの酸化物生
成自由エネルギーは、Ru−24.8Kcal,Rh−7.8Kcal,Pd−3
Kcal,Os−9.4Kcal,Pt＋7Kcal,Ag＋2.3Kcal,Au＋24Kcal
である。これらの中で酸化物生成自由エネルギーが正の
値となるものは、加熱（500℃）しても酸化物を形成し
ないことは意味しており、従つて特にPt,Au,Agは耐酸化
性を向上させる元素としてすぐれている。一般的にZr,
V,Nb,Ta,Mo,Wなどの非磁性元素を非晶質合金に添加した
場合には、飽和磁束密度は非磁性元素の添加量とともに
急激に減少する。しかし、Pt,Au,Agを添加した場合には
飽和磁束密度の減少は小さく、同等の飽和磁束密度を有
する合金で比較した場合に結晶化温度を増加させる効果
を有する。さらに、これらの添加元素は非晶質合金膜の
磁歪定数に対して負の寄与を有する。従つてCo−Zr系を
主成分とする非晶質合金において磁歪を零とするために
添加するＴで示した元素の添加量が少なくて済み、従つ
てCo−Zr系の有する高い結晶化温度、高飽和磁束密度の
特性を十分に維持したまま磁歪が零に近い非晶質合金が
得られるという特徴を有する。
本発明の磁気ヘッドは、磁気回路もしくは磁気シールド
の少なくとも一部に磁性膜を用い、製造工程の少なくと
も一部に150℃以上の加熱工程を含み、該加熱工程時に
上記磁性膜の少なくとも一部がセラミックスやフェライ
ト等の酸化物と接触して構成されるか、もしくは露出し
て構成される磁気ヘッドにおいて、磁性膜として以下の
組成を有する非晶質合金膜を用いることを特徴とする。
の少なくとも一部に磁性膜を用い、製造工程の少なくと
も一部に150℃以上の加熱工程を含み、該加熱工程時に
上記磁性膜の少なくとも一部がセラミックスやフェライ
ト等の酸化物と接触して構成されるか、もしくは露出し
て構成される磁気ヘッドにおいて、磁性膜として以下の
組成を有する非晶質合金膜を用いることを特徴とする。
組成;CoaTbZrcNd（at％） 但し、ＴはNb,Ta,W,Mo,V,Crから選択された一種以上で
ある。ＮはAu,Pt,Agから選択された一種以上の貴金属元
素である。Nbの濃度をb1,Taの濃度をb2,Wの濃度をb3,M
o,Cr,Vの濃度の和をb4と表わす。耐酸化性を付与するた
めにｄ≧１である必要がある。望ましくはｄ≧３がよ
い。膜が非晶質となるためにｄ＞0,b1＋b2＋2c≧10であ
る必要がある。非晶質合金が強磁性を示し、かつ約8KG
以上の飽和磁束密度を有するためにａ＋ｄ≧80であるこ
とが必要である。また、膜が非晶質となるためにａ＋ｄ
は95以下とする必要がある。磁歪定数の絶対値を約１×
10-6以下の値とするために−１≦（3c−b1−3b2−5b3−
3b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3＋b4＋ｄ）≦１の式を満
たすようにすることが必要である。より望ましくは−0.
5≦（3c−b1−3b2−5b3−3b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3
＋b4＋ｄ）≦0.5である。ここでａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝100で
ある。
ある。ＮはAu,Pt,Agから選択された一種以上の貴金属元
素である。Nbの濃度をb1,Taの濃度をb2,Wの濃度をb3,M
o,Cr,Vの濃度の和をb4と表わす。耐酸化性を付与するた
めにｄ≧１である必要がある。望ましくはｄ≧３がよ
い。膜が非晶質となるためにｄ＞0,b1＋b2＋2c≧10であ
る必要がある。非晶質合金が強磁性を示し、かつ約8KG
以上の飽和磁束密度を有するためにａ＋ｄ≧80であるこ
とが必要である。また、膜が非晶質となるためにａ＋ｄ
は95以下とする必要がある。磁歪定数の絶対値を約１×
10-6以下の値とするために−１≦（3c−b1−3b2−5b3−
3b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3＋b4＋ｄ）≦１の式を満
たすようにすることが必要である。より望ましくは−0.
