JP2761267B2 - 軟磁性合金膜 - Google Patents
軟磁性合金膜Info
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Description
【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野] この発明は、磁気ヘッド等に適した軟磁性合金膜に関
する。
する。
[従来の技術] 磁気記録の分野においては、記録密度を高めるために
磁気テープ等の記録媒体の高保磁力化が推進されている
が、それに対応する磁気ヘッドの材料として飽和磁束密
度(Bs)の高いものが要求されている。
磁気テープ等の記録媒体の高保磁力化が推進されている
が、それに対応する磁気ヘッドの材料として飽和磁束密
度(Bs)の高いものが要求されている。
従来の高飽和磁束密度の軟磁性材料(膜)として、Fe
-Si-Al合金(センダスト)が代表的なものであるが、近
年、強磁性金属元素であるCoを主体とする非晶質の合金
膜が開発されている。
-Si-Al合金(センダスト)が代表的なものであるが、近
年、強磁性金属元素であるCoを主体とする非晶質の合金
膜が開発されている。
また最近の試みとして、Feを主成分とする微細結晶か
らなる合金膜(Fe−C,Fe-Si等)により、Feの結晶磁気
異方性の影響(軟磁性に対する悪影響)を結晶の微細化
により軽減し、高飽和磁束密度でかつ軟磁気特性の優れ
た膜を得た例がある。
らなる合金膜(Fe−C,Fe-Si等)により、Feの結晶磁気
異方性の影響(軟磁性に対する悪影響)を結晶の微細化
により軽減し、高飽和磁束密度でかつ軟磁気特性の優れ
た膜を得た例がある。
[発明が解決しようとする課題] ところで磁気ヘッドを組み込んだ装置は小型化、軽量
化する傾向にあり、移動に伴う振動にさらされたり、悪
環境のもとで使用されたりすることが多くなっている。
そこで磁気ヘッドには磁気特性が優秀であって、磁気テ
ープに対する耐摩耗性が優れていることは勿論、温度や
腐食性の雰囲気中での耐用性、すなわち耐環境性や耐振
動性等が高いことが要求されている。そのためギャップ
形成やケースへの組み込み等をガラス溶着で行うことが
必要となり、磁気ヘッドの素材はヘッドの製造工程にお
けるガラス溶着工程の高温に耐え得ることが必要であ
る。
化する傾向にあり、移動に伴う振動にさらされたり、悪
環境のもとで使用されたりすることが多くなっている。
そこで磁気ヘッドには磁気特性が優秀であって、磁気テ
ープに対する耐摩耗性が優れていることは勿論、温度や
腐食性の雰囲気中での耐用性、すなわち耐環境性や耐振
動性等が高いことが要求されている。そのためギャップ
形成やケースへの組み込み等をガラス溶着で行うことが
必要となり、磁気ヘッドの素材はヘッドの製造工程にお
けるガラス溶着工程の高温に耐え得ることが必要であ
る。
しかしながら、上記従来の軟磁性合金膜においてセン
ダストからなるものは、飽和磁束密度が約10000G程度で
あり、今後一層の高密度化の要求に対しては不充分であ
る。またCo系のアモルファス合金膜は13000G以上の高い
飽和磁束密度のものも得られている。ところが従来のア
モルファス合金の飽和磁束密度を高くしようとすると、
アモルファス形成元素であるTi,Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W等の
添加量を少なくする必要があり、これらの添加量を少な
くすると、アモルファス構造の安定性が低下し、ガラス
溶着に必要な温度(約500℃以上)には耐え得ない問題
がある。
ダストからなるものは、飽和磁束密度が約10000G程度で
あり、今後一層の高密度化の要求に対しては不充分であ
る。またCo系のアモルファス合金膜は13000G以上の高い
飽和磁束密度のものも得られている。ところが従来のア
モルファス合金の飽和磁束密度を高くしようとすると、
アモルファス形成元素であるTi,Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W等の
添加量を少なくする必要があり、これらの添加量を少な
くすると、アモルファス構造の安定性が低下し、ガラス
溶着に必要な温度(約500℃以上)には耐え得ない問題
がある。
さらにFeを主成分とする微細結晶からなる上記合金膜
(Fe−C,Fe-Si等)は、高温で結晶成長を起こし、軟磁
気特性が劣化する(Fe−Cの場合、400℃が最大)ため
に、やはりガラス溶着に適したものとは言い難い。
(Fe−C,Fe-Si等)は、高温で結晶成長を起こし、軟磁
