WO2007105477A1 - 磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置 - Google Patents

磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置 Download PDF

Info

Publication number
WO2007105477A1
WO2007105477A1 PCT/JP2007/053556 JP2007053556W WO2007105477A1 WO 2007105477 A1 WO2007105477 A1 WO 2007105477A1 JP 2007053556 W JP2007053556 W JP 2007053556W WO 2007105477 A1 WO2007105477 A1 WO 2007105477A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
magnetic head
less
mass
sintered body
conductive compound
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2007/053556
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Toshiyuki Sue
Masahiro Nakahara
Takuya Gentsuu
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kyocera Corp
Original Assignee
Kyocera Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kyocera Corp filed Critical Kyocera Corp
Priority to JP2008505039A priority Critical patent/JPWO2007105477A1/ja
Priority to US12/280,974 priority patent/US20090244772A1/en
Publication of WO2007105477A1 publication Critical patent/WO2007105477A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/31—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive using thin films
    • G11B5/3163—Fabrication methods or processes specially adapted for a particular head structure, e.g. using base layers for electroplating, using functional layers for masking, using energy or particle beams for shaping the structure or modifying the properties of the basic layers
    • G11B5/3173—Batch fabrication, i.e. producing a plurality of head structures in one batch
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y30/00—Nanotechnology for materials or surface science, e.g. nanocomposites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/48—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on zirconium or hafnium oxides, zirconates, zircon or hafnates
    • C04B35/486—Fine ceramics
    • C04B35/488—Composites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
    • C04B35/5607—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on refractory metal carbides
    • C04B35/5626—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on refractory metal carbides based on tungsten carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/58007—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on refractory metal nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62625—Wet mixtures
    • C04B35/6263—Wet mixtures characterised by their solids loadings, i.e. the percentage of solids
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C04B35/62655—Drying, e.g. freeze-drying, spray-drying, microwave or supercritical drying
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • C04B35/645—Pressure sintering
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/31—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive using thin films
    • G11B5/3103—Structure or manufacture of integrated heads or heads mechanically assembled and electrically connected to a support or housing
    • G11B5/3106—Structure or manufacture of integrated heads or heads mechanically assembled and electrically connected to a support or housing where the integrated or assembled structure comprises means for conditioning against physical detrimental influence, e.g. wear, contamination
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/31—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive using thin films
    • G11B5/3109—Details
    • G11B5/3116—Shaping of layers, poles or gaps for improving the form of the electrical signal transduced, e.g. for shielding, contour effect, equalizing, side flux fringing, cross talk reduction between heads or between heads and information tracks
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/31—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive using thin films
    • G11B5/3163—Fabrication methods or processes specially adapted for a particular head structure, e.g. using base layers for electroplating, using functional layers for masking, using energy or particle beams for shaping the structure or modifying the properties of the basic layers
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/31—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive using thin films
    • G11B5/3163—Fabrication methods or processes specially adapted for a particular head structure, e.g. using base layers for electroplating, using functional layers for masking, using energy or particle beams for shaping the structure or modifying the properties of the basic layers
    • G11B5/3169—Working or finishing the interfacing surface of heads, e.g. lapping of heads
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/48—Disposition or mounting of heads or head supports relative to record carriers ; arrangements of heads, e.g. for scanning the record carrier to increase the relative speed
    • G11B5/58—Disposition or mounting of heads or head supports relative to record carriers ; arrangements of heads, e.g. for scanning the record carrier to increase the relative speed with provision for moving the head for the purpose of maintaining alignment of the head relative to the record carrier during transducing operation, e.g. to compensate for surface irregularities of the latter or for track following
    • G11B5/60—Fluid-dynamic spacing of heads from record-carriers
    • G11B5/6005—Specially adapted for spacing from a rotating disc using a fluid cushion
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3206—Magnesium oxides or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3225—Yttrium oxide or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3817—Carbides
    • C04B2235/3839—Refractory metal carbides
    • C04B2235/3847—Tungsten carbides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3856—Carbonitrides, e.g. titanium carbonitride, zirconium carbonitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3852—Nitrides, e.g. oxynitrides, carbonitrides, oxycarbonitrides, lithium nitride, magnesium nitride
    • C04B2235/3886—Refractory metal nitrides, e.g. vanadium nitride, tungsten nitride
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5454—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof nanometer sized, i.e. below 100 nm
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/781—Nanograined materials, i.e. having grain sizes below 100 nm
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/785—Submicron sized grains, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/963—Surface properties, e.g. surface roughness
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/48—Disposition or mounting of heads or head supports relative to record carriers ; arrangements of heads, e.g. for scanning the record carrier to increase the relative speed
    • G11B5/58—Disposition or mounting of heads or head supports relative to record carriers ; arrangements of heads, e.g. for scanning the record carrier to increase the relative speed with provision for moving the head for the purpose of maintaining alignment of the head relative to the record carrier during transducing operation, e.g. to compensate for surface irregularities of the latter or for track following
    • G11B5/60—Fluid-dynamic spacing of heads from record-carriers
    • G11B5/6005—Specially adapted for spacing from a rotating disc using a fluid cushion
    • G11B5/6011—Control of flying height
    • G11B5/6064—Control of flying height using air pressure
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/48—Disposition or mounting of heads or head supports relative to record carriers ; arrangements of heads, e.g. for scanning the record carrier to increase the relative speed
    • G11B5/58—Disposition or mounting of heads or head supports relative to record carriers ; arrangements of heads, e.g. for scanning the record carrier to increase the relative speed with provision for moving the head for the purpose of maintaining alignment of the head relative to the record carrier during transducing operation, e.g. to compensate for surface irregularities of the latter or for track following
    • G11B5/60—Fluid-dynamic spacing of heads from record-carriers
    • G11B5/6005—Specially adapted for spacing from a rotating disc using a fluid cushion
    • G11B5/6082—Design of the air bearing surface

