JPH05109533A - Co base soft magnetic thin film and magnetic head using it - Google Patents

Abstract

PURPOSE:To realize a magnetic head suitable for a magnetic disc apparatus by obtaining a magnetic film having a heat resistance at 700 deg.C or more, a high saturation flux density of 1.5T or more, high permeability, low magnetostriction constant, and corrosion resistance to constitute a magnetic head using it for at least one of a magnetic gap forming face. CONSTITUTION:A Co base soft magnetic thin film which has a composition expressed by CoxTauZrvCw (x, u, v, w are atom % each) where the compositional range is 75<=x<=89, 3<=u<=8, 1<=v<=6, 5<=w<=15, 6<=u+v<=10, 2/3<=(u+v)/w<=1.2, x+u+v+w=100. A magnetic thin film where particularly 0.8<=(u+v)<=1.4 with fcc structure Co or Co-Fe, Ta, and Zr carbide coexisting in the texture and with the (111) face of the fcc structure Co precedently oriented in parallel in a substrate face. Further, a Co base magnetic thin film replaced by Fe in a part of Co and a composite type levitated magnetic head using this magnetic film.

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【産業上の利用分野】本発明は磁気ディスク装置に用い
る磁気ヘッドのコア材料にかかわり、特に高飽和磁束密
度、高透磁率、低保磁力、低磁歪定数、耐熱性、耐食性
を有する軟磁性薄膜とそれを用いたコンポジット型磁気
ヘッドに関するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a core material of a magnetic head used in a magnetic disk device, and particularly to a soft magnetic thin film having high saturation magnetic flux density, high magnetic permeability, low coercive force, low magnetostriction constant, heat resistance and corrosion resistance. And a composite type magnetic head using the same.

【０００２】[0002]

【従来の技術】図８、図９はハードディスク装置用の磁
気コアとそれを用いた浮上式のコンポジット型の磁気ヘ
ッドを示す斜視図である。磁気コア６は、磁性薄膜４を
介して磁気コア半体１，２がガラス３により接合され、
ボンディングガラス５により補強されている。この磁気
コア６はスライダ−７に形成された溝にモ−ルディング
ガラス８により固定され、浮上式コンポジット型磁気ヘ
ッドが構成されている。このように、浮上式コンポジッ
ト型磁気ヘッドは、磁気コアを補強するボンディングガ
ラス５と、磁気コアをスライダ−に固定するモ−ルディ
ングガラス８の２種類のガラスを用いる必要がある。ガ
ラス５は信頼性を確保するために５５０℃程度まで加熱
する必要があり、ガラス８は７００℃以上で処理する必
要性がある。そのために、磁性薄膜にもこの熱履歴が加
わるため７００℃以上の耐熱性が要求される。従来、７
００℃以上の耐熱性を有する軟磁性薄膜としては、主と
してＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金薄膜（特開昭６１−２３４
５０９号公報等）が用いられてきた。しかしながら、Ｆ
ｅ−Ａｌ−Ｓｉ系合金薄膜の飽和磁束密度は最大１．１
Ｔ程度であり、記録媒体の保磁力の向上にともない、よ
り高い飽和磁束密度Ｂｓ≧１．５Ｔを有する軟磁性薄膜
が必要となってきている。そのために、高い飽和磁束密
度を有し、かつ耐熱性に優れた軟磁性薄膜の探索が必要
となってきている。その一例として、記録媒体が高保磁
力化したＶＴＲ用のＭＩＧヘッドとしてＣｏ基軟磁性薄
膜のＣｏ−Ｍ−Ｃ膜（ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔ
ａ，Ｍｏ，Ｗのうち少なくとも一種以上の元素）や、Ｃ
ｏの一部を元素Ｔで置き換えたＣｏ−Ｔ−Ｍ−Ｃ膜（Ｔ
はＦｅ，Ｎｉ，Ｍｎのうち少なくとも一種以上の元素）
が特開平２−２２９４０６号公報に、その軟磁性薄膜を
用いた磁気ヘッドが特開平２−１２３５０７号公報等に
開示されている。2. Description of the Related Art FIGS. 8 and 9 are perspective views showing a magnetic core for a hard disk device and a levitation type composite magnetic head using the magnetic core. In the magnetic core 6, the magnetic core halves 1 and 2 are joined by the glass 3 via the magnetic thin film 4,
It is reinforced by the bonding glass 5. The magnetic core 6 is fixed to a groove formed in the slider 7 by molding glass 8 to form a flying composite magnetic head. As described above, the floating composite magnetic head needs to use two kinds of glass: the bonding glass 5 for reinforcing the magnetic core and the molding glass 8 for fixing the magnetic core to the slider. The glass 5 needs to be heated to about 550 ° C. to ensure reliability, and the glass 8 needs to be processed at 700 ° C. or higher. Therefore, the thermal history is added to the magnetic thin film, so that heat resistance of 700 ° C. or higher is required. Conventionally, 7
As the soft magnetic thin film having heat resistance of 00 ° C. or higher, mainly Fe—Al—Si alloy thin film (Japanese Patent Laid-Open No. 61-234).
No. 509, etc.) has been used. However, F
The maximum saturation magnetic flux density of the e-Al-Si alloy thin film is 1.1.
Since the coercive force of the recording medium is improved, the soft magnetic thin film having a higher saturation magnetic flux density Bs ≧ 1.5T is required. Therefore, it is necessary to search for a soft magnetic thin film having a high saturation magnetic flux density and excellent heat resistance. As an example thereof, a Co-M-C film (M is Ti, Zr, Hf, Nb, T) of a Co-based soft magnetic thin film is used as an MIG head for a VTR whose recording medium has a high coercive force.
a, Mo, W, at least one element or more), or C
Co-T-M-C film (T
Is at least one element of Fe, Ni, Mn)
JP-A-2-229406 discloses a magnetic head using the soft magnetic thin film, and JP-A-2-123507 discloses the same.

【０００３】[0003]

【発明が解決しようとする課題】前記Ｃｏ−Ｍ−Ｃ膜
（ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ、Ｗの
少なくとも一種以上の元素）は、高い飽和磁束密度を得
るための主元素Ｃｏに、アモルファス化を促進するため
の元素Ｍと、熱処理後のＣｏの粒成長を抑制して微結晶
化するためのＣを添加して、良好な軟磁気特性とＦｅ−
Ａｌ−Ｓｉ膜より高い飽和磁束密度を有している。ま
た、更にＣｏの一部を元素Ｔで置き換えたＣｏ−Ｔ−Ｍ
−Ｃ膜（ＴはＦｅ，Ｎｉ，Ｍｎのうち少なくとも一種以
上の元素）は、元素Ｔを添加することによりＣｏの磁性
を補い、磁歪を小さくするとができる。しかしながら、
ＶＴＲ用のＭＩＧヘッドは、一般にフェライトからなる
一対の磁気コア半体の間に軟磁性膜とギャップ部を介在
させ、ガラスボンディングにより接合した構造すなわち
図８に示した構造と類似の構造となっている。このガラ
スボィンデングの温度は５００〜５５０℃前後でおこな
われるので、ＶＴＲ用の軟磁性薄膜の耐熱性は、この５
００〜５００℃の温度範囲内で、熱履歴による軟磁気特
性が劣化しない程度で十分であった。一方、コンポジッ
ト型の磁気ヘッドのガラスボンディングは前述したよう
に７００℃以上で行う必要があり、磁性薄膜は７００℃
以上の耐熱性を必要とする。そのために、従来知られて
いるＣｏ−Ｍ−Ｃ膜（ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｍｏ、Ｗの少なくとも一種以上の元素）をコ
ンポジット型磁気ヘッドに適用した場合には、必ずしも
優れた磁気ヘッドが実現できなかった。また、Ｃｏ−Ｍ
−Ｃ膜においては、アモルファスを生成し易い程、耐熱
性は高く、軟磁性に優れるが、飽和磁束密度は低くなっ
てしまう。逆に、結晶が成長し易い程飽和磁束密度は高
くなるが、耐熱性は低くなる。これらの膜において軟磁
気特性が熱処理により劣化する原因は、Ｃｏの粒成長に
よるものである。特にｈｃｐ構造のＣｏが生成されると
結晶磁気異方性定数Ｋｕが５×１０⁶ｅｒｇ／ｃｃと大
きく、磁歪定数も−１０×１０-⁶の負の値を示すことに
より、軟磁性が急激に劣化する。そのために、１．５Ｔ
以上の飽和磁束密度と７００℃以上の耐熱性を兼ね備え
た材料はなかった。本発明の目的は、結晶構造と結晶配
向を制御することにより、耐熱性と高い飽和磁束密度と
優れた軟磁気特性を有する最適組成のＣｏ基軟磁性膜を
提供するものである。また、結晶構造と結晶配向を制御
することにより、上述した従来技術の欠点を解消し、飽
和磁束密度が高く、かつ耐熱温度が高く、耐食性にも優
れる磁性薄膜及びそれを用いたコンポジット型磁気ヘッ
ドを提供することである。The Co-MC film (M is at least one element of Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Mo and W) has a high saturation magnetic flux density. The element M for promoting the amorphization and C for suppressing the grain growth of Co after heat treatment and microcrystallizing are added to the main element Co of Co to obtain good soft magnetic characteristics and Fe-
It has a higher saturation magnetic flux density than the Al-Si film. Further, Co-T-M in which a part of Co is replaced with the element T
The -C film (T is at least one element of Fe, Ni, and Mn) can supplement the magnetism of Co by adding the element T and reduce the magnetostriction. However,
An MIG head for a VTR generally has a structure in which a soft magnetic film and a gap portion are interposed between a pair of magnetic core halves made of ferrite and bonded by glass bonding, that is, a structure similar to the structure shown in FIG. There is. Since the temperature of this glass bonding is carried out at around 500 to 550 ° C, the heat resistance of the soft magnetic thin film for VTR is
Within the temperature range of 00 to 500 ° C., it was sufficient that the soft magnetic characteristics were not deteriorated by the heat history. On the other hand, the glass bonding of the composite type magnetic head needs to be performed at 700 ° C. or higher as described above, and the magnetic thin film is 700 ° C.
The above heat resistance is required. Therefore, conventionally known Co-MC films (M is Ti, Zr, Hf, V, N
When at least one element of b, Ta, Mo and W) is applied to the composite type magnetic head, an excellent magnetic head cannot always be realized. In addition, Co-M
In the -C film, the easier it is to form an amorphous material, the higher the heat resistance and the soft magnetism are, but the saturation magnetic flux density becomes low. On the contrary, as the crystals grow more easily, the saturation magnetic flux density increases, but the heat resistance decreases. The reason why the soft magnetic properties of these films are deteriorated by heat treatment is due to Co grain growth. Particularly large and Co is generated between the crystal magnetic anisotropy constant Ku is 5 × 10 ⁶ erg / cc of the hcp structure, by a negative value of the magnetostriction constant is -10 × 10- ^6, abruptly soft Deteriorates. Therefore, 1.5T
There is no material having both the saturation magnetic flux density and the heat resistance of 700 ° C. or higher. An object of the present invention is to provide a Co-based soft magnetic film having an optimum composition having heat resistance, high saturation magnetic flux density, and excellent soft magnetic characteristics by controlling the crystal structure and crystal orientation. Further, by controlling the crystal structure and the crystal orientation, the above-mentioned drawbacks of the prior art are eliminated, a magnetic thin film having a high saturation magnetic flux density, a high heat resistant temperature, and an excellent corrosion resistance, and a composite magnetic head using the same. Is to provide.

