JPH0536496B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0536496B2 JPH0536496B2 JP58065276A JP6527683A JPH0536496B2 JP H0536496 B2 JPH0536496 B2 JP H0536496B2 JP 58065276 A JP58065276 A JP 58065276A JP 6527683 A JP6527683 A JP 6527683A JP H0536496 B2 JPH0536496 B2 JP H0536496B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- magnetic
- magnetic head
- amorphous
- alloy
- magnetic alloy
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C45/00—Amorphous alloys
- C22C45/04—Amorphous alloys with nickel or cobalt as the major constituent
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- 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
- G11B5/187—Structure or manufacture of the surface of the head in physical contact with, or immediately adjacent to the recording medium; Pole pieces; Gap features
- G11B5/23—Gap features
- G11B5/235—Selection of material for gap filler
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
- H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
- H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
- H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
- H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
- H01F1/147—Alloys characterised by their composition
- H01F1/153—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F1/15316—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals based on Co
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Dispersion Chemistry (AREA)
- Electromagnetism (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の利用分野〕
本発明は磁気ヘツドに係り、特にCo−Nb−Zr
系非晶質磁性合金を用いた複合型磁気ヘツドに関
する。
系非晶質磁性合金を用いた複合型磁気ヘツドに関
する。
近年、磁気記録技術は高保磁力テープおよび同
テープ用の高性能磁気ヘツド材料の開発により著
しい進展を遂げつつある。特に、高保磁力のメタ
ルテープを用いた場合には、記録波長数μｍから
1μｍ以下の高記録密度の領域において、従来に
比して著しい出力の増加、Ｃ／Ｎ（出力−ノイズ
比）の増加が達成され、VTRなどの高記録密度
が必要とされる分野において大幅な記録密度の向
上が達成されつつある。しかし、従来VTRなど
に用いられて来たフエライトを用いた磁気ヘツド
では、フエライトの飽和磁束密度が約5000ガウス
以下であるために、記録磁界の大きさが十分でな
く、高保磁力メタルテープを使用するために飽和
磁束密度の大きい金属磁性材料を用いた磁気ヘツ
ドが必要になつて来た。従来用いられて来た金属
磁性材料としては、Fe−Al−Si系合金あるいは
Fe−Ni系合金などの結晶質合金があり、また最
近開発された非晶質磁性合金がある。Fe−Al−
Si系あるいはFe−Ni系などの結晶質合金は、結
晶であるがゆえに結晶磁気異方性を有しており、
磁気ヘツドに好適な優れた磁気特性、特に高い透
磁率を得るためには、結晶磁気異方性が零となる
近傍の組成としなければならない。また磁気ヘツ
ドに使用するためには、同時に磁歪定数も零に近
くしなければならず、従つて、使用できる組成は
極めて限られており、組成の制御が困難であると
いう問題があつた。非晶質磁性合金は、前記結晶
磁性異方性がないため、磁歪定数のみを調整すれ
ばよく、使用可能な組成が比較的広いこと、誘導
磁気異方性による透磁率の劣化が適当な熱処理に
より改善できること、結晶質合金では得られない
高飽和磁束密度で、低保磁力の合金が得られるこ
と、電気抵抗が高いため渦電流損失を低減できる
こと、などの種々の利点がある。この非晶質磁性
合金の中で、メタロイド元素を含まない金属−金
属系非晶質合金は、金属−メタロイド系非晶質合
金よりも結晶化温度が高く、また耐食性、耐摩耗
性に優れているため磁気ヘツド用として有望であ
る。
テープ用の高性能磁気ヘツド材料の開発により著
しい進展を遂げつつある。特に、高保磁力のメタ
ルテープを用いた場合には、記録波長数μｍから
1μｍ以下の高記録密度の領域において、従来に
比して著しい出力の増加、Ｃ／Ｎ（出力−ノイズ
比）の増加が達成され、VTRなどの高記録密度
が必要とされる分野において大幅な記録密度の向
上が達成されつつある。しかし、従来VTRなど
に用いられて来たフエライトを用いた磁気ヘツド
では、フエライトの飽和磁束密度が約5000ガウス
以下であるために、記録磁界の大きさが十分でな
く、高保磁力メタルテープを使用するために飽和
磁束密度の大きい金属磁性材料を用いた磁気ヘツ
ドが必要になつて来た。従来用いられて来た金属
磁性材料としては、Fe−Al−Si系合金あるいは
Fe−Ni系合金などの結晶質合金があり、また最
近開発された非晶質磁性合金がある。Fe−Al−
Si系あるいはFe−Ni系などの結晶質合金は、結
晶であるがゆえに結晶磁気異方性を有しており、
磁気ヘツドに好適な優れた磁気特性、特に高い透
磁率を得るためには、結晶磁気異方性が零となる
近傍の組成としなければならない。また磁気ヘツ
ドに使用するためには、同時に磁歪定数も零に近
くしなければならず、従つて、使用できる組成は
極めて限られており、組成の制御が困難であると
いう問題があつた。非晶質磁性合金は、前記結晶
磁性異方性がないため、磁歪定数のみを調整すれ
ばよく、使用可能な組成が比較的広いこと、誘導
磁気異方性による透磁率の劣化が適当な熱処理に
より改善できること、結晶質合金では得られない
高飽和磁束密度で、低保磁力の合金が得られるこ
と、電気抵抗が高いため渦電流損失を低減できる
こと、などの種々の利点がある。この非晶質磁性
合金の中で、メタロイド元素を含まない金属−金
属系非晶質合金は、金属−メタロイド系非晶質合
金よりも結晶化温度が高く、また耐食性、耐摩耗
性に優れているため磁気ヘツド用として有望であ
る。
これらの非晶質磁性合金は、従来スプラツトク
