JPH053121A

JPH053121A - 磁性部材

Info

Publication number: JPH053121A
Application number: JP23285391A
Authority: JP
Inventors: Reiko Akashi; 玲子明石; Hitoshi Iwasaki; 仁志岩崎
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1991-03-29
Filing date: 1991-09-12
Publication date: 1993-01-08

Abstract

(57)【要約】【目的】より高い飽和磁束密度Ｂｓでありながら、一
方では低保磁力Ｈｃ特性を有し、磁気ヘッドなどの構成
に適する磁性膜ないし磁性部材の提供を目的とする。【構成】一般式、ＭＭ′Ｎ（ただし式中、ＭはＣｏ、Ｆｅの少なくともいずれか１
種の遷移金属、Ｍ′はＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選択される
少なくとも１種の元素、Ｎは窒素である）で示される合
金系磁性膜であって、前記合金系磁性膜中のＭ′もしく
はＮの濃度が相対的に一主面側を高くさせたことを特徴
とする。【効果】本発明の磁性膜ないし磁性部材は、1.7 Ｔを
越える高い飽和磁束密度Ｂｓを保ちながら、支持基板近
傍の膜の磁気特性の劣化がないため、磁気ヘッドの構成
に用いた場合、記録能力にすぐれ、かつ疑似ギャップも
ないため再生能力にもすぐれた機能を呈する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は磁性部材に係り、たとえ
ば磁気ヘッドの構成に適する磁性部材（磁性膜）に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】たとえば保磁力Ｈｃの高い磁気記録媒体
に対する記録ないし読出しの能力（機能）を充分発揮さ
せるには、磁気ヘッドを構成する磁性膜ないし磁性体層
が、高い飽和磁束密度Ｂｓおよび軟磁気特性（低保磁力
Ｈｃ）を備えていることが要求される。

【０００３】ところで、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、ＦｅＡｌＳｉ系の
合金膜などが、従来知られている。しかし、これらの磁
性膜の飽和磁束密度Ｂｓは最大で1.1 Ｔ程度で、前記保
磁力Ｈｃの高い磁気記録媒体に対する磁気ヘッド構成用
として充分とはいえない。また、多くのＦｅ系もしくは
Ｃｏ系合金は、アモルファス化することにより、低保磁
力Ｈｃを示す。しかし、アモルファス化させるための元
素添加により飽和磁束密度Ｂｓが低下し、さらに耐熱性
を考慮すると飽和磁束密度Ｂｓは１Ｔ程度となってしま
う。これに対して、結晶質のＡ１を含むＣｏＦｅ系合金
膜やＦｅ系合金膜は、1.5 Ｔ以上の高い飽和磁束密度Ｂ
ｓを示すので、保磁力Ｈｃの高い磁気記録媒体に対する
磁気ヘッド構成用として好適視される。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、前記結晶質の
Ａ１を含むＣｏＦｅ系合金磁性膜やＦｅ系合金磁性膜に
ついて、本発明者らがさらに鋭意研究を進めたところ、
第３の元素の添加量を減らして飽和磁束密度Ｂｓを高め
ると、数μｍ厚以上の膜の場合、全体としての保磁力Ｈ
ｃは低いものの、たとえばスパッターリングで形成した
磁性膜の初期形成層における保磁力Ｈｃが劣化している
ことが確認された。したがって、この種の合金磁性膜を
用い、たとえばＭＩＧヘッドを作製した場合、疑似ギャ
ップの原因となり、その結果として出力の周波数特性に
リップルを生じさせ、良好な再生特性が得られないとい
う深刻な問題が発生し易いという欠点がある。

【０００５】さらに、アモルファス化を促進する遷移金
属を含むＣｏＦｅ系合金磁性膜については、たとえばス
パッタリングで成膜を進めた場合、成膜後期過程で基板
温度が上昇し、結晶粒成長が生じＨｃの劣化が起こり易
いという問題がある。

