JPH0565042B2

JPH0565042B2 -

Info

Publication number: JPH0565042B2
Application number: JP62206064A
Authority: JP
Inventors: Toshiaki Wada; Masateru Nose
Original assignee: Sumitomo Special Metals Co Ltd
Current assignee: Proterial Ltd
Priority date: 1987-08-19
Filing date: 1987-08-19
Publication date: 1993-09-16
Also published as: JPS6449209A

Description

【発明の詳細な説明】

利用産業分野この発明は、特に磁気ヘツドに用いるのに好適
な高透磁率、高磁束密度を有する軟磁性膜の製造
方法に係り、所謂センダスト合金薄膜と同等の軟
磁気特性を有し、センダスト合金薄膜より高い飽
和磁束密度を有する軟磁性膜が容易に得られる製
造方法に関する。背景技術近年、磁気記録における技術的発展は目覚まし
く、特に記録密度の向上は著しいものがある。例えば、オーデイ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、所謂メタルテ
ープや、強磁性金属材料を真空薄膜形成技術によ
りベースフイルム上に直接被着した、所謂蒸着テ
ープ等が開発され、各分野で実用化されている。ところで、このような高抗磁力を有する磁気記
録媒体の特性を発揮させるためには、磁気ヘツド
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、同一の磁気ヘツドで再生を行なお
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。例えば、従来、磁気ヘツドのコア材料として多
用されているフエライト材では飽和磁束密度が低
く、また、パーマロイでは耐摩耗性に問題があ
る。そこで上述の諸要求を満たすコア材料として、
Fe−Al−Si系合金からなる所謂センダスト合金
が好適であると考えられ、すでに実用に供されて
いる。しかしながら、このセンダスト合金のように軟
磁気特性に優れた材料においては、磁歪λsと結
晶磁気異方性Ｋが共に零付近であることが望まし
く、磁気ヘツドに使用可能な材料組成はこれら両
者の値を考慮して決められる。従つて、飽和磁束密度もこの組成に対応して一
義的に決まり、センダスト合金の場合、10〜
11kGが限界である。また、上記センダスト合金に代る材料として、
高周波数領域での透磁率の低下が少なく高飽和磁
束密度を有する非晶質、所謂アモルフアス磁性合
金材料が開発されている。しかし、この非晶質磁性合金材料でも飽和磁束
密度は12kG程度であり、また、熱的に不安定で
結晶化の可能性が大きいため、500℃以上の温度
を長時間加えることはできず、例えば、ガラス融
着のように各種熱処理が必要な磁気ヘツドに使用
するには、製造工程上、種々の制限が生じてい
た。これらの問題に対して、Fe−Ｃ膜やFe−Si膜
とパーマロイ膜との積層膜が提案（インターマグ
カンフアレンス1987ダイジエストDD−08）され
ているが、軟磁気特性が不十分である等の問題が
残されている。発明の目的この発明は、磁気記録における高品質化、高記
録密度化を図るための磁気記録媒体の高抗磁力化
の試みも、従来のコア材料を用いる限り飽和磁束
密度の限界から自ずと制約を受けている現状に鑑
み、センダスト合金と同程度の軟磁気特性（透磁
率や抗磁力等）を有し、センダストよりも高い飽
和磁束密度を有する軟磁性薄膜を提供することを
目的とする。発明の概要この発明は、すぐれた特性を有する軟磁性膜を
目的に種々検討した結果、基板上にｂc.c.構造を有
する強磁性のFeまたはFe合金膜（ただし、Fe−
Si合金膜を除く）を成膜した後、該膜上に該膜に
対する膜厚比が1.5倍以上となるようにFe−Al−
Si合金膜を積層成膜し、少なくとも前記２層以上
の複合金属磁性膜とし、さらに適切な熱処理を施
