JPH03219407A

JPH03219407A - 磁気ヘッド

Info

Publication number: JPH03219407A
Application number: JP31536189A
Authority: JP
Inventors: Kanji Nakanishi; 中西　寛次; Satoshi Yoshida; 敏吉田
Original assignee: Fuji Photo Film Co Ltd
Current assignee: Fujifilm Holdings Corp
Priority date: 1989-02-15
Filing date: 1989-12-06
Publication date: 1991-09-26
Anticipated expiration: 2014-03-08
Also published as: JP2866911B2

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。

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は、ヘッドのコア材料として、高飽和磁束密度と
高周波透磁率を持つ軟磁性層を用いた。

高密度記録再生用磁気ヘッドに関する。

［発明の背景コ例えばオーディオテープレコーダやＶＴＲ（ビデオテー
プレコーダ）等の磁気記録再生装置においては、記録信
号の高密度化や高品質化等が進められており、この高記
録密度化に対応して、磁気記録媒体として磁性粉にＦｅ
、Ｃｏ、Ｎｉ等の金属あるいは合金からなる粉末を用い
た。いわゆるメタルテープや２強磁性金属材料を真空薄
膜形成技術によりベースフィルム上に直接被着した。い
わゆる蒸着テープ等が開発され、各分野で実用化されて
いる。

〔従来の技術及び発明が解決しようとする課題〕ところ
で、このような所定の保磁力を有する磁気記録媒体の特
性を発揮せしめるためには、磁気ヘッドのコア材料の特
性として、高い飽和磁束密度を有するとともに、同一の
磁気ヘッドで再生を行なおうとする場合においては、高
透磁率を併せて有することが要求される。

従来は、センダスト合金（Ｆｅ−Ｓｔ−Ａｉ！。

Ｂ　ｓ　ｚ　ｌ０ＫＧ）や、Ｃｏ系アモルファス合金な
どが用いられていたが、センダスト合金は、膜の内部応
力が大きく、また結晶粒が成長し易く厚膜化が難しい。

また、飽和磁束密度ＢｓがＩＤＫＧ程度で。

　　４今以上の高密度記録には飽和磁束密度Ｂｓが不充分であ
る。また、Ｃｏ系アモルファス合金は特性も良く高飽和
磁束密度Ｂｓのものも作製できるが、４５０℃程度で結
晶化してしまうため、ヘッド形成する際に高温でガラス
接合できず、充分な接合強度が得られないという難点が
あった。

その他の軟磁性材料としては窒化鉄があり、−般に、窒
素含有雰囲気中で鉄をターゲットとしてイオンビーム蒸
着あるいはスパッタリング等により薄膜状に形成される
。しかしながら、この軟磁性薄膜は、ガラスボンディン
グ等の際の加熱によって保磁力が大幅に上昇してしまい
特性の安定性が不充分であるという問題があった。

特開昭８３−２９９２１９号公報には、゛このような問
題点を改良せんとした次の軟磁性薄膜が記載されている
。

ｒＦｅｘＮｙ　Ａｚ　　（ただし＋　　Ｘ＋　’ｌ＋　
　Ｚは各々組成比を原子％として表し、ＡはＳＬ、Ａｊ
ｉ。

Ｔａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｒ。

Ｍｎ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｈｆ。

Ｇａ、Ｇｅ、希土類元素の少なくとも１種を表す。）な
る組成式で示され、その組成範囲が０４５≦ｙ≦５．００．５≦　２　≦　７，５ｘ＋ｙ＋ｚ＝ｌｏ。

であることを特徴とする軟磁性薄膜。」しかし、特開昭
８３−２９９２１９号公報に記載の軟磁性薄膜もまた加
熱によって保磁力が上昇するのを避けられないので２例
えばガラスボンディング工程等の加熱工程を要する磁気
ヘッドの製造に用いることは好ましくない。

さらに−軸異方性を有していないため高周波における透
磁率を高くすることができないという欠点がある。

また、製膜条件にもよるが、−数的に結晶質材料は、膜
を付着する過程でセルフシャドウィング効果によって柱
状晶になり易く１粒界部にボイドが形成されるために磁
気的に不連続になり軟磁気特性が劣化してしまう傾向が
ある。このセルフシャドウィング効果は、磁気ヘッドを
作製する際の様に下地に段差がある場合や厚膜化する場
合に特に顕著となり、充分な特性が得られないという難
点があった。

前記公報に記載の軟磁性薄膜には以上のような問題点が
あるので、磁気ヘッドコア材料として好ましくなかった
。

本発明は、上記従来技術の問題点を改良した磁気ヘッド
の提供を目的とする。

［課題を解決するための手段］本発明によれば次の磁気ヘッドにより上記目的を達成す
ることができる。

■　先端対向面及び該対向面から後退して形成される凹
所を有する磁気ヘッドコアの少なくとも該対向面に露出
する軟磁性層を備え、該コアの対向面間にギャップを構
成してなり、前記軟磁性層は、　　Ｆ　ｅＢ　Ｂｂ　Ｎ
Ｏ（但し、ａ、ｂ、ｃは各々原子％を示し、ＢはＺｒ、
Ｈｆ、Ｔｉ、Ｎｂ。

Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種以上を表わす。）
なる組成式で示され、その組成範囲はｏ＜ｂ≦２００＜ｃ≦２２の範囲（但し、ｂ≦　７．５かつｃ≦５を除く）である
ことを特徴とする複合磁気ヘッド。

■　基板上に下部軟磁性層と絶縁層とコイル導体層と上
部軟磁性層とを順次有し、前記下部軟磁性層と上部軟磁
性層間にヘッドの記録媒体指向面に達する磁気ギャップ
層を備えて成り、前記軟磁性層は、Ｆｅｌ　Ｂｌ、Ｎｅ
　　（但し、ａ、ｂ、ｃは各々原子％を示し、ＢはＺｒ
、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｎｂ。

Ｔａ、　ｖ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種以上を表わす。

）なる組成式で示され、その組成範囲はｏ＜ｂ≦２００＜ｃ≦２２の範囲（但し、ｂ≦７．５かつｃ≦５を除く）であるこ
とを特徴とする薄膜磁気ヘッド。この組成範囲を点Ｅ、
Ｆ、Ｇ、Ｈ，Ｉ、Ｊにより第１図に示す。

好ましくは、前記組成範囲は６９≦ａ≦９３２≦ｂ≦１５５．５＜　ｃ≦２２の範囲である。この組成範囲を点Ｑ、に、Ｌ。

Ｕ、Ｍにより第１図に示す。

より好ましくは、前記組成範囲は、前記三者の三成分組
成座標系（Ｆｅ、Ｂ、Ｎ）においてＰ　（９１，２，７
）Ｑ　（９２，５，２，５，５）Ｒ（８７，７，５，５，５）Ｓ　（７３，１２，１５）Ｔ　（６９，１２，１９）Ｕ　（６９、９，２２）Ｖ　（７８，５，１９）の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲である。この組成範囲
を点Ｐ、Ｑ、Ｒ，Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖ、により第１図に示す
。

さらに好ましくは、結晶粒径が３００Å以下であり、軟
磁性層が一軸異方性を有する。

［好適な実施態様及び作用］本発明の磁気ヘッドの軟磁性層は、Ｆｅ及びＮと、特定
の添加元素Ｂ、即ち、Ｚｒ、Ｈｆ。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種以上
の元素とから成り、これらＦｅとＮと特定の添加元素Ｂ
（２種以上も含む）の三者は、前記特定の組成範囲内に
ある。

前記組成範囲が、０くｂ≦２０かつ、Ｑ＜ｃ≦２２の範
囲（但し、ｂ≦　７．５かつｃ≦５を除く）である場合
、好ましくは、ｂ≧　０．５かつＣ≧　０．５とする。

ｂ＜０．５又はｃ＜０．５の場合にはその存在による効
果が明瞭でないことがあるからである。

前記添加元素Ｂが２０原子％を越えるか、又は。

Ｎが２２原子％を越える場合には、良好な軟磁性が得ら
れない。

前記組成範囲が、６９≦ａ≦９３かつ２≦ｂ≦１５かつ
５．５＜　ｃ≦２２の場合は、より良好な軟磁性を示す
。

より好ましくは、前記組成は、前記三者の三成分組成座
標系（Ｆｅ、Ｂ、Ｎ）において、前記特定の点Ｐ、Ｑ、
Ｒ，Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖの７点を結ぶ線分で囲まれた範囲で
ある。この組成範囲では保磁力が特に小さいので、磁気
ヘッドのコア材料と０して好適である。最も好ましい範囲は、保磁力が１．５
０ｅ以下（さらには１０ｅ以下）を示す組成範囲である
。

前記添加元素ＢがＺｒである場合、軟磁性層の好ましい
組成範囲は。

Ｆ　　ｅｄ　　　（Ｚ　　ｒｅ　　　Ｎ５−ｅ　　）　
　＋＊ｏ−ｄ７７≦　ｄ　≦８８０．３≦　ｅ　≦０．３８で示される範囲である。この組成範囲を点Ｗ。

ｘ、ｙ、ｚにより第１図に示す。これらの点Ｗ。

ｘ、ｙ、ｚの座標は、はぼ次のとおりである。

Ｗ　（８８，３，８，８゜４）Ｘ　（８ｇ、　４．５Ｂ、　７．４４）Ｙ　（７７、８
，７４，１４，２８）Ｚ　（７７、１！、９．１８．１）即ち、この範囲では、Ｆｅを７７〜８８原子％含み、か
つ、軟磁性層中のＺｒの含有率ｂ（原子％）とＮの含有
率Ｃ（原子％）の比ｃ　／　ｂがおよそ１．６３〜２．
３３となっている。この組成範囲の軟磁性層は、良好な
軟磁性（例えば、保磁力Ｈｃ＜５Ｏｅ）を有する。

前記添加元素は、一種又は二種以上にすることができる
。例えばＺｒのみ添加することができるが、その他の添
加元素でＺｒの一部（例えば添加されるＺｒのうちの３
０原子９６）を置き換えることができる。

また、ＦｅはＣｏ、Ｎｉ又はＲｕの一種以上で置き換え
ることができる。例えば軟磁性層を構成するＦｅのうち
の３０原子９６程度まで置き換えることができる。

本発明の磁気ヘッドの軟磁性層は１例えばＲＦスパッタ
法等の気相析着法により前記特定組成の非晶質層を得て
、この非晶質層を例えば３５０〜６５０℃で熱処理し前
記非晶質層の一部ないし全部を結晶化させて形成するこ
とができる。好ましくは、磁界中で熱処理して一軸磁気
異方性を誘導し前記非晶質層の一部ないし全部を結晶化
させて形成する。

本発明の薄膜磁気ヘッドの軟磁性層を前記の方法により
形成する場合、形成される基板の種類に１２より形成後の軟磁性層の緒特性に差が生じる場合がある
ので、適宜基板を選択して製造することが好ましい。

［実施例］以下、まず本発明の磁気ヘッドの軟磁性層として用いら
れる軟磁性薄膜の製造例及び特性について詳述する。

（実施例１）Ｆ　ｅｇ−ｙ　Ｚ　ｒｙ　　（ｙ　ｍ　　５．０．１０
．（Ｌ　Ｌ５．０　（ａｔ％））の組成の合金ターゲッ
トを作製し、それぞれ２．５〜１２．５モル％の窒素を
含む、窒素含有アルゴンガス雰囲気中で、ガス圧力０．
８Ｐａ、投入電力２００Ｗの条件で高周波スパッタリン
グを行ない種々の組成の非晶質合金膜を得た。これらの
各薄膜を磁界中で熱処理し、軟磁性薄膜を得て、それら
の飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを測定した。

ＢｓおよびＨｃの測定は交流ＢＨトレーサー（印加磁界
５０Ｈｚ、　２５０ｅ、ただしＨｃ＞２５の場合は、９
００ｅ）による（以下同様）。基板には結晶化ガラス基
板（ＰＥＧ３１３０ＣＨＯＹＡ製）及び単結晶サファイ
ア基板を用いた。また膜厚はいずれも０．６μｍ程度と
した。

これらの結果を第１−Ａ表に示す。なお、Ｈｃは容易軸
方向の値で示す。また、一部の軟磁性薄膜については、
　　５　　ＭＨｚにおける透磁率μ及び磁歪について測
定した。磁歪は、膜に応力を加えた時の・ＢＨ特性の変
化から磁歪の正負判定を行なった。この結果も第１−Ａ
表に示す。

一方、第１−Ｂ表には、スパッタ時の雰囲気中に窒素を
含有しない以外は前記実施例１の軟磁性薄膜の製造方法
と同様にして結晶化ガラス基板上に得られた３種の熱処
理薄膜（比較例１のＮｏ、　１　。

２．３）の組成、飽和磁束密度Ｂｓ及び保磁力■Ｃの測
定結果を示す。

また、前記実施例１の軟磁性薄膜の製造方法により製造
した軟磁性薄膜の組成と保磁力Ｈｃの関係及び磁歪の正
負判定（結晶化ガラス基板を用い５５０℃で熱処理した
場合）を第２図に示す。さらに、Ｆｅ−Ｚｒ合金ターゲ
ット中のＦｅ含有量及びスパッタガス中のＮ２含有量の
軟磁性薄膜製造３４条件と、保磁力Ｈｅと、飽和磁歪λ、との関係（結晶化
ガラス基板を用い５５０℃で熱処理した場合）を第３図
に示す。

Ｘ線回折と電気抵抗率前記実施例１中のＦ　ｅ　１１０．１１　Ｚ　ｒ　６．
５　Ｎ１２．６の組成について未熱処理（ａｓ　ｄｅｐ
ｏ）の薄膜と、　　２５０゜８５０、　４５０又は５５
０℃で熱処理した薄膜についてのＸ線回折の結果を第４
図に示し電気抵抗率の測定結果を第２表に示す。第４図
によれば、５５０℃熱処理の薄膜の結晶粒径は半値幅か
ら約１３０人であることがわかった。なお、　ａｓ　ｄ
ｅｐｏの薄膜及び２５０℃熱処理の薄膜はアモルファス
であり、８５０℃及び４５０℃熱処理の薄膜は微結晶か
ら成り。

５５０℃熱処理の薄膜はさらに成長した微結晶から成る
ことがわかった。これらの微結晶は薄膜の軟磁性に寄与
すると考えられ、このような微結晶の生成はＮ及びＺｒ
の存在によるものと考えられる。第２表によれば熱処理
温度を高めることによって、この薄膜の抵抗率は低下し
ていくが。

５５０℃まで温度を上げて熱処理した場合でも。

その値は、純鉄、パーマロイなどよりはるかに高＜、Ｆ
ｅ−８ｉ合金、センダストとほぼ同等の値となっている
。従って、磁気ヘッドのコアとして用いた場合には、渦
電流損失が小さく有利である。

ビッカース硬度さらにＦ　ｅ　８Ｇ、９　Ｚ　ｒ　６．１１　Ｎ１２．
６の組成の薄膜について、ビッカース硬度を測定した結
果Ｈｖ−１０００（ｋｇ／ａｄ、加重１０ｇ）の値が得
られた。この値は従来から磁気ヘッド材料として用いら
れているセンダストやＣｏ系アモルファス合金（Ｈｖ−
５００〜６５０）に比べてはるかに高く、耐摩耗性も従
来より充分高めることができる。

ＢＨ凸曲線記実施例１と同様に製造されたいくつかの薄膜の交流
ＢＨ）レーサーによるＢＨ凸曲線第５図に示した。

第５図に示したサンプルは、製膜後１ｋＯｅの磁界中、
　１０ＴｏｒｒＮ　２雰囲気中において５５０℃、６０
分間熱処理しである。この図から明らかな様に、磁５６界中熱処理によって薄膜には明確な面内−軸異方性が誘
導されている。従って、この薄膜の困難軸方向を磁化方
向とすることによって、　　Ｉ　　ＭＨｚより高い周波
数での透磁率を充分高くすることができ、この点からも
磁気ヘッド材料として有利である。また、この異方性磁
界Ｈｋは１組成によって３〜１８０ｅと変化するため、
目標とする透磁率の大きさ、使用する周波数範囲によっ
て材料を選ぶことができる。例えば１０　ＭＨｚ以下に
おいて高い透磁率を得たい場合には、Ｈｋ−３〜５０ｅ
となる組成を用い、それ以上高い周波数でも透磁率を劣
化させないためには、Ｈｋがもっと高い組成を用いるこ
ともできる。

ＭＨ凸曲線６図には、前記実施例１中のＦｅＢ。、。

Ｚｒ６，３Ｎ１゜、６の組成の薄膜についてＶＳＭを用
いて測定したＭＨ凸曲線結果について示した。

図中（ａ）は製膜直後（ａｓ　ｄｅｐｏ）の薄膜につい
て。

（ｂ）は５５０℃の磁界中熱処理後の薄膜についてのＭ
Ｈ凸曲線示している。（反磁界補正は行なっていない。

ただし、サンプル形状は、φ５ｍｍｘｔＯ１Ｂ３−であ
った。）ＶＳＭを用いて測定した保磁力は、交流ＢＨト
レーサーで求めた値より一桁以上小さく、（ｂ）より約
５０ｍ０ｅと求まった。この値はセンダストやＣｏ系ア
モルファス合金とほぼ同等であり、軟磁気特性が優れて
いることが解る。

また、（ｂ）より４πＭ　ｓ　−１４，５ＫＧと求まり
、この値はセンダストやＣｏ系アモルファス合金より充
分高く、高保磁力媒体に記録するための磁気ヘッド材料
として有利である。

熱処理前の薄膜の４πＭｓは１３．０ＫＧであり熱処理
後よりやや低い。また、垂直異方性（Ｈｋ＝４０００ｅ
）をもっており、Ｈｃも高く、軟磁気特性は悪い。

耐食性前記実施例１中のＦ　ｅ　Ｂｏ、９　Ｚ　ｒ　６．５　
Ｎ　１２．６の組成の薄膜について耐食性の評価を、水
道水に約−週間浸漬した後の表面状態の変化から行なっ
た。その結果９本サンプルの表面状態は鏡面のまま全く
変化しなかった。比較のために、Ｃ０８８，４７８Ｎ　ｂ　８．。Ｚｒ３，６アモルファス合金膜及びＦｅ
−５ｉ合金（電磁鋼板）についても同様の実験を行なっ
た。その結果Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金も全く変化しなかっ
たが、Ｆｅ−８ｉ合金は全面に錆が発生した。以上より
９本発明の磁気ヘッドの軟磁性層として用いられる軟磁
性薄膜は、耐食性にも優れていることが解った。

次に２本発明の磁気ヘッドの軟磁性層の組成範囲外の組
成の軟磁性薄膜について述べる。

（比較例２）Ｆ　ｅ　９１．２　Ｚ　ｒ　３ｉ　Ｎ　４．９の非晶質
合金膜を形成し、１ｋＱｅの磁界中３５０℃及び５５０
℃で１時間熱処理を行なった。前記非晶質合金膜（ａｓ
　ｄｅｐｏ）　。

これを３５０℃で熱処理した膜、及び５５０℃で熱処理
した膜の交流ＢＨトレーサーによるＢＨ曲線を、夫々第
７図の（ａ）〜（Ｃ）に示す。未熟処理の非晶質合金膜
（ａｓ　ｄｅｐｏ）は、軟磁性を有していない（ａ）。

これを８５０℃で熱処理した膜は、−軸異方性を示す（
ｂ）。しかし、５５０℃で熱処理した膜は、その特性が
悪くなっている（Ｃ）。

磁気ヘッド製造時に、溶融ガラスによる溶着（ガラスボ
ンディング）が行なわれることがあり２通常５５０℃程
度に加熱して行なわれる。」二記組成範囲の膜を用いた
場合、このガラスボンディング時の加熱により、最終的
に得られた磁気ヘッドにおいて良好な軟磁性を示さない
。即ち、前記組成範囲の場合には、熱的に不安定な軟磁
性薄膜しか得ることができない。

（以下余白）９０第 −Ａ表第１−Ｂ表第　　２表（実施例２）Ｆ　ｅ　９２．５　Ｚ　ｒ　７．５の組成の合金ターゲ
ットを用い、　　２．５．　５．０．　７．５．１０．
０又は１２．５モル％の窒素を夫々含む窒素含有アルゴ
ンガス雰囲気中で高周波スパッタリングを行ない２種々
の組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜をサファイア基板（
Ｒ面）上に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃で１時間熱処理して、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜を得
た。得られたＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜の組成、飽和磁
束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを第３表に示す。

（比較例３）スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
施例２と同様にして得た熱処理薄膜の組成、飽和磁束密
度Ｂｓ、保磁力Ｈｃも第３表に示す。

（以下余白）第　　３表（実施例３）Ｆ　ｅ　ｓｏ　Ｚ　ｒ　＋ｏ　（ａｔ％）の組成ノター
ゲットヲ用い、６．０モル％の窒素を含有する窒素含有
アルゴンガス雰囲気中でガス圧力０．８Ｐａ、投入電力
４００Ｗの条件で高周波スパッタリングを行ない、サフ
ァイア基板（Ｒ面、　　ｆｌＴＯ２１面）上にＦ　ｅ　
７５．９　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ＋８．８非晶質薄膜を形
成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、２５０℃。

８５０℃、４５０℃、５００℃又は５５０℃で６０分間
。

３４１２０分間、１８０分間、２４０分間、５４０分間、　
　１１４０分間、　２４００分間又は４８００分間等温
磁界（＜　００１０　＞方向に１．１ｋＯｅ印加）中で
熱処理して、軟磁性薄膜を得た。得られたＦｅ−Ｚｒ−
Ｎ軟磁性薄膜のＢＨ特性（測定磁界Ｈｍ　＝　２５　（
０ｅ））、保磁力Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋを第１３図に
示す。

第１４画は、熱処理時間ｔ　［ｍ１ｎｌに対して得られ
たＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜の（ａ）保磁力Ｈｃ及び（
ｂ）異方性磁界Ｈｋの関係を夫々示す。また。

第１５図は、（ａ）熱処理時間ｔ　［ｍｉｎ］と熱処理
温度と保磁力Ｈｃとの関係、及び、（ｂ）熱処理時間ｔ
［ｍｉｎ］と熱処理温度と異方性磁界Ｈｋとの関係を夫
々示す。

これらより、熱処理温度によるＢＨ特性の変化は、３５
０〜５００°Ｃの範囲と、５００℃を越える範囲と、３
５０℃未満の範囲の３つの温度域で異なることがわかる
。

また、前記Ｆ　ｅ　７５．９　Ｚ　ｒ　７．３　ＮＩＩ
＋、８非晶質薄膜を、２５０℃で４８００分間、３５０
℃で２４０分間、４５０℃で　１８０分間、５００℃で
１８０分間又は５５０９Ｃで１１４０分間夫々熱処理し
て得られた５種類の軟磁性薄膜の組成（ａｔ％）、軟磁
性薄膜のＺｒ含有率（ａｔ％）とＦｅ含有率（ａｔ％）
との比Ｚ　ｒ　／　Ｆ　ｅ　。

Ｎ含有率（ａｔ％）とＺｒ含有率（ａｔ％）との比Ｎ／
Ｚｒ、及びＢＨ特性（測定磁界Ｈｍ＝２５（Ｏｅ））を
第４表に示す。下記各組成は＋　Ｆ　ｅｓ＋、２（Ｚ　
ｒ・ＮＸ　）　８．１１但しｘ−Ｎ／Ｚｒで表現できる
。

第４表によれば、Ｎ／Ｚｒの値は、熱処理温度２５０℃
までの範囲内と、３５０°Ｃ〜５００℃の範囲内でほぼ
一定であり、熱処理温度約３００°Ｃ付近と約５００°
Ｃ付近にＮ／Ｚｒの値が急に変化する熱処理温度が存在
するということが推定できる。

第　　４　　表５６Ｘ線回折パターン前記実施例３で得られたＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜と、
熱処理前のＦ　ｅ　７５．９　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ＋６
．８非晶質薄膜（ａｓ　ｄｅｐｏ）のＸ線回折パターン
（線源ＣｕＫａ線４０ｋＶ、　３０＋ｎＡ、　　λ−１
，５４０５人）を第１６図に示す。以下、このＸ線回折
パターンについて述べる。

ａｓ　ｄｅｐｏの薄膜の場合、典型的なハローパターン
を示しており、非晶質化していることを裏付けている。

主ピークの位置は熱処理温度が高くなるにつれ広角側に
ずれ、５５０℃熱処理で最終的に２θ−４４，８’　と
なりαＦ　ｅ　（１１０）ピークと一致している。　２
５０℃Ｘ　４８００分では２θ−４３，７°となり。

これはＦ　ｅ３　Ｚ　ｒ　（４４０）　　ピークと一致
している。

３５０℃から　５００℃の熱処理では２θ″ｉ　４４’
であり、これはａ　Ｆ　ｅ　（１１０）とＦ　ｅ３　Ｚ
　ｒ　（４４０）ピークのほぼ中間の値に対応している
。

主ピークの半値幅から５ｅｈｅｒｒｅｒの式により求め
た結晶粒サイズは、２５０℃から４５０℃で約１００入
２５００℃×１８０分で約　１２０人、５５０℃Ｘ　１
１４０分で約１７０人（５５０℃×６０分間では約１３
０人（実施例１及び第４図参照））と温度Ｘ時間により
連続的に大きくなっている。

５５０℃熱処理の時間と主ピークの位首、結晶粒サイズ
の関係は下記の様になっている。

このことから、５５０℃熱処理では比較的早く微細なα
Ｆｅ相が析出するが９時間とともにわずかながら結晶粒
の成長が生じていることが解る。

また、５５０℃熱処理では、αＦｅ以外に新たにＦｅ３
　Ｚｒ、ＺｒＮと思われるピークが観測され、これらが
微細に析出してきていると考えられる。

（実施例４）Ｆ　ｅ　ｎｏ　Ｚ　ｒ　１０　（ａｔ％）の組成のター
ゲラトラ用７８い、５．０モル％の窒素を含有する窒素含有アルゴンガ
ス雰囲気中でガス圧力０．６Ｐａ、投入電力２００Ｗの
条件で高周波スパッタリングを行ない。

サファイア基板（Ｒ面）上にＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜
を形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜（厚さ約０．６μｍ）
の磁化の温度変化（室温の磁化で規格化しである。）を
ＶＳＭにより測定した。その結果を第１７図に示す。測
定は、室温から開始して約３’Ｃ／　ｍｉｎで昇温しな
がら行ない、試料Ｂは３４０℃で１２０分間、試料りは
４５０℃で６０分間、試料Ｅは５００°Ｃで６０分間、
試料Ｇは５２０℃で１８０分間、試料Ｆは　５５０℃で
１２０分間保持した。その後今度は、−３℃／　ｍｉｎ
で室温まで降温しながら測定した。第１７図より、熱処
理前のＦｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜（ａｓ　ｄｅｐｏ）の
キュリー温度は、約２５０℃であり、少なくとも３４０
℃以上で温度保持すると磁化の値が上昇し、キュリー温
度が上昇していくことがわかる。５５０℃で　１２０分
間保持した場合。

キュリー温度は７００℃以上となり、熱処理によってα
Ｆｅのキュリー温度（７７０℃）に近づいていくことが
わかる。室温での磁化は、いずれの場合もａＳ　ｄｅｐ
ｏの非晶質薄膜より高いが、５２０〜５５０℃保持でほ
ぼ飽和し、　ａｓ　ｄｅｐｏの非晶質薄膜の１．１２〜
１．１４倍となっている。

実施例３及び実施例４かられかったことを熱処理温度ご
とに述べる。

（ａ）熱処理前（ａｓ　ｄｅｐｏ）構造的には、非晶質である。軟磁性は得られておらず、
キュリー温度がαＦｅに比べかなり低く、磁気モーメン
トが熱処理後よりも低い。これらはＦｅ系の非晶質合金
として、考え得る特性である。また、Ｎの含有量は１６
．８％と多く。

Ｎ／Ｚｒ＝２．８となっている。

（ｂ）　　２５０℃熱処理ＢＨ特性はａｓ　ｄｅｐｏよりはやや改善され、Ｈｃが
５〜７０ｅを示していた。熱処理時間を長くすることに
より４８００分で結晶化がＸ線的に確認され。

また−軸異方性膜（Ｈｃ　＝　１．４０ｅ）が得られた
。

主ピークの位置は、　　Ｆ　ｅ３　Ｚ　ｒ　（４４０）
ピークに対９０応している。熱処理後のＮ含有量は、　ａｓ　ｄｅｐｏ
と変わらない。

（Ｃ）　　３５０〜５００℃熱処理主ピークは、　　Ｆ　ｅ３　Ｚ　ｒ　（４００）とａ　
Ｆ　ｅ　（１１０）ピークの中間に位置するが、　　Ｚ
　ｒ　Ｎ　（２００）付近にもブロードな盛り上がりが
見られ、複雑な状態になっていると考えられる。ＢＨ特
性的には、Ｈｃ＝　０．７〜０．９０ｅ、　Ｈｋ　−９
〜１２０ｅで熱処理時間×温度が大きくなるにっれＨｋ
が大きくなる傾向にある。キュリー温度はこの範囲で連
続的に変化しているが、室温の磁化は、熱処理前の１．
０６〜１．０８倍とほぼ一定である。熱処理後のＮ含有
量は５００℃では熱処理前よりもやや低下するが、Ｎ／
Ｚｒｚ２の領域である。

（ｄ）　　５５０℃熱処理主ピークは、明らかにαＦ　ｅ　（１１０）　ピークに
対応しており、新たに、Ｆｅ３Ｚｒ、ＺｒＮと思われる
ピークも出現してくる。このことから　５５０”Ｃ熱処
理後には（１１０）配向したαＦｅの微細結晶（粒径１
００〜２００人程度）とさらに微細なＦｅ３Ｚｒ、Ｚｒ
Ｎ等が析出しているものと考えられる。しかし、キュリ
ー温度は、αＦｅのキュリー温度７７０°Ｃよりも低め
であり、これは結晶粒が微細なことと関係していると考
えられる。

Ｈｅは長時間熱処理で低下し約４００分で極小となり、
その後またわずかに増加する。Ｈｋは時間とともに低下
し、約２５０分でほぼ等方向になる。

熱処理後のＮ含有量は熱処理時間に依存し、６０分熱処
理ではＮ／　Ｚ　ｒ　ｚ　１．８．１１４０分熱処理で
はＮ／Ｚｒ；１．１まで低下している。５５０℃熱処理
により一部の窒素はＮ２ガスとして試料外に放出される
ものと考えられる。

このように、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜を熱処理すると
、熱処理温度によって得られる軟磁性薄膜の構造及び性
質が異なる。このことは、実施例１の電気抵抗率を示す
第２表とも対応する。

以上の内容を第１８図に模式的に示した。

（実施例５）Ｆｅｇ。Ｚｒ１゜の組成の合金ターゲットを用い。

６．０モル％の窒素を含有する窒素含有アルゴンガ１ス雰囲気中で高周波スパッタリングを行なうことにより
＋　　Ｆ　ｅ　ＶＬ２２　ｒ　７．３　Ｎ　１６．５と
Ｆｅ７５．９Ｚ　ｒ　？、ａ　Ｎ１６，８の２種の組成
の非晶質薄膜を夫々サファイア基板（Ｒ面）上に形成し
た。ただし前者はφ６インチターゲットを用い全圧０．
１５Ｐａ、投入電力１ｋｗで、後者はφ４インチターゲ
ットを用い全圧０．８Ｐａ、投入電力４００Ｗでスパッ
タリングした。

前記基板上に形成したＦ　ｅ　７６．２　Ｚ　ｒ　７．
３　Ｎ１６．５非晶質薄膜を５５０℃で６０分間磁界中
熱処理して＋　　Ｆｅ７？、ａ　Ｚ　ｒ　７．８　Ｎ１
３．６軟磁性薄膜（膜厚は約１卯）を得た。また、前記
基板上に形成したＦ　ｅ　７５．９　Ｚ　ｒ　７．ｌ’
Ｎ１６．Ｂ非晶質薄膜を５５０℃で磁界中熱処理して、
軟磁性薄膜を得た。軟磁性薄膜の組成は、熱処理時間が
６０分間の場合にはＦ　ｅ　７９．２　Ｚ　ｒ　７．５
　Ｎ１３．３であり、　１１４０分間の場合にはＦ　ｅ
Ｂ３．２　Ｚ　ｒ　８．ＯＮＢ、８であった。得られた
これらの軟磁性薄膜の組成、飽和磁束密度Ｂｓ。

保磁力Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋを第５表に示す。

２第　　５　　表（実施例６）Ｆ　ｅ＋ｘ−ｙ　Ｈｆｙ　　（Ｙ　−５，０，１０，０
，１５，０（ａｔ％））の組成の合金ターゲットを用い
、２，４，６゜８．１０又は１２モル％の窒素を含む窒
素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スノク・ツタリン
グを行なうことにより９種々の組成のＦｅ−Ｈｆ−Ｎ非
晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０°Ｃ又は５５
０℃、　　１．１ｋＯｅの磁界中で１時間熱処理して。

Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ軟磁性薄膜（膜厚的１μ１１）を得た。

得られたＦｅ−Ｉｆ−Ｎ軟磁性薄膜の組成７３４飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを第６表に示す。

（比較例４）スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
施例６と同様にして得た３種の熱処理薄膜の組成、飽和
磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃも第６表に示す。

（以下余白）５（実施例７）Ｆ　ｅ＋ｏｏ−ｙ　Ｔ　ａｙ　　（ｙ　−５，０，１０
，０，１５，０（ａｔ％））の組成の合金ターゲットを
用い、２，４，６゜ｉｌｌ、１０又は１２モル％の窒素
を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタ
リングを行なうことにより、Ｎ々の組成のＦｅ−Ｔａ−
Ｎ非晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃、　　１．１ｋＯｅの磁界中で１時間熱処理して。

Ｆｅ−Ｔａ−Ｎ軟磁性薄膜（膜厚的１μｍ）を得た。得
られたＦｅ−Ｔａ−Ｎ軟磁性薄膜の組成。

飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを第７表に示す。

（比較例５）スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外。

は前記実施例７と同様にして得た熱処理薄膜の組成、飽
和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃも第７表に示す。

（以下余白）７（実施例８）Ｆ　ｅ＋ｏｎ−ｙ　Ｎ　ｂｙ　　（ｙ　−５，０，１０
，０，１５，０（ａｔｅ））の組成の合金ターゲットを
用い、２，４，６．８又は１０モル％の窒素を含む窒素
含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリングを行
なうことにより２種々の組成のＦｅ−Ｎｂ−Ｎ非晶質薄
膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０　”Ｃ又は５
５０℃、　　１．１ｋＯｅの磁界中で１時間熱処理して
。

Ｆｅ７Ｎｂ−Ｎ軟磁性薄膜（膜厚的１μ１１）を得た。

得られたＦｅ−Ｎｂ−Ｎ軟磁性薄膜の組成。

飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｅを第８表に示す。

（比較例６）スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
施例８と同様にして得た熱処理薄膜の組成、飽和磁束密
度Ｂｓ、保磁力Ｈａも第８表に示す。

（以下余白）第　　８表９（実施例９） ’Ｆ　ｅ　９０　Ｚ　ｒ　ｌａ　（ａｔｅ）の組成のタ
ーゲットを用い、６．０モル％の窒素を含む窒素含有ア
ルゴンガス雰囲気中で、高周波スパッタリングを行なう
ことにより、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜を基板上に形成
した。基板としては、フェライト基板上に５ｉ０２膜を
製膜して成る５ｉ０２膜被覆フエライト基板を用いた。

前記非晶質薄膜は、前記５ｉ０２膜の表面に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、５５０℃。

１時間磁界中（磁界強度り、ＬｋＯｅ）で熱処理して、
−軸磁気異方性を有する軟磁性薄膜（膜厚５．９ｐ）を
得た。得られた軟磁性薄膜の組成は。

前記基板のかわりにサファイア基板を用いる以外は同一
の条件で得られた軟磁性薄膜の組成から。

Ｆ　ｅ　７’１．８　Ｚ　ｒ　７．６　Ｎ１４．６　と
推定した０得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ρは７７鳩
・印であり、ビッカース硬度Ｈｖは１０１０ｋｇ／−で
あった。また、得られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特
性を第１９−Ａ図に示し、Ｂ−Ｈカーブを０第１９−　Ｂ図に示す。

（実施例１０）Ｆ　ｅｇＯＨｆ　ｘｏ　（ａｔｅ）の組成のターゲット
を用い、４．０モル％の窒素を含む窒素含有アルゴンガ
ス雰囲気中で、高周波スパッタリングを行なうことによ
り、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ非晶質薄膜を基板上に形成した。基
板としては、フェライト基板上にＳ　ｉ　０２膜を製膜
して成る５ｉ０２膜被覆フエライト基板を用いた。前記
非晶質薄膜は、前記５ｉ０２膜の表面に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜の膜厚は４．７μｍで
あった。これを５５０℃、　　１．１　［ｋｏｅｌの磁
界中で１時間熱処理し軟磁性薄膜を得た。そして。

この薄膜の透磁率および異方性磁界Ｈｋを測定してから
さらに２時間以外は前記と同様な条件で２時間の追加の
熱処理を行った（合計３時間の熱処理）。ここでまた透
磁率および異方性磁界を測定し、さらに時間以外は前記
と同様な条件で３時間の追加の熱処理（合計６時間の熱
処理）をして。

透磁率および異方性磁界Ｈｋを測定した。得られ１２た３種の軟磁性薄膜のうちの２種の組成は、前記基板の
かわりにサファイア基板を用い膜厚を１μｍとした以外
は同一の条件で得られた軟磁性薄膜の組成から、夫々ｒ
　Ｆ　ｅ　７７．４　Ｈｆ　７．５　Ｎ１５．１　　（
１時間熱処理）、及びＦ　ｅｏ、ｅ　Ｈｆ　７．７　Ｎ
９．７　　（６時間熱処理）と推定した。

得られた軟磁性薄膜（６時間熱処理）の電気抵抗率ρは
６０Ｉ！Ｑ−ｃｍであり、ビッカース硬度Ｈｖは１１０
０ｋｇ　／−であった。この軟磁性薄膜（６時間熱処理
）の透磁率の周波数特性を第２０−Ａ図に示し、Ｂ−Ｈ
カーブを第２０−Ｂ図に示す。

また、前記３種の熱処理段階の透磁率（Ｉ　ＭＨｚで）
μＩＭ　Ｈｚ及び異方性磁界Ｈｋを第２０−０図に示す
。第２０−０図は、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ薄膜の熱処理時間に
対する透磁率μｍ□２及び異方性磁界Ｈｋの変化を示し
ている。

（実施例１１）Ｆ　ｅ　Ｂ５　Ｔ　ａ　１５　（３１％）の組成のター
ゲットを用い、６．０モル％の窒素を含む窒素含有アル
ゴンガス雰囲気中で、高周波スパッタリングを行なうこ
とにより、Ｆｅ−Ｔａ−Ｎ非晶質薄膜を基板上に形成し
た。基板としては、フェライト基板上に５ｉ０２膜を製
膜して成る５ｉ０２膜被覆フエライト基板を用いた。前
記非晶質薄膜は、前記５ｉ０２膜の表面に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、５５０℃。

１時間磁界（磁界強度１．１ｋｏｅ）中で熱処理して、
−軸磁気異方性を有する軟磁性薄膜（膜厚５．６／７Ｊ
Ｉ）を得た。得られた軟磁性薄膜の組成は。

Ｆ　ｅ　６１１．８　Ｔ　ａ　１１．５　Ｎ　１８．７
　と推定した。

得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ρは８６ｔｌＱ−ｃｍ
であり、ビッカース硬度Ｈｖは１２２０ｋｇ　／−であ
った。また、得られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性
を第２１−Ａ図に示し、Ｂ−Ｈカーブを第２１−Ｂ図に
示す。

以下２図面の第８〜ｌＯ図により本発明の磁気ヘッドの
実施例について説明する。

（実施例１２）３４第８図は２本発明の複合磁気ヘッドの先端拡大斜視図で
あり、第９図は、第８図の複合磁気ヘッドの矢視Ａ拡大
図（記録媒体指向面拡大図）である。

フェライトコア１は、先端対向面１ａ、ｌａ’及び該対
向面から後退して形成される凹所１ｂ。

１ｂ′を有し、所定の位置（図示せず）で結合し一体に
なっている。フェライトコアの先端対向面ｌａ、ｌａ’
及び該対向面から後退して形成される凹所１ｂ、ｌｂ’
　は１本発明において特定される軟磁性層２，２′及び
５ｉ０２層３．３′を順次備えている。軟磁性層２．２
′は磁気ヘッドのコアの一部を形成している。前記フェ
ライトコア１の先端対向面１ａと１　ａ　／間に存在す
る軟磁性層部分は、互いに対向しており、この軟磁性層
対向面間にギャップが構成されている。前記フェライト
コアの凹所ないしエツジ部に前記軟磁性層を介して備え
られた５ｉ０２層部分は、ガラス充填部５，５′と結合
している。

前記軟磁性層としては２次の３種のものを夫々用いた。

（１）組成がＦ　ｅ　１１０．９　Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ
１２．８であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性層（２）組成がＦ　ｅ　８２．８　Ｈｆ　７．’Ｉ　Ｎ　
９．７であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性層（３）組成がＦ　ｅ　ＢＧ、８　Ｔ　ａ　１１．１５　
Ｎ＋８．７であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性層第８〜９図に示された複合磁気ヘッドの製造方法の一例
を次に概説する。

フェライトコア半体の先端対向面１ａ及び該対向面から
後退して形成される凹所１ｂに１例えば前記軟磁性薄膜
の製造例ないしそれに準する方法で軟磁性層２を形成す
る。前記軟磁性層に所定の方法でＳｉＯ□層を形成する
。このようにして。

フェライトコア半体に前記２種の層を形成して成る多層
状のコア半休を得る。この多層状コア半休とともにヘッ
ドを構成するもう一方の多層状コア半休を同様の製造方
法により得る。

以上のようにして得られた一対の多層状コア半休を所定
の方向に突合せ、コア半休の凹所への溶５６融ガラスの充填・冷却により前記一対のコア半休同士を
接合して２図示された複合磁気ヘッドを製造する。

（実施例１３）第１０図は１本発明の薄膜磁気ヘッドのギャップデプス
方向（記録媒体指向面に対して垂直方向）の概略拡大断
面図であり、以下この図に基づいて説明する。

フェライト基板１０は、下部軟磁性層１１．絶縁層１２
、コイル導体層１８及び上部軟磁性層１５を順次有する
。前記下部軟磁性層１１と上部軟磁性層１５の間には、
ヘッドの記録媒体指向面２０に達する磁気ギャップ層１
４が存在する。上部軟磁性層１５のもう一方の面には、
軟磁性層を保護するための保護層１Ｂが設けられている
。保護層１６は、接合ガラス層１８により保護板１９と
接合している。

前記下部軟磁性層１１及び上部軟磁性層１５としては１
次の３種のものを夫々用いた。

（１）組成がＦ　ｅ　ｇｏ、９　Ｚ　ｒ　８．６　Ｎ１
２．６であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性層（２）組成がＦ　ｅ　ａ２．６　Ｈｆ　７．７　Ｎ　９
．７であり・−軸磁気異方性を有する軟磁性層（３）組成がＦ　ｅ　６Ｇ、８　Ｔ　８１１４　Ｎ　１
１１．７であり・−軸磁気異方性を有する軟磁性層第１０図に示された薄膜磁気ヘッドの製造方法の一例を
次に概説する。

フェライト基板ｌＯ上に厚さ１０−の下部軟磁性層１１
を形成する。下部軟磁性層１１は２例えば前記軟磁性薄
膜の製造例ないしそれに準する方法で形成する。次に下
部軟磁性層１１上の所定の位置に５ｉ０２等によりなる
非磁性絶縁層１２及びＣｕ。

八（等よりなるコイル導体層１３を適宜形成した後、コ
イル導体層１３を含む非磁性絶縁層１２の断面を図に示
すように略台形状にイオンミリングにより加工する。次
にギャップ層１４を形成し、後に形成する上部軟磁性層
１５と直接接合する所定の位置（図示せず）よりギャッ
プ層１４を除去して、下部軟磁性層１１と同様の方法に
より、所定の位置（図示せず）で下部軟磁性層１１に接
合した厚さ１０μｌの上部軟磁性層１５を形成する。

７８次に、保護層１６を上部軟磁性層１５の上に形成する。

保護層１６が形成された後、前記保護層１６を平坦化し
、接合ガラス層（Ｓ　ｉ　０２−ＰｂＯ−Ｂ２０．系ガ
ラス）１８を介して保護板１９と接合し記録媒体指向面
２０を平滑にして９本発明の一実施例である薄膜磁気ヘ
ッドを製作した。

（実施例１４）第１１図、は２本発明の一実施例である複合磁気ヘッド
の先端拡大斜視図である。第１２図は、前記複合磁気ヘ
ッドの記録媒体指向面（矢視Ａ）概略拡大図である。

磁気ヘッドコア３３は、軟磁性層３１と５ｉ０２等の絶
縁層３２を交互に積層して成り、先端対向面３３ａ、　
３３ａ’及び該対向面から後退して形成される凹所３３
ｂ、　３３ｂ’　を有する。前記対向面には。

軟磁性層の端面が露出する。即ち、前記対向面の大部分
は軟磁性層の端面で構成されている。

ＳｉＯ□からなるギャップ層Ｇは、前記対向面間に形成
されている。磁気ヘッドコア８８の側面は。

非磁性基板８４〜８７と結合している。充填ガラス部８
８は、非磁性基板３４と３６の間に充填され、磁気ヘッ
ド全体の接合強度を増大させている。

本発明の磁気ヘッドは、従来の磁気ヘッドと比較してよ
り高硬度の軟磁性層を有するので。

上記のような複合磁気ヘッドにおいても。

その記録媒体指向面はより一層の高耐摩耗性（高耐久性
）を有する。

前記軟磁性層としては１次の３種のものを夫々用いた。

（１）組成がＦ　ｅ　８０．９　Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ１
２．６であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性層（２）組成がＦ　ｅ　８２．８　Ｈｆ　７．７　Ｎ　９
．７であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性層（８）組成がＦ　ｅ　６ｆ１．ｌｌ　Ｔ　ａ　１１．５
　Ｎ　１８．７であり、−軸磁気異方性を有する軟磁性
層［発明の効果］本発明の磁気ヘッドの軟磁性層は、上述の説明からも明
らかな様に、センダスト合金やアモルファス軟磁性合金
よりもはるかに高い飽和磁束密９０度を有し、かつ、磁歪を零とすることができ、低保磁力
、高透磁率の優れた軟磁気特性を有する。

