JPH02123705A - 耐熱鉄系磁性膜及びこれを用いた磁気ヘツド - Google Patents
耐熱鉄系磁性膜及びこれを用いた磁気ヘツドInfo
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- JPH02123705A JPH02123705A JP27625088A JP27625088A JPH02123705A JP H02123705 A JPH02123705 A JP H02123705A JP 27625088 A JP27625088 A JP 27625088A JP 27625088 A JP27625088 A JP 27625088A JP H02123705 A JPH02123705 A JP H02123705A
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- H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
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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、高透磁率
、耐熱熱性、高耐食性を有する強磁性膜及びこれを用い
た磁気ヘッドに関する。
ッドの磁極材料に係り、特に高飽和磁束密度、高透磁率
、耐熱熱性、高耐食性を有する強磁性膜及びこれを用い
た磁気ヘッドに関する。
近年、磁気記録技術の進歩は著しく、家庭用ＶＴＲの分
野では小形、軽量化が進み、将来のデジタルＶＴＲに向
けて記録密度の高密度化が進められている。また、磁気
ディスク装置の分野では大容量化のために、記録密度の
高密度化が進められている。このような高密度化のため
には高保磁力の記録媒体に信号を十分に記録できる飽和
磁束密度の高い磁性膜からなる磁極をもつ磁気ヘッドが
必要になる。
野では小形、軽量化が進み、将来のデジタルＶＴＲに向
けて記録密度の高密度化が進められている。また、磁気
ディスク装置の分野では大容量化のために、記録密度の
高密度化が進められている。このような高密度化のため
には高保磁力の記録媒体に信号を十分に記録できる飽和
磁束密度の高い磁性膜からなる磁極をもつ磁気ヘッドが
必要になる。
磁気ヘッドの磁極を構成する磁性膜には高飽和磁束密度
である他に、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。
である他に、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を要求される。
透磁率を保持することの可能な耐熱性を要求される。
飽和磁束密度の高い磁性元素には遷移金属元素のＦｅ、
Ｃｏ、Ｎｉ等がある。これらの元素は単体では透磁率が
低いため、磁気ヘッド用材料としては使用することがで
きない。したがって、従来、飽和磁束密度の高いＦｅに
他の元素を添加し、さらに多層化を図る等の工夫がされ
て、透磁率の向上が図られてきた。例えば、特開昭６２
−２８１１０６号ではＦｅにＺｒ、Ｃ等を添加して比透
磁率の向上を図った。
Ｃｏ、Ｎｉ等がある。これらの元素は単体では透磁率が
低いため、磁気ヘッド用材料としては使用することがで
きない。したがって、従来、飽和磁束密度の高いＦｅに
他の元素を添加し、さらに多層化を図る等の工夫がされ
て、透磁率の向上が図られてきた。例えば、特開昭６２
−２８１１０６号ではＦｅにＺｒ、Ｃ等を添加して比透
磁率の向上を図った。
上記従来技術は比透磁率の向上の点から優れた技術であ
ったが、磁気ヘッドを形成する際に経る高温工程につい
ては考慮されていなかった。特に、ガラスボンディング
を必要とするメタルインギャップ型の磁気ヘッドを形成
する際には５００〜７００℃の高温工程が存在するため
、この高温でも比透磁率の劣化が生じることのない、高
耐熱性磁性膜の開発が要求された。
ったが、磁気ヘッドを形成する際に経る高温工程につい
ては考慮されていなかった。特に、ガラスボンディング
を必要とするメタルインギャップ型の磁気ヘッドを形成
する際には５００〜７００℃の高温工程が存在するため
、この高温でも比透磁率の劣化が生じることのない、高
耐熱性磁性膜の開発が要求された。
したがって、本発明の目的はＦｅを主成分とする飽和磁
束密度の高い磁性膜の耐熱性を向上することにある。ま
た、他の目的は耐食性の向上も図ることである。
束密度の高い磁性膜の耐熱性を向上することにある。ま
た、他の目的は耐食性の向上も図ることである。
〔１１１題を解決するための手段〕
本発明は上記目的を達成するため、Ｆｅを主成分とする
強磁性膜にＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ元素のＴｉ。