気特性が劣化する(Fe−Cの場合、400℃が最大)ため
に、やはりガラス溶着に適したものとは言い難い。
この発明は上記課題を解決し、高い飽和磁束密度と良
好な熱安定性とを合わせ持ち、かつ高い初透磁率を示す
軟磁性合金膜を提供することを目的としている。
好な熱安定性とを合わせ持ち、かつ高い初透磁率を示す
軟磁性合金膜を提供することを目的としている。
[課題を解決するための手段] 請求項1に記載した発明は上記課題を解決するため
に、組成式がFeaVcCeで示され、組成比a,c,eは原子%で
50≦a≦94、5≦c≦30、1<e≦25、a+c+e=10
0なる関係を満足させるとともに、その金属組織の50%
以上が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からなり、その一
部にVの炭化物の結晶相を含ませたものである。
に、組成式がFeaVcCeで示され、組成比a,c,eは原子%で
50≦a≦94、5≦c≦30、1<e≦25、a+c+e=10
0なる関係を満足させるとともに、その金属組織の50%
以上が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からなり、その一
部にVの炭化物の結晶相を含ませたものである。
請求項2に記載した発明は上記課題を解決するため
に、請求項1に記載した金属組織を平均粒径0.08μm以
下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、その一部に
Vの炭化物の結晶相を含むようにしたものである。
に、請求項1に記載した金属組織を平均粒径0.08μm以
下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、その一部に
Vの炭化物の結晶相を含むようにしたものである。
請求項3に記載した発明は上記課題を解決するため
に、組成式がFeaVcMdCeで示され、MはTi,Zr,Hf,Nb,Ta,
Mo,Wのうち1種または2種以上からなる金属元素または
その混合物であり、組成比a,c,d,eは原子%で50≦a≦9
6、0.5≦c≦30、0.5≦d≦30、1<e≦25、a+c+
d+e=100なる関係を満足させるとともに、その金属
組織の50%以上が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からな
り、その一部にVおよび元素Mの炭化物の結晶相を含ま
せたものである。
に、組成式がFeaVcMdCeで示され、MはTi,Zr,Hf,Nb,Ta,
Mo,Wのうち1種または2種以上からなる金属元素または
その混合物であり、組成比a,c,d,eは原子%で50≦a≦9
6、0.5≦c≦30、0.5≦d≦30、1<e≦25、a+c+
d+e=100なる関係を満足させるとともに、その金属
組織の50%以上が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からな
り、その一部にVおよび元素Mの炭化物の結晶相を含ま
せたものである。
請求項4に記載した発明は上記課題を解決するため
に、請求項3に記載した金属組織を平均粒径0.08μm以
下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、その一部に
Vおよび元素Mの炭化物の結晶相を含むようにしたもの
である。
に、請求項3に記載した金属組織を平均粒径0.08μm以
下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、その一部に
Vおよび元素Mの炭化物の結晶相を含むようにしたもの
である。
請求項5に記載した発明は上記課題を解決するため
に、組成式がFeaTbVcCeで示され、TはCo,Niのうち1種
または2種以上からなる金属元素またはその混合物であ
り、組成比a,b,c,eは原子%で、50≦a≦94、0.1≦b≦
10、5≦c≦30、1<e≦25、a+b+c+e=100な
る関係を満足させるとともに、その金属組織の50%以上
が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からなり、その一部に
Vの炭化物の結晶相を含ませたものである。
に、組成式がFeaTbVcCeで示され、TはCo,Niのうち1種
または2種以上からなる金属元素またはその混合物であ
り、組成比a,b,c,eは原子%で、50≦a≦94、0.1≦b≦
10、5≦c≦30、1<e≦25、a+b+c+e=100な
る関係を満足させるとともに、その金属組織の50%以上