【０００６】本発明は、より高い飽和磁束密度Ｂｓであ
りながら、一方では低保磁力Ｈｃ特性を示し、磁気ヘッ
ドなどの構成に適する磁性膜ないし磁性部材の提供を目
的とする。さらには、磁性膜成長初期の劣化層の発生が
抑制可能な磁性膜の提供を目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明に係る磁性部材
（磁性膜）は、一般式、ＭＭ′Ｎ（ただし式中、ＭはＣｏ、Ｆｅの少なくともいずれか１
種の遷移金属、Ｍ′はＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選択される
少なくとも１種の元素、Ｎは窒素である）で示される合
金系磁性膜であって、前記合金系磁性膜中のＭ′もしく
はＮの濃度が相対的に一主面側を高くさせたことを特徴
とする。

【０００８】換言すると、Ｃｏ、Ｆｅから成る群から選
択された少なくとも一つの遷移金属と、Ｂ、Ａｌ、Ｓ
ｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍ
ｏ、Ｗから成る群Ｘから選択される少なくとも一つの元
素と、窒素とで構成された合金系磁性体（膜ないし部
材）であって、一主面側たとえば支持基板側ほど、前記
Ｘ成分濃度あるいは窒素濃度が高く、他主面側たとえば
膜厚方向ほどＸ成分濃度あるいは窒素濃度が減少してい
ることを特徴とする合金系磁性膜（磁性部材）である。
上記本発明に係る合金系磁性膜ないし磁性部材は次の
ようにして製造される。すなわち、窒素を含むスパッタ
リングガス中で、Ｃｏ、Ｆｅから成る群から選択された
少なくとも一つの遷移金属Ｍと、Ｂ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇ
ａ、Ｇｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗか
ら成る群Ｍ′から選択される少なくとも一つの元素とで
構成された金属を、スパッタリングすることによって製
造される。なお、このスパッタリング工程において、
(a) スパッタリング初期過程では、スパッタリング後期
過程に比べて、Ｍ′（Ｘ）の濃度が異なるターゲットを
用いるか、あるいは(b) スパッタリング初期過程におけ
るスパッタリング条件を、スパッタリング後期過程のス
パッタリング条件に比べて、膜組成の少なくともＭ′
（Ｘ）濃度あるいは窒素（Ｎ）濃度が異なる条件でスパ
ッタリングを行う。

【０００９】

【作用】本発明に係る合金系磁性膜（磁性部材）は、Ｃ
ｏ、Ｆｅから成る群から選択された少なくとも一つの遷
移金属Ｍと、Ｂ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから成る群Ｘから選択
される少なくとも一つの元素Ｍ′と、窒素とで構成され
る膜において、図１(a) 〜(b)に示すごとく、たとえば
膜の初期形成層ほど、すなわち支持基板面側ほどＭ′成
分濃度あるいは窒素の濃度が高く、膜厚（膜厚成長）方
向ほどＭ′成分濃度あるいは窒素濃度を相対的に減少さ
せた構成としいる。このような構成に選択・設定したこ
とにより、合金系磁性膜成長初期層、すなわち支持基板
面近傍の軟磁気特性の劣化が抑制され、また最終的に形
成された合金系磁性膜の飽和磁束密度Ｂｓの低下を最小
限に抑えることが可能となる。この結果、たとえばＭＩ
Ｇヘッドの作製に適用した場合も、支持基板と合金系磁
性膜間の疑似的なギャップ発生の低減が可能となり、よ
って周波数特性のリップルを小さくすることができる。

【００１０】さらに図２(a) 〜(b) に膜の初期形成層ほ
ど、すなわち支持基板面側ほどＭ′成分濃度あるいは窒
素の濃度が低く、膜厚（膜厚成長）方向ほどＭ′成分濃
度あるいは窒素濃度を相対的に増加させた構成を示す。
このような構成に選択・設定したことにより、膜成長後
期過程において結晶粒増大によるＨｃの増加を抑制で
き、また最終的に形成された合金系磁性膜の飽和磁束密
度Ｂｓの低下を最小限に抑えることが可能となる。