強磁性膜にＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ元素のＴｉ。
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗより選ばれる少
なくとも１種の元素を０．１〜１０ａｔ％ Ｂ。
なくとも１種の元素を０．１〜１０ａｔ％ Ｂ。
Ｃ，Ｎより選ばれる少なくとも１種の元素を０．１１ａ
ｔ％添加したものである。また、上記他の目的を達成す
るために、上記磁性膜に、さらにＲｈもしくはＲｕを０
．１〜５ａｔ％添加したものである。
ｔ％添加したものである。また、上記他の目的を達成す
るために、上記磁性膜に、さらにＲｈもしくはＲｕを０
．１〜５ａｔ％添加したものである。
本発明の磁性膜の透磁率の向上、特に磁極形状に加工し
た時の透磁率の劣化を防止するためには上記磁性膜を非
磁性絶縁層を介して積層することが望ましい。また、さ
らに透磁率の向上を図るためには磁性膜とは異なる金属
膜を介して！！ｔＭすることも有効である。
た時の透磁率の劣化を防止するためには上記磁性膜を非
磁性絶縁層を介して積層することが望ましい。また、さ
らに透磁率の向上を図るためには磁性膜とは異なる金属
膜を介して！！ｔＭすることも有効である。
本発明者らは飽和磁束密度の高いＦｅを主成分とする磁
性膜の探索研究を行なってきた。この中で、ｒＶａ、Ｖ
ａ、ＶＩａ族元素のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ。
性膜の探索研究を行なってきた。この中で、ｒＶａ、Ｖ
ａ、ＶＩａ族元素のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ。
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗを添加した鉄系磁性膜は比透
磁率を減少することなく、耐熱性が向上することが明ら
かになった。Ｉ’／ ａ ＋ Ｖ ａ ｒ ＶＩ ａ族
元素の添加が鉄系磁性膜の耐熱性を向上する理由は明確
になっていないが、本発明者らはこれらの元素が比較的
融点の高い元素であることから、鉄系磁性膜を構成する
結晶粒の高温における再結晶化が抑制され、高温まで微
細結晶が保たれた結果ではないかと考えている。Ｆｓ系
磁性膜は結晶磁気異方性定数が約５０ Ｋ Ｊ ／ ｒ
ｎ’とパーマロイ合金に比較して約２桁大きな値を有す
るため、再結晶化により結晶粒が拡大すると、結晶磁気
異方性の影響によって比透磁率の劣化が生ずることにな
る。
磁率を減少することなく、耐熱性が向上することが明ら
かになった。Ｉ’／ ａ ＋ Ｖ ａ ｒ ＶＩ ａ族
元素の添加が鉄系磁性膜の耐熱性を向上する理由は明確
になっていないが、本発明者らはこれらの元素が比較的
融点の高い元素であることから、鉄系磁性膜を構成する
結晶粒の高温における再結晶化が抑制され、高温まで微
細結晶が保たれた結果ではないかと考えている。Ｆｓ系
磁性膜は結晶磁気異方性定数が約５０ Ｋ Ｊ ／ ｒ
ｎ’とパーマロイ合金に比較して約２桁大きな値を有す
るため、再結晶化により結晶粒が拡大すると、結晶磁気
異方性の影響によって比透磁率の劣化が生ずることにな
る。
実際に、電子顕微鏡により磁性膜を構成する結晶粒の形
状を観察すると、比透磁率の劣化した膜では結晶粒の再
結晶化が生じていることが明らかになった。
状を観察すると、比透磁率の劣化した膜では結晶粒の再
結晶化が生じていることが明らかになった。
一方、上述した鉄系磁性膜にＢ、Ｃ，Ｎを添加すると、
鉄系磁性膜の結晶粒径が微細化することが明らかになっ
た。このとき、鉄系磁性膜の比透磁率はＢ、Ｃ，Ｎの添
加濃度の増加に従って増加する傾向を示した。但し、Ｂ
、Ｃ，Ｈの添加は磁性膜中の圧縮応力は増加する作用を
有することも明らかになった。圧縮応力の大きな膜は加
熱によって容易に再結晶化を生じることが知られており
、実際にＢ、Ｃ，Ｎを大量に添加した膜では３００℃を
超えると結晶粒の拡大が生じて、比透磁率の減少が生ず
ることが確認された。したがって、Ｂ。
鉄系磁性膜の結晶粒径が微細化することが明らかになっ
た。このとき、鉄系磁性膜の比透磁率はＢ、Ｃ，Ｎの添
加濃度の増加に従って増加する傾向を示した。但し、Ｂ
、Ｃ，Ｈの添加は磁性膜中の圧縮応力は増加する作用を
有することも明らかになった。圧縮応力の大きな膜は加
熱によって容易に再結晶化を生じることが知られており
、実際にＢ、Ｃ，Ｎを大量に添加した膜では３００℃を
超えると結晶粒の拡大が生じて、比透磁率の減少が生ず
ることが確認された。したがって、Ｂ。
Ｃ，Ｎの添加は比透磁率の増加を生じるが、耐熱性を劣
化させることが明らかになった。
化させることが明らかになった。
さらに、上述した鉄系磁性膜にＲｈ、Ｒｕを添加した結
