JPH0222442B2 - - Google Patents
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- JPH0222442B2 JPH0222442B2 JP17190584A JP17190584A JPH0222442B2 JP H0222442 B2 JPH0222442 B2 JP H0222442B2 JP 17190584 A JP17190584 A JP 17190584A JP 17190584 A JP17190584 A JP 17190584A JP H0222442 B2 JPH0222442 B2 JP H0222442B2
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Classifications
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- G—PHYSICS
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- 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
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- G11B5/1475—Assembling or shaping of elements
-
- G—PHYSICS
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- G11B5/21—Structure or manufacture of the surface of the head in physical contact with, or immediately adjacent to the recording medium; Pole pieces; Gap features the pole pieces being of ferrous sheet metal or other magnetic layers
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
Description
産業上の利用分野
本発明は合金磁気記録ヘツドの製造方法に関
し、特に高精度なギヤツプ形成方法に関するもの
である。 従来例の構成とその問題点 近年、磁気記録は高密度化の方向へ進みつつあ
る。高密度記録達成のためには、記録減磁の点か
ら、記録磁界の広がりをできるだけ狭くする必要
があり、このためには記録媒体―磁気ヘツド間の
接触をよくするヘツド構造と、ギヤツプの精密加
工および磁心ギヤツプ近傍の磁気飽和の生じにく
い高飽和磁束密度磁心材料（自己減磁の点から高
抗磁力磁気記録媒体の使用が必要なため）が望ま
れている。 そして、現在このような高性能磁気ヘツドのコ
ア材として鉄（Fe）84.2重量％、アルミニウム
（Al）6.2重量％、シリコン（Si）9.6重量％から
成る合金（センダスト）を用いた高精度なナロー
ギヤツプを有する磁気ヘツドが最も適したものの
１つとされており、その普及が磁気記録の分野で
切望されている。 しかしながら、コア材として用いるFe―Al―
Si合金の性質上、センダスト磁気ヘツドにおいて
高精度なナローギヤツプを形成することが極めて
困難であり、これが上述の磁気ヘツドの普及を阻
んでいた。例えば、従来のFe―Al―Si合金（セ
ンダスト）磁気ヘツドのギヤツプ形成法の一例を
示すと、第１図のように片方のFe―Al―Si合金
（センダスト）チツプ１のギヤツプ形成面（テー
プ走行面）に石英（SiO2）膜３をスパツタ法に
て形成し、次に低融点の銀ローはく）例えば銀―
銅―カドミウム―亜鉛系合金）４を用いてもう一
方のFe―Al―Si合金（センダスト）チツプ２と
はり合わせるという方法で形成されていた。 しかし、上記の方法では、テープ走行面のギヤ
ツプ部（フロントギヤツプ部）に用いられる石英
（SiO2）とFe―Al―Si合金（センダスト）とは、
その熱膨張係数が大巾に異なるために（石英の熱
膨張係数1.7×10-6／℃，Fe―Al―Si合金の熱膨
張係数13.5×10-6／℃）フロントギヤツプの石英
部分がテープ走行時にFe―Al―Si合金からはが
れてしまい、ギヤツプの精度が低下する原因とな
つていた。すなわちギヤツプかけの原因となつて
いた。またテープ走行面と反対側のギヤツプ（バ
ツクギヤツプ）に用いられている銀ロー材４は、
一般にFe―Al―Si合金との結合力を増すために
低融点の銀―銅―カドミウム―亜鉛系のロー材が
用いられている。このロー材はその熱膨張係数が
大きく（約17〜18×10-6／℃）しかもギヤツプ形
成時にFe―Al―Si合金との相互拡散が大きいた
め銀ロー材が融解後固化する時にFe―Al―Si合
金部分にひび割れが生じ、その影響を受けて、ギ
ヤツプ巾の制御や平行性を得ることが困難である
という欠点を有していた。 発明の目的 本発明の目的は、磁気的なナローギヤツプを高
精度で形成し、かつ形成されたギヤツプが高い機
械的強度を持つことを可能とするFe―Al―Si合
金磁気ヘツドの製造方法を提供するものである。 発明の構成 本発明のFe―Al―Si合金磁気ヘツド及びその
製造方法は、合わせれば磁気ヘツドの形状となる
一対のFe―Al―Si合金チツプのテープ走行面と
なるフロントギヤツプ形成面に均一な厚さで
ZrO2，MgO，MgO―Al2O3のうちいずれか一種
からなる薄膜を、あるいはさらにその上に均一な
厚さでSiO2―PbO―Na2O系ガラスにおいて、