【００１１】

【実施例】以下、図面を参照して本発明の実施例を説明
する。

【００１２】実施例１Ｃｏ−11.5at% Ｆｅ−4at%Ａ１合金ターゲットを用い
て、２極高周波（ＲＦ）マグネトロンスパッタ装置によ
り、Ａｒ＋Ｎ₂ガス雰囲気中で、適当なバイアス電圧を
加えながら、Ｓｉ基板上に全スパッタガス圧をパラメー
ターとして成膜を行った。なお、スパッタリング条件は
次の通りである。

【００１３】高周波電流密度 7.4 Ｗ／cm² 全スパッタガス圧 0.06Pa〜0.2 Pa 窒素ガス 20% 予備排気２×10^-4Pa以下上記によって得られた合金系磁性膜について、保磁力Ｈ
ｃは印加磁界4000Ａ／ｍとしてＢ−Ｈループトレーサー
により、また飽和磁束密度ＢｓはＶＳＭによりそれぞれ
測定した。

【００１４】図３に、膜厚を0.3 μm とした場合、膜厚
を 4μm とした場合の保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓお
よび合金系磁性膜中のＡｌ濃度につき、全スパッタガス
圧依存性を示す。ただし飽和磁束密度Ｂｓおよび合金系
磁性膜中のＡｌ濃度は膜厚に依存しなかった。図３から
分かるように、全スパッタガス圧を増加させるに従い膜
厚を0.3 μm とした場合の保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密
度Ｂｓが減少し、このときＡ１濃度の増加が認められ
た。一方、膜厚を 4μm とした場合の保磁力Ｈｃは、全
スパッタガス圧に依存せず約80Ａ／ｍの低い保磁力Ｈｃ
を示した。

【００１５】そこで、スパッタの初期過程では、全スパ
ッタガス圧を0.2 Paとし、成長膜厚が 4μm となったス
パッタ終了時に、全スパッタガス圧が0.06Paとなるよう
に全スパッタガス圧をスパッタ時間に対して変化させス
パッタを行った。その結果、成長させた合金系磁性膜全
体としてみた磁気特性は、保磁力Ｈｃ〜100 Ａ／ｍ、飽
和磁束密度Ｂｓ〜1.75Ｔの良好な膜が得られた。また、
この時の保磁力Ｈｃは、膜厚が薄い（＜0.3 μm ）場合
でも200 Ａ／ｍと小さく、膜厚依存性が小さかった。

【００１６】実施例２ＣｏＦｅ_11.5Ａ１₄合金ターゲットを用い、実施例１で
用いた装置とは異なる２極ＲＦスパッタ装置により、Ａ
ｒ＋Ｎ₂ガス雰囲気中で、適当なバイアス電圧を加えな
がら、Ｓｉ基板上に窒素分圧をパラメーターとして成膜
を行った。このスパッタリングによって形成した膜厚を
0.5 μm とした場合、膜厚を 4μm とした場合の合金系
磁性膜の保磁力Ｈｃおよび窒素濃度、飽和磁束密度Ｂｓ
の窒素分圧依存性を調べた結果を図４に示す。ただし合
金系磁性膜中の窒素濃度および飽和磁束密度Ｂｓは膜厚
に依存しなかった。図４から分かるように、膜厚を0.5
μm とした場合、窒素分圧を増加するに従い窒素濃度は
増加し、飽和磁束密度Ｂｓは減少した。保磁力Ｈｃは窒
素分圧 0.1〜0.13Paで最小値を示した。一方、膜厚を 4
μm とした場合は、前記膜厚が0.5 μm の場合ほど窒素
分圧に依存せず、窒素分圧0.033 Paのとき膜厚が0.5 μ
m の場合の保磁力Ｈｃが約 430Ａ／ｍであったのに対
し、保磁力Ｈｃが約 100Ａ／ｍであった。