ーリング法によつて作製され、厚さ10〜50μｍの
薄板状のものが得られていた。一方、非晶質磁性
合金をスパツタリングなどの薄膜形成技術により
作製することが近年行なわれるようになり、試料
の酸化などのために作りにくかつた組成の非晶質
磁性合金も作製が可能となつた。また、薄膜形成
技術によれば、非晶質合金膜と酸化物などの絶縁
物膜を多層に積層することも容易であり、これに
より渦電流損失を低減することができ、高周波で
用いるVTR用磁気ヘツド、計算機用磁気ヘツド
に好適な材料を提供できる。さらに磁気ヘツドの
ギヤツプ近傍にのみ非晶質磁気合金を用い、他を
磁性フエライトとした複合型磁気ヘツド、あるい
は薄膜磁気ヘツドなどへの応用が期待されてい
る。
ーリング法によつて作製され、厚さ10〜50μｍの
薄板状のものが得られていた。一方、非晶質磁性
合金をスパツタリングなどの薄膜形成技術により
作製することが近年行なわれるようになり、試料
の酸化などのために作りにくかつた組成の非晶質
磁性合金も作製が可能となつた。また、薄膜形成
技術によれば、非晶質合金膜と酸化物などの絶縁
物膜を多層に積層することも容易であり、これに
より渦電流損失を低減することができ、高周波で
用いるVTR用磁気ヘツド、計算機用磁気ヘツド
に好適な材料を提供できる。さらに磁気ヘツドの
ギヤツプ近傍にのみ非晶質磁気合金を用い、他を
磁性フエライトとした複合型磁気ヘツド、あるい
は薄膜磁気ヘツドなどへの応用が期待されてい
る。
金属−金属系非晶質磁性合金のうち、比較的作
製しやすく、特性を優れたZrを含む非晶質磁性
合金は、特開昭55−138049号公報および特開昭56
−84439号公報に述べられている。
製しやすく、特性を優れたZrを含む非晶質磁性
合金は、特開昭55−138049号公報および特開昭56
−84439号公報に述べられている。
本発明者らは、これらのZr系非晶質磁性合金
薄膜をスパツタリング法により作製し、特性を測
定した所、Co−Nb−Zr系非晶質磁性合金におい
て、上記公開公報に述べられている組成を有し、
飽和磁束密度が約7.5kG以上の特性を有する合金
は磁歪定数が比較的大きく、むしろ、上記公開公
報に述べられている組成以外の組成において、磁
歪定数零を含む磁歪定数（絶対値）の著しく小さ
な領域が存在することを見出した。
薄膜をスパツタリング法により作製し、特性を測
定した所、Co−Nb−Zr系非晶質磁性合金におい
て、上記公開公報に述べられている組成を有し、
飽和磁束密度が約7.5kG以上の特性を有する合金
は磁歪定数が比較的大きく、むしろ、上記公開公
報に述べられている組成以外の組成において、磁
歪定数零を含む磁歪定数（絶対値）の著しく小さ
な領域が存在することを見出した。
本発明の目的は、7.5kG以上の飽和磁束密度を
有し、かつ磁歪の絶対値の著しく小さいCo−Nb
−Zr系非晶質磁性合金、特にスパツタリングな
どの薄膜形成技術により作製したCo−Nb−Zr系
非晶質磁性合金を用いた高性能磁気ヘツドを提供
することにある。
有し、かつ磁歪の絶対値の著しく小さいCo−Nb
−Zr系非晶質磁性合金、特にスパツタリングな
どの薄膜形成技術により作製したCo−Nb−Zr系
非晶質磁性合金を用いた高性能磁気ヘツドを提供
することにある。
本発明は、基体ブロツク上に被着した非晶質磁
性合金によつて少なくとも磁路の一部が構成され
ている複合型磁気ヘツドにおいて、該磁気ヘツド
は上記非晶質磁性合金の長手方向に記録媒体から
の磁束が導入されるように構成し、上記非晶質磁
性合金は、Co、Nb、Zrを含有し、これら三元素
の合計量を100とし、三角図で示したときに、各
元素の含有量が原子比率で（81％Co、14％Nb、
５％Zr）、（88％Co、９％Nb、３％Zr）、（86.5％
Co、12.5％Nb、１％Zr）、（81％Co、18％Nb、
１％Zr）の各点を結んだ直線で囲まれた範囲内
にある組成のCo−Nb−Zr系非晶質磁性合金を用
いた複合型磁気ヘツドである。
性合金によつて少なくとも磁路の一部が構成され
ている複合型磁気ヘツドにおいて、該磁気ヘツド
は上記非晶質磁性合金の長手方向に記録媒体から
の磁束が導入されるように構成し、上記非晶質磁
性合金は、Co、Nb、Zrを含有し、これら三元素
の合計量を100とし、三角図で示したときに、各
元素の含有量が原子比率で（81％Co、14％Nb、
５％Zr）、（88％Co、９％Nb、３％Zr）、（86.5％
Co、12.5％Nb、１％Zr）、（81％Co、18％Nb、
１％Zr）の各点を結んだ直線で囲まれた範囲内
にある組成のCo−Nb−Zr系非晶質磁性合金を用
いた複合型磁気ヘツドである。
以下に、実験により得られた本発明に用いる
Co−Nb−Zr系非晶質磁性合金の特性を図により
説明する。第１図は、高周波２極プラズマスパツ
タリング装置を用いて作製したCo−Nb−Zr系非
晶質磁性合金膜の組成と飽和磁束密度Bs、磁歪
定数λs、結晶化温度Txの関係を示したものであ
る。実験において、スパツタリングはアルゴン圧
５×10-3Torr、高周波電力250W、基板水冷の条
件で行なつた。膜厚は約1.5μｍである。第１図
は、Co−Nb−Zr系三角図のうち、Co80原子％
（以後は単に％で示す）以上の部分のみを示した。
図中、斜線部分は非晶質と結晶質の境界部分であ
り、これよりCoの多い組成で結晶質に、Coの少
ない組成で非晶質となる。この境界部分では作製
条件の変化によつて非晶質となつたり、結晶質と
なつたり、あるいは両者の混合状態となつたりす
る。図中、破線は飽和磁束密度Bsの等高線を示
し、Co含有量が多くなるほど飽和磁束密度Bsは
大となる。一点鎖線は、結晶化温度Txの等高線
を示し、CoおよびNb含有量が多くなるほど結晶
化温度Txは低くなり、実線は、磁歪定数λsの等
高線を示し、Zr0％で約−１×10-6、Nb0％で約
＋３×10-6となり、ほぼ、Nb：zr＝３：１の組
成で磁歪定数０となつている。保磁力は、非晶質
合金の領域では約0.2Oeの小さな値を示す。この
ように、Co80％以上の組成では、Zr5％以下の磁
歪定数零あるいは磁歪定数の絶対値が極めて小さ
い領域が存在する。以上の特性は、他の薄膜形成
装置により作製した非晶質磁性合金膜、例えば、
三極あるいは四極プラズマ高速スパツタリング
法、高速マグネトロンスパツタリング法、イオン
ビームスパツタリング法、イオンプレーテイング
法、真空蒸着法により作製した非晶質犠牲合金膜
でも同様である。
Co−Nb−Zr系非晶質磁性合金の特性を図により
説明する。第１図は、高周波２極プラズマスパツ
タリング装置を用いて作製したCo−Nb−Zr系非
晶質磁性合金膜の組成と飽和磁束密度Bs、磁歪
定数λs、結晶化温度Txの関係を示したものであ
る。実験において、スパツタリングはアルゴン圧
５×10-3Torr、高周波電力250W、基板水冷の条
件で行なつた。膜厚は約1.5μｍである。第１図
は、Co−Nb−Zr系三角図のうち、Co80原子％
（以後は単に％で示す）以上の部分のみを示した。
図中、斜線部分は非晶質と結晶質の境界部分であ
り、これよりCoの多い組成で結晶質に、Coの少
ない組成で非晶質となる。この境界部分では作製
条件の変化によつて非晶質となつたり、結晶質と
なつたり、あるいは両者の混合状態となつたりす
る。図中、破線は飽和磁束密度Bsの等高線を示
し、Co含有量が多くなるほど飽和磁束密度Bsは
大となる。一点鎖線は、結晶化温度Txの等高線
を示し、CoおよびNb含有量が多くなるほど結晶
化温度Txは低くなり、実線は、磁歪定数λsの等
高線を示し、Zr0％で約−１×10-6、Nb0％で約
＋３×10-6となり、ほぼ、Nb：zr＝３：１の組
成で磁歪定数０となつている。保磁力は、非晶質