【０００４】[0004]

【課題を解決するための手段】本発明はＣｏ-Ｍ-Ｃ膜に
おいて、Ｃｏに添加した場合に最もアモルファスの生成
能力が高いＺｒにより、高い飽和磁束密度を有するＣｏ
-Ｔａ-ＣのＴａに一部を置換することにより耐熱性と高
い飽和磁束密度と優れた軟磁気特性を有する最適組成の
Ｃｏ基軟磁性膜を提供するものである。本発明は、Ｃｏ
xＴａuＺｒvＣw（ただし，ｘ，ｕ，ｖ，ｗは各々組成比
を原子％で表す）で示される組成を有し，その組成範囲
が ７５≦ ｘ ≦８９ ３≦ ｕ ≦８ １≦ ｖ ≦６ ５≦ ｗ ≦１５ ６ ≦ ｕ＋ｖ ≦１０ ２／３ ≦ (ｕ＋ｖ)／ｗ ≦１．２ ｘ＋ｕ＋ｖ＋ｗ＝１００ であるＣｏ基軟磁性薄膜を提供するものである。また、
Ｃｏの一部をＦｅで置換したＣｏxＦｅyＴａuＺｒvＣw
（ただし、ｘ，ｙ，ｕ，ｖ，ｗは各々組成比を原子％で
表す）で示される組成を有し、その組成範囲が ６５≦ ｘ ≦８９ ０ ≦ ｙ ≦１０ ３ ≦ ｕ ≦８ １ ≦ ｖ ≦６ ５ ≦ ｗ ≦１５ ６ ≦ ｕ＋ｖ ≦１０ ２／３ ≦ (ｕ＋ｖ)／ｗ ≦１．２ ｘ＋ｙ＋ｕ＋ｖ＋ｗ＝１００ であるＣｏ基軟磁性薄膜を提供するものである。特に、
Ｃｏ基軟磁性薄膜中のＴａとＺｒの組成比（ｕ／ｖ）
は、 ０.８ ≦（ｕ／ｖ）≦ １.４ が望ましい。更に、Ｃｏ基軟磁性薄膜の組織中には、実
質的にｈｃｐ構造のＣｏが存在せず、ｆｃｃ構造のＣｏ
またはＣｏ−Ｆｅと、ＴａおよびＺｒの炭化物の結晶で
構成され、ｆｃｃ構造のＣｏまたはＣｏ−Ｆｅの（１１
１）面が優先的に基板面に平行に配向され、Ｃｏ基軟磁
性薄膜のＣｏの組織が平均粒径２００Å以下の微細な結
晶粒よりなるものが望ましい。また、本発明は、このよ
うな好ましいＣｏ基軟磁性薄膜を用いたコンポジット型
磁気ヘッドを提供するものである。The present invention provides a Co-MC film having a high saturation magnetic flux density due to Zr, which has the highest amorphous forming ability when added to Co.
By substituting a part of Ta of -Ta-C, a Co-based soft magnetic film having an optimum composition having heat resistance, high saturation magnetic flux density, and excellent soft magnetic characteristics is provided. The present invention is based on Co
xTauZrvCw (where x, u, v, and w are composition ratios expressed in atomic%), and the composition range is 75 ≦ x ≦ 89 3 ≦ u ≦ 8 1 ≦ v ≦ 6 5 ≦ It is intended to provide a Co-based soft magnetic thin film in which w ≤15 6 ≤u + v ≤10 2/3 ≤ (u + v) / w ≤1.2 x + u + v + w = 100. Also,
CoxFeyTauZrvCw with a part of Co replaced by Fe
(Where x, y, u, v, and w are composition ratios expressed in atomic%), and the composition range is 65 ≦ x ≦ 89 0 ≦ y ≦ 10 3 ≦ u ≦ 8 1 The present invention provides a Co-based soft magnetic thin film having ≦ v ≦ 6 5 ≦ w ≦ 15 6 ≦ u + v ≦ 10 2/3 ≦ (u + v) / w ≦ 1.2 x + y + u + v + w = 100. In particular,
Composition ratio of Ta and Zr in Co-based soft magnetic thin film (u / v)
Is preferably 0.8 ≦ (u / v) ≦ 1.4. Further, in the texture of the Co-based soft magnetic thin film, Co of the hcp structure is substantially absent, and Co of the fcc structure is not present.
Alternatively, it is composed of Co—Fe and crystals of carbides of Ta and Zr and has a fcc structure of Co or Co—Fe (11
It is preferable that the 1) plane is preferentially oriented parallel to the substrate surface, and the Co structure of the Co-based soft magnetic thin film is composed of fine crystal grains having an average grain size of 200 Å or less. The present invention also provides a composite type magnetic head using such a preferable Co-based soft magnetic thin film.

【０００５】[0005]