果、鉄系磁性膜の比透磁率、耐熱性を変化させることな
く、塩水噴霧試験、高温多湿試験による耐食性評価の結
果を向上することが確認された。
果、鉄系磁性膜の比透磁率、耐熱性を変化させることな
く、塩水噴霧試験、高温多湿試験による耐食性評価の結
果を向上することが確認された。
耐熱性を向上するＰ／ａ、Ｖａ、Ｖｉａ族元素の添加量
は０．１ａｔ％以上で耐熱性向上の効果を示し、添加量
が多くなる程、耐熱性は向上する傾向を示す、但し、鉄
系磁性膜の添加磁束密度はこれらの非磁性元素が増加す
るにしたがって減少するため、高性能磁気ヘッドを得る
ためにはｒＶａ、Ｖａ。
は０．１ａｔ％以上で耐熱性向上の効果を示し、添加量
が多くなる程、耐熱性は向上する傾向を示す、但し、鉄
系磁性膜の添加磁束密度はこれらの非磁性元素が増加す
るにしたがって減少するため、高性能磁気ヘッドを得る
ためにはｒＶａ、Ｖａ。
ＶＩａ元素の添加量は１０ａｔ％以下が好ましい。した
がって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ。
がって、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ。
Ｍｏ、Ｗより選ばれる少なくとも１種の元素の添加量は
０．１〜１０ａｔ％が好ましい値である。
０．１〜１０ａｔ％が好ましい値である。
Ｂ、Ｃ，Ｎの添加量が比透磁率の向上に与える影響は極
めて大きく、０．１ａｔ％以上の添加で有効である。し
かし、Ｆｅ中へこれらの元素の固溶限界は極めて小さい
ため、１ａｔ％以上の添加は圧縮応力の増大を生じ、耐
熱性を劣化する。したがって、Ｂ、Ｃ，Ｎより選ばれる
少なくとも１種の元素の添加量は０．１〜１ａｔ％が望
ましい。
めて大きく、０．１ａｔ％以上の添加で有効である。し
かし、Ｆｅ中へこれらの元素の固溶限界は極めて小さい
ため、１ａｔ％以上の添加は圧縮応力の増大を生じ、耐
熱性を劣化する。したがって、Ｂ、Ｃ，Ｎより選ばれる
少なくとも１種の元素の添加量は０．１〜１ａｔ％が望
ましい。
Ｒｈ、Ｒｕの添加量は、０．１ａｔ％以上で耐食性向上
に効果がある。Ｒｈ、Ｒｕは非磁性元素であるにもかか
わらず、Ｆｅ中に固溶するとＦｓとの交換相互作用が生
じ、鉄系磁性膜の飽和磁束密度の減少は大きくない、但
し、耐食性実験の結果ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素とほ
ぼ同じ添加量を添加した場合に特に優れた耐食性を示す
ことが明らかになった。したがって、Ｒｈ、Ｒｕの添加
量は０．１〜１０ａｔ％ が望ましい。
に効果がある。Ｒｈ、Ｒｕは非磁性元素であるにもかか
わらず、Ｆｅ中に固溶するとＦｓとの交換相互作用が生
じ、鉄系磁性膜の飽和磁束密度の減少は大きくない、但
し、耐食性実験の結果ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素とほ
ぼ同じ添加量を添加した場合に特に優れた耐食性を示す
ことが明らかになった。したがって、Ｒｈ、Ｒｕの添加
量は０．１〜１０ａｔ％ が望ましい。
上述した鉄系磁性膜を用いて磁気ヘッドの磁極を形成す
ると、磁極部には環流磁区が生じ、磁極部の比透磁率は
減少する傾向をもつ、また、特に１μｍ以上の厚い磁性
膜では渦電流損失が生じるため、高周波領域の透磁率が
減少する。したがって、記録再生効率の高い磁気ヘッド
を作るためには上記鉄系磁性膜中に非磁性絶縁層を挿入
し、磁区構造の制御および渦電流損失の防止を図ること
が好ましい、磁区構造の制御は非磁性層を１００〜１０
００人挿入すれば良いし、渦電流損失の防止は絶縁層を
１００〜１０００人挿入すれば良いことはすでに知られ
ているが、本発明では非磁性かつ絶縁性の中間層を挿入
することによって、１種類の中間層で磁区構造制御と渦
電流損失防止の両方を解決していることが特徴である。
ると、磁極部には環流磁区が生じ、磁極部の比透磁率は
減少する傾向をもつ、また、特に１μｍ以上の厚い磁性
膜では渦電流損失が生じるため、高周波領域の透磁率が
減少する。したがって、記録再生効率の高い磁気ヘッド
を作るためには上記鉄系磁性膜中に非磁性絶縁層を挿入
し、磁区構造の制御および渦電流損失の防止を図ること
が好ましい、磁区構造の制御は非磁性層を１００〜１０
００人挿入すれば良いし、渦電流損失の防止は絶縁層を
１００〜１０００人挿入すれば良いことはすでに知られ
ているが、本発明では非磁性かつ絶縁性の中間層を挿入
することによって、１種類の中間層で磁区構造制御と渦
電流損失防止の両方を解決していることが特徴である。
これにより、製膜を簡単化することができる。
一方、上述した鉄系磁性膜の比透磁率は周波数５ Ｍ
Ｈｚにおいて５ｏＯ〜１５００であるが、この磁性膜中
に上記第１の中間層とは異なり、磁性膜とも異なる第２
の金属中間層を挿入することにより、比透磁率を１５０