5≦（3c−b1−3b2−5b3−3b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3
＋b4＋ｄ）≦0.5である。ここでａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝100で
ある。
以下、本発明を実施例により詳細に説明する。
実施例１ Co84Nb13Zr3（at％）およびCo82Nb6Au4Zr8の組成を有す
る厚さ0.2μｍの非晶質合金膜を高周波２極スパツタ装
置を用いて＃7059（米国コーニング社商品名）ガラス基
板上に作製した。これらの膜の磁気特性を第１表に示し
た。
る厚さ0.2μｍの非晶質合金膜を高周波２極スパツタ装
置を用いて＃7059（米国コーニング社商品名）ガラス基
板上に作製した。これらの膜の磁気特性を第１表に示し
た。
表のように、本発明合金のCo82Nb6Au4Zr8の組成を有す
る非晶質合金膜は、比較例のCo84Nb13Zr3の組成を有す
る非晶質合金膜に比較してBsが0.8KG大きく、Txはほぼ
同等であり、磁歪定数は0.×10-6と極めて小さな値を示
した。これらの膜のスパツタ後のHcは同等であるが、35
0℃・２時間Ar気流中で焼鈍した結果、Co84Nb13Zr3膜は
Hcの大幅な増加を示し、一方本発明のAuを添加した非晶
質合金膜のHcの増加は小さかつた。
る非晶質合金膜は、比較例のCo84Nb13Zr3の組成を有す
る非晶質合金膜に比較してBsが0.8KG大きく、Txはほぼ
同等であり、磁歪定数は0.×10-6と極めて小さな値を示
した。これらの膜のスパツタ後のHcは同等であるが、35
0℃・２時間Ar気流中で焼鈍した結果、Co84Nb13Zr3膜は
Hcの大幅な増加を示し、一方本発明のAuを添加した非晶
質合金膜のHcの増加は小さかつた。
これらの非晶質合金膜の表面の酸化皮膜の厚さをオージ
エ電子分光法により測定した。結果を第１図に示した。
第１図において曲線1,3は本発明のCo82Nb6Au4Zr8非晶質
合金膜の、曲線2,4は比較例のCo84Nb13Zr3非晶質合金膜
の膜表面からの深さによる酸素濃度の変化を示したもの
である。曲線1,2はスパツタ後の、曲線3,4は350℃・２
時間Ar気流中で焼鈍した後の結果を示したものである。
図のように、スパツタ後の膜は本発明の合金および比較
例とも約40Åの表面酸化皮膜が存在し、350℃・２時間
焼鈍した場合には比較例では約200Åに酸化皮膜の厚さ
が増加するのに対して、本発明のAuを添加した非晶質合
金膜では酸化皮膜の厚さは約70Åに押えられる。以上の
ようにAr気流中で焼鈍したにもかかわらず、比較例の非
晶質合金膜は非常に酸化しやすいため雰囲気中に含まれ
ていたわずかな酸素によつて酸化され、第１表に示した
ようにHcが増加し、本発明のAuを添加した非晶質合金膜
では、この酸化が抑制され、Hcの増加が抑えられたもの
である。
エ電子分光法により測定した。結果を第１図に示した。
第１図において曲線1,3は本発明のCo82Nb6Au4Zr8非晶質
合金膜の、曲線2,4は比較例のCo84Nb13Zr3非晶質合金膜
の膜表面からの深さによる酸素濃度の変化を示したもの
である。曲線1,2はスパツタ後の、曲線3,4は350℃・２
時間Ar気流中で焼鈍した後の結果を示したものである。
図のように、スパツタ後の膜は本発明の合金および比較
例とも約40Åの表面酸化皮膜が存在し、350℃・２時間
焼鈍した場合には比較例では約200Åに酸化皮膜の厚さ
が増加するのに対して、本発明のAuを添加した非晶質合
金膜では酸化皮膜の厚さは約70Åに押えられる。以上の
ようにAr気流中で焼鈍したにもかかわらず、比較例の非
晶質合金膜は非常に酸化しやすいため雰囲気中に含まれ
ていたわずかな酸素によつて酸化され、第１表に示した
ようにHcが増加し、本発明のAuを添加した非晶質合金膜
では、この酸化が抑制され、Hcの増加が抑えられたもの
である。
実施例２ Co86-dNb6Zr8Aud,Co86-dNb6Zr8Agd,Co86-dNb6Zr8Ptdの
組成を有する厚さ0.2μｍの非晶質合金膜を実施例１と
同様の方法で作製し、350℃・２時間分,Ar気流中で焼鈍
後の膜の保持力の添加量ｄによる変化を第２図に示し
た。第２図において、曲線5,6,7,はそれぞれAu,Pt,Agを
添加した場合のHcを示す。図のように、Au,Pt,Agのいず
れも、焼鈍後のHcの増加の抑制に効果があり、その結果
は約1at％以上の添加量で認められ、約3at以上でより顕
著であつた。Zr含有非質合金は焼鈍温度が約150℃と比
較的低温であつても、表面の酸化により特性の劣下を生
ずる。こうした場合にも本発明の貴金属の添加による磁
気特性の劣下を抑制する効果が認められた。
組成を有する厚さ0.2μｍの非晶質合金膜を実施例１と
同様の方法で作製し、350℃・２時間分,Ar気流中で焼鈍
後の膜の保持力の添加量ｄによる変化を第２図に示し
た。第２図において、曲線5,6,7,はそれぞれAu,Pt,Agを
添加した場合のHcを示す。図のように、Au,Pt,Agのいず
れも、焼鈍後のHcの増加の抑制に効果があり、その結果
は約1at％以上の添加量で認められ、約3at以上でより顕
著であつた。Zr含有非質合金は焼鈍温度が約150℃と比
較的低温であつても、表面の酸化により特性の劣下を生
ずる。こうした場合にも本発明の貴金属の添加による磁
気特性の劣下を抑制する効果が認められた。
実施例３ 実施例１と同様の方法により、Co86-dNb6Zr8Audの組成
を有する厚さ1.5μｍの非晶質合金膜を7059ガラス基板
上に形成し、非晶質合金膜の上にさらに１μｍのSiO2膜
を高周波２極スパツタ装置を用いて被着した。これらの
膜を400℃・30分間焼鈍し、焼鈍前後の膜のHcを比較し
た。また、ガラス基板、およびSiO2層と接触している非
晶質合金表面層のHcをカー効果を用いて測定した。結果
を第３図に示した。図中曲線８は焼鈍前の膜全体のHc
を、曲線９は焼鈍後の膜全体のHcを、曲線10は焼鈍後の
SiO2膜と接触する非晶質合金膜表面層のHcを、曲線11は
焼鈍後のガラス基板と接触する非晶質合金膜表面層のHc
を示す。図のように、膜全体のHcは膜厚が約1.5μｍと
比較的厚いため大きく劣化しないが、ガラス基板および