Definitions

  • the present invention relates to a recording medium drive such as a hard disk drive and a tape drive, a magnetic head used for the same, and a magnetic head substrate for forming a slider which is a base of the magnetic head.
  • a magnetic thin film is used as a magnetic head for recording and reproduction of a high density magnetic disk.
  • the magnetic head is required to be excellent in wear resistance, surface smoothness on the air bearing surface, mechanical force, and the like.
  • a base film of amorphous alumina force is formed on a ceramic substrate by sputtering, and an electromagnetic conversion element is mounted on the base film.
  • the electromagnetic transducer exhibits the magnetoresistance effect.
  • an electromagnetic conversion element for example, an MR (Magnetro Resistance) element “hereinafter referred to as” MR element ", a GMR (Giant Magnetro Resistive) element” hereinafter referred to as “GMR element”, or TMR (Tunnel) Magnetro Resistive) elements (hereinafter referred to as "TMR elements”) are used.
  • the ceramic substrate on which the electromagnetic conversion element is mounted is cut into strips, and the cut surface is polished to form a mirror surface, and then a part of the mirror surface is removed to form a recess.
  • the recess is formed by ion milling and reactive ion etching.
  • the magnetic substrate is obtained by dividing the strip-shaped ceramic substrate into chips. In the magnetic head obtained in this manner, the portion which is not removed but remains as a mirror surface becomes an air bearing surface which is made to face the magnetic recording medium, and the concave portion functions as a flow passage for passing air for floating the magnetic head.
  • the flying height (gap) of the magnetic head relative to the recording medium must be extremely low at 10 nm or less.
  • the flying height of the magnetic head If it is smaller, the influence of heat generated by the coil force of the electromagnetic conversion element in the magnetic head becomes relatively strong, causing a problem that the recording stored in the recording medium is destroyed.
  • alumina based composite ceramics are adopted as a material for forming a slider (substrate for a magnetic head) in a magnetic head.
  • various things are proposed as an alumina type composite ceramics (for example, refer patent documents 1-4).
  • Patent Document 1 discloses an alumina-based composite ceramic in which titanium nitride fine particles having a particle size of 2.0 m or less are dispersed in the crystal grains of alumina having crystal grains of 0.5 m ⁇ : LOO m. It is done. This alumina-based composite ceramic is intended to improve strength and heat resistance.
  • Patent Document 2 contains 10 to 25% by weight of titanium nitride, and titanium nitride ultrafine particles are uniformly dispersed in alumina crystal grains, and has a relative density of 96% or more and a volume resistivity of 1 X 1
  • an alumina-based composite ceramic having a sintered body power controlled to a range of 0 4 to 5 ⁇ 10 6 ⁇ ′cm. This alumina-based composite ceramic is intended to achieve high strength, high density, and optimization of specific resistance.
  • Patent Document 3 discloses that 77 to 96% by volume of alumina particles, titanium carbide, titanium nitride, zirconium carbide, zirconium nitride, hafnium carbide, hafnium nitride, hafnium carbide, niobium carbide, niobium nitride, tantalum carbide and nitrided
  • the group force which also has a tantalum power contains 4 to 23% by volume of one or more kinds of conductive compound particles selected, and the average particle diameter of both the alumina particles and the conductive composite particles is 5 ⁇ m or less, Area resistivity
  • This alumina-based composite ceramic is intended to make it possible to carry out useful charge removal in electronic parts.
  • Patent Document 4 exemplifies various ceramics for a magnetic head, and an alumina-tungsten carbide sintered body is illustrated as an alumina-based composite material.
  • Patent Document 1 JP-A-2-229756
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-119112
  • Patent Document 3 Patent No. 3313380
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-348321
  • Patent Documents 1 to 3 are difficult to adopt for a magnetic head which is not intended to be adopted as a slider material of a magnetic head. is there.
  • the alumina-based composite ceramic disclosed in Patent Document 1 is a high-strength, high thermal shock resistance composite ceramic, the fracture toughness is also enhanced. For this reason, it is also difficult to process the magnetic head substrate, which has low machinability, into a magnetic head.
  • Patent Document 2 and Patent Document 3 are high-density composite ceramics, they have low conductivity for use in a magnetic head.
  • the alumina-based composite ceramics proposed in Patent Documents 1 to 3 have a problem that machinability or conductivity is low when they are adopted for a magnetic head. .
  • the alumina / tungsten carbide sintered body disclosed in Patent Document 4 is for a magnetic head, but has a problem that the mechanical property is poor. That is, since tungsten has a large specific gravity with respect to alumina, it tends to cause “sedimentation aggregation etc. to occur when uniformly mixing the raw material powder in the manufacturing process. Therefore, in the obtained substrate for a magnetic head, ion milling processing in manufacturing a magnetic head using a substrate for a magnetic head that causes aggregation defects can not perform high-precision processing due to the aggregation defects. . As a result, it becomes difficult to control the flying surface of the magnetic head to the target surface roughness, and it becomes difficult to keep the flying height of the magnetic head constant. In particular, it can not be adopted as a low-profile magnetic head.
  • An object of the present invention is to provide a material for a magnetic head having both machinability and conductivity.
  • the conductive compound comprises a sintered body containing 35% by mass or more and 60% by mass or less of alumina and 40% by mass or more and 65% by mass or less of a conductive compound, Containing at least one selected from carbides, nitrides and carbonitrides of tungsten, and having a maximum crystal grain size of 4 ⁇ m or less (excluding 0 ⁇ m) in the sintered body, A magnetic head substrate is provided.
  • the slider in the magnetic head provided with a slider and an electromagnetic transducer, contains 35% by mass or more and 60% by mass or less of alumina, and 40% by mass of a conductive compound. %, And the conductive compound contains at least one selected from carbides, nitrides and carbonitrides of tandasten; A magnetic head is provided having a maximum grain size of 4 ⁇ m or less (except 0 ⁇ m).
  • the slider has an air bearing surface and a recess for introducing air.
  • the recesses preferably have an arithmetic mean height Ra at the surface of 20 nm or less.
  • a magnetic head according to the second aspect of the present invention, a recording medium having a magnetic recording layer for recording and reproducing information by the magnetic head, and the recording medium. And a motor for driving the recording medium.
  • the sintered body has an average crystal grain size of: L m or less (with the exception of 0 ⁇ m)
  • the alumina has an average crystal grain size of 1 ⁇ m or less (excluding 0 ⁇ m).
  • the conductive compound is a carbide of tungsten.
  • the conductive compound preferably has, for example, an average crystal grain size of 10 nm (0.01 ⁇ m) or more and 1 ⁇ m or less, and includes particles having a wedge shape.
  • the main surface on which the electromagnetic conversion element is formed and the depth of the end surface force of the slider are lmm in a plane parallel to the main surface and the end surface.
  • the distribution density of the crystal grains of the conductive composite is 5 ⁇ 10 5 pieces Z mm 2 or more.
  • the sintered body has a thermal conductivity of, for example, 30 WZ (m ⁇ k) or more, and a bending strength of, for example, 700 MPa or more.
  • carbides, nitrides and carbonitrides of tungsten are contained that contain 35% by mass or more and 60% by mass or more of alumina and 40% by mass or more and 65% by mass or less of the conductive compound. Containing at least one selected from the It can be held. Further, since the maximum grain size force m of the sintered body is set to m or less (but excluding 0 m), the aggregation of the alumina and the conductive compound is suppressed, and the structure is made uniform. The machinability can be improved. Therefore, it is possible to provide a magnetic head excellent in floating characteristics for the purpose of the surface roughness of the machined surface.
  • the slider since the slider has the same composition and structure as the magnetic head substrate, the machinability is good while maintaining the conductivity appropriately. Since it can be used, the floating characteristic is excellent.
  • the carbide of tungsten is greater than the nitride or carbonitride of tandasten. Since it is inexpensive, it is advantageous in terms of manufacturing cost.
  • tungsten carbide is used as the conductive composite, a large resistance between the abrasive grains and the tungsten composite can be secured when the magnetic head substrate or a divided piece thereof is polished. The lapping rate of the magnetic head substrate or its divided pieces can be improved.
  • the crystal particles of the conductive compound include particles having a trapezoidal shape
  • the conductivity of the crystal phase of alumina can be increased when the magnetic head is manufactured.
  • the anchor effect of the crystal particles of the compound it is possible to suppress the precipitation of the crystal particles of alumina and the crystal particles of the conductive composite. Therefore, the substrate for the magnetic head of the present invention is excellent in machinability, and the surface roughness of the machined surface can be made to be a target, so that the floating amount of the magnetic head can be stabilized.
  • the magnetic head substrate and the slider of the magnetic head when the average crystal grain size of the conductive compound is 10 nm (0.01 ⁇ m) or more and 1 ⁇ m or less, the magnetic head substrate and the slider The resistance value can be made uniform throughout, and the volume specific resistance can be made 1 ⁇ 'cm or less.
  • the plane parallel to the main surface or the end surface in the area from the main surface or the end surface where the electromagnetic conversion element is formed is lmm. If the distribution density of the crystal particles of the conductive composite in this case is 5 ⁇ 10 5 and Z mm 2 or more, the structure is The machinability can be further improved because Also, while maintaining the conductivity properly, the charged area at the end face of the slider is reduced (dispersed), so that the generation of static electricity can be suppressed. Furthermore, if the distribution density is 5 ⁇ 10 5 pieces Z mm 2 or more, the heat dissipation of the crystal particles of the conductive composite is good, so that the heat dissipation can be enhanced as a whole of the sintered body.
  • the thermal conductivity is 30%.
  • the heat generated from the coil curl of the electromagnetic conversion element in the magnetic head can be dissipated quickly, so that the recording stored in the recording medium is prevented from being destroyed by the heat U can do.
  • the bending strength is 700
  • microcracks can be appropriately prevented, and as a result, it is possible to suppress the shedding of alumina and conductive composites, and therefore, it has good CSS (contact 'start' top) characteristics. A magnetic head can be obtained.
  • the arithmetic average height Ra of the surface of the recess in the slider is 2
  • the thickness is less than O nm (except for O nm), the smoothness of the concave portion is improved, so that the floating characteristics can be stabilized.
  • the floating characteristics of the magnetic head are stable, even if the slider is miniaturized, the floating amount can be kept constant. Information can be recorded and reproduced accurately over a long period of time.
  • FIG. 1 is a plan view showing an example of a recording medium drive device according to the present invention.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view taken along line II-II in FIG.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view taken along the line III-III in FIG.
  • FIG. 4 is an overall perspective view showing an example of a magnetic head according to the present invention.
  • FIG. 5 is a schematic view showing the structure of the slider of the magnetic head and the substrate for the magnetic head according to the present invention.
  • FIG. 6 is a schematic view of crystal particles of a wedge-shaped conductive compound.
  • FIG. 7A is a perspective view for explaining a manufacturing process of a magnetic head substrate
  • FIG. FIG. 7 is a perspective view of a collective substrate for describing a process of forming an electromagnetic transducer on a substrate for a magnetic head.
  • FIGS. 8A and 8B are perspective views for explaining a process for cutting a magnetic head substrate to obtain a strip.
  • FIG. 9 is a perspective view showing a schematic configuration of a lapping apparatus used for polishing a short strip.
  • FIG. 10 is a front view showing a part of the lapping apparatus shown in FIG. 9 in cross section.
  • FIG. 11 It is a perspective view for demonstrating the process of forming a recessed part in a short strip piece.
  • FIG. 12 It is a perspective view for demonstrating the process of cut
  • FIG. 13 is a perspective view showing a state in which divided pieces of a magnetic head substrate are arranged on a lapping jig in the lapping apparatus shown in FIG.
  • the disk drive 1 shown in FIGS. 1 to 3 corresponds to an example of a recording medium drive device, and a magnetic head 2 and magnetic disks 3A, 3B, and The rotary drive mechanism 4 is accommodated.
  • the magnetic head 2 is for accessing an arbitrary track, and performing recording and reproduction of information.
  • the magnetic head 2 is supported by the actuator 5 via a suspension arm 50, and moves on the magnetic disks 3A and 3B in a noncontact manner. More specifically, the magnetic head 2 is rotatable in the radial direction of the magnetic disks 3A and 3B with the actuator 5 as a center, and is reciprocable in the vertical direction.
  • the magnetic head 2 includes an electromagnetic transducer 20 and a slider 21.
  • the electromagnetic conversion element 20 exerts a magnetoresistive effect, and for example, an MR (Magnetro Resistive) element “hereinafter referred to as“ MR element ”), GMR (Giant Magnetro) Resistive) element
  • MR element Magnetic Reistive
  • GMR element GMR (Giant Magnetro) Resistive