０〜３０００に向上することができる。このとき、金属
中間層の挿入は鉄系磁性膜の結晶粒怪を微細化する効果
を有し、鉄系磁性膜中に５００〜２０００人の周期で挿
入すれば良い、また、この中間層の膜厚は１０〜１００
人が適当である。この中間層が非磁性金属もしくは飽和
磁束密度の低い金属の場合、鉄系磁性膜の飽和磁束密度
を膜全体として低下することになるので、この中間層の
膜厚は薄い方が望ましい。
Ｈｚにおいて５ｏＯ〜１５００であるが、この磁性膜中
に上記第１の中間層とは異なり、磁性膜とも異なる第２
の金属中間層を挿入することにより、比透磁率を１５０
０〜３０００に向上することができる。このとき、金属
中間層の挿入は鉄系磁性膜の結晶粒怪を微細化する効果
を有し、鉄系磁性膜中に５００〜２０００人の周期で挿
入すれば良い、また、この中間層の膜厚は１０〜１００
人が適当である。この中間層が非磁性金属もしくは飽和
磁束密度の低い金属の場合、鉄系磁性膜の飽和磁束密度
を膜全体として低下することになるので、この中間層の
膜厚は薄い方が望ましい。
以下、本発明を実施例により詳しく説明する。
（実施例１）
磁気記録袋［（磁気ディスク装置、ＶＴＲ等）の磁気ヘ
ッドを構成する磁極用の磁性膜として、Ｆａ−Ｔａ−Ｒ
ｕ−Ｃ系材料を使用し、第１の非磁性絶縁中間層として
ＢＮ、第２の金属中間層としてＮ１−Ｆａ金合金用い、
鉄系磁性膜を形成した。鉄系磁性膜の形成はイオンビー
ムスパッタリング法によって行なった１本実施例で使用
したイオンビームスパッタリング装置はデュアルイオン
ビーム装置であり、イオンガンが２台あり１片方でター
ゲットのスパッタリングを行ない、スパッタ粒子を基板
に被着させる。また、片方のイオンガンは基板を直接イ
オン照射することができ１通常、低加速エネルギー（５
００Ｖ以下）のイオンを基板に当てて、被着膜の膜構造
を制御することができる。また、イオンビームスパッタ
装置は膜形成室中にプラズマが存在しないため、ターゲ
ット交換機構（例えば、複数のターゲットを回転させる
ことにより交換する機構）を設備することができ、積層
膜を容易に形成することができる。高飽和磁束密度、高
透磁率、高耐熱性、高耐食性をもつ鉄系磁性膜の形成に
好ましいイオンビームスパッタリングの条件は以下のと
おりであった。第１イオンガン加速電圧 １０００
〜１４００Ｖ第２イオンガン加速電圧 ２００〜４０
０ＶＡｒ圧力 ２〜３ Ｘ １０−”
Ｐ ａ基板表面温度 ５０〜１００’Ｃ基
板回転数 ２０〜６０ＲＰＭ以上の条件
で種々の組成に配合したＦｅ−Ｔａ−Ｒｕ−Ｃターゲッ
ト、ＢＮターゲット、Ｎｉ −２０ｖｔ％Ｆｅターゲッ
トを交互にスパッタし、鉄系磁性膜を形成した。この時
、磁気ディスク装置の磁気ヘッド磁極用にはＺｒＯｘ基
板上に０．５〜２μｍの厚さの鉄系磁性膜を形成し、Ｖ
ＴＲ用のメタルインギャップ磁気ヘッド磁極用にはフェ
ライト単結晶基板上に２〜５μｍの厚さの鉄系磁性膜を
形成した。この結果得られた各種磁性膜の組成はプラズ
マ発光分光法（溶液法）およびＥＰＭＡ（エレクトロン
プルーブマイクロアナリシス）法によって分析した。ま
た、これらの磁性膜の飽和磁束密度は振動試料磁束計、
比透磁率をベクトルインピーダンスメーターを用いて測
定した。耐熱性は磁性膜の熱処理温度を変えて熱処理し
、比透磁率の変化を測定した。このとき、比透磁率が減
少を開始する温度を耐熱温度とした。また、磁性膜の耐
食性は１％ＮａＣ１１水溶液を噴霧しつつ３０℃に保持
し、磁性膜の飽和磁束密度が試験開始時の９０％に減少
した時点における保持日数で評価した。
ッドを構成する磁極用の磁性膜として、Ｆａ−Ｔａ−Ｒ
ｕ−Ｃ系材料を使用し、第１の非磁性絶縁中間層として
ＢＮ、第２の金属中間層としてＮ１−Ｆａ金合金用い、
鉄系磁性膜を形成した。鉄系磁性膜の形成はイオンビー
ムスパッタリング法によって行なった１本実施例で使用
したイオンビームスパッタリング装置はデュアルイオン
ビーム装置であり、イオンガンが２台あり１片方でター
ゲットのスパッタリングを行ない、スパッタ粒子を基板
に被着させる。また、片方のイオンガンは基板を直接イ
オン照射することができ１通常、低加速エネルギー（５
００Ｖ以下）のイオンを基板に当てて、被着膜の膜構造
を制御することができる。また、イオンビームスパッタ
装置は膜形成室中にプラズマが存在しないため、ターゲ
ット交換機構（例えば、複数のターゲットを回転させる
ことにより交換する機構）を設備することができ、積層
膜を容易に形成することができる。高飽和磁束密度、高
透磁率、高耐熱性、高耐食性をもつ鉄系磁性膜の形成に
好ましいイオンビームスパッタリングの条件は以下のと
おりであった。第１イオンガン加速電圧 １０００
〜１４００Ｖ第２イオンガン加速電圧 ２００〜４０
０ＶＡｒ圧力 ２〜３ Ｘ １０−”
Ｐ ａ基板表面温度 ５０〜１００’Ｃ基