が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からなり、その一部に
Vの炭化物の結晶相を含ませたものである。
請求項6に記載した発明は上記課題を解決するため
に、請求項5に記載した金属組織を平均粒径0.08μm以
下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、その一部に
Vの炭化物の結晶相を含むようにしたものである。
に、請求項5に記載した金属組織を平均粒径0.08μm以
下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、その一部に
Vの炭化物の結晶相を含むようにしたものである。
請求項7に記載した発明は上記課題を解決するため
に、組成式がFeaTbVcMdCeで示され、TはCo,Niのうち1
種または2種以上からなる金属元素またはその混合物で
あり、MはTi,Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,Wのうち1種または2種
以上からなる金属元素またはその混合物であり、組成比
a,b,c,d,eは原子%で、50≦a≦96、0.1≦b≦10、0.5
≦c≦30、0.5≦d≦30、1<e≦25、a+b+c+d
+e=100なる関係を満足させるとともに、その金属組
織の50%以上が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からな
り、その一部にVおよび元素Mの炭化物の結晶相を含ま
せたものである。
に、組成式がFeaTbVcMdCeで示され、TはCo,Niのうち1
種または2種以上からなる金属元素またはその混合物で
あり、MはTi,Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,Wのうち1種または2種
以上からなる金属元素またはその混合物であり、組成比
a,b,c,d,eは原子%で、50≦a≦96、0.1≦b≦10、0.5
≦c≦30、0.5≦d≦30、1<e≦25、a+b+c+d
+e=100なる関係を満足させるとともに、その金属組
織の50%以上が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からな
り、その一部にVおよび元素Mの炭化物の結晶相を含ま
せたものである。
請求項8に記載した発明は上記課題を解決するため
に、請求項7に記載した金属組織を平均粒径0.08μm以
下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、その一部に
Vまたは元素Mの炭化物の結晶相を含むようにしたもの
である。
に、請求項7に記載した金属組織を平均粒径0.08μm以
下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、その一部に
Vまたは元素Mの炭化物の結晶相を含むようにしたもの
である。
以下にこの発明をさらに詳細に説明する。
上記合金膜の生成方法としては、合金膜をスパッタ、
蒸着等の薄膜形成装置により作製する。スパッタ装置と
しては、RF2極スパッタ、DCスパッタ、マグネトロンス
パッタ、3極スパッタ、イオンビームスパッタ、対向タ
ーゲット式スパッタ等の既存のものを使用することがで
きる。またCを膜中に添加する方法としては、ターゲッ
ト板上にグラファイトのペレットを配置して複合ターゲ
ットとし、これをスパッタする方法、あるいはCを含ま
ないターゲット(Fe−V系、Fe−V−M系、Fe−T−V
系、Fe−T−V−M系)を用い、Ar等の不活性ガス中に
メタン(CH4)等の炭化水素ガスを混合したガス雰囲気
でスパッタする反応性スパッタ法等を用いることがで
き、特に反応性スパッタ法では膜中のC濃度の制御が容
易であるので所望のC濃度の優れた膜を得ることができ
る。
蒸着等の薄膜形成装置により作製する。スパッタ装置と
しては、RF2極スパッタ、DCスパッタ、マグネトロンス
パッタ、3極スパッタ、イオンビームスパッタ、対向タ
ーゲット式スパッタ等の既存のものを使用することがで
きる。またCを膜中に添加する方法としては、ターゲッ
ト板上にグラファイトのペレットを配置して複合ターゲ
ットとし、これをスパッタする方法、あるいはCを含ま
ないターゲット(Fe−V系、Fe−V−M系、Fe−T−V
系、Fe−T−V−M系)を用い、Ar等の不活性ガス中に
メタン(CH4)等の炭化水素ガスを混合したガス雰囲気
でスパッタする反応性スパッタ法等を用いることがで