【作用】本発明はＣｏ-Ｔａ-ＣのＴａの一部をＺｒによ
り置換することにより、耐熱性と高い飽和磁束密度とを
有するＣｏ-Ｔａ-Ｚｒ-Ｃ膜を得ることができる。これ
は、Ｃｏと、Ｔａ，Ｚｒ炭化物の結晶が共存することに
より、Ｃｏの結晶粒が適度に微細化されるため、耐熱性
があり、高飽和磁束密度で高透磁率、低保磁力の良好な
軟磁気特性が得られる。この微結晶状態を実現するため
には次の２つの条件が必要である。 （１）熱処理後にＣｏと元素Ｍの炭化物に相分離し、Ｃ
ｏ−Ｍ化合物やＣｏ炭化物を生成しないこと。 このためには、Ｃｏよりも炭化物の生成エネルギ−の小
さいすなわちＣとの親和力が強いＭ元素を用いることで
あり、このエネルギ−は次の順に小さい。 Ｈｆ＜Ｚｒ＜Ｔｉ＜Ｔａ＜Ｎｂ＜Ｖ＜Ｗ＜Ｍｏ 以上のことから、元素ＭとしてＴａより微結晶化に適す
るのは、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉであり、良好な軟磁性を得や
すい。しかし、Ｔｉはアモルファス生成能力がＴａより
小さいので元素Ｍとしては適当でない。この微結晶状態
は、元素ＭやＣあるいは元素Ｍの炭化物がＣｏの粒成長
を抑制することにより実現されるが、この量が多すぎる
とＣｏ粒間の磁気的結合が弱くなり、軟磁気特性が劣化
してしまう。また、高い耐熱性を有するには、ＣｏとＣ
やＣｏと元素Ｍの化合物を生成させないために、Ｚｒ，
ＨｆとＣ量はほぼ同量にする必要があるが、ＣがＣｏの
粒成長を抑制する効果を持つので、Ｃをわずかに多くす
る必要がある。Ｔａの場合にはＴａＣとＴａ₂Ｃという
２つの炭化物を生成し、その生成エネルギ−には大きな
差がない。従って、相分離していく過程でＣが多少、少
なくても、Ｔａ₂Ｃを生成しＴａがＣｏと化合物を作る
ことは少ない。Ｈｆ，Ｚｒの場合は、Ｃ量をわずか多く
しておく必要があり、Ｃ量が少ないとＨｆ，ＺｒとＣｏ
との化合物を作ってしまう恐れがある。このように、Ｔ
ａ₂Ｃが存在するために、Ｃｏ−Ｔａ−Ｃ膜では、Ｚ
ｒ，Ｈｆに比べて少ないＣ量（１０ａｔ％程度）で、最
も良好な軟磁性が得られる。According to the present invention, a part of Ta of Co-Ta-C is replaced with Zr to obtain a Co-Ta-Zr-C film having heat resistance and high saturation magnetic flux density. Since Co and Co crystals of Ta and Zr carbide coexist, the Co crystal grains are appropriately miniaturized, so that they have heat resistance, high saturation magnetic flux density, high magnetic permeability, and low coercive force. Excellent soft magnetic properties can be obtained. The following two conditions are necessary to realize this microcrystalline state. (1) After heat treatment, phase-separated into Co and carbide of element M, and C
Do not generate o-M compound or Co carbide. For this purpose, an M element having a smaller carbide formation energy than Co, that is, a stronger affinity with C is used, and the energy is smaller in the following order. Hf <Zr <Ti <Ta <Nb <V <W <Mo From the above, Zr, Hf, and Ti are more suitable for microcrystallization than Ta as the element M, and good soft magnetism is easily obtained. However, Ti is not suitable as the element M because it has an amorphous forming ability smaller than Ta. This microcrystalline state is realized by suppressing the grain growth of Co by the elements M and C or the carbide of the element M. However, if this amount is too large, the magnetic coupling between the Co grains becomes weak and the soft magnetic characteristics. Will deteriorate. Further, in order to have high heat resistance, Co and C
In order to prevent the formation of compounds of Co and element M with Co, Zr,
The amounts of Hf and C need to be almost the same, but since C has the effect of suppressing the grain growth of Co, it is necessary to increase C slightly. In the case of Ta, _two carbides, TaC and Ta ₂ C, are formed, and there is no great difference in the energy of formation. Therefore, in the process of phase separation, even if C is somewhat small, Ta ₂ C is not generated and Ta rarely forms a compound with Co. In the case of Hf and Zr, it is necessary to increase the amount of C slightly, and when the amount of C is small, Hf, Zr and Co
There is a risk of making a compound with. Thus, T
Due to the presence of a ₂ C, in the Co-Ta-C film, Z
The best soft magnetism can be obtained with a small amount of C (about 10 at%) as compared with r and Hf.

【０００６】（２）成膜後の状態でアモルファスの生成
能力が高いこと。 Ｃを添加しているのでアモルファスを生成しやすいが、
Ｃを添加した場合でも少ない添加量でアモルファス化で
き、その後熱処理することにより微結晶化するほど耐熱
性が高く、軟磁気特性が良好となる。Ｃを添加しない場
合のアモルファスを生成するのに必要な元素Ｍの添加量
は次の通りであり、 Ｚｒ＜Ｈｆ＜Ｔａ＜Ｎｂ＜Ｗ＜Ｔｉ＜Ｍｏ Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔａの場合には、Ｚｒ＝５ａｔ％、Ｈｆ＝
７ａｔ％、Ｔａ＝１０ａｔ％である。Ｃを添加した場合
でも、Ｔａよりもアモルファスを生成しやすい元素は、
ＺｒとＨｆのみである。従って、同じ元素量でＣｏ-Ｔ
ａ-ＣのＴａを置き換えて耐熱性が向上するのは、Ｚｒ
とＨｆのみであるが，Ｚｒの方がアモルファス生成能力
が高いので、同じ耐熱温度を実現するためには添加量が
少なくてすみ、飽和磁束密度の低下が少ない。(2) Amorphous generation ability is high after the film formation. Since C is added, it is easy to produce amorphous, but
Even if C is added, it can be made amorphous with a small amount of addition, and as it is further crystallized by heat treatment, the heat resistance becomes higher and the soft magnetic characteristics become better. The amount of addition of the element M necessary to generate an amorphous material when C is not added is as follows: Zr <Hf <Ta <Nb <W <Ti <Mo Zr, Hf, Ta, Zr = 5at%, Hf =
7 at% and Ta = 10 at%. Even when C is added, the elements that are more likely to produce amorphous than Ta are
Only Zr and Hf. Therefore, with the same elemental amount, Co-T
The reason why heat resistance is improved by replacing Ta in a-C is Zr.
However, since Zr has a higher amorphous forming ability, the addition amount is small and the saturation magnetic flux density does not decrease much in order to achieve the same heat-resistant temperature.

【０００７】Ｃｏ−Ｔａ−Ｃ膜は、アモルファス状態で
はキュリ−温度が低いために、室温でのＢｓは１．１〜
１．２Ｔと低いが、結晶化によってＴａとＣが炭化物と
なって相分離するために、キュリ−点が上昇する。これ
に伴って飽和磁束密度が上昇して１．５Ｔ以上となる。
Ｃｏ−Ｔａ−Ｃ膜では、元素ＭとしてのＴａがＺｒ，Ｈ
ｆ等に比べ結晶化しやすいため、同じ元素Ｍ，Ｃ量では
飽和磁束密度Ｂｓが最も大きく、良好な軟磁性が得られ
る範囲でＢｓ１．５Ｔ以上となるが、耐熱温度が６００
℃が上限である。一方、元素ＭとしてＺｒを用いたもの
は、必要な７００℃以上の耐熱温度を得ることができ
る。Ｚｒは、Ｃｏに少量添加するだけでアモルファスを
生成できるため、膜を作製した状態でアモルファスを得
やすく、かつ熱処理によっても結晶化しても、結晶粒の
成長が緩やかであるため結晶粒径が２００Å程度の微結
晶組織となる。このため、Ｃｏ結晶粒間の交換結合力に
よって磁気異方性分散が低減され、軟磁性が得られる。
また元素ＭとしてのＺｒとの炭化物がＣｏの粒成長を抑
制することにより、耐熱温度が７００℃以上と高い耐熱
性が得られるものと考えられる。しかし、７００℃以上
の耐熱性を有するためには、Ｚｒの量を１０ａｔ％程度
とし、Ｃ量を１５〜２０ａｔ％とする必要があるため、
飽和磁束密度Ｂｓの上限は１．４Ｔ程度であった。Since the Co-Ta-C film has a low Curie temperature in an amorphous state, Bs at room temperature is 1.1 to.
Although it is as low as 1.2T, the Curie point rises because Ta and C become carbides due to crystallization and undergo phase separation. Along with this, the saturation magnetic flux density rises to 1.5 T or more.
In the Co-Ta-C film, Ta as the element M is Zr, H.
Since it is easier to crystallize than f etc., the saturation magnetic flux density Bs is the largest with the same amount of elements M and C, and Bs is 1.5 T or more in the range where good soft magnetism is obtained, but the heat resistant temperature is 600.
C is the upper limit. On the other hand, when Zr is used as the element M, the required heat resistant temperature of 700 ° C. or higher can be obtained. Since Zr can be made amorphous by adding a small amount to Co, it is easy to obtain amorphous in the state where the film is formed, and even if it is crystallized by heat treatment, the crystal grain growth is slow, so that the crystal grain size is 200Å. It has a degree of microcrystalline structure. Therefore, magnetic anisotropy dispersion is reduced by the exchange coupling force between Co crystal grains, and soft magnetism is obtained.
Further, it is considered that the carbide with Zr as the element M suppresses the grain growth of Co, so that the heat resistant temperature is as high as 700 ° C. or higher and high heat resistance can be obtained. However, in order to have heat resistance of 700 ° C. or higher, it is necessary to set the amount of Zr to about 10 at% and the amount of C to 15 to 20 at%.
The upper limit of the saturation magnetic flux density Bs was about 1.4T.