【００１７】そこで、スパッタ初期過程での窒素分圧を
0.13Paに設定してスパッタを行い、スパッタ終了時には
窒素分圧が0.033 Paとなるように、スパッタリング中の
窒素分圧を時間とともに変化させスパッタを行った。こ
のときのスパッタリングはつぎのような条件であった。

【００１８】高周波電流密度 5.1 Ｗ／cm² 全スパッタガス圧 1.3 Pa 窒素ガス圧 0.03Pa〜0.25Pa 予備排気 1.3 ×10^-4Pa以下上記によって得た合金系磁性膜の特性を評価したとこ
ろ、膜全体としてみた磁気特性は、保磁力Ｈｃ〜90Ａ／
ｍ、飽和磁束密度Ｂｓ1.8 Ｔの良好な軟磁性を示した。
また、このときの保磁力Ｈｃは膜厚が薄い（＜0.5 μm
）場合でも70Ａ／ｍと小さく、膜厚依存性は小さかっ
た。

【００１９】実施例３Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀合金ターゲット、およびＡ１ターゲットを
用いて、２元同時ＲＦスパッタ装置により、Ａｒ＋Ｎ₂
ガス雰囲気中で、適当なバイアス電圧を加えながら、Ｓ
ｉ基板上に、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀ターゲットの投入高周波電流
密度を7.4 Ｗ／cm²と一定にし、Ａ１ターゲットの投入
高周波電流密度を成膜初期に3.1 Ｗ／cm²とし、成膜終
了時1.8 Ｗ／cm²となるように成膜の時間に従い投入高
周波電流密度を減少させ、成膜初期に膜中のＡ１濃度が
高く、成膜終了時の成膜中のＡ１濃度が低くなるよう
に、同時スパッタを行った。このときのスパッタリング
条件は次の通りである。

【００２０】高周波電流密度Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀ 3.7 Ｗ／cm² Ａｌ 1.8 Ｗ／cm²〜 3.1Ｗ／cm² 全スパッタガス圧 1.3 Pa 窒素ガス圧 0.26Pa 予備排気 1.3 ×10^-4Pa以下上記によって得た合金系磁性膜の特性を評価したとこ
ろ、膜全体としてみた磁気特性は、保磁力Ｈｃ〜70Ａ／
ｍ、飽和磁束密度Ｂｓ〜1.8 Ａ／ｍであった。また、こ
のときの保磁力Ｈｃは膜厚が薄い（＜0.2 μm ）場合に
も60Ａ／ｍと小さく、膜厚依存性は小さかった。

【００２１】実施例４ターゲット組成でＡｌが 4at.%、 6at.%もしくは 8at.%
としたＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄合金ターゲット、ＣｏＦｅ₁₁
Ａｌ₆合金ターゲット、ＣｏＦｅ₁₁Ａｌ₈合金ターゲッ
トの三種のターゲットを用いて、３元ＲＦスパッタ装置
により、Ａｒ＋Ｎ₂ガス雰囲気中で、適当なバイアス電
圧を加えながら、図５に断面的に示すようなＣｏＦｅ₁₀
Ａｌ_3.5／ＣｏＦｅ₁₀Ａｌ_5.1／ＣｏＦｅ₁₀Ａｌ_7.2／
支持基板で構成される積層磁性膜を作製した。図５にお
いて、１は支持基板、２はＣｏＦｅ₁₁Ａｌ₈合金をター
ゲットとして形成した合金系磁性膜、３はＣｏＦｅ₁₁Ａ
ｌ₆合金をターゲットとして形成した合金系磁性膜、４
はＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄合金をターゲットとして形成した
合金系磁性膜である。