すことにより、センダスト合金と同程度の軟磁気
特性（透磁率や抗磁力等）を有し、センダストよ
りも高い飽和磁束密度を有する軟磁性薄膜が得ら
れることを知見し、この発明を完成したものであ
る。この発明は、基板上に、ｂc.c.構造を有する強磁性のFeまた
はFe合金膜（ただし、Fe−Si合金膜を除く）を
成膜した後、該膜上にFe−Al−Si合金膜を積層
成膜し、あるいはさらに前記積層膜上にｂc.c.構造
を有する強磁性のFeまたはFe合金膜とFe−Al−
Si合金膜を順次交互に積層し、前記FeまたはFe
合金膜に対するFe−Al−Si合金膜の膜厚比が1.5
倍以上となるように積層成膜して少なくとも前記
２層以上の複合金属磁性膜となした後、300℃〜
800℃、１分〜100時間の熱処理を行なうことを特
徴とする軟磁性膜の製造方法である。詳述すれば、この発明は、スパツタ法、蒸着
法、イオンプレーテイング法等、公知の薄膜形成
法を用いて、各種の基板上に、まずbcc構造を有
する強磁性のFeまたはFe合金膜（ただし、以下
の記載において特別の指示がない限りFe−Si合
金膜はFe合金膜から除くこととする）を成膜し、
その膜上にFe−Al−Si合金膜を成膜積層し、さ
らに必要に応じ前記積層膜上にbcc構造を有する
強磁性のFeまたはFe合金膜とFe−Al−Si合金膜
を順次交互に成膜積層するとともに、前記Feま
たはFe合金膜に対するFe−Al−Si合金膜の膜厚
比を1.5倍以上となるようにかつ所要の厚みで少
なくとも２層以上の複合金属磁性膜となした後、
用途、膜厚み、積層構造及び厚み比率等に応じて
適宜選定した300℃〜800℃、１分〜100時間の熱
処理を行なうことにより、センダスト合金と同程
度の軟磁気特性（透磁率や抗磁力等）を有し、セ
ンダストよりも高い飽和磁束密度を有する軟磁性
薄膜を得ることを要旨とする。この発明による軟磁性膜は、積層構造の金属磁
性体を特徴とするもので、bcc構造を有する強磁
性のFeまたはFe合金膜とFe−Al−Si系合金膜と
からなる二層以上の多層構造膜はもちろんのこ
と、成膜時または成膜後の熱処理により生成され
る各膜間の拡散層を有する膜構造の場合も含む。この発明において、軟磁性薄膜を積層成膜する
基板には、用途に応じて、Ni−Znフエライトや
Mn−Znフエライトなどの単結晶フエライト、
HIP処理された焼結フエライトの他、Al₂O₃−
TiC複合セラミツクスや、ZrO₂、Si₃N₄等の各種
セラミツクス並びにガラス、結晶化ガラス等の公
知のあらゆる基板が利用できる。かかる基板表面に、bcc構造を有する強磁性の
FeまたはFe系合金薄膜とさらにその上にFe−Al
−Si系合金薄膜を成膜するが、その被着方法とし
ては、各種スパツタリング法、真空蒸着、イオン
プレーテイング等の公知の気相成膜方法が利用で
きる。この発明において、軟磁性膜の積層構成は、金
属磁性体が基板表面に被着されるbcc構造を有す
る強磁性のFeまたはFe系合金薄膜とさらにその
上に被着されるFe−Al−Si系合金薄膜との二層
以上の積層構成であり、かつFeまたはFe合金膜
に対するFe−Al−Si合金膜の各膜厚比を1.5倍以
上とすれば、いかなる積層数、積層厚み比の積層
構成も利用できる。従つて、多層構造の場合の各
層の積層厚み比を一定にする必要もなく、また、
最上層の膜は必ずしもFe−Al−Si系合金薄膜で
ある必要もない。積層構成中の全Fe−Al−Si系合金薄膜のFeま
たはFe合金膜に対する膜厚比が、1.5倍未満であ
ると、高透磁率、低保磁力が得られないため、少
なくとも1.5倍の厚みが必要で、好ましくは２倍
以上である。熱処理温度は300℃以上、800℃以下が好まし
く、さらに400℃以上、600℃以下がより好まし
い。処理時間は１分以上、100時間以下が好まし
く、さらには10分以上、10時間以下がより好まし
い。発明の効果この発明方法により、所要の基板上に、Fe−
Al−Si合金膜と同等またはそれ以上の軟磁気特
性（透磁率、保磁力）を有し、かつFe−Al−Si
合金膜以上の飽和磁束密度を有する軟磁性膜が得
られる。従つて、この発明による軟磁性膜を、MIGヘ
