JP2808796B2 - Soft magnetic thin film - Google Patents
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、Fe-N系の軟磁性薄膜に関するものであり、
特にその耐熱性の改善に関するものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION [Industrial Application Field] The present invention relates to an Fe-N-based soft magnetic thin film,
In particular, it relates to improvement of the heat resistance.
本発明は、Fe-N系材料に添加元素を加え同時に酸素を
導入することで、あるいは添加元素を特定の元素の組み
合わせとすることで、熱安定性に優れ、高飽和磁束密
度，低保磁力の軟磁性薄膜を提供しようとするものであ
る。The present invention provides excellent thermal stability, high saturation magnetic flux density, and low coercive force by adding an additive element to a Fe-N-based material and simultaneously introducing oxygen, or by combining the additive element with a specific element. To provide a soft magnetic thin film.
磁気記録の分野においては、高密度記録化，短波長記
録化が進められており、これに伴って磁気記録媒体には
高保磁力，高残留磁束密度を有することが要求され、一
方磁気ヘッド材には前記磁気記録媒体の特性を生かすべ
く高飽和磁束密度，高透磁率，低保磁力を有することが
要求される。In the field of magnetic recording, high-density recording and short-wavelength recording are being promoted, and accordingly, a magnetic recording medium is required to have a high coercive force and a high residual magnetic flux density. Is required to have a high saturation magnetic flux density, a high magnetic permeability, and a low coercive force in order to utilize the characteristics of the magnetic recording medium.
このような要求に応える軟磁性材料の一つとして、Fe
-N系材料が従来より知られており、これをスパッタリン
グ等の気相メッキ技術によって薄膜化して磁気ヘッドの
コア材として利用することが検討されている。One of the soft magnetic materials that meet such demands is Fe
-N-based materials have been known in the past, and it has been studied to use this as a core material of a magnetic head after thinning the same by a vapor phase plating technique such as sputtering.
ところが、Fe-N系の軟磁性薄膜は、熱安定性に劣ると
いう欠点を有する。磁気ヘッドの製造工程においては、
信頼性を確保するために高融点を有するガラスを用いた
融着工程が不可欠であり、この工程には高温の熱処理を
必要とすることから、前記欠点は大きな問題となる。However, Fe-N based soft magnetic thin films have a drawback of poor thermal stability. In the manufacturing process of the magnetic head,
In order to ensure reliability, a fusion step using glass having a high melting point is indispensable, and this step requires a high-temperature heat treatment.
このような状況から、Fe-N系の軟磁性薄膜の熱安定性
の改善に関しての研究も続けられており、例えば本願出
願人は、特開昭63-299219号において微量の第３元素を
導入することでFe-N系の軟磁性薄膜の熱安定性が改善さ
れることを開示した。Under such circumstances, research on the improvement of thermal stability of Fe-N based soft magnetic thin films has been continued. For example, the present applicant introduced a trace amount of a third element in Japanese Patent Application Laid-Open No. 63-299219. It is disclosed that the thermal stability of the Fe—N based soft magnetic thin film is improved by doing so.
ところで、磁気ヘッドを製造する上で融着に使用する
ガラスの融点は信頼性を確保する目的からなるべく高い
ことが好ましく、例えばバルク型の磁気ヘッドの場合、
通常550℃程度のガラス融着工程が採用されている。し
たがって、コア材として軟磁性薄膜を応用した場合に
も、同様に550℃程度のガラス融着工程が要望され、か
かる温度での熱処理後にも軟磁気特性に優れ高飽和磁束
密度を有する材料が要求されている。By the way, it is preferable that the melting point of glass used for fusion in manufacturing a magnetic head is as high as possible for the purpose of securing reliability. For example, in the case of a bulk type magnetic head,
Usually, a glass fusion process at about 550 ° C. is employed. Therefore, even when a soft magnetic thin film is applied as a core material, a glass fusion process at about 550 ° C is similarly required, and a material having excellent soft magnetic properties and a high saturation magnetic flux density even after heat treatment at such a temperature is required. Have been.
そこで本発明は、前述の従来の実情に鑑みて提案され
たものであって、Fe-N系の軟磁性薄膜の熱安定性のより
一層の改善を目的とし、例えば550℃程度のガラス融着
工程後にも優れた軟磁気特性，高飽和磁束密度を発揮す
る軟磁性薄膜を提供することを目的とする。Therefore, the present invention has been proposed in view of the above-described conventional circumstances, and aims to further improve the thermal stability of Fe-N-based soft magnetic thin films, for example, glass fusion at about 550 ° C. An object of the present invention is to provide a soft magnetic thin film exhibiting excellent soft magnetic characteristics and high saturation magnetic flux density even after the process.
本発明者等は、前述の目的を達成せんものと鋭意研究
を重ねた結果、添加元素の導入と同時に酸素を導入する
ことが熱安定性の改善に有効であり、さらには特定の添
加元素を２種類組み合わせて導入することが同様に熱安
定性の改善に有効であるとの知見を得るに至った。The present inventors have conducted intensive research on achieving the above object and as a result, it has been found that the introduction of oxygen simultaneously with the introduction of the additive element is effective for improving the thermal stability, and furthermore, the specific additive element It has been found that the introduction of a combination of the two types is similarly effective in improving the thermal stability.
本発明はこのような知見に基づいて完成されたもので
ある。The present invention has been completed based on such findings.