また、軟磁性層は、電気抵抗率もセンダスト並に高く一
軸異方性を有することができ、その大きさも組成や熱処
理時間によって制御することができるので、目的に応じ
た高周波透磁率を得ることかできる。さらに６５０　’
Ｃまでの熱処理によっても特性が劣化しないことがら、
ガラスボンディングなどに対する耐熱性にも優れており
、あわせて高い硬度と耐食性を持つことがら、耐摩耗性
も高く、信頼性が高い。

本発明の磁気ヘッドにおける軟磁性層は、非晶質合金膜
の熱処理によって微結晶化させて形成することができる
ので２層形成にあたってステップカバレッジが良好でが
っ鏡面が得られ易く多層膜化などの手段に依らなくても
結晶粒の粗大化を防ぐことができるので、厚膜化するこ
とが可能である。

従って１本発明の磁気ヘッドは、高保磁力の磁気記録媒
体に対応することができ、高品質化、高帯域化、高記録
密度化を図ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は１本発明の磁気ヘッドにおける軟磁性層の組成
範囲を示す図である。第２図は、実施例１で製造した軟
磁性薄膜の組成と保磁力Ｈｃの関係、及び磁歪の正負判
定を示す図である。第３図は、軟磁性薄膜製造条件とそ
れにより製造された軟磁性薄膜の保磁力Ｈｅと飽和磁歪
λ、との関係を示す図である。第４図は、熱処理条件の
異なる薄膜のＸ線回折測定結果を示す図である。第５図
は２組成の異なる薄膜の交流ＢＨ凸曲線示す図である。第６図は、ＶＳＭより求めた熱処理前後の薄膜のＩＨ曲
線を示す図である。第７図は１本発明の磁気ヘッドの軟
磁性層の組成範囲外の組成の軟磁性薄膜の交流ＢＨ凸曲
線示す図である。第８図は１本発明の複合磁気ヘッドの
一実施例の概略先端拡大斜視図である。第９図は、第８
図の複合磁気ヘッドの一実施例の矢視Ａ概略拡大図であ
る。第１０図は１本発明の薄膜磁気ヘッドの一実施例の
ギャップデプス方向の概略拡大断面図であ１る。第１１図は１本発明の複合磁気ヘッドの一実施例の
先端拡大斜視図である。第１２図は、第１１図に示され
た複合磁気ヘッドの矢視Ａ概略拡大図である。第１３図は、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜のＢＨ特性、保
磁力Ｈａ及び異方性磁界Ｈｋを示す図である。第１４図
は、熱処理時間ｔに対して得られたＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁
性薄膜の保磁力Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋの関係を示す図
である。第１５図は、熱処理時間ｔと熱処理温度と保磁
力Ｈｃとの関係。及び熱処理時間ｔと熱処理温度と異方性磁界Ｈｋとの関
係を夫々示す図である。第１６図は、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟
磁性薄膜と、熱処理前の非晶質薄膜のＸ線回折パターン
を示す図である。第１７図は。Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜の磁化の温度変化を示す図で
ある。第１８図は、熱処理時間ｔと熱処理温度によって
得られる軟磁性薄膜の特性の推定を示す図である。第１
９−Ａ図、第２０−Ａ図及び第２１−Ａ図は、夫々２本
発明の一実施例の軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を示
す図である。第２１９−　Ｂ図、第２０−Ｂ図及び第２１−　Ｂ図は、夫
々。本発明の一実施例の軟磁性薄膜の容易軸方向（上段）及
び困難軸方向（下段）の交流ＢＨ凸曲線示す図であり、
Ｂは任意単位である。第２０−　Ｃ図は、Ｆｅ−Ｈｆ−
Ｎ非晶質薄膜の熱処理時間に対するＦｅ−Ｈｆ−Ｎ軟磁
性薄膜の透磁率μｍ□２及び異方性磁界Ｈｋの変化を示
す図である。

Claims

【特許請求の範囲】（１）先端対向面及び該対向面から後退して形成される
凹所を有する磁気ヘッドコアの少なくとも該対向面に露
出する軟磁性層を備え、該コアの対向面間にギャップを
構成してなり、前記軟磁性層は、Ｆｅ＿ａＢ＿ｂＮ＿ｃ
（但し、ａ、ｂ、ｃは各々原子％を示し、ＢはＺｒ、Ｈ
ｆ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種
以上を表わす。）なる組成式で示され、その組成範囲は
０＜ｂ≦２００＜ｃ≦２２の範囲（但し、ｂ≦７．５かつｃ≦５を除く）であるこ
とを特徴とする複合磁気ヘッド。（２）基板上に下部軟
磁性層と絶縁層とコイル導体層と上部軟磁性層とを順次
有し、前記下部軟磁性層と上部軟磁性層間にヘッドの記
録媒体指向面に達する磁気ギャップ層を備えて成り、前
記軟磁性層は、Ｆｅ＿ａＢ＿ｂＮ＿ｃ（但し、ａ、ｂ、
ｃは各々原子％を示し、ＢはＺｒ、Ｈｆ、Ｔｉ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの少なくとも１種以上を表わす。）
なる組成式で示され、その組成範囲は０＜ｂ≦２００＜ｃ≦２２の範囲（但し、ｂ≦７．５かつｃ≦５を除く）であるこ
とを特徴とする薄膜磁気ヘッド。（３）前記組成範囲は６９≦ａ≦９３２≦ｂ≦１５５．５＜ｃ≦２２の範囲であることを特徴とする請求項１又は２記載の磁
気ヘッド。（４）前記組成範囲は、前記三者の三成分組成座標系（
Ｆｅ、Ｂ、Ｎ）においてＰ（９１、２、７）Ｑ（９２．５、２、５．５）Ｒ（８７、７．５、５．５）Ｓ（７３、１２、１５）Ｔ（６９、１２、１９）Ｕ（６９、９、２２）Ｖ（７６、５、１９）の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲であることを特徴とす
る請求項１又は２記載の磁気ヘッド。（５）前記軟磁性層が一軸異方性を有することを特徴と
する請求項１〜４の一に記載の磁気ヘッド。（６）前記軟磁性層の結晶粒径が３００Å以下であるこ
とを特徴とする請求項１〜５の一に記載の磁気ヘッド。