ツドの如き強磁性酸化物磁気コアの磁気ギヤツプ
面に形成したり、あるいは薄膜ヘツドの磁極等各
種磁気ヘツドに用いることにより、高保磁力の媒
体に適用でき、高記録密度が得られる。かかる効果が得られる理由を詳述する。前述した如く、Fe−Al−Si合金膜において優
れた軟磁気特性を得るためには、磁歪λsと結晶
磁気異方性Ｋが共に零付近であることが望まし
い。従つて、軟磁性膜として使用される組成範囲
がλsとＫから限られるために、得られる飽和磁
束密度は高々10〜11kG以下であつた。一方、bcc構造を有する強磁性のFeまたはFe合
金においては、飽和磁束密度が10kG以上のもの
は容易に得られる。例えば、純Fe膜は約22kG、Fe−50％Co合金膜
では12kGの高い飽和磁束密度が得られる。また、
Fe−Ｎ合金膜では28kGもの高い飽和磁束密度が
得られることが知られ、その他、Fe−Si、Fe−
Ni合金等の膜でも15〜18kGの飽和磁束密度が得
られることが知られている。しかし、これらの合金膜はいずれも単層膜では
十分に高い透磁率、低い保磁力が得られない。例
えば、スパツタ法で得られたbcc構造を有する強
磁性のFe膜は、保磁力が約10Oeと高く、透磁率
も数百以下である。これでは磁気ヘツド等に用いる軟磁性膜として
は不十分であるため、従来はbcc構造を有する強
磁性のFeまたはFe合金を、そのまま軟磁性膜と
して用いる試みは行なわれておらず、パーマロイ
やSiO₂の膜との積層構造によりFeの軟磁気特性
を向上させる試みが行なわれているにすぎなかつ
た。また、Fe−Al−Si合金膜も、１〜数μｍ程度
の厚みでは優れた軟磁気特性が得られるが、数千
Å以下になると磁気特性が著しく劣化することが
知られている。従つて、Fe−Al−Si系合金膜とFeまたはFe系
合金膜を組み合わせることも、従来全く考えられ
ていなかつた。そこで、数千Å以下のFe−Al−Si合金膜につ
いて、本発明者らが種々検討した結果、すぐれた
軟磁気特性が得られないのは、成膜初期において
結晶配向が乱れ易くなり、熱処理を行なつても結
晶面の配向が十分起り難いためであると想定し
た。一方、Fe−Al−Si合金膜をbcc構造を有するFe
またはFe合金膜の上に所定の膜厚比（Fe−Al−
Si合金膜の膜厚／FeまたはFe合金膜の膜厚≧
1.5）で成膜した場合、Fe−Al−Si合金膜が下地
となるFeまたはFe合金膜の結晶配向に沿つて成
膜され、結晶配向の乱れが少なくなり、所要の熱
処理によつて容易に難磁気特性が向上すると考え
られる。また、前記FeまたはFe合金膜は、Fe−Al−Si
合金膜との磁気的相互作用により従来得られなか
つたようなすぐれた軟磁気特性を発揮する。従つて、かかるbcc構造を有するFeまたはFe合
金膜上に該Fe又はFe合金膜に対して膜厚比が1.5
倍以上のFe−Al−Si合金膜を積層し適切な熱処
理を施せば、Fe−Al−Si合金膜と同等またはそ
れ以上の軟磁気特性とFe−Al−Si系合金膜以上
の飽和磁束密度を有する軟磁性膜が容易に得られ
るのである。発明の好ましい実施態様組成等この発明において、FeまたはFe合金膜は、前
述の如く、Fe−Al−Si系合金膜の成膜初期層の
結晶配向を促す目的のために、まず、bcc構造で
あること、そしてFeまたはFe合金膜自体が強磁
性であることが必要である。また、その飽和磁束密度Bsは、膜全体の飽和
磁束密度をセンダストより高くするためには少な
くとも10kG以上必要であり、望ましくは14kG以
上、さらに望ましくは18kG以上が良い。保磁力は、数10Oe以下であれば使用可能であ
るが、好ましくは数Oe以下が良い。このFeまたはFe系合金膜の組成としては、Fe
と不可避な不純物からなるいわゆる純Feでも良
く、また、主成分をFeとし、副成分としてCo、
Ni、Cu、Mn、Cr、Ｖ、Mo、Nb、Zr、Ｗ、
Ta、Hf、Ｙ、Ｂ、Ｃ、Al、Ru、Rh、Pd、Pt、
希土類元素の少なくとも１種以上と、不可避な不
純物を含有するFe合金膜でも良い。しかし、これら副成分の濃度は、前記のbcc構
造と強磁性の条件を満足する範囲を適宜選定する
必要がある。例えば、Feを添加したFe−Ni合金
