JPH0744108B2 - 軟磁性薄膜 - Google Patents
軟磁性薄膜Info
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- JPH0744108B2 JPH0744108B2 JP1304811A JP30481189A JPH0744108B2 JP H0744108 B2 JPH0744108 B2 JP H0744108B2 JP 1304811 A JP1304811 A JP 1304811A JP 30481189 A JP30481189 A JP 30481189A JP H0744108 B2 JPH0744108 B2 JP H0744108B2
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Description
度記録再生用磁気ヘッドのコア材料等に好適な軟磁性薄
膜に関する。
レコーダ)等の磁気記録再生装置においては,記録信号
の高密度化や高品質化等が進められており,この高記録
密度化に対応して,磁気記録媒体として磁性粉にFe,Co,
Ni等の金属あるいは合金からなる粉末を用いた,いわゆ
るメタルテープや,強磁性金属材料を真空薄膜形成技術
によりベースフィルム上に直接被着した,いわゆる蒸着
テープ等が開発され,各分野で実用化されている。
体の特性を発揮せしめるためには,磁気ヘッドのコア材
料の特性として,高い飽和磁束密度を有するとともに,
同一の磁気ヘッドで再生を行なおうとする場合において
は、高透磁率を併せて有することが要求される。
系アモルファス合金などが用いられていたが,センダス
ト合金は,膜の内部応力が大きく,また結晶粒が成長し
易く厚膜化が難しい。また,飽和磁束密度Bsが10KG程度
で,今以上の高密度記録には飽和磁束密度Bsが不充分で
ある。また,Co系アモルファス合金は特性も良く高飽和
磁束密度Bsのものも作製できるが,450℃程度で結晶化し
てしまうため,ヘッド形成する際に高温でガラス接合で
きず,充分な接合強度が得られないという難点があっ
た。
素含有雰囲気中で鉄をターゲットとしてイオンビーム蒸
着あるいはスパッタリング等により薄膜状に形成され
る。さらに,この薄膜は必要に応じて熱処理されること
もあった。しかしながら,この軟磁性薄膜は,熱処理又
は加熱によって保磁力が大幅に上昇してしまい特性の安
定性が不充分であるという問題があった。
せんとした次の軟磁性薄膜が記載されている。
として表し,AはSi,Al,Ta,B,Mg,Ca,Sr,Ba,Cr,Mn,Zr,Nb,T
i,Mo,V,W,Hf,Ga,Ge,希土類元素の少なくとも1種を表
す。)なる組成式で示され、その組成範囲が 0.5≦y≦5.0 0.5≦z≦7.5 x+y+z=100 であることを特徴とする軟磁性薄膜。」 しかし,特開昭63−299219号公報に記載の軟磁性薄膜も
また熱処理によって保磁力が上昇するのを避けられな
い。
磁率を高くすることができないという欠点がある。
を付着する過程でセルフシャドウイング効果によって柱
状晶になり易く,粒界部にボイドが形成されるために磁
気的に不連続になり軟磁気特性が劣化してしまう傾向が
ある。このセルフシャドウイング効果は,磁気ヘッドを
作製する際の様に下地に段差がある場合や厚膜化する場
合に特に顕著となり,充分な特性が得られないという難
点があった。
の提供を目的とする。
ることができる。
r,Hf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも1種以上を表わ
す。)なる組成式で示され、その組成範囲は 0<b≦20 0<c≦22 の範囲(但し,b≦7.5かつc≦5を除く)であることを
特徴とする軟磁性薄膜。この組成範囲を点E,F,G,H,I,J