合金の領域では約0.2Oeの小さな値を示す。この
ように、Co80％以上の組成では、Zr5％以下の磁
歪定数零あるいは磁歪定数の絶対値が極めて小さ
い領域が存在する。以上の特性は、他の薄膜形成
装置により作製した非晶質磁性合金膜、例えば、
三極あるいは四極プラズマ高速スパツタリング
法、高速マグネトロンスパツタリング法、イオン
ビームスパツタリング法、イオンプレーテイング
法、真空蒸着法により作製した非晶質犠牲合金膜
でも同様である。
一方、従来の例では、特開昭55−138049号公報
に、Zr5％以下では非晶質磁性合金の作製が困難
であり、また、特開昭56−84439号公報には、
Zr7％以下では同じく非晶質磁性合金の作製が困
難であると述べられている。さらにまた、特開昭
57−155339号公報にもZrが７％以下では合金が
脆くなるので好ましくないと述べられている。ま
た、西独特許公開公報第3146031号にはNbを20原
子％以下含むCo−Nb−Zr合金が開示されている
が、ヘツドの磁路を形成する磁性膜の形状に対し
て、磁性膜の特性を最適化するということに関し
ては考慮されていなかつた。
に、Zr5％以下では非晶質磁性合金の作製が困難
であり、また、特開昭56−84439号公報には、
Zr7％以下では同じく非晶質磁性合金の作製が困
難であると述べられている。さらにまた、特開昭
57−155339号公報にもZrが７％以下では合金が
脆くなるので好ましくないと述べられている。ま
た、西独特許公開公報第3146031号にはNbを20原
子％以下含むCo−Nb−Zr合金が開示されている
が、ヘツドの磁路を形成する磁性膜の形状に対し
て、磁性膜の特性を最適化するということに関し
ては考慮されていなかつた。
以上説明したように、本発明は磁歪定数が零あ
るいは磁歪定数の絶対値が極めて小さいCo−Nb
−Zr系非晶質磁性合金を用いた優れた性能を有
する複合型磁気ヘツドを提供することにある。な
お、スパツタリング法により作製したCo87−Nb8
−Zr5（原子％で示す）は磁歪定数零を示すことが
知られているが（東北大通研シンポジウム「垂直
磁気記録」論文集1982−３）、この組成は、第１
図に示した本発明の実験における磁歪定数零の組
成からずれている。
るいは磁歪定数の絶対値が極めて小さいCo−Nb
−Zr系非晶質磁性合金を用いた優れた性能を有
する複合型磁気ヘツドを提供することにある。な
お、スパツタリング法により作製したCo87−Nb8
−Zr5（原子％で示す）は磁歪定数零を示すことが
知られているが（東北大通研シンポジウム「垂直
磁気記録」論文集1982−３）、この組成は、第１
図に示した本発明の実験における磁歪定数零の組
成からずれている。
本発明の実験の結果により明らかになつた特性
により、本発明の磁気ヘツドに好適なCo−Nb−
Zr系非晶質磁性合金は、第２図に示した三角図
において、Ａ点（81％Co、14％Nb、５％Zr）、
Ｂ点（88％Co、９％Nb、３％Zr）、Ｃ点（86.5％
Co、12.5％Nb、１％Zr）、Ｄ点（81％Co、18％
Nb、１％Zr）の各点を結んだ直線で囲まれた範
囲内の組成を有するものである。ここで、Ａ点と
Ｄ点を結ぶ直線よりCo含有量が少ない場合は、
飽和磁束密度が約7.5kG以下となつてしまい、従
来用いられていたフエライトより飽和磁束密度が
大きいという効果が薄くなる。Ａ点とＢ点を結ぶ
直線よりZr含有量が多い場合は、磁歪が0.2×
10-6程度より大きくなり、磁気ヘツド材料にとつ
て好ましくない。Ｂ点とＣ点を結ぶ直線よりCo
含有量が多い場合は、結晶化温度が460℃より低
くなる。Ｃ点とＤ点を結ぶ直線よりZr含有量が
少ない場合は磁歪定数が負で、その絶対値が
（0.7〜0.8）×10-6より大きくなる。Co−Nb系非
晶質磁性合金にZrを添加することは、第１図か
ら明らかなように、非晶質化できる組成領域を拡
げ、磁歪を低減し、結晶化温度を高める効果があ
り、この効果はZr1％以上の含有によつて発揮さ
れる。
により、本発明の磁気ヘツドに好適なCo−Nb−
Zr系非晶質磁性合金は、第２図に示した三角図
において、Ａ点（81％Co、14％Nb、５％Zr）、
Ｂ点（88％Co、９％Nb、３％Zr）、Ｃ点（86.5％
Co、12.5％Nb、１％Zr）、Ｄ点（81％Co、18％
Nb、１％Zr）の各点を結んだ直線で囲まれた範
囲内の組成を有するものである。ここで、Ａ点と
Ｄ点を結ぶ直線よりCo含有量が少ない場合は、
飽和磁束密度が約7.5kG以下となつてしまい、従
来用いられていたフエライトより飽和磁束密度が
大きいという効果が薄くなる。Ａ点とＢ点を結ぶ
直線よりZr含有量が多い場合は、磁歪が0.2×
10-6程度より大きくなり、磁気ヘツド材料にとつ
て好ましくない。Ｂ点とＣ点を結ぶ直線よりCo
含有量が多い場合は、結晶化温度が460℃より低
くなる。Ｃ点とＤ点を結ぶ直線よりZr含有量が
少ない場合は磁歪定数が負で、その絶対値が
（0.7〜0.8）×10-6より大きくなる。Co−Nb系非
晶質磁性合金にZrを添加することは、第１図か
ら明らかなように、非晶質化できる組成領域を拡
げ、磁歪を低減し、結晶化温度を高める効果があ
り、この効果はZr1％以上の含有によつて発揮さ
れる。
本発明のCo−Nb−Zr系非晶質磁性合金のより
好ましい組成範囲は、第２図に示した三角図にお
いて、Ｅ点（83％Co、13％Nb、４％Zr）、Ｆ点
（86％Co、11％Nb、３％Zr）、Ｇ点（85％Co、13
％Nb、２％Zr）、Ｈ点（83％Co、15％Nb、２％
Zr）の各点を結んだ直線で囲まれた組成である。
Ｅ点とＦ点を結ぶ直線よりZr含有量が多い場合
には、磁歪が約０より大きくなる。Ｆ点とＧ点を
結ぶ直線よりCo含有量が多い場合には、結晶化
温度が約460℃より低くなる。Ｇ点とＨ点を結ぶ
直線よりZr含有量が少ない場合には、磁歪定数
が負で、その絶対値が約0.5×10-6より大きくな
る。Ｈ点とＥ点を結ぶ直線よりCo含有量が少な
い場合には、飽和磁束密度が約8.7kGより小さく
なる。
好ましい組成範囲は、第２図に示した三角図にお
いて、Ｅ点（83％Co、13％Nb、４％Zr）、Ｆ点
（86％Co、11％Nb、３％Zr）、Ｇ点（85％Co、13
％Nb、２％Zr）、Ｈ点（83％Co、15％Nb、２％
Zr）の各点を結んだ直線で囲まれた組成である。
Ｅ点とＦ点を結ぶ直線よりZr含有量が多い場合
には、磁歪が約０より大きくなる。Ｆ点とＧ点を
結ぶ直線よりCo含有量が多い場合には、結晶化
温度が約460℃より低くなる。Ｇ点とＨ点を結ぶ
直線よりZr含有量が少ない場合には、磁歪定数
が負で、その絶対値が約0.5×10-6より大きくな
る。Ｈ点とＥ点を結ぶ直線よりCo含有量が少な
い場合には、飽和磁束密度が約8.7kGより小さく
なる。
非晶質磁性合金を磁気ヘツド等に使用する場合
には、同合金の作製後、他の一般の非晶質磁性合
金と同様に、磁界中あるいは磁界なしの熱処理を
経て使用することが好ましい場合が多い。スパツ
タリング等の薄膜形成技術により、非晶質磁性合
金膜を作製する場合、一般に、ガラス、セラミツ
クス、あるいは非磁性および強磁性フエライト、
Siウエアーなど、非晶質磁性合金より熱膨張係数
の小さい材料を基板とすることが多く、これらの
基板の上に被着した非晶質磁性合金膜を熱処理し
た場合には、非晶質磁性合金膜の膜面に平行に引
張り応力が加わる。この場合、非晶質磁性合金膜
の磁歪定数が正の場合は引張り応力の方向、すな
わち膜面と平行な磁化容易方向となり、磁歪定数
が負の場合には膜面と直角な方向が磁化容易方向
となる。一般に、一軸磁気異方性を有する材料の
高周波における透磁率は磁化容易方向が小さく、