【０００８】本発明は、Ｂｓ＞１．５ＴのＣｏ−Ｔａ−
Ｃ膜のＴａを、Ｃｏに添加した場合最も効果的にアモル
ファスを生成できるＺｒで置換することにより、耐熱性
を向上させようとするものである。耐熱性の向上する原
因はＴａをＺｒで置換することにより、熱処理による結
晶粒の成長が緩やかになり、適度に微細化することに起
因すると考えられる。Ｂｓを１．５Ｔ以上と大きくする
ため、Ｔａ及びＺｒの添加量は各々８ａｔ％、６ａｔ％
が上限であり、その総量は１０ａｔ％以下である必要が
ある。また、微結晶を生成し耐熱温度を高めるために、
Ｔａは３ａｔ％以上、Ｚｒは１ａｔ％以上添加する必要
がある。一方、Ｃ量（ｗ）は少なすぎると炭化物の生成
が十分でなく、耐熱温度が低くなり、多すぎるとＣやＴ
ａ，Ｚｒの炭化物がＣｏの結晶粒界に多数析出して、Ｃ
ｏ粒間の磁気的な結合が不十分となり、軟磁性が得られ
なくなる。そのために、Ｔａ量（ｕ）とＺｒ量（ｖ）に
対して、Ｃ量（Ｗ）が５≦ｗ≦１５（ａｔ％）の範囲
で、２／３≦（ｕ＋ｖ）／ｗ≦１．２を、更に、０．８
≦ｕ／ｖ≦１．４満たすことが望ましい。その結果飽和
磁束密度Ｂｓ≧１．５Ｔ、耐熱温度７００℃以上が実現
できる。According to the present invention, Co-Ta-of Bs> 1.5T
It is intended to improve the heat resistance by substituting Ta of the C film with Zr that can most effectively produce amorphous when added to Co. It is considered that the reason why the heat resistance is improved is that the substitution of Ta with Zr slows down the growth of crystal grains due to the heat treatment, resulting in appropriate miniaturization. To increase Bs to 1.5T or more, the amounts of Ta and Zr added are 8 at% and 6 at%, respectively.
Is the upper limit, and the total amount must be 10 at% or less. Further, in order to generate fine crystals and raise the heat resistant temperature,
It is necessary to add Ta at 3 at% or more and Zr at 1 at% or more. On the other hand, if the amount of C (w) is too small, the formation of carbides is insufficient and the heat resistant temperature becomes low, and if it is too large, C and T
A large number of carbides of a and Zr are precipitated at the Co grain boundaries, and C
o Magnetic coupling between grains becomes insufficient and soft magnetism cannot be obtained. Therefore, with respect to the Ta amount (u) and the Zr amount (v), 2/3 ≦ (u + v) /w≦1.2 when the C amount (W) is in the range of 5 ≦ w ≦ 15 (at%). To 0.8
It is desirable to satisfy ≦ u / v ≦ 1.4. As a result, a saturation magnetic flux density Bs ≧ 1.5T and a heat resistant temperature of 700 ° C. or higher can be realized.

【０００９】また、この微結晶膜では、結晶粒径の小さ
いことが軟磁性を得る上で最も重要であるが微結晶膜と
はいえ結晶質であるので、結晶磁気異方性定数や磁歪定
数が小さいほど軟磁性は得やすい。Ｃｏは低温ではｈｃ
ｐ構造が安定であり、４２０℃以上でｆｃｃ構造に変態
することが知られている。ｆｃｃ−Ｃｏのほうがｈｃｐ
−Ｃｏに比べて、結晶磁気異方性定数Ｋ1が小さいの
で、ｆｃｃ-Ｃｏを生成したほうが軟磁性を得やすい。
スパッタリング法を用いて薄膜を作製する場合、その成
膜条件を最適化し制御することによりｆｃｃ構造のＣｏ
を室温で得ることができる。また、ある特定の結晶格子
面内で磁化が回転することを考えると格子面によって磁
気異方性エネルギ−が異なることが知られているが（例
えば、近角聰信著、強磁性体の物理 下巻 Ｐ９）、ｆ
ｃｃ−Ｃｏでは、（１１１）面内で磁化が回転する場合
が（１００）面や（１１０）面の場合と比較して、磁気
異方性エネルギ−が最も小さい。したがって、ｆｃｃ−
Ｃｏの（１１１）面が基板面に平行に配向した場合が、
膜面内での磁化回転に影響する見かけ上の結晶磁気異方
性定数Ｋ1'(111)が最も小さくなり、他の格子面が配向
した場合に比べて良好な軟磁性が得られる。またＫ1'(1
11)が小さいので熱処理によって結晶粒径が大きくなっ
ても軟磁性の劣化が少ない。本発明によれば、Ｔａの一
部をＺｒで置換して複合添加することにより、Ｃ量の少
ない組成で軟磁性を得て、かつ耐熱温度も高くすること
ができ、さらにスパッタ条件の最適化によりｆｃｃ−Ｃ
ｏの（１１１）面を基板面に平行に配向させることによ
り、さらに良好な軟磁性を得ることができる。また，Ｃ
ｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜のＣｏの一部をＦｅで置き換えた
Ｃｏ−Ｆｅ−Ｍ−Ｃ膜は、Ｆｅを添加することによりＣ
ｏの磁性を補い、更に高い飽和磁束密度を得ることがで
き，かつ、ＦｅはＣｏをｆｃｃ構造に安定させ、結晶異
方性が小さくなり、良好な軟磁性を得ることができる。
また、本発明のように、Ｃｏ結晶間の磁気的な結合によ
って、軟磁性を得るためには、Ｃｏの結晶粒径が小さ
く、交換結合力が十分働くように、粒界等に多くの析出
物が存在しないことが重要である。Ｃｏの結晶磁気異方
定数はｆｃｃ構造であっても、１０⁴〜１０⁵ｅｒｇ／ｃ
ｃのオ−ダ−なので、軟磁性を得るためには、その結晶
粒径は２００Å以下にする必要がある。一方、Ｔａや炭
化物が、Ｃｏの粒界に存在することによって、Ｃｏの粒
成長を抑制するが、その炭化物の粒径がＣｏの粒径と同
程度になると、Ｃｏ粒間の磁気的な結合を妨げるように
なり、軟磁性が得られなくなる。Further, in this microcrystalline film, a small crystal grain size is the most important for obtaining soft magnetism, but it is crystalline although it is a microcrystalline film. The smaller is, the easier it is to obtain soft magnetism. Co is hc at low temperature
It is known that the p structure is stable and transforms into an fcc structure at 420 ° C. or higher. fcc-Co is more hcp
Since the magnetocrystalline anisotropy constant K1 is smaller than that of -Co, it is easier to obtain soft magnetism by producing fcc-Co.
When a thin film is formed by using the sputtering method, the Co of fcc structure can be obtained by optimizing and controlling the film forming conditions.
Can be obtained at room temperature. In addition, it is known that the magnetic anisotropy energy differs depending on the lattice plane, considering that the magnetization rotates in a certain crystal lattice plane (see, for example, S. Shinkaku, Physics of Ferromagnets. P9), f
In cc-Co, the case where the magnetization rotates in the (111) plane has the smallest magnetic anisotropy energy as compared with the case where the magnetization is the (100) plane or the (110) plane. Therefore, fcc-
When the (111) plane of Co is oriented parallel to the substrate surface,
The apparent magnetocrystalline anisotropy constant K1 '(111) affecting the magnetization rotation in the film plane is the smallest, and good soft magnetism can be obtained as compared with the case where other lattice planes are oriented. Also K1 '(1
Since 11) is small, even if the crystal grain size is increased by heat treatment, soft magnetic deterioration is small. According to the present invention, by partially replacing Ta with Zr and adding them in combination, soft magnetism can be obtained with a composition having a small amount of C, and the heat resistance temperature can be increased, and the sputtering conditions can be optimized. Fcc-C
Even better soft magnetism can be obtained by orienting the (111) plane of o parallel to the substrate surface. Also, C
The Co-Fe-M-C film in which a part of Co in the o-Ta-Zr-C film is replaced with Fe is added by adding Fe to form a C-Fe-M-C film.
The magnetism of o can be supplemented and a higher saturation magnetic flux density can be obtained, and Fe stabilizes Co in the fcc structure, the crystal anisotropy becomes small, and good soft magnetism can be obtained.
In addition, as in the present invention, in order to obtain soft magnetism by magnetic coupling between Co crystals, the Co grain size is small, and a large amount of precipitation occurs at grain boundaries or the like so that the exchange coupling force works sufficiently. It is important that there is nothing. Even if the crystal magnetic anisotropy constant of Co is fcc structure, it is 10 ⁴ to 10 ⁵ erg / c.
Since it is of the order of c, its crystal grain size must be 200 Å or less in order to obtain soft magnetism. On the other hand, the presence of Ta and carbide in the grain boundaries of Co suppresses the grain growth of Co. However, when the grain size of the carbide is about the same as the grain size of Co, magnetic coupling between Co grains is generated. And soft magnetism cannot be obtained.