すなわち、本発明の第１の発明は、 (FeaMb)100-c-dNcOd（ただし、a,b,c,dは組成を原子
％として表し、ＭはSi,Al,B,Mg,Ca,Sr,Ba,Cr,Mn,Zr,Ti,
Mo,V,W,Hf,Ga,Ge,希土類元素の少なくとも１種を表
す。）なる組成式で表され、その組成範囲が 0.1≦ｂ≦５ ａ＋ｂ＝100 0.5≦ｃ≦15 0.1≦ｄ≦13 であることを特徴とするものである。That is, the first invention of the present invention relates to (Fe a M b ) 100-cd Nc O d (where a, b, c, d represent the composition as atomic%, and M represents Si, Al, B, Mg, Ca, Sr, Ba, Cr, Mn, Zr, Ti,
It represents at least one of Mo, V, W, Hf, Ga, Ge and rare earth elements. ), Wherein the composition range is 0.1 ≦ b ≦ 5 a + b = 100 0.5 ≦ c ≦ 15 0.1 ≦ d ≦ 13.
また、本発明の第２の発明は、 (FeeMI fMII g)100-hNh（ただし、e,f,g,hは組成を原子
％として表し、MIはAl,Ga,Ti,希土類元素のうちの少な
くとも１種を、MIIはNb,Ta,V,Zr,Hfのうちの少なくとも
１種をそれぞれ表す。）なる組成式で表され、その組成
範囲が 0.1≦ｆ≦2.5 0.1≦ｇ≦2.5 ｅ＋ｆ＋ｇ＝100 0.5≦ｈ≦15 であることを特徴とするものである。Further, the second invention of the present invention relates to (Fe e M I f M II g ) 100-h N h (where e, f, g, h represent the composition as atomic%, and M I represents Al, Ga , Ti, and at least one of rare earth elements, and M II represents at least one of Nb, Ta, V, Zr, and Hf.) The composition range is 0.1 ≦ f. .Ltoreq.2.5 0.1.ltoreq.g.ltoreq.2.5 e + f + g = 100 0.5.ltoreq.h.ltoreq.15.
さらに、本発明の第３の発明は、 (FeiMI jMII k)100-m-nNmOn（ただし、i,j,k,m,nは組成
を原子％として表し、MIはAl,Ga,Ti,希土類元素のうち
の少なくとも１種を、MIIはNb,Ta,V,Zr,Hfのうちの少な
くとも１種をそれぞれ表す。）なる組成式で表され、そ
の組成範囲が 0.1≦ｊ≦2.5 0.1≦ｋ≦2.5 ｉ＋ｊ＋ｋ＝100 0.5≦ｍ≦15 0.1≦ｎ≦13 であることを特徴とするものである。Furthermore, a third aspect of the present invention represents (Fe i M I j M II k) 100-mn N m O n ( however, i, j, k, m, n is a composition as atomic%, M I is Al, Ga, Ti, at least one of rare earth elements, M II is Nb, Ta, V, Zr, represented by each of at least one kind of representative.) a composition formula of Hf, the composition range 0.1 ≦ j ≦ 2.5 0.1 ≦ k ≦ 2.5 i + j + k = 100 0.5 ≦ m ≦ 15 0.1 ≦ n ≦ 13
前記各組成は、軟磁気特性，飽和磁束密度等を考慮し
て決められたものであるが、特に酸素の導入する場合、
その導入量は0.1〜13原子％とする。酸素の導入量が少
なすぎても、逆に多すぎても熱安定性改善の効果が期待
できず、例えばアニール処理した後の保磁力Hcが大きな
値を示すようになる。Each composition is determined in consideration of soft magnetic characteristics, saturation magnetic flux density, and the like.
The introduced amount is 0.1 to 13 atomic%. If the amount of oxygen introduced is too small or too large, the effect of improving the thermal stability cannot be expected, and for example, the coercive force Hc after annealing will show a large value.
また、添加元素のうち、特にAl,Ga,Ti,希土類元素の
うちの少なくとも１種と、Nb,Ta,V,Zr,Hfのうちの少な
くとも１種を組み合わせることで、やはり熱安定性の向
上が見られるが、この場合はFeの一部をこれら元素でそ
れぞれ0.1〜2.5原子％の割合で置換することが好まし
い。いずれか一方でも置換量が少なすぎると組み合わせ
た意味が薄れ、期待する効果が得られない。逆にこれら
両者の置換量が多すぎると、相対的にFeの割合が少なく
なりすぎて軟磁気特性や飽和磁束密度に悪影響を及ぼす
虞れがある。In addition, by combining at least one of Al, Ga, Ti, and rare earth elements with at least one of Nb, Ta, V, Zr, and Hf, the thermal stability is also improved. However, in this case, it is preferable to replace a part of Fe with each of these elements at a rate of 0.1 to 2.5 atomic%. If any one of the substitution amounts is too small, the meaning of the combination is weakened, and the expected effect cannot be obtained. Conversely, if the substitution amount of these two is too large, the proportion of Fe becomes relatively small, which may adversely affect the soft magnetic properties and the saturation magnetic flux density.
上述の軟磁性薄膜は、スパッタリング等の薄膜形成技
術により作成されるが、添加元素の導入方法としては、
まず目的の元素とFeとの合金を調製し、この合金をター
ゲット，蒸着源として使用する方法が考えられる。ある
いは、Feターゲットの上に各元素のチップを置いて同時
にスパッタリングするようにしてもよい。The above-mentioned soft magnetic thin film is created by a thin film forming technique such as sputtering.
First, a method of preparing an alloy of a target element and Fe and using the alloy as a target and a vapor deposition source can be considered. Alternatively, a chip of each element may be placed on the Fe target and sputtered at the same time.
また、窒素や酸素の導入方法としては、窒化物，酸化
物をターゲット，蒸着源として使用する方法も考えられ
るが、通常は雰囲気中に窒素，酸素を導入することで達
成される。As a method for introducing nitrogen or oxygen, a method using a nitride or oxide as a target or a vapor deposition source can be considered, but it is usually achieved by introducing nitrogen or oxygen into the atmosphere.