SiO2層と接触している非晶質合金膜表面層のHcは焼鈍後
極めて大きくなり、この劣化の程度はAuの添加と共に抑
制されていることが明らかである。
を有する厚さ1.5μｍの非晶質合金膜を7059ガラス基板
上に形成し、非晶質合金膜の上にさらに１μｍのSiO2膜
を高周波２極スパツタ装置を用いて被着した。これらの
膜を400℃・30分間焼鈍し、焼鈍前後の膜のHcを比較し
た。また、ガラス基板、およびSiO2層と接触している非
晶質合金表面層のHcをカー効果を用いて測定した。結果
を第３図に示した。図中曲線８は焼鈍前の膜全体のHc
を、曲線９は焼鈍後の膜全体のHcを、曲線10は焼鈍後の
SiO2膜と接触する非晶質合金膜表面層のHcを、曲線11は
焼鈍後のガラス基板と接触する非晶質合金膜表面層のHc
を示す。図のように、膜全体のHcは膜厚が約1.5μｍと
比較的厚いため大きく劣化しないが、ガラス基板および
SiO2層と接触している非晶質合金膜表面層のHcは焼鈍後
極めて大きくなり、この劣化の程度はAuの添加と共に抑
制されていることが明らかである。
実施例４ 実施例１と同様の方法により、膜厚１μｍのCoaNbbZrc
および、CoaNbbZrcAud（at％）の組成を有する非晶質合
金膜を作製した。CoNbZr系については、3c−ｂ０の関
係となるように、また、Co Nb Zr Au系については3c−
ｂ−4d０の関係となるように組成を調整し、ａを変化
した膜について飽和磁束密度Bs,結晶化温度Tx,磁歪定数
λｓを測定した。結果を第４図に示した。図のようにａ
すなわちCo濃度を変化した場合、Bsはａとともに増加
し、Txはａとともに減少する。λｓはb,c,dの上記の関
係が満されている場合に±0.3×10-6の範囲で零に近い
値を示した。図のようにCoNbZr系にAuを4at％添加した
系では、同一のCo濃度に対してBsが約1.5KG増加し、Tx
は約10℃低下する。従つて、Txがほぼ同一となるように
Co濃度を変化した場合には、Auを添加した非晶質合金膜
は添加していないものに比較して約1KGBsを大きく出来
ることが明らかである。CoNbZr系においては、非晶質膜
を得るためにはｂ＋2c≧10の関係が必要であり、3c−ｂ
＝０の関係を満足しλｓが零に近い非晶質膜について
は、Coは92at％以下である必要がある。従つて図のよう
にCoNbZr系においてλｓ〜０の条件で非晶質膜として得
られる最大のBsは約13.5KGである。一方、Auを添加して
場合には、λｓ〜０となる3c−ｂ−4d０の関係におい
て、非晶質膜が得られる最大のBsは図のように約14.5KG
にもなる。また、CoNbZr系の場合には、8KG以上のBsを
得るためには、図のようにCo濃度を約80at％以上とする
必要があるが、Auを添加した場合には、CoとAuの濃度の
和が80at％以上とすることにより、約8KG以上の高飽和
磁束密度が得られる。
および、CoaNbbZrcAud（at％）の組成を有する非晶質合
金膜を作製した。CoNbZr系については、3c−ｂ０の関
係となるように、また、Co Nb Zr Au系については3c−
ｂ−4d０の関係となるように組成を調整し、ａを変化
した膜について飽和磁束密度Bs,結晶化温度Tx,磁歪定数
λｓを測定した。結果を第４図に示した。図のようにａ
すなわちCo濃度を変化した場合、Bsはａとともに増加
し、Txはａとともに減少する。λｓはb,c,dの上記の関
係が満されている場合に±0.3×10-6の範囲で零に近い
値を示した。図のようにCoNbZr系にAuを4at％添加した
系では、同一のCo濃度に対してBsが約1.5KG増加し、Tx
は約10℃低下する。従つて、Txがほぼ同一となるように
Co濃度を変化した場合には、Auを添加した非晶質合金膜
は添加していないものに比較して約1KGBsを大きく出来
ることが明らかである。CoNbZr系においては、非晶質膜
を得るためにはｂ＋2c≧10の関係が必要であり、3c−ｂ
＝０の関係を満足しλｓが零に近い非晶質膜について
は、Coは92at％以下である必要がある。従つて図のよう
にCoNbZr系においてλｓ〜０の条件で非晶質膜として得
られる最大のBsは約13.5KGである。一方、Auを添加して
場合には、λｓ〜０となる3c−ｂ−4d０の関係におい
て、非晶質膜が得られる最大のBsは図のように約14.5KG
にもなる。また、CoNbZr系の場合には、8KG以上のBsを
得るためには、図のようにCo濃度を約80at％以上とする
必要があるが、Auを添加した場合には、CoとAuの濃度の
和が80at％以上とすることにより、約8KG以上の高飽和
磁束密度が得られる。
上記のようCoNbZr系にAuを添加することにより、磁歪定
数が零に近い値を示し、高い飽和磁束密度で、高い結晶
化温度を有する非晶質合金が得られた。以上のAuの添加
効果は、NbをTa,W,Mo,V,Crもしくはこれらの混合物に変
えても同様に見られ、また、Auの替りにPtもしくはAgあ
るいはこれを混合したものを用いて同様の効果が得られ
ることを確認した。
数が零に近い値を示し、高い飽和磁束密度で、高い結晶
化温度を有する非晶質合金が得られた。以上のAuの添加
効果は、NbをTa,W,Mo,V,Crもしくはこれらの混合物に変
えても同様に見られ、また、Auの替りにPtもしくはAgあ
るいはこれを混合したものを用いて同様の効果が得られ
ることを確認した。
これらの非晶質合金膜の磁歪定数はAu,Pt,Agの添加量に
よつて変化する。CoNbZr系,CoTaZr系,CoWZr系に,Au,Pt,
Agを添加した場合の添加量ｄによる磁歪定数λｓの変化
を第５図に示した。図のように、Au,Pt,Agの添加に伴つ
てλｓは減少し、さらにλｓが負の値で増加する。従つ
てこれらの添加量を最適な値とすることにより、λｓを
磁気ヘツド用膜として必要な±１×10-6の範囲内とする
ことが出来る。第５図に示したような測定結果から、磁
歪定数を±１×10-6の範囲内とするためには、−１≦
（3c−b1−3b2−5b3−3b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3＋b
4＋ｄ）≦１の関係式を満たすように、組成を選ぶ必要
がある。ここでb1はNb,b2はTa,b3はＷの濃度b4はMo,Cr
及びＶの濃度の和,CはZrの濃度,dはAu,Pt,Agの濃度の和