  • TMR element TMR (Tunnel Magnetro Resistive) element
  • the slider 21 is to be a base material of the magnetic head 2 and has an air bearing surface 22 and a recess 23.
  • the air bearing surface 22 is a surface facing the magnetic disk 3 and is formed as a mirror surface.
  • the recess 23 functions as a flow path for passing air for levitating the magnetic head.
  • the recess 23 is formed to a target depth and shape by ion milling force or reactive ion etching, and the arithmetic average height Ra on the surface is, for example, 20 nm or less (except for Onm). . If the recess 23 is formed to such a surface roughness, the smoothness of the recess 23 is improved and the flow of air can be appropriately controlled, so that the floating characteristics of the magnetic head 2 can be stabilized.
  • the slider 21 is made of a sintered body 6 containing 35% by mass or more and 60% by mass or less of alumina and 40% by mass or more and 65% by mass or less of the conductive composite. .
  • the ratio of alumina and conductive compound in the sintered body 6 (slider 21) is obtained by ICP (Inductivity Coupled Plasma) emission analysis to determine the ratio of aluminum and tungsten, and aluminum is converted to an oxide by weight, and tungsten Can be determined in terms of the weight of carbide, nitride or carbonitride according to the type of the conductive compound.
  • the sintered body 6 contains crystal particles 60 of alumina and crystal particles 61 of conductive complex, and has a maximum crystal grain size force m or less (except 0 m), preferably 1 ⁇ m or less It is assumed.
  • a slider 21 can prevent aggregation of the crystal particles 60 of alumina and the crystal particles 61 of the conductive composite, so that the structure can be made uniform, so the surface roughness can be reduced. While improving the uniformity of the tissue, the proper conductivity is maintained.
  • the crystal particle 60 of alumina has, for example, an average crystal grain size of 1 ⁇ m or less (excluding m).
  • the crystal grains 61 of the conductive composite are at least one compound selected from carbides, nitrides and carbonitrides of tungsten, preferably tungsten carbide. If a carbide of tungsten is used as the conductive composite, the carbide of tungsten is less expensive than the nitride or carbonitride of tungsten, which is advantageous in terms of manufacturing cost.
  • the crystal particles 61 of the conductive compound have, for example, an average crystal grain size of 10 m m (0.01 111) or more and 1111 or less.
  • the maximum crystal grain size and average crystal grain size of the alumina crystal particle 60 and the conductive compound crystal particle 61 can be determined, for example, by using a scanning electron microscope (SEM) for the end face 24 of the slider 21 or the target cross section.
  • SEM scanning electron microscope
  • An image in the range of 5 ⁇ 8 ⁇ m to 20 ⁇ 32 ⁇ m taken using a magnification appropriately selected from 3250 to 13000 times the magnification according to the size of the maximum grain size and the average grain size Can be calculated by analysis using image analysis software (Image-Pro Plus).
  • the crystal particles 61 of the conductive compound preferably include particles having a wedge shape. If the crystal particle 61 of the conductive compound contains a wedge-shaped particle! /, The anchoring effect of the crystal particle 61 of the conductive compound on the crystal particle 60 of alumina causes the alumina and the conductivity to be reduced. Both of the crystal particles 60 and 61 of the mixture are disaggregated.
  • the end face 24 of the slider 21 on the side of the electromagnetic conversion element 20 or the mirror surface obtained by polishing the area of lmm or less from the end face 24 is observed with a scanning electron microscope (SEM) or the like.
  • SEM scanning electron microscope
  • FIG. 6 it is a particle having one or more corners having a crossing angle repulsion of less than S 90 ° formed by the contour line of the crystal particle 61 of the conductive composite.
  • the smallest angle of intersection, ⁇ is preferably located vertically to the air bearing surface 22 (see FIG. 4) of the magnetic head 2 because the anchor effect is obtained.
  • the slider 21 has crystal particles of the conductive compound in a plane 25 parallel to the end face 24 in a region where the depth D from the end face 24 on the electromagnetic conversion element 20 side is up to 1 mm.
  • the distribution density of 61 (see FIG. 5 and FIG. 6) is preferably 5 ⁇ 10 5 Zmm 2 or more.
  • the distribution density of the crystal particles 61 of the conductive composite is more preferably 1 ⁇ 10 6 Z mm 2 or more.
  • the distribution density of the crystal grains 61 of the conductive compound in the plane 25 with the depth D from the end face 24 to 1 mm is 5 ⁇ 10 5 pieces Z mm 2 or more, the conduction is more appropriately conducted.
  • the electrical property can be maintained, and the generation of static electricity can be suppressed because the withstand voltage area at the end face 24 is reduced (dispersed).
  • the distribution density is 5 ⁇ 10 5 pieces or more and Z mm 2 or more, the heat dissipation property of the sintered body 6 can be enhanced as the heat dissipation property of the crystal particle 61 of the conductive composite is good. it can.
  • the area where the distribution density is to be measured is a plane 25 parallel to the end face 24 in the area where the depth D from the end face 24 to 1 mm is the heat dissipation force at the end face 24 This is to affect the destruction of the recording of the disks 3A and 3B.
  • the measurement plane of the distribution density may be this end face 24 or a cross section as long as the depth D from the end face 24 is a region up to 1 mm.
  • the measurement range of the distribution density is preferably 20 m ⁇ 20 / z m on the measurement surface. Within this range, the dispersion of the crystal particles 61 of the conductive compound can be sufficiently confirmed.
  • the distribution density of 5 ⁇ 10 5 Z mm 2 or more means that 200 or more conductive compound particles 2 exist, for example, in a range of 20 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m at the end face 24 or the target cross section.
  • the condition can be determined from an image at a magnification of 7000x to 13000x taken with a scanning electron microscope.
  • the slider 21 further has a thermal conductivity of, for example, 30 WZ (m * k) or more, and a bending strength of, for example, 700 MPa or more.
  • the thermal conductivity is set to 30 WZ (m'k) or more, the heat generated from the coil formed in the magnetic head 2 can be quickly dissipated, so the recording stored in the magnetic disks 3A and 3B Can be prevented from being destroyed by heat.
  • the bending strength is set to 700 MPa or more, microcracks can be prevented, so it is possible to suppress the dropping of alumina and the conductive composite and magnetic properties having good CSS (contact 'start' stop) characteristics. You can get a head.
  • the thermal conductivity of the sintered body 6 forming the slider 21 conforms to JIS R 1611—1997.
  • the bending strength can be evaluated by three-point bending strength in accordance with JIS R 1601-1995.
  • the magnetic disks 3A and 3B shown in FIGS. 1 to 3 correspond to an example of a recording medium, and are provided with a magnetic recording layer (not shown). These magnetic disks 3A, 3B are formed in a disk shape having through holes 3 OA, 30B.
  • the rotation drive mechanism 4 is for rotating the magnetic disk 3 and includes a motor 40 and a rotation shaft 41.
  • the motor 40 is for applying a rotational force to the rotating shaft 41 and is fixed to the bottom wall 11 of the case 10.
  • the rotating shaft 41 is rotated by the motor 40 and is for supporting the magnetic disks 3A and 3B.
  • the hub 42 is fixed to the rotating shaft 41.
  • the knob 42 rotates with the rotation shaft 41 and has an insertion portion 43 and a flange portion 44.
  • the magnetic disks 3A, 3B are stacked on the flange portion 44 via the spacers 45, 46, 47 in a state where the insertion portion 43 is inserted into the through holes 30A, 30B.
  • the magnetic disks 3A and 3B are fixed to the hub 41 and then to the rotating shaft 40 by fixing the clamp 49 to the spacer 47 with a screw 48.
  • the rotation mechanism 4 as described above, by rotating the rotating shaft 41 by the motor 40, the hub 42 and thus the magnetic disks 3A and 3B are rotated.
  • a disk-shaped magnetic head substrate 7 is formed.
  • the magnetic head substrate 7 is manufactured by pressure sintering using granules obtained by mixing and granulating the material powder.
  • the material powder those containing 35 mass% or more and 60 mass% or less of alumina powder and 40 mass% or more and 65 mass% or less of the conductive composite are used.
  • the material powder in order to promote sintering and make the sintered body more compact, a small amount of Yb O, Y O, and MgO is used.
  • the mixing of the material powders is carried out using, for example, a ball mill, a vibrating mill, a colloid mill, an attritor, or a high speed mixer.
  • the alumina powder for example, one having an average particle diameter of 0.3 ⁇ m or more and 0.7 ⁇ m or less is used. Alumina powder having an average particle size of not less than 0.13 and not more than 0. 1 is used. The reason is that if the average particle size of the alumina powder exceeds 0.7 m, the densification of the sintered body becomes insufficient and the strength becomes insufficient, and if it is less than 0.3 m, the formability deteriorates or It is difficult to control the sintering immediately. Therefore, by using an alumina powder having an average particle diameter of 0.3 m or more and 0.7 m or less, the densification of the sintered body is promoted, and the strength necessary for the magnetic head substrate 7 is easily made. Can be obtained. In particular, by using an alumina powder having an average particle diameter of not less than 0.55 111 and not more than 0.5 / zm, an average particle diameter of crystal particles of alumina can be reduced to not more than 1.0 m.
  • the conductive compound at least one of carbides, nitrides and carbonitrides of tungsten (W) having an average particle diameter of lO nm or more and 800 nm or less is used, and among them, nitride tungsten is particularly preferable. It is preferable to use tungsten carbide, which is less expensive than tungsten carbide or carbonitride. This would be advantageous in terms of manufacturing cost.
  • the conductive compound having an average particle size of 1 O nm to 800 nm is that if the average particle size is less than 1 O nm, the aggregation of the powder of the conductive compound particles is too strong to easily form an aggregate.
  • the sinterability at low temperatures tends to deteriorate. Therefore, no aggregates are formed and the average crystal grain size of the conductive compound is made lO nm or more and 1 ⁇ m or less by using an average particle diameter of 10 nm or more and 800 nm or less as the powder of the conductive compound particles. It is possible to obtain a magnetic head substrate 7 which is excellent in sinterability at low temperatures.
  • the average particle diameter of the alumina powder and the powder of the conductive compound can be measured by a liquid phase sedimentation method, a centrifugal sedimentation light transmission method, a laser diffraction scattering method, a laser Doppler method or the like.
  • Granulation into granules is carried out by adding a forming aid such as a binder and a dispersing agent to a mixture of material powders and uniformly mixing the mixture, and then using a rolling granulator, a spray dryer, a compression granulator, etc. It can be carried out using various granulators of
  • Pressure sintering is performed in a reducing atmosphere after the obtained granules are formed into a desired shape by a forming means to obtain a formed body.
  • the forming is performed by known means such as dry pressure forming and cold isostatic pressing.
  • the reducing atmosphere is achieved, for example, by argon, helium, neon, nitrogen, vacuum.
  • the pressure is preferably set to 30 MPa or more. That Thus, the densification of the sintered body is promoted, and the strength required for the magnetic head substrate 7, for example, the bending strength can be made 700 MPa or more. If the bending strength of the magnetic head substrate 7 can be made 700 MPa or more, the occurrence of microcracks can be appropriately prevented.
  • the magnetic head substrate 7 since it is possible to suppress the dropping of alumina particles and conductive compound particles, it is possible to provide a magnetic head having good CSS (contact'start'stop) characteristics.
  • the bending strength can be evaluated by three-point bending strength in accordance with JIS R 1601-1995.
  • the sintering temperature is, for example, not less than 1400 ° C. and not more than 1700 ° C. This is because if the sintering temperature is less than 1400 ° C., the material powder can not be sintered sufficiently, and if it exceeds 1700 ° C., the particles of the conductive compound aggregate immediately after aggregation of the particles of the conductive compound. It is because it can not fully exhibit the functions originally provided.
  • a shielding material containing a carbonaceous material around the above-mentioned molded body and to perform pressure sintering.
  • the conductive compound particles can be prevented from being denatured into oxide particles, and a magnetic head substrate 7 having excellent mechanical properties can be obtained.
  • the magnetic head substrate 7 formed in this manner contains 35% by mass or more and 60% by mass or less of alumina (crystal particles 60), and 40 of the conductive compound (crystal particles 61). In addition to being contained by mass% or more and 65 mass% or less, it becomes a sintered body 6 having a maximum crystal grain diameter force m or less (excluding 0 m).
  • a sintered body substrate 7 for a magnetic head
  • the content of the conductive compound (crystal particle 61) which does not reduce the removal rate of C.sub.2 is 65% by mass or less, it is possible to properly maintain the sliding characteristics without damaging the surface quality.
  • the ratio of the content of force impurities which indicates that the total of alumina and conductive composite particles in the sintered body 6 (substrate 7 for magnetic head) is 100% by mass, to not more than 0.5% by mass May contain!
  • the ratio of alumina and conductive composite particles in the sintered body 6 is the same as in the case of the slider 21; alumina by the ICP (Inductivity Coupled Plasma) emission analysis method It can be determined based on the ratio of tungsten.
  • the sintered body 6 (substrate 7 for magnetic head) is not limited to the particle diameter of the material powder, the sintering conditions (sintering temperature and sintering