本発明を適用した軟磁性薄膜は、単層膜であってもよ
いし、パーマロイ等の磁性金属や、Ag,Cu等の非磁性金
属、さらにはSi-N,SiO2等のセラミクス材料等で分断し
て積層構造とした多層膜であってもよい。The soft magnetic thin film to which the present invention is applied may be a single-layer film, a magnetic metal such as permalloy, a non-magnetic metal such as Ag or Cu, or a ceramic material such as Si-N or SiO 2. It may be a multilayer film which is divided into a laminated structure.
上述の軟磁性薄膜は、いわゆるメタル・イン・ギャッ
プ型の磁気ヘッド等において、フェライト上に膜付けし
て磁気コアとされ、これら磁気コアをガラス融着により
一体化することで磁気ヘッドとして構成されるのが一般
的である。In the so-called metal-in-gap type magnetic head, the above-described soft magnetic thin film is formed as a magnetic core by coating a film on ferrite, and these magnetic cores are integrated by glass fusion to form a magnetic head. It is common to use
このとき、ガラス融着の際の加熱によって本発明の軟
磁性薄膜とガラスあるいは軟磁性薄膜とフェライトとの
反応が問題となる虞れがある。At this time, the reaction between the soft magnetic thin film of the present invention and the glass or the soft magnetic thin film and the ferrite may cause a problem due to heating during glass fusion.
したがって、本発明の軟磁性薄膜をメタル・イン・ギ
ャップ型の磁気ヘッド等に適用する場合には、ガラスと
軟磁性薄膜の間，あるいはフェライトと軟磁性薄膜の間
にシリコン酸化物，シリコン窒化物の非常に薄い膜を反
応防止膜として設けることが好ましい。特にガラスと軟
磁性薄膜の間の反応防止膜は、シリコン酸化物膜，シリ
コン窒化物膜と金属クロム膜，クロム化合物膜との積層
膜とすることが有効である。Therefore, when the soft magnetic thin film of the present invention is applied to a metal-in-gap type magnetic head or the like, silicon oxide, silicon nitride, or the like between the glass and the soft magnetic thin film or between the ferrite and the soft magnetic thin film. It is preferable to provide a very thin film as the reaction prevention film. In particular, it is effective that the reaction preventing film between the glass and the soft magnetic thin film is a laminated film of a silicon oxide film, a silicon nitride film, a metal chromium film, and a chromium compound film.
前記シリコン酸化物膜やシリコン窒化物膜は、やはり
スパッタリング等の薄膜形成技術によって形成される
が、その膜厚はフェライトと軟磁性薄膜との間の反応防
止膜では30〜100Åとすることが好ましい。当該反応防
止膜の厚さが30Å未満であると反応を十分に抑えること
ができず、逆に100Åを越えると擬似ギャップとして作
用する虞れがある。ガラスと軟磁性薄膜の間の反応防止
膜では、30Å〜500Åとすることが好ましい。30Å未満
であるとやはり反応を十分に抑えることができない。上
限については特に規定する必要はないが、生産性等の観
点から500Å以下とすることが望ましい。金属クロム
膜，クロム化合物膜は、ガラスとの接合強度を確保する
こと等を目的として設けられるもので、やはりスパッタ
リング等の薄膜形成技術によって形成されるが、その膜
厚は前記シリコン酸化物膜やシリコン窒化物膜の場合と
同様の理由から30Å〜500Åとすることが好ましい。The silicon oxide film and the silicon nitride film are also formed by a thin film forming technique such as sputtering, and the thickness is preferably 30 to 100 ° in a reaction prevention film between the ferrite and the soft magnetic thin film. . If the thickness of the reaction preventing film is less than 30 °, the reaction cannot be sufficiently suppressed, and if it exceeds 100 °, it may act as a pseudo gap. In the case of a reaction prevention film between the glass and the soft magnetic thin film, the thickness is preferably 30 to 500 °. If it is less than 30 °, the reaction cannot be sufficiently suppressed. Although there is no particular limitation on the upper limit, the upper limit is desirably 500 mm or less from the viewpoint of productivity and the like. The metal chromium film and the chromium compound film are provided for the purpose of ensuring the bonding strength with glass and the like, and are also formed by a thin film forming technique such as sputtering. For the same reason as in the case of the silicon nitride film, the thickness is preferably 30 to 500 °.
以下、本発明を具体的な実験結果に基づいて説明す
る。Hereinafter, the present invention will be described based on specific experimental results.
実施例１ 本実施例は、Fe-N系軟磁性薄膜に添加元素並びに酸素
を導入した例である。Example 1 This example is an example in which an additive element and oxygen are introduced into an Fe—N-based soft magnetic thin film.
先ず、Fe-Al合金,Fe-Nb合金よりなるターゲットを準
備し、窒素ガス及び酸素ガスを含むアルゴン雰囲気中で
RFスパッタリングを行い、第１表に示す組成を有する薄
膜を作成した。First, a target made of an Fe-Al alloy or a Fe-Nb alloy is prepared, and is placed in an argon atmosphere containing nitrogen gas and oxygen gas.
RF sputtering was performed to form a thin film having the composition shown in Table 1.
なお、スパッタリングの条件は、出力300 W,ガス圧
（全圧）1.2mTorrとし、薄膜の膜厚は３μｍとした。The sputtering conditions were an output of 300 W, a gas pressure (total pressure) of 1.2 mTorr, and a thin film thickness of 3 μm.