き、特に反応性スパッタ法では膜中のC濃度の制御が容
易であるので所望のC濃度の優れた膜を得ることができ
る。
このようにして作製したままの膜はアモルファス相を
かなりの割合で含んだものであり、不安定であるので40
0〜700℃程度に加熱する熱処理を施すことによって微細
結晶を析出させる。なおこの熱処理を静磁界中あるいは
回転磁界中で行うことにより、より優れた軟磁気特性を
得ることができる。またこの熱処理は磁気ヘッドの製造
工程におけるガラス溶着工程と兼ねて行うことができ
る。
かなりの割合で含んだものであり、不安定であるので40
0〜700℃程度に加熱する熱処理を施すことによって微細
結晶を析出させる。なおこの熱処理を静磁界中あるいは
回転磁界中で行うことにより、より優れた軟磁気特性を
得ることができる。またこの熱処理は磁気ヘッドの製造
工程におけるガラス溶着工程と兼ねて行うことができ
る。
なお、上記微細結晶の析出工程は完全に行なわれる必
要はなく、微細結晶が相当数(50%以上)析出していれ
ば良いので、アモルファス成分が特性向上の障害となる
ことは少ない。
要はなく、微細結晶が相当数(50%以上)析出していれ
ば良いので、アモルファス成分が特性向上の障害となる
ことは少ない。
以下、上記のように成分を限定した理由について述べ
る。
る。
Feは主成分であり、磁性を担う元素であって、少なく
ともフェライト(Bs≒5000G)以上の飽和磁束密度を得
るためには、a≧50at%が必要である。また良好な軟磁
気特性を得るためにはa≦94at%でなければならない
が、Vと元素Mとが複合添加されている場合には、a≦
96at%とすることができる。
ともフェライト(Bs≒5000G)以上の飽和磁束密度を得
るためには、a≧50at%が必要である。また良好な軟磁
気特性を得るためにはa≦94at%でなければならない
が、Vと元素Mとが複合添加されている場合には、a≦
96at%とすることができる。
元素Tは、磁歪の調整の目的で添加する元素である。
Fe−V−(M)−C膜の場合、V,M,C濃度によって異な
るが、熱処理温度が低いと磁歪が正になり、熱処理温度
が高いと磁歪が負になる。高い熱処理温度(ガラス溶着
温度)を必要とする場合、磁歪を正にする効果のあるN
i,Coを適量添加することにより、磁歪をほぼ0にするこ
とができる。なお熱処理温度が適当な場合、元素Tの添
加は特に必要ないが、V,(M)およびCの濃度の選択範
囲を広げるためには元素Tの添加が好ましく、その添加
は正の磁歪が+10-5台以上まで大きくならないようにb
≦10at%としなくてはならない。
Fe−V−(M)−C膜の場合、V,M,C濃度によって異な
るが、熱処理温度が低いと磁歪が正になり、熱処理温度
が高いと磁歪が負になる。高い熱処理温度(ガラス溶着
温度)を必要とする場合、磁歪を正にする効果のあるN
i,Coを適量添加することにより、磁歪をほぼ0にするこ
とができる。なお熱処理温度が適当な場合、元素Tの添
加は特に必要ないが、V,(M)およびCの濃度の選択範
囲を広げるためには元素Tの添加が好ましく、その添加
は正の磁歪が+10-5台以上まで大きくならないようにb
≦10at%としなくてはならない。
Vおよび元素Mは軟磁気特性を良好にするために必要
であり、またCと結合して炭化物の微細結晶を形成す
る。良好な軟磁気特性を維持するためには、Vを単独で
添加する場合、c≧5at%とする必要があるが、Vと元
素Mとを複合添加する場合は、Vと元素Mとの総量が2a
t%以上となれば良い。Vおよび元素Mの添加が多すぎ
ると飽和磁束密度および軟磁気特性の低下を招くので、
Vおよび元素Mの添加量は30at%以下とする必要があ
る。
であり、またCと結合して炭化物の微細結晶を形成す
る。良好な軟磁気特性を維持するためには、Vを単独で
添加する場合、c≧5at%とする必要があるが、Vと元
素Mとを複合添加する場合は、Vと元素Mとの総量が2a
t%以上となれば良い。Vおよび元素Mの添加が多すぎ
ると飽和磁束密度および軟磁気特性の低下を招くので、
Vおよび元素Mの添加量は30at%以下とする必要があ
る。
Cは軟磁気特性を良好にするため、および耐熱性を向
上させるために必要であり、Cは元素Mと結合して炭化
物の微細結晶を形成する。良好な軟磁気特性、および熱
的安定性を維持するためには、e≧0.5at%とする必要
があるが、多すぎると飽和磁束密度および軟磁気特性の
低下を招くのでe≦25at%とする必要がある。
上させるために必要であり、Cは元素Mと結合して炭化
物の微細結晶を形成する。良好な軟磁気特性、および熱
的安定性を維持するためには、e≧0.5at%とする必要