  • the average crystal grain size of the crystal particles 61 of the conductive compound is, for example, 10 nm (0.01 ⁇ m) or more and 1 ⁇ m or less by appropriately adjusting the consolidation pressure), and the main surface on which the electromagnetic conversion element is formed.
  • the distribution density in the plane 71 (see FIG. 7) parallel to the major surface 70 in the region up to 1 mm in depth is 5 ⁇ 10 5 pieces Z mm 2 or more.
  • the resistance value is uniformly made over the entire magnetic head substrate 7.
  • the volume resistivity can be reduced to 1 ⁇ 'cm or less.
  • the distribution density of the crystal particles 61 of the conductive composite is set to 5 ⁇ 10 5 pieces Z mm 2 or more, the machinability can be made favorable while maintaining the conductivity. And heat dissipation can be enhanced.
  • the definition and measurement method of the distribution density of the crystal particles 61 of the conductive compound are the same as in the case of the slider 21.
  • the crystal particles 61 of the conductive compound are aggregated to some extent to form a part of the crystal particles 61 of the conductive compound in a wedge shape.
  • the definition of the wedge shape is the same as that described for the slider 21 with reference to FIG.
  • the anchor effect of the crystal particles 61 of the conductive composite on the alumina crystal particles 60 causes the crystals of alumina to be crystallized.
  • the particles 60 and the conductive composite particles 61 fall apart. Therefore, the substrate 7 for the magnetic head is excellent in machinability, and the surface roughness of the machined surface can be made to be a target, so that it is possible to provide the magnetic head 2 with stable floating characteristics.
  • the thermal conductivity of the sintered body can be made, for example, 30 WZ (m'k) or more.
  • the slider 21 magnetic head 2 obtained from the magnetic head substrate 7 has excellent thermal conductivity. Therefore, since the heat generated from the coil (not shown) of the electromagnetic conversion element 20 in the magnetic head 2 can be released quickly, in the magnetic head substrate 7, the recording stored in the recording medium is destroyed by the heat. It is possible to provide a magnetic head 2 capable of suppressing
  • the thermal conductivity can be measured in accordance with JIS R 1611-1997.
  • FIG. 7B after an underlayer film of amorphous alumina force is formed on the magnetic head substrate 7 by bias sputtering on the magnetic head substrate 7 in advance.
  • a plurality of electromagnetic conversion elements 80 are fabricated at once to form a collective substrate 8.
  • the plurality of electromagnetic transducers 80 are formed on the magnetic head substrate 7 by forming, for example, a gap film, a protective film, upper and lower magnetic pole films, a coil film, and an insulating film, using semiconductor integration technology.
  • the gap film and the protective film are formed as an alumina sputtered film, for example, by bias sputtering.
  • the upper and lower magnetic pole films and the coil film are formed by plating, for example.
  • the upper and lower magnetic pole films are made of, for example, a Ni-Fe alloy, and the coil film is made of, for example, copper.
  • the insulating film is for maintaining insulation between the magnetic pole film and the coil and between the coils, and is formed, for example, by photolithography using a thermosetting resin having insulation.
  • the collective substrate 8 is cut to obtain strip pieces 81.
  • a first cutting process for cutting the collective substrate 8 into a square shown in FIG. 8A, and a second cutting process for cutting the strip 81 into one unit of a row in which the electromagnetic conversion elements 80 shown in FIG. 8B are arranged. Includes cutting and cutting.
  • the first and second cutting processes are performed using, for example, a diamond cutter.
  • the lapping apparatus 9 is provided with a lapping machine 90, a lapping jig 91 and a container 92.
  • the lapping machine 90 is rotated by a drive unit (not shown), and is made of, for example, tin and has a flatness of 10 / z m or less and a Vickers hardness (H 2) of 78 MPa.
  • This latching board 90 has a spiral groove 93.
  • the groove 93 has a rectangular cross section, and the pitch Pt is set to, for example, 0.1 to 0.5 mm.
  • the wrap jig 91 is for holding the short strip pieces 81, and is formed in a disk shape.
  • the lap jig 91 is vertically reciprocated by an actuator (not shown), and is configured to press the held strip 81 against the lap 90 with a predetermined pressure.
  • the container 92 holds the polishing liquid 94 supplied to the lapping machine 90.
  • Polishing solution 94 For example, it is possible to use a slurry having a concentration of 0.1 to 1. OgZL containing abrasive particles and a pH of 7.5 to 8.5. As abrasive grains, for example, diamond granules having an average particle size of 0.05-0.15 m can be used.
  • a recess 83 is formed on the polished surface 82 of the short strip 81.
  • the recessed portion 83 functions as a flow path (recessed portion 23) for passing air for floating the magnetic head 2 (see FIG. 4), and a portion of the polishing surface 82 which is not removed but remains as a mirror surface is
  • the air bearing surface 22 (see FIG. 4) is made to face the magnetic recording medium in the head 2.
  • the recess 83 is formed to have a target shape, depth and surface roughness by, for example, ion milling or reactive ion etching. Arithmetic mean roughness Ra on the surface of the recess 83 is, for example, 20 nm or less (excluding O nm).
  • the smoothness of the recess 23 (see FIG. 4) in the magnetic head 2 is improved, and the air flow can be properly controlled, so the floating characteristics of the magnetic head 2 are stabilized.
  • test pieces different in composition and tissue condition were used to study the influence of the composition and tissue condition on mechanical properties.
  • the test piece forms a compact using a slurry containing a material powder prepared to a target composition, and then compacts this compact under pressure to form a magnetic head substrate, and cuts the magnetic head substrate. It produced by doing.
  • alumina As the material powder, alumina, a conductive compound and Yb O are used, and these material powders are used.
  • the dispersant was added to
  • the alumina and the conductive composite in the sintered body are selected.
  • the content of 2 3 was 0.2 mass%.
  • the formed body was formed into granules by injecting the slurry into a spray dryer to form granules, and then spraying 10% of ion-exchanged water onto granules to form a binder, followed by dry pressing.
  • the pressure sintering was carried out in an argon atmosphere by placing the compact in a mold (diameter 127 mm, depth 2 mm).
  • the sintering temperature is as shown in Table 1 below.
  • test pieces were cut into a plate of 10 mm ⁇ 10 mm ⁇ 2 mm and a plate of 20 mm ⁇ 50 mm ⁇ I. 2 mm by cutting the magnetic head substrate.
  • the texture state of the test piece was observed as the average crystal grain size of each of alumina and the conductive compound, the maximum crystal grain size of the test piece, and the average crystal grain size.
  • the maximum crystal grain size and the average crystal grain size are photographed using a scanning electron microscope (SEM) by selecting an appropriate magnification from 3250 to 13000 times according to the size of the maximum crystal grain size and the average crystal grain size.
  • SEM scanning electron microscope
  • the image in the range of 5 ⁇ m 8 ⁇ -20; ⁇ 32; ⁇ was calculated by analyzing using an image analysis software (Image-Pro Plus). Table 1 shows the average grain size of each of the alumina and the conductive composite, the maximum grain size of the test piece, and the calculation result of the average grain size.
  • the composition of the test piece was calculated as the weight ratio of alumina to the conductive composite.
  • an IC P (Inductivity Coupled Plasma) emission analyzer manufactured by Seiko Instruments Inc., SPS 12
  • the ratio of aluminum and tungsten was determined using OOVR).
  • OOVR Integrated Multi-Respray Detection-S-Oxide
  • tungsten it is converted to the weight of carbide, nitride or carbonitride depending on the kind of conductive alloy, and their ratio (% By weight) was calculated.
  • the calculation results of the weight ratio are shown in Table 1.
  • the mechanical properties are evaluated as lapping rate, surface roughness of concave portion, and Vickers hardness.
  • the lapping rate was evaluated as a polishing amount per unit time using a lapping apparatus 9 (lapping master SFT 9 ′ ′ type) shown in FIG. 9 and FIG.
  • a slurry of pH 8.1 was used in which diamond globules having a diameter of 0.1 m were dispersed at a concentration of 0.5 g ZL, and the lapping machine 90 had a flatness of 10 m or less and a Vickers hardness (H) of 7 8 MPa,
  • the pitch Pt of the grooves 95 was made of tin 0.3 mm, and the rotational speed of the lapping machine 90 was set to 0.65 mZ seconds as the peripheral speed, as shown in FIG.
  • the lapping rate was determined by the thickness (t) of the test piece 95 before wrapping and the wrapping
  • the thickness (t.sub.2) of the later test piece 95 was measured using a dial gauge, and the difference (t.sub.b.sub.at) was determined by dividing it by the time required for the lap force.
  • the surface roughness of the recesses was measured according to JIS B 0601-2001 using an atomic force microscope as the arithmetic mean height (Ra). However, the evaluation length was 10 m.
  • the recesses were formed by using a silicon milling apparatus (“AP-MIED type” manufactured by Nippon Denshi K.K.). Ion milling was performed on a 20 mm ⁇ 50 mm ⁇ 1.2 mm test piece using Ar + ions at an acceleration voltage of 3 kV / 30 mA, a collision angle of 35 degrees, and an ion milling depth of 0.2 m.
  • the alumina contains 35 mass% or more and 60 mass% or less, and the conductive compound 40 mass% or more and 65 mass% or less, and the largest crystal grain of the sintered body (test piece)
  • the sample of the present invention (No. 2, 4, 6, 8, 10 12, 14 19, 22, 24, 27, 29, 34, 36) having a diameter of 4 m or less has a lapping rate of not less than 0. 064 ⁇ mZ min
  • the arithmetic mean height Ra of recesses after ion milling is 22 nm or less, the Vickers hardness is 19.2 GPa or more, and the dispersion of the structure of alumina and conductive compound after ion milling is very high. It was possible to obtain a highly accurate surface.
  • the samples having an average crystal grain size of 1 m or less of the sintered body (test piece) excluding No. 24 have the arithmetic average height Ra of the recess after ion milling Was able to obtain an even more accurate surface of 21 nm or less.
  • the average crystal grain size of conductive compound particles excluding No. 6 is 10 nm (0.01 ⁇ m). m) In all the samples made 1 ⁇ m or less, the arithmetic average height Ra after ion milling was able to obtain an even more accurate surface of 20 nm or less.
  • tungsten carbide as a conductive composite No. 2, 4 to 6, 8, 10 to 12, 14 to 19, 22, 24, 36 have resistance to diamond particles compared to other conductive composites (WN, WCN) It was found that the lapping rate was higher than 0.993 ⁇ m Zmin.
  • sample No. 1 since the average particle diameter of the alumina powder was 0.3 ⁇ m or less, the dispersibility of the alumina powder itself was deteriorated, and the elastic recovery of the molded body was also increased. Result It was not possible to sinter well. Since sample No. 7 had a pressure sintering temperature of less than 1400 ° C., sample No. 21 could not be sintered sufficiently because it used pressureless sintering, and all evaluations should be conducted. I was able to
  • the alumina 60 wt% or more 35% by mass or less, the sample containing no conductive compound in 40 mass% or more 65 wt 0/0 or less (No. 9, 13, 26, 30, 31, 35)
  • the lapping rate was as low as 0. 045 ⁇ m Zmin, and the machinability of the sample with an arithmetic mean height Ra of around 25 mm after ion milling was reduced.
  • Test pieces were produced in the same manner as in Example 1. However, for each of the alumina and conductive composite particles in the sintered body (test piece), the average grain size and content are adjusted as shown in Table 2, and the sintering temperature is adjusted. The distribution density of conductive compound particles in the test piece was adjusted. Moreover, as a test piece, the plate-like 10 mm x 10 mm x 2 mm and the long shape of 20 mm x 50 mm x 3.5 mm were produced by cutting the sintered body.
  • the distribution density was determined by subjecting the test piece to lapping under the same conditions as in Example 1, and using a scanning electron microscope, the conductive composite particles in the range of 20 m x 20 m of the lapped surface. It was confirmed by counting the number of Magnification of scanning electron microscope is 7000-1300 0x range force An optimal magnification was selected. In the observation of the scanning electron microscope, the shape of the conductive composite particles was simultaneously confirmed.
  • the volume resistivity was measured in accordance with JIS C 2141-1992.
  • the lapping rate was measured in the same manner as in Example 1.
  • the maximum chipping amount was also measured for the groove surface force when a groove was formed using a test piece with a slicer (“SPG 25 N-13 K type” manufactured by Fujikoshi Co., Ltd.).
  • As test pieces ten pieces each having a length of 2 O mm ⁇ 50 mm ⁇ 3.5 mm were prepared for each sample.
  • As a diamond blade in the slicer SD1200EL-lHZSize (diamond blade size 99 mm wide x 40 mm high x 0. 07 mm thick) was used.
  • the grooves were formed at a processing depth of 3.5 mm, a processing pitch of 2 mm, and a processing length of 50 mm as a feed speed of a diamond blade of 220 mm Zmin and a rotation speed of 100 rpm.
  • the groove surface was photographed at a magnification of 1000 using a metallurgical microscope, and the maximum tibbing amount was calculated by analyzing an image in the range of 60 m ⁇ 80 m.
  • the sample having the distribution density of conductive composite particles of 5 ⁇ 10 5 pieces or more and Z mm 2 or more (No. 41 47) has a volume resistivity of 3 X 10 _3 ⁇ 'cm or less and Teigu maximum Chibbingu amount was as follows and the small 11 m.
  • the samples (o. 41 to 45) containing particles of a wedge shape as the conductive compound particles were able to further reduce the maximum tibbing amount to 6 m or less.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Adjustment Of The Magnetic Head Position Track Following On Tapes (AREA)
  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
  • Magnetic Heads (AREA)
  • Ceramic Products (AREA)

