JPH0465102A - 強磁性膜、その製造方法及び磁気ヘッド - Google Patents
強磁性膜、その製造方法及び磁気ヘッドInfo
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- JPH0465102A JPH0465102A JP17631990A JP17631990A JPH0465102A JP H0465102 A JPH0465102 A JP H0465102A JP 17631990 A JP17631990 A JP 17631990A JP 17631990 A JP17631990 A JP 17631990A JP H0465102 A JPH0465102 A JP H0465102A
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- G—PHYSICS
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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】
［発明の目的］
（産業上の利用分野）
本発明は強磁性膜、その製造方法、及びこの強磁性膜を
用いた磁気ヘッドに関する。
用いた磁気ヘッドに関する。
（従来の技術）
将来の磁気ヘッド用磁性膜には、高Ｈｃ記録媒体に対し
て充分な記録能力を発揮できるように、高い飽和磁束密
度Ｂｓと、軟磁気特性（低保磁力Ｈｃ及び低磁気歪みλ
Ｓ）とが要求される。
て充分な記録能力を発揮できるように、高い飽和磁束密
度Ｂｓと、軟磁気特性（低保磁力Ｈｃ及び低磁気歪みλ
Ｓ）とが要求される。
従来、良好な軟磁気特性を示す結晶質の磁性膜としては
、ＮｉＦｅ合金膜、センダスト（ＦｅＡＩＪＳｉ）系の
合金膜などか知られている。
、ＮｉＦｅ合金膜、センダスト（ＦｅＡＩＪＳｉ）系の
合金膜などか知られている。
しかし、これらの磁性膜のＢｓは最大で１５ｋ Ｇであ
る。また、多くのＦｅ系又はＣｏ系合金は、アモルファ
ス化すると、低Ｈｃを示す。しかし、アモルファス合金
膜のＢｓも最大で１５ｋ Ｇである。
る。また、多くのＦｅ系又はＣｏ系合金は、アモルファ
ス化すると、低Ｈｃを示す。しかし、アモルファス合金
膜のＢｓも最大で１５ｋ Ｇである。
これに対して、本発明者は、広い組成範囲で１９ｋＧ以
上の高Ｂｓを示すＣｏＦ ｅ系合金に着目し、この膜を
軟磁性化する研究を進めてきた。その結果、窒素添加ス
パッタ法により、ｆｃｃ相（１００）配向を実現すると
、約３０ｅの比較的小さなＨｅ、＋ Ｉ Ｘ １０−６
以下の低磁気歪みを有する磁性膜が得られることを報告
している（Ｊ、 Ａｐｐｌ、 Ｐｈｙｓ、、 ６７（９
）、 ｐｐ、５１２０−５１２２ （１９９０））。ま
た、メツキ法でも、前記と同様なＨｃ及びほぼ０の磁気
歪みを有するＣｏＦｅ合金か報告されている。
上の高Ｂｓを示すＣｏＦ ｅ系合金に着目し、この膜を
軟磁性化する研究を進めてきた。その結果、窒素添加ス
パッタ法により、ｆｃｃ相（１００）配向を実現すると
、約３０ｅの比較的小さなＨｅ、＋ Ｉ Ｘ １０−６
以下の低磁気歪みを有する磁性膜が得られることを報告
している（Ｊ、 Ａｐｐｌ、 Ｐｈｙｓ、、 ６７（９
）、 ｐｐ、５１２０−５１２２ （１９９０））。ま
た、メツキ法でも、前記と同様なＨｃ及びほぼ０の磁気
歪みを有するＣｏＦｅ合金か報告されている。
しかし、磁気ヘッドへの応用を考えると、ＮｉＦｅ合金
膜、センダスト膜、アモルファス膜に匹敵する、１０ｅ
以下程度にまでＨｅを低減することか要望されている。
膜、センダスト膜、アモルファス膜に匹敵する、１０ｅ
以下程度にまでＨｅを低減することか要望されている。
（発明か解決しようとする課題）
本発明の目的は、高Ｂｓ、低Ｈｅ、低λＳを示し、磁気
ヘッドなどに適した強磁性膜を提供することにある。
ヘッドなどに適した強磁性膜を提供することにある。
（課題を解決するための手段と作用）
本発明の強磁性膜は、一般式
％式％）
なる群より選択される少なくとも１種の原子、ｘ、ｙ、
ｚはそれぞれ原子％を示し、Ｈ＜ ｘ ＜ ９４．５＜
ｙＳｚ４．１＜Ｚ＜１０、ｘ ＋ ｙ 十ｚ −１００
、ａ、ｂはそれぞれ原子％を示し、８５＜ ａ ＜ ９
９．１＜ｂ＜１５、ａ＋ｂ−１００） で表わされる結晶質の強磁性膜であり、少なくともその
一部がｆｅｅ相からなる結晶構造を示すことを特徴とす
るものである。
ｚはそれぞれ原子％を示し、Ｈ＜ ｘ ＜ ９４．５＜
ｙＳｚ４．１＜Ｚ＜１０、ｘ ＋ ｙ 十ｚ −１００
、ａ、ｂはそれぞれ原子％を示し、８５＜ ａ ＜ ９
９．１＜ｂ＜１５、ａ＋ｂ−１００） で表わされる結晶質の強磁性膜であり、少なくともその
一部がｆｅｅ相からなる結晶構造を示すことを特徴とす
るものである。
本発明の強磁性膜の製造方法は、窒素を含むスパッタリ
ングガス中で、 ＣｏｘＦｅｙＴｚ （たたし、Ｔ、ｘ、ｙＳｚは前記で定義された通りであ
る） で表わされる合金を構成する金属をスパッタリングする
ことを特徴とするものである。
ングガス中で、 ＣｏｘＦｅｙＴｚ （たたし、Ｔ、ｘ、ｙＳｚは前記で定義された通りであ
る） で表わされる合金を構成する金属をスパッタリングする
ことを特徴とするものである。
本発明の磁気ヘッドは、前記強磁性膜と、該強磁性膜と
電磁気的に結合されたコイルと、前記強磁性膜とコイル
とを電気的に絶縁する層を具備したことを特徴とするも
のである。
電磁気的に結合されたコイルと、前記強磁性膜とコイル
とを電気的に絶縁する層を具備したことを特徴とするも
のである。