により第1図に示す。
図に示す。
%を示し,BはZr,Hf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも1種
以上を表わす。)なる組成式で示され,その組成範囲
は,前記三者の三成分組成座標系(Fe,B,N)において P(91,2,7) Q(93,2,5) R(88,7,5) S(73,12,15) T(69,12,19) U(69,9,22) V(76,5,19) の7点を結ぶ線分で囲まれた範囲であることを特徴とす
る軟磁性薄膜である。この組成範囲を点P,Q,R,S,T,U,V
により第1図に示す。
即ち,Zr,Hf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも1種以上の元
素とから成り,これらFeとNと特定の添加元素B(2種
以上も含む)の三者は,前記特定の組成範囲内にある。
し,b≦7.5かつc≦5を除く)である場合,好ましくは,
b≧0.5かつc≧0.5とする。b<0.5又はc<0.5の場合
にはその存在による効果が発揮されないことが多いから
である。
%を越える場合には,良好な軟磁性が得られない。
≦22(より好ましくは5.5<c≦22)の場合は,より良
好な軟磁性を示す。
座標系(Fe,B,N)において,前記特定の点P,Q,R,S,T,U,
Vの7点を結ぶ線分で囲まれた範囲である。この組成範
囲では保磁力が小さいので,特に磁気ヘッドのコア材料
等に好適である。最も好ましくは,保磁力が1.5Oe以下
(さらには1Oe以下)を示す組成範囲である。
組成範囲は, Fed(ZreN1−e)100−d 77≦d≦88 0.3≦e≦0.38 で示される範囲である。この組成範囲を点W,X,Y,Zによ
り第1図に示す。これらの点W,X,Y,Zの座標は,ほぼ次
のとおりである。
含有率b(原子%)とNの含有率c(原子%)の比c/b
がおよそ1.63〜2.33となっている。この組成範囲の軟磁
性薄膜は,良好な軟磁性(例えば,保磁力Hc<5Oe)を
示す。
る。例えばZrのみ添加することができるが,その他の添
加元素でZrの一部(例えば添加されるZrのうちの30原子
%)を置き換えることができる。
きる。例えば軟磁性薄膜を構成するFeのうちの30原子%
程度まで置き換えることができる。
着法により前記特定組成の非晶質薄膜を得て,この非晶
質薄膜を例えば350〜650℃で熱処理し前記非晶質薄膜の
一部ないし全部を結晶化させて製造することができる。
好ましくは,前記熱処理時に磁界を印加して一軸磁気異
方性を誘導し前記非晶質薄膜の一部ないし全部を結晶化
させて製造することができる。
形成される基板の種類により製造後の軟磁性薄膜の諸特
性に差が生じる場合があるので,適宜基板を選択して製
造することが好ましい。
合金ターゲットを作製し,それぞれ2.5〜12.5モル%の
窒素を含む,窒素含有アルゴンガス雰囲気中で,ガス圧
力0.6Pa,投入電力200Wの条件で高周波スパッタリングを
行なった。これによって得られた各薄膜の磁界中熱処理
後の飽和磁束密度Bs,保磁力Hcを測定した。BsおよびHc
の測定は交流BHトレーサー(印加磁界50Hz,25Oe,ただし
Hc>25の場合は,90Oe)による(以下同様)。基板には
結晶化ガラス基板(PEG3130C HOYA製)及び単結晶サフ
ァイア基板を用いた。また膜厚はいずれも0.6μm程度
とした。
向の値で示す。また,一部の軟磁性薄膜については,5MH
zにおける透磁率μ及び磁歪について測定した。磁歪
は,膜に応力を加えた時のBH特性の変化から磁歪の正負
判定を行なった。この結果も第1−A表に示す。
含有しない以外は前記実施例1と同様にして結晶化ガラ
ス基板上に得られた3種の熱処理薄膜(比較例1のNo.