磁化容易方向と直角な方向が大きいという性質が
あり、したがつて、基板に被着した非晶質磁性合
金膜の面内方向に磁束が流れることによつて作動
する磁気ヘツドにおいては、若干負の磁歪定数を
有する非晶質磁性合金膜を用いた場合に、膜面内
の透磁率が高く望ましいと言える。しかし、磁歪
定数が負で、その絶対値が大きい場合には、かえ
つて透磁率は減少する。また、基板上に被着した
長方形状の磁路を持ち、長手方向に磁束を流すこ
とによつて作動する一般的な薄膜磁気ヘツドにお
いても、長手方向に引張り応力が加わるため、磁
歪定数を負にした場合、長手方向に透磁率が高く
なる。さらに、リボン状の非晶質磁性合金とガラ
ス、セラミツクスあるいは非磁性もしくは強磁性
フエライトとを組み合わせたヘツドにおいても同
様な現象が起こる。以上のように、磁気ヘツド用
材料としては、若干負の磁歪定数を持つものが好
ましく、そのため本発明の非晶質磁性合金は、上
記したように磁歪定数正よりも磁歪定数負の側に
組成範囲を大きくとつている。
には、同合金の作製後、他の一般の非晶質磁性合
金と同様に、磁界中あるいは磁界なしの熱処理を
経て使用することが好ましい場合が多い。スパツ
タリング等の薄膜形成技術により、非晶質磁性合
金膜を作製する場合、一般に、ガラス、セラミツ
クス、あるいは非磁性および強磁性フエライト、
Siウエアーなど、非晶質磁性合金より熱膨張係数
の小さい材料を基板とすることが多く、これらの
基板の上に被着した非晶質磁性合金膜を熱処理し
た場合には、非晶質磁性合金膜の膜面に平行に引
張り応力が加わる。この場合、非晶質磁性合金膜
の磁歪定数が正の場合は引張り応力の方向、すな
わち膜面と平行な磁化容易方向となり、磁歪定数
が負の場合には膜面と直角な方向が磁化容易方向
となる。一般に、一軸磁気異方性を有する材料の
高周波における透磁率は磁化容易方向が小さく、
磁化容易方向と直角な方向が大きいという性質が
あり、したがつて、基板に被着した非晶質磁性合
金膜の面内方向に磁束が流れることによつて作動
する磁気ヘツドにおいては、若干負の磁歪定数を
有する非晶質磁性合金膜を用いた場合に、膜面内
の透磁率が高く望ましいと言える。しかし、磁歪
定数が負で、その絶対値が大きい場合には、かえ
つて透磁率は減少する。また、基板上に被着した
長方形状の磁路を持ち、長手方向に磁束を流すこ
とによつて作動する一般的な薄膜磁気ヘツドにお
いても、長手方向に引張り応力が加わるため、磁
歪定数を負にした場合、長手方向に透磁率が高く
なる。さらに、リボン状の非晶質磁性合金とガラ
ス、セラミツクスあるいは非磁性もしくは強磁性
フエライトとを組み合わせたヘツドにおいても同
様な現象が起こる。以上のように、磁気ヘツド用
材料としては、若干負の磁歪定数を持つものが好
ましく、そのため本発明の非晶質磁性合金は、上
記したように磁歪定数正よりも磁歪定数負の側に
組成範囲を大きくとつている。
磁気ヘツドの製造には、種々の加熱工程が不可
避である。例えば、VTR用ヘツドにおいて、磁
気ヘツドコアの半体を作動ギヤツプを介して接合
して磁気ヘツドとする場合、一般に接合用のガラ
スが用いられる。このガラスは、最も低融点のも
のでも約410℃を作業温度とするものであり、約
410℃以下で磁気ヘツドをガラスにより接合する
のは困難である。作業温度が410℃の場合、ヘツ
ドに使用する非晶質磁性合金の結晶化温度は460
℃以上とすることが望ましい。磁気ヘツドの製造
工程において、ガラスによる接合の工程を安定に
歩留まりよく行なうためには作業温度を440℃以
上で行なうことがさらに望ましく、このため非晶
質合金の結晶化温度は490℃以上であることがさ
らに望ましい。また、飽和磁束密度が8.5kG以下
の場合には、高保磁力メタルテープに対して十分
に記録特性を有する磁気ヘツドを得ることが困難
になる。
避である。例えば、VTR用ヘツドにおいて、磁
気ヘツドコアの半体を作動ギヤツプを介して接合
して磁気ヘツドとする場合、一般に接合用のガラ
スが用いられる。このガラスは、最も低融点のも
のでも約410℃を作業温度とするものであり、約
410℃以下で磁気ヘツドをガラスにより接合する
のは困難である。作業温度が410℃の場合、ヘツ
ドに使用する非晶質磁性合金の結晶化温度は460
℃以上とすることが望ましい。磁気ヘツドの製造
工程において、ガラスによる接合の工程を安定に
歩留まりよく行なうためには作業温度を440℃以
上で行なうことがさらに望ましく、このため非晶
質合金の結晶化温度は490℃以上であることがさ
らに望ましい。また、飽和磁束密度が8.5kG以下
の場合には、高保磁力メタルテープに対して十分
に記録特性を有する磁気ヘツドを得ることが困難
になる。
以上説明したように、本発明に用いるCo−Nb
−Zr系非晶質磁性合金は、磁歪定数が約＋0.2×
10-6から約−0.8×10-6の範囲にあり、その絶対
値が極めて小さく、しかも磁歪定数負側の組成範
囲に大きい特徴を有し、かつ、飽和磁束密度が
7.5kG以上で、組成を選択することにより11.5kG
程度になり、さらに、結晶化温度約460℃以上で、
組成を選択することにより、結晶化温度は約550
℃程度になる。
−Zr系非晶質磁性合金は、磁歪定数が約＋0.2×
10-6から約−0.8×10-6の範囲にあり、その絶対
値が極めて小さく、しかも磁歪定数負側の組成範
囲に大きい特徴を有し、かつ、飽和磁束密度が
7.5kG以上で、組成を選択することにより11.5kG
程度になり、さらに、結晶化温度約460℃以上で、
組成を選択することにより、結晶化温度は約550
℃程度になる。
なお、本発明に用いる非晶質磁性合金に若干の
不純物あるいは添加物が含まれる場合も本発明の
効果は変わらない。
不純物あるいは添加物が含まれる場合も本発明の
効果は変わらない。
次に、本発明のCo−Nb−Zr系非晶質磁性合金
を用いた磁気ヘツドの一例を示す。Mn−Znフエ
ライトを基板として高周波スパツタリング法によ
り、アルゴ圧５×10-3TorrにてCo84.5％、Nb13
％、Zr2.5％の組成を有する非晶質磁性合金を約
20μｍの厚さに被着し、本発明者らの発明になる
第３図に示した複合磁気ヘツドを作製した（特願
昭57−36413号参照）。図において、１は基板とし
たMn−Znフエライト単結晶、２は非晶質磁性合
金膜、３に接合用ガラス、４は巻線窓、５は作動
ギヤツプである。ヘツド各部の寸法は、テープ摺
動面６におけるフエライトの先端角度αが60°、
トラツク幅ｔが28μｍ、コア厚Ｔが140μｍ、コア
ア幅Ｗが２mm、コア高さＬが1.7mm、ギヤツプ長
が0.3μｍ、ギヤツプ深さが45μｍである。Mn−
Znフエライト単結晶の磁気ヘツドにおける方位
は、磁気ヘツド側面７がほぼ｛110｝面になるよ
うにし、｛110｝面内における＜100＞方向とギヤ
ツプ形成面８とのなす角θが第３図のように25°
となるようにした。使用した非晶質磁性合金膜２
の磁気特性は、飽和磁束密度9.5kG、保磁力
0.2Oe、結晶化温度510℃、磁歪定数−0.3×10-6
である。磁気ヘツド半体を接合し、作動ギヤツプ
近傍の溝を埋めるための接合用ガラス３として
PbOを主成分とする低融点ガラスを用い、ガラス
による接合工程の作業温度を450℃とした。
を用いた磁気ヘツドの一例を示す。Mn−Znフエ
ライトを基板として高周波スパツタリング法によ
り、アルゴ圧５×10-3TorrにてCo84.5％、Nb13
％、Zr2.5％の組成を有する非晶質磁性合金を約
20μｍの厚さに被着し、本発明者らの発明になる
第３図に示した複合磁気ヘツドを作製した（特願
昭57−36413号参照）。図において、１は基板とし
たMn−Znフエライト単結晶、２は非晶質磁性合
金膜、３に接合用ガラス、４は巻線窓、５は作動
