JPH0316203A - 磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッド - Google Patents
磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッドInfo
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- JPH0316203A JPH0316203A JP1149626A JP14962689A JPH0316203A JP H0316203 A JPH0316203 A JP H0316203A JP 1149626 A JP1149626 A JP 1149626A JP 14962689 A JP14962689 A JP 14962689A JP H0316203 A JPH0316203 A JP H0316203A
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- G11B5/1877—"Composite" pole pieces, i.e. poles composed in some parts of magnetic particles and in some other parts of magnetic metal layers including at least one magnetic thin film
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は磁気ディスク装置,VTRなどに用いられる磁
気ヘッドの磁極材料に係り,特に高飽和磁束密度,高透
lia率,高耐熱性,高耐食性を有する耐熱高飽和磁束
密度膜及びこれを用いた磁気ヘッドに関する。
気ヘッドの磁極材料に係り,特に高飽和磁束密度,高透
lia率,高耐熱性,高耐食性を有する耐熱高飽和磁束
密度膜及びこれを用いた磁気ヘッドに関する。
近年、磁気記録技術の発展は著しく、記録密度の向上が
進められている。記録密度を高くするためには高保磁力
の記録媒体を使用する必要があり、また高保磁力の記録
媒体を磁化するためには、窩飽和磁束密度を有する磁極
材料が必要となる。このため、従来のフエライトなどに
代ってNi−Fe合金(パーマロイ)やGo系非品質合
金薄膜が磁極材料として使われ始めている.さらに、磁
極材料は高飽和磁束密度であるほかに、記録再生効率の
向上の点から高透磁率を有することが必要とされる。ま
た、磁気ヘッドを形成する工程における加熱工程に耐え
て高透磁率を保持することの可能な耐熱性も要求される
。
進められている。記録密度を高くするためには高保磁力
の記録媒体を使用する必要があり、また高保磁力の記録
媒体を磁化するためには、窩飽和磁束密度を有する磁極
材料が必要となる。このため、従来のフエライトなどに
代ってNi−Fe合金(パーマロイ)やGo系非品質合
金薄膜が磁極材料として使われ始めている.さらに、磁
極材料は高飽和磁束密度であるほかに、記録再生効率の
向上の点から高透磁率を有することが必要とされる。ま
た、磁気ヘッドを形成する工程における加熱工程に耐え
て高透磁率を保持することの可能な耐熱性も要求される
。
このような磁極材料としては特開昭62−210607
6および電子通信情報学会MR88−55(平或元年3
月22日)に示されているように,F’e,Co,Ni
,Mnより選ばれる金属にNb,Zr,Ti,Ta,H
f,Cr,W,Moと・窒素を同時に添加した材料が報
告されている。また、この材料の作或方法は所定の組戊
を有する金属ターゲットをアルゴンと窒素の混合ガスを
スパッタリングガスとして用いてスパッタリングする方
法である。この報告によればスパッタリングガス中の窒
素濃度を変調して窒化層と非窒化層を交互に積層するこ
とにより、飽和磁束密度1.5T,’保磁力1 0e
以下の特性を持つ膜が得られている。
6および電子通信情報学会MR88−55(平或元年3
月22日)に示されているように,F’e,Co,Ni
,Mnより選ばれる金属にNb,Zr,Ti,Ta,H
f,Cr,W,Moと・窒素を同時に添加した材料が報
告されている。また、この材料の作或方法は所定の組戊
を有する金属ターゲットをアルゴンと窒素の混合ガスを
スパッタリングガスとして用いてスパッタリングする方
法である。この報告によればスパッタリングガス中の窒
素濃度を変調して窒化層と非窒化層を交互に積層するこ
とにより、飽和磁束密度1.5T,’保磁力1 0e