【００１０】[0010]

【実施例】（実施例１）本発明の磁性膜の形成には通常
のＲＦマグネトロンスパッタ装置を用いた。Ｃｏ−Ｔａ
−Ｚｒ−ＣのターゲットをＡｒとＣＨ₄の混合ガスを用
いてスパッタ後、印加磁界１ＫＯｅ中で熱処理を行っ
た。スパッタ条件は以下の通りである。 排気到達真空度 １×１０-⁶Ｔｏｒｒ以下 投入電力 ２．０〜４．５Ｗ／ｃｍ² ガス圧（全圧） １〜８×１０-³Ｔｏｒｒ 基板 結晶化ガラス 基板温度 加熱無し 以上の条件で作製した磁性膜の膜厚は2μｍである。磁
性薄膜の組成は、ＥＰＭＡによって分析した。膜の飽和
磁束密度および保磁力はＶＳＭ、透磁率はベクトルイン
ピーダンスメ−タ、磁歪定数は光てこ法により測定し
た。また、この磁性膜の耐熱温度はＮ₂雰囲気中で所定
の温度に加熱後、室温で透磁率を測定し、５ＭＨｚで測
定した透磁率が１０００以下となる温度とした。図１
に、Ｔａの一部をＺｒで置換したＣｏ₈₂Ｔａ₈-aＺｒaＣ
₁₀（ａｔ％）膜におけるＺｒ置換量と透磁率の関係を示
す。Ｚｒ量をａ≧１ａｔ％にすることによって７００℃
の熱処理後においても透磁率は１０００以上の値を示し
ている。特に、ＴａとＺｒの組成比が０．８〜１．４の
範囲の組成においては、５ＭＨにおける透磁率μが６０
０℃熱処理後でμ≧２０００、７００℃熱処理後でμ≧
１５００の良好な軟磁性を示した。一方、飽和磁束密度
Ｂｓは、図２のようにＺｒ量の増加とともに減少してい
るが、Ｚｒ量が６ａｔ％以下であれば１．５Ｔ以上の大
きな値を示す。図３、図４にはＣｏ₈₂Ｔａ₈Ｃ₁₀，Ｃｏ
₈₂Ｚｒ₈Ｃ₁₀、Ｃｏ₈₂Ｔａ_4.5Ｚｒ_3.5Ｃ₁₀膜の透磁率及
び飽和磁束密度の熱処理温度依存性を示す。Ｃｏ₈₂Ｔａ
_4.5Ｚｒ_3.5Ｃ₁₀膜はＣｏ₈₂Ｔａ₈Ｃ₁₀膜の大きな飽和磁
束密度と、Ｃｏ₈₂Ｚｒ₈Ｃ₁₀膜の高耐熱性を兼ね備えて
いることがわかる。Ｃｏ₈₂Ｔａ_4.5Ｚｒ_3.5Ｃ₁₀膜では、
７００℃の熱処理後において、透磁率μ5MHz＝１６０
０、飽和磁束密度Ｂｓ＝１．５２Ｔの特性を示した。表
１に、本発明の組成範囲のＣｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜と元
素としてのＴａ，Ｚｒを単独添加したＣｏ−Ｔａ−Ｃ
ｏ、Ｃｏ−Ｚｒ−Ｃ膜、および本発明の組成範囲外のＣ
ｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜の７００℃熱処理後の特性を示
す。本発明の組成範囲のＣｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜はＢｓ
≧１．５Ｔ、μ5MHz≧１０００で軟磁気特性も優れてい
る。さらに本発明のＣｏをＦｅによって置換した場合に
ついての結果も示してあるが、Ｆｅで置換することによ
って飽和磁束密度は大きくなり１．６Ｔ以上の値を示す
ものもあった。またＦｅの添加により磁歪定数は正の側
に変化し、添加量を制御することによって零に近づける
ことができる。７００℃熱処理により、Ｃｏ−Ｔａ−Ｃ
膜は耐熱温度が６００℃前後であるために、飽和磁束密
度Ｂｓ≧１．５Ｔであるが、透磁率が低く保持力が高く
軟磁気特性が劣化する。また、Ｃｏ−Ｚｒ−Ｃは、７０
０℃以上の耐熱性を有する組成では、透磁率は高いがＢ
ｓは１．４Ｔが上限である。また、比較例に示すよう
に、Ｃ，Ｔａ，Ｚｒの量が本発明の組成範囲以外のもの
は、熱処理温度７００℃以上では、Ｂｓ≧１．５Ｔ、μ
5MHz≧１０００を同時に満たすことはできない。EXAMPLES Example 1 An ordinary RF magnetron sputtering apparatus was used to form the magnetic film of the present invention. Co-Ta
After sputtering a target of —Zr—C using a mixed gas of Ar and CH ₄ , heat treatment was performed in an applied magnetic field of 1 KOe. The sputtering conditions are as follows. Produced in the exhaust ultimate vacuum of 1 × 10- ⁶ Torr or less input power 2.0~4.5W / cm ² gas pressure (total pressure) 1~8 × 10- ³ Torr substrate crystallized glass substrate temperature heating without the above conditions The thickness of the formed magnetic film is 2 μm. The composition of the magnetic thin film was analyzed by EPMA. The saturation magnetic flux density and coercive force of the film were measured by VSM, the magnetic permeability was measured by a vector impedance meter, and the magnetostriction constant was measured by an optical lever method. The heat resistant temperature of this magnetic film was set to a temperature at which the magnetic permeability measured at 5 MHz after heating to a predetermined temperature in an N ₂ atmosphere was 1000 or less. Figure 1
In addition, Co ₈₂ Ta ₈ -aZr aC in which a part of Ta is replaced with Zr
The relationship between the Zr substitution amount and magnetic permeability in a ₁₀ (at%) film is shown. By setting the Zr amount to a ≧ 1 at%, 700 ° C.
Even after the heat treatment, the magnetic permeability shows a value of 1000 or more. Particularly, in the composition in which the composition ratio of Ta and Zr is in the range of 0.8 to 1.4, the magnetic permeability μ at 5 MH is 60.
Μ ≧ 2000 after 0 ° C. heat treatment, μ ≧ after 700 ° C. heat treatment
It showed a good soft magnetism of 1500. On the other hand, the saturation magnetic flux density Bs decreases as the Zr amount increases as shown in FIG. 2, but shows a large value of 1.5 T or more if the Zr amount is 6 at% or less. 3 and 4 show Co ₈₂ Ta ₈ C ₁₀ and Co.
₈ shows the heat treatment temperature dependence of the magnetic permeability and the saturation magnetic flux density of the ₈₂ Zr ₈ C ₁₀ and Co ₈₂ Ta _4.5 Zr _3.5 C ₁₀ films. Co ₈₂ Ta
_It can be seen that the _4.5 Zr _3.5 C ₁₀ film has both the large saturation magnetic flux density of the Co ₈₂ Ta ₈ C ₁₀ film and the high heat resistance of the Co ₈₂ Zr ₈ C ₁₀ film. In the Co ₈₂ Ta _4.5 Zr _3.5 C ₁₀ film,
After heat treatment at 700 ℃, permeability μ5MHz = 160
0, the saturation magnetic flux density Bs = 1.52T. In Table 1, a Co-Ta-Zr-C film having the composition range of the present invention and a Co-Ta-C film in which Ta and Zr as elements are solely added.
o, Co-Zr-C film, and C outside the composition range of the present invention
The characteristics of the o-Ta-Zr-C film after heat treatment at 700 ° C are shown. The Co-Ta-Zr-C film having the composition range of the present invention is Bs.
≧ 1.5T, μ5MHz ≧ 1000, and excellent soft magnetic characteristics. Further, although the results of replacing Co of the present invention with Fe are also shown, the saturation magnetic flux density was increased by replacing Fe with some, and some showed values of 1.6 T or more. Further, the magnetostriction constant changes to the positive side by the addition of Fe, and it can be brought close to zero by controlling the addition amount. Co-Ta-C by heat treatment at 700 ° C
Since the heat-resistant temperature of the film is around 600 ° C., the saturation magnetic flux density Bs ≧ 1.5T, but the magnetic permeability is low, the coercive force is high, and the soft magnetic characteristics are deteriorated. Further, Co-Zr-C is 70
In a composition having a heat resistance of 0 ° C. or higher, the magnetic permeability is high, but B
The upper limit of s is 1.4T. Further, as shown in Comparative Examples, when the amounts of C, Ta, and Zr are outside the composition range of the present invention, Bs ≧ 1.5T, μ at a heat treatment temperature of 700 ° C. or higher.
5MHz ≧ 1000 cannot be satisfied at the same time.