ギヤツプである。ヘツド各部の寸法は、テープ摺
動面６におけるフエライトの先端角度αが60°、
トラツク幅ｔが28μｍ、コア厚Ｔが140μｍ、コア
ア幅Ｗが２mm、コア高さＬが1.7mm、ギヤツプ長
が0.3μｍ、ギヤツプ深さが45μｍである。Mn−
Znフエライト単結晶の磁気ヘツドにおける方位
は、磁気ヘツド側面７がほぼ｛110｝面になるよ
うにし、｛110｝面内における＜100＞方向とギヤ
ツプ形成面８とのなす角θが第３図のように25°
となるようにした。使用した非晶質磁性合金膜２
の磁気特性は、飽和磁束密度9.5kG、保磁力
0.2Oe、結晶化温度510℃、磁歪定数−0.3×10-6
である。磁気ヘツド半体を接合し、作動ギヤツプ
近傍の溝を埋めるための接合用ガラス３として
PbOを主成分とする低融点ガラスを用い、ガラス
による接合工程の作業温度を450℃とした。
本実施例の磁気ヘツドでは、まず、トラツク幅
ｔに比べて、後部磁路の厚さを大きくすることが
できので、後部磁路の磁気抵抗が小さくなり記録
効率、再生効率が向上するものである。また、本
実施例の磁気ヘツドでは、Ｖ字形の非晶質磁性合
金膜２の両側面から、Ｖ字形の頂点にある作動ギ
ヤツプ５近傍へ磁束が集中して流れるような構造
となつているので、さらに記録効率、再生効率が
向上するものである。さらに本実施例の磁気ヘツ
ドでは、突起部上に形成されるＶ字形の非晶質磁
性合金膜２のミクロな構造を均質化することがで
きる。すなわち、スパツタリング法によりFe−
Al−Si系合金のような結晶質膜を基板上に形成
した場合には、磁性膜は柱状の形をした結晶粒に
より構成されるのでミクロ的に不均質となる。そ
して、基体ブロツクの突起部の傾斜した面に結晶
質の磁性膜を形成すると、基体ブロツクの表面の
凹凸の影響が大きいために磁性膜の結晶粒間に〓
間が生じる。この〓間は、磁気抵抗として働くの
で、磁性膜の磁気特性が著しく劣化する。しか
し、本実施例のヘツド構造においては、磁性膜は
結晶粒を持たない非晶質磁性合金であるのでこの
点極めて有利である。
ｔに比べて、後部磁路の厚さを大きくすることが
できので、後部磁路の磁気抵抗が小さくなり記録
効率、再生効率が向上するものである。また、本
実施例の磁気ヘツドでは、Ｖ字形の非晶質磁性合
金膜２の両側面から、Ｖ字形の頂点にある作動ギ
ヤツプ５近傍へ磁束が集中して流れるような構造
となつているので、さらに記録効率、再生効率が
向上するものである。さらに本実施例の磁気ヘツ
ドでは、突起部上に形成されるＶ字形の非晶質磁
性合金膜２のミクロな構造を均質化することがで
きる。すなわち、スパツタリング法によりFe−
Al−Si系合金のような結晶質膜を基板上に形成
した場合には、磁性膜は柱状の形をした結晶粒に
より構成されるのでミクロ的に不均質となる。そ
して、基体ブロツクの突起部の傾斜した面に結晶
質の磁性膜を形成すると、基体ブロツクの表面の
凹凸の影響が大きいために磁性膜の結晶粒間に〓
間が生じる。この〓間は、磁気抵抗として働くの
で、磁性膜の磁気特性が著しく劣化する。しか
し、本実施例のヘツド構造においては、磁性膜は
結晶粒を持たない非晶質磁性合金であるのでこの
点極めて有利である。
次に、本実施例の磁気ヘツドにおいては、磁路
を構成する非晶質磁性合金膜２である磁性薄膜の
磁気異方性を最適化することができる。すなわ
ち、基板材料として磁性薄膜より熱膨張係数の小
さい材料を用いると、磁性薄膜には製造プロセス
中の過熱工程により熱応力が生じ、最終的に引張
り応力が残留する。本実施例の磁性薄膜はＶ字形
をしており、その長さ対幅の値は10ないし20の値
となつているが（第３図参照）、このような細長
い膜の場合、実効的な引張り応力は膜の長手方向
（第３図のＬの方向）に加わる。ここで、磁性膜
の磁歪定数が０でないと、磁性膜は応力と磁歪に
よる磁気異方性を生じる。磁歪定数が正の場合に
は応力の方向、すなわち膜の長手方向が磁化容易
方向となる。一般に磁性膜においては、磁化容易
方向の透磁率が小さいので、熱膨張係数の小さい
基板と、磁歪定数正の磁性膜を組み合わせると、
磁気ヘツド内の磁束の流れの方向の透磁率が小さ
くなり、記録再生特性が劣化してしまう。従つ
て、第３図に示すように、磁性膜の長手方向に記
録媒体からの磁束が導入されるような構造のヘツ
ドにおいては、熱膨張係数の小さい基板と、本発
明で規定する組成範囲を有する磁歪定数負の非晶
質磁性合金よりなる磁性膜を組み合わせることで
顕著な効果を奏するものである。
を構成する非晶質磁性合金膜２である磁性薄膜の
磁気異方性を最適化することができる。すなわ
ち、基板材料として磁性薄膜より熱膨張係数の小
さい材料を用いると、磁性薄膜には製造プロセス
中の過熱工程により熱応力が生じ、最終的に引張
り応力が残留する。本実施例の磁性薄膜はＶ字形
をしており、その長さ対幅の値は10ないし20の値
となつているが（第３図参照）、このような細長
い膜の場合、実効的な引張り応力は膜の長手方向
（第３図のＬの方向）に加わる。ここで、磁性膜
の磁歪定数が０でないと、磁性膜は応力と磁歪に
よる磁気異方性を生じる。磁歪定数が正の場合に
は応力の方向、すなわち膜の長手方向が磁化容易
方向となる。一般に磁性膜においては、磁化容易
方向の透磁率が小さいので、熱膨張係数の小さい
基板と、磁歪定数正の磁性膜を組み合わせると、
磁気ヘツド内の磁束の流れの方向の透磁率が小さ
くなり、記録再生特性が劣化してしまう。従つ
て、第３図に示すように、磁性膜の長手方向に記
録媒体からの磁束が導入されるような構造のヘツ
ドにおいては、熱膨張係数の小さい基板と、本発
明で規定する組成範囲を有する磁歪定数負の非晶
質磁性合金よりなる磁性膜を組み合わせることで
顕著な効果を奏するものである。
本発明の磁気ヘツドと特性を比較するために、
第４図に示した従来のMn−Znフエライト単結晶
を使用した磁気ヘツドを用いた。図において、９
はMn−Znフエライト単結晶、１０は充填ガラス
である。この磁気ヘツドの寸法は、トラツク幅
ｔ、コア厚Ｔ、コア幅Ｗ、コア高さＬ、ギヤツプ
長、ギヤツプ深さが前記の本発明の磁気ヘツドの
寸法と同様である。また、磁気ヘツドの側面１１
がMn−Znフエライト単結晶の｛110｝面にほぼ
一致し、｛110｝面内の＜100＞方向とギヤツプ形
成面１２とのなす角θを第４図のように25°とな
るようにした。またテープ摺動面１３における狭
トラツク部の長さｌを200μｍとした。
第４図に示した従来のMn−Znフエライト単結晶
を使用した磁気ヘツドを用いた。図において、９
はMn−Znフエライト単結晶、１０は充填ガラス
である。この磁気ヘツドの寸法は、トラツク幅
ｔ、コア厚Ｔ、コア幅Ｗ、コア高さＬ、ギヤツプ
長、ギヤツプ深さが前記の本発明の磁気ヘツドの
寸法と同様である。また、磁気ヘツドの側面１１
がMn−Znフエライト単結晶の｛110｝面にほぼ
一致し、｛110｝面内の＜100＞方向とギヤツプ形
成面１２とのなす角θを第４図のように25°とな
るようにした。またテープ摺動面１３における狭
トラツク部の長さｌを200μｍとした。
本発明の磁気ヘツドおよび、比較に用いたMn
−Znフエライト単結晶ヘツドに巻線を施してイ
ンダクタンスを測定した結果、両ヘツドともほぼ
同等のインダクタンスを示した。Hc1260Oeのメ
タルテープを用いて、テープとヘツドの相対速度
を5.8ｍ／ｓとした時のヘツドの記録再生出力を
第５図に示した。図に示すごとく、比較に用いた
従来のMn−Znフエライト単結晶ヘツドの記録再
生出力をOdBとした時、本発明の磁気ヘツドの
記録再生出力は１〜6MHzにおいて３〜17dBとい
う非常に大きな出力の増加が得られた。
−Znフエライト単結晶ヘツドに巻線を施してイ