【００２２】上記によって得た合金系磁性膜（全膜厚 3
μm ）の特性を評価したところ、膜全体としてみた磁気
特性は、保磁力Ｈｃ〜80Ａ／ｍ、飽和磁束密度Ｂｓ〜1.
7 Ｔの良好な特性を示した。また、この積層膜は熱処理
することで、特性の劣化を生じることなく、膜厚が0.5
μm 以下と薄い場合でもＨｃは80Ａ／ｍと小さいととも
に、保磁力Ｈｃの膜厚依存性も小さかった。

【００２３】比較例として、前記ＣｏＦｅ系合金におけ
る第三元素の効果について示す。

【００２４】ＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄合金ターゲットもしく
はＣｏＦｅ₁₁Ａｌ₈合金ターゲットを用い、２極ＲＦス
パッタ装置により、Ａｒ＋Ｎ₂ガス雰囲気中で、適当な
バイアス電圧を加えながら、Ｓｉ基板上に膜厚をパラメ
ーターとして、下記の条件で合金系磁性膜の成膜行っ
た。

【００２５】高周波電流密度 3.7 Ｗ／cm² 全スパッタガス圧 1.3 Pa 窒素ガス圧 0.26Pa 予備排気 1.3 ×10^-4Pa以下次に、ＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄合金ターゲットを用いて作製
した合金系磁性膜を用い、常套の手段によってＭＩＧヘ
ッドを作製し、出力の周波数特性を測定した結果を図６
に示す。図６から分かるように 3〜 4ｄＢ以上のうねり
が生じヘッドとして使用不可能であった。このうねりの
原因を調べるため、保磁力Ｈｃの膜厚依存性を測定した
結果を図７に示す。図７から分かるようにＣｏＦｅ_11.5
Ａｌ₄合金ターゲットを用いた場合、形成された磁性膜
厚が薄い場合ほど保磁力Ｈｃが大きい。すなわち、膜成
長初期における磁気的な特性劣化が認められた。前記構
成のＭＩＧヘッドが図６に見られたうねりを生じるの
は、磁性膜の膜成長初期における磁気的な特性劣化が、
支持基板と磁性膜の間の疑似的なギャップとなっている
ものと考えられる。

【００２６】一方、Ａｌ添加量を 8％に増加させたＣｏ
Ｆｅ₁₁Ａｌ₈合金ターゲットを用いてスパッタして形成
した磁性膜について、保磁力Ｈｃおよび飽和磁束密度Ｂ
ｓの膜厚依存性を測定した結果を図８に示す。なお、参
考のために、ＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄合金ターゲットを用い
た場合の、飽和磁束密度Ｂｓの膜厚依存性も合わせて示
す。図８から分かるように、Ｆｅ₁₁Ａｌ₈合金ターゲッ
トを用いた場合、形成された合金系磁性膜は、その膜厚
に依存せず低保磁力Ｈｃを示した。しかし、飽和磁束密
度Ｂｓについては、ＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄合金ターゲット
を用いた場合に比べて低く、約1.5 Ｔとなり、従来の合
金系磁性膜の場合とほぼ等しい飽和磁束密度Ｂｓに過ぎ
なかった。

【００２７】実施例５Ｃｏ−11.5at% Ｆｅ−5at%Ｔａ合金ターゲットを用い
て、２極高周波（ＲＦ）マグネトロンスパッタ装置によ
り、Ａｒ＋Ｎ₂ガス雰囲気中で、適当なバイアス電圧を
加えながら、Ｓｉ基板上に基板温度をパラメーターとし
て成膜を行った。なお、スパッタリング条件は次の通り
である。

【００２８】高周波電流密度 7.4 Ｗ／cm² 全スパッタガス圧 0.2Pa 窒素ガス 10% 予備排気２×10^-4Pa以下上記によって得られた合金系磁性膜について、成膜時の
基板温度と保磁力Ｈｃの関係を調べたところ図９に示す
ごとくであった。図９から分かるように、約50℃の低基
板温度で成膜された合金系磁性膜は、40Ａ／ｍ以下の低
い保磁力Ｈｃを示したが、基板温度を上昇させるに伴い
成膜された合金系磁性膜の保磁力Ｈｃは増加している。
この理由は、低基板温度で成膜された合金系磁性膜は、
結晶粒が微細化され、この結晶粒の微細化によって低保
磁力Ｈｃとなり、一方、高基板温度で成膜された合金系
磁性膜は、結晶粒が成長し、この結晶粒の成長によって
保磁力Ｈｃが増大するものと考えられる。つまり、たと
えばＶＴＲ用の磁気ヘッドとして使用される磁性膜（通
常数μm の膜厚）を成膜する過程において、成膜初期過
程では基板温度が低いが、成膜が進む従い基板温度が上
昇する。したがって、成膜の初期過程ほど結晶粒が微細
化し易く、成膜後期になるに伴い結晶成長が起こってい
るといえる。

【００２９】上記における添加元素Ｔａは、成膜される
磁性膜の結晶粒を微細化する作用を呈するが、基板温度
が上昇する成膜後期過程での結晶粒成長を抑制し得るほ
どの濃度にＴａを添加すると、成膜される磁性膜全体と
しての飽和磁束密度Ｂｓが大幅に減少する。そこで、以
下のような三種のターゲットを用いて、成膜初期過程に
比べ成膜後期過程においてＴａ濃度が増大するような成
膜を行った。

【００３０】すなわち、ターゲット組成でＴａが 5at.
%、 7at.%もしくは 9at.%としたＣｏＦｅ_11.5Ｔａ₅合
金ターゲット、ＣｏＦｅ₁₁Ｔａ₇合金ターゲット、Ｃｏ
Ｆｅ₁₁Ｔａ₉合金ターゲットの三種のターゲットを用い
て、３元ＲＦスパッタ装置により、Ａｒ＋Ｎ₂ガス雰囲
気中で、適当なバイアス電圧を加えながら、図10に断面
的に示すようなＣｏＦｅ₁₀Ｔａ₈／ＣｏＦｅ₁₀Ｔａ₆／
ＣｏＦｅ₁₀Ｔａ₅／支持基板で構成される積層磁性膜を
作製した。図１０において、１は支持基板、２′はＣｏ
Ｆｅ_11.5Ｔａ₅合金をターゲットとして形成した合金系
磁性膜、３′はＣｏＦｅ₁₁Ｔａ₇合金をターゲットとし
て形成した合金系磁性膜、４′はＣｏＦｅ₁₁Ｔａ₉合金
をターゲットとして形成した合金系磁性膜である。

【００３１】上記によって得た合金系磁性膜（全膜厚 4
μm ）の特性を評価したところ、膜全体としてみた磁気
特性は、保磁力Ｈｃ〜40Ａ／ｍ、飽和磁束密度Ｂｓ〜1.
6 Ｔの良好な特性を示した。また、この積層膜は熱処理
することで、特性の劣化を生じることなく、膜厚が0.5
μm 以下と薄い場合でも保磁力Ｈｃは55Ａ／ｍと小さい
とともに、保磁力Ｈｃの膜厚依存性も小さかった。

【００３２】成膜される磁性膜にＴａ濃度の勾配をつけ
る手段としては、前記したようにスパッタリング後期
に、スパッタリング初期に比べＴａ濃度の高いターゲッ
トを用いてスパッタリングを行う方法や、たとえば全ス
パッタガス圧，窒素分圧などのスパッタリング条件をス
パッタリング初期と後期で断続的もしくは連続的に変化
させ、膜成長初期過程に比べて膜成長後期過程におい
て、Ｔａ濃度が増加する条件でスパッタリングを行えば
よい。

【００３３】次に、本発明に係る合金系磁性膜の応用例
として、磁気ヘッドの構成に適用した場合を、図１１〜
図１２を参照して説明する。

【００３４】図１１は長手記録のハードディスクに対す
る記録・再生に用いる薄膜磁気ヘッドの要部構成例を断
面的に示したもので、5aは支持基板６上に被着形成され
た前記本発明に係る強磁性膜、７はヘッド先端側で所定
のギャップ８を形成するよう、前記強磁性膜5a上に積層
された第１絶縁層である。また、９は前記第１の絶縁層
７上に巻装されたコイル、10は前記コイル９を覆うよう
に被着形成された第２の絶縁層である。しかして、前期
第２の絶縁層10表面には本発明に係る強磁性膜5bが、そ
の一部が前記強磁性膜5aに接触し、ヘッド先端側で強磁
性膜5aとの間にギャップ８を形成するように積層して形
成され、この強磁性膜5b上には保護膜12が形成された構
成を成している。

【００３５】上記本発明に係る強磁性膜（合金系磁性
膜）5a,5b は、従来の強磁性膜（ＮｉＦｅ膜やＣｏ系ア
モルファス膜など）に比べて飽和磁束密度が高く、高保
磁力媒体に対しても十分な記録が可能となり、しかも膜
成長初期層において磁気的な劣化がないため、目的とす
るギャップ長が確実に得られ、その結果高密度記録が可
能となる。

【００３６】図１２はメタルインギャップヘッドの要部
構成例を斜視的に示したもので、13a,13b は１対のフェ
ライトコア、16a,16bは前記フェライトコア13a,13b の
対向面側に中間層14a,14b を介して配設されている本発
明に係る合金系磁性膜である。この構成において中間層
14a,14b は、付着力の強化およびフェライトコア13a,13
b と強磁性膜16a,16b との間の相互拡散を防止する役割
を成し、Ｃｒ，ＳｉＯ₂、ＮｉＦｅなどで構成するのが
好ましい。さらに、15は前記フェライトコア13a,13b の
対向面側に中間層14a,14b を介して配設されている合金
系磁性膜16a,16b 間に、所要のギャップ８が形成される
ように溶着されたガラス、９は前記フェライトコア13a
に巻装されたコイルである。

【００３７】この構成において、強磁性膜16a,16b は膜
成長初期層において磁気的な劣化がないため、フェライ
トコア13a,13b と強磁性膜16a,16b との間に疑似的なギ
ャップが生じることがないため、ヘッドとして実用に供
した場合、出力の周波数特性にうねりが生じることはな
く、さらに飽和磁束密度も従来の強磁性膜（Ｃｏ系アモ
ルファス膜など）に比べて高いため、高保磁力媒体に対
しても十分な記録が可能となる。

【００３８】なお、上記実施例では、合金系磁性膜中の
Ｍ′成分もしくは窒素Ｎの濃度分布、つまり膜厚方向の
組成変化が連続的な場合を示したが、たとえば図１(a),
(b)および図２(a),(b) に点線で示すごとく、膜厚方向
の組成変化が不連続であっても同じ効果が期待できるこ
とは勿論である。つまり、一主面側と他主面側とのＭ′
成分もしくは窒素Ｎの濃度分布が、相対的に高い濃度と
低い濃度の関係を保持していればよい。

【００３９】さらに、上記実施例における合金系磁性膜
中のＭ′成分ＡｌをたとえばＧａやＩｎで置換した場合
も、あるいはＴａをＴｉ，Ｚｎ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｍｏもし
くはＷで置換した場合も同様の結果が認められた。

【００４０】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明に係る合金
系磁性膜（磁性部材）は、高い飽和磁束密度Ｂｓを保ち
ながら、膜の磁気特性が平均化されている。その結果、
本発明に係る合金系磁性膜をたとえば磁気ヘッドの構成
に用いた場合、記録能力にすぐれるとともに、疑似ギャ
ップもないため再生能力にもすぐれた磁気ヘッドとして
機能する。

【図面の簡単な説明】

【図１】(a) は本発明に係る磁性膜のＭ′（Ｘ）濃度の
支持基板表面からの距離に対する変化を表す図、(b) は
本発明に係る強磁性膜の窒素濃度の支持基板表面からの
距離に対する変化を表す図。

【図２】(a) は本発明に係る磁性膜のＭ′（Ｘ）濃度の
支持基板表面からの距離に対する変化を表す図、(b) は
本発明に係る強磁性膜の窒素濃度の支持基板表面からの
距離に対する変化を表す図。

【図３】本発明に係る磁性膜の形成においてＣｏＦｅ
_11.5Ａｌ₄をターゲットとして用いて成膜したときの保
磁力Ｈｃ、飽和磁束密度ＢｓおよびＡｌ濃度の全スパッ
タガス圧依存性を示す特性図。

【図４】本発明に係る磁性膜の形成においてＣｏＦｅ
_11.5Ａｌ₄をターゲットとして用いて成膜したときの保
磁力Ｈｃ、飽和磁束密度ＢｓおよびＡｌ濃度の全スパッ
タガス圧依存性を示す特性図。

【図５】本発明に係る磁性膜の構造例を示す断面図。

【図６】膜成長初期層が磁気的に劣化している磁性膜を
用いて構成したメタルインギャップ型ヘッドにおける出
力の周波数特性を示す特性図。

【図７】磁性膜の形成においてＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄をタ
ーゲットとして用いて成膜したときの保磁力Ｈｃの膜厚
依存性を示す特性図。

【図８】磁性膜の形成においてＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₈もし
くはＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄をターゲットとして用いて成膜
したときの保磁力Ｈｃ、飽和磁束密度Ｂｓの膜厚依存性
を示す特性図。

【図９】磁性膜の形成においてＣｏＦｅ_11.5Ｔａ₅をタ
ーゲットとして用いて成膜したときの保磁力Ｈｃの基板
温度依存性を示す特性図。

【図１０】本発明に係る磁性膜の他の構造例を示す断面
図。

【図１１】本発明に係る磁性膜を用いて構成した長手記
録対応の薄膜磁気ヘッドの要部を示す断面図。

【図１２】本発明に係る強磁性膜を用いて構成したメタ
ルインギャップヘッドの要部を示す斜視図である。

【符号の説明】

１、６…支持基板２…ＣｏＦｅ₁₁Ａｌ₈ターゲット
をスパッタしして形成した磁性膜２′…ＣｏＦｅ
_11.5Ｔａ₅ターゲットをスパッタして形成した磁性膜
３…ＣｏＦｅ₁₁Ａｌ₆ターゲットをスパッタして形成
した磁性膜３′…ＣｏＦｅ₁₁Ｔａ₇ターゲットをスパッタして形成
した磁性膜４…ＣｏＦｅ_11.5Ａｌ₄ターゲットをス
パッタして形成した磁性膜４′…ＣｏＦｅ₁₁Ｔａ₉
ターゲットをスパッタして形成した磁性膜５、11、
16a 、16b …磁性膜（強磁性膜）７…第１の絶縁層
（膜）８…ギャップ９…コイル10…第２の絶縁
層（膜） 12…保護層（膜） 13a,13b …フェライ
トコア 14a,14b …中間層 15…ガラス層

Claims

【特許請求の範囲】【請求項１】一般式、ＭＭ′Ｎ（ただし式中、ＭはＣｏ、Ｆｅの少なくともいずれか１
種の遷移金属、Ｍ′はＢ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｇａ、Ｇｅ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗから選択される
少なくとも１種の元素、Ｎは窒素である）で示される合
金系磁性膜であって、前記合金系磁性膜中のＭ′もしく
はＮの濃度が相対的に一主面側を高くさせたことを特徴
とする磁性部材。