本発明の強磁性膜において、合金中のＦｅの含有ｉｔｙ
を５＜ｙＳｚ４としたのは、以下のような理由による。
を５＜ｙＳｚ４としたのは、以下のような理由による。
Ｆｅが５ａｔ％以下になると、膜中にｈｃｐ相が含まれ
るため、Ｈｃが増加する。Ｆｅが２４ａｔ％を超えると
、高Ｂｓ、低Ｈｅは得られるが、膜中にｂｅｅ相が含ま
れるため、λＳが増加する。
るため、Ｈｃが増加する。Ｆｅが２４ａｔ％を超えると
、高Ｂｓ、低Ｈｅは得られるが、膜中にｂｅｅ相が含ま
れるため、λＳが増加する。
Ｆｅが５〜２４ａｔ％の場合には、ｒｃｃ単相、又は膜
面垂直方向に（ＩＯＤ）面か配向したｆｅｅ相とｂｃｃ
相の２相共存を実現でき、その結果２ Ｘ １０−６以
下の低磁気歪みを示す。ただし、ＦｅがＩＢａｔ％を超
えるとｂｅｅ相か生成しやすくなるので、例えばＭｇＯ
などの下地層を設けてｆｃｃ相を優先成長させるなどの
手段を用いることが好ましい。
面垂直方向に（ＩＯＤ）面か配向したｆｅｅ相とｂｃｃ
相の２相共存を実現でき、その結果２ Ｘ １０−６以
下の低磁気歪みを示す。ただし、ＦｅがＩＢａｔ％を超
えるとｂｅｅ相か生成しやすくなるので、例えばＭｇＯ
などの下地層を設けてｆｃｃ相を優先成長させるなどの
手段を用いることが好ましい。
本発明の強磁性膜において、合金中のＴすなわちＢ、Ａ
Ｏ、Ｓ ｉ、Ｇａ、Ｇｅからなる群より選択される少な
くとも１種の原子の含有量Ｚを１＜Ｚ＜１０としたのは
、以下のような理由による。
Ｏ、Ｓ ｉ、Ｇａ、Ｇｅからなる群より選択される少な
くとも１種の原子の含有量Ｚを１＜Ｚ＜１０としたのは
、以下のような理由による。
Ｔかｌａｔ％以下になると、Ｈｃが増加する。Ｔが１０
ａｔ％を超えると、Ｂｓが減少し、Ｈｅが増加する。Ｔ
が１〜１ｏａｔ％の場合には、１５〜１９ｋＧの高Ｂｓ
、及び１０ｅ以下の低Ｈｅを示す。
ａｔ％を超えると、Ｂｓが減少し、Ｈｅが増加する。Ｔ
が１〜１ｏａｔ％の場合には、１５〜１９ｋＧの高Ｂｓ
、及び１０ｅ以下の低Ｈｅを示す。
本発明の強磁性膜において、合金成分に対する窒素の含
有量すをｌ＜ｂ＜１５としたのは、以下のような理由に
よる。Ｎがｆａｔ％以下になると、結晶粒径が大きくな
り、Ｈｅか増加する。Ｎか１５ａｔ％を超えると、格子
定数が増加し、λＳが増加する。Ｎが１〜１５ａｔ％の
場合には、ＮがＴの１．５倍未満に抑制され、その結果
格子定数の増加を抑制でき、ｆｏｅ以下の低Ｈｃ 、
２ Ｘ １０−６以下の低λＳか得られる。
有量すをｌ＜ｂ＜１５としたのは、以下のような理由に
よる。Ｎがｆａｔ％以下になると、結晶粒径が大きくな
り、Ｈｅか増加する。Ｎか１５ａｔ％を超えると、格子
定数が増加し、λＳが増加する。Ｎが１〜１５ａｔ％の
場合には、ＮがＴの１．５倍未満に抑制され、その結果
格子定数の増加を抑制でき、ｆｏｅ以下の低Ｈｃ 、
２ Ｘ １０−６以下の低λＳか得られる。
前述した組成を有する本発明の強磁性膜は、５００℃以
上の耐熱性を示す。
上の耐熱性を示す。
本発明の強磁性膜は、ＣｏＦｅＴ系合金を構成する金属
をアルゴンと窒素との混合ガス雰囲気中で反応性スパッ
タリング（窒素添加スパッタリング）することにより製
造することかできる。この際、雰囲気中のＮ２分圧を制
御することにより、前述した組成を有する強磁性膜が得
られる。また、必要に応じて、成膜後熱処理を施すこと
により、軟磁気特性を向上させることができる。
をアルゴンと窒素との混合ガス雰囲気中で反応性スパッ
タリング（窒素添加スパッタリング）することにより製
造することかできる。この際、雰囲気中のＮ２分圧を制
御することにより、前述した組成を有する強磁性膜が得
られる。また、必要に応じて、成膜後熱処理を施すこと
により、軟磁気特性を向上させることができる。
この方法の他にも；ＣｏＦｅ合金とＡｌ）Ｎとの複合タ
ーゲットを用いたスパッタリング；各種スパッタリング
や蒸着による成膜中に、窒素イオンを基板に照射する方
法；などを採用することができる。なお、スパッタリン
グによる成膜では、当然、膜中に微量の酸素やアルゴン
が含まれる。
ーゲットを用いたスパッタリング；各種スパッタリング
や蒸着による成膜中に、窒素イオンを基板に照射する方
法；などを採用することができる。なお、スパッタリン
グによる成膜では、当然、膜中に微量の酸素やアルゴン
が含まれる。
本発明の強磁性膜は、長手記録対応の薄膜磁気ヘッド、
垂直記録対応の薄膜磁気ヘッドのいずれにも適用できる
。そして、この強磁性膜は、高Ｂｓ、低Ｈｅ、低λＳを
有するため、高密度記録を実現することができる。また
、本発明の強磁性膜は、５００℃以上の耐熱性を有する
ので、ガラス溶着工程が必要なメタルインギャップヘッ
ドなどにも適用できる。
垂直記録対応の薄膜磁気ヘッドのいずれにも適用できる
。そして、この強磁性膜は、高Ｂｓ、低Ｈｅ、低λＳを
有するため、高密度記録を実現することができる。また
、本発明の強磁性膜は、５００℃以上の耐熱性を有する
ので、ガラス溶着工程が必要なメタルインギャップヘッ
ドなどにも適用できる。
（実施例）
以下、本発明の実施例を図面を参照して説明する。
実施例］
Ｃｏ−１１，５ａｔ％Ｆ ｅ−４ａｔ％Ａｉ１合金ター
ゲットを用い、２極ＲＦスパツタ装置により、アルゴン
ガス中に含まれる窒素ガスの含有量をパラメータとして
、ガラス基板（コーニング社の０２１１基板）上に膜厚
０ 、３．の磁性膜を形成した。スパッタリングは以下
の条件で行った。
ゲットを用い、２極ＲＦスパツタ装置により、アルゴン
ガス中に含まれる窒素ガスの含有量をパラメータとして
、ガラス基板（コーニング社の０２１１基板）上に膜厚
