JP2832588B2 - 鉄基軟磁性材料 - Google Patents
鉄基軟磁性材料Info
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- iron
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- 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
- H01F1/14766—Fe-Si based alloys
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Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、鉄基の軟磁性材
料、特にハードディスク装置用磁気ヘッドのコアに用い
て好適な軟磁性材料に関する。
料、特にハードディスク装置用磁気ヘッドのコアに用い
て好適な軟磁性材料に関する。
【0002】
【従来の技術】ハードディスク装置用磁気ヘッドのコア
には、高い飽和磁束密度と透磁率とを有する軟磁性材料
が必要とされるが、従来の鉄基軟磁性材料で所望の飽和
磁束密度と透磁率を得ようとすると、400 ℃以上で熱処
理をする必要があった(例えば、特開平7−13511
3号公報、特公平7−44123号公報参照)。
には、高い飽和磁束密度と透磁率とを有する軟磁性材料
が必要とされるが、従来の鉄基軟磁性材料で所望の飽和
磁束密度と透磁率を得ようとすると、400 ℃以上で熱処
理をする必要があった(例えば、特開平7−13511
3号公報、特公平7−44123号公報参照)。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】ところで最近、磁気ヘ
ッドの作製は薄膜プロセスに移行する傾向にあり、この
場合、パターニングや絶縁膜に使用される有機材料が40
0 ℃以上の耐熱性を有していないため、上記した400 ℃
以上の熱処理を必要とする従来の鉄基軟磁性材料を用い
て薄膜磁気ヘッドを作製すること困難となっていた。
ッドの作製は薄膜プロセスに移行する傾向にあり、この
場合、パターニングや絶縁膜に使用される有機材料が40
0 ℃以上の耐熱性を有していないため、上記した400 ℃
以上の熱処理を必要とする従来の鉄基軟磁性材料を用い
て薄膜磁気ヘッドを作製すること困難となっていた。
【0004】本発明は、上記した背景に鑑みてなされた
もので、その目的とするところは、成膜のままでも十分
満足する磁気特性を得ることができ、もって薄膜プロセ
スへの適用も可能な鉄基軟磁性材料を提供することにあ
る。
もので、その目的とするところは、成膜のままでも十分
満足する磁気特性を得ることができ、もって薄膜プロセ
スへの適用も可能な鉄基軟磁性材料を提供することにあ
る。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的を達
成するため、重量%で、Al ,Si ,V,Zr ,Mo,
Ta ,Bの1種または2種以上0.01〜10%、N0.01〜10
%、残部Fe よりなり、結晶粒径Dおよびα−Fe (11
0) 面の格子歪Sの値が下記の範囲にあるようにしたこ
とを特徴とする。 100 Å≦D≦170 Å 0.1 %≦S≦0.7 % ただし、Sは、純鉄のα−Fe (110) 面の格子定数をd
(110)、上記組成の薄膜のα−Fe (110) 面の格子定数
をd(hkl)として下記の式で与えられるものとする。
成するため、重量%で、Al ,Si ,V,Zr ,Mo,
Ta ,Bの1種または2種以上0.01〜10%、N0.01〜10
%、残部Fe よりなり、結晶粒径Dおよびα−Fe (11
0) 面の格子歪Sの値が下記の範囲にあるようにしたこ
とを特徴とする。 100 Å≦D≦170 Å 0.1 %≦S≦0.7 % ただし、Sは、純鉄のα−Fe (110) 面の格子定数をd
(110)、上記組成の薄膜のα−Fe (110) 面の格子定数
をd(hkl)として下記の式で与えられるものとする。
【0006】このように構成した鉄基軟磁性材料は、成
膜のままでも初透磁率μi が2000以上の高値となり、薄
膜磁気ヘッドのコア材として好適となる。上記した結晶
粒径Dおよびα−Fe (110) 面の格子歪Sは、Fe 中に
おけるAl ,Si ,V,Zr,Mo ,Ta ,Bの1種ま
たは2種以上の添加金属Mおよび窒素(N)の含有量に
依存し、前記添加金属MおよびNの含有量が小さすぎて
も、大きすぎても前記DおよびSが上記した所定の範囲
から外れ、2000以上の初透磁率μi を得ることは困難と
なる。
膜のままでも初透磁率μi が2000以上の高値となり、薄
膜磁気ヘッドのコア材として好適となる。上記した結晶