以下の特性を持つ膜が得られている。
この膜の保磁力は600℃まで低く保たれており、耐熱
性は600℃であった。
性は600℃であった。
本発明者らはFe−Nb系材料をアルゴンと窒素の混合
ガス中でスパッタリングし、上述した報告の追試実験を
おこなったが、5I.磁力は報告の通り400から60
0℃で1 0e以下の低い値を示すことが確認された
。しかし、本発明者らはこの尖験の中で,休心立方品の
結晶構造を持つFeが600℃以上の温度で面心立方晶
の結晶構造に一部分変態し、これに件って得られた膜の
飽和磁束密度が減少することを明らかにした。また、こ
の実験ではスパッタリング中に間歇的に窒素ガスを導入
しなければならなかったが,一定のスパッタリングガス
圧力を保ちながら間歇的に窒素ガスを導入する作業は煩
雑であった。
ガス中でスパッタリングし、上述した報告の追試実験を
おこなったが、5I.磁力は報告の通り400から60
0℃で1 0e以下の低い値を示すことが確認された
。しかし、本発明者らはこの尖験の中で,休心立方品の
結晶構造を持つFeが600℃以上の温度で面心立方晶
の結晶構造に一部分変態し、これに件って得られた膜の
飽和磁束密度が減少することを明らかにした。また、こ
の実験ではスパッタリング中に間歇的に窒素ガスを導入
しなければならなかったが,一定のスパッタリングガス
圧力を保ちながら間歇的に窒素ガスを導入する作業は煩
雑であった。
したがって,本発明の目的は、上述の従来技術の欠点を
解消し5さらに高温まで飽和磁束密度と軟磁気特性が保
たれる新規な高飽和磁化軟磁性膜を提供することにある
。
解消し5さらに高温まで飽和磁束密度と軟磁気特性が保
たれる新規な高飽和磁化軟磁性膜を提供することにある
。
本発明者らは上述の問題点を解決するために、鋭意研究
を続けてきたが、磁性膜中に窒素を導入する替わりに、
強磁性金属膜中に炭化物もしくは硼化物等の高融点材料
を混入することにより、高温まで飽和磁束密度と軟磁気
特性が保たれることを見出すこヒができた。ここで、炭
化物もしくは硼化物はHf−C,Nb−C,Ta−C,
Ti−’C,Zr−C,V−C,W−C,Mo−C,S
i−C,B−C,Hf−B,Nb−B,Ta−B,Ti
”−B,Zr−B,V−B,Ba−B,Ca−B,Sr
−B.La−B,Sm−B,Y−Bの群より選ばれる1
種以上の結合を有する物質であり、この他に軟磁気特性
および耐食性を向上するための添加物を加えても良い。
を続けてきたが、磁性膜中に窒素を導入する替わりに、
強磁性金属膜中に炭化物もしくは硼化物等の高融点材料
を混入することにより、高温まで飽和磁束密度と軟磁気
特性が保たれることを見出すこヒができた。ここで、炭
化物もしくは硼化物はHf−C,Nb−C,Ta−C,
Ti−’C,Zr−C,V−C,W−C,Mo−C,S
i−C,B−C,Hf−B,Nb−B,Ta−B,Ti
”−B,Zr−B,V−B,Ba−B,Ca−B,Sr
−B.La−B,Sm−B,Y−Bの群より選ばれる1
種以上の結合を有する物質であり、この他に軟磁気特性
および耐食性を向上するための添加物を加えても良い。
本発明の炭化物もしくは硼化物の混入方法に制限は無く
、磁性膜形或時に炭化物もしくは硼化物が存在しなくて
も、膜形或後の熱処理等によってこれらが生成すれば良
い。また、あらかじめ磁性膜形戊時に炭化物もしくは硼
化物の状態で混入させることもできる。混入方法として
は磁性層と炭化物もしくは硼化物の積Nj5あるいは、
磁性層と炭化物もしくは硼化物を構成する元素の積層、
磁性層と炭化物もしくは硼化物の構戒元素の同時堆積等
いずれの方法も可能である。
、磁性膜形或時に炭化物もしくは硼化物が存在しなくて
も、膜形或後の熱処理等によってこれらが生成すれば良
い。また、あらかじめ磁性膜形戊時に炭化物もしくは硼
化物の状態で混入させることもできる。混入方法として
は磁性層と炭化物もしくは硼化物の積Nj5あるいは、
磁性層と炭化物もしくは硼化物を構成する元素の積層、
磁性層と炭化物もしくは硼化物の構戒元素の同時堆積等
いずれの方法も可能である。
本発明の耐熱高飽和磁束密度膜を磁気記@装置の磁気ヘ
ッドに用いることにより、記録再生特性の優れた磁気記
録装置を得ることができる。特に、本発明の高飽和磁束
密度膜をガラスボンディング工程を有する方法で作戊す
るメタルインギャップ型ヘッドに適用することによりさ
らに大きな効果を得ることができる。
ッドに用いることにより、記録再生特性の優れた磁気記
録装置を得ることができる。特に、本発明の高飽和磁束