０ 、３．の磁性膜を形成した。スパッタリングは以下
の条件で行った。
高周波電流密度 、５Ｗ／（２）２全スパツタガス
圧力 ： Ｉ Ｘ １Ｏ−２Ｔｏｒｒ窒素ガス分圧
： ０−２Ｘ １Ｏ−３Ｔｏｒｒ電極間距離
：４０■ 予備排気 二１ Ｘ １Ｏ−６Ｔｏｒｒ得ら
れた磁性膜の物性及び磁気特性を以下のようにして測定
した。保磁力は、磁性体の困難軸方向に最大２５００ｅ
の磁界を加えて測定した。磁気歪みは、基板に加えた一
方向性応力と異方性磁界Ｈｋとの関係から求めた。結晶
構造は、θ−２θスキャンのＸ線デイフラクトメータ法
（ＣｕＫａ線使用）により調べた。平均結晶粒径は、Ｘ
線回折曲線の半値幅から求めた。膜中の窒素濃度は、水
蒸気蒸留・ネスラー吸光光度法により調べた。膜中のＣ
ｏ５Ｆｅ５Ａｊ）の濃度は、ＩＣＰ発光分析により調べ
た。
圧力 ： Ｉ Ｘ １Ｏ−２Ｔｏｒｒ窒素ガス分圧
： ０−２Ｘ １Ｏ−３Ｔｏｒｒ電極間距離
：４０■ 予備排気 二１ Ｘ １Ｏ−６Ｔｏｒｒ得ら
れた磁性膜の物性及び磁気特性を以下のようにして測定
した。保磁力は、磁性体の困難軸方向に最大２５００ｅ
の磁界を加えて測定した。磁気歪みは、基板に加えた一
方向性応力と異方性磁界Ｈｋとの関係から求めた。結晶
構造は、θ−２θスキャンのＸ線デイフラクトメータ法
（ＣｕＫａ線使用）により調べた。平均結晶粒径は、Ｘ
線回折曲線の半値幅から求めた。膜中の窒素濃度は、水
蒸気蒸留・ネスラー吸光光度法により調べた。膜中のＣ
ｏ５Ｆｅ５Ａｊ）の濃度は、ＩＣＰ発光分析により調べ
た。
磁性膜の磁気特性、すなわち保磁力ＨＣ１飽和磁化Ｂｓ
及び磁気歪みλＳの窒素分圧依存性を第１図に示す。第
１図から以下のことがわかる。純アルゴンスパッタ中で
形成された磁性膜は、ＢＳは高いものの、Ｈｃが高いた
め磁気ヘッドには応用困難である。窒素分圧を増加して
も、得られる磁性膜のＢｓはそれほど変化せず、高いＢ
ｓが維持されている。また、窒素分圧が０，１〜約１ｍ
Ｔｏｒｒの範囲で、窒素分圧の増加に伴って磁性膜の
Ｈｃ及びλＳは減少する。そして、窒素分圧が０．５〜
約１ｍＴｏｒｒの範囲で得られる磁性膜は、１７〜１８
ｋＧの高Ｂｓ、約１ 、５０ ｅの低Ｈｃ、＋０．５〜
０ 、７Ｘ １０−６の低λＳという良好な軟磁気特性
を示す。しかし、窒素分圧が約１ｍＴｏｒｒ以上になる
と、窒素分圧の増加に伴って、磁性膜のＨｃ及びλＳは
増加する傾向にある。例えば、窒素分圧が１ 、５ｍ
Ｔｏｒｒの場合には、低Ｈｃ、低λＳの磁性膜は得られ
ない。
及び磁気歪みλＳの窒素分圧依存性を第１図に示す。第
１図から以下のことがわかる。純アルゴンスパッタ中で
形成された磁性膜は、ＢＳは高いものの、Ｈｃが高いた
め磁気ヘッドには応用困難である。窒素分圧を増加して
も、得られる磁性膜のＢｓはそれほど変化せず、高いＢ
ｓが維持されている。また、窒素分圧が０，１〜約１ｍ
Ｔｏｒｒの範囲で、窒素分圧の増加に伴って磁性膜の
Ｈｃ及びλＳは減少する。そして、窒素分圧が０．５〜
約１ｍＴｏｒｒの範囲で得られる磁性膜は、１７〜１８
ｋＧの高Ｂｓ、約１ 、５０ ｅの低Ｈｃ、＋０．５〜
０ 、７Ｘ １０−６の低λＳという良好な軟磁気特性
を示す。しかし、窒素分圧が約１ｍＴｏｒｒ以上になる
と、窒素分圧の増加に伴って、磁性膜のＨｃ及びλＳは
増加する傾向にある。例えば、窒素分圧が１ 、５ｍ
Ｔｏｒｒの場合には、低Ｈｃ、低λＳの磁性膜は得られ
ない。
磁性膜の磁気特性は、以下に示すように磁性膜の組成、
結晶層、格子定数、平均結晶粒径に依存している。
結晶層、格子定数、平均結晶粒径に依存している。
窒素分圧と、形成された磁性膜の組成との関係を第２図
に示す。同図には、比較のために、窒素添加スパッタリ
ングによりＣｏＦｅ系合金膜を形成した場合の窒素濃度
を併せて示す。第１図から以下のことがわかる。窒素分
圧が増加するにつれて、窒素濃度は単調に増加している
。本発明に係るＣｏＦｅＡＦ系合金膜の場合には、Ｃｏ
Ｆｅ系合金膜の場合と比較して、膜中の窒素濃度は高く
なっている。一方、窒素分圧の増加とともに、Ｃｏ及び
Ｆｅの濃度はわずかに減少している。また、窒素分圧の
増加とともに、ＡΩ濃度はわずかに増加した後、減少し
ている。第２図に示されるような組成の変化が生じるの
は、以下のような理由によると考えられる。Ａｆ！は、
ＣｏやＦｅと比べて、窒素との結合力が強く、窒素分圧
の増加に伴ってＡｌ）Ｎが形成される。このＡ１１Ｎは
、スパッタされにくいため、窒素やＡｎ）の基板からの
再スパツタが抑制される。このような現象は、窒素分圧
が０．１〜約０ 、７ｍ Ｔｏｒｒの範囲で生じている
と考えられる。一方、窒素分圧が約０ 、７ｍ Ｔｏｒ
ｒ以上に増加すると、窒素濃度は増加するにもかかわら
ず、Ａｊｌｌ濃度は減少しはじめる。これは、Ａｌと結
合しない窒素が増加することを意味している。
に示す。同図には、比較のために、窒素添加スパッタリ
ングによりＣｏＦｅ系合金膜を形成した場合の窒素濃度
を併せて示す。第１図から以下のことがわかる。窒素分
圧が増加するにつれて、窒素濃度は単調に増加している
。本発明に係るＣｏＦｅＡＦ系合金膜の場合には、Ｃｏ
Ｆｅ系合金膜の場合と比較して、膜中の窒素濃度は高く
なっている。一方、窒素分圧の増加とともに、Ｃｏ及び
Ｆｅの濃度はわずかに減少している。また、窒素分圧の
増加とともに、ＡΩ濃度はわずかに増加した後、減少し
ている。第２図に示されるような組成の変化が生じるの
は、以下のような理由によると考えられる。Ａｆ！は、
ＣｏやＦｅと比べて、窒素との結合力が強く、窒素分圧
の増加に伴ってＡｌ）Ｎが形成される。このＡ１１Ｎは
、スパッタされにくいため、窒素やＡｎ）の基板からの