である。磁気ヘツド用磁性膜としてさらに好ましくは、
λｓが±0.5×10-6の範囲であることが望ましく、この
ためには−0.5≦（3c−b1−3b2−5b3−3b4−4d）／（ｃ
＋b1＋b2＋b3＋b4＋ｄ）≦0.5の関係式を満たすように
組成を選ぶ必要がある。
よつて変化する。CoNbZr系,CoTaZr系,CoWZr系に,Au,Pt,
Agを添加した場合の添加量ｄによる磁歪定数λｓの変化
を第５図に示した。図のように、Au,Pt,Agの添加に伴つ
てλｓは減少し、さらにλｓが負の値で増加する。従つ
てこれらの添加量を最適な値とすることにより、λｓを
磁気ヘツド用膜として必要な±１×10-6の範囲内とする
ことが出来る。第５図に示したような測定結果から、磁
歪定数を±１×10-6の範囲内とするためには、−１≦
（3c−b1−3b2−5b3−3b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3＋b
4＋ｄ）≦１の関係式を満たすように、組成を選ぶ必要
がある。ここでb1はNb,b2はTa,b3はＷの濃度b4はMo,Cr
及びＶの濃度の和,CはZrの濃度,dはAu,Pt,Agの濃度の和
である。磁気ヘツド用磁性膜としてさらに好ましくは、
λｓが±0.5×10-6の範囲であることが望ましく、この
ためには−0.5≦（3c−b1−3b2−5b3−3b4−4d）／（ｃ
＋b1＋b2＋b3＋b4＋ｄ）≦0.5の関係式を満たすように
組成を選ぶ必要がある。
本発明の磁性膜が非晶質となるためには、前述のように
Zr濃度をc,Nb濃度をb1とした時にb1＋2c≧10とする必要
がある。またTaはNbとほぼ同様の非晶質形成能を有する
ため、Taを含む場合には、Taの濃度をb2とした時に、b1
＋b2＋2c≧10の関係式を満たす範囲で非晶質合金膜が得
られる。
Zr濃度をc,Nb濃度をb1とした時にb1＋2c≧10とする必要
がある。またTaはNbとほぼ同様の非晶質形成能を有する
ため、Taを含む場合には、Taの濃度をb2とした時に、b1
＋b2＋2c≧10の関係式を満たす範囲で非晶質合金膜が得
られる。
また、本発明の非晶質合金膜の飽和磁束密度を8KG以上
とするためには、Co濃度とAu,Pt,Agの濃度の和を80at％
以上とする必要がある。従つてａ＋ｄ≧80の関係を満た
す必要がある。
とするためには、Co濃度とAu,Pt,Agの濃度の和を80at％
以上とする必要がある。従つてａ＋ｄ≧80の関係を満た
す必要がある。
実施例５ 実施例１と同様の方法により、第２表に示す組成を有す
る厚さ0.2μｍの非晶質合金膜を作製し、膜の特性を第
２表にまとめて示した。
る厚さ0.2μｍの非晶質合金膜を作製し、膜の特性を第
２表にまとめて示した。
表に示したように本発明のAu,Ag,Ptを添加した非晶質合
金膜において、前記のごとく組成を選ぶことにより、Bs
が8KG以上で約15KGまでの高い飽和磁束密度を有し、λ
ｓが±１×10-6の範囲内の、さらに組成を選択すること
により±５×10-6の範囲内の極めて零に近い磁歪定数を
有し、かつ高い結晶化温度を有する非晶質合金膜が得ら
れた。また、これらの膜を加熱した場合にも、Au,Ag,Pt
を添加することにより、表面の酸化が抑制され、加熱後
の保磁力が添加しない場合に比較して30e以下の小さな
値に押えられた。
金膜において、前記のごとく組成を選ぶことにより、Bs
が8KG以上で約15KGまでの高い飽和磁束密度を有し、λ
ｓが±１×10-6の範囲内の、さらに組成を選択すること
により±５×10-6の範囲内の極めて零に近い磁歪定数を
有し、かつ高い結晶化温度を有する非晶質合金膜が得ら
れた。また、これらの膜を加熱した場合にも、Au,Ag,Pt
を添加することにより、表面の酸化が抑制され、加熱後
の保磁力が添加しない場合に比較して30e以下の小さな
値に押えられた。
実施例６ Co88Ta2Au4Zr6の組成を有する非晶質合金膜を用いて第
６図に示した垂直磁気記録用単磁極型ヘツドを作製し
た。第６図において（イ）においてMn−Znフエライト20
および高融点ガラス21から成る基板22を用意し、これに
第６図（ロ）において基板22の表面にCo88Ta2Au4Zr6の
組成を有する膜厚0.2μｍの非晶質合金膜23を高周波２
極スパツタリング法により作製した。さらに、この上に
接着用Pb系ガラス膜をスパツタリングにより形成し、第
６図（１）において（イ）に用いたと同様の基板24をか
ぶせて400℃・15分間加熱して上記Pb系ガラスを溶融固
着し、主磁極ブロツク25を作製した。さらに第６図
（ニ）においてMn−Znフエライト26と高融点ガラス27か
らなる補助コアブロツク28を用意し、この接合面29に上
記と同様の接着用Pb系ガラス膜を形成して、主磁極ブロ
ツク25を介して接合し、400℃・15分間加熱することに
より上記Pbガラスを溶融固着して接合ブロツク27を作製
した。次に第６図（ニ）の二点鎖線部を切断して第６図
（ホ）に示す垂直磁気記録用単磁型磁気ヘツド31を得
た。さらに本実施例で用いたCo88Ta2Au4Zr6とほぼ同程
度の飽和磁束密度を有するCo91Ta5Zr4非晶質合金膜を用
いた第６図（ホ）に示したと同様の磁気ヘツドを作製
し、Co−Cr垂直媒体を用いて記録・再生特性の測定を行
なつた。その結果、本発明のAuを添加した非晶質合金膜
を主磁極膜に用いた磁気ヘツドは、添加しない膜を用い
た磁気ヘツドに比較して約3dB高い出力を示した。
６図に示した垂直磁気記録用単磁極型ヘツドを作製し
た。第６図において（イ）においてMn−Znフエライト20
および高融点ガラス21から成る基板22を用意し、これに
第６図（ロ）において基板22の表面にCo88Ta2Au4Zr6の
組成を有する膜厚0.2μｍの非晶質合金膜23を高周波２
極スパツタリング法により作製した。さらに、この上に
接着用Pb系ガラス膜をスパツタリングにより形成し、第
６図（１）において（イ）に用いたと同様の基板24をか
ぶせて400℃・15分間加熱して上記Pb系ガラスを溶融固
着し、主磁極ブロツク25を作製した。さらに第６図
（ニ）においてMn−Znフエライト26と高融点ガラス27か
らなる補助コアブロツク28を用意し、この接合面29に上
記と同様の接着用Pb系ガラス膜を形成して、主磁極ブロ