の場合、Niを約50％以上含有し、fcc構造を有す
る所謂パーマロイといわれる合金膜は、センダス
ト膜の初期層の結晶配向を促すことができないた
め不適当である。また、Ｂ、Zr、Hf等の非晶質形成元素を、お
よそ10原子％〜20原子％添加すると非晶質Fe合
金膜が形成されるので、これも不適当である。また、Cr、Ｖ、Mo、Nb、Zr、Ｗ、等の元素
は、Fe合金膜の飽和磁束密度を著しく低下させ
るため、飽和磁束密度が10kG以下にならないよ
うに濃度を定める必要がある。従つて、前記の副成分の元素は各元素毎に、あ
るいは組み合わせて添加する際に、前述の条件を
満足するFeまたはFe合金膜が形成されるか否か、
公知の技術及び知見によりその濃度を決定すれば
良い。また、Fe−Ai−Si系合金薄膜は、所謂センダ
スト合金であり、従来より複合型及び薄膜磁気ヘ
ツドに多用されており、磁気ヘツドの用途等に応
じて、公知の組成が適宜選定し得るが、３〜
10wt％Al、６〜15wt％Si、80〜90wt％Feの範囲
の合金を用いることができ、また、必要に応じ
て、Cr、Ti、Ta、Ni、Co、Mo、Zr、希土類元
素などを添加するのも良い。製造条件基板表面に、bcc構造を有する強磁性のFeまた
はFe系合金薄膜とさらにその上にFe−Al−Si系
合金薄膜を積層成膜するが、その被着方法として
は、前述の如く各種スパツタリング法、真空蒸
着、イオンプレーテイング、等の公知の気相成膜
方法が利用できる。好ましい被着条件としては、いずれの方法にお
いても、到達真空度は高い程好ましく、少なくと
も10^-6Torr台以下の高真空にする必要があり、
望ましくは２×10^-6Torr以下、さに望ましくは
１×10^-6Torr以下が良い。スパツタリング法を用いる場合には、アルゴン
ガス等の不活性ガスをスパツタリングガスとして
用いるが、この圧力はスパツタ装置の構造によつ
て適宜選定すれば良い。例えば、マグネトロン式スパツタ装置の場合、
ガス圧は１×10^-3Torr〜20×10^-3Torrが好まし
く、さらに好ましくは２×10^-3Torr〜10×
10^-3Torrがよい。また、対向ターゲツト式スパツタ装置の場合ガ
ス圧は0.3×10^-3Torr〜８×10^-3Torrが好まし
い。また、基板温度は400℃以下が良いが、望まし
くは300℃以下が良い。さらに、被着形成するbcc構造を有する強磁性
のFeまたはFe系合金薄膜の膜厚は数Å〜数千Å
と薄いために、基板の表面状態、例えば、残留歪
応力や粗度等に強く影響され、磁気特性が悪化す
る可能性があるため、bcc構造を有する強磁性の
FeまたはFe系合金薄膜を被着する基板粗度を40
Å以下とすることが望ましい。この発明において、bcc構造有する強磁性のFe
またはFe合金膜とFe−Al−Si合金膜とからなる
金属磁性体厚みは、数百Å以上あれば所定の軟磁
性は得られるが、その用途に応じて適宜選定すれ
ば良い。例えば、垂直磁気記録用の薄膜ヘツド主磁極で
は0.1〜0.2μｍ、コンピユータ用長手記録の薄膜
ヘツド、あるいはMIGヘツドでは１〜数μｍ、
映像用ヘツドでは10〜20μｍである。さらに、この発明の特徴であるbcc構造を有す
るFeまたはFe系合金膜の１層当りの被着厚みは、
Fe−Al−Si合金膜の結晶配向を促す目的のため
には0.001μｍ以上必要で、好ましくは0.01μｍ以
上、さらに望ましくは0.03μｍ以上が好ましい。
しかし2μｍ以上の厚さになると金属磁性膜全体
の磁気特性が劣化するので2μｍ以下、望ましく
は1μｍ以下、さらに望ましくは0.5μｍ以下が良
い。また、Fe−Al−Si系合金膜の厚みは、高透磁
率、低保磁力を得るためには前記bcc構造を有す
るFeまたはFe系合金膜の１倍以上の厚さが必要
であり、望ましくは1.5倍以上、さらに望ましく
は２倍以上が良い。しかし、Fe−Al−Si合金膜がFeまたはFe合金
膜に比べて厚くすればする程、膜全体の飽和磁束
密度がFe−Al−Si合金膜のそれに近づく結果に
なるので、必要な飽和磁束密度に応じてFe−Al
−Si合金膜の膜厚を決める必要がある。複合金属磁性膜の好ましい積層構成としては、