粒径Dおよびα−Fe (110) 面の格子歪Sは、Fe 中に
おけるAl ,Si ,V,Zr,Mo ,Ta ,Bの1種ま
たは2種以上の添加金属Mおよび窒素(N)の含有量に
依存し、前記添加金属MおよびNの含有量が小さすぎて
も、大きすぎても前記DおよびSが上記した所定の範囲
から外れ、2000以上の初透磁率μi を得ることは困難と
なる。
【0007】
【発明の実施の形態】本実施の形態においては、スパッ
タリング法で所定の組成の薄膜を形成する。このスパッ
タリングに際しては、真空チャンバ内に配置した純鉄タ
ーゲット上にAl ,Si ,V,Zr ,Mo ,Ta ,Bの
1種または2種以上の添加金属Mを所定の面積率となる
ように載せる方式、あるいは鉄に前記添加金属Mを所定
の割合で添加した合金ターゲットを用いる方式を採用す
ることができる。一方、窒素はスパッタガス(Ar ガ
ス)と共に真空チャンバ内に流入させる。その流入量
は、総流入量に対して30%以下とする。このようにして
スパッタリングを行うことにより、基板上には、重量%
で、添加金属M0.01〜10%、N0.01〜10%、残部Feよ
りなる薄膜が形成される。この薄膜は、結晶粒径Dが10
0 Å≦D≦170 Åの範囲、α−Fe (110) 面の格子歪S
が0.1 %≦S≦0.7 %の範囲となり、成膜ままで初透磁
率μi が2000以上の高値となる。
タリング法で所定の組成の薄膜を形成する。このスパッ
タリングに際しては、真空チャンバ内に配置した純鉄タ
ーゲット上にAl ,Si ,V,Zr ,Mo ,Ta ,Bの
1種または2種以上の添加金属Mを所定の面積率となる
ように載せる方式、あるいは鉄に前記添加金属Mを所定
の割合で添加した合金ターゲットを用いる方式を採用す
ることができる。一方、窒素はスパッタガス(Ar ガ
ス)と共に真空チャンバ内に流入させる。その流入量
は、総流入量に対して30%以下とする。このようにして
スパッタリングを行うことにより、基板上には、重量%
で、添加金属M0.01〜10%、N0.01〜10%、残部Feよ
りなる薄膜が形成される。この薄膜は、結晶粒径Dが10
0 Å≦D≦170 Åの範囲、α−Fe (110) 面の格子歪S
が0.1 %≦S≦0.7 %の範囲となり、成膜ままで初透磁
率μi が2000以上の高値となる。
【0008】
実施例1 スパッタリング法により、Zr およびNを種々に変化さ
せたZr −N−Fe 系の薄膜を形成し、結晶粒径D、α
−Fe (110) 面の格子歪S、初透磁率μi および飽和磁
束密度Bs に及ぼすZr およびNの影響を調査した。
せたZr −N−Fe 系の薄膜を形成し、結晶粒径D、α
−Fe (110) 面の格子歪S、初透磁率μi および飽和磁
束密度Bs に及ぼすZr およびNの影響を調査した。
【0009】図1は、Zr およびN含有量と結晶粒径D
との関係を示したもので、Zr 0.01〜10%、N0.01〜10
%で結晶粒径Dが、100 Å≦D≦170 Åの範囲にあるこ
とがわかる。また図2は、Zr およびN含有量と格子歪
Sとの関係を示したもので、Zr およびNの含有量が増
すほど格子歪Sが増大するが、Zr 0.01〜10%、N0.01
〜10%で格子歪Sが、0.1 %≦S≦0.7 %の範囲にある
ことがわかる。さらに図3は、Zr およびN含有量と初
透磁率μi との関係を示したもので、Zr およびNの含
有量が増すほど初透磁率μi が減少するが、Zr 0.01〜
10%、N0.01〜10%で初透磁率μi が2000以上となるこ
とがわかる。また図4は、図1〜3に示した結果から、
結晶粒径Dおよび格子歪Sと初透磁率μi との関係を求
めたもので、100 Å≦D≦170 Åおよび0.1 %≦S≦0.
7 %の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわか
る。
との関係を示したもので、Zr 0.01〜10%、N0.01〜10
%で結晶粒径Dが、100 Å≦D≦170 Åの範囲にあるこ
とがわかる。また図2は、Zr およびN含有量と格子歪
Sとの関係を示したもので、Zr およびNの含有量が増
すほど格子歪Sが増大するが、Zr 0.01〜10%、N0.01
〜10%で格子歪Sが、0.1 %≦S≦0.7 %の範囲にある
ことがわかる。さらに図3は、Zr およびN含有量と初
透磁率μi との関係を示したもので、Zr およびNの含
有量が増すほど初透磁率μi が減少するが、Zr 0.01〜
10%、N0.01〜10%で初透磁率μi が2000以上となるこ
とがわかる。また図4は、図1〜3に示した結果から、
結晶粒径Dおよび格子歪Sと初透磁率μi との関係を求
めたもので、100 Å≦D≦170 Åおよび0.1 %≦S≦0.