ツク25を介して接合し、400℃・15分間加熱することに
より上記Pbガラスを溶融固着して接合ブロツク27を作製
した。次に第６図（ニ）の二点鎖線部を切断して第６図
（ホ）に示す垂直磁気記録用単磁型磁気ヘツド31を得
た。さらに本実施例で用いたCo88Ta2Au4Zr6とほぼ同程
度の飽和磁束密度を有するCo91Ta5Zr4非晶質合金膜を用
いた第６図（ホ）に示したと同様の磁気ヘツドを作製
し、Co−Cr垂直媒体を用いて記録・再生特性の測定を行
なつた。その結果、本発明のAuを添加した非晶質合金膜
を主磁極膜に用いた磁気ヘツドは、添加しない膜を用い
た磁気ヘツドに比較して約3dB高い出力を示した。
上述のように、本実施例において貴金属を添加した非晶
質合金膜を用いることにより、磁気ヘツドの製造工程に
おける加熱工程において、Mn＝Znフエライト，ガラス等
の酸化物と接触している非晶質合金膜が酸化することな
く、磁気特性が劣化しないため、優れた磁気ヘツド特性
が得られることが明らかとなつた。
質合金膜を用いることにより、磁気ヘツドの製造工程に
おける加熱工程において、Mn＝Znフエライト，ガラス等
の酸化物と接触している非晶質合金膜が酸化することな
く、磁気特性が劣化しないため、優れた磁気ヘツド特性
が得られることが明らかとなつた。
実施例７ Co82Nb6Pt4Zr8の組成を有する非晶質合金膜を用いて、
第７図に示したVTR用磁気ヘツドを作製した。第７図に
おいて（イ）において溝32を有するMn−Znフエライトか
らなる基板33を用意し、この基板に第７図（ロ）におい
てCo82Nb6Pt4Zr8の組成を有する厚さ約10μｍの非晶質
合金膜34を高周波２極スパツタ法により被着した。第７
図（ハ）において上記溝32を埋めるようにPb系の低融点
ガラス35を460℃・15分間の加熱により充填し、次いで
第７図（ニ）において基板表面を研剤・研摩してギヤツ
プ構成面36を形成し、ヘツドコア半体ブロツク37とし
た。次いでギヤツプ構成面36にギヤツプ材となるSiO2膜
をスパツタリング法により被着し、第７図（ホ）におい
て巻線窓38を有するヘツドコア半体ブロツク37′と前記
ヘツドコア半体ブロツク37をギヤツプ材を介して接合
し、460℃・15分間の加熱により、前記低融点Pb系ガラ
ス35を再度溶融・固化して接合ブロツク39を作製した。
次に第７図（ホ）における二点鎖線部を切断して第７図
（ヘ）に示した磁気ヘツド40を作製した。さらに、本実
施例で用いたCo82Nb6Pt4Zr8とほぼ同程度の飽和磁束密
度を有するCo84Nb13Zr3の組成の非晶質合金膜を用いて
第７図（ヘ）に示したと同様の磁気ヘツドを作製した。
これらの磁気ヘツドのテープ摺動面41を観察すると第８
図に示したように非晶質合金膜34と低融点Pb系ガラス35
の間に非晶質合金膜とガラスとの反応層42が見られ実効
的なトラツク幅が減少していた。この反応層の厚さはCo
84Nb13Zr3非晶質合金膜を用いた場合に約２μｍである
のに対し、本発明の貴金属を添加した非晶質合金膜を用
いた場合には約１μｍ以下であつた。さらに、これらの
磁気ヘツドの記録再生特性を保磁力1400Oeのメタルテー
プを用いて測定した結果、本発明の貴金属を添加した非
晶質合金膜を用いた磁気ヘツドは、添加しないものに比
較して、１〜6MHzの周波数において約2.5dB高い出力を
示した。
第７図に示したVTR用磁気ヘツドを作製した。第７図に
おいて（イ）において溝32を有するMn−Znフエライトか
らなる基板33を用意し、この基板に第７図（ロ）におい
てCo82Nb6Pt4Zr8の組成を有する厚さ約10μｍの非晶質
合金膜34を高周波２極スパツタ法により被着した。第７
図（ハ）において上記溝32を埋めるようにPb系の低融点
ガラス35を460℃・15分間の加熱により充填し、次いで
第７図（ニ）において基板表面を研剤・研摩してギヤツ
プ構成面36を形成し、ヘツドコア半体ブロツク37とし
た。次いでギヤツプ構成面36にギヤツプ材となるSiO2膜
をスパツタリング法により被着し、第７図（ホ）におい
て巻線窓38を有するヘツドコア半体ブロツク37′と前記
ヘツドコア半体ブロツク37をギヤツプ材を介して接合
し、460℃・15分間の加熱により、前記低融点Pb系ガラ
ス35を再度溶融・固化して接合ブロツク39を作製した。
次に第７図（ホ）における二点鎖線部を切断して第７図
（ヘ）に示した磁気ヘツド40を作製した。さらに、本実
施例で用いたCo82Nb6Pt4Zr8とほぼ同程度の飽和磁束密
度を有するCo84Nb13Zr3の組成の非晶質合金膜を用いて
第７図（ヘ）に示したと同様の磁気ヘツドを作製した。
これらの磁気ヘツドのテープ摺動面41を観察すると第８
図に示したように非晶質合金膜34と低融点Pb系ガラス35
の間に非晶質合金膜とガラスとの反応層42が見られ実効
的なトラツク幅が減少していた。この反応層の厚さはCo
84Nb13Zr3非晶質合金膜を用いた場合に約２μｍである
のに対し、本発明の貴金属を添加した非晶質合金膜を用
いた場合には約１μｍ以下であつた。さらに、これらの
磁気ヘツドの記録再生特性を保磁力1400Oeのメタルテー
プを用いて測定した結果、本発明の貴金属を添加した非
晶質合金膜を用いた磁気ヘツドは、添加しないものに比
較して、１〜6MHzの周波数において約2.5dB高い出力を
示した。
以上のように、本実施例において貴金属を添加した非晶
質合金膜を用いることにより、磁気ヘツド製造工程にお
ける加熱工程において、ガラス等の酸化物との反応層の
生成を抑制し、実効トラツク幅の減少，磁気特性の劣化
を防ぐことにより優れた特性を有する磁気ヘツドが得ら
れることが明らかとなつた。
質合金膜を用いることにより、磁気ヘツド製造工程にお
ける加熱工程において、ガラス等の酸化物との反応層の
生成を抑制し、実効トラツク幅の減少，磁気特性の劣化
を防ぐことにより優れた特性を有する磁気ヘツドが得ら
れることが明らかとなつた。
本発明の効果に、実施例に述べた磁気ヘツドに限定され
るものではなく、少なくとも加熱工程を経て製造される
磁気ヘツドにおいて、磁気回路または磁気シールドに用
いられる磁性膜が大気に露出しているか、フエライト，
セラミツクス，ガラスなどの酸化物と接触しているか、
もしくは酸素を含有する有機物と接触している場合に有
効である。例えば、計算機用デイスク装置等に用いられ