密度膜をガラスボンディング工程を有する方法で作戊す
るメタルインギャップ型ヘッドに適用することによりさ
らに大きな効果を得ることができる。
上述のように、強磁性金属膜中に炭化物もしくは硼化物
等の高融点材料を毘入することにより、高温まで飽和磁
束密度と軟磁気特性が保たれるが、そのメカニズムは必
ずしも1・分明らかになっているわけではない.ただし
、本発明者らが検討した結果、これらの高融点材科を混
入した強磁性膜は7 0 0C*で加熱しても、ほとん
ど結晶粒径の粗大化が生じておらず、高融点材料が強磁
性膜の構成元素の拡散を抑制し、加熱により結晶粒が或
長ずることを防いでいることが確認された.このとき、
700℃まで加熱した膜を高分解能E PMA(Ele
ctron Probe Micro Analysi
s)法によって分析した結果、強磁性11!1を構成す
る結晶粒の周囲に炭化物もしくは硼化物等の相が観察さ
れ、これらの相が存在することによって強磁性膜:!i
−構成する結晶粒の粒或長(粗大化)が抑制されること
が示唆された。結晶磁気異方性定数が零に近い材料を除
いて,強磁性材料の軟磁気特性は強磁性材料を楕或する
結晶粒の入きさに関係し、結晶粒が増大する程軟磁気特
性は劣化することが知られている。従って、本発明の強
磁性膜も同様に、高温まで結晶粒が小さく保たれたため
に軟磁気特性の劣化が生じなかったものと考えられる。
等の高融点材料を毘入することにより、高温まで飽和磁
束密度と軟磁気特性が保たれるが、そのメカニズムは必
ずしも1・分明らかになっているわけではない.ただし
、本発明者らが検討した結果、これらの高融点材科を混
入した強磁性膜は7 0 0C*で加熱しても、ほとん
ど結晶粒径の粗大化が生じておらず、高融点材料が強磁
性膜の構成元素の拡散を抑制し、加熱により結晶粒が或
長ずることを防いでいることが確認された.このとき、
700℃まで加熱した膜を高分解能E PMA(Ele
ctron Probe Micro Analysi
s)法によって分析した結果、強磁性11!1を構成す
る結晶粒の周囲に炭化物もしくは硼化物等の相が観察さ
れ、これらの相が存在することによって強磁性膜:!i
−構成する結晶粒の粒或長(粗大化)が抑制されること
が示唆された。結晶磁気異方性定数が零に近い材料を除
いて,強磁性材料の軟磁気特性は強磁性材料を楕或する
結晶粒の入きさに関係し、結晶粒が増大する程軟磁気特
性は劣化することが知られている。従って、本発明の強
磁性膜も同様に、高温まで結晶粒が小さく保たれたため
に軟磁気特性の劣化が生じなかったものと考えられる。
しかし、同じ膜を.X線回折法によって調べても、炭化
物もしくは硼化物等は検出されず、これらの物質は微量
であるか、非品質であるかのいずれかであ.,った。
物もしくは硼化物等は検出されず、これらの物質は微量
であるか、非品質であるかのいずれかであ.,った。
また、高融点材料は炭化物もしくは硼化物であるため、
例えばF’ e中にCやBが固溶してもその軟磁気特性
を劣化することは無かった。また、本発明の強磁性膜の
飽和磁束密度は添加する炭化物もしくは硼化物等の量の
増加に伴って減少する傾向を示したが、これは非磁性体
の添加による単純希釈の効果によるものと推察される。
例えばF’ e中にCやBが固溶してもその軟磁気特性
を劣化することは無かった。また、本発明の強磁性膜の
飽和磁束密度は添加する炭化物もしくは硼化物等の量の
増加に伴って減少する傾向を示したが、これは非磁性体
の添加による単純希釈の効果によるものと推察される。
以下に本発明の実施例を挙げ、図表@:参照しながらさ
らに具体的に説明する。
らに具体的に説明する。
実施例1。
Fe,Co,Niを主戊分とする強磁性膜の形成はイオ
ンビーム・スバソタリンゾ装置を用いて結晶化ガラス基
板上に行った。本実施例で使用したイオンビーム・スパ
ッタリング装置にはイオンガンが2台設備されており、
片方でターゲットのスパッタリングを行い、スバッタ粒
子を基板に被着させることができる。また、他方で基板
のクリーニング等を行うことができる。この装置のター
ゲットホルダーは回転式であり,最大4稚類の夕一ゲッ
トを装填でき,このうち任意のターゲットを選択してス
パッタリングすることができる。したがって、これらの
ターゲット材料から構成されろ任意の積WJ膜を形成す
るこたができろ。この方法でF c H C O ,
N iを主戊分とする強磁性膜と炭化物もしくは硼化物
の積層膜を作製した3スバックリングは以ドの条件で行
った。
ンビーム・スバソタリンゾ装置を用いて結晶化ガラス基