ンダクタンスを測定した結果、両ヘツドともほぼ
同等のインダクタンスを示した。Hc1260Oeのメ
タルテープを用いて、テープとヘツドの相対速度
を5.8ｍ／ｓとした時のヘツドの記録再生出力を
第５図に示した。図に示すごとく、比較に用いた
従来のMn−Znフエライト単結晶ヘツドの記録再
生出力をOdBとした時、本発明の磁気ヘツドの
記録再生出力は１〜6MHzにおいて３〜17dBとい
う非常に大きな出力の増加が得られた。
なお、上記の構造の磁気ヘツド以外に本発明者
らの発明になる第６図に示した磁気ヘツド（特願
昭57−113880号参照）および第７図に示した磁気
ヘツド（特願昭57−56601号参照）を同様のCo−
Nb−Zr非晶質合金スパツタ膜を用いて作製した。
ここで１３は非晶質磁性合金膜、１４はMn−Zn
フエライト単結晶、１５は非磁性材、１６は接合
用ガラス、１７は巻線窓、１８は作動ギヤツプで
ある。これらの磁気ヘツドにおいても、Mn−Zn
フエライト単結晶を用いた従来の磁気ヘツドに比
較して大幅な出力の増加が得られた。
らの発明になる第６図に示した磁気ヘツド（特願
昭57−113880号参照）および第７図に示した磁気
ヘツド（特願昭57−56601号参照）を同様のCo−
Nb−Zr非晶質合金スパツタ膜を用いて作製した。
ここで１３は非晶質磁性合金膜、１４はMn−Zn
フエライト単結晶、１５は非磁性材、１６は接合
用ガラス、１７は巻線窓、１８は作動ギヤツプで
ある。これらの磁気ヘツドにおいても、Mn−Zn
フエライト単結晶を用いた従来の磁気ヘツドに比
較して大幅な出力の増加が得られた。
以上詳細に説明したごとく、本発明の非晶質磁
性合金を、基体材料（基板）上に高透時率材料膜
として形成してなる各種の磁気ヘツドにおいて、
上記の非晶質磁性合金を高透時率材料膜として用
いることにより極めて優れた効果が得られる。こ
の効果は、上記実施例で示した形状・構造のヘツ
ドに限られないことは明らかである。なお、この
高透磁率磁性材料膜は、少なくとも作動ギヤツプ
近傍には設けられているのが一般的である。さら
に、高速マグネトロンスパツタリング装置を用い
て、アルゴン圧５×10-3TorrにてCo83.5％、
Nb13％、Zr3.5％の組成を有する非晶質磁性合金
をMn−Znフエライト基板上に被着し、上記第３
図と同様の磁気ヘツドを作製した。この非晶質磁
性合金膜の磁気特性は、飽和磁束密度9.3kG、保
磁力0.2Oe、結晶化温度530℃、磁歪−0.2×10-6
であつた。この磁気ヘツドは上述した磁気ヘツド
と同様に、高保磁力メタルテープを用いた時の出
力が、従来のMn−Znフエライト単結晶を用いた
磁気ヘツドによる出力に比較して、１から6MHz
において３から17dB向上した。
性合金を、基体材料（基板）上に高透時率材料膜
として形成してなる各種の磁気ヘツドにおいて、
上記の非晶質磁性合金を高透時率材料膜として用
いることにより極めて優れた効果が得られる。こ
の効果は、上記実施例で示した形状・構造のヘツ
ドに限られないことは明らかである。なお、この
高透磁率磁性材料膜は、少なくとも作動ギヤツプ
近傍には設けられているのが一般的である。さら
に、高速マグネトロンスパツタリング装置を用い
て、アルゴン圧５×10-3TorrにてCo83.5％、
Nb13％、Zr3.5％の組成を有する非晶質磁性合金
をMn−Znフエライト基板上に被着し、上記第３
図と同様の磁気ヘツドを作製した。この非晶質磁
性合金膜の磁気特性は、飽和磁束密度9.3kG、保
磁力0.2Oe、結晶化温度530℃、磁歪−0.2×10-6
であつた。この磁気ヘツドは上述した磁気ヘツド
と同様に、高保磁力メタルテープを用いた時の出
力が、従来のMn−Znフエライト単結晶を用いた
磁気ヘツドによる出力に比較して、１から6MHz
において３から17dB向上した。
このように、高速マグネトロンスパツタリング
法により作製した非晶質磁性合金および該合金を
用いた磁気ヘツドは、高周波２極スパツタリング
法により作製した非晶質磁性合金および該合金を
用いた磁気ヘツドとほぼ同等の特性を有するが、
非晶質磁性合金膜の形成速度において高速マグネ
トロンスパツタリング法を用いる方が約６〜12倍
速いという利点がある。
法により作製した非晶質磁性合金および該合金を
用いた磁気ヘツドは、高周波２極スパツタリング
法により作製した非晶質磁性合金および該合金を
用いた磁気ヘツドとほぼ同等の特性を有するが、
非晶質磁性合金膜の形成速度において高速マグネ
トロンスパツタリング法を用いる方が約６〜12倍
速いという利点がある。
以上のように、本発明の非晶質磁性合金を用い
た磁気ヘツドは、従来の作動ギヤツプ近傍にMn
−Znフエライトを用いた磁気ヘツドよりもヘツ
ド特性が優れており、本発明の効果が確認され
た。
た磁気ヘツドは、従来の作動ギヤツプ近傍にMn
−Znフエライトを用いた磁気ヘツドよりもヘツ
ド特性が優れており、本発明の効果が確認され
た。
第１図は本発明を説明するためのCo−Nb−Zr
系非晶質磁性合金の組成と各種特性の関係を示す
三角図、第２図は本発明のCo−Nb−Zr系非晶質
磁性合金の組成範囲を示す三角図、第３図は本発
明の非晶質磁性合金を用いた磁気ヘツドを示す斜
視図、第４図はヘツド特性の比較のために用いた
Mn−Znフエライト単結晶を用いた磁気ヘツドを
示す斜視図、第５図は本発明の非晶質磁性合金を
用いた磁気ヘツドの特性を示すグラフ、第６図お
よび第７図は本発明の非晶質磁性合金を用いた他
の磁気ヘツドを示す斜視図である。 １，９，１４……Mn−Znフエライト単結晶、
２，１３……非晶質磁性合金膜、３，１６……接
合用ガラス、４，１７……巻線窓、５，１８……
作動ギヤツプ、１０……充填ガラス。
系非晶質磁性合金の組成と各種特性の関係を示す
三角図、第２図は本発明のCo−Nb−Zr系非晶質
磁性合金の組成範囲を示す三角図、第３図は本発
明の非晶質磁性合金を用いた磁気ヘツドを示す斜
視図、第４図はヘツド特性の比較のために用いた
Mn−Znフエライト単結晶を用いた磁気ヘツドを
示す斜視図、第５図は本発明の非晶質磁性合金を
用いた磁気ヘツドの特性を示すグラフ、第６図お
よび第７図は本発明の非晶質磁性合金を用いた他
の磁気ヘツドを示す斜視図である。 １，９，１４……Mn−Znフエライト単結晶、
２，１３……非晶質磁性合金膜、３，１６……接
合用ガラス、４，１７……巻線窓、５，１８……
作動ギヤツプ、１０……充填ガラス。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 基体ブロツク上に被着した非晶質磁性合金に
よつて、少なくとも磁路の一部が構成されている
複合型磁気ヘツドにおいて、該磁気ヘツドは上記
非晶質磁性合金の長手方向に記録媒体からの磁束
が導入されるように構成し、上記非晶質磁性合金
は、Co、Nb、Zrを含有し、これら三元素の合計
量を100とし、三角図で示したときに、各元素の
含有量が原子比率で（81％Co、14％Nb、５％
Zr）、（88％Co、９％Nb、３％Zr）、（86.5％Co、
12.5％Nb、１％Zr）、（81％Co、18％Nb、１％
Zr）の各点を結んだ直線で囲まれた範囲内にあ
る組成のCo−Nb−Zr系非晶質磁性合金であるこ
とを特徴とする複合型磁気ヘツド。 ２ 前記複合型磁気ヘツドの基体ブロツクを一対
有し、かつ該基体ブロツク上に被着した非晶質磁
性合金同志をガラスによつて接合して作動ギヤツ
プを構成し、上記ガラスの融点が上記非晶質磁性
合金の結晶化温度以下であることを特徴とする特
許請求の範囲第１項記載の複合型磁気ヘツド。 ３ 前記複合型磁気ヘツドは、先端から離れるほ
どその幅が広くなつている突起部を持つ２個の基
体ブロツクを有し、上記基体ブロツクの突起部そ