1,2,3)の組成,飽和磁束密度Bs及び保磁力Hcの測定結
果を示す。
成と保磁力Hcの関係及び磁歪の正負判定(結晶化ガラス
基板を用い550℃で熱処理した場合)を第2図に示す。
さらに,Fe−Zr合金ターゲット中のFe含有量及びスパッ
タガス中のN2含有量の軟磁性薄膜製造条件と,保磁力Hc
と,飽和磁歪λsとの関係(結晶化ガラス基板を用い55
0℃で熱処理した場合)を第3図に示す。
理(as depo)の薄膜と,250,350,450又は550℃で熱処理
した薄膜についてのX線回折の結果を第4図に示し電気
抵抗率の測定結果を第2表に示す。第4図によれば,550
℃熱処理の薄膜の結晶粒径は半値幅から約130Åである
ことがわかった。なお,as depoの薄膜及び250℃熱処理
の薄膜はアモルファスであり,350℃及び450℃熱処理の
薄膜は微結晶から成り,550℃熱処理の薄膜はさらに成長
した微結晶から成ることがわかった。これらの微結晶は
薄膜の軟磁性に寄与すると考えられ,このような微結晶
の生成はN及びZrの存在によるものと考えられる。第2
表によれば熱処理温度を高めることによって,この薄膜
の抵抗率は低下していくが,550℃まで温度を上げて熱処
理した場合でも,その値は,純鉄,パーマロイなどより
はるかに高く,Fe−Si合金,センダストとほぼ同等の値
となっている。従って,磁気ヘッドのコアとして用いた
場合には,渦電流損失が小さく有利である。
カース硬度を測定した結果Hv=1000(kg/mm2,加重10g)
の値が得られた。この値は従来から磁気ヘッド材料とし
て用いられているセンダストやCo系アモルファス合金
(Hv=500〜650)に比べてはるかに高く,耐摩耗性も従
来より充分高めることができる。
るBH曲線を第5図に示した。
rN2雰囲気中において550℃,60分間熱処理してある。こ
の図から明らかな様に,磁界中熱処理によって薄膜には
明確な面内一軸異方性が誘導されている。従って,この
薄膜の困難軸方向を磁方向とすることによって,1MHzよ
り高い周波数での透磁率を充分高くすることができ,こ
の点からも磁気ヘッド材料として有利である。また,こ
の異方性磁界Hkは,組成によって3〜18Oeと変化するた
め,目標とする透磁率の大きさ,使用する周波数範囲に
よって材料を選ぶことができる。例えば10MHz以下にお
いて高い透磁率を得たい場合には,Hk=3〜5Oeとなる組
成を用い,それ以上高い周波数でも透磁率を劣化させな
いためには,Hkがもっと高い組成を用いることもでき
る。
成の薄膜についてVSMを用いて測定したMH曲線の結果に
ついて示した。図中(a)は製膜直後(as depo)の薄
膜について,(b)は550℃の磁界中熱処理後の薄膜に
ついてのMH曲線を示している。(反磁界補正は行なって
いない。ただし,サンプル形状は,φ5mm×t0.63μmで
あった。)VSMを用いて測定した保磁力は,交流BHトレ
ーサーで求めた値より一桁以上小さく,(b)より約50
mOeと求まった。この値はセンダストやCo系アモルファ
ス合金とほぼ同等であり,軟磁気特性が優れていること
が解る。また,(b)より4πMs=14.5KGと求まり,こ
の値はセンダストやCo系アモルファス合金より充分高
く,高保磁力媒体に記録するための磁気ヘッド材料とし
て有利である。
や低い。また,垂直異方性(Hk400Oe)をもっており,
Hcも高く,軟磁気特性は悪い。
いて耐食性の評価を,水道水に約一週間浸漬した後の表
面状態の変化から行なった。その結果,本サンプルの表
面状態は鏡面のまま全く変化しなかった。比較のため
に,Co88.4Nb8.0Zr3.6アモルファス合金膜及びFe−Si合
金(電磁鋼板)についても同様の実験を行なった。その
結果Co−Nb−Zr合金も全く変化しなかったが,Fe−Si合
金は全面に錆が発生した。以上より,本発明の合金薄膜
は耐食性にも優れていることが解った。
5,10.0又は12.5モル%の窒素を夫々含む窒素含有アルゴ
ンガス雰囲気中で高周波スパッタリングを行ない,種々
の組成のFe−Zr−N非晶質薄膜をサファイア基板(R
面)上に形成した。
時間熱処理して,本発明のFe−Zr−N軟磁性薄膜を得
た。得られたFe−Zr−N軟磁性薄膜の組成,飽和磁束密