板上に行った。本実施例で使用したイオンビーム・スパ
ッタリング装置にはイオンガンが2台設備されており、
片方でターゲットのスパッタリングを行い、スバッタ粒
子を基板に被着させることができる。また、他方で基板
のクリーニング等を行うことができる。この装置のター
ゲットホルダーは回転式であり,最大4稚類の夕一ゲッ
トを装填でき,このうち任意のターゲットを選択してス
パッタリングすることができる。したがって、これらの
ターゲット材料から構成されろ任意の積WJ膜を形成す
るこたができろ。この方法でF c H C O ,
N iを主戊分とする強磁性膜と炭化物もしくは硼化物
の積層膜を作製した3スバックリングは以ドの条件で行
った。
イオンガス・・・Ar
装置内Arガス圧力・・・2.5 X 1 0−”P
a蒸着用イオンガノ加速電ル・・・1200V蒸着用イ
オンがンイオン電流・・・l 2 0 :rnAターゲ
ット基板間距離・・・l 2 7rn rnIJ(.板
温度・・・50・〜・100℃E記条件で作製した積層
j模のWR面図を第1図に示す。本実施例では基板とし
てコーニング社製ホトセラム(結晶化ガラス)基板を用
い、7!厚3.7nmの強磁性金RFnとN厚3 n
mの炭化物層もしくは硼化物層とからなる積層膜を作製
した。積層膜全体の膜厚は1μmとしたので、強磁性金
属層は50層、炭化物屠もしくは硼化物層は49Mにな
った。
a蒸着用イオンガノ加速電ル・・・1200V蒸着用イ
オンがンイオン電流・・・l 2 0 :rnAターゲ
ット基板間距離・・・l 2 7rn rnIJ(.板
温度・・・50・〜・100℃E記条件で作製した積層
j模のWR面図を第1図に示す。本実施例では基板とし
てコーニング社製ホトセラム(結晶化ガラス)基板を用
い、7!厚3.7nmの強磁性金RFnとN厚3 n
mの炭化物層もしくは硼化物層とからなる積層膜を作製
した。積層膜全体の膜厚は1μmとしたので、強磁性金
属層は50層、炭化物屠もしくは硼化物層は49Mにな
った。
得られた積層膜は100℃から700℃の範囲でArガ
ス中で1時間の熱処理をし、各々のlIqの軟磁気特性
評価、X線回折による結晶学的評価、分析による炭化物
層もしくは硼化物層の確認を行った・ 第上表にこの結果を示す。
ス中で1時間の熱処理をし、各々のlIqの軟磁気特性
評価、X線回折による結晶学的評価、分析による炭化物
層もしくは硼化物層の確認を行った・ 第上表にこの結果を示す。
第1表
表中、強磁性金属膜および炭化物、硼化物は膜形或時の
ターゲットの組戊を示す。また、保磁力,結晶粒径は7
00℃で1時間の熱処理を行ったのちに測定した値であ
る。なお、結晶粒径はX1s回折法によって測定した回
折線の半値幅から求めた.この結果、Fe,Co,Ni
を主成分とする強磁性金属膜を炭化物もしくは硼化物と
いった高融点材料と積層させることによって700℃の
高温でも保磁力1.50e以下の優れた軟磁気特性を持
つ強磁性膜を得ることができた。このときの結晶粒径は
250A以下に保たれていることが確認された。熱処理
前の結晶粒径は150入から200入であったので熱処
理によって結晶粒径はほとんど変わらないことが明らか
になった。なお、同様にFe,Co.Ni.を主成分と
する強磁性金属膜だけで1μmの膜を形成し、熱処理を
行った場合は500℃で結晶粒の粗大化が生じてしまい
、保磁力は5 0e以上に増加した.従って、炭化物
もしくは硼化物といった高融点材料を強磁性金属膜中に
挿入することにより、耐熱性が向上することが明らかで
ある。
ターゲットの組戊を示す。また、保磁力,結晶粒径は7
00℃で1時間の熱処理を行ったのちに測定した値であ
る。なお、結晶粒径はX1s回折法によって測定した回
折線の半値幅から求めた.この結果、Fe,Co,Ni
を主成分とする強磁性金属膜を炭化物もしくは硼化物と
いった高融点材料と積層させることによって700℃の
高温でも保磁力1.50e以下の優れた軟磁気特性を持
つ強磁性膜を得ることができた。このときの結晶粒径は
250A以下に保たれていることが確認された。熱処理
前の結晶粒径は150入から200入であったので熱処
理によって結晶粒径はほとんど変わらないことが明らか
になった。なお、同様にFe,Co.Ni.を主成分と
する強磁性金属膜だけで1μmの膜を形成し、熱処理を
行った場合は500℃で結晶粒の粗大化が生じてしまい
、保磁力は5 0e以上に増加した.従って、炭化物
もしくは硼化物といった高融点材料を強磁性金属膜中に
挿入することにより、耐熱性が向上することが明らかで