再スパツタが抑制される。このような現象は、窒素分圧
が０．１〜約０ 、７ｍ Ｔｏｒｒの範囲で生じている
と考えられる。一方、窒素分圧が約０ 、７ｍ Ｔｏｒ
ｒ以上に増加すると、窒素濃度は増加するにもかかわら
ず、Ａｊｌｌ濃度は減少しはじめる。これは、Ａｌと結
合しない窒素が増加することを意味している。
この結果、例えば窒素分圧が１ 、５ｍ Ｔｏｒｒの場
合には、ａｔ％で窒素濃度はＡｌｌ濃度の１．５倍とな
っている。以上のような磁性膜の組成の変化は、第１図
に示される磁性膜の磁気特性の変化とほぼ対応している
。
合には、ａｔ％で窒素濃度はＡｌｌ濃度の１．５倍とな
っている。以上のような磁性膜の組成の変化は、第１図
に示される磁性膜の磁気特性の変化とほぼ対応している
。
ＣｏＦｅ系合金膜の結晶相とλＳとの関連性に関しては
、以下のような知見が得られている（Ｊ。
、以下のような知見が得られている（Ｊ。
Ａｐｐｌ、 Ｐｈｙｓ、、 ６７（９）、 ｐｐ、５１
２０−５１２２ （１９９０））。
２０−５１２２ （１９９０））。
すなわち、主としてｂｃｃ相を示す構造では、正の高λ
Ｓを示す。一方、適度な窒素分圧で窒素添加スパッタリ
ングを行うと、（１００）面が膜面に垂直方向に配向し
たｆｅｅ相がｂｅｅ相に混入するため、磁性膜のλＳが
低下する傾向にある。しかし、膜中の窒素濃度が更に増
加し、その結果ｆｅｅ相の格子定数が増加すると、ｆｅ
ｅ相（１００）配向膜でもλＳは大きな値を示す。
Ｓを示す。一方、適度な窒素分圧で窒素添加スパッタリ
ングを行うと、（１００）面が膜面に垂直方向に配向し
たｆｅｅ相がｂｅｅ相に混入するため、磁性膜のλＳが
低下する傾向にある。しかし、膜中の窒素濃度が更に増
加し、その結果ｆｅｅ相の格子定数が増加すると、ｆｅ
ｅ相（１００）配向膜でもλＳは大きな値を示す。
このような知見に基づいて、本発明に係るＣ ｏ Ｆ
ｅ Ａｌｌ系合金膜についても、その結晶構造及び格子
定数を調べた。窒素分圧と、磁性膜のＸ線回折曲線（θ
−１″固定２θスキャン法、及びθ−２θスキャン法）
との関係を調べた結果を第３図に示す。格子定数の窒素
分圧依存性を調べた結果を第４図に示す。
ｅ Ａｌｌ系合金膜についても、その結晶構造及び格子
定数を調べた。窒素分圧と、磁性膜のＸ線回折曲線（θ
−１″固定２θスキャン法、及びθ−２θスキャン法）
との関係を調べた結果を第３図に示す。格子定数の窒素
分圧依存性を調べた結果を第４図に示す。
第３図の結果から、以下のことがわかる。純アルゴンス
パッタ膜では、ｆｅｅ、ｈｃｐ、ｂｅｅ相の固有の回折
ピークが検出されおり、この３相が共存した結晶構造を
示す。窒素分圧が増加すると、ｆｅｅ相からの回折ピー
クのみか検出される。このことから、ＣｏＦｅ系合金膜
の場合と同様に、窒素添加スパッタによりｆｅｅ相が安
定化されることがわかる。第２図において、窒素分圧が
０．５〜１ｍ Ｔｏｒｒの場合に低λＳが得られた理由
は、磁性膜の結晶構造がｆｅｅ相を主とする構造に変化
したためであると考えられる。
パッタ膜では、ｆｅｅ、ｈｃｐ、ｂｅｅ相の固有の回折
ピークが検出されおり、この３相が共存した結晶構造を
示す。窒素分圧が増加すると、ｆｅｅ相からの回折ピー
クのみか検出される。このことから、ＣｏＦｅ系合金膜
の場合と同様に、窒素添加スパッタによりｆｅｅ相が安
定化されることがわかる。第２図において、窒素分圧が
０．５〜１ｍ Ｔｏｒｒの場合に低λＳが得られた理由
は、磁性膜の結晶構造がｆｅｅ相を主とする構造に変化
したためであると考えられる。
第４図の結果から、以下のことがわかる。すなわち、（
１１１）反射から求めた格子定数よりも、（２００）反
射から求めた格子定数は大きな値を示す。
１１１）反射から求めた格子定数よりも、（２００）反
射から求めた格子定数は大きな値を示す。
これは、（２００）反射に対応する結晶粒に優先的に窒
素原子が含まれているためであると考えラレル。
素原子が含まれているためであると考えラレル。
窒素分圧が約１ｍＴｏｒｒの比較的低い範囲では、格子
定数に顕著な変化は認められない。第１図において低Ｈ
ｅ、低λＳが得られる範囲は、格子定数に顕著な変化か
認められない範囲内に含まれている。しかし、窒素分圧
が約１ｍＴｏｒｒ以上に増加すると、格子定数は増加す
る。例えば、窒素分圧か１ 、５ｍ Ｔｏｒｒ （第２
図に示されるようにａｔ％で窒素原子がＡΩ原子の１．
５倍以上含まれる磁性膜）の場合には、格子定数が非常
に大きくなっている。
定数に顕著な変化は認められない。第１図において低Ｈ
ｅ、低λＳが得られる範囲は、格子定数に顕著な変化か
認められない範囲内に含まれている。しかし、窒素分圧
が約１ｍＴｏｒｒ以上に増加すると、格子定数は増加す
る。例えば、窒素分圧か１ 、５ｍ Ｔｏｒｒ （第２
図に示されるようにａｔ％で窒素原子がＡΩ原子の１．
５倍以上含まれる磁性膜）の場合には、格子定数が非常
に大きくなっている。
この範囲では、第１図に示されるようにＨｃ。
λＳが増加している。したがって、高窒素分圧における
λＳの増加は、格子定数の増加に起因すると考えられる
。
λＳの増加は、格子定数の増加に起因すると考えられる
。
（１１１）と（２００）ピークから求めた平均結晶粒径
の窒素分圧依存性を第５図に示す。同図には、参考のた
め、窒素添加スパッタリングにより形成されたＣｏＦｅ
系合金膜の結果も併せて示す。
の窒素分圧依存性を第５図に示す。同図には、参考のた
め、窒素添加スパッタリングにより形成されたＣｏＦｅ
系合金膜の結果も併せて示す。
ＣｏＦｅ系合金膜の場合には、窒素分圧が増加しても、
平均結晶粒径は約１６０人にまでしか減少しない。一方