板回転数 ２０〜６０ＲＰＭ以上の条件
で種々の組成に配合したＦｅ−Ｔａ−Ｒｕ−Ｃターゲッ
ト、ＢＮターゲット、Ｎｉ −２０ｖｔ％Ｆｅターゲッ
トを交互にスパッタし、鉄系磁性膜を形成した。この時
、磁気ディスク装置の磁気ヘッド磁極用にはＺｒＯｘ基
板上に０．５〜２μｍの厚さの鉄系磁性膜を形成し、Ｖ
ＴＲ用のメタルインギャップ磁気ヘッド磁極用にはフェ
ライト単結晶基板上に２〜５μｍの厚さの鉄系磁性膜を
形成した。この結果得られた各種磁性膜の組成はプラズ
マ発光分光法（溶液法）およびＥＰＭＡ（エレクトロン
プルーブマイクロアナリシス）法によって分析した。ま
た、これらの磁性膜の飽和磁束密度は振動試料磁束計、
比透磁率をベクトルインピーダンスメーターを用いて測
定した。耐熱性は磁性膜の熱処理温度を変えて熱処理し
、比透磁率の変化を測定した。このとき、比透磁率が減
少を開始する温度を耐熱温度とした。また、磁性膜の耐
食性は１％ＮａＣ１１水溶液を噴霧しつつ３０℃に保持
し、磁性膜の飽和磁束密度が試験開始時の９０％に減少
した時点における保持日数で評価した。
第１図には作製した鉄系磁性膜の構造を示す。
非磁性絶縁層のＢＮ層の膜厚および金属層のＮｉ−２０
ｗｔ％Ｆａ層の膜厚は鉄系磁性膜の総膜厚によって最適
な値が異なるが、それぞれ１００〜１０００人、１０〜
１００人とした。なお、磁気ディスク装置用の磁気ヘッ
ド磁極は第１図に示した鉄系磁性膜上にさらにＳｉＯ２
もしくはＡＱｚＯ＋＋からなるギツプ層を設けた後、こ
の上に第１図と同様の鉄系磁性膜を形成して作製した。
ｗｔ％Ｆａ層の膜厚は鉄系磁性膜の総膜厚によって最適
な値が異なるが、それぞれ１００〜１０００人、１０〜
１００人とした。なお、磁気ディスク装置用の磁気ヘッ
ド磁極は第１図に示した鉄系磁性膜上にさらにＳｉＯ２
もしくはＡＱｚＯ＋＋からなるギツプ層を設けた後、こ
の上に第１図と同様の鉄系磁性膜を形成して作製した。
また、ＶＴＲ用のメタルインギャップヘッド磁極は第１
図に示した鉄系磁性膜上にＳｉＯ２キツプ層を形成した
もの１対をＳｉＯ２を対向させて固定し。
図に示した鉄系磁性膜上にＳｉＯ２キツプ層を形成した
もの１対をＳｉＯ２を対向させて固定し。
空隙にガラスを充填して作製した。
第２図には第１図で示した構造の鉄系磁性膜の飽和磁束
密度および耐熱温度が磁性膜中のＴ ａ ４度によって
変化する様子を示す。図かられかるように、耐熱温度は
Ｔａ濃度が増加するに伴なって上昇し、２０ａｔ％では
ほぼ７００℃に達した。但し、飽和磁束密度はＴａ濃度
とともに減少し、２０ａｔ％では約１．６Ｔまで減少し
た。この結果から、耐熱温度が５００℃以上、飽和磁束
密度が１．７Ｔ以上となるＴａ濃度は０．１〜１０ａｔ
％であり、この濃度の範囲内では記録再生特性の優れた
磁気ヘッドを作製することが可能になる。
密度および耐熱温度が磁性膜中のＴ ａ ４度によって
変化する様子を示す。図かられかるように、耐熱温度は
Ｔａ濃度が増加するに伴なって上昇し、２０ａｔ％では
ほぼ７００℃に達した。但し、飽和磁束密度はＴａ濃度
とともに減少し、２０ａｔ％では約１．６Ｔまで減少し
た。この結果から、耐熱温度が５００℃以上、飽和磁束
密度が１．７Ｔ以上となるＴａ濃度は０．１〜１０ａｔ
％であり、この濃度の範囲内では記録再生特性の優れた
磁気ヘッドを作製することが可能になる。
なお、以上の検討はＦ ｅ −Ｔ ａ −Ｒｕ −Ｃ＠
中のＲｕ濃度を約１ａｔ％、Ｃ濃度を約０．５ａｔ％に
固定して行なったものである。Ｒｕの添加は特に鉄系磁
性膜の耐食性の向上に有効であった。Ｔａ濃度を２ａｔ
％、Ｃ濃度を０．５ａｔ％に固定してＲｕ濃度が耐食性
に与える影響を調べた結果を第３図に示す、また、第３
図には鉄系磁性膜の飽和磁束密度の変化を示す。鉄系磁
性膜の耐食性はＲｕ１１度の増加に伴なって向上し、０
．１ａｔ％以上の添加で塩水噴霧試験１０日以上に耐え
ることが明らかになった。但し、Ｔａの添加の場合と同
様にＲｕ濃度が増加する程鉄系磁性膜の飽和磁束密度は
減少するため、Ｒｕの添加量は１０ａｔ％以下が適当で
ある。なお、Ｒｕは非磁性材料にもかかわらず、Ｔａに
比べると飽和磁束密度を減少する効果は少なかった。さ
らに、鉄系磁性膜の耐食性に与えるＲｕの添加の効果は
Ｔａの存在する場合において顕著に表われた。Ｔａを添
加していない鉄系磁性膜にＲｕを添加しても、塩水噴霧
試験結果は好ましいものにならなかった。したがって、
耐食性の向上はＴａとＲｕが共存する場合に生ずること
が確認された。同様の結果は他のＩＶａ、Ｖａ。
中のＲｕ濃度を約１ａｔ％、Ｃ濃度を約０．５ａｔ％に
固定して行なったものである。Ｒｕの添加は特に鉄系磁
性膜の耐食性の向上に有効であった。Ｔａ濃度を２ａｔ
％、Ｃ濃度を０．５ａｔ％に固定してＲｕ濃度が耐食性
に与える影響を調べた結果を第３図に示す、また、第３
図には鉄系磁性膜の飽和磁束密度の変化を示す。鉄系磁