ある。
700℃で熱処理を行った積1!P膜の断面構造を電子
顕微鏡によって観察した結果、700℃の熱処理後も積
層構造は保たれており、炭化物もしくヰ硼化物といった
高融点材料が強磁性金属膜の結晶粒の戊長を抑制してい
ることがわかる。なお,本発明者らは同時にこれらの強
磁性金属膜を炭化もしくは硼化物の替わりに、異なる金
属層を介して積層し.700℃で熱処理を行った後、断
面構造を電子顕微鏡によってI!察した結果、強磁性金
属膜と異なる金属膜は完全に拡散しあって、積層構造を
認めることはできなかったばかりか結晶粒は粗大化し膜
の表面から基板界面まで1個の単結晶になっているもの
もあった。
顕微鏡によって観察した結果、700℃の熱処理後も積
層構造は保たれており、炭化物もしくヰ硼化物といった
高融点材料が強磁性金属膜の結晶粒の戊長を抑制してい
ることがわかる。なお,本発明者らは同時にこれらの強
磁性金属膜を炭化もしくは硼化物の替わりに、異なる金
属層を介して積層し.700℃で熱処理を行った後、断
面構造を電子顕微鏡によってI!察した結果、強磁性金
属膜と異なる金属膜は完全に拡散しあって、積層構造を
認めることはできなかったばかりか結晶粒は粗大化し膜
の表面から基板界面まで1個の単結晶になっているもの
もあった。
本発明の磁性膜をX線回折法によって検討した結果、7
00℃で熱処理した膜の結晶構造はFeを主成分とした
場合,休心立方構造であり、Coを主戊分とした場合、
六方細密充填構造であり、Niを主成分とした場合は面
心立方構造であった。
00℃で熱処理した膜の結晶構造はFeを主成分とした
場合,休心立方構造であり、Coを主戊分とした場合、
六方細密充填構造であり、Niを主成分とした場合は面
心立方構造であった。
いずれも主成分は他の構造をもたず,単相であった。従
って、Feを主威分とした場合でも従来例のように飽和
磁束密度が600℃以上で減少するといった現象は認め
られず、1.7T以上の高い飽砲磁束密度を得ることが
できた。
って、Feを主威分とした場合でも従来例のように飽和
磁束密度が600℃以上で減少するといった現象は認め
られず、1.7T以上の高い飽砲磁束密度を得ることが
できた。
実施例2.
実施例1において強磁性金gt膜を炭素もしくは硼素を
添加した強磁性膜に替え、炭化物もしくは硼化物を第2
表に示す金属に替えて、実施例1と同様に積層膜を形威
した。
添加した強磁性膜に替え、炭化物もしくは硼化物を第2
表に示す金属に替えて、実施例1と同様に積層膜を形威
した。
第2表
得られた結果を第2表に示す。表中,強磁性および金属
は膜形戊時のターゲットの組威を示す。
は膜形戊時のターゲットの組威を示す。
また,保磁力,結晶粒径は700℃で1時間の熱処理を
行ったのちに測定した値である。なお、結晶粒径は実施
例1の場合と同様にX線で測定したする強磁性金属膜を
炭素もしくは硼素と積層させることによって700℃の
高温でも保磁力1.10e以下の優れた軟磁気特性を持
つ強磁性膜を得ることができた。このときの結晶粒径は
200入以下に保たれていることが確認された。熱処理
前の結晶粒径は150人以下であったので熱処理によっ
て結晶粒径はほとんど変わらないことが明らかになった
。但し、熱処理による保磁力の変化を調べたところ、3
00℃から450℃の@囲では保磁力が一旦増加した後
、さらに温度を上昇すると再び減少する様子が見られ、
強磁性金属膜を炭化物や硼化物を介して積層した場合と
は異なる結果であった。熱処理による飽和磁束密度の変
化は実施例lと同様であり、大幅な変化は認められなか
った。特に、600℃以上の飽和磁束密度の減少はなか
った。
行ったのちに測定した値である。なお、結晶粒径は実施
例1の場合と同様にX線で測定したする強磁性金属膜を
炭素もしくは硼素と積層させることによって700℃の
高温でも保磁力1.10e以下の優れた軟磁気特性を持
つ強磁性膜を得ることができた。このときの結晶粒径は
200入以下に保たれていることが確認された。熱処理
前の結晶粒径は150人以下であったので熱処理によっ
て結晶粒径はほとんど変わらないことが明らかになった
。但し、熱処理による保磁力の変化を調べたところ、3
00℃から450℃の@囲では保磁力が一旦増加した後
、さらに温度を上昇すると再び減少する様子が見られ、
強磁性金属膜を炭化物や硼化物を介して積層した場合と
は異なる結果であった。熱処理による飽和磁束密度の変
化は実施例lと同様であり、大幅な変化は認められなか
った。特に、600℃以上の飽和磁束密度の減少はなか
った。