度Bs,保磁力Hcを第3表に示す。
施例2と同様にして得た熱処理薄膜の組成,飽和磁束密
度Bs,保磁力Hcも第3表に示す。
の窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中でガス
圧力0.6Pa,投入電力400Wの条件で高周波スパッタリング
を行ない,サファイア基板(R面,{102}面)上に
Fe75.9Zr7.3N16.8非晶質薄膜を形成した。
℃,500℃又は550℃で60分間,120分間,180分間,240分間,
540分間,1140分間,2400分間又は4800分間等温磁界(<0
010>方向に1.1kOe印加)中で熱処理して,本発明の軟
磁性薄膜を得た。得られたFe−Zr−N軟磁性薄膜のBH特
性(測定磁界Hm=25(Oe)),保磁力Hc及び異方性磁界
Hkを第7図に示す。
r−N軟磁性薄膜の(a)保磁力Hc及び(b)異方性磁
界Hkの関係を夫々示す。また,第9図は,(a)熱処理
時間t[min]と熱処理温度と保磁力Hcとの関係,及
び,(b)熱処理時間t[min]と熱処理温度と異方性
磁界Hkとの関係を夫々示す。
0℃の範囲と,500℃を越える範囲と,350℃未満の範囲の
3つの温度域で異なることがわかる。
0分間,350℃で240分間,450℃で180分間,500℃で180分間
又は550℃で1140分間夫々熱処理して得られた5種類の
軟磁性薄膜の組成(at%),軟磁性薄膜のZr含有率(at
%)とFe含有率(at%)との比Zr/Fe,N含有率(at%)
とZr含有率(at%)との比N/Zr,及びBH特性(測定磁界H
m=25(Oe))を第4表に示す。下記各組成は,Fe
91.2(Zr・Nx)8.8但しx=N/Zrで表現できる。
囲内と,350℃〜500℃の範囲内でほぼ一定であり,熱処
理温度約300℃付近と約500℃付近にN/Zrの値が急に変化
する熱処理温度が存在するということが推定できる。
理前のFe75.9Zr7.3N16.8非晶質薄膜(as depo)のX線
回折パターン(線源CuKα線40kV,30mA,λ=1.5405Å)
を第10図に示す。以下,このX線回折パターンについて
述べる。
ており,非晶質化していることを裏付けている。
ずれ,550℃熱処理で最終的に2θ=44.6゜となりαFe
(110)ピークと一致している。250℃×4800分では2θ
=43.7゜となり,これはFe3Zr(440)ピークと一致して
いる。350℃から500℃の熱処理では2θ≒44゜であり,
これはαFe(110)とFe3Zr(440)ピークのほぼ中間の
値に対応している。
サイズは,250℃から450℃で約100Å,500℃×180分で約1
20Å,550℃×1140分で約170Å(550℃×60分間では約13
0Å(実施例1及び第4図参照))と温度×時間により
連続的に大きくなっている。
関係は下記の様になっている。
が析出するが,時間とともにわずかながら結晶粒の成長
が生じていることが解る。
思われるピークが観測され,これらが微細に析出してき
ていると考えられる。
の窒素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中でガス
圧力0.6Pa,投入電力200Wの条件で高周波スパッタリング
を行ない,サファイア基板(R面)上にFe−Zr−N非晶
質薄膜を形成した。
磁化の温度変化(室温の磁化で規格化してある。)をVS
Mにより測定した。その結果を第11図に示す。測定は,
室温から開始して約3℃/minで昇温しながら行ない,試
料Bは340℃で120分間,試料Dは450℃で60分間,試料
Eは500℃で60分間,試料Gは520℃で180分間,試料F
は550℃で120分間保持した。その後今度は,−3℃/min
で室温まで降温しながら測定した。第11図より,熱処理
前のFe−Zr−N非晶質薄膜(as depo)のキュリー温度
は,約250℃であり,少なくとも340℃以上で温度保持す
ると磁化の値が上昇し,キュリー温度が上昇していくこ
とがわかる。550℃で120分間保持した場合,キュリー温
度は700℃以上となり,熱処理によってαFeのキュリー
温度(770℃)に近づいていくことがわかる。室温での