【００１１】また、ＴａとＺｒ以外の組合せの例を表２
に示す。ＴａよりもＣｏに添加した場合に、アモルファ
スを生成しやすい元素はＺｒ，Ｈｆのみであり、また、
Ｔａより炭化物生成しやすい元素もＺｒ，Ｈｆ，Ｔｉの
３元素のみである。従って、Ｃｏ−Ｔａ−Ｃ膜のＴａの
一部を置換して耐熱性を向上できる元素は、Ｚｒ，Ｈｆ
のみである。また、Ｃｏ−Ｍ−Ｚｒ−Ｃの元素ＭをＴａ
以外の元素に置き換えても、高い飽和磁束密度と、良好
な軟磁性を示すものはない。Ｃｏ−Ｔａ−Ｈｆ−Ｃも高
い耐熱性を有するが、Ｈｆの方がＺｒよりもアモルファ
ス生成能力が低いので、Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜と同じ
耐熱温度を実現するためには、Ｈｆの添加量を多くする
必要があり、且つ、ＨｆとＣｏとの化合物の生成を防ぐ
ためにＣ量を増やす必要があるので、Ｂｓ≧１．５Ｔ、
耐熱温度７００℃以上は実現できず、また、軟磁性も低
下する。Table 2 shows examples of combinations other than Ta and Zr.
Shown in. Zr and Hf are the only elements that tend to form amorphous when added to Co rather than Ta.
Zr, Hf, and Ti are the only elements that are more likely to form carbides than Ta. Therefore, elements that can improve the heat resistance by substituting a part of Ta of the Co-Ta-C film are Zr, Hf.
Only. Further, the element M of Co-M-Zr-C is Ta
Even if it is replaced with an element other than the above, none of them shows a high saturation magnetic flux density and good soft magnetism. Co-Ta-Hf-C also has high heat resistance, but since Hf has a lower amorphous-forming ability than Zr, in order to realize the same heat-resistant temperature as the Co-Ta-Zr-C film, Hf Since it is necessary to increase the addition amount and to increase the C amount in order to prevent the formation of the compound of Hf and Co, Bs ≧ 1.5T,
A heat-resistant temperature of 700 ° C. or higher cannot be realized, and soft magnetism also decreases.

【００１２】[0012]

【表１】 i＊印は特性の劣る項目、耐熱温度は5MHz透磁率が1000
以下となる温度）[Table 1] Items marked with i * are inferior in characteristics, heat resistance temperature is 5MHz, magnetic permeability is 1000
Below temperature)

【００１３】[0013]

【表２】 i＊印は特性の劣る項目、耐熱温度は5MHz透磁率が1000
以下となる温度）[Table 2] Items marked with i * are inferior in characteristics, heat resistance temperature is 5MHz, magnetic permeability is 1000
Below temperature)

【００１４】（実施例２）図５にＣｏ₇₉Ｔａ₅Ｚｒ₄Ｃ₁₂
膜の７００℃熱処理後のＣｏ−Ｋα線を用いて測定した
Ｘ線回折パターンを示す。ｆｃｃ−Ｃｏの（１１１）、
（２００）面の回折ピークとＴａＣ及びＺｒＣの中間の
格子定数をもつピークが見られる。なお、ｆｃｃ-Ｃｏ
の（２２０）面の回折ピークは観察されなかった。この
場合のＣｏの結晶粒径をピークの半値幅より、Ｓｃｈｅ
ｒｒｅｒの式 Ｄ＝０．９４λ／Ｂｃｏｓθ （但し、Ｄ:結晶粒径、λ:Ｘ線の波長、Ｂ:回折ピーク
の半値幅、θ:回折角）を用いて結晶粒径を求めてみる
と、約１００Åという微結晶であった。また、Ｔａ、Ｚ
ｒの炭化物の結晶粒は、電子顕微鏡観察の結果、Ｃｏよ
りもさらに小さいことがわかった。これに対して、Ｃｏ
₇₇Ｔａ₈Ｃ₁₅膜の７００℃熱処理後のＸ線回折ピークを
見ると、Ｃｏ₇₉Ｔａ₅Ｚｒ₄Ｃ₁₂に比べてピークが鋭く大
きくなっており、結晶粒が成長していることがわかる。
一方、Ｃｏ₇₄Ｚｒ₈Ｃ₁₈膜では、７００℃の熱処理後で
もＣｏの回折ピークは小さく、結晶粒径も１００Å以下
であった。このように、ＴａをＺｒで置換することによ
り結晶粒の成長を緩やかにすることができる。図６にｆ
ｃｃ−Ｃｏの（１１１）面と（２００）面のＸ線回折強
度比Ｉ(200)/Ｉ(111)と透磁率の関係を７００℃熱処理
後の場合について示す。これらの膜は、スパッタ条件を
変えることによって配向を変化させた。また、図７に図
６中のＡ，Ｂの試料につき熱処理温度と結晶粒径及び透
磁率の関係を示す。図中には、ｈｃｐ−Ｃｏを含む場合
に付いても合せて示してある。この場合、Ｘ線回析ピ−
クにおけるｆｃｃ−Ｃｏの（１１１）面とｈｃｐ−Ｃｏ
の（１０１）面のピ−ク強度比は、７００℃熱処理後で
約３：１である。図よりわかるように、熱処理温度の上
昇に伴う結晶粒の成長はＡ、Ｂの試料およびｈｃｐ−Ｃ
ｏを含む場合の間で大きな差は見られなかった。透磁率
は、ｈｃｐ−Ｃｏを含まないｆｃｃ−Ｃｏの場合ＡＢの
方が高く、かつ（１１１）面配向の試料Ａのほうが大き
いことがわかる。図６、図７に示すようにｆｃｃ−Ｃｏ
の（１１１）面が基板面に平行に配向していたほうが透
磁率が高く、軟磁性が優れることがわかる。これは膜の
面内で磁化が回転する場合、（１１１）面が基板面に平
行に配向した場合が結晶磁気異方性が最も小さくなるこ
とに起因しているものと考えられる。(Embodiment 2) FIG. 5 shows Co ₇₉ Ta ₅ Zr ₄ C ₁₂
The X-ray-diffraction pattern measured using the Co-K (alpha) ray after 700 degreeC heat processing of a film | membrane is shown. fcc-Co (111),
A diffraction peak of the (200) plane and a peak having a lattice constant intermediate between TaC and ZrC are seen. Note that fcc-Co
No diffraction peak of the (220) plane was observed. In this case, the crystal grain size of Co can be calculated from the half width of the peak by
The crystal grain size is calculated using the rrer's formula D = 0.94λ / Bcosθ (where D: crystal grain size, λ: wavelength of X-ray, B: half width of diffraction peak, θ: diffraction angle). , About 100Å were fine crystals. Also, Ta, Z
As a result of electron microscope observation, it was found that the crystal grains of the carbide of r were smaller than Co. On the other hand, Co
_When the X-ray diffraction peak of the ₇₇ Ta ₈ C ₁₅ film after the heat treatment at 700 ° C. is seen, the peak is sharper and larger than that of Co ₇₉ Ta ₅ Zr ₄ C ₁₂ , and it can be seen that the crystal grains are growing.
On the other hand, in the Co ₇₄ Zr ₈ C ₁₈ film, the Co diffraction peak was small even after the heat treatment at 700 ° C., and the crystal grain size was 100 Å or less. Thus, by substituting Zr for Ta, the growth of crystal grains can be moderated. 6 f
The relationship between the X-ray diffraction intensity ratio I (200) / I (111) of the (111) plane and the (200) plane of cc-Co and the magnetic permeability is shown after the heat treatment at 700 ° C. The orientation of these films was changed by changing the sputtering conditions. Further, FIG. 7 shows the relationship between the heat treatment temperature, the crystal grain size, and the magnetic permeability of the samples A and B in FIG. In the figure, the case of including hcp-Co is also shown. In this case, the X-ray diffraction peak
(111) plane of fcc-Co and hcp-Co
The peak intensity ratio of the (101) plane is about 3: 1 after the heat treatment at 700 ° C. As can be seen from the figure, the growth of the crystal grains with the increase of the heat treatment temperature was observed in the samples A, B and hcp-C.
No significant difference was found between the cases containing o. It is understood that the magnetic permeability is higher in AB in the case of fcc-Co containing no hcp-Co, and higher in the sample A having the (111) plane orientation. As shown in FIGS. 6 and 7, fcc-Co
It is understood that the magnetic permeability is higher and the soft magnetism is better when the (111) plane of (1) is oriented parallel to the substrate surface. This is considered to be due to the smallest magnetocrystalline anisotropy when the magnetization rotates in the plane of the film and when the (111) plane is oriented parallel to the substrate surface.