700℃で熱処理を行った積層膜の断面構造を電子顕微
鏡によってIj1察した結果、700℃の熱処理後も積
層構造は保たれており、積層構造が強磁性金層膜の結晶
粒の戒長を抑制していることがわかる。さらに、本発明
者らはこれらの強磁性金属積層II!Iを高分解能EP
MA法によって分析した結果、中間層として押入した金
属層の場所には強磁性膜を添加した炭素もしくは硼素も
集まってきており、炭化物や硼化物が形戊されているこ
とが推察された。また、押入した金属は一部が拡散して
第2図に示すように、強磁性膜を構成する結晶粒を包む
ように存在していることが確認された。
鏡によってIj1察した結果、700℃の熱処理後も積
層構造は保たれており、積層構造が強磁性金層膜の結晶
粒の戒長を抑制していることがわかる。さらに、本発明
者らはこれらの強磁性金属積層II!Iを高分解能EP
MA法によって分析した結果、中間層として押入した金
属層の場所には強磁性膜を添加した炭素もしくは硼素も
集まってきており、炭化物や硼化物が形戊されているこ
とが推察された。また、押入した金属は一部が拡散して
第2図に示すように、強磁性膜を構成する結晶粒を包む
ように存在していることが確認された。
ここには炭素もしくは硼素も存在しており、炭化物や硼
化物として存在することが予想された。
化物として存在することが予想された。
この膜3 X P S (Xray Photoele
ctronSpectroscopy )によって分析
した結果、炭素もしくは硼素と中間に挿入した金属とが
結合状態(すなわち炭化物もしくは硼化物)にあること
が確認された。従って、炭化物もしくは硼化物といった
高融点材料を強磁性金属膜を構成する結晶粒の周囲に存
在せしめることにより、耐熱性を向上させることができ
ることが明らかである。
ctronSpectroscopy )によって分析
した結果、炭素もしくは硼素と中間に挿入した金属とが
結合状態(すなわち炭化物もしくは硼化物)にあること
が確認された。従って、炭化物もしくは硼化物といった
高融点材料を強磁性金属膜を構成する結晶粒の周囲に存
在せしめることにより、耐熱性を向上させることができ
ることが明らかである。
実施例3.
Fe,Co,Niを主成分とする強磁性金属と第1表に
示す炭化物もしくは硼化物の同時スパッタリング、ある
いは各元素の同時スパッタリングによって強磁性膜を形
戊した。形戊は実施例1と同様に,イオンビーム・スパ
ッタリング装置を用いて結晶化ガラス基板上に行った。
示す炭化物もしくは硼化物の同時スパッタリング、ある
いは各元素の同時スパッタリングによって強磁性膜を形
戊した。形戊は実施例1と同様に,イオンビーム・スパ
ッタリング装置を用いて結晶化ガラス基板上に行った。
また,第1表とは別にこれらの磁性膜に耐食性を向上さ
せるための他の元素(例えば、R}i,Ru等)を添加
した膜も形成した。
せるための他の元素(例えば、R}i,Ru等)を添加
した膜も形成した。
得られた積層1摸は実施例1と同様に、100℃から7
00℃の範囲でArガス中で1時間の熱処理をし、各々
の膜の軟磁気特性評価、X線回折による結晶学的評価,
分析による炭化物層もしくは硼化物層の確認を行った。
00℃の範囲でArガス中で1時間の熱処理をし、各々
の膜の軟磁気特性評価、X線回折による結晶学的評価,
分析による炭化物層もしくは硼化物層の確認を行った。
第3図には1例としてFeを主戊分とし、4at%Ta
,5at.%C,2aj%Ru&添加した膜の磁気特性
を示す。
,5at.%C,2aj%Ru&添加した膜の磁気特性
を示す。
F e + C o + N iを主成分とするこれら
の強磁性膜は膜形成直後は必ずしも十分な軟磁気特性を
示すとはいえないが、200℃の熱処理によって軟磁気
特性は少し向上し、300℃から400℃で一旦劣化し
た後、再び向上し、600℃以上では1.20e以下の
保磁力を示すようになった。
の強磁性膜は膜形成直後は必ずしも十分な軟磁気特性を
示すとはいえないが、200℃の熱処理によって軟磁気
特性は少し向上し、300℃から400℃で一旦劣化し
た後、再び向上し、600℃以上では1.20e以下の
保磁力を示すようになった。
これは熱処理によって膜中の応力が緩和されたことと、
炭化物もしくは硼化物の生或によって高温でも結晶粒の
戒長が生じなかったことによるものと考えられる。この
ときの結晶粒径は250A以下に保たれていることが確
認される。
炭化物もしくは硼化物の生或によって高温でも結晶粒の
戒長が生じなかったことによるものと考えられる。この