7 %の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわか
る。
【0010】さらに図5は、Zr およびN含有量と飽和
磁束密度Bs との関係を示したもので、Zr およびNの
含有量が増加するほど飽和磁束密度Bs が減少するが、
Zr0.01〜10%、N0.01〜10%で飽和磁束密度Bs が 1.
5T以上の高値となることがわかる。Zr 含有量が増加
するほど飽和磁束密度Bs が減少する理由は、Zr の増
加に伴ってFe の含有量が低下し、本来Fe がもつBs
= 1.5Tの飽和磁化が体積的に希釈される結果と考えら
れ、他の添加金属でも同様の現象が見られる。またNの
含有量が増加するほど飽和磁束密度Bs が減少する理由
は、Fe 結晶内にNが浸入することにより、Fe の磁気
モーメントが減少すること、γ−Fe4Nの生成により飽
和磁化量が低下することにあると考えられる。
磁束密度Bs との関係を示したもので、Zr およびNの
含有量が増加するほど飽和磁束密度Bs が減少するが、
Zr0.01〜10%、N0.01〜10%で飽和磁束密度Bs が 1.
5T以上の高値となることがわかる。Zr 含有量が増加
するほど飽和磁束密度Bs が減少する理由は、Zr の増
加に伴ってFe の含有量が低下し、本来Fe がもつBs
= 1.5Tの飽和磁化が体積的に希釈される結果と考えら
れ、他の添加金属でも同様の現象が見られる。またNの
含有量が増加するほど飽和磁束密度Bs が減少する理由
は、Fe 結晶内にNが浸入することにより、Fe の磁気
モーメントが減少すること、γ−Fe4Nの生成により飽
和磁化量が低下することにあると考えられる。
【0011】実施例2 実施例1におけるZr に代えてTa を選択し、実施例1
と同様に結晶粒径D、α−Fe (110) 面の格子歪Sおよ
び初透磁率μi に及ぼすTa およびNの影響を調査し、
それらの調査結果から結晶粒径Dおよび格子歪Sと初透
磁率μi との関係を求めた。図6は、その結果を示した
もので、100 Å≦D≦170 Åおよび0.1%≦S≦0.7 %
の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわかる。
なお、初透磁率μi 2000以上が得られる合金組成は、0.
01〜10%Ta −0.01〜10%N−残部Fe であった。
と同様に結晶粒径D、α−Fe (110) 面の格子歪Sおよ
び初透磁率μi に及ぼすTa およびNの影響を調査し、
それらの調査結果から結晶粒径Dおよび格子歪Sと初透
磁率μi との関係を求めた。図6は、その結果を示した
もので、100 Å≦D≦170 Åおよび0.1%≦S≦0.7 %
の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわかる。
なお、初透磁率μi 2000以上が得られる合金組成は、0.