る薄膜磁気ヘツドにおいては、第９図にその断面を示し
たように、下部磁性膜43はセラミツクスからなる基板44
とSiO2またはAl2O3などのギヤツプ規制材45にはさまれ
て構成されており、この上に構成するポリイミド系樹脂
などの充填材46の形成・硬化などのプロセスにおいて、
例えば350℃・10時間の加熱を受ける。さらに上部磁性
膜47はポリイミド系樹脂などの充填材46とAl2O3などの
保護材48にはさまれており、保護材をスパツタリングな
どにより被着する際に300℃以上加熱される。以上のよ
うに、薄膜磁気ヘツドにおいても磁気回路に用いられる
磁性膜は酵素を含むセラミツクス，ガラス，樹脂などと
接触して加熱プロセスを受けるために、本発明のAu,Pt,
Agを含有する非晶質合金を用いることにより、特性の優
れた磁気ヘツドを得ることが出来る。磁気抵抗効果ヘツ
ドにおけるシールド膜に関しても上記薄膜ヘツドと同様
であり、シールド膜は酸化物に接触して加熱工程を受け
るため、本発明のAu,Pt,Agを含有する非晶質合金をシー
ルド膜に用いることにより、優れた特性を有する磁気抵
抗効果型磁気ヘツドを得ることが出来る。
るものではなく、少なくとも加熱工程を経て製造される
磁気ヘツドにおいて、磁気回路または磁気シールドに用
いられる磁性膜が大気に露出しているか、フエライト，
セラミツクス，ガラスなどの酸化物と接触しているか、
もしくは酸素を含有する有機物と接触している場合に有
効である。例えば、計算機用デイスク装置等に用いられ
る薄膜磁気ヘツドにおいては、第９図にその断面を示し
たように、下部磁性膜43はセラミツクスからなる基板44
とSiO2またはAl2O3などのギヤツプ規制材45にはさまれ
て構成されており、この上に構成するポリイミド系樹脂
などの充填材46の形成・硬化などのプロセスにおいて、
例えば350℃・10時間の加熱を受ける。さらに上部磁性
膜47はポリイミド系樹脂などの充填材46とAl2O3などの
保護材48にはさまれており、保護材をスパツタリングな
どにより被着する際に300℃以上加熱される。以上のよ
うに、薄膜磁気ヘツドにおいても磁気回路に用いられる
磁性膜は酵素を含むセラミツクス，ガラス，樹脂などと
接触して加熱プロセスを受けるために、本発明のAu,Pt,
Agを含有する非晶質合金を用いることにより、特性の優
れた磁気ヘツドを得ることが出来る。磁気抵抗効果ヘツ
ドにおけるシールド膜に関しても上記薄膜ヘツドと同様
であり、シールド膜は酸化物に接触して加熱工程を受け
るため、本発明のAu,Pt,Agを含有する非晶質合金をシー
ルド膜に用いることにより、優れた特性を有する磁気抵
抗効果型磁気ヘツドを得ることが出来る。
以上に述べたように、本発明のAu,PtおよびAgを含有し
た非晶質合金膜は飽和磁束密度、結晶化温度が高く、か
つ磁歪定数がほぼ零の優れた特性を有し、酸化物にはさ
まれた状態で加熱工程を受けても酸化反応を生じにくい
ために、磁気特性の劣化を生じ難く、従つてこれらを用
いた磁気ヘツドにおいて優れた磁気ヘツド特性が得られ
ることが明らかである。
た非晶質合金膜は飽和磁束密度、結晶化温度が高く、か
つ磁歪定数がほぼ零の優れた特性を有し、酸化物にはさ
まれた状態で加熱工程を受けても酸化反応を生じにくい
ために、磁気特性の劣化を生じ難く、従つてこれらを用
いた磁気ヘツドにおいて優れた磁気ヘツド特性が得られ
ることが明らかである。
第１図は非晶質合金膜の表面からの深さによる酸素濃度
の変化を示す図、第２図，第３図は非晶質合金膜にAu,P
t,およびAgを添加した膜の焼鈍後のHcの変化を示す図、
第４図はAuを添加した非晶質合金膜におけるBsとTxを示
す図、第５図はAu,Pt,Agを添加した時のλｓの変化を示
す図、第６図，第７図，第８図および第９図はそれぞれ
本発明の非晶質合金膜を用いた磁気ヘツドの実施例を示
す図である。 20,26……Mn−Znフエライト、21,27……高融点ガラス、
22,24,33,44……基板、23,34……非晶質合金膜、25……
主磁極ブロツク、28……補助コアブロツク、29……接合
面、30,39……接合ブロツク、31……垂直磁気記録用単
磁極型ヘツド、32……溝、35……低融点ガラス、36……
ギヤツプ構成面、37……ヘツドコア半体ブロツク、38…
…巻線窓、40……磁気ヘツド、42……反応層、43……下
部磁性膜、45……ギヤツプ規制材、46……充填材、47…
…上部磁性膜、48……保護材。
の変化を示す図、第２図，第３図は非晶質合金膜にAu,P
t,およびAgを添加した膜の焼鈍後のHcの変化を示す図、
第４図はAuを添加した非晶質合金膜におけるBsとTxを示
す図、第５図はAu,Pt,Agを添加した時のλｓの変化を示
す図、第６図，第７図，第８図および第９図はそれぞれ
本発明の非晶質合金膜を用いた磁気ヘツドの実施例を示
す図である。 20,26……Mn−Znフエライト、21,27……高融点ガラス、
22,24,33,44……基板、23,34……非晶質合金膜、25……
主磁極ブロツク、28……補助コアブロツク、29……接合
面、30,39……接合ブロツク、31……垂直磁気記録用単
磁極型ヘツド、32……溝、35……低融点ガラス、36……
ギヤツプ構成面、37……ヘツドコア半体ブロツク、38…
…巻線窓、40……磁気ヘツド、42……反応層、43……下
部磁性膜、45……ギヤツプ規制材、46……充填材、47…
…上部磁性膜、48……保護材。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山下 武夫 東京都国分寺市東恋ヶ窪１丁目280番地 株式会社日立製作所中央研究所内 (72)発明者 椎木 一夫 東京都国分寺市東恋ヶ窪１丁目280番地 株式会社日立製作所中央研究所内 (72)発明者 浜川 佳弘 東京都国分寺市東恋ヶ窪１丁目280番地 株式会社日立製作所中央研究所内 (56)参考文献 特開 昭60−89539（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−193235（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−135620（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−94226（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】磁気回路もしくは磁気シールドの少なくと