磁化は,いずれの場合もas depoの非晶質薄膜より高い
が,520〜550℃保持でほぼ飽和し,as depoの非晶質薄膜
の1.12〜1.14倍となっている。
とに述べる。
キュリー温度がαFeに比べかなり低く,磁気モーメント
が熱処理後よりも低い。これらはFe系の非晶質合金とし
て,考え得る特性である。また,Nの含有量は16.8%と多
く,N/Zr=2.3となっている。
していた。熱処理時間を長くすることにより4800分で結
晶化がX線的に確認され,また一軸異方性膜(Hc=1.4O
e)が得られた。主ピークの位置は,Fe3Zr(440)ピーク
に対応している。熱処理後のN含有量は,as depoと変わ
らない。
位置するが,ZrN(200)付近にもブロードな盛り上がり
が見られ,複雑な状態になっていると考えられる。BH特
性的には,Hc0.7〜0.9Oe,Hk=9〜12Oeで熱処理時間×
温度が大きくなるにつれHkが大きくなる傾向にある。キ
ュリー温度はこの範囲で連続的に変化しているが、室温
の磁化は,熱処理前の1.06〜1.08倍とほぼ一定である。
熱処理後のN含有量は500℃では熱処理前よりもやや低
下するが,N/Zr2の領域である。
り,新たに,Fe3Zr,ZrNと思われるピークも出現してく
る。このことから550℃熱処理後には(110)配向したα
Feの微細結晶(粒径100〜200Å程度)とさらに微細なFe
3Zr,ZrN等が析出しているものと考えられる。しかし,
キュリー温度は,αFeのキュリー温度770℃よりも低め
であり,これは結晶粒が微細なことと関係していると考
えられる。
後またわずかに増加する。Hkは時間とともに低下し,約
250分でほぼ等方的になる。
ではN/Zr1.8,1140分熱処理ではN/Zr1.1まで低下し
ている。550℃熱処理により一部の窒素はN2ガスとして
試料外に放出されるものと考えられる。
処理温度によって得られる軟磁性薄膜の構造及び性質が
異なる。このことは,実施例1の電気抵抗率を示す第2
表とも対応する。
素を含有する窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波ス
パッタリングを行なうことにより,Fe76.2Zr7.3N16.5と
Fe75.9Zr7.3N16.8の2種の組成の非晶質薄膜を夫々サ
ファイア基板(R面)上に形成した。ただし前者はφ6
インチターゲットを用い全圧0.15Pa,投入電力1kWで,後
者はφ4インチターゲットを用い全圧0.6Pa,投入電力40
0Wでスパッタリングした。
50℃で60分間磁界中熱処理して,Fe77.8Zr7.6N14.6軟磁
性薄膜(膜厚は約1μm)を得た。また,前記基板上に
形成したFe75.9Zr7.3N16.8非晶質薄膜を550℃で磁界中
熱処理して,本発明の軟磁性薄膜を得た。軟磁性薄膜の
組成は,熱処理時間が60分間の場合にはFe79.2Zr7.5N
13.3であり,1140分間の場合にはFe83.2Zr8.0N8.8であ
った。得られたこれらの軟磁性薄膜の組成,飽和磁束密
度Bs,保磁力Hc及び異方性磁界Hkを第5表に示す。
合金ターゲットを用い,2,4,6,8,10又は12モル%の窒素
を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタ
リングを行なうことにより,種々の組成のFe−Hf−N非
晶質薄膜をサファイア基板(R面)上に形成した。
kOeの磁界中で1時間熱処理して,本発明で特定する組
成範囲内のFe−Hf−N軟磁性薄膜(膜厚約1μm)を得
た。得られたFe−Hf−N軟磁性薄膜の組成,飽和磁束密
度Bs,保磁力Hcを第6表に示す。
施例6と同様にして得た3種の熱処理薄膜の組成,飽和
磁束密度Bs,保磁力Hcも第6表に示す。
合金ターゲットを用い,2,4,6,8,10又は12モル%の窒素
を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタ
リングを行なうことにより,種々の組成のFe−Ta−N非
晶質薄膜をサファイア基板(R面)上に形成した。
kOeの磁界中で1時間熱処理して,本発明で特定する組
成範囲内のFe−Ta−N軟磁性薄膜(膜厚約1μm)を得