また、膜中の窒素含有量，酸素含有量は、雰囲気中へ
の窒素ガス，酸素ガスの導入量で制御した。第１図はス
パッタリング雰囲気中の窒素ガス量と膜中の窒素含有量
の関係を、第２図はスパッタリング雰囲気中の酸素ガス
量と膜中の酸素含有量の関係をそれぞれ示すものであ
り、これら図を見てもわかるように、雰囲気中の窒素，
酸素の量をコントロールすることでほぼ比例関係で膜中
の窒素，酸素の含有量を増減することができる。The nitrogen content and oxygen content in the film were controlled by the amount of nitrogen gas and oxygen gas introduced into the atmosphere. FIG. 1 shows the relationship between the amount of nitrogen gas in the sputtering atmosphere and the nitrogen content in the film, and FIG. 2 shows the relationship between the amount of oxygen gas in the sputtering atmosphere and the oxygen content in the film. As can be seen from the figure, nitrogen in the atmosphere,
By controlling the amount of oxygen, the contents of nitrogen and oxygen in the film can be increased or decreased in a substantially proportional relationship.
各膜中の窒素あるいは酸素の含有量は、インナートガ
スフュージョン法により測定した。すなわち、Ni基板
（10mm×20mm×3mm,重量約0.5g）に蒸着（スパッタリン
グ）した試料をグラファイトルツボに入れ、インパルス
ファーネスで2500℃に加熱した。このとき、酸素はカー
ボンと反応して一酸化炭素になり、窒素はそのまま抽出
される。次いで、抽出したガスをヘリウムキャリヤーガ
スで押し流し、酸化銅で前記一酸化炭素を二酸化炭素に
転換し、窒素とこの二酸化炭素を分離管でクロマト式に
分離した。これを熱伝導度検出器で検出して次式に従っ
て算出した。The content of nitrogen or oxygen in each film was measured by an inert gas fusion method. That is, a sample deposited (sputtered) on a Ni substrate (10 mm × 20 mm × 3 mm, weight: about 0.5 g) was placed in a graphite crucible and heated to 2500 ° C. by an impulse furnace. At this time, oxygen reacts with carbon to form carbon monoxide, and nitrogen is extracted as it is. Next, the extracted gas was flushed with a helium carrier gas, the carbon monoxide was converted to carbon dioxide with copper oxide, and nitrogen and the carbon dioxide were separated by a separation tube in a chromatographic manner. This was detected by a thermal conductivity detector and calculated according to the following equation.
A:付着後重量（Ni＋膜） B:付着重量（膜） C:付着後中のＮあるいはＯの含有量（Ni＋膜） D:付着量中のＮあるいはＯの含有量（膜） 得られた各サンプルについて、550℃,1時間のアニー
ル処理後の保磁力Hcを測定した。結果を第１表に示す。 A: weight after adhesion (Ni + film) B: adhesion weight (film) C: N or O content after adhesion (Ni + film) D: N or O content in adhesion amount (film) Obtained For each sample, the coercive force Hc after the annealing treatment at 550 ° C. for 1 hour was measured. The results are shown in Table 1.
例えば、サンプルＩとサンプルIIIを比べてみれば明
らかなように、酸素を導入することによりアニール後の
保磁力が低下している。ただし、添加元素を導入せず酸
素の導入だけであると、サンプルＶに示す通り熱処理後
の軟磁気特性は期待できない。 For example, as apparent from comparison between Sample I and Sample III, the coercive force after annealing is reduced by introducing oxygen. However, if only oxygen is introduced without introducing an additional element, soft magnetic properties after heat treatment cannot be expected as shown in Sample V.
実施例２ 本実施例は、特定の元素を組み合わせて添加した例で
ある。Example 2 This example is an example in which specific elements are added in combination.
なお、本実施例でもスパッタリング条件は実施例１と
同様とし、窒素ガスを含むアルゴン雰囲気中でスパッタ
リングを行ってサンプルを作成した。In this example, the sputtering conditions were the same as in Example 1, and a sample was prepared by performing sputtering in an argon atmosphere containing nitrogen gas.
第３図は、膜組成を (Fe98.6-xAlxNb1.4)94N6 としたときのAlの添加量ｘと保磁力Hc（550℃のアニー
ル処理後の値）の関係を示すものであり、Alの添加とと
もに保磁力Hcが低下していることがわかる。ただし、Al
の添加量ｘが多くなりすぎると再び保磁力Hcが増加して
おり、特に2.5原子％を越えるとその傾向が著しい。FIG. 3 shows the relationship between the additive amount x of Al and the coercive force Hc (value after annealing at 550 ° C.) when the film composition is (Fe 98.6-x Al x Nb 1.4 ) 94 N 6. It can be seen that the coercive force Hc decreases with the addition of Al. However, Al
The coercive force Hc increases again when the addition amount x of P is too large, and this tendency is remarkable especially when it exceeds 2.5 at%.
一方、第４図は、膜組成を (Fe98.8-xAl1.2Nbx)94N6 としたときのNbの添加量ｘと保磁力Hc（550℃のアニー
ル処理後の値）の関係を示すものであり、やはりNbの添
加とともに保磁力Hcが低下していることがわかる。On the other hand, FIG. 4 shows the relationship between the added amount x of Nb and the coercive force Hc (value after annealing at 550 ° C.) when the film composition is (Fe 98.8-x Al 1.2 Nb x ) 94 N 6. It can be seen that the coercive force Hc also decreased with the addition of Nb.
すなわち、これらを突き合わせて考えると、アニール
後にも低保磁力を保つにはAlとNbとを組み合わせること
が有効であると言える。That is, when these are considered together, it can be said that it is effective to combine Al and Nb in order to maintain a low coercive force even after annealing.
また、金属の組成を固定して窒素の導入量を変えて保
磁力Hcの変化を調べた。膜組成は次の通りである。Further, the change of the coercive force Hc was examined by changing the amount of nitrogen introduced while fixing the metal composition. The film composition is as follows.