ときの結晶粒径は250A以下に保たれていることが確
認される。
本発明者らはこれらの強磁性膜を高分解能EPMAおよ
びXPS法によって分析した結果、実施例2で示したと
同様に、強磁性膜を構成する結晶粒を包むように炭化物
もしくは硼化物が存在していることが確認された。従っ
て、炭化物もしくは硼化物といった高融点材料を強磁性
金属膜を構成する結晶粒の周囲に存在せしめることによ
り、耐熱性を向上させることができるととは明らかであ
る。
びXPS法によって分析した結果、実施例2で示したと
同様に、強磁性膜を構成する結晶粒を包むように炭化物
もしくは硼化物が存在していることが確認された。従っ
て、炭化物もしくは硼化物といった高融点材料を強磁性
金属膜を構成する結晶粒の周囲に存在せしめることによ
り、耐熱性を向上させることができるととは明らかであ
る。
得られた膜の結晶構造はX線回折によって調べた結果、
例えばFeを主成分とした場合は700℃まで休心立方
構造が安定であり,その飽和磁束密度は熱処理によって
減少することはなかった。
例えばFeを主成分とした場合は700℃まで休心立方
構造が安定であり,その飽和磁束密度は熱処理によって
減少することはなかった。
実施例4.
実施例1から3で得られた強磁性膜を用いて第4図に示
すように、メタルインギャップ型ヘッドの磁極を作製し
、高密度磁気記録装置のヘッドとして評価した。韮板は
Mn−Znフェライト、磁性膜膜厚は5μm、ギャップ
は0.3μmである。
すように、メタルインギャップ型ヘッドの磁極を作製し
、高密度磁気記録装置のヘッドとして評価した。韮板は
Mn−Znフェライト、磁性膜膜厚は5μm、ギャップ
は0.3μmである。
ヘッド形成時のガラスボンディング温度は620℃であ
る。使用した媒体は保磁力が↓5000eであった。こ
の結果、Fc系強磁性膜をヘッドの磁極に用いたヘッド
の記録特性は従来のセンダストヘッドに比べて4.6d
B向」ニし、再生出力は約3 dB高かった。また、
Fe系強磁性1漠をヘッドの磁極に用いた場合は1 0
0 k B P I以上の記録密度を得ることができ
た。これはFe系強磁性j摸の飽和磁束密度が他の材料
に比へて高いことによるものである。
る。使用した媒体は保磁力が↓5000eであった。こ
の結果、Fc系強磁性膜をヘッドの磁極に用いたヘッド
の記録特性は従来のセンダストヘッドに比べて4.6d
B向」ニし、再生出力は約3 dB高かった。また、
Fe系強磁性1漠をヘッドの磁極に用いた場合は1 0
0 k B P I以上の記録密度を得ることができ
た。これはFe系強磁性j摸の飽和磁束密度が他の材料
に比へて高いことによるものである。
以上の実施例ではイオンビームスパッタリング法によっ
て磁性膜の形或を行ったが、本発明者らはRFスパッタ
リング法でも同様の検討を行っており、基板温度を20
0℃前後まで上昇させるだけでほぼ同様の磁気特性およ
び耐熱性をもつ磁性膜がえられることを確認した。従っ
て、本発明は膜形戊法によらず有効である。
て磁性膜の形或を行ったが、本発明者らはRFスパッタ
リング法でも同様の検討を行っており、基板温度を20
0℃前後まで上昇させるだけでほぼ同様の磁気特性およ
び耐熱性をもつ磁性膜がえられることを確認した。従っ
て、本発明は膜形戊法によらず有効である。
以上詳細に説明したごとく、本発明による耐熱高飽和磁
束密度膜はすくなくとも700℃の温度までその軟磁気
特性が良好であり、その飽和磁束密度の減少も存在しな
い。従って、この耐熱高飽和磁束密度膜を磁気記録装置
の磁気ヘッド、特にメタルインギャップ型の磁気ヘッド
に用いた場合、500℃以上の高温でガラスボンディン
グを行うことができるようになり、十分な強度を持つガ
ラス層を形或することができた。
束密度膜はすくなくとも700℃の温度までその軟磁気
特性が良好であり、その飽和磁束密度の減少も存在しな
い。従って、この耐熱高飽和磁束密度膜を磁気記録装置
の磁気ヘッド、特にメタルインギャップ型の磁気ヘッド
に用いた場合、500℃以上の高温でガラスボンディン
グを行うことができるようになり、十分な強度を持つガ
ラス層を形或することができた。
さらに本発明の耐熱高飽和磁束密度膜を他の材料を介し
て積層することにより、さらに軟磁気特性の優れた膜を
得ることができ、磁気ヘッドの記録再生特性および記録
密度を向上させることができる。
て積層することにより、さらに軟磁気特性の優れた膜を
得ることができ、磁気ヘッドの記録再生特性および記録
密度を向上させることができる。
第l図は本発明の強磁性積層膜の断面構造を示す断面図