、ＣｏＦｅＡｆｉ系合金膜の場合には、窒素分圧の増加
に伴い、平均結晶粒径は約１００人にまで減少する。第
１図に示されるようにＨｃが低下するのは、微細な結晶
粒か形成されることが一因となっていると考えられる。
平均結晶粒径は約１６０人にまでしか減少しない。一方
、ＣｏＦｅＡｆｉ系合金膜の場合には、窒素分圧の増加
に伴い、平均結晶粒径は約１００人にまで減少する。第
１図に示されるようにＨｃが低下するのは、微細な結晶
粒か形成されることが一因となっていると考えられる。
窒素分圧０ 、５〜１ ｍＴｏｒｒで形成された、低Ｈ
ｅ。
ｅ。
低λＳの磁性膜に、容易軸方向に固定磁界を加え、所定
の熱処理温度で１時間熱処理したときのＨｃの変化を第
６図に示す。第６図に示されるように、本発明に係る磁
性膜は、５５０℃前後での熱処理により、そのＨｃがｌ
Ｏｅ以下に低減される。本発明の磁性膜は、５５０℃で
も耐熱性を有するため、ガラス溶着工程を必要とするヘ
ッド（メタルインギャップヘッドなど）にも適用できる
。
の熱処理温度で１時間熱処理したときのＨｃの変化を第
６図に示す。第６図に示されるように、本発明に係る磁
性膜は、５５０℃前後での熱処理により、そのＨｃがｌ
Ｏｅ以下に低減される。本発明の磁性膜は、５５０℃で
も耐熱性を有するため、ガラス溶着工程を必要とするヘ
ッド（メタルインギャップヘッドなど）にも適用できる
。
なお、以上述べた特性は、ＩＪＵ以上の厚みを有する磁
性膜でも同様であることが確認されている。
性膜でも同様であることが確認されている。
実施例２
一定組成のＣｏＦｅ合金上にＡＩチップを載せた複合タ
ーゲットを使用した以外は、実施例１と同様の条件を用
い、ＣｏとＦｅの濃度比がほぼ固定されｌ濃度及びＮ濃
度が異なる磁性膜を形成した。これらの磁性膜の特性を
表１に示す。表１では、Ｈｃは成膜後５５０℃、１時間
の熱処理を施した後の値であり、Ｈｅが最も低くなる窒
素分圧で得られた磁性膜についての結果を示している。
ーゲットを使用した以外は、実施例１と同様の条件を用
い、ＣｏとＦｅの濃度比がほぼ固定されｌ濃度及びＮ濃
度が異なる磁性膜を形成した。これらの磁性膜の特性を
表１に示す。表１では、Ｈｃは成膜後５５０℃、１時間
の熱処理を施した後の値であり、Ｈｅが最も低くなる窒
素分圧で得られた磁性膜についての結果を示している。
なお、いずれの場合も実施例１と同様に、ａｔ％で表わ
して、Ｎ濃度とＡｇ濃度とは同程度である。
して、Ｎ濃度とＡｇ濃度とは同程度である。
表１から、以下のことがわかる。Ａｌｌ濃度が１ａｔ％
に低下すると、Ｈｅが増加する。一方、Ａｊ７濃度が１
０ａｔ％に増加すると、Ｂｓが１４ｋＧ以下に低下し、
従来の結晶質磁性膜（Ｎ ｉ Ｆ ｅ膜やＦｅＡｌｌ５
ｉ膜など）やアモルファス膜を超える高Ｂｓを実現でき
なくなる。また、Ｈｅも増加する。
に低下すると、Ｈｅが増加する。一方、Ａｊ７濃度が１
０ａｔ％に増加すると、Ｂｓが１４ｋＧ以下に低下し、
従来の結晶質磁性膜（Ｎ ｉ Ｆ ｅ膜やＦｅＡｌｌ５
ｉ膜など）やアモルファス膜を超える高Ｂｓを実現でき
なくなる。また、Ｈｅも増加する。
ＡＮ濃度２をｌａｔ％＜ Ｚ ＜ １０ａｔ％の範囲に
設定することにより、１５ｋ Ｇ以上の高Ｂｓ、１０ｅ
以下の低Ｈｃ 、 ２ ｘ １０−６以下の低λＳを
実現できる。
設定することにより、１５ｋ Ｇ以上の高Ｂｓ、１０ｅ
以下の低Ｈｃ 、 ２ ｘ １０−６以下の低λＳを
実現できる。
実施例３
実施例１と同様の条件で、ＡＩＩ濃度を固定し、Ｆｅ濃
度を変化させた磁性膜を形成した。これらの磁性膜の磁
気特性を表２に、Ｘ線回折曲線を第７図に示す。表２に
おいても、Ｈｃは成膜後５５０℃、１時間の熱処理を施
した後の値であり、Ｈｃが最も低くなる窒素分圧で得ら
れた磁性膜についての結果を示している。
度を変化させた磁性膜を形成した。これらの磁性膜の磁
気特性を表２に、Ｘ線回折曲線を第７図に示す。表２に
おいても、Ｈｃは成膜後５５０℃、１時間の熱処理を施
した後の値であり、Ｈｃが最も低くなる窒素分圧で得ら
れた磁性膜についての結果を示している。
これらの結果から以下のことがわかる。Ｆｅ濃度が５ａ
ｔ％に低下すると、表２に示されるようにＨｃは３０ｅ
以上に増加し、第７図に示されるようにＸ線回折曲線に
はｈｃｐ相（１００）反射が認められる。Ｃｏのｈｅｐ
相は、結晶異方性の大きいことが知られている。このこ
とから、Ｈｃが高くなるのは、膜中にｈｃｐ相が含まれ
、結晶磁気異方性が増加するためであると考えられる。
ｔ％に低下すると、表２に示されるようにＨｃは３０ｅ
以上に増加し、第７図に示されるようにＸ線回折曲線に
はｈｃｐ相（１００）反射が認められる。Ｃｏのｈｅｐ
相は、結晶異方性の大きいことが知られている。このこ
とから、Ｈｃが高くなるのは、膜中にｈｃｐ相が含まれ
、結晶磁気異方性が増加するためであると考えられる。
一方、Ｆｅ濃度が１６８ｔ％に増加すると、表２に示さ
れるようにＢｓは増加し、Ｈｅは１０ｅ以下に低減する
が、λＳは７ Ｘ １０−６に増加する。また、第７図
に示されるように、Ｘ線回折曲線には、明確なりｅｅ相
（１１０）ピークが認められる。λＳが増加するのは、
膜中にｂｅｅ相が含まれるためであると考えられる。
れるようにＢｓは増加し、Ｈｅは１０ｅ以下に低減する
が、λＳは７ Ｘ １０−６に増加する。また、第７図
に示されるように、Ｘ線回折曲線には、明確なりｅｅ相
（１１０）ピークが認められる。λＳが増加するのは、
膜中にｂｅｅ相が含まれるためであると考えられる。
実施例４
ガラス基板上にＭｇＯ膜（下地層）をスパッタ形成した