Abstract

　本発明は、アルミナを３５質量％以上６０質量％以下、導電性化合物を４０質量％以上６５質量％以下含有する焼結体からなる磁気ヘッド用基板に関する。導電性化合物は、タングステンの炭化物、窒化物および炭窒化物のうちから選択される少なくとも１種を含んでいる。前記焼結体の最大結晶粒径が４μｍ以下（但し、０μｍを除く）である。本発明ではさらに、前記磁気ヘッド用基板から形成されたスライダを備えた磁気ヘッド、およびその磁気ヘッドを備えた記録媒体駆動装置が提供される。

Description

磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置
技術分野
[0001] 本発明は、ハードディスクドライブやテープドライブ等の記録媒体駆動装置、これに 用いられる磁気ヘッド、および磁気ヘッドの基材であるスライダを形成するための磁 気ヘッド用基板に関するものである。
背景技術
[0002] 高密度磁気ディスクの記録再生用の磁気ヘッドとしては、磁性薄膜を利用したもの が使用されている。カゝかる磁気ヘッドには、耐摩耗性、浮上面における表面平滑性、 機械力卩ェ性等に優れることが要求されて 、る。
[0003] このような磁気ヘッドを作製するためには、先ず、 Al O—TiC系セラミックス力も成
2 3
るセラミック基板上に、非晶質状のアルミナ力 成る下地膜をスパッタ法により成膜し て、前記下地膜上に電磁変換素子を搭載する。電磁変換素子は、磁気抵抗効果を 発揮するものである。このような電磁変換素子としては、たとえば MR (Magnetro R esistive)素子「以下、「MR素子」と称す）、 GMR(Giant Magnetro Resistive) 素子「以下、「GMR素子」と称す）、あるいは TMR (Tunnel Magnetro Resistive )素子 (以下、「TMR素子」と称す)が用いられる。
[0004] 次に、電磁変換素子が搭載されたセラミック基板を短冊状に切断し、切断面を研磨 して鏡面とした後、鏡面の一部を除去して凹部を形成する。凹部は、イオンミリングカロ ェゃ反応性イオンエッチングによって形成される。そして、短冊状に切断されたセラミ ック基板をチップ状に分割することで、磁気ヘッドが得られる。このようにして得られる 磁気ヘッドでは、除去されずに鏡面のままの部分は磁気記録媒体に対向させられる 浮上面となり、凹部は磁気ヘッドを浮上させるための空気を通す流路として機能する
[0005] 近年、記録媒体駆動装置では、記録媒体における記録密度を高くすることが求め られている。この要求に応じるためには、記録媒体に対する磁気ヘッドの浮上量（隙 間）を 10nm以下と極めて低くしなければならない。ところが、磁気ヘッドの浮上量を 小さくすると、磁気ヘッドにおける電磁変換素子のコイル力 発生した熱の影響が相 対的に強くなり、記録媒体に保存された記録が破壊されるという問題を生じている。
[0006] 一方、磁気ヘッドにおけるスライダ (磁気ヘッド用基板)を形成する材料としては、ァ ルミナ系複合セラミックスが採用されている。また、アルミナ系複合セラミックスとしては 、種々のものが提案されている (たとえば特許文献 1〜4参照)。
[0007] 特許文献 1には、 0. 5 m〜： LOO mの結晶粒子を有するアルミナの結晶粒内に 粒径 2. 0 m以下の窒化チタン微粒子を分散させたアルミナ系複合セラミックスが開 示されている。このアルミナ系複合セラミックスは、強度および耐熱性の向上を図った ものである。
[0008] 特許文献 2には、窒化チタンを 10〜25重量％を含み、アルミナの結晶粒内に窒化 チタン超微粒子が均一分散した、相対密度が 96%以上、かつ体積固有抵抗が 1 X 1 04〜5 Χ 106 Ω 'cmの範囲に制御された焼結体力 なるアルミナ系複合セラミックス が開示されている。このアルミナ系複合セラミックスは、高強度化、高密度化および比 抵抗の最適化を図ったものである。
[0009] 特許文献 3には、アルミナ粒子 77〜96体積％と、炭化チタン、窒化チタン、炭化ジ ルコ-ゥム、窒化ジルコニウム、炭化ハフニウム、窒化ハフニウム、炭化ニオブ、窒化 ニオブ、炭化タンタルおよび窒化タンタル力もなる群力 選ばれる 1種以上の導電性 化合物粒子 4〜23体積％とを含み、アルミナ粒子と前記導電性ィ匕合物粒子の平均 粒径がいずれも 5 μ m以下であって、面抵抗率が
Figure imgf000004_0001
系複合セラミックスが開示されている。このアルミナ系複合セラミックスは、電子部品に おいて、帯電除去を有用に行なえるようにするためのものである。
[0010] 特許文献 4には、磁気ヘッド用のセラミックスとして、種々のものが例示されており、 アルミナ系複合材料として、アルミナ ·炭化タングステン焼結体が例示されて 、る。
[0011] 特許文献 1 :特開平 2— 229756号公報
特許文献 2：特開平 8 - 119722号公報
特許文献 3 :特許 3313380号公報
特許文献 4：特開 2000— 348321号公報
発明の開示 発明が解決しょうとする課題
[0012] し力しながら、特許文献 1〜3に開示されたアルミナ系複合セラミックスは、磁気へッ ドのスライダ材料として採用することを目的としたものではなぐ磁気ヘッドに採用する のは困難である。
[0013] すなわち、特許文献 1に開示されたアルミナ系複合セラミックスは、高強度、高耐熱 衝撃性の複合セラミックスであるものの、破壊靱性も高くしたものである。そのため、機 械加工性が低ぐ磁気ヘッド用基板力も磁気ヘッドへの加工が困難である。
[0014] 特許文献 2および特許文献 3に開示されたアルミナ系複合セラミックスは、高密度の 複合セラミックスであるものの、磁気ヘッドに用いるには導電性が低いものである。
[0015] 以上、説明した通り、特許文献 1〜3で提案されたアルミナ系複合セラミックスは、磁 気ヘッドに採用するには、機械加工性または導電性が低いという問題が生じるもので めつに。
[0016] 一方、特許文献 4に開示されたアルミナ ·炭化タングステン焼結体は、磁気ヘッド用 のものであるが機械カ卩ェ性が悪いといった問題がある。すなわち、タングステンはァ ルミナに対して比重が大きいため、製造工程において原料粉末を調合する際に均一 に混合しに《沈殿凝集などが発生しやすい。そのため、得られた磁気ヘッド用基板 には凝集欠陥が発生しやぐ磁気ヘッド用基板を用いて磁気ヘッドを作製する際のィ オンミリング加工により、この凝集欠陥に起因して高精度な加工ができない。その結 果、磁気ヘッドの浮上面を目的とする表面粗さに制御するのが困難となり、磁気へッ ドの浮上量を一定に保持することが困難となる。特に、低背化の磁気ヘッドとして採 用することができない。
[0017] 本発明は、機械加工性および導電性を兼ね備えた磁気ヘッドのための材料を提供 することを課題としている。
課題を解決するための手段
[0018] 本発明の第 1の側面では、アルミナを 35質量％以上 60質量％以下、導電性化合 物を 40質量％以上 65質量％以下含有する焼結体からなり、前記導電性化合物は、 タングステンの炭化物、窒化物および炭窒化物のうちから選択される少なくとも 1種を 含んでおり、前記焼結体の最大結晶粒径が 4 μ m以下 (但し、 0 μ mを除く）である、 磁気ヘッド用基板が提供される。
[0019] 本発明の第 2の側面では、スライダと、電磁変換素子と、を備えた磁気ヘッドであつ て、前記スライダは、アルミナを 35質量％以上 60質量％以下、導電性化合物を 40 質量％以上 65質量％以下含有する焼結体からなり、前記導電性化合物は、タンダス テンの炭化物、窒化物および炭窒化物のうちから選択される少なくとも 1種を含んで おり、前記焼結体の最大結晶粒径が 4 μ m以下 (但し、 0 μ mを除く）である、磁気へ ッドが提供される。
[0020] 前記スライダは、浮上面と、空気を導入するための凹部と、を有している。前記凹部 は、表面における算術平均高さ Raが 20nm以下であるのが好ましい。
[0021] 本発明の第 3の側面では、本発明の第 2の側面に係る磁気ヘッドと、前記磁気へッ ドによって情報の記録および再生を行う磁気記録層を有する記録媒体と、前記記録 媒体を駆動させるモータと、を備えている、記録媒体駆動装置が提供される。
[0022] 好ましくは、前記焼結体は、平均結晶粒径が: L m以下 (但し、 0 μ mを除く）である
[0023] 好ましくは、前記アルミナは、平均結晶粒径が 1 μ m以下 (但し、 0 μ mを除く）であ る。
[0024] 好ましくは、前記導電性化合物は、タングステンの炭化物である。前記導電性化合 物は、たとえば平均結晶粒径が 10nm(0. 01 μ m)以上 1 μ m以下であり、楔形形状 の粒子を含んで 、るのが好まし 、。
[0025] 本発明の磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドは、電磁変換素子が形成される主面 ゃスライダの端面力 の深さ lmmまでの領域における前記主面や端面と平行な面に おいて、導電性ィ匕合物の結晶粒子の分布密度が 5 X 105個 Zmm2以上である。
[0026] 前記焼結体は、熱伝導率が、たとえば 30WZ (m-k)以上であり、抗折強度が、たと えば 700MPa以上である。
発明の効果
[0027] 本発明の磁気ヘッド用基板によれば、アルミナを 35質量％以上 60質量％以上、導 電性化合物を 40質量％以上 65質量％以下含み、タングステンの炭化物、窒化物お よび炭窒化物のうちから選択される少なくとも 1種を含んでおり、導電性を適切に維 持することができる。また、前記焼結体の最大結晶粒径力 m以下 (但し、 0 mを 除く）とされているため、アルミナおよび導電性化合物の凝集が抑制されており、組織 の均一化が図られており、機械加工性を良好なものとすることができる。そのため、機 械加工面の表面粗さを目的のものとして浮上特性に優れた磁気ヘッドを提供できる ようになる。
[0028] 本発明の磁気ヘッドによれば、スライダが前記磁気ヘッド用基板と同様な組成およ び組織状態となっていることから、導電性を適切に維持しつつ、機械加工性を良好な ものとすることができるため、浮上特性に優れたものとなる。
[0029] 本発明の磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドのスライダにぉ 、て、導電性化合物と してタングステンの炭化物力 なるものを用いれば、タングステンの炭化物がタンダス テンの窒化物や炭窒化物より安価であるため、製造コスト的に有利となる。また、導電 性ィ匕合物としてタングステンの炭化物を用いれば、磁気ヘッド用基板あるいはその分 割片を研磨するときに、砥粒とタングステンィ匕合物との間の抵抗を大きく確保できるた め、磁気ヘッド用基板あるいはその分割片のラッピングレートを向上させることができ る。
[0030] 本発明の磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドのスライダにおいて、導電性化合物の 結晶粒子が楔形形状の粒子を含んでいれば、磁気ヘッドを作製する際、アルミナの 結晶相に対する導電性ィ匕合物の結晶粒子のアンカー効果により、アルミナの結晶粒 子および導電性ィ匕合物の結晶粒子の脱粒を抑制することができる。そのため、本発 明の磁気ヘッド用基板が機械加工性に優れたものとなり、機械加工面の表面粗さを 目的とするものにできるため、磁気ヘッドの浮上量を安定ィ匕させることができる。
[0031] 本発明の磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドのスライダにおいて、導電性化合物の 平均結晶粒径を 10nm (0. 01 μ m)以上 1 μ m以下とすれば、磁気ヘッド用基板お よびスライダの全体にわたって抵抗値を均一にすることができるとともに、体積固有抵 抗を 1 Ω ' cm以下にすることができる。
[0032] 本発明の磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドのスライダにぉ 、て、電磁変換素子が 形成される主面や端面からの深さが lmmまでの領域の主面や端面と平行な面にお ける導電性ィ匕合物の結晶粒子が分布密度を 5 X 105個 Zmm2以上とすれば、組織 が均一化されているために機械加工性をさらに良好なものとすることができる。また、 適切に導電性を維持しつつも、スライダにおいて、端面における帯電エリアが減少（ 分散)されるため、静電気の発生を抑制することができる。さらに、分布密度を 5 X 105 個 Zmm2以上にすれば、導電性ィ匕合物の結晶粒子の放熱性が良好であるため、焼 結体全体として放熱性を高めることもできる。
[0033] 本発明の磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドのスライダにおいて、熱伝導率を 30
W/ (m-k)以上とすれば、磁気ヘッドにおける電磁変換素子のコイルカゝら発生した 熱を速やかに逃がすことができるため、記録媒体に保存された記録が熱により破壊さ れることを抑帘 Uすることができる。
[0034] 本発明の磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドのスライダにおいて、抗折強度を 700
MPa以上とすれば、マイクロクラックを適切に防止することができ、その結果、アルミ ナおよび導電性ィ匕合物の脱粒を抑制できるため、良好な CSS (コンタクト'スタート'ス トップ)特性を有する磁気ヘッドを得ることができる。
[0035] 本発明の磁気ヘッドにおいて、スライダにおける凹部の表面の算術平均高さ Raを 2
Onm以下 (Onmを除く）とすれば、凹部の平滑性が向上するため、浮上特性を安定 ィ匕させることができる。
[0036] 本発明の記録媒体駆動装置では、磁気ヘッドの浮上特性が安定ィ匕しているため、 スライダが小型化された場合であっても、その浮上量を一定に保持することができ、 長期間にわたって正確に情報の記録 ·再生を行なうことができる。
図面の簡単な説明
[0037] [図 1]本発明に係る記録媒体駆動装置の一例を示す平面図である。
[図 2]図 1の II— II線に沿う断面図である。
[図 3]図 1の III III線に沿う断面図である。
[図 4]本発明に係る磁気ヘッドの一例を示す全体斜視図である。
[図 5]本発明に係る磁気ヘッドのスライダおよび磁気ヘッド用基板の組織構造を示す 模式図である。
[図 6]楔形形状の導電性化合物の結晶粒子の模式図である。
[図 7]図 7Aは磁気ヘッド用基板の製造工程を説明するための斜視図であり、図 7Bは 磁気ヘッド用に基板に電磁変換素子を形成する工程を説明するための集合基板の 斜視図である。
[図 8]図 8Aおよび図 8Bは、磁気ヘッド用基板を切断して短冊片を得るため工程を説 明するための斜視図である。
[図 9]短冊片の研磨に用いるラップ装置の概略構成を示す斜視図である。
[図 10]図 9に示したラップ装置の一部を断面で示した正面図である。
[図 11]短冊片に凹部を形成する工程を説明するための斜視図である。
[図 12]短冊片を切断して磁気ヘッドの得る工程を説明するための斜視図である。
[図 13]図 10に示したラップ装置におけるラップ治具に磁気ヘッド用基板の分割片を 配置した状態を示す斜視図である。
符号の説明
[0038] 1 ハードディスクドライブ (記録媒体駆動装置）
2 磁気ヘッド、
20 (磁気ヘッドの)電磁変換素子
21 (磁気ヘッドの)スライダ
22 (スライダの）浮上面
23 (スライダの）凹部
24 (スライダの)端面
3A, 3B 磁気ディスク (記録媒体）
40 モータ
6 焼結体
61 導電性化合物の結晶粒子
7 磁気ヘッド用基板
70 (磁気ヘッド用基板の）主面
発明を実施するための最良の形態
[0039] 以下においては、本発明について、図面を参照しつつ具体的に説明する。
[0040] 図 1ないし図 3に示したノ、ードディスクドライブ 1は、記録媒体駆動装置の一例に相 当するものであり、ケース 10の内部に、磁気ヘッド 2、磁気ディスク 3A, 3B、および 回転駆動機構 4を収容したものである。
[0041] 磁気ヘッド 2は、任意のトラックにアクセスし、情報の記録および再生を行うためのも のである。磁気ヘッド 2は、ァクチユエータ 5に対して、サスペンションアーム 50を介し て支持されており、磁気ディスク 3A, 3B上を非接触状態で移動するようになっている 。より具体的には、磁気ヘッド 2は、ァクチユエータ 5を中心として、磁気ディスク 3A, 3 Bの半径方向に回転可能であるとともに、上下方向に往復移動可能とされている。磁 気ヘッド 2は、電磁変換素子 20およびスライダ 21を備えている。