があるが、多すぎると飽和磁束密度および軟磁気特性の
低下を招くのでe≦25at%とする必要がある。
Vおよび元素Mの炭化物の微細結晶は磁壁のピンニン
グサイトとして働き、透磁率の高周波特性を向上させる
働きがあるとともに、膜中に均一に分散させることでFe
の微細結晶が熱処理により成長して軟磁性を損なうこと
を防止する働きがある。つまりFeの結晶粒が成長して大
きくなると結晶磁気異方性の悪影響が大きくなり、軟磁
気特性が悪化するが、Vおよび元素Mの炭化物の微細結
晶がFeの粒成長の障壁として働くことにより軟磁気特性
の悪化が防止される。
グサイトとして働き、透磁率の高周波特性を向上させる
働きがあるとともに、膜中に均一に分散させることでFe
の微細結晶が熱処理により成長して軟磁性を損なうこと
を防止する働きがある。つまりFeの結晶粒が成長して大
きくなると結晶磁気異方性の悪影響が大きくなり、軟磁
気特性が悪化するが、Vおよび元素Mの炭化物の微細結
晶がFeの粒成長の障壁として働くことにより軟磁気特性
の悪化が防止される。
そして金属組織の50%以上が0.08μm以下の微細結晶
からなっているので、非晶質に比べて熱的安定性に優れ
ており、添加元素を少なくすることができ、また非晶質
に比べFe原子1個あたりの磁気モーメントが大きくな
り、その結果、飽和磁束密度を高くすることができる。
からなっているので、非晶質に比べて熱的安定性に優れ
ており、添加元素を少なくすることができ、また非晶質
に比べFe原子1個あたりの磁気モーメントが大きくな
り、その結果、飽和磁束密度を高くすることができる。
[作用] 上記軟磁性合金膜においては、その組成がFeを主体と
して、飽和磁束密度を低下させる成分の添加が制限さ
れ、また非晶質に比べFe原子1個あたりの磁気モーメン
トが大きくなっているので、最高約17000Gという高い飽
和磁束密度が得られる。またV、元素MおよびCが含ま
れているとともに、金属組織が微細な結晶粒からなって
おり、結晶磁気異方性による軟磁性への悪影響が軽減さ
れるので、良好な軟磁気特性が得られる。さらにVおよ
び元素Mの炭化物が析出してFeを主成分とする結晶粒の
成長を抑えるので、ガラス溶着工程において600℃以上
に加熱されても、結晶粒が粗大化することがない。
して、飽和磁束密度を低下させる成分の添加が制限さ
れ、また非晶質に比べFe原子1個あたりの磁気モーメン
トが大きくなっているので、最高約17000Gという高い飽
和磁束密度が得られる。またV、元素MおよびCが含ま
れているとともに、金属組織が微細な結晶粒からなって
おり、結晶磁気異方性による軟磁性への悪影響が軽減さ
れるので、良好な軟磁気特性が得られる。さらにVおよ
び元素Mの炭化物が析出してFeを主成分とする結晶粒の
成長を抑えるので、ガラス溶着工程において600℃以上
に加熱されても、結晶粒が粗大化することがない。
[実施例] (実施例1) RF2極スパッタ装置を用いて第1表に示した組成の合
金膜を膜厚5〜6μmで形成した。
金膜を膜厚5〜6μmで形成した。
これにはFeターゲット上にV、元素M、元素Tおよび
グラファイトのペレットを適宜配置して構成した複合タ
ーゲットを用い、Arガス中でスパッタする方法を用い
た。膜中のV、元素M、元素TおよびC濃度の調整はペ
レットの枚数を変えることにより変化させた。
グラファイトのペレットを適宜配置して構成した複合タ
ーゲットを用い、Arガス中でスパッタする方法を用い
た。膜中のV、元素M、元素TおよびC濃度の調整はペ
レットの枚数を変えることにより変化させた。
成膜後、静磁場中において550℃に20分間保持、ある
いは無磁場中において550℃に20分保持した。
いは無磁場中において550℃に20分保持した。
上記のようにして製造された合金膜(サンプルAない
しサンプルD)とスパッタにより成膜したセンダスト合
金膜(サンプルE)について、熱処理後における飽和磁
束密度(Bs)と透磁率(μ)および保磁力(Hc)の測定
と磁歪定数(λs)の測定を行った。
しサンプルD)とスパッタにより成膜したセンダスト合
金膜(サンプルE)について、熱処理後における飽和磁
束密度(Bs)と透磁率(μ)および保磁力(Hc)の測定
と磁歪定数(λs)の測定を行った。
以上の結果を第1表に併せて示した。
なお第1表においてサンプルAは請求項1記載の軟磁
性合金膜、サンプルBは請求項3記載の軟磁性合金膜、
サンプルCは請求項5記載の軟磁性合金膜、サンプルD
は請求項7記載の軟磁性合金膜である。
性合金膜、サンプルBは請求項3記載の軟磁性合金膜、
サンプルCは請求項5記載の軟磁性合金膜、サンプルD