も一部に磁性膜を用い、製造工程の少なくとも一部に15
0℃以上の加熱工程を含み、該加熱工程時に上記磁性膜
の少なくとも一部が酸化物と接触して構成されるか、も
しくは露出して構成される磁気ヘッドにおいて、上記磁
性膜として以下の組成を有することを特徴とする非晶質
合金膜を用いた磁気ヘッド。 組成;CoaTbZrcNd 但し、ＴはNb,Ta,W,Mo,V,Crから選択された一種以上で
あり、ＮはAu,Pt,Agから選択された一種以上であり、Nb
の濃度をb1,Taの濃度をb2,Wの濃度をb3,Mo,Cr,Vの濃度
の和をb4と表わしたとき、ｄ≧1,b＝b1＋b2＋b3＋b4,b1
＋b2＋2c≧10,a＋ｄ≧80,−１≦（3c−b1−3b2−5b3−3
b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3＋b4＋ｄ）≦1,a＋ｂ＋ｃ
＋ｄ＝100 - 【請求項２】磁気回路もしくは磁気シールドの少なくと
も一部に磁性膜を用い、製造工程の少なくとも一部に15
0℃以上の加熱工程を含み、該加熱工程時に上記磁性膜
の少なくとも一部が酸化物と接触して構成されるか、も
しくは露出して構成される磁気ヘッドにおいて、上記磁
性膜として以下の組成を有することを特徴とする非晶質
合金膜を用いた磁気ヘッド。 組成;CoaTbZrcNd 但し、ＴはNb,Ta,W,Mo,V,Crから選択された一種以上で
あり、ＮはAu,Pt,Agから選択された一種以上であり、Nb
の濃度をb1,Taの濃度をb2,Wの濃度をb3,Mo,Cr,Vの濃度
の和をb4と表わしたとき、ｄ≧3,b＝b1＋b2＋b3＋b4,b1
＋b2＋2c≧10,a＋ｄ≧80,−１≦（3c−b1−3b2−5b3−3
b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3＋b4＋ｄ）≦1,a＋ｂ＋ｃ
＋ｄ＝100 - 【請求項３】磁気回路もしくは磁気シールドの少なくと
も一部に磁性膜を用い、製造工程の少なくとも一部に15
0℃以上の加熱工程を含み、該加熱工程時に上記磁性膜
の少なくとも一部が酸化物と接触して構成されるか、も
しくは露出して構成される磁気ヘッドにおいて、上記磁
性膜として以下の組成を有することを特徴とする非晶質
合金膜を用いた磁気ヘッド。 組成;CoaTbZrcNd 但し、ＴはNb,Ta,W,Mo,V,Crから選択された一種以上で
あり、ＮはAu,Pt,Agから選択された一種以上であり、Nb
の濃度をb1,Taの濃度をb2,Wの濃度をb3,Mo,Cr,Vの濃度
の和をb4と表わしたとき、ｄ≧3,b＝b1＋b2＋b3＋b4,b1
＋b2＋2c≧10,a＋ｄ≧80,−0.5≦（3c−b1−3b2−5b3−
3b4−4d）／（ｃ＋b1＋b2＋b3＋b4＋ｄ）≦0.5,a＋ｂ＋
ｃ＋ｄ＝100
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60134143A JPH0777008B2 (ja) | 1985-06-21 | 1985-06-21 | 非晶質合金膜を用いた磁気ヘツド |
| US06/875,222 US4766039A (en) | 1985-06-21 | 1986-06-17 | Magnetic head made from amorphous magnetic film |
| EP86304736A EP0206774B1 (en) | 1985-06-21 | 1986-06-19 | Magnetic head made from amorphous magnetic film |
| DE8686304736T DE3674265D1 (de) | 1985-06-21 | 1986-06-19 | Magnetkopf aus amorphem magnetfilm hergestellt. |
| KR1019860004913A KR940003647B1 (ko) | 1985-06-21 | 1986-06-20 | 비정질 합금막을 사용한 자기 헤드 |
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|---|---|---|---|
| JP60134143A JPH0777008B2 (ja) | 1985-06-21 | 1985-06-21 | 非晶質合金膜を用いた磁気ヘツド |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61294621A JPS61294621A (ja) | 1986-12-25 |
| JPH0777008B2 true JPH0777008B2 (ja) | 1995-08-16 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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| JP (1) | JPH0777008B2 (ja) |
| KR (1) | KR940003647B1 (ja) |
| DE (1) | DE3674265D1 (ja) |
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| JP2790451B2 (ja) * | 1987-04-10 | 1998-08-27 | 松下電器産業株式会社 | 窒素を含む軟磁性合金膜 |
| FR2620853B1 (fr) * | 1987-09-18 | 1989-12-01 | Commissariat Energie Atomique | Materiau magnetique composite et son procede de fabrication |
| US5084795A (en) * | 1989-02-08 | 1992-01-28 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Magnetic head and method of manufacturing the same |