[0042] 図 4に示したように、電磁変換素子 20は、磁気抵抗効果を発揮するものであり、たと えば MR (Magnetro Resistive)素子「以下、「MR素子」と称す）、 GMR(Giant Magnetro Resistive)素子「以下、「GMR素子」と称す）、あるいは TMR (Tunnel Magnetro Resistive)素子（以下、「TMR素子」と称す）として構成されている。
[0043] スライダ 21は、磁気ヘッド 2の基材となるものであり、浮上面 22および凹部 23を備 えている。浮上面 22は、磁気ディスク 3に対向する面であり、鏡面として形成されてい る。凹部 23は、磁気ヘッドを浮上させるための空気を通す流路として機能するである 。凹部 23は、イオンミリング力卩ェゃ反応性イオンエッチングによって目的とする深さお よび形状に形成されており、表面における算術平均高さ Raは、たとえば 20nm以下（ Onmを除く）とされている。このような表面粗さに凹部 23を形成すれば、凹部 23の平 滑性が向上し、空気の流れを適切に制御できるため、磁気ヘッド 2の浮上特性を安 定ィ匕させることができる。
[0044] スライダ 21は、図 5に示したように、アルミナを 35質量％以上 60質量％以下、導電 性ィ匕合物を 40質量％以上 65質量％以下含有する焼結体 6からなつて 、る。焼結体 6 (スライダ 21)におけるアルミナおよび導電性化合物の比率は、 ICP (Inductivity Coupled Plasma)発光分析法によりアルミニウムおよびタングステンの比率を求め 、アルミニウムについては酸ィ匕物に重量換算するとともに、タングステンについては導 電性化合物の種類に応じて炭化物、窒化物または炭窒化物に重量換算した上で求 めることができる。
[0045] 焼結体 6は、アルミナの結晶粒子 60および導電性ィ匕合物の結晶粒子 61を含んで おり、最大結晶粒径力 m以下 (0 mを除く）、好ましくは 1 μ m以下とされている。 このようなスライダ 21は、アルミナの結晶粒子 60および導電性ィ匕合物の結晶粒子 61 の凝集を防止することができ組織の均一化を図ることができるため、表面粗さを小さ なものとして、組織の均一性を向上させるとともに、適切な導電性が維持されている。
[0046] アルミナの結晶粒子 60は、たとえば平均結晶粒径が 1 μ m以下 mを除く）とさ れている。一方、導電性ィ匕合物の結晶粒子 61は、タングステンの炭化物、窒化物お よび炭窒化物力 選択される少なくとも 1つの化合物力 なるものであり、好ましくはタ ングステン炭化物である。導電性ィ匕合物としてタングステンの炭化物を用いれば、タ ングステンの炭化物がタングステンの窒化物や炭窒化物より安価であるため、製造コ スト的に有利となる。導電性化合物の結晶粒子 61は、たとえば平均結晶粒径が 10η m (0. 01 111)以上1 111以下とされる。
[0047] アルミナの結晶粒子 60および導電性化合物の結晶粒子 61の最大結晶粒径、平均 結晶粒径は、たとえばスライダ 21の端面 24あるいは目的とする断面を走査型電子顕 微鏡 (SEM)を用いて最大結晶粒径や平均結晶粒径の大きさに応じて倍率 3250〜 13000倍より適宜倍率を選定して撮影した 5 μ ΐα Χ 8 μ m〜20 μ ΐα Χ 32 μ mの範囲 の画像を、画像解析ソフト (Image— Pro Plus)を用いて解析することによって算出 することができる。
[0048] 導電性化合物の結晶粒子 61は、楔形形状の粒子を含んでいるのが好ましい。導 電性ィヒ合物の結晶粒子 61が楔形形状の粒子を含んで!/、れば、アルミナの結晶粒子 60に対する導電性ィ匕合物の結晶粒子 61のアンカー効果により、アルミナおよび導 電性ィ匕合物の結晶粒子 60, 61ともに脱粒しに《なる。
[0049] ここで、楔形形状とは、スライダ 21の電磁変換素子 20側の端面 24またはこの端面 24から lmm以下の領域を研磨して得られる鏡面を、走査型電子顕微鏡 (SEM)等 で観察した場合に、図 6に示したように導電性ィ匕合物の結晶粒子 61の輪郭線によつ て形成される交差角 Θ力 S90° 未満の角を 1つ以上有する粒子をいう。最小となる交 差角 Θは、磁気ヘッド 2の浮上面 22 (図 4参照）に対し、垂直方向に位置することが 最も高 、アンカー効果が得られるため好ま 、。
[0050] 図 4に示したように、スライダ 21は、電磁変換素子 20側の端面 24からの深さ Dが 1 mmまでの領域における端面 24と平行な面 25において、導電性化合物の結晶粒子 61 (図 5および図 6参照）の分布密度が 5 X 105個 Zmm2以上であるのが好ましい。 導電性ィ匕合物の結晶粒子 61の分布密度は、 1 X 106個 Zmm2以上であるのがさら に好ましい。
[0051] スライダ 21において、端面 24からの深さ Dが lmmまでの面 25における導電性化 合物の結晶粒子 61の分布密度を 5 X 105個 Zmm2以上とすれば、さらに適切に導 電性を維持することができるとともに、端面 24における耐電エリアが減少 (分散)する ため静電気の発生を抑制することができる。分布密度を 5 X 105個 Zmm2以上すれ ば、導電性ィ匕合物の結晶粒子 61の放熱性が良好であることに起因して、焼結体 6と して放熱性を高めることもできる。
[0052] 分布密度を測定する領域を端面 24からの深さ Dが lmmまでの領域における端面 2 4に平行な面 25としたのは、端面 24における放熱性力 磁気ヘッド 2の浮上量、磁気 ディスク 3A, 3Bの記録の破壊に対して影響を与えるためである。分布密度の測定面 は、端面 24からの深さ Dが lmmまでの領域であれば、この端面 24であっても、断面 であってもよい。分布密度の測定範囲は、測定面における 20 m X 20 /z mとするの が好ましい。この範囲であれば、十分に導電性化合物の結晶粒子 61の分散を確認 することができる。
[0053] ここで、分布密度が 5 X 105個 Zmm2以上とは、たとえば端面 24あるいは目的とす る断面における 20 μ να 20 μ mの範囲で、導電性化合物粒子 2が 200個以上存在 する状態を! ヽ、走査型電子顕微鏡で撮影した倍率 7000倍〜 13000倍の画像か ら求めることがでさる。
[0054] スライダ 21はさらに、熱伝導率が、たとえば 30WZ (m*k)以上とされ、抗折強度が 、たとえば 700MPa以上とされている。スライダ 21において、熱伝導率を 30WZ (m' k)以上とすれば、磁気ヘッド 2に形成されたコイルから発生した熱を速やかに逃がす ことができるため、磁気ディスク 3A, 3Bに保存された記録が熱により破壊されることを 抑制することができる。一方、抗折強度を 700MPa以上とすれば、マイクロクラックを 防止することができるため、アルミナおよび導電性ィ匕合物の脱粒を抑制でき、良好な CSS (コンタクト'スタート'ストップ)特性を有する磁気ヘッドを得ることができる。
[0055] ここで、スライダ 21を成す焼結体 6の熱伝導率は、 JIS R 1611— 1997〖こ準拠し て測定することができ、抗折強度は、 JIS R 1601— 1995に準拠して 3点曲げ強度 で評価することができる。
[0056] 図 1ないし図 3に示した磁気ディスク 3A, 3Bは、記録媒体の一例に相当するもので あり、磁気記録層（図示略)を備えている。これらの磁気ディスク 3A, 3Bは、貫通孔 3 OA, 30Bを有する円板状に形成されている。
[0057] 回転駆動機構 4は、磁気ディスク 3を回転させるためのものであり、モータ 40および 回転軸 41を備えている。モータ 40は、回転軸 41に対して回転力を付与するための ものであり、ケース 10の底壁 11に固定されている。回転軸 41は、モータ 40により回 転させられるものであるとともに、磁気ディスク 3A, 3Bを支持するためのものである。 この回転軸 41に対しては、ハブ 42が固定されている。ノ、ブ 42は、回転軸 41とともに 回転するものであり、挿入部 43およびフランジ部 44を有するものである。磁気デイス ク 3A, 3Bは、貫通孔 30A, 30Bに揷入部 43が挿入された状態で、スぺーサ 45, 46 , 47を介して、フランジ部 44に積層されている。磁気ディスク 3A, 3Bはさら〖こ、クラン プ 49をネジ 48によりスぺーサ 47に固定することにより、ハブ 41ひいては回転軸 40に 固定されている。このような回転機構 4では、モータ 40により回転軸 41を回転させる ことにより、ハブ 42ひいては磁気ディスク 3A, 3Bが回転させられる。
[0058] 次に、磁気ヘッド 2の製造方法について、図 7ないし図 12を参照しつつ説明する。
[0059] まず、図 7Aに示したように、円板状の磁気ヘッド用基板 7を形成する。この磁気へ ッド用基板 7は、材料粉末を混合'造粒して得られる顆粒を用いた加圧焼結により作 製される。
[0060] 材料粉末としては、アルミナ粉末 35質量％以上 60質量％以下、および導電性ィ匕 合物 40質量％以上 65質量％以下含有するものが用いられる。材料粉末としては、 焼結を促進させて焼結体をより緻密にするために、 Yb O、 Y O、および MgOの少
2 3 2 3
なくとも 1種を 0. 1質量％以上 0. 6質量％以下加えてもよい。材料粉末の混合は、た とえばボールミル、振動ミル、コロイドミル、アトライター、あるいは高速ミキサーを用い て行なわれる。
[0061] アルミナ粉末としては、たとえば平均粒径が 0. 3 μ m以上 0. 7 μ m以下のものが使 用される。アルミナ粉末として平均粒径が 0. 3 111以上0. 以下のものを用いる のは、アルミナ粉末の平均粒径が 0. 7 mを超えると、焼結体の緻密化が不十分と なり、強度不足となるからであり、 0. 3 m未満では成形性が低下しやすぐ焼結に おける制御も難しくなるからである。したがって、アルミナ粉末として、平均粒径が 0. 3 m以上 0. 7 m以下のものを用いることで、焼結体の緻密化は促進され、磁気へ ッド用基板 7として必要な強度を容易に得ることができる。とくに、アルミナ粉末として は、平均粒径が 0. 05 111以上0. 5 /z m以下のものを用いることにより、アルミナの結 晶粒子の平均粒径を 1. 0 m以下とすることができる。
[0062] 導電性ィ匕合物としては、平均粒径 lOnm以上 800nm以下のタングステン (W)の炭 化物、窒化物および炭窒化物のうちの少なくとも一種が用いられ、その中でもとくに、 窒化物タングステンや炭窒化物タングステンよりも安価な炭化物のタングステンを用 いるのが好ましい。そうすれば、製造コスト的に有利となる。導電性化合物として平均 粒径が 1 Onm以上 800nm以下のものを用いるのは、平均粒径が 1 Onm未満では、 導電性化合物粒子の粉末の凝集力が強過ぎるため、凝集体が形成されやすくなる からであり、 800nmを超えると、低温での焼結性が悪ィ匕する傾向にある力もである。 したがって、導電性化合物粒子の粉末として、平均粒径を lOnm以上 800nm以下の ものを用いることで、凝集体が形成されず導電性化合物の平均結晶粒径を lOnm以 上 1 μ m以下とすることができ、低温での焼結性も良好な磁気ヘッド用基板 7を得るこ とがでさる。
[0063] なお、アルミナ粉末および導電性化合物の粉末の平均粒径は、液相沈降法、遠心 沈降光透過法、レーザー回折散乱法、レーザードップラー法等により測定することが できる。
[0064] 顆粒への造粒は、材料粉末の混合物に、結合剤や分散剤等の成形助剤を添加し て均一に混合した後、転動造粒機、スプレードライヤー、圧縮造粒機等の各種造粒 機を用いて行なうことができる。
[0065] 加圧焼結は、得られた顆粒を成形手段で所望の形状に成形して成形体とした後、 還元性雰囲気中で行なわれる。成形は、乾式加圧成形、冷間等方静水圧成形等の 公知の手段により行なわれる。還元性雰囲気は、たとえばアルゴン、ヘリウム、ネオン 、窒素、真空により達成される。加圧力は、 30MPa以上に設定するのが好ましい。そ うすれば、焼結体の緻密化が促進され、磁気ヘッド用基板 7として求められる強度、 たとえば抗折強度を 700MPa以上とすることができる。磁気ヘッド用基板 7において 抗折強度を 700MPa以上とできれば、マイクロクラックの発生を適切に防止すること ができる。その結果、磁気ヘッド用基板 7では、アルミナの粒子や導電性化合物粒子 の脱粒を抑制できるため、良好な CSS (コンタクト'スタート'ストップ)特性を有する磁 気ヘッドを提供することが可能となる。なお、抗折強度は、 JIS R 1601— 1995に 準拠して 3点曲げ強度で評価することができる。
[0066] 焼結温度は、たとえば 1400°C以上 1700°C以下とされる。焼結温度が 1400°C未 満では、材料粉末を十分に焼結させることができないからであり、 1700°Cを超えると 、導電性化合物の粒子が凝集しやすぐ導電性ィ匕合物が本来備えている機能を十 分に発揮することができな 、からである。
[0067] また、炭素質材料を含む遮蔽材を上記成形体の周囲に配置して加圧焼結すること が好適である。このようにすることで、導電性化合物粒子が酸化物粒子に変質するこ とを防止でき、機械的特性の優れた磁気ヘッド用基板 7とすることができる。
[0068] このようにして形成される磁気ヘッド用基板 7は、図 4に示したようにアルミナ（結晶 粒子 60)を 35質量％以上 60質量％以下、導電性化合物 (結晶粒子 61)を 40質量 %以上 65質量％以下含有するとともに、最大結晶粒径力 m以下 (0 mを除く） の焼結体 6となる。このような焼結体 (磁気ヘッド用基板 7)は、導電性化合物 (結晶粒 子 61)が 40質量％以上であるために、スライシンダカ卩ェ等の機械カ卩ェにおける耐チ ッビング性や電荷の除去速度を低下させることもなぐ導電性化合物 (結晶粒子 61) が 65質量％以下であるために表面品位を損なうことなぐ摺動特性を適切に維持す ることができる。ここでは、焼結体 6 (磁気ヘッド用基板 7)におけるアルミナおよび導 電性ィ匕合物粒子の合計を 100質量％となるように示している力 不純物を 0. 5質量 %以下の割合で含有してもよ!/、。
[0069] なお、焼結体 6 (磁気ヘッド用基板 7)におけるアルミナおよび導電性ィ匕合物粒子の 比率は、スライダ 21の場合と同様に、 ICP (Inductivity Coupled Plasma)発光 分析法によりアルミナおよびタングステンの比率に基づいて求めることができる。
[0070] 焼結体 6 (磁気ヘッド用基板 7)はまた、材料粉末の粒径、焼結条件 (焼結温度や焼 結圧力）を適宜調整することにより、導電性化合物の結晶粒子 61の平均結晶粒径が 、たとえば 10nm (0. 01 μ m)以上 1 μ m以下、電磁変換素子が形成される主面 70 力もの深さ lmmまでの領域における主面 70と平行な面 71 (図 7参照）における分布 密度が 5 X 105個 Zmm2以上とされる。
[0071] 磁気ヘッド基板 7において導電性ィ匕合物の平均結晶粒径を 10nm (0. 01 m)以 上 1 μ m以下とすれば、磁気ヘッド用基板 7の全体にわたって抵抗値を均一にするこ とができるとともに、体積固有抵抗を 1 Ω 'cm以下にすることができる。
[0072] また、導電性ィ匕合物の結晶粒子 61の分布密度を 5 X 105個 Zmm2以上とすれば、 導電性を維持しつつ機械加工性を良好なものとすることができとともに、放熱性を高 めることができる。なお、導電性化合物の結晶粒子 61の分布密度の定義および測定 方法は、スライダ 21の場合と同様である。
[0073] さらに、焼結温度を 1500°C以上に設定することにより、導電性化合物の結晶粒子 6 1をある程度凝集させ、導電性化合物の結晶粒子 61の一部を楔形形状に形成する こともできる。ここで、楔形形状の定義については、図 4を参照してスライダ 21につい て説明した場合と同様である。磁気ヘッド用基板 7において、導電性化合物の結晶 粒子 61として楔形形状の粒子を含んでいれば、アルミナの結晶粒子 60に対する導 電性ィ匕合物の結晶粒子 61のアンカー効果により、アルミナの結晶粒子 60および導 電性ィ匕合物粒子 61が脱粒しに《なる。そのため、磁気ヘッド用基板 7は機械加工 性に優れたものとなり、機械加工面の表面粗さを目的とするものにできるため、浮上 特性の安定した磁気ヘッド 2を提供することが可能となる。