【００１５】（実施例３）次に本発明によるＣｏ₈₄Ｔａ
₄Ｚｒ₃Ｃ₉膜を磁気ヘッドに応用した例を示す。図８は
本発明の磁性膜を適用した磁気ヘッドコアの一例を示す
外観斜視図である。ＭｎＯ：２８モル％、ＺｎＯ：１９
モル％、Ｆｅ₂Ｏ₃：５３モル％のＭｎ−Ｚｎ単結晶フェ
ライトの磁気ヘッドコア半体のギャップ対向面に、ＲＦ
マグネトロンスパッタ装置を用い、膜厚２μのＣｏ−Ｔ
ａ−Ｚｒ−Ｃ組成磁性膜を成膜した。スパッタ条件は以
下の通りである。 排気到達真空度 １×１０-⁶Ｔｏｒｒ以下 投入電力 ４．５ｗ／ｃｍ² ガス圧（全圧） ４×１０-³Ｔｏｒｒ ガス圧（ＣＨ₄） ６×１０-³Ｔｏｒｒ タ−ゲット組成 Ｃｏ₉₁Ｔａ₅Ｚｒ₄ タ−ゲットサイズ １５０ｍｍΦ 次に、磁気ヘッドコア半体の双方に、ギャップとしての
ＳｉＯ₂膜を０.２μｍの厚さにスパッタし、磁気ヘッド
コア半体同志を７００℃でガラスボンディングを行い、
仕上げ加工を行って図９に示す磁気ヘッドコアを作成し
た。この磁気ヘッドコアをＣａＴｉＯ₃のスライダーに
モ−ルディングガラスで固定し、図９に示すコンポジッ
ト型の浮上式磁気ヘッドに組立た。この時のモ−ルディ
ング温度は５００℃とした。磁性膜の特性は、結晶化ガ
ラス基板上の膜で測定した場合、５ＭＨｚでの透磁率は
１５００、飽和磁束密度Ｂｓは１．６Ｔであった。ま
た、磁気ヘッドコアの高さは０．６１ｍｍ、トラック幅
１０μｍ、ギャップ深さ３μｍ、ギャップ長０．４μ
ｍ、磁性膜の膜厚２μｍとした。この磁気ヘッドをジン
バルに取付けハードディスクドライブ用の磁気ヘッドと
して評価した。評価には、２．５インチ径のディスクを
用い、以下の条件で測定を行った。 媒体保磁力 ７００〜１９００ Ｏｅ ディスク周速 ７．６２ｍ／秒 ヘッド浮上量 ０．１５μｍ 書き込み周波数 １．１５ＭＨｚ、４．６ＭＨｚ 起磁力 ０．８ＡＴ 図８は、本発明による磁性膜を用いた磁気ヘッドを用い
て測定した媒体保磁力と限界記録密度、Ｄ₅₀（ＫＦＣ
Ｉ）の関係を示す。Ｂｓが１．６Ｔと大きいＣｏ−Ｔａ
−Ｚｒ−Ｃ膜を用いた場合、媒体保磁力が１５００Ｏｅ
以上と大きくなっても、磁気コア先端が飽和せずに強い
記録磁界が発生できるため十分に記録が可能であり、媒
体保磁力の増加とともにＤ₅₀も増加する。一方、飽和磁
束密度が１．１Ｔ程度のＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ膜を用いた場
合には、媒体保磁力が１５００Ｏｅ以上となると、磁気
ヘッドコア先端が飽和してＤ₅₀が減少してしまう。Ｆｅ
−Ａｌ−Ｓｉ膜の膜厚を厚くすれば、磁気飽和は生じに
くくはなるが、フェライトとＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ膜の熱膨
張係数は各々１００×１０-⁷／ｄｅｇ、１５０×１０-⁷
／ｄｅｇであり、膜厚を厚くすると熱膨張係数の差によ
る応力によって、ガラスボンディング時に膜剥がれや、
フェライトクラックが発生し、磁気ヘッドの作成が困難
であり実用的でない。従って、２μｍ程度の厚さでも磁
気コア先端に飽和を生じない本発明の磁性薄膜を用いる
ことは製造上も非常に有効である。また、本発明のＣｏ
−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜を用いた磁気ヘッドを用いることに
より、２０００Ｏｅの保磁力をもつ媒体にも十分に書き
込みが可能であることが確かめられた。また、保磁力１
２００Ｏｅの媒体を用い、再生出力を比較したところ、
Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ膜を用いた場合よりもＣｏ−Ｔａ−Ｚ
ｒ−Ｃ膜を用いた場合の方が約１０％程度出力が向上し
ているのがわかった。(Example 3) Next, Co ₈₄ Ta according to the present invention
An example in which the ₄ Zr ₃ C ₉ film is applied to a magnetic head will be shown. FIG. 8 is an external perspective view showing an example of a magnetic head core to which the magnetic film of the present invention is applied. MnO: 28 mol%, ZnO: 19
RF on the gap facing surface of the magnetic head core half of Mn—Zn single crystal ferrite of mol%, Fe ₂ O ₃ : 53 mol%.
Using a magnetron sputtering device, Co-T with a film thickness of 2μ
An a-Zr-C composition magnetic film was formed. The sputtering conditions are as follows. Exhaust ultimate vacuum 1 × 10- ⁶ Torr or less input power 4.5 W / cm ² gas pressure (total pressure) 4 × 10- ³ Torr gas pressure ^{_{(CH 4) 6 × 10- 3}} Torr data - target composition Co ₉₁ Ta ₅ Zr ₄ target size 150 mmΦ Next, a SiO ₂ film as a gap is sputtered on both magnetic head core halves to a thickness of 0.2 μm, and the magnetic head core halves are glass-bonded at 700 ° C.
The magnetic head core shown in FIG. 9 was produced by finishing. This magnetic head core was fixed to a CaTiO ₃ slider with molding glass and assembled into a composite type flying magnetic head shown in FIG. The molding temperature at this time was 500 ° C. As for the characteristics of the magnetic film, when measured with a film on a crystallized glass substrate, the magnetic permeability at 5 MHz was 1500 and the saturation magnetic flux density Bs was 1.6T. The height of the magnetic head core is 0.61 mm, the track width is 10 μm, the gap depth is 3 μm, and the gap length is 0.4 μm.
m and the film thickness of the magnetic film was 2 μm. This magnetic head was attached to a gimbal and evaluated as a magnetic head for a hard disk drive. For the evaluation, a disk having a diameter of 2.5 inches was used and the measurement was performed under the following conditions. Medium coercive force 700 to 1900 Oe Disk peripheral speed 7.62 m / sec Head flying height 0.15 μm Writing frequency 1.15 MHz, 4.6 MHz Magnetomotive force 0.8 AT FIG. 8 shows a magnetic head using the magnetic film according to the present invention. media coercivity and limitations recording density measured using, D ₅₀ (KFC
The relationship of I) is shown. Co-Ta with a large Bs of 1.6T
When the -Zr-C film is used, the medium coercive force is 1500 Oe.
Even if it becomes larger than the above, recording can be sufficiently performed because a strong recording magnetic field can be generated without the tip of the magnetic core being saturated, and D ₅₀ also increases as the medium coercive force increases. On the other hand, when an Fe-Al-Si film having a saturation magnetic flux density of about 1.1 T is used and the medium coercive force is 1500 Oe or more, the tip of the magnetic head core is saturated and D ₅₀ is reduced. Fe
If the film thickness of -al-Si film, but is magnetically saturated is difficult to occur, ferrite and Fe-Al-Si film of the thermal expansion coefficient of each ^{100 × 10- 7 / deg, 150} × 10- 7
/ Deg, and when the film thickness is increased, film peeling during glass bonding due to stress due to the difference in thermal expansion coefficient,
Ferrite cracks occur, making it difficult to make a magnetic head, which is not practical. Therefore, it is very effective in manufacturing to use the magnetic thin film of the present invention which does not cause saturation at the tip of the magnetic core even with a thickness of about 2 μm. In addition, Co of the present invention
It was confirmed that by using the magnetic head using the -Ta-Zr-C film, it is possible to sufficiently write on a medium having a coercive force of 2000 Oe. Also, coercive force 1
When the reproduction output was compared using a medium of 200 Oe,
Co-Ta-Z compared with the case of using the Fe-Al-Si film
It was found that the output was improved by about 10% when the r-C film was used.

【００１６】[0016]

【発明の効果】以上説明したごとく、本発明によるＣｏ
−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜は、高飽和磁束密度（１．５〜１．
６Ｔ）、高透磁率（１０００〜２０００）、低保磁力
（１Ｏｅ以下）、低磁歪定数（−３〜＋３×１０-⁶）、
高耐熱性（７００℃以上）という磁気ヘッド材料に必要
な特性を兼ね備えている。したがって、この磁性膜を磁
気ヘッド磁極として用いた場合、０．２μｍ程度の薄膜
にしても磁気飽和を起こすことなく、磁極の先端に強い
磁界を発生させることができ、超高密度磁気記録を達成
することができる。また、本発明の磁性膜は、通常のＲ
Ｆマグネトロンスパッタ法で成膜可能であるため、製造
方法が簡単であり製造コストも安く、かつ高い信頼性も
確保できる利点がある。As described above, Co according to the present invention
The -Ta-Zr-C film has a high saturation magnetic flux density (1.5 to 1.
6T), high permeability (1000-2000), the following low-coercivity (1 Oe), a low magnetostriction constant ^{(-3~ + 3 × 10- 6)} ,
It also has high heat resistance (700 ° C or higher), which is a characteristic required for magnetic head materials. Therefore, when this magnetic film is used as a magnetic pole of a magnetic head, a strong magnetic field can be generated at the tip of the magnetic pole without causing magnetic saturation even with a thin film of about 0.2 μm, thereby achieving super high density magnetic recording. can do. In addition, the magnetic film of the present invention has a normal R
Since the film can be formed by the F magnetron sputtering method, there are advantages that the manufacturing method is simple, the manufacturing cost is low, and high reliability can be secured.