、第2図は本発明の強磁性膜の熱処理後の構造を示す模
式図、第3図は本発明のFe系強磁性膜の熱処理による
磁気特性の変化を示すグラフの図、第4図はメタルイン
ギャップ部近傍を示す上面図である。 符号の説明 l・・・・・・基板、2・・・・・・強磁性金属膜、3
・・・・・・炭化物もしくは硼化物、4・・・・・・強
磁性膜結晶粒、5・・・・・・中間層金属の炭化物もし
くは硼化物、6・・・・・・フエライト、7・・・・・
・磁性膜、8・・・・・ガラス。 第 / 図 2:摂薇・T工食為榎 3:ヌ北n5ム<IJ砕A〔汀 第2図 f: yh’l,1七満の)【λヒ4弐ソを・しζjブ羞J1
イヒ11グ第3回 第4区
、第2図は本発明の強磁性膜の熱処理後の構造を示す模
式図、第3図は本発明のFe系強磁性膜の熱処理による
磁気特性の変化を示すグラフの図、第4図はメタルイン
ギャップ部近傍を示す上面図である。 符号の説明 l・・・・・・基板、2・・・・・・強磁性金属膜、3
・・・・・・炭化物もしくは硼化物、4・・・・・・強
磁性膜結晶粒、5・・・・・・中間層金属の炭化物もし
くは硼化物、6・・・・・・フエライト、7・・・・・
・磁性膜、8・・・・・ガラス。 第 / 図 2:摂薇・T工食為榎 3:ヌ北n5ム<IJ砕A〔汀 第2図 f: yh’l,1七満の)【λヒ4弐ソを・しζjブ羞J1
イヒ11グ第3回 第4区
Claims (6)
- 1.強磁性金属膜を構成する結晶粒の周囲に炭化物が存
在してなることを特徴とする耐熱高飽和磁束密度膜。 - 2.強磁性金属膜を構成する結晶粒の周囲に硼化物が存
在してなることを特徴とする耐熱高飽和磁束密度膜。 - 3.前記強磁性金属膜がFe,CoもしくはNiを主成
分としていることを特徴とする請求項1又は2記載の耐
熱高飽和磁束密度膜。 - 4.前記炭化物がHf−C,Nb−C,Ta−C,Ti
−C,Zr−C,V−C,W−C,Mo−C,Si−C
の群より選ばれる1種以上の結合を有する物質であるこ
とを特徴とする請求項1記載の耐熱高飽和磁束密度膜。 - 5.前記硼化物がHf−B,Nb−B,Ta−B,Ti
−B,Zr−B,V−B,Ba−B,Ca−B,Sr−
B,La−B,Sm−B,Y−Bの群より選ばれる1桁
以上の結合を有する物質であることを特徴とする請求項
2記載の耐熱高飽和磁束密度膜。 - 6.特許請求の範囲第1項又は第2項に記載の耐熱高飽
和磁束密度膜を磁気記録用ヘッドの磁極材料に用いたこ
とを特徴とする磁気ヘッド。
Priority Applications (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1149626A JP2839554B2 (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | 磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッド |
US07/534,872 US5879798A (en) | 1989-06-14 | 1990-06-08 | Heat resistant, high saturation magnetic flux density film |
KR1019900008511A KR0173856B1 (ko) | 1989-06-14 | 1990-06-11 | 내열 고포화 자속밀도막 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1149626A JP2839554B2 (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | 磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッド |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0316203A true JPH0316203A (ja) | 1991-01-24 |
JP2839554B2 JP2839554B2 (ja) | 1998-12-16 |
Family
ID=15479336
Family Applications (1)
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---|---|---|---|
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