[0074] また、材料粉末の組成を適宜選択することにより、焼結体 (磁気ヘッド用基板 7)の 熱伝導率を、たとえば 30WZ (m'k)以上とすることができる。その場合には、磁気へ ッド用基板 7から得られるスライダ 21 (磁気ヘッド 2)が熱伝導性に優れたものとなる。 そのため、磁気ヘッド 2における電磁変換素子 20のコイル（図示略)から発生した熱 を速やかに逃がすことができるため、磁気ヘッド用基板 7では、記録媒体に保存され た記録が熱により破壊されることを抑制することができる磁気ヘッド 2を提供することが 可能となる。なお、熱伝導率は、 JIS R 1611— 1997に準拠して測定することがで きる。 [0075] 次に、図 7Bに示したように、磁気ヘッド用基板 7に対して、予め磁気ヘッド用基板 7 に対して非晶質のアルミナ力 なる下地膜をバイアススパッタ法により成膜した後、複 数の電磁変換素子 80を一括して造り込んで集合基板 8を形成する。
[0076] 複数の電磁変換素子 80は、半導体集積技術を用いて、たとえばギャップ膜、保護 膜、上下磁極膜、コイル膜および絶縁膜を形成することにより磁気ヘッド基板 7に対し て造り込まれる。ギャップ膜および保護膜は、たとえばバイアススパッタ法によりアルミ ナスパッタ膜として形成される。上下磁極膜およびコイル膜は、たとえばめっき法によ り形成される。上下磁極膜は、たとえば Ni— Fe合金により、コイル膜は、たとえば銅 により形成される。絶縁膜は、磁極膜とコイルとの間、およびコイル間の絶縁性を保つ ためのものであり、たとえば絶縁性を有する熱硬化性榭脂を用いたホトリソグラフィ法 により形成される。
[0077] 次に、図 8Aおよび図 8Bに示したように、集合基板 8を切断して短冊片 81を得る。こ の工程は、図 8Aに示した集合基板 8を四角に切断する第 1切断加工と、図 8Bに示し た電磁変換素子 80が並ぶ列を 1つの単位として、短冊片 81に切断する第 2切断加 ェと、を含んでいる。第 1および第 2切断加工は、たとえばダイヤモンドカツタを用いて 行なわれる。
[0078] 次に、短冊片 81におけるスライダ 21の浮上面 22 (図 4参照）となるべき面を研磨す る。この研磨は、たとえば図 9および図 10に示したラップ装置 9を用いて行なわれる。 ラップ装置 9は、ラップ盤 90、ラップ治具 91および容器 92を備えたものである。
[0079] ラップ盤 90は、駆動部（図示略）により回転させられるものであり、たとえば錫により 、平坦度が 10 /z m以下、ビッカース硬度（H )が 78MPaに形成されている。このラッ プ盤 90は、渦巻き状の溝 93を有している。溝 93は、断面が矩形状とされており、ピッ チ Ptが、たとえば 0. 1〜0. 5mmに設定されている。
[0080] ラップ治具 91は、短冊片 81を保持するためのものであり、円板状に形成されている 。このラップ治具 91は、ァクチユエータ（図示略）によって上下方向に往復移動可能と されているとともに、保持した短冊片 81をラップ盤 90に対して所定の圧力で押し付け るように構成されている。
[0081] 容器 92は、ラップ盤 90に供給する研磨液 94を保持したものである。研磨液 94とし ては、たとえば濃度 0. 1〜1. OgZLが研磨粒を含む pH7. 5〜8. 5がスラリー状の ものを使用することができる。研磨粒としては、たとえば平均粒径が 0. 05-0. 15 mのダイヤモンド砲粒を用いることができる。
[0082] このようなラップ装置 9を用いて短冊片 81を研磨する場合には、ラップ盤 90を所定 の周速度で回転させつつ、ラップ盤 90に向けて容器 92からの研磨液 94の吐出させ た状態で、短冊片 81を保持させたラップ治具 91をラップ盤 90に押し付けることにより 行なわれる。容器 92からの研磨液 94の吐出速度は、たとえば 0. 3mLZ60secに、 ラップ盤 90の回転速度は、たとえば 0. 5〜1. OmZsecに、ラップ盤 90に対する短 冊片 81 (ラップ治具 91)を押し付ける圧力は、たとえば 50〜： LOOMPaに設定される。 このようにして短冊片 81におけるスライダ 21の浮上面 22 (図 4参照）となるべき面を 研磨することにより、研磨面 82は算術平均粗さ Raが 0. 2〜0. 4nmの鏡面とされる。
[0083] 次に、図 11に示したように、短冊片 81の研磨面 82に凹部 83を形成する。凹部 83 は、磁気ヘッド 2を浮上させるための空気を通す流路（凹部 23) (図 4参照）として機 能するものであり、研磨面 82における除去されずに鏡面のままの部分は、磁気ヘッド 2において磁気記録媒体に対向させられる浮上面 22 (図 4参照）となるものである。先 の凹部 83は、たとえばイオンミリング力卩ェゃ反応性イオンエッチングにより、目的とす る形状、深さおよび表面粗さに形成される。凹部 83の表面における算術平均粗さ Ra は、たとえば 20nm以下 (Onmを除く）とされる。このような表面粗さに凹部 83を形成 すれば、磁気ヘッド 2における凹部 23 (図 4参照）の平滑性が向上し、空気の流れを 適切に制御できるため、磁気ヘッド 2の浮上特性を安定ィ匕させることができる。
[0084] 最後に、図 12に示したように、凹部 83を形成した短冊片 81を切断することにより、 図 4に示したようにチップ状の磁気ヘッド 2を得ることができる。
実施例
[0085] 以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明はこれらの実施例により限定さ れるものではない。
[0086] [実施例 1]
本実施例では、組成および組織状態の異なる複数の試験片を用いて、組成および 組織状態が機械的特性に与える影響を検討した。 [0087] (試験片の作製）
試験片は、目的とする組成に調合した材料粉末を含むスラリーを用いて成形体を 形成した後に、この成形体を加圧焼結して磁気ヘッド基板を形成するとともに、この 磁気ヘッド基板を切断することにより作製した。
[0088] 材料粉末としては、アルミナ、導電性化合物および Yb Oを用い、これら材料粉末
2 3
に分散剤を添加した。
[0089] なお、材料粉末におけるアルミナおよび導電性化合物の平均粒径や含有量を選択 することにより、下記表 1に示した通り、焼結体 (試験片）におけるアルミナおよび導電 性ィ匕合物の平均結晶粒径および含有量を調整した。また、材料粉末における Yb O
2 3 の含有量は 0. 2質量％とした。
[0090] 成形体は、スラリーを噴霧乾燥機に投入して顆粒とした後、イオン交換水 10%を顆 粒に噴霧しバインダーとした後、乾式加圧成形によって形成した。
[0091] 加圧焼結は、成形体を金型（直径 127mm、深さ 2mm)に配置し、アルゴン雰囲気 中で行なった。焼結温度については、下記表 1に示した通りである。
[0092] 試験片は、磁気ヘッド用基板を切断することにより、 10mm X 10mm X 2mmの板 状、および 20mm X 50mm X I. 2mmの板状に开成した。
[0093] (組織状態の観察）
試験片の組織状態は、アルミナおよび導電性化合物のそれぞれの平均結晶粒径、 試験片の最大結晶粒径および平均結晶粒径として観察した。最大結晶粒径および 平均結晶粒径は、走査型電子顕微鏡 (SEM)を用いて、最大結晶粒径や平均結晶 粒径の大きさに応じて倍率 3250〜 13000倍より適宜倍率を選定して撮影した 5 μ m Χ 8 πι〜20 ;ζ πι Χ 32 ;ζ πιの範囲の画像を、画像解析ソフト（Image— Pro Plus) を用いて解析することによって算出した。アルミナおよび導電性ィ匕合物のそれぞれの 平均結晶粒径、試験片の最大結晶粒径および平均結晶粒径の算出結果について は、表 1に示した。
[0094] (試験片の組成）
試験片の組成は、アルミナと導電性ィ匕合物との重量比率として算出した。まず、 IC P (lnductivity Coupled Plasma)発光分析装置（セイコー電子工業製、 SPS 12 OOVR)を用いてアルミニウムおよびタングステンの比率を求めた。次いで、アルミ- ゥムについては酸ィ匕物の重量に換算するとともに、タングステンについては導電性ィ匕 合物の種類に応じて炭化物、窒化物または炭窒化物の重量に換算し、それらの比率 (重量％)を算出した。重量比率の算出結果については、表 1に示した。
[0095] (機械的特性の評価）
[0096] 機械的特性は、ラッピングレート、凹部の表面粗さ、およびビッカース硬度として評 価し 7こ。
[0097] ラッピングレートは、図 9および図 10に示したラップ装置 9 (ラップマスター SFT社製 9"型）を用いて、単位時間当たりの研磨量として評価した。研磨液 94としては、平均 粒径 0. 1 mのダイヤモンド砲粒を濃度 0. 5gZLで分散させた PH8. 1のスラリー状 のものを使用した。ラップ盤 90としては、平坦度 10 m以下、ビッカース硬度 (H ) 7 8MPa、溝 95のピッチ Ptが 0. 3mmの錫製のものを使用した。ラップ盤 90の回転速 度は、周速として、 0. 65mZ秒に設定した。図 13に示したように、ラップ治具 91に対 しては、 10mm X 10mm X 2mmの試験片 95を 30枚等間隔で円周状に配置した。ラ ップ盤 90に対する研磨液 94の供給速度は、 0. 3mLZ60secとし、ラップ盤 90に対 する試験片 95の押し付け圧力は 0. 07MPaに設定した。
[0098] ラッピングレートは、ラップカ卩ェする前の試験片 95の厚み (t )およびラップカ卩ェした a
後の試験片 95の厚み (t )を、それぞれダイヤルゲージを用いて測定し、その差 (t - b a t )をラップ力卩ェに要した時間で除すことにより求めた。
b
[0099] 凹部の表面粗さは、算術平均高さ (Ra)として、原子間力顕微鏡を用いて、 JIS B 0601— 2001に準拠して測定した。ただし、評価長さを 10 mとした。凹部は、ィォ ンミリング装置（「 AP - MIED型」日本電子株式会社製)を用 Vヽて形成した。イオンミ リングは、 20mmX 50mm X l. 2mmの試験片に対して、 Ar+イオンを用いて加速電 圧 3kVZ30mA、衝突角度 35度、イオンミリング深さ 0. 2 mにて行なった。
[0100] ビッカース硬度は、試験力を 196Nとした以外は、 JIS R 1610— 2003に準拠し て測定した。
[0101] ラッピングレート、凹部の表面粗さ、およびビッカース硬度の測定結果は表 1に示し [0102] [表 1]
Figure imgf000021_0001
fe K
[0103] 表 1に示す通り、アルミナを 35質量％以上 60質量％以下、導電性化合物を 40質 量％以上 65質量％以下で含有し、且つ、焼結体 (試験片）の最大結晶粒径が 4 m 以下である本発明の試料（No. 2, 4 6, 8, 10 12, 14 19, 22, 24, 27 29, 32 34, 36)は、ラッピングレートが 0. 064 μ mZmin以上、イオンミリングカ卩ェ後の 凹部の算術平均高さ Raは 22nm以下、ビッカース硬度が 19. 2GPa以上であり、ィォ ンミリング加工後のアルミナ、導電性化合物の組織の分散性が高ぐ非常に高精度な 表面を得ることができた。
[0104] 本発明の試料のうち、 No. 24を除く焼結体 (試験片）の平均結晶粒径を 1 m以下 とした試料は、イオンミリングカ卩ェ後の凹部の算術平均高さ Raは 21nm以下とさらに 高精度な表面を得ることができた。また、 No. 17を除く焼結体 (試験片）のアルミナの 平均結晶粒径を 1 m以下とした試料、 No. 6を除く導電性化合物粒子の平均結晶 粒径が 10nm(0. 01 μ m)以上 1 μ m以下とした試料は、何れもイオンミリング力卩ェ後 の算術平均高さ Raは 20nm以下とさらに高精度な表面を得ることができた。
[0105] 本発明の試料のうち、導電性ィ匕合物としてタングステンの炭化物 (WC)を用いた試 料（No. 2, 4〜6, 8, 10〜12, 14〜19, 22, 24, 36)は、他の導電性ィ匕合物（WN , WCN)に比べてダイヤモンド砲粒との抵抗が増加し、ラッピングレートが 0. 093 μ mZmin以上とより高い値となることがわかった。
[0106] これに対し、試料 No. 1は、アルミナ粉末の平均粒径が 0. 3 μ m以下であったため 、アルミナ粉末自体の分散性が悪くなり、また成形体の弾性回復も大きぐその結果 良好に焼結させることができなかった。試料 No. 7は加圧焼結温度が 1400°C未満で あつたため、試料 No. 21は常圧焼結を用いたためにいずれも十分に焼結させること ができず、全ての評価を行なうことができなカゝつた。
[0107] また、焼結体の最大粒径力4 /ζ πιを超える試料（No. 3, 20, 21, 23, 25, 37) ίま、 イオンミリングカ卩ェ後の算術平均高さ Raは 24nm以上 36nm以下と非常に大きいも のであった。
[0108] 同様に、アルミナを 35質量％以上 60質量％以下、導電性化合物を 40質量％以上 65質量0 /0以下で含有しない試料（No. 9, 13, 26, 30, 31, 35)は、ラッピングレー トは 0. 045 μ mZminと低いものや、イオンミリングカ卩ェ後の算術平均高さ Raは 25η m程度の試料が多ぐ加工性が低下していることがわ力つた。
[0109] [実施例 2]
本実施例では、試験片における導電性ィ匕合物の分布密度が、導電性や機械的特 性に与える影響を検討した。
[0110] (試験片の作製）
試験片は、実施例 1と同様にして作製した。ただし、焼結体 (試験片）におけるアル ミナおよび導電性ィ匕合物粒子のそれぞれにつ 、て、平均結晶粒径および含有量を 表 2のように調整し、焼成温度を調整することによって試験片の導電性ィヒ合物粒子の 分布密度を調整した。また、試験片としては、焼結体を切断することにより、 10mm X 10mm X 2mmの板状、 20mm X 50mm X 3. 5mmの長尺状を作製した。
[0111] (分布密度の測定）
分布密度は、実施例 1と同様な条件で試験片にラップ加工を施し、走査型電子顕 微鏡を用いてラップカ卩工面をのうち 20 m X 20 mの範囲の導電性ィ匕合物粒子の 数をカウントすることにより確認した。走査型電子顕微鏡での倍率は、 7000-1300 0倍の範囲力 最適な倍率を選択した。走査型電子顕微鏡の観察においては、導電 性ィ匕合物粒子の形状を同時に確認した。
[0112] (機械的特性）
機械的特性は、体積固有抵抗、ラッピングレートおよび最大チッビング量として評価 した。
[0113] 体積固有抵抗は、 JIS C 2141— 1992に準拠して測定した。
[0114] ラッピングレートは、実施例 1と同様にして測定した。
[0115] 最大チッビング量は、試験片をスライサー（「SPG25N— 13K型」（株)不二越社製 )を用いて溝を形成したときの溝表面力も測定した。試験片としては、各試料につき 2 Omm X 50mm X 3. 5mmの長尺状のものを 10個ずつ準備した。スライサーにおけ るダイヤモンドブレードとしては、 SD1200EL— lHZSize (ダイヤモンドブレードサ ィズ幅 99mm X高さ 40mm X厚み 0. 07mm)を用いた。溝は、ダイヤモンドブレード の送り速度 220mmZmin、回転数 lOOOOrpmとして、加工深さ 3. 5mm、加工ピッ チ 2mm、加工長さ 50mmに形成した。溝表面に関しては金属顕微鏡を用いて倍率 1000倍にして撮影し、 60 m X 80 mの範囲の画像を解析することによって最大 チッビング量を算出した。
[0116] 体積固有抵抗、ラッピングレートおよび最大チッビング量の測定結果については、
^した
[0117] [表 2]
Figure imgf000023_0001
[0118] 表 2に示す通り、本発明の試料のうち、導電性ィ匕合物粒子の分布密度が 5 X 105個 Zmm2以上の試料 (No. 41 47)は、体積固有抵抗は 3 X 10_3 Ω 'cm以下と低ぐ 最大チッビング量は 11 m以下と小さいものであった。 特に、これらの試料のうち、導電性化合物粒子として楔形形状の粒子を含む試料 (o. 41〜45)は、最大チッビング量を 6 m以下とさらに小さくすることができた。