【図面の簡単な説明】[Brief description of drawings]

【図１】本発明のＣｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜のＺｒ量と透
磁率の関係を６００℃及び７００℃熱処理後の場合につ
いて示す特性図である。FIG. 1 is a characteristic diagram showing the relationship between the Zr content and magnetic permeability of a Co—Ta—Zr—C film of the present invention after heat treatment at 600 ° C. and 700 ° C.

【図２】Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜のＺｒ量と飽和磁束密
度の関係を７００℃熱処理後の場合について示す特性図
である。FIG. 2 is a characteristic diagram showing the relationship between the amount of Zr and the saturation magnetic flux density of a Co—Ta—Zr—C film after heat treatment at 700 ° C.

【図３】Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜とＣｏ−Ｔａ−Ｃ膜及
びＣｏ−Ｚｒ−Ｃ膜の熱処理温度と透磁率の関係を示す
特性図である。FIG. 3 is a characteristic diagram showing a relationship between a heat treatment temperature and a magnetic permeability of a Co—Ta—Zr—C film, a Co—Ta—C film, and a Co—Zr—C film.

【図４】Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜とＣｏ−Ｔａ−Ｃ膜及
びＣｏ−Ｚｒ−Ｃ膜の熱処理温度と飽和磁束密度の関係
を示す特性図である。FIG. 4 is a characteristic diagram showing a relationship between a heat treatment temperature and a saturation magnetic flux density of a Co-Ta-Zr-C film, a Co-Ta-C film, and a Co-Zr-C film.

【図５】Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜とＣｏ−Ｔａ−Ｃ膜及
びＣｏ−Ｚｒ−Ｃ膜の７００℃熱処理後のＸ線回折パタ
−ンを示す図である。FIG. 5 is a diagram showing an X-ray diffraction pattern of a Co-Ta-Zr-C film, a Co-Ta-C film, and a Co-Zr-C film after heat treatment at 700 ° C.

【図６】Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜の結晶配向と透磁率の
関係を７００℃熱処理後の場合について示す図である。FIG. 6 is a diagram showing a relationship between crystal orientation and magnetic permeability of a Co—Ta—Zr—C film after a heat treatment at 700 ° C.

【図７】結晶配向の異なる２つのＣｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ
膜の熱処理温度と結晶粒径及び透磁率の関係を示す特性
図である。FIG. 7: Two Co-Ta-Zr-Cs with different crystal orientations
It is a characteristic view which shows the heat treatment temperature of a film | membrane, the crystal grain size, and the relationship of magnetic permeability.

【図８】本発明による磁性膜を適用した磁気コアの一例
を示す外観斜視図である。FIG. 8 is an external perspective view showing an example of a magnetic core to which the magnetic film according to the present invention is applied.

【図９】コンポジット型浮上式磁気ヘッドの外観斜視図
である。FIG. 9 is an external perspective view of a composite-type floating magnetic head.

【図１０】Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ−Ｃ膜を用いた磁気ヘッド
を用いて測定した媒体保磁力と限界記録密度の関係を示
す特性図である。FIG. 10 is a characteristic diagram showing a relationship between a medium coercive force measured using a magnetic head using a Co-Ta-Zr-C film and a limit recording density.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１ 磁気コア半体 ２ 磁気コア半体 ３ 磁性薄膜 ４ 磁気ギャップ ５ ガラス（Ａ） ６ 磁気ヘッドコア ７ スライダー ８ ガラス（Ｂ） 1 magnetic core half body 2 magnetic core half body 3 magnetic thin film 4 magnetic gap 5 glass (A) 6 magnetic head core 7 slider 8 glass (B)

Claims (9)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 ＣｏxＴａuＺｒvＣw（ただし、ｘ，ｕ，
ｖ，ｗは各々組成比を原子％で表す。）で示される組成
を有し、その組成範囲が、 ７５≦ ｘ ≦８９ ３ ≦ ｕ ≦８ １ ≦ ｖ ≦６ ５ ≦ ｗ ≦１５ ６ ≦ ｕ＋ｖ ≦１０ ２／３ ≦ (ｕ＋ｖ)／ｗ ≦１．２ ｘ＋ｕ＋ｖ＋ｗ＝１００ であることを特徴とするＣｏ基軟磁性薄膜。1. CoxTauZrvCw (where x, u,
v and w each represent a composition ratio in atomic%. ), The composition range is 75 ≦ x ≦ 89 3 ≦ u ≦ 8 1 ≦ v ≦ 6 5 ≦ w ≦ 15 6 ≦ u + v ≦ 10 2/3 ≦ (u + v) / w ≦ 1 .2 x + u + v + w = 100 Co-based soft magnetic thin film. 【請求項２】 ＣｏxＦｅyＴａuＺｒvＣw（ただし、
ｘ，ｙ，ｕ，ｖ，ｗは各々組成比を原子％で表す。）で
示される組成を有し、その組成範囲が、 ６５≦ ｘ ≦８９ ０ ≦ ｙ ≦１０ ３ ≦ ｕ ≦８ １ ≦ ｖ ≦６ ５ ≦ ｗ ≦１５ ６ ≦ ｕ＋ｖ ≦１０ ２／３ ≦ (ｕ＋ｖ)／ｗ ≦１．２ ｘ＋ｙ＋ｕ＋ｖ＋ｗ＝１００ であることを特徴とするＣｏ基軟磁性薄膜。2. CoxFeyTauZrvCw (however,
x, y, u, v, and w each represent a composition ratio in atomic%. ), The composition range thereof is 65 ≦ x ≦ 89 0 ≦ y ≦ 10 3 ≦ u ≦ 8 1 ≦ v ≦ 6 5 ≦ w ≦ 15 6 ≦ u + v ≦ 10 2/3 ≦ (u + v) ) /W≦1.2 x + y + u + v + w = 100 The Co-based soft magnetic thin film. 【請求項３】 Ｃｏ基軟磁性薄膜中のＴａとＺｒの組成
比（ｕ／ｖ）が ０.８ ≦（ｕ／ｖ）≦ １.４ である請求項１または２に記載のＣｏ基軟磁性薄膜。3. The Co-based soft according to claim 1, wherein the composition ratio (u / v) of Ta and Zr in the Co-based soft magnetic thin film is 0.8 ≦ (u / v) ≦ 1.4. Magnetic thin film. 【請求項４】 Ｃｏ基軟磁性薄膜の組織は、実質的に結
晶質からなる請求項１乃至３に記載のＣｏ基軟磁性薄
膜。4. The Co-based soft magnetic thin film according to claim 1, wherein the texture of the Co-based soft magnetic thin film is substantially crystalline. 【請求項５】 Ｃｏ基軟磁性薄膜の組織中に、実質的に
ｈｃｐ構造のＣｏが存在せず、ｆｃｃ構造のＣｏまたは
Ｃｏ−Ｆｅと、ＴａおよびＺｒの炭化物の結晶からなる
請求項１乃至４に記載のＣｏ基軟磁性薄膜。5. The structure of a Co-based soft magnetic thin film is substantially free of Co having an hcp structure, and consists of Co or Co—Fe having an fcc structure and crystals of carbides of Ta and Zr. 4. The Co-based soft magnetic thin film described in 4. 【請求項６】 Ｃｏ基軟磁性薄膜中のｆｃｃ構造のＣｏ
またはＣｏ−Ｆｅの（１１１）面が優先的に基板面に平
行に配向している請求項５に記載のＣｏ基軟磁性薄膜。6. Co of fcc structure in Co-based soft magnetic thin film
The Co-based soft magnetic thin film according to claim 5, wherein the (111) plane of Co-Fe is preferentially oriented parallel to the substrate surface. 【請求項７】 Ｃｏ基軟磁性薄膜のＣｏまたはＣｏ−Ｆ
ｅの組織が平均粒径２００Å以下の微細な結晶粒よりな
る請求項５または６に記載のＣｏ基軟磁性薄膜。7. A Co-based soft magnetic thin film of Co or Co—F.
7. The Co-based soft magnetic thin film according to claim 5, wherein the structure of e is composed of fine crystal grains having an average grain size of 200Å or less. 【請求項８】 Ｃｏ基軟磁性薄膜のＴａおよびＺｒの炭
化物の平均粒径が、ＣｏまたはＣｏ−Ｆｅの平均粒径よ
りも小さい請求項７に記載のＣｏ基軟磁性薄膜。8. The Co-based soft magnetic thin film according to claim 7, wherein the average particle size of the Ta and Zr carbides of the Co-based soft magnetic thin film is smaller than the average particle size of Co or Co—Fe. 【請求項９】 請求項１乃至８に記載のＣｏ基軟磁性薄
膜を用いたコンポジット型磁気ヘッド。9. A composite type magnetic head using the Co-based soft magnetic thin film according to claim 1.