は請求項7記載の軟磁性合金膜である。
第1表の結果から、サンプルAないしサンプルD(実
施例)の軟磁性合金膜は、いずれも従来例のセンダスト
膜に比べて、極めて高い飽和磁束密度Bsを示すことが確
認できた。そして、一般に13000G以上の飽和磁束密度を
示す従来のアモルファス合金膜おいて本実施例の軟磁性
合金膜に施したと同等の条件の熱処理(550℃、20分)
を施すと、結晶化により透磁率が100以下にまで低下す
ることを考慮すると、これら実施例の軟磁性合金膜は非
常に熱安定性に優れたものであるといえる。
施例)の軟磁性合金膜は、いずれも従来例のセンダスト
膜に比べて、極めて高い飽和磁束密度Bsを示すことが確
認できた。そして、一般に13000G以上の飽和磁束密度を
示す従来のアモルファス合金膜おいて本実施例の軟磁性
合金膜に施したと同等の条件の熱処理(550℃、20分)
を施すと、結晶化により透磁率が100以下にまで低下す
ることを考慮すると、これら実施例の軟磁性合金膜は非
常に熱安定性に優れたものであるといえる。
したがってこの発明の請求項1ないし請求項8記載の
軟磁性合金膜が高温の熱処理を受けても高い透磁率を示
す優秀な合金膜であることが明らかである。
軟磁性合金膜が高温の熱処理を受けても高い透磁率を示
す優秀な合金膜であることが明らかである。
ところがサンプルAの軟磁性合金膜は、透磁率および
保磁力等の軟磁気特性がセンダスト膜に比べてやや劣っ
ている。これはVの一部をTa等で置換することによりサ
ンプルBの軟磁性合金膜のごとく改善することができ、
センダスト膜と同等かそれ以上の軟磁性を得ることがで
きるようになる。
保磁力等の軟磁気特性がセンダスト膜に比べてやや劣っ
ている。これはVの一部をTa等で置換することによりサ
ンプルBの軟磁性合金膜のごとく改善することができ、
センダスト膜と同等かそれ以上の軟磁性を得ることがで
きるようになる。
また、サンプルAおよびサンプルBの合金膜の550℃
熱処理後の磁歪定数は0に近い負の値であるが、磁気ヘ
ッドのコア材として使用する場合には、膜に加わる応力
によっては、磁気異方性の関係で、正の磁歪定数をもつ
方が好都合な場合もある。この場合、サンプルAおよび
サンプルBの合金膜のFeの一部をCoで置換することによ
り、サンプルCおよびサンプルDの軟磁性合金膜のよう
に正の磁歪定数を示すように調整することができる。こ
の磁歪定数の調整は、ある程度のものであればCo,Ni等
を添加する以外にV、元素M、C濃度の制御によっても
行うことができる。
熱処理後の磁歪定数は0に近い負の値であるが、磁気ヘ
ッドのコア材として使用する場合には、膜に加わる応力
によっては、磁気異方性の関係で、正の磁歪定数をもつ
方が好都合な場合もある。この場合、サンプルAおよび
サンプルBの合金膜のFeの一部をCoで置換することによ
り、サンプルCおよびサンプルDの軟磁性合金膜のよう
に正の磁歪定数を示すように調整することができる。こ
の磁歪定数の調整は、ある程度のものであればCo,Ni等
を添加する以外にV、元素M、C濃度の制御によっても
行うことができる。
また、第1図には、実施例1の軟磁性合金膜(Fe70.3
V14.7C15.0)の成膜したままの状態(as deposited)の
膜のX線回折パターン()と、550℃、20分間の熱処
理を施した後の膜のX線回折パターン()とを併せて
示した。
V14.7C15.0)の成膜したままの状態(as deposited)の
膜のX線回折パターン()と、550℃、20分間の熱処
理を施した後の膜のX線回折パターン()とを併せて
示した。
第1図中、のX線回折パターンにおいては、非晶質
特有のハローパターンを示しており、この状態での飽和
磁束密度は、第1表に示した値よりも低く、軟磁気特性
も良好でない。これに対して熱処理を施した後ののX
線回折パターンでは結晶質のパターンを示している。し
かしながらbcc-Feの回折ピークはブロードしているの
で、bcc-Feの(100)ピークの半値幅からbcc-Feの平均
結晶粒径を計算すると、約90〜100Åとなり、非常に微
細な結晶であることが確認できる。
特有のハローパターンを示しており、この状態での飽和
磁束密度は、第1表に示した値よりも低く、軟磁気特性
も良好でない。これに対して熱処理を施した後ののX
線回折パターンでは結晶質のパターンを示している。し
かしながらbcc-Feの回折ピークはブロードしているの
で、bcc-Feの(100)ピークの半値幅からbcc-Feの平均
結晶粒径を計算すると、約90〜100Åとなり、非常に微
細な結晶であることが確認できる。
またのパターン中には、V4C3のブロードした回折ピ
ークも観測できる。高い温度の熱処理を施しても、Feの
結晶粒が粗大化しないのは、熱的に安定なVの炭化物の
微細結晶が、膜中に均一に分散し、これがFe結晶の成長
を妨げているためである。Fe結晶が微細になれば、Feが
持つ結晶磁気異方性が巨視的、すなわち平均的に低下
し、異方性分散が小さくなり、その結果として軟磁性が
良好になると考えられる。
ークも観測できる。高い温度の熱処理を施しても、Feの
結晶粒が粗大化しないのは、熱的に安定なVの炭化物の
微細結晶が、膜中に均一に分散し、これがFe結晶の成長
を妨げているためである。Fe結晶が微細になれば、Feが
持つ結晶磁気異方性が巨視的、すなわち平均的に低下
し、異方性分散が小さくなり、その結果として軟磁性が
良好になると考えられる。
[発明の効果] 以上説明したようにこの発明は、Feを主成分とし、金
属組織の50%以上が平均粒径0.08μm以下の微細な結晶
粒からなる軟磁性合金膜であり、飽和磁束密度を低下さ
せる成分の添加が制限され、また非晶質に比べFe原子あ
たりの磁気モーメントが大きくなっているので、センダ
スト合金膜よりも高い飽和磁束密度であって、最高約17
000Gという高い飽和磁束密度が得られる。
属組織の50%以上が平均粒径0.08μm以下の微細な結晶
粒からなる軟磁性合金膜であり、飽和磁束密度を低下さ
せる成分の添加が制限され、また非晶質に比べFe原子あ
たりの磁気モーメントが大きくなっているので、センダ
スト合金膜よりも高い飽和磁束密度であって、最高約17
000Gという高い飽和磁束密度が得られる。
またV、元素M(Ti,Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W)およびCと
いう軟磁性を良好とする成分が添加されるとともに、金
属組織が微細な結晶粒からなり、結晶磁気異方性による
軟磁性への悪影響が軽減されるので、良好な軟磁気特性
が得られる。
いう軟磁性を良好とする成分が添加されるとともに、金
属組織が微細な結晶粒からなり、結晶磁気異方性による
軟磁性への悪影響が軽減されるので、良好な軟磁気特性
が得られる。
さらに従来のアモルファス合金膜とは異なり、無磁場
中で熱処理を施しても高い初透磁率を発揮する膜を得る
ことができる。
中で熱処理を施しても高い初透磁率を発揮する膜を得る
ことができる。
また微細な結晶粒からなるとともに、添加されたV、
元素MがCと炭化物を形成するので、ガラス溶着工程に
おいて600℃以上に加熱されても結晶粒が粗大化するこ
とがなく、上記特性を維持するので、信頼性の高い中〜
高融点のガラスをヘッドのギャップ形成等に使用するこ
とができ、磁気ヘッドの信頼性向上につながる。
元素MがCと炭化物を形成するので、ガラス溶着工程に
おいて600℃以上に加熱されても結晶粒が粗大化するこ
とがなく、上記特性を維持するので、信頼性の高い中〜
高融点のガラスをヘッドのギャップ形成等に使用するこ
とができ、磁気ヘッドの信頼性向上につながる。
さらに熱安定性に優れ、良好な軟磁気特性を示すこと
から、高密度記録に要求される高い性能を有する磁気ヘ
ッドの素材として好適である。
から、高密度記録に要求される高い性能を有する磁気ヘ
ッドの素材として好適である。
またこの発明の合金膜は従来のアモルファス合金膜と
異なり、無磁場での熱処理によっても十分に高い透磁率
を得ることができるために、ガラス溶着等の工程の簡略
化を計ることができる。
異なり、無磁場での熱処理によっても十分に高い透磁率
を得ることができるために、ガラス溶着等の工程の簡略
化を計ることができる。
また上記組成に加えて元素T(Co,Ni)を添加するこ
とにより、磁歪を調整してさらに上記の効果を高め、ま
た磁気ヘッド製造時に生じる加工歪や溶着ガラスにより
生じる熱歪による逆磁歪効果で膜の磁気特性が劣化しな
いようにすることができるものである。
とにより、磁歪を調整してさらに上記の効果を高め、ま
た磁気ヘッド製造時に生じる加工歪や溶着ガラスにより
生じる熱歪による逆磁歪効果で膜の磁気特性が劣化しな
いようにすることができるものである。
第1図はこの発明の実施例の膜のX線回折パターンを示
すグラフである。
すグラフである。
Claims (8)
- 【請求項1】組成式がFeaVcCeで示され、組成比a,c,eは
原子%で 50≦a≦94、5≦c≦30、1.0<e≦25、a+c+e=1
00なる関係を満足させるとともに、その金属組織の50%
以上が平均粒径0.08μm以下の結晶粒からなり、その一
部がVの炭化物の結晶相を含むことを特徴とする軟磁性
合金膜。 - 【請求項2】金属組織が平均粒径0.08μm以下の結晶粒
と非晶質組織からなり、その一部にVの炭化物の結晶相
を含むことを特徴とする請求項1記載の軟磁性合金膜。 - 【請求項3】組成式がFeaVcMdCeで示され、MはTi,Zr,H
f,Nb,Ta,Mo,Wのうち1種または2種以上からなる金属元
素またはその混合物であり、組成比a,c,d,eは原子%で 50≦a≦96、0.5≦c≦30、0.5≦d≦30、1.0<e≦2
5、a+c+d+e=100なる関係を満足させるととも
に、その金属組織の50%以上が平均粒径0.08μm以下の
結晶粒からなり、その一部がVの炭化物の結晶相を含む
ことを特徴とする軟磁性合金膜。 - 【請求項4】金属組織が平均粒径0.08μm以下の結晶粒
と非晶質組織からなり、、その一部にVおよび元素Mの
炭化物の結晶相を含むことを特徴とする請求項3記載の
軟磁性合金膜。 - 【請求項5】組成式がFeaTbVcCeで示され、TはCo,Niの
うち1種または2種以上からなる金属元素またはその混
合物であり、組成比a,b,c,eは原子%で 50≦a≦94、0.1≦b≦10、5≦c≦30、1.0<e≦25、
a+b+c+e=100なる関係を満足させるとともに、
その金属組織の50%以上が平均粒径0.08μm以下の結晶
粒からなり、その一部にVの炭化物の結晶相を含むこと
を特徴とする軟磁性合金膜。 - 【請求項6】金属組織が平均粒径0.08μm以下の結晶粒
と非晶質組織からなり、その一部にVの炭化物の結晶相
を含むことを特徴とする請求項5記載の軟磁性合金膜。 - 【請求項7】組成式がFeaTbVcMdCeで示され、TはCo,Ni
のうち1種または2種以上からなる金属元素またはその
混合物であり、MはTi,Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,Wのうち1種ま
たは2種以上からなる金属元素またはその混合物であ
り、組成比a,b,c,d,eは原子%で 50≦a≦96、0.1≦b≦10、0.5≦c≦30、0.5≦d≦3
0、1.0<e≦25、a+b+c+d+e=100なる関係を
満足させるとともに、その金属組織の50%以上が平均粒
径0.08μm以下の結晶粒からなり、その一部にVおよび
元素Mの炭化物の結晶相を含むことを特徴とする軟磁性
合金膜。 - 【請求項8】金属組織が平均粒径0.08μm以下の結晶粒
と非晶質組織からなり、その一部にVおよび元素Mの炭
化物の結晶相を含むことを特徴とする請求項7記載の軟
磁性合金膜。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1298829A JP2761267B2 (ja) | 1989-11-17 | 1989-11-17 | 軟磁性合金膜 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1298829A JP2761267B2 (ja) | 1989-11-17 | 1989-11-17 | 軟磁性合金膜 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03158441A JPH03158441A (ja) | 1991-07-08 |
JP2761267B2 true JP2761267B2 (ja) | 1998-06-04 |
Family
ID=17864759
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1298829A Expired - Fee Related JP2761267B2 (ja) | 1989-11-17 | 1989-11-17 | 軟磁性合金膜 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2761267B2 (ja) |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02123705A (ja) * | 1988-11-02 | 1990-05-11 | Hitachi Ltd | 耐熱鉄系磁性膜及びこれを用いた磁気ヘツド |
-
1989
- 1989-11-17 JP JP1298829A patent/JP2761267B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH03158441A (ja) | 1991-07-08 |
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