01〜10%Ta −0.01〜10%N−残部Fe であった。
【0012】実施例3 実施例1におけるZr に代えてSi を選択し、実施例1
と同様に結晶粒径D、α−Fe (110) 面の格子歪Sおよ
び初透磁率μi に及ぼすSi およびNの影響を調査し、
それらの調査結果から結晶粒径Dおよび格子歪Sと初透
磁率μi との関係を求めた。図7は、その結果を示した
もので、100 Å≦D≦170 Åおよび0.1%≦S≦0.7 %
の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわかる。
なお、初透磁率μi 2000以上が得られる合金組成は、
0.01 〜10%Si −0.01〜10%N−残部Fe であった。
と同様に結晶粒径D、α−Fe (110) 面の格子歪Sおよ
び初透磁率μi に及ぼすSi およびNの影響を調査し、
それらの調査結果から結晶粒径Dおよび格子歪Sと初透
磁率μi との関係を求めた。図7は、その結果を示した
もので、100 Å≦D≦170 Åおよび0.1%≦S≦0.7 %
の範囲で初透磁率μi が2000以上となることがわかる。
なお、初透磁率μi 2000以上が得られる合金組成は、
0.01 〜10%Si −0.01〜10%N−残部Fe であった。
【0013】実施例4 実施例1におけるZr に代えてMo ,Al ,B,V(添
加金属M)をそれぞれ選択し、実施例1と同様に結晶粒
径D、α−Fe (110) 面の格子歪Sおよび初透磁率μi
に及ぼすSi およびNの影響を調査し、それらの調査結
果から結晶粒径Dおよび格子歪Sと初透磁率μi との関
係を求めた。その結果、100 Å≦D≦170 Åおよび0.1
%≦S≦0.7 %の範囲で初透磁率μi が2000以上となる
ことがわかった。なお、初透磁率μi 2000以上が得られ
る合金組成は、0.01〜10%M−0.01〜10%N−残部Fe
であった。
加金属M)をそれぞれ選択し、実施例1と同様に結晶粒
径D、α−Fe (110) 面の格子歪Sおよび初透磁率μi
に及ぼすSi およびNの影響を調査し、それらの調査結
果から結晶粒径Dおよび格子歪Sと初透磁率μi との関
係を求めた。その結果、100 Å≦D≦170 Åおよび0.1
%≦S≦0.7 %の範囲で初透磁率μi が2000以上となる
ことがわかった。なお、初透磁率μi 2000以上が得られ
る合金組成は、0.01〜10%M−0.01〜10%N−残部Fe
であった。
【0014】実施例5 スパッタリング法により、5.2 %Zr −3.5 %N−残部
Fe よりなる薄膜を形成し、この薄膜に 100〜600 ℃の
温度範囲に60分間保持する熱処理を施し、初透磁率μi
に及ぼす熱処理温度の影響を調査した。なお、比較のた
め、15.8%Zr−13.2%N−残部Fe よりなる薄膜(比
較例1)、および7.8 %N−残部Fe よりなる薄膜(比
較例2)についても同様の調査を行った。
Fe よりなる薄膜を形成し、この薄膜に 100〜600 ℃の
温度範囲に60分間保持する熱処理を施し、初透磁率μi
に及ぼす熱処理温度の影響を調査した。なお、比較のた
め、15.8%Zr−13.2%N−残部Fe よりなる薄膜(比
較例1)、および7.8 %N−残部Fe よりなる薄膜(比
較例2)についても同様の調査を行った。
【0015】図8は、その結果を示したものである。こ
れより、本発明の範囲を外れる比較例1は(黒丸で表
す)、熱処理温度400 ℃以下では初透磁率μi が1000以
下であり、初透磁率μi 2000以上を得るには500 ℃以上
の高温で熱処理しなければならないことがわかる。ま
た、添加金属Mを含まない比較例2は(黒三角で表
す)、熱処理温度が320 ℃程度までは初透磁率μi 2000
以上となっているが、約320 ℃を越えると急激に初透磁
率μi が低下することがわかる。これに対して、本発明
のZr −N−Fe 系薄膜は(黒四角で表す)、熱処理温
度450 ℃程度までは初透磁率μi 2000以上の高値を維持
し、熱影響を受け難いことがわかる。なお、前記Zr に
代えて、Ta ,Mo ,Al ,B,V,Si のそれぞれを
同量(5.2 %)添加した薄膜についても同様の熱処理試
験を行ったところ、図8に示したと同様の結果が得られ
た。
れより、本発明の範囲を外れる比較例1は(黒丸で表
す)、熱処理温度400 ℃以下では初透磁率μi が1000以
下であり、初透磁率μi 2000以上を得るには500 ℃以上
の高温で熱処理しなければならないことがわかる。ま
た、添加金属Mを含まない比較例2は(黒三角で表
す)、熱処理温度が320 ℃程度までは初透磁率μi 2000
以上となっているが、約320 ℃を越えると急激に初透磁
率μi が低下することがわかる。これに対して、本発明
のZr −N−Fe 系薄膜は(黒四角で表す)、熱処理温
度450 ℃程度までは初透磁率μi 2000以上の高値を維持
し、熱影響を受け難いことがわかる。なお、前記Zr に
代えて、Ta ,Mo ,Al ,B,V,Si のそれぞれを
同量(5.2 %)添加した薄膜についても同様の熱処理試
験を行ったところ、図8に示したと同様の結果が得られ
た。
【0016】実施例6 スパッタリング法により、2.8 %Ta −3.2 %N−残部
Fe よりなる薄膜(試料1)と、2.8 %Si −2.9 %N
−残部Fe よりなる薄膜(試料2)と、2.9 %Al −3.