(Fe97.4Al1.2Nb1.4)100-xNx 結果を第５図に示す。低保磁力を達成するためには、
前記添加元素の選定と同時に、窒素を導入することが必
要であることがわかる。(Fe 97.4 Al 1.2 Nb 1.4 ) 100-x N x The results are shown in FIG. To achieve low coercivity,
It can be seen that it is necessary to introduce nitrogen simultaneously with the selection of the additive element.
典型的な例として、 (Fe97.4Al1.2Nb1.4)94N6 なる膜を作成し、その特性を調べたところ、550℃で
のアニール後の保磁力Hcは0.6（Oe）、飽和磁束密度は1
9（kG）であった。As a typical example, a film of (Fe 97.4 Al 1.2 Nb 1.4 ) 94 N 6 was prepared and its characteristics were examined. The coercive force Hc after annealing at 550 ° C. was 0.6 (Oe), and the saturation magnetic flux density was 1
9 (kG).
さらに、この膜（各500Å）とSi-N膜（各10Å）とを
繰り返し積層し、トータルで３μｍの多層膜を作成して
その軟磁気特性を調べたところ、550℃,1時間アニール
後の保磁力が0.2（Oe）であった。Further, this film (each 500 mm) and the Si-N film (each 10 mm) were repeatedly laminated to form a multilayer film having a total thickness of 3 μm, and its soft magnetic properties were examined. The coercive force was 0.2 (Oe).
また、ここでAlをGa,Tiあるいは希土類元素に、NbをT
a,V,ZrあるいはHfにそれぞれ置き換えても、ほとんど同
じ磁気特性が得られた。Here, Al is Ga, Ti or rare earth element, and Nb is T
Substantially the same magnetic properties were obtained by replacing with a, V, Zr or Hf.
実施例３ 本実施例は、特定の元素を組み合わせて添加すると同
時に、酸素も導入した例である。Example 3 This example is an example in which a specific element is added in combination and oxygen is introduced at the same time.
なお、本実施例でもスパッタリング条件は実施例１と
同様とし、窒素ガス及び酸素ガスを含むアルゴン雰囲気
中でスパッタリングを行ってサンプルを作成した。In this example, the sputtering conditions were the same as in Example 1, and a sample was prepared by performing sputtering in an argon atmosphere containing nitrogen gas and oxygen gas.
第６図は、Nbと同時にAlを添加したサンプルについて
Alの添加量ｘと保磁力Hc（550℃のアニール処理後の
値）の関係を示すものであり、図中白丸が酸素を含まな
い場合、黒丸が酸素を含む場合の特性をそれぞれ示す。
それぞれの組成式は以下の通りである。Fig. 6 shows the sample with Al added simultaneously with Nb.
It shows the relationship between the added amount x of Al and the coercive force Hc (the value after annealing at 550 ° C.), and the white circles in the figure show the characteristics when oxygen is not included, and the black circles show the characteristics when oxygen is included.
Each composition formula is as follows.
(Fe98.6-xAlxNb1.4)94N6 (Fe98.6-xAlxNb1.4)92N6O2 また、第７図はNbと同時にAlを添加したサンプルにつ
いてNbの添加量ｘと保磁力Hc（550℃のアニール処理後
の値）の関係を示すものであり、図中白丸が酸素を含ま
ない場合、黒丸が酸素を含む場合の特性をそれぞれ示
す。それぞれの組成式は以下の通りである。(Fe 98.6-x Al x Nb 1.4 ) 94 N 6 (Fe 98.6-x Al x Nb 1.4 ) 92 N 6 O 2 It shows the relationship between the magnetic force Hc (the value after annealing at 550 ° C.), and the white circles in the figure show the characteristics when oxygen is not included, and the black circles show the characteristics when oxygen is included. Each composition formula is as follows.
(Fe98.8-xAl1.2Nbx)94N6 (Fe98.8-xAl1.2Nbx)92N6O2 これら図面を見ても明らかなように、実施例２と同
様、AlとNbの同時添加が有効であり、特に酸素を導入し
た場合に全般に低い保磁力を示している。(Fe 98.8-x Al 1.2 Nb x ) 94 N 6 (Fe 98.8-x Al 1.2 Nb x ) 92 N 6 O 2 As is clear from these drawings, similar to Example 2, simultaneous Al and Nb The addition is effective, and particularly shows a low coercive force generally when oxygen is introduced.
AlをGa,Tiあるいは希土類元素に、またNbをTa,V,Zrあ
るいはHfに置き換えた場合にも、ほとんど同様の軟磁気
特性を示した。When Al was replaced with Ga, Ti or a rare earth element, and Nb was replaced with Ta, V, Zr or Hf, almost the same soft magnetic properties were exhibited.
一方、第８図は窒素の含有量とアニール後の保磁力の
関係を、第９図は酸素の含有量とアニール後の保磁力の
関係を示すものである。いずれの場合も、金属の組成は
Fe97.4Al1.2Nb1.4に固定した。また、第８図において、
白丸で表される線は窒素のみを導入したもの、黒丸で表
される線は窒素と酸素（２原子％）を導入したものであ
る。同様に、第９図において、白丸で表される線は酸素
のみを導入したもの、黒丸で表される線は窒素（６原子
％）と酸素を導入したものである。On the other hand, FIG. 8 shows the relationship between the nitrogen content and the coercive force after annealing, and FIG. 9 shows the relationship between the oxygen content and the coercive force after annealing. In each case, the composition of the metal is
It was fixed to Fe 97.4 Al 1.2 Nb 1.4 . In FIG. 8,
The line represented by an open circle is a line in which only nitrogen is introduced, and the line represented by a black circle is a line in which nitrogen and oxygen (2 at%) are introduced. Similarly, in FIG. 9, the line represented by a white circle is a line into which only oxygen is introduced, and the line represented by a black circle is a line into which nitrogen (6 at%) and oxygen are introduced.
これら第８図，第９図から、窒素あるいは酸素の導入
が軟磁気特性に影響を及ぼすことは明らかであり、特に
窒素と酸素を同時に導入することで低保磁力化が達成さ
れていることがわかる。It is clear from FIGS. 8 and 9 that the introduction of nitrogen or oxygen has an effect on the soft magnetic properties. In particular, the fact that the coercive force is reduced by simultaneously introducing nitrogen and oxygen is achieved. Recognize.
そこで典型的なサンプルについて、その軟磁気特性
（550℃,1時間アニール後の保磁力Hc）並びに飽和磁束
密度Bsを測定した。結果を第２表に示す。Therefore, the soft magnetic characteristics (coercive force Hc after annealing at 550 ° C. for one hour) and the saturation magnetic flux density Bs of a typical sample were measured. The results are shown in Table 2.
いずれのサンプルも非常に良好な軟磁気特性を示し、
また飽和磁束密度も高い値であった。 Both samples show very good soft magnetic properties,
The saturation magnetic flux density was also high.
さらに、主磁性膜として前記サンプルｉを使用して多
層膜を作成し、その軟磁気特性についても調べた。各サ
ンプルの主磁性膜の膜厚、中間層の種類及び膜厚、全体
の膜厚、並びに各サンプルを550℃で１時間アニールし
た後の保磁力Hcを第３表に示す。Further, a multilayer film was formed using the sample i as the main magnetic film, and its soft magnetic characteristics were also examined. Table 3 shows the thickness of the main magnetic film, the type and thickness of the intermediate layer, the overall thickness of each sample, and the coercive force Hc after each sample was annealed at 550 ° C. for 1 hour.
積層膜とした場合にも非常に良好な軟磁気特性が達成
されている。 Very good soft magnetic characteristics are also achieved in the case of a laminated film.
応用例１ 本例では、メタル・イン・ギャップ型の磁気ヘッドへ
の応用を考慮して、本発明を適用した軟磁性薄膜と融着
ガラスとの界面反応について調べた。Application Example 1 In this example, an interface reaction between a soft magnetic thin film to which the present invention was applied and a fused glass was examined in consideration of application to a metal-in-gap type magnetic head.
ここで使用した軟磁性薄膜の組成は、 (Fe97.4Al1.2Nb1.4)92N6O2 である。（先の第２表中のサンプルｉ） 前述の組成を有する軟磁性薄膜をMn-Znフェライトコ
ア上にスパッタ成膜した後、SiO2膜あるいはSiO2下地膜
＋Cr膜からなる反応防止膜を設けた。そして、その上に
融着ガラス材をスパッタ成膜して560℃,1時間の熱処理
を施して、オージェ電子分光法により反応の様子を調べ
た。The composition of the soft magnetic thin film used here is (Fe 97.4 Al 1.2 Nb 1.4 ) 92 N 6 O 2 . (Sample i in Table 2 above) After forming a soft magnetic thin film having the above-described composition on a Mn-Zn ferrite core by sputtering, a reaction prevention film composed of a SiO 2 film or a SiO 2 undercoat film + Cr film was provided. Was. Then, a fused glass material was sputter-deposited thereon, heat-treated at 560 ° C. for 1 hour, and the state of the reaction was examined by Auger electron spectroscopy.
また、比較のために軟磁性薄膜上に直接融着ガラス材
をスパッタ成膜し、同様に560℃,1時間の熱処理を施
し、そのときの反応の様子を調べた。Further, for comparison, a fused glass material was directly formed on the soft magnetic thin film by sputtering, and similarly heat-treated at 560 ° C. for 1 hour, and the state of the reaction at that time was examined.
第10図（Ａ）及び第10図（Ｂ）は、反応防止膜がSiO2
膜（膜厚500Å）である場合の融着ガラス材表面側から
軟磁性薄膜側への組成プロファイルを示すもので、第10
図（Ａ）は熱処理前、第10図（Ｂ）は熱処理後である。10 (A) and 10 (B) show that the reaction preventing film is made of SiO 2
This shows the composition profile from the fused glass material surface side to the soft magnetic thin film side when the film (film thickness is 500 mm).
FIG. (A) shows the state before the heat treatment, and FIG. 10 (B) shows the state after the heat treatment.
これら図面を見てもわかるように、SiO2膜を設けたこ
とで、軟磁性薄膜中のFeはほとんどガラス中へは拡散し
ていない。As can be seen from these drawings, by providing the SiO 2 film, Fe in the soft magnetic thin film hardly diffuses into the glass.
第11図（Ａ）及び第11図（Ｂ）は、反応防止膜がSiO2
下地膜（膜厚100Å）＋Cr膜（膜厚100Å）である場合の
組成プロファイルを示すもので、第11図（Ａ）は熱処理
前、第11図（Ｂ）は熱処理後である。FIGS. 11 (A) and 11 (B) show that the reaction preventing film is made of SiO 2.
FIG. 11A shows a composition profile in the case of a base film (thickness of 100 °) + Cr film (thickness of 100 °), in which FIG. 11 (A) is before heat treatment and FIG. 11 (B) is after heat treatment.
この場合には、Cr膜は融着ガラス材中へ拡散してガラ
ス成分（Cr2O3）となっているが、軟磁性薄膜中のFeは
やはりガラス中へは拡散していない。なお、Cr膜のガラ
ス中への拡散は、接着性を考えた場合には好ましい現象
であり、これによって軟磁性薄膜と融着ガラス材との接
合強度が確保される。In this case, the Cr film diffuses into the fused glass material to become a glass component (Cr 2 O 3 ), but Fe in the soft magnetic thin film does not diffuse into the glass. The diffusion of the Cr film into the glass is a preferable phenomenon in consideration of adhesiveness, and as a result, the bonding strength between the soft magnetic thin film and the fused glass material is ensured.