SiO2が20〜80重量％含むガラス薄膜を形成した
後、テープ走行面と反対側のバツクギヤツプ形成
面（接合面）に銀ロー合金としては高融点でしか
も比較的熱膨張係数がFe―Al―Si合金に近いAg
―Cu―In系合金薄膜（Cuが10〜50重量％、Inが
１〜30重量％含まれている組成のもの）を高精度
に厚みを制御して形成し、上記左右のFe―Al―
Si合金チツプの同一種のギヤツプ形成面同志を合
わせた状態で、一対のセンダストチツプを保持し
たまま、ガラスの軟化点およびAg―Cu―In系合
金の液相出現温度以上の１気圧以下の非酸化性雰
囲気で処理し、上記の合わせた膜同志を拡散接合
することによつてナローギヤツプを形成するもの
である。 フロントギヤツプ面の非磁性セラミツク薄膜の
熱膨張係数（ZrO2：10×10-6／℃，MgO：12×
10-6／℃，MgO・Al2O3：10×10-6／℃）はFe―
Al―Si合金とよく一致していることから、接合
面ではがれることなくギヤツプを得ることが出来
る。また非磁性セラミツク薄膜上にガラスを形成
した場合は、非磁性セラミツク薄膜のごく表面と
ガラス薄膜のごく表面は、化学反応によりごく薄
い化合物層が形成され機械的にかなり高い強度を
有するギヤツプを得ることが出来る。また、この
ギヤツプ幅は反応層がごく表面だけで起こるため
非磁性セラミツク薄膜とガラス薄膜の厚さで規定
出来ることになる。次にバツクギヤツプ面のAg
―Cu―In系合金は、Fe―Al―Si合金との接合部
分において相互拡散が生じるため強固でかつ、ひ
び割れを生じることのないバツクギヤツプの接合
が可能となつた。 実施例の説明 以下、本発明の実施例について説明する。 実施例 １ 以下に示すような方法で、第１図と類似の形状
のFe―Al―Si合金ヘツドピースを作製し、検討
した。 まず第２図ａのような巾３mm、高さ２mm、長さ
20mmの棒状のFe―Al―Si合金上にダイヤモンド
砥石によつて巾0.35mmの巻線用のミゾ入れを行な
つた一対の鉛型ヘツドピースのチツプ１，２を用
意し、フロントギヤツプ面５およびバツクギヤツ
プ面６を鏡面研摩（最大表面荒さRmax×
0.01μm）した。 次に第２図ｂのようにフロントギヤツプ部分の
はり合せ部分の流方にスパツタ法を用いて酸化ジ
ルコニウム（ZrO2）の薄膜７を形成した。（この
場合バツクギヤツプ部分には、ZrO2が入らない
ようにマスクをほどこした。）ここで、上述の酸
化ジルコニウム薄膜は、厚さが均一に0.15μmで
あつた。次に同じくスパツタ法にてバツクギヤツ
プ部のはり合わせ部分の両方にAg―Cu―In系合
金薄膜９を形成した。（この場合フロントギヤツ
プ部にはAg―Cu―In系合金が入らないようにマ
スクをしておく）ここで上述のAg―Cu―In薄膜
は、厚さが均一に0.15μmで、その組成がAg75重
量％，Cu10重量％，In15重量％のものである。
これらのスパツタ法により得られたフロントギヤ
ツプ側（ZrO2層）及びバツクギヤツプ側（Ag―
Cu―In層）をそれぞれ互いにつき合わせ一対の
ヘツドピースのチツプとした状態で１気圧のN2
雰囲気中で900℃の温度で１時間処理を行つて、
一対のFe―Al―Si合金チツプのギヤツプ部のは
り合わせ部分の薄膜同志を拡散接合処理した。 このようにして得られた第３図に示すヘツドピ
ースの断面を持つ棒状のロツドを、切断と機械的
研摩により150μmの薄片状にしてFe―Al―Si合
金ヘツドピーースを得た。 得られた薄板Fe―Al―Si合金ヘツドピースの
フロントギヤツプ部およびバツクギヤツプ部を研
摩しギヤツプの巾を光学顕微鏡を用いて測定し
た。 その結果フロントギヤツプの巾もバツクギヤツ
プの巾も共に0.30μmであり、ギヤツプ面が平行
であることが観測された。しかもフロントギヤツ
プおよびバツクギヤツプ材料の熱膨張係数がFe
―Al―Si合金と近いために接合面にひび割れな
どが発生していなかつた。さらに、形成されたギ
ヤツプ部の機械的強度を検討するために、ギヤツ
プ面の両側のFe―Al―Si合金材を10Kg・mm-2の
応力で引張り試験したが、ギヤツプ接合面ではが
れず、機械的強度にもすぐれていることがわかつ
た。次にフロントヘツドのトラツク巾を25μmに
機械加工した時およびこの磁気ヘツドに磁気テー
プ（保磁力Hc；1400エールステツド飽和磁束密
度Br；3000ガウス）を相対速度3.45m／secで走
行させた時にもギヤツプ部の「カケ」の発生は認
められなかつた。またこのヘツド巻線みぞにコイ
ルを25ターン巻いた時の5MHzでのヘツドの再生
出力電圧は250μV（ピークツーピーク）であつた。 この結果を表１の試料番号２に示す。 以下同様の方法で、フロントギヤツプ部分の非
磁性層の材料およびバツクギヤツプ部分のAg―
Cu―In系合金の組成を変えた試料を表１の試料
番号１及び３〜12に示す。 なお本実施例において磁気特性に影響をおよぼ
すFe―Al―Si合金チツプの組成については、熱
処理の前後で何ら変化していないことが、Ｘ線マ
イクロアナライザを用いた分析によつて確認でき
た。その結果センダストの飽和磁束密度Bsは
8650ガウス，保磁力Hcは0.03エールステツド、
交流初透磁率μは61（ただし200μm厚の場合）で
あり、熱処理による磁気特性の変化も認められな
かつた。また非強磁性セラミツク膜の組成である
Mg，Al，Zr等のイオンは0.01μm以上深くセンダ
スト内部に拡散していないことも確認できた。 ここで接合に有効なAg―Cu―In薄膜の組成と
しては、表１よりCu量が10〜50重量％、In量が
１〜30重量％の範囲であることがわかる。この範
囲をはずれる組成のものは、Fe―Al―Si合金と
ぬれ性の不足あるいは液相出現温度が高いといつ
た理由で不適当であつた。尚比較例として示した
試料No.１は接合しなかつたのでギヤツプ巾の観
察、テープ走行試験及び磁気特性の測定は行なえ
なかつた。またNo.６は接合後の機械加工ではがれ
たので特性の測定は行なえなかつた。 比較例 １ また比較例のために、従来の形成法によるギヤ
ツプをもつヘツドピースを作製した。すなわちフ
ロントギヤツプ部に厚さが0.15μmの硬質石英膜
を形成し、バツクギヤツプ部に1μm厚のAg―Cu
―Zn―Cd系合金箔を用いてヘツドピースを溶着
し、第３図に示すものと同じFe―Al―Si合金ヘ
ツドを作製した。このヘツドピースのギヤツプ部
分についても実施例と同様の検査を行なつた。 その結果10Kg・mm-2の応力での引張り試験でも
はがれなかつたが、ギヤツプ面の平行性は著しく
劣つていた。フロントギヤツプの巾は0.53μmで
あり、バツクギヤツプの巾は0.24μmであつた。
次にフロントヘツド部分を機械的加工した時およ
び磁気テープを走行させた時においてギヤツプ部
分にカケが生じた。 またこのヘツドの巻線みぞにコイルを25ターン
巻いた時の5MHzでのヘツドの再生出力電圧は
50μVp-pであつた。 この結果を表１の試料番号13に示す。
し、特に高精度なギヤツプ形成方法に関するもの
である。 従来例の構成とその問題点 近年、磁気記録は高密度化の方向へ進みつつあ
る。高密度記録達成のためには、記録減磁の点か
ら、記録磁界の広がりをできるだけ狭くする必要
があり、このためには記録媒体―磁気ヘツド間の
接触をよくするヘツド構造と、ギヤツプの精密加
工および磁心ギヤツプ近傍の磁気飽和の生じにく
い高飽和磁束密度磁心材料（自己減磁の点から高
抗磁力磁気記録媒体の使用が必要なため）が望ま
れている。 そして、現在このような高性能磁気ヘツドのコ
ア材として鉄（Fe）84.2重量％、アルミニウム
（Al）6.2重量％、シリコン（Si）9.6重量％から
成る合金（センダスト）を用いた高精度なナロー
ギヤツプを有する磁気ヘツドが最も適したものの
１つとされており、その普及が磁気記録の分野で
切望されている。 しかしながら、コア材として用いるFe―Al―
Si合金の性質上、センダスト磁気ヘツドにおいて
高精度なナローギヤツプを形成することが極めて
困難であり、これが上述の磁気ヘツドの普及を阻
んでいた。例えば、従来のFe―Al―Si合金（セ
ンダスト）磁気ヘツドのギヤツプ形成法の一例を
示すと、第１図のように片方のFe―Al―Si合金
（センダスト）チツプ１のギヤツプ形成面（テー
プ走行面）に石英（SiO2）膜３をスパツタ法に
て形成し、次に低融点の銀ローはく）例えば銀―
銅―カドミウム―亜鉛系合金）４を用いてもう一
方のFe―Al―Si合金（センダスト）チツプ２と
はり合わせるという方法で形成されていた。 しかし、上記の方法では、テープ走行面のギヤ
ツプ部（フロントギヤツプ部）に用いられる石英
（SiO2）とFe―Al―Si合金（センダスト）とは、
その熱膨張係数が大巾に異なるために（石英の熱
膨張係数1.7×10-6／℃，Fe―Al―Si合金の熱膨
張係数13.5×10-6／℃）フロントギヤツプの石英
部分がテープ走行時にFe―Al―Si合金からはが
れてしまい、ギヤツプの精度が低下する原因とな
つていた。すなわちギヤツプかけの原因となつて
いた。またテープ走行面と反対側のギヤツプ（バ
ツクギヤツプ）に用いられている銀ロー材４は、
一般にFe―Al―Si合金との結合力を増すために
低融点の銀―銅―カドミウム―亜鉛系のロー材が
用いられている。このロー材はその熱膨張係数が
大きく（約17〜18×10-6／℃）しかもギヤツプ形
成時にFe―Al―Si合金との相互拡散が大きいた
め銀ロー材が融解後固化する時にFe―Al―Si合
金部分にひび割れが生じ、その影響を受けて、ギ
ヤツプ巾の制御や平行性を得ることが困難である
という欠点を有していた。 発明の目的 本発明の目的は、磁気的なナローギヤツプを高
精度で形成し、かつ形成されたギヤツプが高い機
械的強度を持つことを可能とするFe―Al―Si合
金磁気ヘツドの製造方法を提供するものである。 発明の構成 本発明のFe―Al―Si合金磁気ヘツド及びその
製造方法は、合わせれば磁気ヘツドの形状となる
一対のFe―Al―Si合金チツプのテープ走行面と
なるフロントギヤツプ形成面に均一な厚さで
ZrO2，MgO，MgO―Al2O3のうちいずれか一種
からなる薄膜を、あるいはさらにその上に均一な
厚さでSiO2―PbO―Na2O系ガラスにおいて、
SiO2が20〜80重量％含むガラス薄膜を形成した
後、テープ走行面と反対側のバツクギヤツプ形成
面（接合面）に銀ロー合金としては高融点でしか
も比較的熱膨張係数がFe―Al―Si合金に近いAg
―Cu―In系合金薄膜（Cuが10〜50重量％、Inが
１〜30重量％含まれている組成のもの）を高精度
に厚みを制御して形成し、上記左右のFe―Al―
Si合金チツプの同一種のギヤツプ形成面同志を合
わせた状態で、一対のセンダストチツプを保持し
たまま、ガラスの軟化点およびAg―Cu―In系合
金の液相出現温度以上の１気圧以下の非酸化性雰
囲気で処理し、上記の合わせた膜同志を拡散接合
することによつてナローギヤツプを形成するもの
である。 フロントギヤツプ面の非磁性セラミツク薄膜の
熱膨張係数（ZrO2：10×10-6／℃，MgO：12×
10-6／℃，MgO・Al2O3：10×10-6／℃）はFe―
Al―Si合金とよく一致していることから、接合
面ではがれることなくギヤツプを得ることが出来
る。また非磁性セラミツク薄膜上にガラスを形成
した場合は、非磁性セラミツク薄膜のごく表面と
ガラス薄膜のごく表面は、化学反応によりごく薄
い化合物層が形成され機械的にかなり高い強度を
有するギヤツプを得ることが出来る。また、この
ギヤツプ幅は反応層がごく表面だけで起こるため
非磁性セラミツク薄膜とガラス薄膜の厚さで規定
出来ることになる。次にバツクギヤツプ面のAg
―Cu―In系合金は、Fe―Al―Si合金との接合部
分において相互拡散が生じるため強固でかつ、ひ
び割れを生じることのないバツクギヤツプの接合
が可能となつた。 実施例の説明 以下、本発明の実施例について説明する。 実施例 １ 以下に示すような方法で、第１図と類似の形状
のFe―Al―Si合金ヘツドピースを作製し、検討
した。 まず第２図ａのような巾３mm、高さ２mm、長さ
20mmの棒状のFe―Al―Si合金上にダイヤモンド
砥石によつて巾0.35mmの巻線用のミゾ入れを行な
つた一対の鉛型ヘツドピースのチツプ１，２を用
意し、フロントギヤツプ面５およびバツクギヤツ
プ面６を鏡面研摩（最大表面荒さRmax×
0.01μm）した。 次に第２図ｂのようにフロントギヤツプ部分の
はり合せ部分の流方にスパツタ法を用いて酸化ジ
ルコニウム（ZrO2）の薄膜７を形成した。（この
場合バツクギヤツプ部分には、ZrO2が入らない
ようにマスクをほどこした。）ここで、上述の酸
化ジルコニウム薄膜は、厚さが均一に0.15μmで
あつた。次に同じくスパツタ法にてバツクギヤツ
プ部のはり合わせ部分の両方にAg―Cu―In系合
金薄膜９を形成した。（この場合フロントギヤツ
プ部にはAg―Cu―In系合金が入らないようにマ
スクをしておく）ここで上述のAg―Cu―In薄膜
は、厚さが均一に0.15μmで、その組成がAg75重
量％，Cu10重量％，In15重量％のものである。
これらのスパツタ法により得られたフロントギヤ
ツプ側（ZrO2層）及びバツクギヤツプ側（Ag―
Cu―In層）をそれぞれ互いにつき合わせ一対の
ヘツドピースのチツプとした状態で１気圧のN2
雰囲気中で900℃の温度で１時間処理を行つて、
一対のFe―Al―Si合金チツプのギヤツプ部のは
り合わせ部分の薄膜同志を拡散接合処理した。 このようにして得られた第３図に示すヘツドピ
ースの断面を持つ棒状のロツドを、切断と機械的
研摩により150μmの薄片状にしてFe―Al―Si合
金ヘツドピーースを得た。 得られた薄板Fe―Al―Si合金ヘツドピースの
フロントギヤツプ部およびバツクギヤツプ部を研
摩しギヤツプの巾を光学顕微鏡を用いて測定し
た。 その結果フロントギヤツプの巾もバツクギヤツ
プの巾も共に0.30μmであり、ギヤツプ面が平行
であることが観測された。しかもフロントギヤツ
プおよびバツクギヤツプ材料の熱膨張係数がFe
―Al―Si合金と近いために接合面にひび割れな
どが発生していなかつた。さらに、形成されたギ
ヤツプ部の機械的強度を検討するために、ギヤツ
プ面の両側のFe―Al―Si合金材を10Kg・mm-2の
応力で引張り試験したが、ギヤツプ接合面ではが
れず、機械的強度にもすぐれていることがわかつ
た。次にフロントヘツドのトラツク巾を25μmに
機械加工した時およびこの磁気ヘツドに磁気テー
プ（保磁力Hc；1400エールステツド飽和磁束密
度Br；3000ガウス）を相対速度3.45m／secで走
行させた時にもギヤツプ部の「カケ」の発生は認
められなかつた。またこのヘツド巻線みぞにコイ
ルを25ターン巻いた時の5MHzでのヘツドの再生
出力電圧は250μV（ピークツーピーク）であつた。 この結果を表１の試料番号２に示す。 以下同様の方法で、フロントギヤツプ部分の非
磁性層の材料およびバツクギヤツプ部分のAg―
Cu―In系合金の組成を変えた試料を表１の試料
番号１及び３〜12に示す。 なお本実施例において磁気特性に影響をおよぼ
すFe―Al―Si合金チツプの組成については、熱
処理の前後で何ら変化していないことが、Ｘ線マ
イクロアナライザを用いた分析によつて確認でき
た。その結果センダストの飽和磁束密度Bsは
8650ガウス，保磁力Hcは0.03エールステツド、
交流初透磁率μは61（ただし200μm厚の場合）で
あり、熱処理による磁気特性の変化も認められな
かつた。また非強磁性セラミツク膜の組成である
Mg，Al，Zr等のイオンは0.01μm以上深くセンダ
スト内部に拡散していないことも確認できた。 ここで接合に有効なAg―Cu―In薄膜の組成と
しては、表１よりCu量が10〜50重量％、In量が
１〜30重量％の範囲であることがわかる。この範
囲をはずれる組成のものは、Fe―Al―Si合金と
ぬれ性の不足あるいは液相出現温度が高いといつ
た理由で不適当であつた。尚比較例として示した
試料No.１は接合しなかつたのでギヤツプ巾の観
察、テープ走行試験及び磁気特性の測定は行なえ
なかつた。またNo.６は接合後の機械加工ではがれ
たので特性の測定は行なえなかつた。 比較例 １ また比較例のために、従来の形成法によるギヤ
ツプをもつヘツドピースを作製した。すなわちフ
ロントギヤツプ部に厚さが0.15μmの硬質石英膜
を形成し、バツクギヤツプ部に1μm厚のAg―Cu
―Zn―Cd系合金箔を用いてヘツドピースを溶着
し、第３図に示すものと同じFe―Al―Si合金ヘ
ツドを作製した。このヘツドピースのギヤツプ部
分についても実施例と同様の検査を行なつた。 その結果10Kg・mm-2の応力での引張り試験でも
はがれなかつたが、ギヤツプ面の平行性は著しく
劣つていた。フロントギヤツプの巾は0.53μmで
あり、バツクギヤツプの巾は0.24μmであつた。
次にフロントヘツド部分を機械的加工した時およ
び磁気テープを走行させた時においてギヤツプ部
分にカケが生じた。 またこのヘツドの巻線みぞにコイルを25ターン
巻いた時の5MHzでのヘツドの再生出力電圧は
50μVp-pであつた。 この結果を表１の試料番号13に示す。
【表】
＊ 比較例
実施例 ２ 実施例１と同様の方法でFe―Al―Si合金の加
工を行ない、一対の船型ヘツドピースのチツプを
作製した。 次に第２図ｃのようにフロントギヤツプ部分の
両方にスパツタ法を用いて酸化ジルコニウム
（ZrO2）の薄膜７を形成し、さらにその上に同じ
くスパツタ法でガラス薄膜８を形成した。（この
場合バツクギヤツプ部には、ZrO2およびガラス
が入らないようにマスクをほどこした。）ここで
上述の酸化ジルコニウム薄膜は、厚さが均一に
0.10μmであつた。一方上述のガラス薄膜は、厚
さが均一に0.05μmで、その組成が、主成分とし
てSiO2が20重量％，PbOが75重量％およびNa2O
が５重量％からなるガラス薄膜である。次に同じ
くスパツタ法にてバツクギヤツプ部のはり合わせ
部分の両方にAg―Cu―In系合金薄膜９を形成し
た。（この場合フロントギヤツプ部にはAg―Cu
―In系合金が入らないようにマスクをしておく）
ここで上述のAg―Cu―In薄膜は、厚さが均一に
0.15μmで、その組成がAg55重量％、Cu30重量
％、In15重量％なるものである。これらのスパツ
タ法により得られたフロントギヤツプ側（ZrO2
―ガラス層）及びバツクギヤツプ側（Ag―Cu―
In層）をそれぞれ互いにつき合わせ一対のセンダ
ストチツプとした状態で真空雰囲気（１×
10-4Torr）中で900℃の温度で１時間処理を行な
つて、一対のFe―Al―Si合金チツプのギヤツプ
部のはり合わせ部分の薄膜同志を拡散接合処理し
た。 このようにして得られた第３図に示すヘツドピ
ースの断面を持つ棒状のロツドを、切断と機械的
研摩により150μmの薄片状に切断してFe―Al―
Si合金ヘツドピースを得た。 得られた薄板Fe―Al―Si合金ヘツドピースの
フロントギヤツプ部およびバツクギヤツプ部を研
摩し、ギヤツプの巾を光学顕微鏡を用いて測定し
た。その結果フロントギヤツプの巾もバツクギヤ
ツプの巾も共に0.30μmであり、ギヤツプ面が平
行であることが観測された。しかもフロントギヤ
ツプおよびバツクギヤツプ材料の熱膨張係数が
Fe―Al―Si合金と近いために接合面にひび割れ
などが発生していなかつた。さらに、形成された
ギヤツプ部の機械的強度を検討するために、ギヤ
ツプ面の両側のFe―Al―Si合金材を10Kg・mm-2
の応力で引張り試験したが、ギヤツプ接合面では
がれず、機械的強度にもすぐれていることがわか
つた。次にフロントヘツドのトラツク巾を25μm
に機械加工した時およびこの磁気ヘツドに磁気テ
ープ（保磁力Hc；1400エールステツド飽和磁束
密度Br；3000ガウス）を相対速度3.45m／secで
走行させた時ギヤツプ部の「カケ」の発生は認め
られなかつた。またこのヘツドの巻線みぞにコイ
ルを25ターン巻いた時の5MHzでのヘツドの再生
出力電圧は、250μV（ヒークツーピーク）であつ
た。 この結果を表１の試料番号15に示す。 以下同様の方法でフロントギヤツプ部分の非磁
性層の材料およびSiO2―PbO―Na2O系ガラスの
組成を変えた試料の各種試料結果を表２の試料番
号14及び16〜23に示す。 なお本実施例において、磁気特性に影響をおよ
ぼすFe―Al―Si合金チツプの組成については、
熱処理の前後で何ら変化していないことが、Ｘ線
マイクロアナライザを用いた分析によつて確認で
きた。その結果センダストの飽和磁束密度Bsは
8650ガウス，保持力Hcは0.03エールステツド、
交流初透磁率μは61（ただし200μm厚の場合）で
あり、熱処理による磁気特性の変化も認められ
た。また非強磁性セラミツク膜の組成である
Mg，Al，Zr等のイオンは0.01μm以上深くセンダ
スト内部に拡散していないことも確認できた。 ここでフロントギヤツプのセラミツク薄膜と反
応して強固なギヤツプを形成するSiO2―PbO―
Na2O系ガラスの組成としては表２からわかるよ
うにSiO2が20〜80重量％の時であつた。SiO2量
が少なくPbO量が極端に多い場合（試料No.14）は
ガラス自身の強度が非常に弱いためテープ走行時
にギヤツプくずれを起こす。またSiO2量が多い
場合（試料No.19）は、900℃の処理条件において
十分な軟化を生じないためセラミツク薄膜との反
応が起こらず、この場合もテープ走行時にギヤツ
プくずれを起こした。以上のことよりSiO2量と
しては20〜80重量％が適当である。
実施例 ２ 実施例１と同様の方法でFe―Al―Si合金の加
工を行ない、一対の船型ヘツドピースのチツプを
作製した。 次に第２図ｃのようにフロントギヤツプ部分の
両方にスパツタ法を用いて酸化ジルコニウム
（ZrO2）の薄膜７を形成し、さらにその上に同じ
くスパツタ法でガラス薄膜８を形成した。（この
場合バツクギヤツプ部には、ZrO2およびガラス
が入らないようにマスクをほどこした。）ここで
上述の酸化ジルコニウム薄膜は、厚さが均一に
0.10μmであつた。一方上述のガラス薄膜は、厚
さが均一に0.05μmで、その組成が、主成分とし
てSiO2が20重量％，PbOが75重量％およびNa2O
が５重量％からなるガラス薄膜である。次に同じ
くスパツタ法にてバツクギヤツプ部のはり合わせ
部分の両方にAg―Cu―In系合金薄膜９を形成し
た。（この場合フロントギヤツプ部にはAg―Cu
―In系合金が入らないようにマスクをしておく）
ここで上述のAg―Cu―In薄膜は、厚さが均一に
0.15μmで、その組成がAg55重量％、Cu30重量
％、In15重量％なるものである。これらのスパツ
タ法により得られたフロントギヤツプ側（ZrO2
―ガラス層）及びバツクギヤツプ側（Ag―Cu―
In層）をそれぞれ互いにつき合わせ一対のセンダ
ストチツプとした状態で真空雰囲気（１×
10-4Torr）中で900℃の温度で１時間処理を行な
つて、一対のFe―Al―Si合金チツプのギヤツプ
部のはり合わせ部分の薄膜同志を拡散接合処理し
た。 このようにして得られた第３図に示すヘツドピ
ースの断面を持つ棒状のロツドを、切断と機械的
研摩により150μmの薄片状に切断してFe―Al―
Si合金ヘツドピースを得た。 得られた薄板Fe―Al―Si合金ヘツドピースの
フロントギヤツプ部およびバツクギヤツプ部を研
摩し、ギヤツプの巾を光学顕微鏡を用いて測定し
た。その結果フロントギヤツプの巾もバツクギヤ
ツプの巾も共に0.30μmであり、ギヤツプ面が平
行であることが観測された。しかもフロントギヤ
ツプおよびバツクギヤツプ材料の熱膨張係数が
Fe―Al―Si合金と近いために接合面にひび割れ
などが発生していなかつた。さらに、形成された
ギヤツプ部の機械的強度を検討するために、ギヤ
ツプ面の両側のFe―Al―Si合金材を10Kg・mm-2
の応力で引張り試験したが、ギヤツプ接合面では
がれず、機械的強度にもすぐれていることがわか
つた。次にフロントヘツドのトラツク巾を25μm
に機械加工した時およびこの磁気ヘツドに磁気テ
ープ（保磁力Hc；1400エールステツド飽和磁束
密度Br；3000ガウス）を相対速度3.45m／secで
走行させた時ギヤツプ部の「カケ」の発生は認め
られなかつた。またこのヘツドの巻線みぞにコイ
ルを25ターン巻いた時の5MHzでのヘツドの再生
出力電圧は、250μV（ヒークツーピーク）であつ
た。 この結果を表１の試料番号15に示す。 以下同様の方法でフロントギヤツプ部分の非磁
性層の材料およびSiO2―PbO―Na2O系ガラスの
組成を変えた試料の各種試料結果を表２の試料番
号14及び16〜23に示す。 なお本実施例において、磁気特性に影響をおよ
ぼすFe―Al―Si合金チツプの組成については、
熱処理の前後で何ら変化していないことが、Ｘ線
マイクロアナライザを用いた分析によつて確認で
きた。その結果センダストの飽和磁束密度Bsは
8650ガウス，保持力Hcは0.03エールステツド、
交流初透磁率μは61（ただし200μm厚の場合）で
あり、熱処理による磁気特性の変化も認められ
た。また非強磁性セラミツク膜の組成である
Mg，Al，Zr等のイオンは0.01μm以上深くセンダ
スト内部に拡散していないことも確認できた。 ここでフロントギヤツプのセラミツク薄膜と反
応して強固なギヤツプを形成するSiO2―PbO―
Na2O系ガラスの組成としては表２からわかるよ
うにSiO2が20〜80重量％の時であつた。SiO2量
が少なくPbO量が極端に多い場合（試料No.14）は
ガラス自身の強度が非常に弱いためテープ走行時
にギヤツプくずれを起こす。またSiO2量が多い
場合（試料No.19）は、900℃の処理条件において
十分な軟化を生じないためセラミツク薄膜との反
応が起こらず、この場合もテープ走行時にギヤツ
プくずれを起こした。以上のことよりSiO2量と
しては20〜80重量％が適当である。
【表】
＊ 比較例
発明の効果 以上の説明および表１，２から明らかなよう
に、本発明はFe―Al―Si合金磁気記録ヘツドに
おいて、合わせれば磁気ヘツドの形状となる一対
のFe―Al―Si合金チツプのフロントギヤツプ形
成面（磁気テープ走行面）に高精度の厚みで非強
磁性セラミツクス薄膜を形成し次いでバツクギヤ
ツプ面に銀ロー（Ag―Cu―In系）薄膜を形成し
た後、これらの同一ギヤツプ面同志をつき合わせ
た状態で、一対のFe―Al―Siチツプを保持した
まま、銀ローが溶融する温度以上の１気圧以下の
非酸化性雰囲気で処理して、上記の合わせた銀ロ
ー薄膜同志を拡散接合することによつてFe―Al
―Si同志の強固な結合が可能となる。ここでフロ
ントギヤツプのFe―Al―Si合金と非磁性セラミ
ツク薄膜はその熱膨張係数がよく一致しているこ
とから接合面ではがれることはない。またセラミ
ツク薄膜の接合面においてはフロントギヤツプ形
成面に対してバツクギヤツプ形成面の面積が非常
に大きく、かつ強固に接合していることから、非
強磁性セラミツク薄膜の突き合わせで形成されて
いるフロントギヤツプもバツクギヤツプの接合力
の影響でかなり強固な機械的強度を持つている。 次に、フロントギヤツプ形成面に非強磁性セラ
ミツクス薄膜を形成し、さらにその上に均一な厚
さでSiO2―PbO―Na2O系ガラス薄膜を形成し、
バツクギヤツプ面にAg―Cu―In系薄膜を形成し
た後、用いたガラスの軟化点以上でしかも銀ロー
が溶融する温度以上の１気圧以下の非酸化性雰囲
気の条件で処理して接合した場合のフロントギヤ
ツプはセラミツク薄膜とガラス薄膜がその接合面
で化学反応して機械的に高い強度を有するギヤツ
プを得ることが出来る。以上のことから非磁性薄
膜形成時の膜厚をコントロールすることによつ
て、ギヤツプ巾の制御が容易になり、従来困難と
されていたFe―Al―Si合金磁気ヘツドのギヤツ
プ形成に関して機械的強度が高く、かつ高精度な
ナローギヤツプの形成が容易に行なえるようにな
つた。これによつて、高密度磁気記録ヘツドに適
したギヤツプをもつFe―Al―Si合金磁気ヘツド
の製造が容易に行えることになる。 なお特許請求の範囲第２項において非磁性セラ
ミツク薄膜を酸化ジルコニウム，酸化マグネシウ
ム，スピネルに限定したのは、Fe―Al―Si合金
と、比較的熱膨張係数が近く（ZrO210×10-6／
℃，MgO12×10-6／℃，MgO・Al2O310×
10-6／℃）しかも硬度が大きいのでテープ走行時
にギヤツプの「カケ」がおこりにくいためであ
る。 また特許請求の範囲第５項において、ガラスの
組成をSiO2―PbO―Na2O系に限定したのは、上
記ガラスの熱膨張係数（約11×10-6／℃）がFe
―Al―Si合金あるいはZrO2，MgO，MgO・
Al2O3のそれとよく一致しておりしたがつて熱ひ
ずみが入りにくく強い接着強度が得られるためで
ある。 ここでガラスをSiO2―PbO―Na2O系に限定し
たが、熱膨張係数がFe―Al―Si合金あるいは
ZrO2，MgO，MgO・Al2O3と一致しているガラ
スであれば上記以外のガラスでもかなり強い接着
力が得られることが確認されている。 また実施例において、Fe―Al―Si合金溶着の
熱処理雰囲気をN2中及び真空中で行つたが、別
にこれに限るわけではなく、非酸化性雰囲気（た
とえばAr雰囲気）であれば全て有効であること
が確認されている。 また熱間静水圧プレス（HIP）処理によりAg
―Cu―In薄膜を介してFe―Al―Si合金磁心を溶
着する方法でも同様の効果が得られるが、HIPの
装置自体の価格が高く、高温・高圧使用（例：
900℃、1000Kg・cm-2）のためその取扱には充分
な注意が必要である。これに比べ、非酸化性雰囲
気による処理方法では、装置も簡単で、取扱いも
容易であることから量産性に優れた方法である。
さらにAg―Cu―In合金のFe―Al―Si合金磁心へ
の拡散量がHIP処理品に比べて少量であるにもか
かわらず十分な強度を持つていることから、接合
面の状態及びギヤツプの平行度等においても優れ
た方法である。
発明の効果 以上の説明および表１，２から明らかなよう
に、本発明はFe―Al―Si合金磁気記録ヘツドに
おいて、合わせれば磁気ヘツドの形状となる一対
のFe―Al―Si合金チツプのフロントギヤツプ形
成面（磁気テープ走行面）に高精度の厚みで非強
磁性セラミツクス薄膜を形成し次いでバツクギヤ
ツプ面に銀ロー（Ag―Cu―In系）薄膜を形成し
た後、これらの同一ギヤツプ面同志をつき合わせ
た状態で、一対のFe―Al―Siチツプを保持した
まま、銀ローが溶融する温度以上の１気圧以下の
非酸化性雰囲気で処理して、上記の合わせた銀ロ
ー薄膜同志を拡散接合することによつてFe―Al
―Si同志の強固な結合が可能となる。ここでフロ
ントギヤツプのFe―Al―Si合金と非磁性セラミ
ツク薄膜はその熱膨張係数がよく一致しているこ
とから接合面ではがれることはない。またセラミ
ツク薄膜の接合面においてはフロントギヤツプ形
成面に対してバツクギヤツプ形成面の面積が非常
に大きく、かつ強固に接合していることから、非
強磁性セラミツク薄膜の突き合わせで形成されて
いるフロントギヤツプもバツクギヤツプの接合力
の影響でかなり強固な機械的強度を持つている。 次に、フロントギヤツプ形成面に非強磁性セラ
ミツクス薄膜を形成し、さらにその上に均一な厚
さでSiO2―PbO―Na2O系ガラス薄膜を形成し、
バツクギヤツプ面にAg―Cu―In系薄膜を形成し
た後、用いたガラスの軟化点以上でしかも銀ロー
が溶融する温度以上の１気圧以下の非酸化性雰囲
気の条件で処理して接合した場合のフロントギヤ
ツプはセラミツク薄膜とガラス薄膜がその接合面
で化学反応して機械的に高い強度を有するギヤツ
プを得ることが出来る。以上のことから非磁性薄
膜形成時の膜厚をコントロールすることによつ
て、ギヤツプ巾の制御が容易になり、従来困難と
されていたFe―Al―Si合金磁気ヘツドのギヤツ
プ形成に関して機械的強度が高く、かつ高精度な
ナローギヤツプの形成が容易に行なえるようにな
つた。これによつて、高密度磁気記録ヘツドに適
したギヤツプをもつFe―Al―Si合金磁気ヘツド
の製造が容易に行えることになる。 なお特許請求の範囲第２項において非磁性セラ
ミツク薄膜を酸化ジルコニウム，酸化マグネシウ
ム，スピネルに限定したのは、Fe―Al―Si合金
と、比較的熱膨張係数が近く（ZrO210×10-6／
℃，MgO12×10-6／℃，MgO・Al2O310×
10-6／℃）しかも硬度が大きいのでテープ走行時
にギヤツプの「カケ」がおこりにくいためであ
る。 また特許請求の範囲第５項において、ガラスの
組成をSiO2―PbO―Na2O系に限定したのは、上
記ガラスの熱膨張係数（約11×10-6／℃）がFe
―Al―Si合金あるいはZrO2，MgO，MgO・
Al2O3のそれとよく一致しておりしたがつて熱ひ
ずみが入りにくく強い接着強度が得られるためで
ある。 ここでガラスをSiO2―PbO―Na2O系に限定し
たが、熱膨張係数がFe―Al―Si合金あるいは
ZrO2，MgO，MgO・Al2O3と一致しているガラ
スであれば上記以外のガラスでもかなり強い接着
力が得られることが確認されている。 また実施例において、Fe―Al―Si合金溶着の
熱処理雰囲気をN2中及び真空中で行つたが、別
にこれに限るわけではなく、非酸化性雰囲気（た
とえばAr雰囲気）であれば全て有効であること
が確認されている。 また熱間静水圧プレス（HIP）処理によりAg
―Cu―In薄膜を介してFe―Al―Si合金磁心を溶
着する方法でも同様の効果が得られるが、HIPの
装置自体の価格が高く、高温・高圧使用（例：
900℃、1000Kg・cm-2）のためその取扱には充分
な注意が必要である。これに比べ、非酸化性雰囲
気による処理方法では、装置も簡単で、取扱いも
容易であることから量産性に優れた方法である。
さらにAg―Cu―In合金のFe―Al―Si合金磁心へ
の拡散量がHIP処理品に比べて少量であるにもか
かわらず十分な強度を持つていることから、接合
面の状態及びギヤツプの平行度等においても優れ
た方法である。
第１図は、従来のFe―Al―Si合金系磁気ヘツ
ドの磁心を示す図、第２図ａ，ｂ，ｃは、本発明
の一実施例におけるFe―Al―Si合金磁気ヘツド
のギヤツプ形成に用いた一対のFe―Al―Si合金
チツプを示す図、第３図は、これらのFe―Al―
Si合金チツプを用いて作製したヘツドピースを示
す図である。 １，２……Fe―Al―Si合金チツプ、３……ギ
ヤツプ部に形成された硬質石英膜、４……銀ロー
合金はくを用いた溶着部分、５……フロントギヤ
ツプ部、６……バツクギヤツプ部、７……非磁性
セラミツク薄膜部、８……ガラス薄膜部、９……
銀―銅―インジウム系合金薄膜部。
ドの磁心を示す図、第２図ａ，ｂ，ｃは、本発明
の一実施例におけるFe―Al―Si合金磁気ヘツド
のギヤツプ形成に用いた一対のFe―Al―Si合金
チツプを示す図、第３図は、これらのFe―Al―
Si合金チツプを用いて作製したヘツドピースを示
す図である。 １，２……Fe―Al―Si合金チツプ、３……ギ
ヤツプ部に形成された硬質石英膜、４……銀ロー
合金はくを用いた溶着部分、５……フロントギヤ
ツプ部、６……バツクギヤツプ部、７……非磁性
セラミツク薄膜部、８……ガラス薄膜部、９……
銀―銅―インジウム系合金薄膜部。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ テープ走行面側に磁気的なギヤツプを有する
フロントギヤツプを、そして上記テープ走行面側
と反対側に接合を目的としたギヤツプであるバツ
クギヤツプを有する鉄―アルミニウム―シリコン
合金磁心材料よりなる左右突合わせ型磁気ヘツド
において、左右の鉄―アルミニウム―シリコン合
金磁心のフロントギヤツプ面に非磁性薄膜層とし
て、セラミツク層あるいはセラミツク層上にガラ
ス層を形成し、次に左右の鉄―アルミニウム―シ
リコン合金磁心のバツクギヤツプ面に銀―銅―イ
ンジウム系合金薄膜層を形成した後上記左右の鉄
―アルミニウム―シリコン合金磁心の同一種のギ
ヤツプ面同志を合わせた状態で、銀―銅―インジ
ウム系合金の液相が出現する温度以上の１気圧以
下の非酸化性雰囲気において熱処理し、左右の磁
心ブロツクを拡散接合することによつて磁気的な
ギヤツプを形成することを特徴とする合金磁気ヘ
ツドの製造方法。 ２ 非磁性セラミツク薄膜が、酸化ジルコニウム
（ZrO2）、酸化マグネシウム（MgO）、スピネル
（MgO・Al2O3）のうちいずれか一種から成るこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の合金
磁気ヘツドの製造方法。 ３ 非磁性セラミツク薄膜が、酸化ジルコニウム
（ZrO2）、酸化マグネシウム（MgO）、スピネル
（MgO・Al2O3）のうちいずれか一種で形成され
ており、さらに上記薄膜上にガラス薄膜層を形成
することを特徴とする特許請求の範囲第１項記載
の合金磁気ヘツドの製造方法。 ４ 銀―銅―インジウム系合金膜が銅（Cu）を
10〜50重量％，インジウム（In）を１〜30重量％
含むことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載
の合金磁気ヘツドの製造方法。 ５ ガラス薄膜として二酸化ケイ素（SiO2）―
酸化鉛（PbO）―酸化ナトリウム（Na2O）系に
おいて、SiO2が20〜80重量％からなることを特
徴とする特許請求の範囲第１項または第３項記載
の合金磁気ヘツドの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59171905A JPS6150201A (ja) | 1984-08-18 | 1984-08-18 | 合金磁気ヘツドの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59171905A JPS6150201A (ja) | 1984-08-18 | 1984-08-18 | 合金磁気ヘツドの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6150201A JPS6150201A (ja) | 1986-03-12 |
| JPH0222442B2 true JPH0222442B2 (ja) | 1990-05-18 |
Family
ID=15931993
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59171905A Granted JPS6150201A (ja) | 1984-08-18 | 1984-08-18 | 合金磁気ヘツドの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6150201A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2566917B2 (ja) * | 1986-04-07 | 1996-12-25 | 株式会社東芝 | ガラス接合磁気ヘツド |
-
1984
- 1984-08-18 JP JP59171905A patent/JPS6150201A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6150201A (ja) | 1986-03-12 |
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