Claims

請求の範囲
[1] アルミナを 35質量％以上 60質量％以下、導電性化合物を 40質量％以上 65質量 %以下含有する焼結体からなり、
前記導電性化合物は、タングステンの炭化物、窒化物および炭窒化物から選択さ れる少なくとも 1種であり、
前記焼結体の最大結晶粒径が 4 μ m以下 (但し、 0 μ mを除く）である、磁気ヘッド 用基板。
[2] 前記焼結体は、平均結晶粒径が: L m以下 (但し、 0 μ mを除く）である、請求項 1 に記載の磁気ヘッド用基板。
[3] 前記アルミナは、平均結晶粒径が 1 μ m以下 (但し、 0 μ mを除く）である、請求項 1 に記載の磁気ヘッド用基板。
[4] 前記導電性化合物は、タングステンの炭化物である、請求項 1に記載の磁気ヘッド 用基板。
[5] 前記導電性化合物は、平均結晶粒径が 10nm(0. 01 μ m)以上 1 μ m以下である
、請求項 1に記載の磁気ヘッド用基板。
[6] 電磁変換素子が形成される主面力 の深さ lmmまでの領域における前記主面と 平行な面において、上記導電性ィ匕合物の結晶粒子の分布密度が 5 X 105個 Zmm2 以上である、請求項 1に記載の磁気ヘッド用基板。
[7] 前記導電性ィ匕合物の結晶粒子は、楔形形状の粒子を含む、請求項 1に記載の磁 気ヘッド用基板。
[8] 前記焼結体は、熱伝導率が 30WZ (m-k)以上である、請求項 1に記載の磁気へッ ド用基板。
[9] 上記焼結体は、抗折強度が 700MPa以上である、請求項 1に記載の磁気ヘッド用 基板。
[10] スライダと、電磁変換素子と、を備えた磁気ヘッドであって、
前記スライダは、アルミナを 35質量％以上 60質量％以下、導電性化合物を 40質 量％以上 65質量％以下含有する焼結体力 なり、
前記導電性化合物は、タングステンの炭化物、窒化物および炭窒化物のうちから 選択される少なくとも 1種であり、
前記焼結体の最大結晶粒径が 4 μ m以下 (但し、 0 μ mを除く）である、磁気ヘッド。
[11] 前記焼結体は、平均結晶粒径が: L m以下 (但し、 0 μ mを除く）である、請求項 10 に記載の磁気ヘッド。
[12] 前記アルミナは、平均結晶粒径が 1 μ m以下 (但し、 0 μ mを除く）である、請求項 1 0に記載の磁気ヘッド。
[13] 前記導電性化合物は、タングステンの炭化物である、請求項 10に記載の磁気へッ ド、。
[14] 前記導電性化合物は、平均結晶粒径が 10nm(0. 01 μ m)以上 1 μ m以下である
、請求項 10に記載の磁気ヘッド。
[15] 前記スライダにおける電磁変換素子が形成される端面力ゝらの深さ lmmまでの領域 における前記端面と平行な面にぉ 、て、上記導電性化合物の結晶粒子の分布密度 力 X 105個 Zmm2以上である、請求項 10に記載の磁気ヘッド。
[16] 前記導電性ィ匕合物の結晶粒子は、楔形形状の粒子を含む、請求項 10に記載の磁 気ヘッド。
[17] 前記焼結体は、熱伝導率が 30WZ (m-k)以上である、請求項 10に記載の磁気へ ッド、。
[18] 上記焼結体は、抗折強度が 700MPa以上である、請求項 10に記載の磁気ヘッド。
[19] 前記スライダは、浮上面と、空気を導入するための凹部と、を有しており、
前記凹部は、表面における算術平均高さ Raが 20nm以下である、請求項 10に記 載の磁気ヘッド。
[20] 請求項 10な!、し 19の!、ずれかに記載の磁気ヘッドと、
前記磁気ヘッドによって情報の記録および再生を行う磁気記録層を有する記録媒 体と、
前記記録媒体を駆動させるモータと、
を備えている、記録媒体駆動装置。
PCT/JP2007/053556 2006-02-27 2007-02-26 磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置 Ceased WO2007105477A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008505039A JPWO2007105477A1 (ja) 2006-02-27 2007-02-26 磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置
US12/280,974 US20090244772A1 (en) 2006-02-27 2007-02-26 Magnetic head substrate, magnetic head and recording medium driving device

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006050968 2006-02-27
JP2006-050968 2006-02-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2007105477A1 true WO2007105477A1 (ja) 2007-09-20

Family

ID=38509313

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2007/053556 Ceased WO2007105477A1 (ja) 2006-02-27 2007-02-26 磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20090244772A1 (ja)
JP (1) JPWO2007105477A1 (ja)
CN (1) CN101432806A (ja)
WO (1) WO2007105477A1 (ja)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5345449B2 (ja) * 2008-07-01 2013-11-20 日本碍子株式会社 接合構造体及びその製造方法
US8611043B2 (en) 2011-06-02 2013-12-17 International Business Machines Corporation Magnetic head having polycrystalline coating
US8611044B2 (en) 2011-06-02 2013-12-17 International Business Machines Corporation Magnetic head having separate protection for read transducers and write transducers
US8837082B2 (en) 2012-04-27 2014-09-16 International Business Machines Corporation Magnetic recording head having quilted-type coating
US9036297B2 (en) 2012-08-31 2015-05-19 International Business Machines Corporation Magnetic recording head having protected reader sensors and near zero recession writer poles
US8780496B2 (en) 2012-09-21 2014-07-15 International Business Machines Corporation Device such as magnetic head having hardened dielectric portions

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09221352A (ja) * 1995-11-07 1997-08-26 Ngk Spark Plug Co Ltd セラミックス焼結体及びセラミックス製金型
JP2000348321A (ja) * 1999-06-03 2000-12-15 Nec Corp 磁気ディスク装置，磁気ヘッド，磁気ヘッドの製造方法および磁気ディスク装置の製造方法
JP2002356367A (ja) * 2001-03-29 2002-12-13 Taiheiyo Cement Corp 低熱膨張セラミックス及びその製造方法
JP2005272291A (ja) * 2004-02-26 2005-10-06 Kyocera Corp 酸化アルミニウム窒化チタニウム系焼結体とこれを用いた磁気ヘッド用基板と超音波モータと動圧軸受およびその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4251841A (en) * 1979-06-01 1981-02-17 International Business Machines Corporation Magnetic head slider assembly
JPH062615B2 (ja) * 1984-12-29 1994-01-12 ティーディーケイ株式会社 磁気ヘツドスライダ材料
JPH0622053B2 (ja) * 1986-04-23 1994-03-23 住友特殊金属株式会社 基板材料
JPH10212164A (ja) * 1997-01-24 1998-08-11 Nippon Tungsten Co Ltd 磁気ヘッド用基板材料
US6067220A (en) * 1998-04-02 2000-05-23 Pemstar, Inc. Shunt for protecting a hard file head
CN100562506C (zh) * 2004-11-29 2009-11-25 京瓷株式会社 氧化铝氮化钛类烧结体及其制造方法、磁头用基板、超声波马达、动压力轴承
JP2006286104A (ja) * 2005-03-31 2006-10-19 Fujitsu Ltd 磁気ヘッドおよびその製造方法
JP5354901B2 (ja) * 2005-04-21 2013-11-27 日立金属株式会社 薄膜磁気ヘッド用セラミックス基板材料

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09221352A (ja) * 1995-11-07 1997-08-26 Ngk Spark Plug Co Ltd セラミックス焼結体及びセラミックス製金型
JP2000348321A (ja) * 1999-06-03 2000-12-15 Nec Corp 磁気ディスク装置，磁気ヘッド，磁気ヘッドの製造方法および磁気ディスク装置の製造方法
JP2002356367A (ja) * 2001-03-29 2002-12-13 Taiheiyo Cement Corp 低熱膨張セラミックス及びその製造方法
JP2005272291A (ja) * 2004-02-26 2005-10-06 Kyocera Corp 酸化アルミニウム窒化チタニウム系焼結体とこれを用いた磁気ヘッド用基板と超音波モータと動圧軸受およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2007105477A1 (ja) 2009-07-30
CN101432806A (zh) 2009-05-13
US20090244772A1 (en) 2009-10-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2007105477A1 (ja) 磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置
JP2008084520A (ja) 磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置
JP5148502B2 (ja) セラミック焼結体とそれを用いた磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドならびに記録媒体駆動装置
US20100315743A1 (en) Magnetic read/write head substrate
JP4025791B2 (ja) 磁気ヘッドスライダ用材料、磁気ヘッドスライダ、及び磁気ヘッドスライダ用材料の製造方法
JP4624139B2 (ja) 磁気ヘッド用基板の製造方法
JPH10212164A (ja) 磁気ヘッド用基板材料
JP2008243354A (ja) 磁気ヘッド用基板とその製造方法およびこれを用いた磁気ヘッドならびに記録媒体駆動装置
JP5020210B2 (ja) 磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドならびに磁気記録装置
JP4453627B2 (ja) 磁気ヘッドスライダ用焼結体、磁気ヘッドスライダ、及び、磁気ヘッドスライダ用焼結体の製造方法
US8318330B2 (en) Magnetic read/write head substrate
JP5093948B2 (ja) 磁気ヘッド用基板及びその製造方法
JP5037798B2 (ja) セラミック焼結体及び磁気ヘッド用基板
JP5106317B2 (ja) 磁気ヘッド用基板および磁気ヘッドならびに磁気記録装置
JP5328728B2 (ja) 磁気ヘッド用基板
JP6563708B2 (ja) 薄膜磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドスライダ、および、ハードディスクドライブ装置
JP2008108411A (ja) 磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドおよび記録媒体駆動装置
JP6359897B2 (ja) 薄膜磁気ヘッド用基板、磁気ヘッドスライダ、および、ハードディスクドライブ装置
JP2002293634A (ja) 炭化珪素質焼結体及びこれを用いた磁気ヘッドスライダ用基板
JP2007176786A (ja) セラミック焼結体とそれを用いた磁気ヘッド用基板および磁気ヘッド、ならびに記録媒体駆動装置
JP2002226258A (ja) Ａｌ２Ｏ３−ＴｉＣ−ＴｉＢ２系セラミック焼結体及びこれを用いた磁気ヘッド用基板
JPH05213674A (ja) セラミックス材料
JP2001184820A (ja) 磁気ヘッドスライダ
JPH05250638A (ja) 薄膜磁気ヘッド用セラミックス焼結体

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2008505039

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200780015301.X

Country of ref document: CN

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 07714949

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12280974

Country of ref document: US