れぞれの少なくとも一側面上に上記非晶質磁性合
金が被着され、上記突起部の先端部近傍において
作動ギヤツプを介して上記非晶質磁性合金が相対
峙してなることを特徴とする特許請求の範囲第１
項または第２項記載の複合型磁気ヘツド。 ４ 前記Co−Nb−Zr系非晶質磁性合金は、Co、
Nb及びZrの含有量が原子比率で（83％Co、13％
Nb、４％Zr）、（86％Co、11％Nb、３％Zr）、
（85％Co、13％Nb、２％Zr）、（83％Co、15％
Nb、２％Zr）の各点を結んだ直線で囲まれた範
囲内にあることを特徴とする特許請求の範囲第１
項ないし第３項のいずれか１項記載の複合型磁気
ヘツド。 ５ 前記２個の基体ブロツクの突起部の両側面上
に、非晶質磁性合金が被着されていることを特徴
とする特許請求の範囲第２項ないし第４項のいず
れか１項記載の複合型磁気ヘツド。 ６ 前記非晶質磁性合金を被着する基体ブロツク
の熱膨張係数は、上記非晶質磁性合金よりも小で
あることを特徴とする特許請求の範囲第１項ない
し第５項のいずれか１項記載の複合型磁気ヘツ
ド。 ７ 前記非晶質磁性合金の磁歪定数は負であるこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項ないし第６
項のいずれか１項記載の複合型磁気ヘツド。 ８ 前記基体ブロツク上に被着した非晶質磁性合
金は、ほぼ長方形の形状を有することを特徴とす
る特許請求の範囲第１項ないし第７項のいずれか
１項記載の複合型磁気ヘツド。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58065276A JPS59193235A (ja) | 1983-04-15 | 1983-04-15 | 複合型磁気ヘッド |
| EP84302537A EP0122792B1 (en) | 1983-04-15 | 1984-04-13 | Amorphous magnetic alloy of co-nb-zr system and magnetic head made from the same |
| DE8484302537T DE3483278D1 (de) | 1983-04-15 | 1984-04-13 | Amorphe magnetische legierung des co-nb-zr systems und magnetkopf aus dieser legierung. |
| KR1019840001952A KR910009970B1 (ko) | 1983-04-15 | 1984-04-13 | Co-Nb-Zr계 비정질 자성합금 및 이를 사용한 자기헤드 |
| US07/217,979 US4972285A (en) | 1983-04-15 | 1988-07-12 | Amorphous magnetic alloy of Co-Nb-Zr system and magnetic head made from the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58065276A JPS59193235A (ja) | 1983-04-15 | 1983-04-15 | 複合型磁気ヘッド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59193235A JPS59193235A (ja) | 1984-11-01 |
| JPH0536496B2 true JPH0536496B2 (ja) | 1993-05-31 |
Family
ID=13282235
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58065276A Granted JPS59193235A (ja) | 1983-04-15 | 1983-04-15 | 複合型磁気ヘッド |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4972285A (ja) |
| EP (1) | EP0122792B1 (ja) |
| JP (1) | JPS59193235A (ja) |
| KR (1) | KR910009970B1 (ja) |
| DE (1) | DE3483278D1 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5224001A (en) * | 1989-11-29 | 1993-06-29 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Magnetic head |
| US6132891A (en) * | 1990-11-08 | 2000-10-17 | Sony Corporation | Amorphous soft magnetic material |
| US5087297A (en) * | 1991-01-17 | 1992-02-11 | Johnson Matthey Inc. | Aluminum target for magnetron sputtering and method of making same |
| US5590008A (en) * | 1991-04-25 | 1996-12-31 | Hitachi, Ltd. | Magnetic disc unit having a plurality of magnetic heads which include multilayer magnetic films |
| EP0650628B1 (en) * | 1992-07-17 | 1997-09-24 | Ampex Systems Corporation | Composite metal and ferrite head transducer and manufacturing method therefor |
| KR950011125B1 (ko) * | 1992-10-30 | 1995-09-28 | 엘지전자주식회사 | 자기헤드의 제조방법 |
| US5602473A (en) * | 1994-02-18 | 1997-02-11 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Method and apparatus for analysis of magnetic characteristics of magnetic device, magnetic head, and magnetic recording and reproducing apparatus |
| JP4142753B2 (ja) * | 1996-12-26 | 2008-09-03 | 株式会社東芝 | スパッタターゲット、スパッタ装置、半導体装置およびその製造方法 |
| US20040032010A1 (en) * | 2002-08-14 | 2004-02-19 | Kools Jacques Constant Stefan | Amorphous soft magnetic shielding and keeper for MRAM devices |
| JP7608926B2 (ja) * | 2021-03-26 | 2025-01-07 | 株式会社レゾナック | 磁気センサ |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3049906A1 (en) * | 1979-09-21 | 1982-03-18 | Hitachi Ltd | Amorphous alloys |