| DE69117491T2 (de) * | 1990-11-08 | 1996-09-19 | Sony Corp | Amorphes weichmagnetisches material |
| US5411813A (en) * | 1993-04-08 | 1995-05-02 | Eastman Kodak Company | Ferhgasi soft magnetic materials for inductive magnetic heads |
| US5891586A (en) * | 1995-01-27 | 1999-04-06 | Alps Electric Co., Ltd. | Multilayer thin-film for magnetoresistive device |
| JP2006012250A (ja) * | 2004-06-23 | 2006-01-12 | Tdk Corp | 垂直磁気記録用磁気ヘッド |
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| DE3049906A1 (en) * | 1979-09-21 | 1982-03-18 | Hitachi Ltd | Amorphous alloys |
| JPS5719361A (en) * | 1980-07-11 | 1982-02-01 | Hitachi Ltd | Amorphous alloy for core of magnetic head and magnetic head for video using it |
| JPS5754251A (en) * | 1980-09-15 | 1982-03-31 | Tdk Corp | Amorphous magnetic alloy material |
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| US4578728A (en) * | 1981-12-09 | 1986-03-25 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Magnetic head |
| JPS58139408A (ja) * | 1982-02-15 | 1983-08-18 | Hitachi Metals Ltd | 巻鉄心の製造方法 |
| JPS58150119A (ja) * | 1982-03-02 | 1983-09-06 | Res Inst Electric Magnetic Alloys | 磁気記録再生ヘツド用高透磁率合金およびその製造法ならびに磁気記録再生ヘツド |
| US4608297A (en) * | 1982-04-21 | 1986-08-26 | Showa Denka Kabushiki Kaisha | Multilayer composite soft magnetic material comprising amorphous and insulating layers and a method for manufacturing the core of a magnetic head and a reactor |
| JPS6052544A (ja) * | 1983-09-01 | 1985-03-25 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | アモルファス磁性合金 |
| US4762755A (en) * | 1983-11-02 | 1988-08-09 | Hitachi, Ltd. | Ferromagnetic material and a magnetic head using the same material |
| JPS60202511A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-14 | Canon Electronics Inc | 磁気ヘツド |
| JPS60220914A (ja) * | 1984-04-18 | 1985-11-05 | Sony Corp | 磁性薄膜 |
| CA1281561C (en) * | 1985-07-26 | 1991-03-19 | Unitika Ltd. | Fine amorphous metallic wires |
-
1985
- 1985-06-21 JP JP60134143A patent/JPH0777008B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1986
- 1986-06-17 US US06/875,222 patent/US4766039A/en not_active Expired - Lifetime
- 1986-06-19 DE DE8686304736T patent/DE3674265D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1986-06-19 EP EP86304736A patent/EP0206774B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1986-06-20 KR KR1019860004913A patent/KR940003647B1/ko not_active IP Right Cessation
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|---|---|
| EP0206774A1 (en) | 1986-12-30 |
| EP0206774B1 (en) | 1990-09-19 |
| US4766039A (en) | 1988-08-23 |
| JPS61294621A (ja) | 1986-12-25 |
| KR940003647B1 (ko) | 1994-04-25 |
| KR870000679A (ko) | 1987-02-19 |
| DE3674265D1 (de) | 1990-10-25 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |