JPH04252006A - 耐食軟磁性膜及びこれを用いた磁気ヘッド - Google Patents

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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は磁気ディスク装置，ＶＴ
Ｒなどに用いられる磁気ヘッド材料に係り、特に高飽和
磁束密度，高透磁率，高耐熱性，高耐食性，耐反応性を
有する強磁性金属膜及びこれを用いた磁気ヘッドに関す
る。

【０００２】

【従来の技術】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、高飽和磁束密
度を有する磁極材料が必要となる。このため、従来のフ
ェライトなどに代ってＮｉ−Ｆｅ合金（パーマロイ）や
Ｃｏ系非晶質合金薄膜が磁極材料として使われている。 さらに、磁極材料は高飽和磁束密度であることのほかに
、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
るガラス充填の加熱工程に耐えて高透磁率を保持する必
要があるため、耐熱性も要求される。

【０００３】このような磁極材料としては特開昭６２−
２１０６０７号に示されているように、Ｆｅ，Ｃｏ，Ｎ
ｉ，Ｍｎより選ばれる金属にＮｂ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｔａ，
Ｈｆ，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、この材料の作成方法は所定の組成
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、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１Ｏｅ以下
の特性を持つ膜が得られている。この膜の保磁力は６０
０℃まで低く保たれており、耐熱性は６００℃であった
。

【０００４】また、電子情報通信学会ＭＲ８９−１２（
１９８９．７）にはＦｅにＴｉ，Ｚｒ，ＨｆとＣを同時
に添加することにより、Ｆｅ系の非晶質膜を形成し、つ
いでこれを熱処理することにより、耐熱性の高い微結晶
軟磁性材料が得られることが示された。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明者らはＦｅ−Ｎ
ｂ，Ｆｅ−Ｔａ，Ｆｅ−Ｈｆ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。この結果、保磁力は報告の通り４０
０〜６００℃の熱を加えても１Ｏｅ以下の低い値を示す
ことが確認された。また、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｃ系材料をアル
ゴンガス中でスパッタリングした後、５００〜６００℃
で熱処理をおこなって、保磁力１Ｏｅ以下の強磁性膜が
得られることも確認することができた。

【０００６】しかし、本発明者らがこれら従来の材料を
Ｍｎ−Ｚｎフェライト単結晶基板上に形成し、ガラス充
填のための６００℃の加熱工程を経てメタルインギャッ
プ型ヘッドを試作したところ、Ｍｎ−Ｚｎフェライト単
結晶基板と磁性膜が反応して、界面に酸化物層が形成さ
れていることが明らかになった。この時、磁気ヘッドの
記録再生特性を調べた結果、予想された通り、結晶基板
と磁性膜界面の非磁性層に基づく大きな疑似ギャップ信
号が観測された。このような疑似ギャップ信号が観測さ
れる場合は正常な記録再生を行うことができない。また
このとき、磁性膜と充填ガラスとの間の反応も観察され
、磁性膜が薄くなっていることがわかった。すなわち、
従来の磁性膜は磁性膜単体としては優れた軟磁気特性を
示すが、ガラスボンディング工程を伴う磁気ヘッドの作
製を行う際は、基板あるいは充填ガラスとの反応防止が
問題となることが確認された。

【０００７】一方、ダミー試料としてガラス基板上に形
成した試料を塩水噴霧試験および恒温恒湿試験にかけて
耐食性の評価を行ったところ、従来用いられていたセン
ダスト膜やＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ系の膜に比べて極めて腐食
しやすく、磁気ヘッドとして使用することが疑問視され
た。

【０００８】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た新規な磁気ヘッド材料を提供する
ことにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】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、Ｔｉ，
Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗから選ばれる少
なくとも１種以上の元素とＢ，Ｃ，Ｎ，Ｏから選ばれる
少なくとも１種以上の元素を同時に含有する強磁性金属
膜中にＣｒ、またはＣｒと同時にＭｏもしくはＷを存在
せしめることにより、優れた軟磁気特性をもち、高温ま
で飽和磁束密度と軟磁気特性が保たれるばかりか、フェ
ライトなどの酸化物やガラスとの耐反応性が高く、耐食
性も高い磁気ヘッド材料を開発することができた。