2 %N−残部Fe よりなる薄膜(試料3)とを形成し、
これらの薄膜に100〜600 ℃の温度範囲に60分間保持す
る熱処理を施し、初透磁率μi に及ぼす熱処理温度の影
響を調査した。図9は、その結果を示したものである。
なお、同図中、黒四角は試料1を、黒丸は試料2を、黒
三角は試料3の結果をそれぞれ表している。これより、
各試料1〜3は、熱処理温度が400 ℃をわずか越える範
囲までは、何れも初透磁率μi が2000以上の高値を維持
し、熱影響を受け難いことがわかる。
Fe よりなる薄膜(試料1)と、2.8 %Si −2.9 %N
−残部Fe よりなる薄膜(試料2)と、2.9 %Al −3.
2 %N−残部Fe よりなる薄膜(試料3)とを形成し、
これらの薄膜に100〜600 ℃の温度範囲に60分間保持す
る熱処理を施し、初透磁率μi に及ぼす熱処理温度の影
響を調査した。図9は、その結果を示したものである。
なお、同図中、黒四角は試料1を、黒丸は試料2を、黒
三角は試料3の結果をそれぞれ表している。これより、
各試料1〜3は、熱処理温度が400 ℃をわずか越える範
囲までは、何れも初透磁率μi が2000以上の高値を維持
し、熱影響を受け難いことがわかる。
【0017】
【発明の効果】以上、詳細に説明したように、本発明に
係る鉄基軟磁性材料によれば、成膜のままでも高い飽和
磁束密度と透磁率が得られ、薄膜磁気ヘッドのコア材と
して好適となる。また、400 ℃以下であれば、熱影響を
受けても初透磁率が2000以上の高値を維持するので、そ
の適用範囲は拡大する。
係る鉄基軟磁性材料によれば、成膜のままでも高い飽和
磁束密度と透磁率が得られ、薄膜磁気ヘッドのコア材と
して好適となる。また、400 ℃以下であれば、熱影響を
受けても初透磁率が2000以上の高値を維持するので、そ
の適用範囲は拡大する。
【図1】Fe −Zr −N系におけるZr およびN含有量
と結晶粒径との関係を示すグラフである。
と結晶粒径との関係を示すグラフである。
【図2】Fe −Zr −N系におけるZr およびN含有量
と格子歪との関係を示すグラフである。
と格子歪との関係を示すグラフである。
【図3】Fe −Zr −N系におけるZr およびN含有量
と初透磁率との関係を示すグラフである。
と初透磁率との関係を示すグラフである。
【図4】Fe −Zr −N系における格子歪および結晶粒
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
【図5】Fe −Zr −N系におけるZr およびN含有量
と飽和磁束密度との関係を示すグラフである。
と飽和磁束密度との関係を示すグラフである。
【図6】Fe −Ta −N系における格子歪および結晶粒
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
【図7】Fe −Si −N系における格子歪および結晶粒
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
径と初透磁率との関係を示すグラフである。
【図8】Fe −Zr −N系における熱処理温度と初透磁
率との関係を示すグラフである。
率との関係を示すグラフである。
【図9】Fe −Ta −N系、Fe −Si −N系およびF
e −Al −N系における熱処理温度と初透磁率との関係
を示すグラフである。
e −Al −N系における熱処理温度と初透磁率との関係
を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項1】 重量%で、Al ,Si ,V,Zr ,Mo
,Ta ,Bの1種または2種以上0.01〜10%、N0.01
〜10%、残部Fe よりなり、結晶粒径Dおよびα−Fe
(110) 面の格子歪Sの値が下記の範囲 100 Å≦D≦170 Å 0.1 %≦S≦0.7 % ただし、Sは、純鉄のα−Fe (110) 面の格子定数をd
(110)、上記組成の材料のα−Fe (110) 面の格子定数
をd(hkl)として下記式で与えられる にあることを特徴とする鉄基軟磁性材料。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7278408A JP2832588B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 鉄基軟磁性材料 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7278408A JP2832588B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 鉄基軟磁性材料 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH09102418A JPH09102418A (ja) | 1997-04-15 |
JP2832588B2 true JP2832588B2 (ja) | 1998-12-09 |
Family
ID=17596937
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7278408A Expired - Fee Related JP2832588B2 (ja) | 1995-10-02 | 1995-10-02 | 鉄基軟磁性材料 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2832588B2 (ja) |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2893706B2 (ja) * | 1989-03-24 | 1999-05-24 | 三菱マテリアル 株式会社 | 鉄系軟磁性膜 |
-
1995
- 1995-10-02 JP JP7278408A patent/JP2832588B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH09102418A (ja) | 1997-04-15 |
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