た。得られたFe−Ta−N軟磁性薄膜の組成,飽和磁束密
度Bs,保磁力Hcを第7表に示す。
施例7と同様にして得た熱処理薄膜の組成,飽和磁束密
度Bs,保磁力Hcも第7表に示す。
合金ターゲットを用い,2,4,6,8又は10モル%の窒素を含
む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で高周波スパッタリン
グを行なうことにより,種々の組成のFe−Nb−N非晶質
薄膜をサファイア基板(R面)上に形成した。
kOeの磁界中で1時間熱処理して,本発明で特定する組
成範囲内のFe−Nb−N軟磁性薄膜(膜厚約1μm)を得
た。得られたFe−Nb−N軟磁性薄膜の組成,飽和磁束密
度Bs,保磁力Hcを第8表に示す。
施例8と同様にして得た熱処理薄膜の組成,飽和磁束密
度Bs,保磁力Hcも第8表に示す。
の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で,高周波
スパッタリングを行なうことにより,Fe−Zr−N非晶質
薄膜を基板上に形成した。基板としては,フェライト基
板上にSiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基板
を用いた。前記非晶質薄膜は,前記SiO2膜の表面に形成
した。
中(磁界強度1.1kOe)で熱処理して,一軸磁気異方性を
有する軟磁性薄膜(膜厚5.9μm)を得た。得られた軟
磁性薄膜の組成は,前記基板のかわりにサファイア基板
を用いる以外は同一の条件で得られた軟磁性薄膜の組成
から,Fe77.8Zr7.6N14.6と推定した。
カース硬度Hvは1010kg/mm2であった。また,得られた軟
磁性薄膜の透磁率の周波数特性を第13−A図に示し,B−
Hカーブを第13−B図に示す。
の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で,高周波
スパッタリングを行なうことにより,Fe−Hf−N非晶質
薄膜を基板上に形成した。基板としては,フェライト基
板上にSiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基板
を用いた。前記非晶質薄膜は,前記SiO2膜の表面に形成
した。
った。これを550℃,1.1[kOe]の磁界中で1時間熱処理
し軟磁性薄膜を得た。そして,この薄膜の透磁率および
異方性磁界Hkを測定してからさらに,時間以外は前記と
同様な条件で2時間の追加の熱処理を行った(合計3時
間の熱処理)。ここでまた透磁率および異方性磁界を測
定し,さらに時間以外は前記と同様な条件で3時間の追
加の熱処理(合計6時間の熱処理)をして,透磁率およ
び異方性磁界Hkを測定した。得られた3種の軟磁性薄膜
の組成は,前記基板のかわりにサファイア基板を用い膜
厚を1μmとした以外は同一の条件で得られた軟磁性薄
膜の組成から,夫々,Fe77.4Hf7.5N15.1(1時間熱処
理),及びFe82.6Hf7.7N9.7(6時間熱処理)と推定し
た。
60μΩ・cmであり,ビッカース硬度Hvは1100kg/mm2であ
った。また,得られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性
を第14−A図に示し,B−Hカーブを第14−B図に示す。
及び異方性磁界Hkを第14−C図に示す。第14−C図は,F
e−Hf−N薄膜の熱処理時間に対する透磁率μ1MHz及び
異方性磁界Hkの変化を示している。
の窒素を含む窒素含有アルゴンガス雰囲気中で,高周波
スパッタリングを行なうことにより,Fe−Ta−N非晶質
薄膜を基板上に形成した。基板としては、フェライト基
板上SiO2膜を製膜して成るSiO2膜被覆フェライト基板を
用いた。前記非晶質薄膜は、前記SiO2膜の表面に形成し
た。
(磁界強度1.1kOe)中で熱処理して,一軸磁気異方性を
有する軟磁性薄膜(膜厚5.6μm)を得た。得られた軟
磁性薄膜の組成は,前記基板のかわりにサファイア基板
を用いる以外は同一の条件で得られた軟磁性薄膜の組成
から,Fe69.8Ta11.5N18.7と推定した。
り,ビッカース硬度Hvは1220kg/mm2であった。また,得