【００１０】本発明の耐食軟磁性膜を磁気記録装置の磁
気ヘッドのコア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
強磁性膜をガラスボンディング工程を有する方法で作成
するヘッド、例えば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。

【００１１】

【作用】上述のように、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，
Ｔａ，Ｍｏ，Ｗから選ばれる少なくとも１種以上の元素
とＢ，Ｃ，Ｎ，Ｏから選ばれる少なくとも１種以上の元
素を同時に含有する強磁性金属膜中にＣｒ、またはＣｒ
と同時にＭｏもしくはＷを存在せしめることにより、高
温まで軟磁気特性が保たれ、耐食性も高い軟磁性材料が
得られたが、そのメカニズムは必ずしも十分明らかにな
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、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗを含有する上記強磁性膜はこれら
を含有しない上記強磁性膜に比べて結晶粒が微細化して
おり、磁気異方性の分散が減少し、軟磁気特性が向上し
たことが確認された。また、これらの添加物は上記強磁
性膜の磁歪定数をほとんど変化しないことも確認され、
上記強磁性膜の磁歪定数が容易に制御できることが明ら
かになった。

【００１２】これらの添加物を混入した強磁性膜は６０
０℃まで加熱しても、ほとんど結晶粒径の粗大化が生じ
ておらず、添加物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成長することを防いでいることが
確認された。ＦｅやＣｏのように結晶磁気異方性定数が
大きい強磁性材料では、軟磁気特性は強磁性材料を構成
する結晶粒の大きさに関係し、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、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。 このとき、電子情報通信学会ＭＲ８９−１２（１９８９
．７）によれば、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆのような元素はＣと
の親和性が強いため、４５０℃以上の熱処理によって容
易にＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆの炭化物を形成し、これらの炭化
物がＦｅを主成分とする強磁性膜の結晶粒界に析出して
、Ｆｅを主成分とする結晶粒の粒成長を抑制するものと
推察されている。

【００１３】本発明者らもＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ
，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ等とＢ，Ｎ，Ｏ間の親和性を高温にお
ける熱処理を行なうことによって検討した結果、Ｔｉ，
Ｚｒ，ＨｆとＣの場合と同様に、この場合もＴｉ，Ｚｒ
，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷはＢ，Ｎ，Ｏと強い
親和性をもち、ＸＰＳ（エックスレイ・ホトエレクトロ
ン・スペクトロスコピー）分析によってこれらの金属の
硼化物，窒化物，酸化物が形成されることが確認された
。したがって、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ
ｏ，Ｗ等とＢ，Ｎ，Ｏを添加したＦｅやＣｏが高温まで
軟磁気特性を示す理由は硼化物，窒化物，酸化物が結晶
粒界に析出して、ＦｅやＣｏを主成分とする強磁性膜の
粒成長を抑制し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硼化物，窒化物，酸化物の
ピークはあまりはっきりせず、これらの物質は微量であ
るか、非晶質であるかのいずれかであった。ただし、熱
処理温度が６００℃以上になると、これらの物質のＸ線
回折ピークが明確になり、硼化物，窒化物，酸化物の存
在が確認された。これらの膜においても、Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｗを含有する上記強磁性膜はこれらを含有しない上記強
磁性膜に比べて結晶粒が微細化しており、軟磁気特性の
向上が確認された。この結果、Ｆｅ，Ｃｏを主成分とす
る強磁性膜にＩＶａ，Ｖａ，ＶＩａ族元素のＴｉ，Ｚｒ
，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗから選ばれる少なく
とも１種以上の元素を０．５　から１５ａｔ％、Ｂ，Ｃ
，Ｎ，Ｏから選ばれる少なくとも１種以上の元素を０．
５　から１５ａｔ％添加し、さらにＣｒ等を０．１　か
ら１０ａｔ％添加することにより、好ましい軟磁性材料
を得ることができた。

【００１４】また、本発明の強磁性膜の飽和磁束密度は
非磁性添加物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磁性材料の単純希釈の
効果によるものと推察される。

【００１５】

【実施例】以下に本発明の実施例を挙げ、図表を参照し
ながらさらに具体的に説明する。 ［実施例１］Ｆｅ，Ｃｏを主成分とする強磁性膜の形成
はＲＦ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。本実施例で使用したスパッタリング装置のタ
ーゲットはＦｅ，Ｃｏ板上に添加元素のチップを貼り付
けた複合型ターゲットである。スパッタリングは以下の
条件で行った。

【００１６】 スパッタガス・・・Ａｒ，Ａｒ＋Ｎ２，Ａｒ＋ＣＨ３，
Ａｒ＋Ｏ２ 装置内ガス圧力・・・０．５　Ｐａ 高周波電力・・・４００Ｗ タ−ゲット基板間距離・・・５０ｍｍ 基板温度・・・１００〜２００℃（水冷）本実施例では
基板として直径１０ｍｍの結晶化ガラス基板を用い、膜
厚２μｍの種々の組成の膜を第１表に示すように形成し
た。得られた磁性膜は２００℃から７００℃の範囲でＡ
ｒガス中で１時間の熱処理を行い、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，ＥＰＭＡによる
組成分析，恒温恒湿試験による耐食性評価を行なった。

【００１７】表１にはこの結果の一部である保磁力およ
び耐食日数の結果を示す。

【００１８】

【表１】

【００１９】表中、強磁性金属膜の組成はＥＰＭＡ法で
求めた値を示す。また、保磁力，耐食性試験は５５０℃
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、保磁力はＢ−Ｈカーブトレーサーを用いて測定した
。また、耐食日数は８０℃，湿度９０％の恒温恒湿試験
によって求めた結果であり、腐食が５％進行した日数で
表した。この結果、Ｆｅ，Ｃｏを主成分とする強磁性金
属膜にＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ、
及びＢ，Ｎ，Ｃ，Ｏ、さらにＣｒ，Ｍｏ，Ｗを添加した
強磁性膜は５５０℃の高温で熱処理しても保磁力０．９
Ｏｅ　以下の優れた軟磁気特性を持つことが明らかにな
った。また、このときの腐食試験結果はいずれの試料も
５０日以上の耐食性を示すことが確認された。

【００２０】なお、同様にＦｅ，Ｃｏを主成分とする強
磁性金属膜にＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ
，ＷおよびＢ，Ｃ，Ｎ，Ｏ元素を添加し、Ｃｒを添加し
ない膜も検討したが、保磁力の値が５から２０％増大し
、耐食日数もＣｒ添加の場合に比較して２／３以下の日
数で劣化することが確認された（表１にはＴａとＣだけ
を添加した比較例を示す）。また、従来より耐食性向上
元素として知られている貴金属材料のＲｈ，Ｒｕ，Ｐｔ
をＣｒの代わりに添加した上記強磁性膜も作製し、同様
に熱処理した後、その軟磁気特性及び耐食性を検討した
。この結果、耐食日数はＣｒ添加と同様向上したが、保
磁力はＣｒ添加を行なわなかった上記強磁性膜よりも増
大し、特性は劣化した。これら得られた強磁性膜の磁歪
定数を測定したところ、Ｃｒ添加を行なわなかった上記
強磁性膜、及びＣｒ添加を行なった上記強磁性膜は−５
×１０−７から５×１０−７の間の値を示し、好ましい
磁歪定数を示すことが確認された。

【００２１】一方、Ｃｒの代わりにＲｈ，Ｒｕ，Ｐｔを
添加した上記強磁性膜の磁歪定数は１×１０−６から９
×１０−６と大きな値を示すことが確認された。したが
って、本発明者らはＲｈ，Ｒｕ，Ｐｔを添加することに
より、上記強磁性膜の磁歪定数は増大し、しいては軟磁
気特性を劣化するものと推察した。

【００２２】以上の結果、Ｃｒの添加は軟磁気特性及び
磁歪定数をほとんど変化させずに耐食性を向上させるこ
とが明らかになった。

【００２３】膜形成直後の強磁性膜及び５５０℃で熱処
理した強磁性膜をＸＰＳ法で分析した結果、膜形成直後
の膜ではＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ
が概ね金属状態にあることを示し、Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｏ元素
もフリーな状態を示した。しかし、５５０℃の熱処理後
はＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，ＷとＢ，
Ｃ，Ｎ，Ｏ元素の結合が観測され、高融点の硼化物，炭
化物，窒化物，酸化物に変わっていることが確認された
。この結果から強磁性金属膜が高温での熱処理後も優れ
た軟磁気特性を示すのはこれらの高融点材料が強磁性金
属結晶粒の周囲に存在し、結晶粒の成長を抑制したもの
と予想される。実際、表１に示したように、５５０℃で
熱処理した後も本願発明の強磁性膜の結晶粒径は１５ｎ
ｍ以下であることが確認されており、この微結晶が高温
まで軟磁気特性を保つものと考えられる。なお、Ｃｒの
添加により結晶粒が微細化したことも確認された。

【００２４】本発明の磁性膜をＸ線回折法によって検討
した結果、７００℃で熱処理した膜まで、硼化物，炭化
物，窒化物，酸化物を除く主成分の結晶構造は、Ｆｅを
主成分とした場合体心立方構造であり、Ｃｏを主成分と
した場合六方細密充填構造であった。いずれも硼化物，
炭化物，窒化物，酸化物を除く主成分は他の構造をもた
ず、単相であった。

【００２５】［実施例２］実施例１において強磁性金属
膜のＦｅ８０Ｔａ９Ｃ１１　中に添加するＣｒの濃度を
変化させて実施例１と同様の方法で軟磁性膜を形成し、
その磁気特性および耐食性を評価した。測定は５５０℃
で１時間の熱処理を行ったのちに測定した。図１には腐
食日数および磁歪定数に及ぼすＣｒ濃度の影響を示す。 なお、耐食日数は実施例１の場合と同様に８０℃，湿度
９０％の恒温恒湿試験によって求めた。図から明らかな
ように、Ｃｒ濃度が増加するにしたがって耐食日数は増
加し、Ｃｒ添加が耐食性の向上に有効なことが明らかで
ある。一方、磁歪定数は負から正の値に徐々に増加し、
多量のＣｒ添加は磁歪定数の制御を困難にする。

【００２６】この結果、Ｃｒを添加したＦｅ８０Ｔａ９
Ｃ１１　膜は保磁力０．９Ｏｅ　以下の優れた軟磁気特
性を示すことが確認された。このとき、結晶粒はｂｃｃ
構造を持ち、１５ｎｍ以下の微結晶に保たれていること
が確認された。耐食性はＣｒ濃度が０．１ａｔ％　以上
でその向上が観測されるが、磁歪定数が１×１０−６以
下の値を示すのはＣｒ濃度が１０ａｔ％以下の場合であ
った。ただし、強磁性膜の磁歪定数は熱処理温度によっ
て変化し、好ましいＣｒ濃度は強磁性膜の熱処理温度の
上昇に伴って増加の傾向を持つことも明らかになった。 したがって、Ｃｒ濃度の０．１　から１０ａｔ％は概ね
好ましい値である。

【００２７】［実施例３］実施例１において強磁性金属
膜Ｆｅ８０Ｔａ９Ｃ１１に添加する元素をＣｒだけから
ＣｒとＭｏの同時添加及びＣｒとＷの同時添加に替え、
実施例１と同様の検討を行った。保磁力，耐食性は５５
０℃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、耐食性は実施例１の場合と同様に測定した。得
られた強磁性金属膜の保磁力はＣｒだけを添加した場合
とほぼ同様であり０．９Ｏｅ　以下の値を示した。

【００２８】強磁性金属膜に添加するＣｒの量を３ａｔ
％とし、同時に添加するＭｏ及びＷの添加量を変化させ
て強磁性膜を形成し、その磁歪定数及び耐食性を検討し
た結果を図２に示す。図に示されるように、耐食性はＣ
ｒだけを添加したときに比べて一段と向上した。概ね０
．１ａｔ％　以上のＭｏもしくはＷの添加で一層の耐食
性の向上が認められた。このとき、強磁性膜の磁歪定数
はＭｏもしくはＷの添加で増加し、１０ａｔ％以上の添
加では１×１０−６以上の磁歪定数を示す様になり、好
ましくない。これにしたがって保磁力の増大も認められ
た。

【００２９】以上の結果、Ｃｒと同時添加するＭｏもし
くはＷの濃度は０．１ａｔ％　から１０ａｔ％が望まし
いことが明らかになった。

【００３０】なお、得られた強磁性金属膜の飽和磁束密
度は１．４Ｔから２．０Ｔであり、飽和磁束密度の値は
添加元素の総量の増加に伴って減少する傾向を示した。

【００３１】［実施例４］実施例１から３で得られた強
磁性膜を用いて図３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。図３Ａに全体斜視図を、図３Ｂにギャ
ップ近傍の拡大図を示す。Ｍｎ−Ｚｎフェライト基板１
に、膜厚５μｍの強磁性膜２が被着された磁気コアが突
き合わされてギャップ４を形成する。ギャップ長は０．
２μｍ　である。磁気コアにはコイル５が設けられてい
る。ヘッド形成時のガラスボンディング温度は５２０℃
である。使用した媒体は保磁力が１５００Ｏｅであった
。この結果、本発明のＦｅ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４．３ｄＢ向上し、再生出力は約３．５ｄＢ高かっ
た。また、１００ｋＢＰＩ以上の記録密度を得ることが
できた。これは本発明の強磁性膜の飽和磁束密度が他の
材料に比べて高いことによるものである。

【００３２】さらに、ヘッドの擬似ギャップ効果による
擬似信号出力を測定した結果、従来のＦｅ，ＣｏにＮｂ
，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｃｒ，Ｗ，Ｍｏと窒素もし
くは炭素を同時に添加した磁性膜をヘッドの磁極に用い
た場合、３から５ｄＢの擬似信号出力が検出されていた
ものが、本発明の磁性膜を用いたところ、擬似信号出力
は２ｄＢ以下に減少することが確認された。得られたヘ
ッドのガラス接着部をはがして、磁性膜側からフェライ
トに向かって、オージェ電子分光法による深さ分析を行
なったところ、従来のヘッドでは磁性膜とフェライトの
界面に５０から１８０Åの酸化物層が存在することが確
認された。一方、本発明のヘッドでは磁性膜とフェライ
トの界面の酸化物層は高々２０Åであり、磁性膜中にＣ
ｒが存在することにより、界面反応が抑えられて酸化物
層が薄くなり、疑似信号出力が減少したことが明らかに
なった。

【００３３】また、従来の磁性膜を磁極に用いた場合は
ガラスボンディング時に磁性膜と充填ガラスの反応が生
じ、磁性膜の一部が軟磁気特性の劣る膜に変化して、ヘ
ッドの記録再生特性を劣化させた。また、ひどい場合に
は保磁力の高い膜が形成され、媒体に記録した信号をか
ってに消去することもあった。しかし、本発明では、光
学顕微鏡による磁性膜と充填ガラス界面の観察によって
も、反応層の形成は認められず、高い記録再生特性を示
した。

【００３４】以上の実施例ではＲＦスパッタリング法に
よって磁性膜の形成を行ったが、本発明者らはイオンビ
ームスパッタリング法でも同様の検討を行っており、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、本発明は膜形成法によらず有
効である。

【００３５】

【発明の効果】以上詳細に説明したごとく、本発明によ
る耐食軟磁性膜はすくなくとも６００℃の温度までその
軟磁気特性が良好であり、その飽和磁束密度も高く保た
れる。また、この軟磁性膜は耐食性が極めて優れておる
ばかりか、磁性膜とフェライトとの界面に酸化物等の反
応層が形成されにくく、従って、この耐食軟磁性膜を磁
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成することができた。また、疑似
ギャップに基づく疑似信号出力も２ｄＢ以下と低い値で
あった。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は本発明の強磁性膜の磁歪定数と耐食日数
に及ぼす膜中のＣｒ濃度の影響を示すグラフ図。

【図２】図２は本発明の強磁性膜の磁歪定数と耐食日数
に及ぼす膜中のＭｏ及びＷ濃度の影響を示すグラフ図。

【図３】図３（Ａ）は本発明の磁気ヘッドの斜視図、（
Ｂ）は本発明の磁気ヘッドのギャップ部近傍を示す平面
図。

【符号の説明】

１…基板、２…強磁性膜、３…充填ガラス、４…ギャッ
プ、５…コイル。

Claims (13)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ
   ，Ｗから選ばれる少なくとも１種以上の元素とＢ，Ｃ，
   Ｎ，Ｏから選ばれる少なくとも１種以上の元素を同時に
   含有する強磁性金属膜中にＣｒを存在せしめたことを特
   徴とする耐食軟磁性膜。
2. 【請求項２】前記強磁性金属膜がＦｅもしくはＣｏを主
   成分とした微結晶からなることを特徴とする請求項１記
   載の耐食軟磁性膜。
3. 【請求項３】前記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，
   Ｍｏ，Ｗから選ばれる少なくとも１種以上の元素の強磁
   性金属膜中の濃度が０．５　から１５ａｔ％であること
   を特徴とする請求項１記載の耐食軟磁性膜。
4. 【請求項４】前記Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｏから選ばれる少なくと
   も１種以上の元素の強磁性金属膜中の濃度が０．５　か
   ら１５ａｔ％であることを特徴とする請求項１記載の耐
   食軟磁性膜。
5. 【請求項５】前記Ｃｒの強磁性膜中の濃度が０．１　か
   ら１０ａｔ％であることを特徴とする請求項１記載の耐
   食軟磁性膜。
6. 【請求項６】Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ
   ，Ｗから選ばれる少なくとも１種以上の元素、Ｂ，Ｃ，
   Ｎ，Ｏから選ばれる少なくとも１種以上の元素、Ｃｒを
   同時に含有する強磁性金属膜中にＭｏもしくはＷを同時
   に存在せしめたことを特徴とする耐食軟磁性膜。
7. 【請求項７】前記強磁性金属膜がＦｅもしくはＣｏを主
   成分とした微結晶からなることを特徴とする請求項６記
   載の耐食軟磁性膜。
8. 【請求項８】前記Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，
   Ｍｏ，Ｗから選ばれる少なくとも１種以上の元素の強磁
   性金属膜中の濃度が０．５　から１５ａｔ％であること
   を特徴とする請求項２記載の耐食軟磁性膜。
9. 【請求項９】前記Ｂ，Ｃ，Ｎ，Ｏから選ばれる少なくと
   も１種以上の元素の強磁性金属膜中の濃度が０．５　か
   ら１５ａｔ％であることを特徴とする請求項２記載の耐
   食軟磁性膜。
10. 【請求項１０】前記Ｃｒの強磁性膜中の濃度が０．１　
    から１０ａｔ％であることを特徴とする請求項２記載の
    耐食軟磁性膜。
11. 【請求項１１】前記ＭｏもしくはＷの強磁性膜中の濃度
    が０．１　から１０ａｔ％であることを特徴とする請求
    項２記載の耐食軟磁性膜。
12. 【請求項１２】請求項１もしくは６記載の耐食軟磁性膜
    を有する磁気回路と、該磁気回路に磁気的に結合するコ
    イルと、上記磁気回路の一部に設けられた磁気ギャップ
    を有する磁気ヘッド。
13. 【請求項１３】前記磁気回路は、基板に前記磁性膜が被
    着されてなる１対の磁気コアを、ガラスによって接合し
    てなる請求項１２記載の磁気ヘッド。