| JPS5684439A (en) * | 1979-12-13 | 1981-07-09 | Takeshi Masumoto | Cobalt based amorphous alloy having small magnetic strain and high permeability |
| JPS56124112A (en) * | 1980-03-06 | 1981-09-29 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Magnetic head |
| JPS56169214A (en) * | 1980-06-02 | 1981-12-25 | Nippon Hoso Kyokai <Nhk> | Magnetic head |
| JPS5789450A (en) * | 1980-11-21 | 1982-06-03 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Amorphous magnetic alloy |
| JPS57155339A (en) * | 1981-03-20 | 1982-09-25 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Magnetic head and production thereof |
| JPS57162116A (en) * | 1981-03-30 | 1982-10-05 | Hitachi Ltd | Compound magnetic head and its manufacture |
| JPS5855557A (ja) * | 1981-09-29 | 1983-04-01 | Takeshi Masumoto | 鉄族系非晶質合金 |
| JPS5884957A (ja) * | 1981-11-14 | 1983-05-21 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 非晶質磁性合金 |
| JPS58118015A (ja) * | 1981-12-29 | 1983-07-13 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 磁気ヘツド |
| US4578728A (en) * | 1981-12-09 | 1986-03-25 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Magnetic head |
| JPS5898824A (ja) * | 1981-12-09 | 1983-06-11 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 磁気ヘツド |
| JPS58147538A (ja) * | 1982-02-25 | 1983-09-02 | Hiroyasu Fujimori | スパツタ非晶質磁性材料及びその製造方法 |
| JPS5998314A (ja) * | 1982-11-26 | 1984-06-06 | Seiko Epson Corp | 薄膜磁気ヘツド |
-
1983
- 1983-04-15 JP JP58065276A patent/JPS59193235A/ja active Granted
-
1984
- 1984-04-13 DE DE8484302537T patent/DE3483278D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1984-04-13 KR KR1019840001952A patent/KR910009970B1/ko not_active Expired
- 1984-04-13 EP EP84302537A patent/EP0122792B1/en not_active Expired
-
1988
- 1988-07-12 US US07/217,979 patent/US4972285A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4972285A (en) | 1990-11-20 |
| EP0122792A2 (en) | 1984-10-24 |
| EP0122792B1 (en) | 1990-09-26 |
| JPS59193235A (ja) | 1984-11-01 |
| EP0122792A3 (en) | 1985-06-19 |
| DE3483278D1 (de) | 1990-10-31 |
| KR910009970B1 (ko) | 1991-12-07 |
| KR840008465A (ko) | 1984-12-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4559572A (en) | Magnetic head and method of fabricating same | |
| US4411716A (en) | Amorphous alloys for magnetic head core and video magnetic head using same | |
| JPH0536496B2 (ja) | ||
| US5585984A (en) | Magnetic head | |
| US5663857A (en) | Magnetic head | |
| US5038242A (en) | Magnetic head containing a barrier layer | |
| EP0442760A2 (en) | Soft magnetic alloy films and magnetic heads using the same | |
| CA1261177A (en) | Amorphous soft magnetic thin film | |
| JPS6236283B2 (ja) | ||
| JP3127075B2 (ja) | 軟磁性合金膜と磁気ヘッドおよび軟磁性合金膜の熱膨張係数の調整方法 | |
| JPH0827908B2 (ja) | 磁気ヘッド | |
| JP2523854B2 (ja) | 磁気ヘッド | |
| JPH05114530A (ja) | 軟磁性合金膜の製造方法および磁気ヘツドの製造方法 | |
| KR940005554B1 (ko) | 자기헤드 | |
| JPH01143311A (ja) | 軟磁性積層膜 | |
| JPS63112809A (ja) | 磁気ヘツド | |
| KR950011127B1 (ko) | 자기헤드 | |
| KR100193703B1 (ko) | 연자성합금막과 자기헤드 및 연자성합금막의 제조방법 | |
| JPH0555036A (ja) | 軟磁性薄膜およびその製造方法、軟磁性多層膜およびその製造方法ならびに磁気ヘツド | |
| JPH05226151A (ja) | 磁気ヘッド用高飽和磁束密度・高耐熱性を有する軟磁性合金膜及び磁気ヘッド。 | |
| JPH0565925B2 (ja) | ||
| JPH03132004A (ja) | Ｆｅ―Ｔａ―Ｃ系磁性膜および磁気ヘッド | |
| JPH0654531B2 (ja) | 磁気ヘツド | |
| JPH0468682B2 (ja) | ||
| JPH0376102A (ja) | 多層磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッド |