JP3182399B2 - 軟磁性合金膜とその製造方法、磁気ヘッド、および磁気ディスク - Google Patents

軟磁性合金膜とその製造方法、磁気ヘッド、および磁気ディスク

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Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁気へッドの磁
極、薄膜インダクタ、各種薄膜センサなどに用いられる
軟磁性合金膜とその製造方法、およびそれを用いた磁気
ヘッドに関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、磁気記録の分野では記録密度の高
密度化が強く要求されており、それに伴って記録媒体上
の記録ビットは微小化されている。微小化された記録ビ
ットに、より保磁力が高い記録媒体が用いられるように
なってきている。
【０００３】記録媒体側の高保磁力化に対応するために
は、より高い記録磁界を発生する磁気へッドが必要とな
る。磁気へッドの記録磁界を高めるためには、磁極材料
として高飽和磁束密度を有する軟磁性材料が必須であ
る。磁極材料としての軟磁性材料は、さらに低保磁力お
よび高透磁率を有することが重要であり、これらの磁気
特性を兼ね備える軟磁性材料が必要とされている。
【０００４】従来、薄膜磁気ヘッドに用いられる軟磁性
材料としては、フェライト、センダスト合金、Ｃｏ基非
晶質合金などの様々な材料が開発されてきた。しかし、
フェライトは飽和磁束密度が10kG未満と低く、磁気記録
媒体の高保磁力化による高密度記録には適さない。セン
ダスト合金の飽和磁束密度は、フェライトよりは高いも
のの10kG程度であることから、高密度記録化には十分に
対応できない。Ｃｏ基非晶質合金は結晶化温度が低いた
めに、薄膜磁気へッドの作製工程での熱安定性が問題と
なり、非晶質合金特有の高透磁率、高比抵抗が得られな
くなる。
【０００５】近年、高飽和磁束密度化を目的として、Ｆ
ｅを主成分とする軟磁性薄膜材料が種々提案されてい
る。例えば、Ｆｅを主成分とする結晶粒を微粒化し、実
効的な結晶磁気異方性を小さくすることにより軟磁気特
性を得る方法が知られている。しかし、この方法では微
結晶粒の熱的安定性を得るために、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、
Ｔｉ、ＴａなどとＮ、Ｂ、Ｃなどの添加元素を10〜 20%
程度加える必要があり、飽和磁束密度の上限はおおよそ
18kGであった。このような合金膜は軟磁性化できたとし
ても、その飽和磁束密度は純鉄(21.5kG)を上回ることは
ない。
【０００６】将来的には、さらに記録密度の高密度化が
要求されることが予想される。そのような場合には、よ
り高い飽和磁束密度を有する軟磁性材料が必要とされ
る。このような観点から、合金中最も飽和磁束密度の高
いＦｅ−Ｃｏ合金が注目されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｆｅ−
Ｃｏ合金はＦｅより高い飽和磁束密度を持つ組成におい
て、大きな磁歪と結晶磁気異方性を有することが知られ
ている。このため、軟磁性化することが非常に困難であ
った。Ｆｅ−Ｃｏ合金に添加元素を加えて微結晶化し、
これにより軟磁性化することができたとしても、その場
合には多量の元素を添加する必要が生じるため、Ｆｅ−
Ｃｏ合金の高飽和磁束密度を維持することはできない。
【０００８】一方、Ｆｅ−Ｃｏ合金に希土類元素を添加
することにより、その大きな飽和磁歪を低下させ、良好
な軟磁気特性を得る方法が提案されている（特開平 5-3
9550号公報および特開平 6-53040号公報参照）。ここで
は、希土類元素をＦｅ−Ｃｏ合金中に過飽和に置換型固
溶させ、膜全体として体心立方晶構造を維持している。
これは、希土類元素の添加量が多くなると非晶質相が出
現し、飽和磁束密度が低下するためであると記載されて
いる。
【０００９】また、添加する希土類元素はＳｍ、Ｈｏ、
Ｔｍの 3元素に限定されている。これは、希土類元素で
置換型固溶させた場合、磁歪低下効果はこれら 3元素し
か得られないためである。さらに、体心立方晶構造の単
一相であるため、十分な微結晶化が困難であり、磁気ヘ
ッドなどに使用できるほど、十分に保磁力を低減するこ
とができない。Ｆｅ−Ｃｏ合金に希土類元素（Ｓｍ、Ｈ
ｏ、Ｔｍ）を過飽和に置換型固溶させた軟磁性合金膜
は、熱的に不安定であるため、膜の大部分が非晶質化し
て飽和磁束密度が低下するおそれがある。このような合
金膜を磁気ヘッドの磁極材料として用いるためには、透
磁率や保磁力などの軟磁気特性が不十分であり、さらな
る改良が望まれている。
【００１０】本発明はこのような課題に対処するために
なされたもので、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金、Ｆｅ−Ｃｏ−
Ｎｉ合金が有する飽和磁束密度を維持した上で、軟磁気
特性の向上を図ると共に、膜構造の熱安定性などを高め
た軟磁性合金膜、特にＦｅ−Ｃｏ合金が有する高い飽和
磁束密度と良好な軟磁気特性とを両立させた軟磁性合金
膜を提供することを目的としており、さらにはそのよう
な軟磁性合金膜を磁極材料として用いることによって、
記録磁界強度などを向上させた磁気ヘッドを提供するこ
とを目的としている。本発明の他の目的は、高い飽和磁
束密度を有するＦｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎ
ｉ合金などに良好な軟磁気特性を付与することを可能に
した軟磁性膜の製造方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明の軟磁性合金膜
は、請求項１に記載したように、 一般式：（Ｆｅ1-a-b
Ｃｏa Ｎｉb ）100-x Ｒx（式中、ＲはＹを含む希土類
元素から選ばれる少なくとも 1種の元素を示し、ａ、ｂ
およびｘは 0≦ａ＜ 1、 0≦ｂ＜ 1、 0.3≦１−ａ−ｂ
＜ 0.95、 0.5 at%＜ｘ≦10at% である） で表される組
成を有する磁性合金から実質的になる軟磁性合金膜であ
って、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成
分とし、かつ前記Ｒ元素を１０ａｔ％以上含む結晶質か
ら実質的になり正の磁歪を有する第１の磁性相と、前記
第１の磁性相とは結晶構造が異なり、かつ前記Ｒ元素を
０．５ａｔ％以上含み負の磁歪を有する第２の磁性相と
を有することを特徴としている。
【００１２】本発明の第１の軟磁性合金膜において、第
１の磁性相はＦｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ
を主成分とし、体心立方晶構造、面心立方晶構造および
六方晶最密充填構造から選ばれる少なくとも 1種の結晶
相で構成される。第２相は、例えばＲ元素を含む非晶質
相や化合物相や第１相とは異なる結晶相により構成され
る。
【００１３】本発明の第２の軟磁性合金膜は、請求項２
に記載したように、一般式：Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb
（式中、ａおよびｂは 0≦ａ＜ 1、 0≦ｂ＜ 1、 0.3≦
１−ａ−ｂ＜ 0.95である）で表される組成を有する磁
性合金から実質的になる軟磁性合金膜であって、体心立
方晶構造からなり、かつ結晶粒径が50nm以下であると共
に、 (110)面が前記軟磁性合金膜の膜面に平行に成長し
ている相を有し、前記軟磁性合金膜の(110)面のＸ線回
折ピークのロッキングカーブの半値幅が５度以下である
ことを特徴としている
【００１４】
【００１５】本発明の磁気ヘッドは、請求項１８に記載
したように、媒体対向面に位置するように配置された磁
気ギャップと、前記磁気ギャップを挟持するように配置
され、少なくとも一方が上記した本発明の軟磁性合金膜
を有する一対の磁極と、前記磁極と差交するように配置
されたコイルとを具備することを特徴としている。
【００１６】一般に、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金、あるいは
Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金のような結晶磁気異方性が大きい
物質は、結晶粒を微細化させて実効的な磁気異方性を低
下させることによって、良好な軟磁気特性が得られるこ
とが知られている。本発明においては、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃ
ｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする結晶相からな
る第１相と、この第１相とは結晶構造が異なる第２相と
を出現させている。第１相と第２相の結晶構造が異なる
ことから、互いの結晶粒が結合・合体して成長すること
はなく、結晶粒を微細化することができる。すなわち、
第２相は磁気特性を主として担う第１相の結晶粒の成長
を抑制するものである。
【００１７】このように、第１相および第２相の結晶粒
をそれぞれ微細化することによって、これら各相の実効
的な結晶磁気異方性が低減される。従って、これら第１
相および第２相を有する軟磁性合金膜に良好な軟磁気特
性を付与することができる。さらに、このような微構造
の形成を促進するＲ元素は、第１相に不可避的に固溶さ
れる分を除いて主として第２相に含まれ、軟磁性合金膜
中に析出しているため、Ｒ元素が軟磁性合金膜の熱安定
性を低下させるようなこともない。
【００１８】上述したようなことから、本発明の軟磁性
合金膜はＦｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ
合金が有する飽和磁束密度を維持することができると共
に、結晶粒の微細化に基づいて良好な軟磁気特性を付与
することができる。さらには、そのような磁気特性を安
定に維持することが可能となる。特に、第１相をＦｅ−
ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする体心立方晶
構造を有する結晶相で構成することによって、Ｆｅ−Ｃ
ｏ合金やＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金が有する高い飽和磁束密
度と良好な軟磁気特性を両立させることができる。
【００１９】本発明の軟磁性合金膜の製造方法は、請求
項１５に記載したように、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ
−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とし、かつ体心立方晶構造相を含
む軟磁性合金膜の製造方法であって、ターゲット材料の
スパッタリングが第１の雰囲気中で行われると共に、前
記軟磁性合金膜の形成が該第１の雰囲気から区分され、
かつ該第１の雰囲気とは異なる1.0mTorr以下の圧力の第
２の雰囲気中で行われる、スパッタリング法による前記
軟磁性合金膜の形成工程を有することを特徴としてい
る。
【００２０】このように、プラズマ放電時の圧力が1.0m
Torr以下のガス雰囲気中で、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ、Ｆｅ−
Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする軟磁性膜を成膜することによ
って、これら軟磁性膜の配向性を大幅に高めることがで
きる。具体的には、体心立方晶構造を有するＦｅ、Ｆｅ
−Ｃｏ合金またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金の (110)面の配
向性、あるいは面心立方晶構造を有するＦｅ−Ｃｏ合金
またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金の (111)面の配向性を高め
ることができる。
【００２１】さらに、低ガス化により膜中の不純物濃
度、特に酸素濃度を小さくすることができ、かつ膜密度
が高くなる。従って、結晶粒界付近での結晶構造の乱れ
を小さくすることができ、磁壁移動のピンニングサイト
としての効果を抑制することができる。これらによっ
て、Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とす
る磁性膜の軟磁気特性を向上させることが可能となる。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明を実施するための形
態について、図面を参照して説明する。
【００２３】図１（ａ）および図１（ｂ）は本発明の軟
磁性合金膜の実施形態の微構造を模式的に示す図であ
る。図１（ａ）に示す軟磁性合金膜１は、 一般式：（Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）100-x Ｒx …(1) （式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる少なくと
も 1種の元素を示し、ａ、ｂおよびｘは 0≦ａ＜ 1、 0
≦ｂ＜ 1、 0≦ａ＋ｂ＜ 1、 0＜ｘ≦10at% である）
で実質的に表される組成を有する。
【００２４】このような組成を満足する軟磁性合金膜１
は、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分
とする結晶相からなる第１相Ａと、第１相Ａとは結晶構
造が異なる第２相Ｂとから構成されている。軟磁性合金
膜１の膜厚は、用途に応じて適宜設定される。例えば、
薄膜磁気ヘッドの磁極として用いる場合、軟磁性合金膜
１の膜厚は 0.005〜 1.0μm 程度とすることが好まし
い。他の用途に適用する場合においても、一般的には0.
01〜 5.0μm 程度とすることが好ましい。
【００２５】ここで、Ｆｅ、ＣｏおよびＮｉは軟磁性合
金膜１の磁性を主として担う成分である。軟磁性合金膜
１の主成分は、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎ
ｉのいずれであってもよく、またＦｅ−ＣｏおよびＦｅ
−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする場合の組成は特に限定され
るものではない。従って、これらＦｅ、Ｆｅ−Ｃｏまた
はＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする第１相Ａは、体心立
方晶構造、面心立方晶構造および六方晶最密充填構造か
ら選ばれる少なくとも 1種の結晶相により構成される。
【００２６】軟磁性合金膜１の主成分には、Ｆｅや各種
組成のＦｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉが適用可能で
あるが、特に高飽和磁束密度が得られるＦｅ−Ｃｏまた
はＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉの組成範囲として、 (1)式における
1-a-b の値はＦｅがリッチな0.3≦1-a-b ≦0.95の範囲
とすることが好ましい。 1-a-bの値を 0.3〜0.95の範囲
とすることによって、第１相Ａを大きな飽和磁束密度が
得られる体心立方晶構造のＦｅ−Ｃｏ合金またはＦｅ−
Ｃｏ−Ｎｉ合金で構成することができる。
【００２７】Ｒ元素は後に詳述する第２相Ｂの形成を促
進する元素であり、Ｙ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅ
ｕ、ＧｄなどのＹを含む種々の希土類元素を使用するこ
とができる。これらのうち、特にＳｍは軟磁性合金膜１
の低磁歪化に対して大きな効果を示すため、Ｒ元素とし
て好ましい元素である。
【００２８】Ｒ元素の含有量ｘは 0＜ｘ≦10at% の範囲
とする。Ｒ元素の含有量が 10at%を超えると相対的にＦ
ｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉの量が減少する
ことによって、飽和磁束密度などの特性が低下する。さ
らに、Ｆｅ−Ｒの 2元系状態図、Ｃｏ−Ｒの 2元系状態
図、およびＮｉ−Ｒの 2元系状態図からみて、Ｒ元素量
が10at% を超えると軟磁性合金膜１の大部分が非晶質相
になり、結晶相からなる第１相Ａが存在し得なくなるお
それがある。膜全体が非晶質相になると、軟磁気特性は
ある程度維持される場合もあるが、飽和磁束密度は著し
く低下して、本発明の目的を達成することができない。
【００２９】Ｒ元素の含有量は、第２相Ｂの生成を妨げ
ない範囲内で少なくすることが好ましい。より大きな飽
和磁束密度を維持するという観点からは、Ｒ元素量は5a
t%以下とすることが望ましい。なお、Ｒ元素の含有量が
あまり少ないと、第２相Ｂの生成量が不足して、軟磁性
合金膜１に良好な軟磁気特性を付与することができない
おそれがある。従って、Ｒ元素の含有量は0.5at%以上と
することが好ましい。軟磁性合金膜１はＮｉを含有する
ことができる。Ｎｉを添加した場合、組成調整により磁
歪を小さくすることができると同時に、耐食性を向上さ
せることができる。さらに、第１相あるいは第２相の面
心立方晶構造を有する相を安定的に形成することができ
る。飽和磁束密度をＦｅより大きくするためには、Ｎｉ
の添加量は80at% 以下とすることが好ましい。
【００３０】軟磁性合金膜１は、Ｎ、ＣおよびＢから選
ばれる少なくとも 1種の元素を含有していてもよい。こ
れらの元素はＲ元素と結合して化合物を容易に形成す
る。これが結晶粒の成長を抑制し、微結晶化を促進す
る。ただし、これらの元素をあまり多量に含有すると、
軟磁性合金膜１の飽和磁束密度が著しく低下することか
ら、その含有量は5.0at%以下とする。
【００３１】軟磁性合金膜１は、さらにＴｉ、Ｔａ、Ｈ
ｆ、Ａｌ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、ＭｎおよびＮｂ
から選ばれる少なくとも 1種の元素を含有していてもよ
い。これらの元素は上記したＮ、Ｃ、Ｂと容易に結合し
て化合物を形成する。これにより結晶粒成長が抑制され
る。ただし、これら元素をあまり多量に含有すると、軟
磁性合金膜１の飽和磁束密度が著しく低下することか
ら、その含有量は5.0at%以下とする。
【００３２】さらに、軟磁性合金膜１はＡｕ、Ａｇ、Ｒ
ｈ、Ｒｕ、Ｃｕ、Ｐｔ、ＰｄおよびＩｒから選ばれる少
なくとも 1種の元素を含有していてもよい。これらの元
素を添加することによって、軟磁性合金膜１の耐食性を
向上させることができる。ただし、上記した元素をあま
り多量に含有すると、軟磁性合金膜１の飽和磁束密度が
著しく低下することから、その含有量は5.0at%以下とす
る。上記した元素のうち、Ｃｕは微結晶化効果が非常に
大きく、優れた軟磁気特性をもたらす。
【００３３】軟磁性合金膜１は、図１（ａ）に示したよ
うに、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成
分とする結晶相からなる第１相Ａの周囲に、これとは結
晶構造が異なる第２相Ｂが配置された微構造を有してい
る。第２相Ｂは少なくともＲ元素を含み、非晶質相、第
１相Ａとは異なる結晶相、Ｒ元素の偏析相などからな
る。第２相Ｂは軟磁性合金膜１を成膜した後の熱処理で
析出させたり、あるいは成膜法によっては成膜時に既に
形成されている場合もある。
【００３４】高飽和磁束密度を維持するために、第１相
Ａおよび第２相Ｂは共に強磁性相であることが好まし
い。また、第２相Ｂは負磁歪をもつと膜全体の飽和磁歪
を低減できることから好ましい。
【００３５】第１相Ａは主として高飽和磁束密度を維持
する相である。第２相Ｂは主として結晶成長の抑制相と
して機能する。従って、第２相Ｂは飽和磁束密度が低い
場合が多い。軟磁性合金膜１の飽和磁束密度を高める観
点からは、第２相Ｂの比率が低い方が好ましい。具体的
には、軟磁性合金膜１中に占める第２相Ｂの比率は膜平
面の面積比として 20%以下とすることが好ましい。第２
相Ｂの比率は面積比で10%以下とすることがさらに好ま
しい。ただし、第２相Ｂの比率があまり低いと、第１相
Ａの結晶成長を抑制する機能が低下するため、第２相Ｂ
の比率は面積比で2%以上とすることが好ましい。第２相
Ｂの面積比は、例えば電子顕微鏡による平面観察から評
価することができる。
【００３６】第１相Ａを構成するＦｅ結晶相、Ｆｅ−Ｃ
ｏ結晶相またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ結晶相の結晶粒径は50
nm以下とすることが好ましい。第１相Ａまたは第２相Ｂ
のどちらかが50nmを超える結晶粒径まで粒成長すると、
Ｆｅ、Ｆｅ−Ｃｏ合金またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金が有
する結晶磁気異方性が軟磁性合金膜１の軟磁気特性を阻
害する。特に、体心立方晶構造を有する結晶相が存在す
る場合、この相は結晶磁気異方性および飽和磁歪が大き
いため、結晶粒径は 5nm以上20nm以下とすることがさら
に好ましい。このような結晶粒の微細化は結晶構造が異
なる 2つの相Ａ、Ｂを存在させることで実現される。
【００３７】なお、各相Ａ、Ｂの平均結晶粒径は、例え
ば図２に示すようなＸ線回折の 2θスキャンによる各回
折ピークの半値幅を用い、Scherrerの式から求めること
ができる。あるいは、電子顕微鏡による平面観察で結晶
粒径を判断する場合には、回折ピークの特定の部分に制
限視野絞り入れる。暗視野像において、絞りを入れた特
定の結晶粒とそれ以外の結晶粒にコントラストをつける
ことにより、結晶粒径を測定、評価することができる。
【００３８】第１相Ａは、特に高飽和磁束密度を有する
Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする体心
立方晶構造からなる結晶相とすることが好ましい。この
際、(1)式中の 1-a-bの値は 0.3≦1-a-b ≦0.95の範囲
とする。 1-a-bの値を 0.3〜0.95の範囲とすることによ
って、第１相Ａを体心立方晶構造のＦｅ−Ｃｏ合金また
はＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金で構成することができる。これ
によって、軟磁性合金膜１の飽和磁束密度がより一層向
上する。Ｆｅ−Ｃｏ合金の場合には、特に (1)式中の 1
-a-bの値を 0.6≦1-a-b ≦ 0.9とすることによって、お
よそ2.2T以上の高い飽和磁化を発現させることができ
る。
【００３９】体心立方晶構造を有する第１相Ａ（図１
（ｂ）の第１相Ｃを含む）は、膜面に対して (110)面を
優先配向させることが好ましい。第１相Ａを (110)面に
優先配向させた体心立方晶構造を有する結晶相とするこ
とによって、飽和磁歪を低減することができる。なお、
第１相Ａの飽和磁歪の低減にはＲ元素も寄与しており、
特にＲ元素としてＳｍを用いた場合にその効果が大き
い。
【００４０】体心立方晶構造を持つ磁性体が (110)面に
優先配向した場合、その配向面内で磁化が回転すると、
磁化は飽和面内磁歪λs 110 を感じることになる。飽和
面内磁歪λs 110 は、〈100 〉方向の線磁歪λ100 と
〈111 〉方向の線磁歪λ111 とを用いて、以下のように
表される。
【００４１】λs 110 ＝（ 3λ100 ＋ 5λ111 ）／8 体心立方晶構造を有するＦｅ−Ｃｏ合金またはＦｅ−Ｃ
ｏ−Ｎｉ合金の線磁歪は、λ100 よりλ111 の方が小さ
い。従って、 (110)面に優先配向させることによって、
(110)面磁歪を小さく抑えることができる。これによっ
て、磁化の面内回転に対する磁歪および膜応力の影響を
小さくすることが可能となる。
【００４２】ここで、 (110)面が膜面に平行に成長して
いる状態とは、Ｘ線回折像において(110)面に起因する
回折ピークが現れ、かつそのピークの積分強度が他のピ
ークの積分強度に比べて大きい場合を指すものとする。
この際、 (110)面に起因する回折ピークのみが存在する
状態が好ましい。さらに、 (110)面に起因する回折ピー
クのロッキングカーブの半値幅が10度以下であることが
望ましく、 5度以下であることがさらに望ましい。ロッ
キングカーブの半値幅については図２に示した通りであ
る。
【００４３】他の分析・評価方法としては電子線回折を
用いることができ、電子顕微鏡による膜断面の観察によ
るデフラクションパターンの (110)に起因するスポット
が存在し、その広がり幅がダイレクトスポットに対して
13度以下の角度を有することが好ましく、さらには 7度
以下であることが望ましい。図１６に体心立方晶構造の
電子線回折像を示す。
【００４４】第２相Ｂは、Ｒ元素を含む非晶質相や第１
相Ａとは異なる結晶相からなる。第２相Ｂの具体例とし
ては、まずＲ元素を含む非晶質相、例えばＲ2 （Ｆｅ−
Ｃｏ）17、Ｒ（Ｆｅ−Ｃｏ）2 、Ｒ（Ｆｅ−Ｃｏ）3 、
Ｒ2 （Ｆｅ−Ｃｏ）7 、Ｒ（Ｆｅ−Ｃｏ）5 などのＲ元
素を含む化合物相、Ｒ元素の偏析相などが挙げられる。
これらの相は第１相Ａの結晶粒の粗大化を抑制する効果
を示す。また、多くのＦｅ−Ｃｏ−Ｒ合金、Ｆｅ−Ｒ合
金、Ｃｏ−Ｒ合金は大きな負の磁歪を有するため、軟磁
性合金膜１全体の飽和磁歪を低下させる効果を示す。
【００４５】第２相ＢがＦｅ−Ｃｏ−Ｒを主成分とする
非晶質相や化合物相である場合、これらは一般的に硬磁
性物質である。このため、その平均結晶粒径を 2nm以下
と微細化して、第２相Ｂを超常磁性化することが好まし
い。このように、第２相Ｂの平均結晶粒径を 2nm以下と
することによって、軟磁性合金膜１の軟磁気特性を劣化
させることなく、第１相Ａの結晶粒成長を抑制すること
が可能となる。
【００４６】第２相Ｂは、第１相Ａが体心立方晶構造や
六方晶最密充填構造などを有する場合、Ｒ元素を含む面
心立方晶構造を有する結晶相で構成してもよい。面心立
方晶構造を有する結晶相は良好な軟磁気特性を有するた
め、第１相Ａの結晶成長抑制機能を維持しつつ、膜全体
の軟磁性化を補助する役割を担う。さらに、面心立方晶
構造を有する結晶相にはＲ元素が固溶しやすく、かつ飽
和磁歪も元々小さいため、Ｒ元素の添加によりさらに小
さくすることができる。
【００４７】第１相Ａを面心立方晶構造を有する結晶相
で構成する場合、第１相Ａは (111)面に優先配向してい
ることが好ましい。面心立方晶構造を有する結晶相を
(111)面に優先配向させることによって、より軟磁気特
性が向上する。従って、軟磁性合金膜１全体としての軟
磁気特性をより一層向上させることができる。結晶面の
優先配向状態は、前述したようにＸ線回折や電子線回折
により評価することができる。図１７に面心立方晶構造
の電子線回折像を示す。ここでは、 (111)面のロッキン
グカーブの半値幅は10度以下であることが好ましく、さ
らには 5度以下であることが望ましい。
【００４８】上述したように、軟磁性合金膜１中に結晶
構造が異なる第１相Ａと第２相Ｂとを出現させることに
よって、これら各相Ａ、Ｂの結晶粒は互いに粒成長を抑
制する働きを示す。特に、第２相Ｂは磁気特性を主とし
て担う第１相Ａの結晶粒の成長を抑制する。従って、軟
磁性合金膜１を構成する結晶粒、特に磁気特性を主とし
て担う第１相Ａの結晶粒を微細化することができる。結
晶粒の微細化は各相Ａ、Ｂの実効的な結晶磁気異方性を
低下させる。特に、第１相Ａの実効的な結晶磁気異方性
を低下させることができる。従って、軟磁性合金膜１に
良好な軟磁気特性を付与することが可能となる。上述し
たように、第２相Ｂも場合によっては軟磁気特性の向上
に寄与する。
【００４９】第１相Ａは不可避的に固溶されるＲ元素を
除いて、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉから
なる結晶相により構成されているため、Ｆｅ相、Ｆｅ−
Ｃｏ相またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ相が本来有する高飽和磁
束密度を維持することができる。この際、第１相ＡがＦ
ｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする体心立
方晶構造からなる場合には、特に大きな飽和磁束密度を
得ることができる。さらに、第１相Ａの熱による粒成長
は第２相Ｂにより抑制されるため、第１相Ａの熱安定性
を高めることができる。Ｒ元素は第１相Ａに不可避的に
固溶される分を除いて、主として第２相Ｂに含まれて軟
磁性合金膜１中に析出しているため、Ｒ元素が軟磁性合
金膜１の熱安定性を低下させるようなこともない。
【００５０】軟磁性合金膜１は、Ｆｅ相、Ｆｅ−Ｃｏ相
またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ相が本来有する高飽和磁束密度
を維持した上で、良好な軟磁気特性を有するものであ
る。さらに、軟磁性合金膜１は熱安定性に優れることか
ら、優れた飽和磁束密度および良好な軟磁気特性を安定
に維持することができる。このような軟磁性合金膜１
は、特に薄膜磁気ヘッドの磁極材料として好適である。
【００５１】上述したような微構造を有する軟磁性合金
膜１は、例えばＦｅ−Ｒ合金、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｒ合金また
はＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ−Ｒ合金のターゲット、Ｆｅ、Ｆｅ
−Ｃｏ合金またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金ターゲット上に
Ｒチップを配置した複合ターゲットなどを用いて、スパ
ッタ成膜することにより得ることができる。Ｆｅ、Ｆｅ
−Ｃｏ合金またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金ターゲットと、
Ｆｅ−Ｒ化合物、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｒ化合物、またはＦｅ−
Ｃｏ−Ｎｉ−Ｒ化合物ターゲットとを用いて、2元同時
スパッタすることによっても、同様に軟磁性合金膜１が
得られる。
【００５２】スパッタ法により軟磁性合金膜１を成膜す
るにあたって、結晶相からなる第１相Ａの高配向化や２
相分離を促進するため、基板にバイアスを印加しながら
成膜を行うことが好ましい。基板バイアスは300W以下と
することが好ましい。このようなバイアススパッタ法に
よれば、成膜時に２相分離構造を容易に得ることができ
る。また、スパッタ成膜により得られた膜に 200〜 300
℃程度の温度で熱処理を施して、第２相Ｂの析出を促進
してもよい。
【００５３】さらに、軟磁性合金膜１のモフォロジーや
配向性を考慮して、低Ａｒ圧下で成膜することが好まし
い。このような低Ａｒ圧で成膜する方法としては、イオ
ンビームスパッタ法や差動排気型コリメーションスパッ
タ法などが挙げられる。特に、配向性という観点から
は、低Ａｒ圧でターゲット−基板間距離を十分に大きく
設定することが好ましい。
【００５４】軟磁性合金膜１は図３に示すように下地膜
２上に形成することによって、第１相Ａもしくは第２相
Ｂの結晶配向性を高めることができる。下地膜２には、
例えば (110)面を膜面に平行に成長させた体心立方晶構
造を有する結晶相、 (111)面を膜面に平行に成長させた
面心立方晶構造を有する結晶相、 (001)面を膜面に平行
に成長させた六方晶最密充填構造を有する結晶相、ある
いはこれらの混合相が適用される。例えば、体心立方晶
構造を有するＦｅ−Ｃｏ相やＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ相は、
(110)面を有する下地膜２上において優先配向しやす
い。同様に、面心立方晶構造を有するＦｅ−Ｃｏ相やＦ
ｅ−Ｃｏ−Ｎｉ相は、 (111)面を有する下地膜２上にお
いて優先配向しやすい。
【００５５】なお、下地膜２の優先配向状態は、前述し
たようにＸ線回折や電子線回折により評価することがで
きる。ここでは、各結晶面のロッキングカーブの半値幅
は10度以下であることが好ましく、さらには 5度以下で
あることが望ましい。
【００５６】下地膜２の代表例としては、Ｃｕ、Ａｕ、
Ｐｄ、Ｉｒ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ａｇ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ｔ
ａ、Ｗ、Ｖ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｍ
ｎ、Ｍｏなどの金属単体膜、あるいはこれらの金属を少
なくとも 1種含む合金膜などが挙げられる。合金膜とし
ては、例えばＮｉx Ｆｅ100-x 、Ｃｕx Ａｕ100-x など
が用いられる。
【００５７】下地膜２の膜厚は 5nm以上であることが好
ましい。下地膜２の膜厚が 5nm未満であると、基板３の
表面荒れなどにより完全な結晶質の膜を形成することが
困難であり、上記したような配向面が得られないおそれ
がある。下地膜２を十分に配向させる上で、その膜厚は
5nm以上であることが好ましく、さらには10nm以上とす
ることが好ましい。ただし、下地膜２の膜厚があまり厚
いと結晶粒径が粗大化して、その上部に形成される軟磁
性合金膜１の平均結晶粒径が大きくなるおそれがある。
このため、下地膜２の膜厚は 100nm以下とすることが好
ましい。
【００５８】次に、図１（ｂ）を参照して、本発明の他
の軟磁性合金膜の実施形態について説明する。図１
（ｂ）に示す軟磁性合金膜２は、 一般式：Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb …(2) （式中、ａおよびｂは 0≦ａ＜ 1、 0≦ｂ＜ 1、 0≦ａ
＋ｂ＜ 1である）で実質的に表される組成を有する。
【００５９】このような組成を満足する軟磁性合金膜２
は、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分
とする体心立方晶構造からなる第１相Ｃと、Ｆｅ、Ｆｅ
−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする面心立方
晶構造からなる第２相Ｄとを有し、第１相Ｃの平均結晶
粒径は第２相Ｄの平均結晶粒径より大きく、かつ第１相
Ｃが膜組織の 50%以上を占める。軟磁性合金膜２の主成
分は、前述した軟磁性合金膜１と同様に、特に高飽和磁
束密度が得られる組成範囲として、 (2)式における1-a-
b の値がＦｅがリッチな 0.6≦1-a-b ≦0.95の範囲の組
成とすることが好ましい。
【００６０】第１相Ｃと第２相Ｄを混在させることによ
って、第１相Ｃの結晶粒の粗大化を抑制することができ
る。また、面心立方晶構造を有する第２相Ｄは低保磁力
化を促進する。第１相Ｃの平均結晶粒径を第２相Ｄの平
均結晶粒径よりも大きく、かつ第１相Ｃが膜組織の 50%
以上を占めることによって、体心立方晶構造を有する第
１相ＣのＦｅよりも高い飽和磁束密度を損うことがな
い。
【００６１】さらに、体心立方晶構造を有する第１相Ｃ
が大きな正磁歪を有することに対して、面心立方晶構造
を有する第２相Ｄは組成の調整により負磁歪を持たせる
ことが可能であり、少なくとも第１相Ｃよりは第２相Ｄ
の方が飽和磁歪が小さい。従って、第２相Ｄの存在によ