基板−Fe−センダスト−Fe−センダスト（以下
Fe−センダストの繰り返し）の順である。しか
し、必ずしもセンダストを最上層とする必要はな
い。このようにして二層以上の多層に被着された金
属磁性膜の磁気特性を向上させる目的で必要に応
じた熱処理を行なう。熱処理は、成膜後所要の加工前に行なつても良
く、例えば、磁気ヘツド等の部品の形状に加工し
てから行なつても良い。さらにまた、磁気ヘツド
コアの半体対のボンデイング加工を行なう際にガ
ラス溶着のための加熱を熱処理と併用しても良
い。熱処理の温度と時間は、複合金属磁性膜の磁気
特性を向上させるのに十分な温度と時間を適宜選
定すると同時に、基板との熱膨張係数差、基板耐
熱性、各膜の厚さ、基板とFeまたはFe系合金膜
と、Fe−Al−Si系合金間との３者間の相互拡散
を同時に考慮して選定すべきであつて、使用した
基板及び金属磁性膜の組成によつて適宜選定する
必要がある。熱処理温度は、300℃未満では、応力の緩和が
不十分で十分に高い透磁率が得られないため好ま
しくなく、また800℃を越えると、基板と膜及び
膜間の相互拡散等により返つて磁気特性が劣化し
たり、膜の剥離が生じ安いため、300℃〜800℃が
好ましく、さらに400℃以上、600℃以下がより好
ましい。処理時間は、１分未満では、十分に高い透磁率
が得られないため好ましくなく、また100時間を
越えると、返つて磁気特性が劣化するため、１分
〜100時間が好ましく、さらには10分以上、10時
間以下がより好ましい。冷却速度は、熱処理温度、時間と同様に使用し
た基板及び複合金属磁性膜の組成や構成によつて
適宜選定する必要があるが、通常、１℃／hr以
上、10000℃／hr以下が好ましいが、50℃／hr〜
600℃／hrの範囲が好ましい。雰囲気は、金属磁性膜及び強磁性酸化物の磁気
特性を著しく劣化させるものでなければどのよう
な雰囲気でも良いが、真空または不活性ガスまた
は窒素ガス中が好ましく、特に10^-4Torr以上の
真空が好ましい。このようにして熱処理を行なつた場合、熱処理
温度及び時間との兼ね合いにより、分析機器で検
出し得る程度の相互拡散層が出来る場合がある。そして、熱処理条件によつては、FeまたはFe
合金膜とFe−Al−Si系合金膜との間で、ほとん
ど単層膜に近い状態にまで相互拡散が進行して
も、各膜の組成の選択によつてはすぐれた軟磁性
を有する場合もある。このような場合、この発明による軟磁性膜は、
基板とbcc構造を有する強磁性のFeまたはFe合金
及びFe−Al−Si系合金膜のそれぞれの境界面の
少なくとも一方における拡散層を含む構成とな
る。実施例実施例１基板に熱膨張係数110×10^-7の結晶化ガラスと、
熱膨張係数79×10^-7のAl₂O₃−TiC複合セラミツ
クスを用い、前記基板の主面上に、RF2極マグネ
トロンスパツタリング装置によつて、Al₂O₃膜を
10〜15μｍ厚みで被着形成した。各基板の一主面上のAl₂O₃膜を、メカノケミカ
ルポリツシユ法により高精度な平坦無歪面に仕上
げた。この際、タリステツプ表面段差測定器による測
定では、粗度20Å以下であつた。また、表面歪層
の除去状態は、エリプソメトリーによつて確認し
た。上記の無歪加工された各基板のAl₂O₃膜上に、
スパツタリング装置によつて、99.3％Fe膜を300
Å厚みで被着形成し、さらにFe−Al−Si膜を900
Å厚みに被着形成し、これを３回繰り返して、複
合金属磁性膜を積層成膜した。その後、複合金属磁性膜に450℃、１時間の熱
処理を施し、約50℃／Hrの炉冷を行つた。また、比較のため、結晶化ガラス基板のAl₂O₃
膜上に、スパツタリング装置によつて、Fe−Al
−Si膜を3600Å厚みに被着形成して単層の金属磁
性膜を設けた。得られた金属磁性膜の磁気特性は第１表のとお
りであつた。上記のスパツタ条件は下記のとおりである。ターゲツト＝Fe（0.6％Cr−0.1％Mn−Fe）セン
ダスト（Fe−6Al−10Si）真空度＝１×10^-6Torr Ar圧＝4.5ｍTorr 基板温度＝約70℃ パワー（RF）＝Fe；300w（２極スパツタ）＝Fe−Al−Si；500w（２極プレーナーマグネト
ロンスパツタ）

【表】実施例２基板に熱膨張係数93×10^-7の結晶化ガラスと、
実施例１と同一のAl₂O₃膜を設けた結晶化ガラス
を用い、実施例１と同一条件にて、上記の無歪加
工された結晶化ガラス上あるいは同基板のAl₂O₃
膜上に、スパツタリング装置によつて、99.3％Fe
膜を500Å厚みで被着形成し、さらにFe−Al−Si
膜を1300Å厚みに被着形成し、これを４回繰り返
して、複合金属磁性膜を積層成膜した。その後、複合金属磁性膜に450℃、１時間の熱
処理を施し、約50℃／Hrの炉冷を行つた。また、比較のため、実施例１と同様のAl₂O₃膜
を形成した結晶化ガラス基板上に、スパツタリン
グ装置によつて、Fe−al−Si膜を1.1μｍ厚みに被
着形成して単層の金属磁性膜を設けた。得られた金属磁性膜の磁気特性は第２表のとお
りであつた。

【表】実施例３ Mn−Zn単結晶フエライトからなる磁性基板の
一主面を、ダイヤモンドパウダーを用いて、鏡面
したのち、逆スパツタリングを施し、前記主面を
高精度な無歪面を仕上げた。この際、タリステツプ表面段差測定器による測
定では、粗度40Å以下であつた。また、表面歪層
の除去状態は、エリプソメトリーによつて確認し
た。上記の無歪加工された磁性基板の主面上に、
RF2極マグネトロンスパツタリング装置によつ
て、99.3％Fe膜を500Å厚みで被着形成し、さら
にFe−6Al−10Si膜を1500Å厚みに被着形成し、
これを８回繰り返して、1.6μｍ厚みの複合金属磁
性膜を積層成膜した。複合金属磁性膜の被着形成後、500℃×１時間
の熱処理を施し、100℃／Hrの炉冷を行つた。なお、前記のスパツタリング条件は、それぞれ
投入電力1kW、Arガス圧力５×10^-3Torrであつ
た。次に、前記基板上に磁気ギヤツプを形成するた
めのAl₂O₃膜をRF2極マグネトロンスパツタリン
グ装置にて、0.1μｍ厚みに被着形成した複合磁性
基板を得る。さらに、トラツクを形成するための
トラツク溝及び記録再生のための巻線用巻線溝を
多数形成した。さらに、複合磁性基板を所定寸法の複数の半体
状態に切り出し、巻線溝を有する半体と巻線溝を
有しない半体を、真空熱処理によつてガラスボン
デイングし、同時に、金属磁性膜の磁気特性を向
上させた後、スライシングし、所定寸法、形状と
なるように外形加工を施し、チツプ化した。次に、コンポジツトヘツド化し、電磁変換特性
を測定した。また、比較のために、従来法のFe−Al−Si膜
のみによるコンポジツトヘツドも作製し、電磁変
換特性を測定した。第１図は従来法およびこの発明によるコンポジ
ツトヘツドの再生波形の模式図であり、(a)は磁気
ギヤツプからの出力で、(b)はセンダスト膜と磁気
コア半体の間の磁気的不連続による疑似ギヤツプ
による出力である。出力比ｂ／ａの測定の結果、本発明のｂ／ａは
0.02、従来法のｂ／ａは0.2であり、この発明に
よるヘツドの場合の方は、疑似ギヤツプの効果は
実質的に問題とならない程度に著しく減少し、良
好な記録再生特性を有することが確認できた。また、この発明によるコンポジツトヘツドの再
生周波数特性のうねりは大幅に改善され、1dB以
下であつた。実施例４実施例１と同様の熱膨張係数110×10^-7の結晶
化ガラスにAl₂O₃膜を10〜15μｍ厚みで形成し、
表面を無歪加工した基板を用い、90％Fe−10％
Co膜をRF2極スパツタにより0.05μｍ厚みに被着
形成し、さらにFe−Al−Si膜を1.45μｍ厚みに形
成した。その後、この複合金属磁性膜に500℃、１時間
の熱処理を施し、約100℃／Hrの炉冷を行つた。また、比較のため、同等結晶化ガラス基板上
に、スパツタリング装置によつて、Fe−Al−Si
膜のみを1.5μｍ厚みに被着形成し、前記複合金属
磁性膜と同一条件で熱処理を行つた。なお、スパツタ条件は強磁性Fe合金膜用ター
ゲツトが異なる以外は実施例１と同一である。第
３表に透磁率を示す如く、Fe−Al−Si膜のみの
場合に比べ、倍以上の高い透磁率を示すことが分
かる。