後、実施例１と同様の条件で磁性膜を形成した。この場
合、実施例１の磁性膜よりＦｅ濃度か増加しても、低λ
Ｓが維持できることが見出された。これらの磁性膜の磁
気特性を表３に、Ｘ線回折曲線を第７図に示す。表３に
おいても、Ｈｃは成膜後５５０℃、１時間の熱処理を施
した後の値であり、Ｈｅが最も低くなる窒素分圧で得ら
れた磁性膜についての結果を示している。
後、実施例１と同様の条件で磁性膜を形成した。この場
合、実施例１の磁性膜よりＦｅ濃度か増加しても、低λ
Ｓが維持できることが見出された。これらの磁性膜の磁
気特性を表３に、Ｘ線回折曲線を第７図に示す。表３に
おいても、Ｈｃは成膜後５５０℃、１時間の熱処理を施
した後の値であり、Ｈｅが最も低くなる窒素分圧で得ら
れた磁性膜についての結果を示している。
表３に示されるように、ＭｇＯを下地層とすることによ
り、Ｆｅ濃度が２４ａｔ％まで増加しても、２ Ｘ １
０−６以下の低λＳが得られる。第８図に示されるよう
に、Ｘ線回折曲線には、高強度のｆｃｃ相（２００）ピ
ークか認められる。このことは、ｆｃｃ相（１００）面
が膜面に垂直な方向に優先成長していることを示してい
る。ＣｏＦｅ系合金膜では、ｆｅｅ相（１００）面が膜
面に垂直な方向に優先成長すると、ｂｅｅ相を含んでい
ても磁気歪みが低下することが知られている。本発明に
係る磁性膜でも、Ｆｅ濃度が高い組成領域ではｂｃｃ相
が含まれるが、ＭｇＯを下地層を設ければｆｅｅ相（１
００）面を膜面に垂直な方向に優先成長させることがで
き、その結果低λＳを実現できるものと考えられる。
り、Ｆｅ濃度が２４ａｔ％まで増加しても、２ Ｘ １
０−６以下の低λＳが得られる。第８図に示されるよう
に、Ｘ線回折曲線には、高強度のｆｃｃ相（２００）ピ
ークか認められる。このことは、ｆｃｃ相（１００）面
が膜面に垂直な方向に優先成長していることを示してい
る。ＣｏＦｅ系合金膜では、ｆｅｅ相（１００）面が膜
面に垂直な方向に優先成長すると、ｂｅｅ相を含んでい
ても磁気歪みが低下することが知られている。本発明に
係る磁性膜でも、Ｆｅ濃度が高い組成領域ではｂｃｃ相
が含まれるが、ＭｇＯを下地層を設ければｆｅｅ相（１
００）面を膜面に垂直な方向に優先成長させることがで
き、その結果低λＳを実現できるものと考えられる。
実施例５
以上の実施例ては、ＣｏＦｅＡ、ｐ系合金について説明
したが、ＡＸ）をＢ、Ｓ ｉ、Ｇａ５Ｇｅ１：Ｗ換して
も（条件は実施例〕と同様）、高ＢＳ、低Ｈｅ、低λＳ
の磁性膜が得られることが見出された。表４にその一部
の結果を示す。表４においても、Ｈｃは成膜後５５０℃
、１時間の熱処理を施した後の値であり、Ｈｃが最も低
くなる窒素分圧で得られた磁性膜についての結果を示し
ている。
したが、ＡＸ）をＢ、Ｓ ｉ、Ｇａ５Ｇｅ１：Ｗ換して
も（条件は実施例〕と同様）、高ＢＳ、低Ｈｅ、低λＳ
の磁性膜が得られることが見出された。表４にその一部
の結果を示す。表４においても、Ｈｃは成膜後５５０℃
、１時間の熱処理を施した後の値であり、Ｈｃが最も低
くなる窒素分圧で得られた磁性膜についての結果を示し
ている。
表
表
表
表
次に、本発明に係る磁性膜が適用される磁気ヘッドの例
を第９図〜第１１図を参照して説明する。
を第９図〜第１１図を参照して説明する。
第９図は長手記録の／１−ドディスクに対応した薄膜磁
気ヘッドの断面図である。基板１上に強磁性膜２、及び
ヘッド先端側で所定のギャップ３が形成されるように第
１絶縁層４が積層され、この第１絶縁層４にコイル５が
巻かれ、更にコイル５を覆うように第２絶縁層６が積層
されている。絶縁層表面に強磁性膜７が、その一部が強
磁性膜２と接触するように形成され、ヘッド先端側で強
磁性膜２と強磁性膜７との間にギャップ３が形成される
。強磁性膜７上には保護膜８か形成されている。
気ヘッドの断面図である。基板１上に強磁性膜２、及び
ヘッド先端側で所定のギャップ３が形成されるように第
１絶縁層４が積層され、この第１絶縁層４にコイル５が
巻かれ、更にコイル５を覆うように第２絶縁層６が積層
されている。絶縁層表面に強磁性膜７が、その一部が強
磁性膜２と接触するように形成され、ヘッド先端側で強
磁性膜２と強磁性膜７との間にギャップ３が形成される
。強磁性膜７上には保護膜８か形成されている。
本発明の強磁性膜は、従来の強磁性膜
（Ｎ ｉ Ｆ ｅ膜やＣｏ系アモルファス膜など）に比
べて、飽和磁束密度か高いので、高保磁力媒体に対して
も充分な記録か可能となり、その結果高密度記録が可能
となる。
べて、飽和磁束密度か高いので、高保磁力媒体に対して
も充分な記録か可能となり、その結果高密度記録が可能
となる。
第１０図は垂直記録に対応した薄膜磁気へ・ソドの断面
図である。基板ｌｌ上に本発明に係る強磁性膜からなる
主磁極１２、第１絶縁層１３が順次積層され、この第１
絶縁層１３にコイル１４が巻かれ、更にコイル１４を覆
うように第２絶縁層１５が積層されている。
図である。基板ｌｌ上に本発明に係る強磁性膜からなる
主磁極１２、第１絶縁層１３が順次積層され、この第１
絶縁層１３にコイル１４が巻かれ、更にコイル１４を覆
うように第２絶縁層１５が積層されている。
絶縁層表面にリターンバス磁性体１６が、その一部が主
磁極１２と接触するように形成されている。リターンパ
ス磁性体１６上には保護膜１７が形成されている。
磁極１２と接触するように形成されている。リターンパ
ス磁性体１６上には保護膜１７が形成されている。
主磁極１２に使用される本発明の強磁性膜は、従来の強
磁性膜（Ｃｏ系アモルファス膜など）に比べて、飽和磁
束密度か高いので、主磁極厚みを更に薄くすることが可
能となり、その結果線記録密度の高い高密度垂直磁気記
録が可能となる。
磁性膜（Ｃｏ系アモルファス膜など）に比べて、飽和磁
束密度か高いので、主磁極厚みを更に薄くすることが可
能となり、その結果線記録密度の高い高密度垂直磁気記
録が可能となる。
第１１図はメタルインギャップヘッドの斜視図である。
１対のフェライトコア２１．２２には、それぞれその対
向面側に、中間層２３．２３を介して本発明に係る強磁
性膜２４．２４が形成されている。中間層２３は、付着
力を強化するため、及びフェライトコアと強磁性膜との
間の相互拡散を防止するために用いられ、Ｃｒ、５ｉｎ
２、ＮｉＦｅなどが適している。これらフェライトコア
２１．２２は、強磁性膜２４．２４間にギャップ２５が
形成されるように、ガラス２６により溶着されている。
向面側に、中間層２３．２３を介して本発明に係る強磁
性膜２４．２４が形成されている。中間層２３は、付着
力を強化するため、及びフェライトコアと強磁性膜との
間の相互拡散を防止するために用いられ、Ｃｒ、５ｉｎ
２、ＮｉＦｅなどが適している。これらフェライトコア
２１．２２は、強磁性膜２４．２４間にギャップ２５が
形成されるように、ガラス２６により溶着されている。
そして、フェライトコア２１にはコイル２７か巻かれて
いる。
いる。
このようなヘッドを作製する際には、５００℃以上の高
温でガラス溶着工程が行われるが、本発明の強磁性膜は
５００℃以上の耐熱性を有するので、このヘッドに適用
することができる。
温でガラス溶着工程が行われるが、本発明の強磁性膜は
５００℃以上の耐熱性を有するので、このヘッドに適用
することができる。
［発明の効果］
以上詳述したように本発明の強磁性膜は、１５ｋＧを超
える高Ｂｓを保ちながら、ｔｏｅ以下の低Ｈｃ、及び２
Ｘ １０−６以下の低λＳを示す。その結果、本発明
の強磁性膜を用いることにより、記録能力に優れた磁気
ヘッドを作製できる。更に、本発明の強磁性膜は５００
℃以上の耐熱性を有するので、ガラス溶着工程を必要と
するヘッドを含めた広範囲のヘッドに適用可能である。
える高Ｂｓを保ちながら、ｔｏｅ以下の低Ｈｃ、及び２
Ｘ １０−６以下の低λＳを示す。その結果、本発明
の強磁性膜を用いることにより、記録能力に優れた磁気
ヘッドを作製できる。更に、本発明の強磁性膜は５００
℃以上の耐熱性を有するので、ガラス溶着工程を必要と
するヘッドを含めた広範囲のヘッドに適用可能である。
第１図は本発明に係る強磁性膜の磁気特性の窒素分圧依
存性を示す図、第２図は本発明に係る強磁性膜の組成の
窒素分圧依存性を示す図、第３図は本発明に係る強磁性
膜のＸ線回折曲線の窒素分圧依存性を示す図、第４図は
本発明に係る強磁性膜の格子定数の窒素分圧依存性を示
す図、第５図は本発明に係る強磁性膜の平均結晶粒径の
窒素分圧依存性を示す図、第６図は本発明に係る強磁性
膜のＨｃの熱処理温度依存性を示す図、第７図は本発明
に係る強磁性膜のＸ線回折曲線のＦｅ濃度依・在住を示
す図、第８図は本発明に係るＭｇＯ下地層上に形成され
た強磁性膜のＸ線回折曲線を示す図、第９図は本発明に
係る強磁性膜を用いた長手記録対応の薄膜磁気ヘッドの
断面図、第１０図は本発明に係る強磁性膜を用いた垂直
記録対応の薄膜磁気ヘッドの断面図、第１１図は本発明
に係る強磁性膜を用いたメタルインギャップヘッドの斜
視図である。 １・・・基板、２・・・強磁性膜、３・・・ギャップ、
４・・・第１絶縁層、５・・・コイル、６・・第２絶縁
層、７・・・強磁性膜、８・・・保護膜、１１・・・基
板、１２・主磁極、１３・・・第１絶縁層、１４・・・
コイル、１５・・・第２絶縁層、１６・・・リターンパ
ス磁性体、１７・・・保護膜、２１．２２・・・フェラ
イトコア、２３・・・中間層、２４・・・強磁性膜、２
５・・・ギャップ、２６・・・ガラス、２７・・・コイ
ル。 出願人代理人 弁理士 鈴江武彦 窒素Ｍ足（ｍＴｏｒｒ） 第１図 ０．１ １．０ 窒素 分圧 （ｍＴｏｒｒ） （イ） 帥 頒 ２θ げ ４゜ 父 印 （イ） ２θ じ） 第 図 へ、７ド先請 へ、ｙし先誘 ↓ 第１０ 図
存性を示す図、第２図は本発明に係る強磁性膜の組成の
窒素分圧依存性を示す図、第３図は本発明に係る強磁性
膜のＸ線回折曲線の窒素分圧依存性を示す図、第４図は
本発明に係る強磁性膜の格子定数の窒素分圧依存性を示
す図、第５図は本発明に係る強磁性膜の平均結晶粒径の
窒素分圧依存性を示す図、第６図は本発明に係る強磁性
膜のＨｃの熱処理温度依存性を示す図、第７図は本発明
に係る強磁性膜のＸ線回折曲線のＦｅ濃度依・在住を示
す図、第８図は本発明に係るＭｇＯ下地層上に形成され
た強磁性膜のＸ線回折曲線を示す図、第９図は本発明に
係る強磁性膜を用いた長手記録対応の薄膜磁気ヘッドの
断面図、第１０図は本発明に係る強磁性膜を用いた垂直
記録対応の薄膜磁気ヘッドの断面図、第１１図は本発明
に係る強磁性膜を用いたメタルインギャップヘッドの斜
視図である。 １・・・基板、２・・・強磁性膜、３・・・ギャップ、
４・・・第１絶縁層、５・・・コイル、６・・第２絶縁
層、７・・・強磁性膜、８・・・保護膜、１１・・・基
板、１２・主磁極、１３・・・第１絶縁層、１４・・・
コイル、１５・・・第２絶縁層、１６・・・リターンパ
ス磁性体、１７・・・保護膜、２１．２２・・・フェラ
イトコア、２３・・・中間層、２４・・・強磁性膜、２
５・・・ギャップ、２６・・・ガラス、２７・・・コイ
ル。 出願人代理人 弁理士 鈴江武彦 窒素Ｍ足（ｍＴｏｒｒ） 第１図 ０．１ １．０ 窒素 分圧 （ｍＴｏｒｒ） （イ） 帥 頒 ２θ げ ４゜ 父 印 （イ） ２θ じ） 第 図 へ、７ド先請 へ、ｙし先誘 ↓ 第１０ 図