性膜の耐食性はＲｕ１１度の増加に伴なって向上し、０
．１ａｔ％以上の添加で塩水噴霧試験１０日以上に耐え
ることが明らかになった。但し、Ｔａの添加の場合と同
様にＲｕ濃度が増加する程鉄系磁性膜の飽和磁束密度は
減少するため、Ｒｕの添加量は１０ａｔ％以下が適当で
ある。なお、Ｒｕは非磁性材料にもかかわらず、Ｔａに
比べると飽和磁束密度を減少する効果は少なかった。さ
らに、鉄系磁性膜の耐食性に与えるＲｕの添加の効果は
Ｔａの存在する場合において顕著に表われた。Ｔａを添
加していない鉄系磁性膜にＲｕを添加しても、塩水噴霧
試験結果は好ましいものにならなかった。したがって、
耐食性の向上はＴａとＲｕが共存する場合に生ずること
が確認された。同様の結果は他のＩＶａ、Ｖａ。
Ｖｉａ族元素を添加した場合にも［１されており、ＩＶ
ａ、Ｖａ、Ｖｌａ元素とＲｈ、Ｒｕの共存が耐食性向上
に結びつくことが明らかである。
ａ、Ｖａ、Ｖｌａ元素とＲｈ、Ｒｕの共存が耐食性向上
に結びつくことが明らかである。
Ｆ ｅ −Ｔ ａ −Ｒｕ −Ｃ磁性膜のＴａ濃度を１
ａｔ％、Ｒｕ濃度を１ａｔ％に固定して、Ｃ′ａ度を変
化させ、鉄系磁性膜の比透磁率および耐熱温度に与える
影響を検討した。第４図にはＣ濃度が鉄系磁性膜の比透
磁率と耐熱温度に与える影響を示す。
ａｔ％、Ｒｕ濃度を１ａｔ％に固定して、Ｃ′ａ度を変
化させ、鉄系磁性膜の比透磁率および耐熱温度に与える
影響を検討した。第４図にはＣ濃度が鉄系磁性膜の比透
磁率と耐熱温度に与える影響を示す。
第４図から明らかなように、Ｃ濃度が増加するにしたが
って鉄系磁性膜の比透磁率は増加する傾向を示すが、耐
熱温度は逆に減少することが明らかになった。得られた
鉄系磁性膜をＸ線回折法によって観察すると、Ｃ濃度の
増加は鉄系磁性膜の結晶粒径を微細化し、この結果比透
磁率が増加するものと推察された。また、Ｃ濃度の増加
は同時に膜中の圧縮応力を増加することも明らかになっ
た。
って鉄系磁性膜の比透磁率は増加する傾向を示すが、耐
熱温度は逆に減少することが明らかになった。得られた
鉄系磁性膜をＸ線回折法によって観察すると、Ｃ濃度の
増加は鉄系磁性膜の結晶粒径を微細化し、この結果比透
磁率が増加するものと推察された。また、Ｃ濃度の増加
は同時に膜中の圧縮応力を増加することも明らかになっ
た。
圧縮応力の増加は磁性膜を構成する結晶粒の再結晶化を
促進することから耐熱温度の低下に結びつくことも確認
された。この結果、鉄系磁性膜中のＣ濃度は１５００以
上の比透磁率を示し、５００℃以上の耐熱温度を示す０
．１〜ｆａｔ％が望ましいことが明らかになった。
促進することから耐熱温度の低下に結びつくことも確認
された。この結果、鉄系磁性膜中のＣ濃度は１５００以
上の比透磁率を示し、５００℃以上の耐熱温度を示す０
．１〜ｆａｔ％が望ましいことが明らかになった。
上述した比透磁率は基板上に広い面積で形成された鉄系
磁性膜の比透磁率を測定したものである。
磁性膜の比透磁率を測定したものである。
さらに、この鉄系磁性膜をイオンミリングによって幅１
０μｍのストライプ状に加工した後、比透磁率を測定し
た。この結果、本実施例の鉄系磁性膜の比透磁率はスト
ライプ状に加工する前と加工後の値に大幅な差が認めら
れなかった。一方、本実施例の鉄系磁性膜（第１図参照
）がらＢＮ非磁性絶縁層を除いた磁性膜を形成して、ス
トライプ状に加工前後の比透磁率を測定したところ、ス
トライプ状に加工前はＢＮ非磁性絶縁層が存在する場合
とほぼ同じ比透磁率を示したが、１０μｍ幅のストライ
プ状に加工した後は加工前の３０〜６０％の値に比透磁
率が減少してしまった。この結果は鉄系磁性膜の磁区構
造と渦電流が非磁性絶縁層の挿入によって制御されたこ
とに基づくものと推察され、非磁性絶縁層の挿入が比透
磁率を保つ上で重要なことを示したものである。
０μｍのストライプ状に加工した後、比透磁率を測定し
た。この結果、本実施例の鉄系磁性膜の比透磁率はスト
ライプ状に加工する前と加工後の値に大幅な差が認めら
れなかった。一方、本実施例の鉄系磁性膜（第１図参照
）がらＢＮ非磁性絶縁層を除いた磁性膜を形成して、ス
トライプ状に加工前後の比透磁率を測定したところ、ス
トライプ状に加工前はＢＮ非磁性絶縁層が存在する場合
とほぼ同じ比透磁率を示したが、１０μｍ幅のストライ
プ状に加工した後は加工前の３０〜６０％の値に比透磁
率が減少してしまった。この結果は鉄系磁性膜の磁区構
造と渦電流が非磁性絶縁層の挿入によって制御されたこ
とに基づくものと推察され、非磁性絶縁層の挿入が比透
磁率を保つ上で重要なことを示したものである。
（実施例２）
実施例１において、Ｆ ａ −Ｔ ａ −Ｒｕ −Ｃ磁
性層、ＢＮ非磁性絶縁層、Ｎｉ−２０ｖｔ％Ｎｉ金属層
を第５図に示す材料に変えて鉄系磁性膜を形成し、その
飽和磁束密度、比透磁率、耐熱温度、耐食日数を測定し
た。この結果を第５図にまとめて示す。なお、磁性層の
組成はＩＶａ、Ｖａ、Ｖｉａ族元素濃度を２ａｔ％、Ｒ
ｈ、Ｒｕ濃度を１ａｔ％、Ｃ濃度を０．５ａｔ％とした
。
性層、ＢＮ非磁性絶縁層、Ｎｉ−２０ｖｔ％Ｎｉ金属層
を第５図に示す材料に変えて鉄系磁性膜を形成し、その
飽和磁束密度、比透磁率、耐熱温度、耐食日数を測定し
た。この結果を第５図にまとめて示す。なお、磁性層の
組成はＩＶａ、Ｖａ、Ｖｉａ族元素濃度を２ａｔ％、Ｒ
ｈ、Ｒｕ濃度を１ａｔ％、Ｃ濃度を０．５ａｔ％とした
。
第５図に示されているように、ＦａにＴｉ。
Ｚｎ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗより選ばれた元
素、Ｒｈ、Ｒｕから選ばれた元素、Ｂ、Ｎ。
素、Ｒｈ、Ｒｕから選ばれた元素、Ｂ、Ｎ。
Ｃより選ばれた元素を添加した磁性層を非磁性絶縁中間
層、金属中間層を介して積層した鉄系磁性膜は飽和磁束
密度１．８Ｔ以上、比透磁率１５００以上、耐熱温度５
００℃以上、耐食日数１０日以上の優れた性質を示すこ
とが確認された。
層、金属中間層を介して積層した鉄系磁性膜は飽和磁束
密度１．８Ｔ以上、比透磁率１５００以上、耐熱温度５
００℃以上、耐食日数１０日以上の優れた性質を示すこ
とが確認された。
上述の鉄系磁性膜を磁気ディスク用磁気ヘッド磁極およ
びＶＴＲ用メタルインギャップヘッド磁極として用い、
記録再生特性を評価した結果、従来の磁気記録密度の８
０ＫＢＰＩ （キロビット／インチ）を上まわる１２
０ＫＢＰＩ以上の記録密度を得ることができた。
びＶＴＲ用メタルインギャップヘッド磁極として用い、
記録再生特性を評価した結果、従来の磁気記録密度の８
０ＫＢＰＩ （キロビット／インチ）を上まわる１２
０ＫＢＰＩ以上の記録密度を得ることができた。
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
て膜形成を行なった結果を示したが、本発明者らはＲＦ
スパッタリング法でも同様の検討を行なっており、基板
温度を１５０’Ｃ前後まで上昇させることにより、はぼ
同様の結果が得られることを確認した。したがって、本
発明は膜形成法による制限を受けるものではない。
て膜形成を行なった結果を示したが、本発明者らはＲＦ
スパッタリング法でも同様の検討を行なっており、基板
温度を１５０’Ｃ前後まで上昇させることにより、はぼ
同様の結果が得られることを確認した。したがって、本
発明は膜形成法による制限を受けるものではない。
以上説明したごとく、本発明による鉄系磁性膜は高飽和
磁束密度（１，８Ｔ以上）、高比透磁率（１５００以上
）、高耐熱性（５００’Ｃ以上）、高耐食性（塩水噴霧
試験１０日以上）の優れた特性を有する。したがって、
この磁性膜を磁気記録装置用磁気ヘッド磁極として用い
た場合は記録再生特性が高く、信頼性の高い磁気記録装
置を得ることができる。
磁束密度（１，８Ｔ以上）、高比透磁率（１５００以上
）、高耐熱性（５００’Ｃ以上）、高耐食性（塩水噴霧
試験１０日以上）の優れた特性を有する。したがって、
この磁性膜を磁気記録装置用磁気ヘッド磁極として用い
た場合は記録再生特性が高く、信頼性の高い磁気記録装
置を得ることができる。
第１図は本発明の実施例を用いた鉄系磁性膜の断面構造
を示す模式図、第２図は鉄系磁性膜の飽和磁束密度と耐
熱温度に及ぼすＴａ濃度の影響を示すグラフ、第３図は
鉄系磁性膜の飽和磁束密度と耐食性に及ぼすＲｕ濃度の
影響を示すグラフ、第４図は鉄系磁性膜の比透磁率と耐
熱温度に及ぼすａＳ度の影響を示すグラフ、第５図は本
発明の鉄系磁性膜の磁束密度、比透磁率、耐熱温度、耐
食日数を示す表である。 １・・・基板、２− Ｆ ａ −Ｔ ａ −Ｒｕ −Ｃ
磁性層、３・・・ＢＮ非磁性絶縁層、４・・・Ｆａ−２
０ｗｔ％Ｎｉ金属層。 第 口 Ｆｅ −２０ｗｔＥ Ｎ ｉ金４４ 第 Ｔａ２支 （ｏｉ％） 亭 藷１膚 （（２２％り
を示す模式図、第２図は鉄系磁性膜の飽和磁束密度と耐
熱温度に及ぼすＴａ濃度の影響を示すグラフ、第３図は
鉄系磁性膜の飽和磁束密度と耐食性に及ぼすＲｕ濃度の
影響を示すグラフ、第４図は鉄系磁性膜の比透磁率と耐
熱温度に及ぼすａＳ度の影響を示すグラフ、第５図は本
発明の鉄系磁性膜の磁束密度、比透磁率、耐熱温度、耐
食日数を示す表である。 １・・・基板、２− Ｆ ａ −Ｔ ａ −Ｒｕ −Ｃ
磁性層、３・・・ＢＮ非磁性絶縁層、４・・・Ｆａ−２
０ｗｔ％Ｎｉ金属層。 第 口 Ｆｅ −２０ｗｔＥ Ｎ ｉ金４４ 第 Ｔａ２支 （ｏｉ％） 亭 藷１膚 （（２２％り
Claims (5)
- １．鉄を主成分とする強磁性膜にIVａ，Ｖａ，VIａ元素
のＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗより選
ばれる少なくとも１種の元素を０．１〜１０ａｔ％、Ｂ
，Ｃ，Ｎより選ばれる少なくとも１種の元素を０．１〜
１ａｔ％添加したことを特徴とする耐熱鉄系磁性膜。 - ２．上記鉄を主成分とする強磁性膜がＲｈもしくはＲｕ
を０．１〜１０ａｔ％含有することを特徴とする特許請
求の範囲第１項記載の耐熱鉄系磁性膜。 - ３．特許請求の範囲第１項または第２項記載の耐熱鉄系
磁性膜が非磁性絶縁層よりなる第１の中間層を介して積
層されていることを特徴とする耐熱鉄系磁性膜。 - ４．特許請求の範囲第１項，第２項，第３項のうちいず
れかに記載の耐熱鉄系磁性膜が他の金層膜よりなる第２
の中間層を介して積層されていることを特徴とする耐熱
鉄系磁性膜。 - ５．特許請求の範囲第１項乃至第４項記載のうちいずれ
かの耐熱鉄系磁性膜を磁気記録ヘッドの磁極材料とした
ことを特徴とする磁気ヘッド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27625088A JPH02123705A (ja) | 1988-11-02 | 1988-11-02 | 耐熱鉄系磁性膜及びこれを用いた磁気ヘツド |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27625088A JPH02123705A (ja) | 1988-11-02 | 1988-11-02 | 耐熱鉄系磁性膜及びこれを用いた磁気ヘツド |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02123705A true JPH02123705A (ja) | 1990-05-11 |
Family
ID=17566801
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27625088A Pending JPH02123705A (ja) | 1988-11-02 | 1988-11-02 | 耐熱鉄系磁性膜及びこれを用いた磁気ヘツド |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02123705A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03158441A (ja) * | 1989-11-17 | 1991-07-08 | Alps Electric Co Ltd | 軟磁性合金膜 |
| JPH04333546A (ja) * | 1990-08-31 | 1992-11-20 | Alps Electric Co Ltd | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金および高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金薄帯 |
| US5262915A (en) * | 1990-08-23 | 1993-11-16 | Tdk Corporation | Magnetic head comprising a soft magnetic thin film of FeNiZrN having enhanced (100) orientation |
| JPH05314431A (ja) * | 1992-05-08 | 1993-11-26 | Sharp Corp | 薄膜磁気ヘッド |
-
1988
- 1988-11-02 JP JP27625088A patent/JPH02123705A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03158441A (ja) * | 1989-11-17 | 1991-07-08 | Alps Electric Co Ltd | 軟磁性合金膜 |
| US5262915A (en) * | 1990-08-23 | 1993-11-16 | Tdk Corporation | Magnetic head comprising a soft magnetic thin film of FeNiZrN having enhanced (100) orientation |
| JPH04333546A (ja) * | 1990-08-31 | 1992-11-20 | Alps Electric Co Ltd | 高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金および高飽和磁束密度Ｆｅ系軟磁性合金薄帯 |
| JPH05314431A (ja) * | 1992-05-08 | 1993-11-26 | Sharp Corp | 薄膜磁気ヘッド |
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