【表】実施例５実施例４で用いた基板と同一基板に、Fe及び
Fe−Al−Si合金膜を種々の膜厚比にて被着形成
した後、450℃〜500℃、0.5〜１時間の熱処理を
施し、約50℃／Hrの炉冷を行つた。なお、スパツタ条件はFe膜形成用に99.9％Fe
ターゲツトを用いた以外は実施例１と同一であ
る。得られた複合磁性膜の磁気特性は第４表のとお
りであつた。第４表の結果から明らかなように、複合磁性膜
はFe−Al−Si膜のみに比較して、倍以上の高い
透磁率を示すことがわかる。

【表】

【表】【図面の簡単な説明】

第１図は磁気ヘツドの出力周波数特性の模式図
である。

Claims

【特許請求の範囲】

１基板上に、bcc構造を有する強磁性のFeまた
はFe合金膜（ただし、Fe−Si合金膜を除く）を
成膜した後、該膜上にFe−Al−Si合金膜を積層
成膜し、あるいはさらに前記積層膜上にbcc構造
を有する強磁性のFeまたはFe合金膜とFe−Al−
Si合金膜を順次交互に積層し、前記FeまたはFe
合金膜に対するFe−Al−Si合金膜の膜厚化が1.5
倍以上となるように積層成膜して少なくとも前記
２層以上の複合金属磁性膜となした後、300℃〜
800℃、１分〜100時間の熱処理を行なうことを特
徴とする軟磁性膜の製造方法。