られた軟磁性薄膜の透磁率の周波数特性を第15−A図に
示し,B−Hカーブを第15−B図に示す。
に,センダスト合金やアモルファス軟磁性合金よりもは
るかに高い飽和磁束密度を有し,かつ,磁歪を零とする
ことができ,低保磁力,高透磁率の優れた軟磁気特性を
得ることができる。
よって一軸異方性を持たせることができ,その大きさも
組成や熱処理時間によって制御することができるので,
目的に応じた高周波透磁率を得ることができる。さらに
650℃までの熱処理によっても特性が劣化しないことか
ら,ガラスボンディングなどに対する耐熱性にも優れて
おり,あわせて高い硬度と耐食性を持つことから,耐摩
耗性も高く,信頼性の高い材料となっている。
成し熱処理によって後から微結晶化させることができる
ので,膜形成にあたってステップカバレッジが良好でか
つ鏡面が得られ易く多層膜化などの手段に依らなくても
結晶粒の粗大化を防ぐことができるので,厚膜化するこ
とが可能である。
材料として用いることによって,高保磁力の磁気記録媒
体に対応することができ,高品質化,高帯域化,高記録
密度化を図ることができる。
る。第2図は,実施例で製造した軟磁性薄膜の組成と保
磁力Hcの関係,及び磁歪の正負判定を示す図である。第
3図は,軟磁性薄膜製造条件とそれにより製造された軟
磁性薄膜の保磁力Hcと飽和磁歪λsとの関係を示す図で
ある。第4図は,熱処理条件の異なる薄膜のX線回折測
定結果を示す図である。第5図は,組成の異なる薄膜の
交流BH曲線を示す図である。第6図は,VSMより求めた熱
処理前後の薄膜のIH曲線を示す図である。 第7図は,Fe−Zr−N軟磁性薄膜のBH特性,保磁力Hc及
び異方性磁界Hkを示す図である。第8図は,熱処理時間
tに対して得られたFe−Zr−N軟磁性薄膜の保磁力Hc及
び異方性磁界Hkの関係を示す図である。第9(a)図及
び第9(b)図は,熱処理時間tと熱処理温度と保磁力
Hcとの関係,及び熱処理時間tと熱処理温度と異方性磁
界Hkとの関係を夫々示す図である。第10図は,Fe−Zr−
N軟磁性薄膜と,熱処理前の非晶質薄膜のX線回折パタ
ーンを示す図である。第11図は,Fe−Zr−N軟磁性薄膜
の磁化の温度変化を示す図である。第12図は,熱処理時
間tと熱処理温度によって得られる軟磁性薄膜の特性の
推定を示す図である。第13−A図,第14−A図及び第15
−A図は,夫々,本発明の一実施例の軟磁性薄膜の透磁
率の周波数特性を示す図である。第13−B図,第14−B
図及び第15−B図は,夫々,本発明の一実施例の軟磁性
薄膜の容易軸方向(上段)及び困難軸方向(下段)の交
流BH曲線を示す図であり,Bは任意単位である。第14−C
図は,Fe−Hf−N非晶質薄膜の熱処理時間に対するFe−H
f−N軟磁性薄膜の透磁率μ1MHz及び異方性磁界Hkの変
化を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項1】FeaBbNc(但し,a,b,cは各々原子%を
示し,BはZr,Hf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも1種以上
を表わす。)なる組成式で示され,その組成範囲は 0<b≦20 0<c≦22 の範囲(但し,b≦7.5かつc≦5を除く)であることを
特徴とする軟磁性薄膜。 - 【請求項2】前記組成範囲は 69≦a≦93 2≦b≦15 5<c≦22 の範囲であることを特徴とする請求項1記載の軟磁性薄
膜。 - 【請求項3】FeaBbNc(但し,a,b,cは各々原子%を
示し,BはZr,Hf,Ti,Nb,Ta,V,Mo,Wの少なくとも1種以上
を表わす。)なる組成式で示され,その組成範囲は,前
記三者の三成分組成座標系(Fe,B,N)において P(91,2,7) Q(93,2,5) R(88,7,5) S(73,12,15) T(69,12,19) U(69,9,22) V(76,5,19) の7点を結ぶ線分で囲まれた範囲であることを特徴とす
る軟磁性薄膜。 - 【請求項4】結晶粒径が300Å以下であることを特徴と
する請求項1〜3の一に記載の軟磁性薄膜。
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