第12図（Ａ）及び第12図（Ｂ）は、反応防止膜がSiO2
下地膜（膜厚100Å）＋Cr膜（膜厚500Å）である場合の
熱処理前後の組成プロファイルを示すものであり、この
場合にも同様に軟磁性薄膜中のFeの拡散は見られない。FIGS. 12 (A) and 12 (B) show that the reaction preventing film is made of SiO 2.
This shows the composition profile before and after the heat treatment when the base film (film thickness: 100 mm) + Cr film (film thickness: 500 mm). In this case, similarly, the diffusion of Fe in the soft magnetic thin film is not observed.
一方、第13図（Ａ）及び第13図（Ｂ）は、軟磁性薄膜
上に直接融着ガラス材をスパッタ成膜した場合の熱処理
前後の組成プロファイルを示すものであるが、軟磁性薄
膜と融着ガラス材が接していると軟磁性薄膜中のFeがガ
ラス中へ拡散しFe2O3となっていることがわかる。On the other hand, FIGS. 13 (A) and 13 (B) show the composition profiles before and after the heat treatment when the fused glass material is directly formed by sputtering on the soft magnetic thin film. It can be seen that when the fused glass material is in contact, Fe in the soft magnetic thin film diffuses into the glass and becomes Fe 2 O 3 .
同様の実験をSiO2膜の代わりにSi3N4膜を配した場合
について行ったところ、やはり軟磁性薄膜中のFeの拡散
が抑えられることが確認された。When a similar experiment was performed in the case where a Si 3 N 4 film was provided instead of the SiO 2 film, it was confirmed that the diffusion of Fe in the soft magnetic thin film was also suppressed.
以上の説明からも明らかなように、本発明において
は、Fe-N系の軟磁性薄膜に添加元素を加えると同時に酸
素を導入しているので、熱安定性が大幅に向上され、55
0℃程度のアニール処理後にも低保磁力の軟磁性薄膜の
提供が可能である。As is clear from the above description, in the present invention, since oxygen is introduced at the same time as adding the additive element to the Fe-N-based soft magnetic thin film, the thermal stability is greatly improved, and
Even after annealing at about 0 ° C., a soft magnetic thin film having a low coercive force can be provided.
同様に、Fe-N系の軟磁性薄膜に特定の添加元素を組み
合わせて導入することによっても低保磁力を有する軟磁
性薄膜の提供が可能であり、さらにこれに酸素を導入す
ることで著しく軟磁気特性に優れ熱安定性に優れた軟磁
性薄膜の提供が可能である。Similarly, it is possible to provide a soft magnetic thin film having a low coercive force by introducing a specific additive element in combination with an Fe-N-based soft magnetic thin film. It is possible to provide a soft magnetic thin film having excellent magnetic properties and excellent thermal stability.
すなわち、本発明のいずれの発明によっても、軟磁気
特性に優れ、高飽和磁束密度を有し、しかも熱安定性に
優れた軟磁性薄膜を提供することが可能である。That is, according to any of the inventions of the present invention, it is possible to provide a soft magnetic thin film having excellent soft magnetic properties, a high saturation magnetic flux density, and excellent thermal stability.
第１図はスパッタリング雰囲気中への窒素の導入量と膜
中の窒素含有量の関係を示す特性図であり、第２図はス
パッタリング雰囲気中への酸素の導入量と膜中の酸素含
有量の関係を示す特性図である。 第３図はAlとNbを同時添加した場合のAlの添加量による
保磁力の変化を示す特性図であり、第４図はAlとNbを同
時添加した場合のNbの添加量による保磁力の変化を示す
特性図、第５図はAlとNbを同時添加した場合の窒素含有
量による保磁力の変化を示す特性図である。 第６図は窒素と酸素を導入し且つAlとNbを同時添加した
場合のAlの添加量による保磁力の変化を示す特性図であ
り、第７図はNbの添加量による保磁力の変化を示す特性
図、第８図は窒素の含有量による保磁力の変化を示す特
性図、第９図は酸素の含有量による保磁力の変化を示す
特性図である。 第10図（Ａ）及び第10図（Ｂ）は軟磁性薄膜と融着ガラ
スの間にSiO2膜を設けた場合の熱処理による組成プロフ
ァイルの変化を示す特性図であり、第10図（Ａ）は熱処
理前、第10図（Ｂ）は熱処理後である。 第11図（Ａ）及び第11図（Ｂ）は軟磁性薄膜と融着ガラ
スの間にSiO2膜＋Cr膜（膜厚100Å）を設けた場合の熱
処理による組成プロファイルの変化を示す特性図であ
り、第11図（Ａ）は熱処理前、第11図（Ｂ）は熱処理後
である。 第12図（Ａ）及び第12図（Ｂ）は軟磁性薄膜と融着ガラ
スの間にSiO2膜＋Cr膜（膜厚500Å）を設けた場合の熱
処理による組成プロファイルの変化を示す特性図であ
り、第12図（Ａ）は熱処理前、第12図（Ｂ）は熱処理後
である。 第13図（Ａ）及び第13図（Ｂ）は軟磁性薄膜上に直接融
着ガラスを成膜した場合の熱処理による組成プロファイ
ルの変化を示す特性図であり、第13図（Ａ）は熱処理
前、第13図（Ｂ）は熱処理後である。FIG. 1 is a characteristic diagram showing the relationship between the amount of nitrogen introduced into the sputtering atmosphere and the nitrogen content in the film, and FIG. 2 is a graph showing the relationship between the amount of oxygen introduced into the sputtering atmosphere and the oxygen content in the film. FIG. 4 is a characteristic diagram illustrating a relationship. FIG. 3 is a characteristic diagram showing a change in coercive force with the addition amount of Al when Al and Nb are added simultaneously. FIG. 4 is a characteristic diagram showing a coercive force with the addition amount of Nb when Al and Nb are added simultaneously. FIG. 5 is a characteristic diagram showing a change in coercive force depending on the nitrogen