Claims (3)
- （１） 一般式 （ＣｏｘＦｅｙＴｚ）ａＮｂ （ただし、ＴはＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅからなる群
より選択される少なくとも１種の原子、ｘ、ｙ、ｚはそ
れぞれ原子％を示し、６６＜ｘ＜９４、５＜ｙ≦２４、
１＜ｚ＜１０、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００、ａ、ｂはそれぞれ
原子％を示し、８５＜ａ＜９９、１＜ｂ＜１５、ａ＋ｂ
＝１００） で表わされる結晶質の強磁性膜であり、少なくともその
一部がｆｃｃ相からなる結晶構造を示すことを特徴とす
る強磁性膜。 - （２）窒素を含むスパッタリングガス中で、ＣｏｘＦｅ
ｙＴｚ （ただし、Ｔ、ｘ、ｙ、ｚは前記で定義された通りであ
る） で表わされる合金を構成する金属をスパッタリングする
ことを特徴とする請求項（１）記載の強磁性膜の製造方
法。 - （３）請求項（１）記載の強磁性膜と、該強磁性膜と電
磁気的に結合されたコイルと、前記強磁性膜とコイルと
を電気的に絶縁する層を具備したことを特徴とする磁気
ヘッド。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2176319A JP2925257B2 (ja) | 1990-07-05 | 1990-07-05 | 強磁性膜、その製造方法及び磁気ヘッド |
| DE19914122383 DE4122383A1 (de) | 1990-07-05 | 1991-07-05 | Ferromagnetischer film, verfahren zu seiner herstellung und diesen verwendender magnetkopf |
| US07/860,221 US5439754A (en) | 1990-07-05 | 1992-03-27 | Ferromagnetic film, method of manufacturing the same, and magnetic head |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2176319A JP2925257B2 (ja) | 1990-07-05 | 1990-07-05 | 強磁性膜、その製造方法及び磁気ヘッド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0465102A true JPH0465102A (ja) | 1992-03-02 |
| JP2925257B2 JP2925257B2 (ja) | 1999-07-28 |
Family
ID=16011509
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2176319A Expired - Fee Related JP2925257B2 (ja) | 1990-07-05 | 1990-07-05 | 強磁性膜、その製造方法及び磁気ヘッド |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2925257B2 (ja) |
| DE (1) | DE4122383A1 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6033536A (en) * | 1995-03-10 | 2000-03-07 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetron sputtering method and sputtering target |
| JP2008121071A (ja) * | 2006-11-13 | 2008-05-29 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 軟磁性ＦｅＣｏ系ターゲット材 |
-
1990
- 1990-07-05 JP JP2176319A patent/JP2925257B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1991
- 1991-07-05 DE DE19914122383 patent/DE4122383A1/de not_active Ceased
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6033536A (en) * | 1995-03-10 | 2000-03-07 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetron sputtering method and sputtering target |
| JP2008121071A (ja) * | 2006-11-13 | 2008-05-29 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 軟磁性ＦｅＣｏ系ターゲット材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE4122383A1 (de) | 1992-01-16 |
| JP2925257B2 (ja) | 1999-07-28 |
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