content when Al and Nb are added simultaneously. FIG. 6 is a characteristic diagram showing a change in coercive force with the addition amount of Al when nitrogen and oxygen are introduced and Al and Nb are added simultaneously, and FIG. 7 shows a change in coercive force with the addition amount of Nb. FIG. 8 is a characteristic diagram showing a change in coercive force depending on the nitrogen content, and FIG. 9 is a characteristic diagram showing a change in coercive force depending on the oxygen content. FIGS. 10 (A) and 10 (B) are characteristic diagrams showing changes in composition profiles due to heat treatment when an SiO 2 film is provided between the soft magnetic thin film and the fused glass. ) Is before heat treatment, and FIG. 10 (B) is after heat treatment. FIGS. 11 (A) and 11 (B) are characteristic diagrams showing changes in the composition profile due to heat treatment when a SiO 2 film + Cr film (film thickness: 100 °) is provided between the soft magnetic thin film and the fused glass. FIG. 11 (A) shows the state before the heat treatment, and FIG. 11 (B) shows the state after the heat treatment. FIGS. 12 (A) and 12 (B) are characteristic diagrams showing a change in a composition profile due to heat treatment when a SiO 2 film + Cr film (500 膜厚 in thickness) is provided between the soft magnetic thin film and the fused glass. FIG. 12 (A) shows the state before the heat treatment, and FIG. 12 (B) shows the state after the heat treatment. 13 (A) and 13 (B) are characteristic diagrams showing a change in a composition profile due to heat treatment when a fused glass is directly formed on a soft magnetic thin film, and FIG. 13 (A) shows a heat treatment. Before, FIG. 13 (B) is after the heat treatment.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 林 和彦 東京都品川区北品川６丁目７番35号 ソ ニー株式会社内 (72)発明者 梶原 和夫 東京都品川区北品川６丁目７番35号 ソ ニー株式会社内 (56)参考文献 特開 平２−298238（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) H01F 10/14 C22C 38/00────────────────────────────────────────────────── ─── Continuing on the front page (72) Kazuhiko Hayashi 6-35-35 Kita-Shinagawa, Shinagawa-ku, Tokyo Inside Sony Corporation (72) Kazuo Kajiwara 6-35-35 Kita-Shinagawa, Shinagawa-ku, Tokyo (56) References JP-A-2-298238 (JP, A) (58) Fields investigated (Int. Cl. 6 , DB name) H01F 10/14 C22C 38/00
Claims (3)
組成を原子％として表し、ＭはSi,Al,B,Mg,Ca,Sr,Ba,C
r,Mn,Zr,Ti,Mo,V,W,Hf,Ga,Ge,希土類元素の少なくとも
１種を表す。）なる組成式で表され、その組成範囲が 0.1≦ｂ≦５ ａ＋ｂ＝100 0.5≦ｃ≦15 0.1≦ｄ≦13 であることを特徴とする軟磁性薄膜。(1) (Fe a M b ) 100-cd N c O d (where a, b, c, d represent the composition as atomic%, and M represents Si, Al, B, Mg, Ca, Sr, Ba, C
r, Mn, Zr, Ti, Mo, V, W, Hf, Ga, Ge, and at least one of rare earth elements. A soft magnetic thin film represented by the following composition formula, wherein the composition range is 0.1 ≦ b ≦ 5 a + b = 100 0.5 ≦ c ≦ 15 0.1 ≦ d ≦ 13.
組成を原子％として表し、MIはAl,Ga,Ti,希土類元素の
うち少なくとも１種を、MIIはNb,Ta,V,Zr,Hfのうち少な
くとも１種をそれぞれ表す。）なる組成式で表され、そ
の組成範囲が、 0.1≦ｆ≦2.5 0.1≦ｇ≦2.5 ｅ＋ｆ＋ｇ＝100 0.5≦ｈ≦15 であることを特徴とする軟磁性薄膜。2. (Fe e M I f M II g ) 100-h N h (where e, f, g, h represent the composition as atomic%, and M I represents Al, Ga, Ti, rare earth element) At least one of them, and M II represents at least one of Nb, Ta, V, Zr, and Hf.) The composition range is 0.1 ≦ f ≦ 2.5 0.1 ≦ g ≦ 2.5. e + f + g = 100 0.5 ≦ h ≦ 15.
k,m,nは組成を原子％として表し、MIはAl,Ga,Ti,希土類
元素のうち少なくとも１種を、MIIはNb,Ta,V,Zr,Hfのう
ち少なくとも１種をそれぞれ表す。）なる組成式で表さ
れ、その組成範囲が 0.1≦ｊ≦2.5 0.1≦ｋ≦2.5 ｉ＋ｊ＋ｋ＝100 0.5≦ｍ≦15 0.1≦ｎ≦13 であることを特徴とする軟磁性薄膜。Wherein (Fe i M I j M II k) 100-mn N m O n ( however, i, j,
k, m, n represents a composition as atomic%, M I is Al, Ga, Ti, at least one of rare earth elements, M II is Nb, Ta, V, Zr, at least one of Hf, respectively Represent. A soft magnetic thin film represented by the following composition formula, wherein the composition range is 0.1 ≦ j ≦ 2.5 0.1 ≦ k ≦ 2.5 i + j + k = 100 0.5 ≦ m ≦ 15 0.1 ≦ n ≦ 13.
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