り膜全体の飽和磁歪を低減することができる。
【００６２】ここで、第１相Ｃは (110)面が膜面に対し
て平行に成長していることが好ましい。これは、前述し
た軟磁性合金膜１の場合と同様に、磁歪の影響を低減す
る。また、膜全体の軟磁気特性を向上させる第２相Ｄは
(111)面が膜面に対して平行に成長していることが好ま
しい。
【００６３】この際、第１相Ｃの (110)面が膜面に対し
て平行に成長している状態、あるいは第２相Ｄの (111)
面が膜面に対して平行に成長している状態は、Ｘ線回折
におけるロッキングカーブ測定、あるいは電子顕微鏡に
よる膜断面からの観察により構造解析できる。体心立方
晶構造を有する第１相Ｃの (110)ピークのロッキングカ
ーブの半値幅は10度以下であることが好ましい。さらに
5度以下であればなお好ましい。別の分析では、電子顕
微鏡による膜断面からの観察によるデフラクションパタ
ーンの (110)に起因するスポットが存在し、その広がり
幅がダイレクト・スポットに対して13度以下の角度を有
することが好ましく、さらに 7度以下であることが望ま
しい。
【００６４】さらに、第１相Ｃの結晶粒径は50nm以下の
範囲であり、第２相Ｄの結晶粒径は15nm以下の範囲であ
る。第２相Ｄの結晶粒径が15nmを超えると、結晶粒の粗
大化を抑制する効果が小さくなる。また、第１相Ｃが50
nmを超える結晶粒径をもつと、その大きな結晶磁気異方
性の効果により、軟磁気特性が劣化する。
【００６５】次に、本発明の第３の軟磁性合金膜の実施
形態について述べる。
【００６６】本発明の第３の軟磁性合金膜は、 一般式：Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb …(3) （式中、ａおよびｂは 0≦ａ＜ 1、 0≦ｂ＜ 1、 0≦ａ
＋ｂ＜ 1である）で実質的に表される組成を有し、膜全
体がＦｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分
とする体心立方晶構造を有する相からなり、かつ結晶粒
径が50nm以下の範囲であると共に、 (110)面が軟磁性合
金膜の膜面に平行に成長しているものである。
【００６７】膜全体を体心立方晶構造を有する相とする
ことによって、Ｆｅよりも高い飽和磁束密度を維持する
ことができる。そのためにはＦｅの組成範囲を 0.3≦1-
a-b≦0.95とすることが好ましい。また、この実施形態
の軟磁性合金膜は、全ての結晶粒の粒径を50nm以下とし
ている。この範囲より大きい結晶粒が存在すると、軟磁
気特性が劣化する。さらに、 (110)面を膜面に対して平
行に成長させることによって、より一層良好な軟磁気特
性が得られる。
【００６８】この際、体心立方晶構造を有する相の (11
0)面が膜面に対して平行に成長している状態は、Ｘ線回
折におけるロッキングカーブ測定、あるいは電子顕微鏡
による膜断面からの観察により構造解析できる。体心立
方晶構造を有する相の (110)ピークのロッキングカーブ
の半値幅は10度以下であることが好ましい。さらに 5度
以下であればなお好ましい。別の分析では、電子顕微鏡
による膜断面からの観察によるデフラクションパターン
の (110)に起因するスポットが存在し、その広がり幅が
ダイレクト・スポットに対して13度以下の角度を有する
ことが好ましく、さらに 7度以下であることが望まし
い。
【００６９】上述した各実施形態の軟磁性合金膜を形成
する方法としては、低ガス圧下でのスパッタリングやバ
イアススパッタリングが好ましい。特に、コリメーショ
ンスパッタ法や差動排気型スパッタ装置を用いると好ま
しい。
【００７０】次に、本発明の軟磁性膜の製造方法の実施
形態について説明する。本発明の軟磁性膜の製造方法に
おいては、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを
主成分とする軟磁性合金膜を1.0mTorr以下のガス雰囲気
中でスパッタリング法により成膜する。すなわち、平均
自由行程が 3.0mm以上のガス雰囲気中でスパッタ成膜す
る。ここで、平均自由行程が 3.0mm以上のガス雰囲気
は、ガス種に応じてガス圧を設定することにより得るこ
とができる。平均自由行程λ(cm)は、以下の式によりガ
ス圧から求めることができる。
【００７１】式：λ＝λ0 ・（Ｔ／273)・ 1／Ｐ ここで、Ｐはガス圧(Torr)、Ｔは温度(K) である。λ0
は 0℃、 1Torrのときの平均自由行程であり、ガス種に
より決まる定数である。表１にガス種によるλ0 の値を
示す。また、温度が室温付近であれば、λ＝λ0 ／Ｐで
近似できる。
【表１】 平均自由行程が 3.0mm以上のガス雰囲気とは、通常の成
膜時のガス雰囲気に対してガス圧を低く抑えたものであ
る。例えば、軟磁性合金膜をスパッタ法で成膜する際
に、スパッタガスの平均自由行程を 3.0mm以上に設定す
ることによって、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−
Ｎｉを主成分とする軟磁性合金膜の結晶配向性が大幅に
向上する。具体的には、軟磁性合金膜が体心立方晶構造
を有するＦｅ相、Ｆｅ−Ｃｏ合金相またはＦｅ−Ｃｏ−
Ｎｉ合金相である場合には、 (110)面を優先配向させる
ことができる。軟磁性合金膜が面心立方晶構造を有する
Ｆｅ相、Ｆｅ−Ｃｏ合金相またはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金
相である場合には、 (111)面を優先配向させることがで
きる。
【００７２】軟磁性合金膜が面心立方晶構造を有する場
合、面心立方晶構造は元々飽和磁歪が小さく、さらに
(111)面に優先配向させることで、より一層軟磁気特性
が向上する。軟磁性合金膜が体心立方晶構造を有する場
合、前述したように (110)面に優先配向させることによ
って、 (110)面磁歪を小さく抑えることができる。従っ
て、磁化の面内回転に対する磁歪および膜応力の影響が
小さくなる。これらによって、磁性膜の軟磁気特性を向
上させることができる。
【００７３】さらに、平均自由行程が 3.0mm未満のスパ
ッタガス圧（プラズマ放電圧力が1.0mTorr以下のガス雰
囲気）では、軟磁性合金膜の配向性が低下すると同時
に、膜中の酸素含有量が増大し、さらに膜質の悪化によ
り耐食性が劣化する。膜中に含有された酸素は、熱処理
などによりＦｅ相、Ｆｅ−Ｃｏ合金相やＦｅ−Ｃｏ−Ｎ
ｉ合金相と反応し、酸化物を結晶粒内や結晶粒界に析
出、形成させる。結晶粒内や結晶粒界に析出した酸化物
は、磁化回転のピンニングサイトとなり、保磁力を増大
させて軟磁気特性を劣化させる要因となる。
【００７４】図４に、本発明の軟磁性合金膜の製造方法
を適用する上で有効なスパッタ装置の一構成例を示す。
図４に示すスパッタ装置１０は、スパッタリング室１１
とデポジション室１２とを有している。スパッタリング
室１１にはターゲット１３が配置されている。デポジシ
ョン室１２には、スパッタリング室１１内のターゲット
１３と対向するように基板ホルダ１４が配置されてお
り、この基板ホルダ１４に基板１５が保持されている。
【００７５】スパッタリング室１１とデポジション室１
２との間には、例えば図５に示すようなコリメータ１６
が配置されている。さらに、スパッタリング室１１およ
びデポジション室１２には、それぞれ排気ポンプ１７、
１８が接続されており、各室１１、１２の雰囲気圧が個
々に設定可能とされている。図中１９はプロセスガスの
導入口である。
【００７６】このようなスパッタ装置において、スパッ
タリング室１１およびデポジション室１２（特にスパッ
タリング室１１）内のガス圧はプラズマ放電圧力が1.0m
Torr以下（平均自由行程が 3.0mm以上）となるように設
定される。このようなガス雰囲気中でＦｅまたはＦｅ−
Ｃｏを主成分とする軟磁性合金膜をスパッタ成膜するこ
とによって、配向性に優れた軟磁性合金膜が得られる。
【００７７】さらに、スパッタリング室１１とデポジシ
ョン室１２との間にコリメータ１６を配置することによ
って、指向性の高いスパッタ粒子のみが堆積する。これ
によって、軟磁性合金膜の配向性を一層高めることがで
きる。コリメータ１６を用いると、基板１５上への反跳
粒子の衝突が抑制され、膜のダメージを抑えることがで
きる。コリメータ１６の開孔径ｄは、指向性の必要度合
い、膜堆積速度などを考慮して設定される。加えて、ス
パッタリング室１１とデポジション室１２の圧力差を利
用した差動排気型スパッタを適用することによって、よ
り指向性の強いスパッタ粒子が堆積する。従って、軟磁
性合金膜の配向性をさらに高めることができる。
【００７８】このように、Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ
−Ｃｏ−Ｎｉを主成分とする軟磁性合金膜をプラズマ放
電圧力が1.0mTorr以下のガス雰囲気（平均自由行程が
3.0mm以上のガス雰囲気）中でスパッタ成膜する際に、
コリメーションスパッタや差動排気型スパッタを適用す
ることによって、軟磁性合金膜の優先配向性をより一層
高めることができる。従って、軟磁性合金膜の軟磁気特
性をさらに向上させることが可能となる。
【００７９】トレンチ内に軟磁性合金膜を埋め込んで磁
気ヘッドの磁極を形成する場合、本発明の軟磁性合金膜
の製造方法は特に有効に作用する。すなわち、低圧のス
パッタガス中での成膜、さらにコリメーションスパッタ
や差動排気型スパッタを組合せることによって、より指
向性の高いスパッタ粒子のみが選択的に堆積する。従っ
て、トレンチ内の側壁からの結晶成長が抑制でき、良好
な配向性および結晶性を有する軟磁性合金膜からなる磁
極が得られる。
【００８０】本発明の軟磁性合金膜の製造方法は、前述
した本発明の軟磁性合金膜を作製する際に有効である。
すなわち、図１Ａに示したように、第１相Ａと第２相Ｂ
を有する軟磁性合金膜１を作製する場合に、本発明の製
造方法を適用することによって、例えば第１相Ａの結晶
配向性を高めることができる。第２相Ｂが結晶相からな
る場合には、その配向性を高めることもできる。このよ
うに、第１相Ａおよび第２相Ｂの結晶配向性を高めるこ
とによって、軟磁性合金膜１の軟磁気特性をより一層向
上させることが可能となる。
【００８１】次に、本発明の磁気ヘッドの実施形態につ
いて説明する。
【００８２】図６は、本発明の磁気ヘッドを用いた録再
分離型磁気ヘッドの一実施形態の要部構成を一部切り欠
いて示す図である。同図において、２１は基板であり、
この基板２１には例えばＡｌ2 Ｏ3 層を有するＡｌ2 Ｏ
3 ・ＴｉＣ基板が用いられる。基板２１上にはＮｉＦｅ
合金やアモルファスＣｏＺｒＮｂ合金などの軟磁性材料
からなる厚さ 1〜 2μm 程度の下側磁気シールド層２２
が形成されている。
【００８３】下側磁気シールド層２２上には、ＡｌＯx
などの非磁性絶縁材料からなる厚さ150nm程度の下側再
生磁気ギャップ２３を介して、磁気抵抗効果膜（ＭＲ
膜）２４が形成されている。ＭＲ膜２４には、異方性磁
気抵抗効果（ＡＭＲ）を示すパーマロイ合金膜などのＡ
ＭＲ膜、あるいは巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す人
工格子膜、スピンバルブ膜、強磁性トンネル接合膜など
のＧＭＲ膜が用いられる。ＭＲ膜２４の両端部には、そ
れぞれＭＲ膜２４にセンス電流を供給するリード電極２
５が接続されている。これらＭＲ膜２４およびリード電
極２５は再生素子部を構成している。
【００８４】ＭＲ膜２４およびリード電極２５上には、
下側再生磁気ギャップ膜２３と同様な非磁性絶縁材料か
らなる上側再生磁気ギャップ２６を介して、上側磁気シ
ールド層２７が形成されている。上側磁気シールド層２
７は下側磁気シールド層２２と同様な軟磁性材料からな
る。これら各構成要素によって、再生ヘッドとしてのシ
ールド型ＭＲヘッド２８が構成されている。
【００８５】シールド型ＭＲヘッド２１上には、記録ヘ
ッドとして薄膜磁気ヘッド２９が形成されている。薄膜
磁気ヘッド２９の下部記録磁極は、上側磁気シールド層
２７と同一の磁性層により構成されている。すなわち、
シールド型ＭＲヘッド２８の上側磁気シールド層２７
は、薄膜磁気ヘッド２９の下部記録磁極を兼ねている。
この上側磁気シールド層を兼ねる下部記録磁極２７上に
は、ＡｌＯx などの非磁性絶縁材料からなる記録磁気ギ
ャップ３０が形成されている。
【００８６】記録磁気ギャップ３０上には上部記録磁極
３１が設けられている。媒体対向面より後方側には、上
部記録磁極３１の下側にＣｕなどからなるコイル３２が
形成されている。すなわち、上部記録磁極３１と下部記
録磁極２７との間にコイル３２が配置されている。コイ
ル３２は図示を省略したポリイミドなどの絶縁層内に埋
め込まれている。これら各構成要素によって、記録ヘッ
ドとしての薄膜磁気ヘッド２９の主要部が構成されてい
る。
【００８７】上部記録磁極３１は、図７および図８に示
すように、記録磁気ギャップ３０と接する磁極先端部３
１ａと、この磁極先端部３１ａと接続され、それより幅
広の補助磁極３１ｂとを有している。図７に示した磁極
構造において、補助磁極３１ｂは磁極先端部３１ａと分
離されている。図８に示したように、補助磁極３１ｂは
磁極先端部３１ａと一体的に形成してもよい。下部記録
磁極２７は同様に記録磁気ギャップ３０と接する磁極先
端部２７ａを有している。これら磁極先端部２７ａ、３
１ａは、記録磁気ギャップ３０を介して対向配置されて
いる。
【００８８】上述した録再分離型磁気ヘッドの記録ヘッ
ドとして機能する薄膜磁気ヘッド２９において、下部記
録磁極２７および上部記録磁極３１の媒体対向面近傍部
分は、図９、図１０、図１１に示すように、いずれも第
１の磁性層３３と第２の磁性層３４との積層膜を有して
いる。
【００８９】第１の磁性層３３は、前述した (1)式で組
成が表され、微構造として第１相と第２相を有する本発
明の軟磁性合金膜からなる。第２の磁性層３４は、第１
の磁性層３３の飽和磁束密度Ｂs 1 より小さい飽和磁束
密度Ｂs 2 （Ｂs 2 ＜Ｂs 1）を有する軟磁性膜からな
る。第２の磁性層３４には、飽和磁束密度が比較的小さ
いパーマロイ（Ｎｉ80Ｆｅ20など）、アモルファスＣｏ
ＦｅＺｒ合金、センダストなどが用いられる。
【００９０】なお、上部記録磁極３１の記録磁気ギャッ
プ３０と接する部分には、極薄い第３の磁性層３５を配
置してもよい。第３の磁性層３５には、第２の磁性層３
４と同様に、飽和磁束密度が比較的小さい軟磁性膜が用
いられる。
【００９１】図９に示す磁極構造において、高Ｂs の第
１の磁性層３３は下部記録磁極２７および上部記録磁極
３１の各磁極先端部２７ａ、３１ａの一部を構成してい
る。上部記録磁極３１において、低Ｂs の第２の磁性層
３４は磁極先端部３１ａの残余の部分と補助磁極３１ｂ
を構成している。下部記録磁極２７において、低Ｂsの
第２の磁性層３４は磁極先端部２７ａの残余の部分と磁
極本体２７を構成している。このような磁極構造は、図
７に示した分離型磁極および図８に示した一体型磁極の
いずれにも適用可能である。
【００９２】図９に示した磁極構造は、例えば以下のよ
うにして形成することができる。まず、第２の磁性層３
４と第１の磁性層３３の積層膜からなる下部記録磁極２
７を形成する。下部記録磁極２７は、通常のＰＥＰ（フ
ォトエングレイブメントプロセス）などにより形成され
た磁極先端部２７ａを有する。
【００９３】次いで、下部記録磁極２７上にＳｉＯx な
どからなる絶縁層３６に形成し、この絶縁層３６にトレ
ンチ３７を形成する。トレンチ３７の形状は、図１０に
示すように、側壁を角度θで傾斜させた形状であっても
よい。
【００９４】この後、、絶縁層３６に形成したトレンチ
３７の内部に、スパッタ法などで高Ｂs 材料（第１の磁
性層３３）と低Ｂs 材料（第２の磁性層３４）を順に埋
め込んで、磁極先端部３１ａを形成する。その上に第２
の磁性層３４からなる補助磁極３１ｂを形成する。
【００９５】図１１に示すように、上部記録磁極３１に
おける第１の磁性層３３は、磁極先端部３１ａとその近
傍の補助磁極３１ｂの一部を構成するように形成しても
よい。下部記録磁極２７についても同様であり、第１の
磁性層３３で磁極先端部２７ａとその近傍の磁極本体２
７の一部を構成してもよい。
【００９６】上述したように、本発明の薄膜磁気ヘッド
においては、高飽和磁束密度および良好な軟磁気特性を
有する本発明の軟磁性合金膜（第１の磁性層３３）を記
録磁気ギャップ３０側に配置している。従って、記録電
流を増大したときの磁極先端部２７ａ、３１ａの磁気飽
和を抑制することができる。これによって、良好な記録
磁界強度と磁界傾度を得ることが可能となる。さらに、
オーバーライト特性を著しく向上させることができる。
【００９７】なお、図７〜図１１では下部および上部記
録磁極２７、３１の両方に凸状の磁極先端部を形成した
磁極構造について説明したが、磁極先端部はいずれか一
方の磁極のみに形成してもよい。また、本発明の軟磁性
合金膜は、下部および上部記録磁極２７、３１のいずれ
か一方の磁極のみに使用してもよい。さらに、本発明の
軟磁性合金膜のみで磁極を作製することも可能である。
【００９８】上述した磁気記録再生ヘッドとしての録再
分離型磁気ヘッドはヘッドスライダに組み込まれる。磁
気記録再生ヘッドを備えるヘッドスライダは、例えば図
１２に示す磁気ディスク装置などの磁気記録装置に搭載
される。図１２はロータリーアクチュエータを用いた磁
気ディスク装置４０の概略構造を示している。
【００９９】磁気ディスク４１はスピンドル４２に装着
され、駆動装置制御源（図示せず）からの制御信号に応
答するモータ（図示せず）により回転する。磁気ディス
ク４１上を浮上した状態で情報の記録再生を行うヘッド
スライダ４３は、薄膜状のサスペンション４４の先端に
取り付けられている。
【０１００】磁気ディスク４１が回転すると、ヘッドス
ライダ４３の媒体対向面（ＡＢＳ）は磁気ディスク４１
の表面から所定の浮上量ｄ(0以上 100nm以下）をもって
保持される。ヘッドスライダ４３は、上述した実施形態
の録再分離型磁気ヘッドを具備する。
【０１０１】サスペンション４４は、図示しない駆動コ
イルを保持するボビン部などを有するアクチュエータア
ーム４５の一端に接続されている。アクチュエータアー
ム４５の他端には、リニアモータの 1種であるボイスコ
イルモータ４６が設けられている。ボイスコイルモータ
４６は、アクチュエータアーム４５のボビン部に巻き上
げられた図示しない駆動コイルと、それを挟み込むよう
に対向して配置された永久磁石および対向ヨークからな
る磁気回路とから構成される。
【０１０２】アクチュエータアーム４５は、固定軸４７
の上下 2カ所に設けられた図示しないボールベアリング
によって保持され、ボイスコイルモータ４６により回転
摺動が自在にできるようになっている。
【０１０３】
【実施例】次に、本発明の具体的な実施例およびその評
価結果について説明する。
【０１０４】実施例１ まず、Ｆｅ80Ｃｏ20組成のＦｅ−Ｃｏ合金ターゲットを
真空アーク溶解により作製した。このＦｅ−Ｃｏ合金タ
ーゲット上にＲチップ（10×10mm）を載せ、これを用い
てＲＦＣマグネトロンスパッタリング法によりＦｅ−Ｃ
ｏ−Ｒ合金薄膜を成膜した。Ｆｅ−Ｃｏ合金ターゲット
の大きさは 5inchとした。Ｆｅ−Ｃｏ合金ターゲットの
エロージョン面積に対するＲチップの面積比は約2%とし
た。
【０１０５】スパッタ時のＡｒガス圧は3.0mTorr以下と
し、成膜前の背圧は 1.0×10-6Torr以下とした。膜のモ
フォロジーを考慮すると、スパッタ時のＡｒ圧は0.5mTo
rr以下が望ましい。膜の微結晶化および 2相分離を促進
するために、基板にバイアスをかけながら成膜を行っ
た。基板バイアスは300W以下とした。
【０１０６】成膜基板にはガラス基板（コ−ニング＃02
11）とＳｉ(100) 基板を用い、成膜時には成膜装置の基
板ホルダを水冷した。各合金膜には成膜後に以下の条件
で熱処理を施した。まず、回転磁界中にて 300℃で 1時
間保持し、さらに 5分間固定磁界中で保持した後、炉冷
した。熱処理温度は薄膜磁気へッドの製造プロセスでの
熱処理工程を考慮して決定した。
【０１０７】ガラス基板上に成膜した合金膜を使用し
て、保磁力および飽和磁歪を測定した。飽和磁歪の測定
は光てこ法により行った。また、Ｓｉ(100) 基板上に成
膜した合金膜により、結晶構造をＸ線回折および電子顕
微鏡（ＴＥＭ）観察により決定した。さらに、膜組成に
関しては、ＩＣＰ分析法および蛍光Ｘ線分析法により決
定した。
【０１０８】表２に、Ｒチップとして種々の希土類元素
を用いた場合の膜組成と保磁力の測定結果を示す。な
お、表２中の比較例１は、Ｆｅ−Ｃｏ合金ターゲットの
みを用いて成膜した磁性膜である。
【０１０９】
【表２】 Ｘ線回折およびＴＥＭ観察による構造解析結果から、比
較例１の試料は体心立方晶構造のみからなり、平均結晶
粒径は約60nm、Ｘ線回折の (110)ロッキングカーブ半値
幅は約 6.0度であった。一方、実施例１の各試料は、平
均結晶粒径が約20nm以下の体心立方晶構造を有する結晶
相と、平均結晶粒径が 2.0nm以下の非晶質相との混合相
から構成されていることが確認された。
【０１１０】ここで、ＴＥＭ観察では対物絞りを用いた
暗視野像観察でアモルファスを確認することができた。
さらに、高分解能観察（40万倍以上）でも非晶質相を確
認することができた。実施例１の各試料において、Ｘ線
回折の (110)ロッキングカーブ半値幅は全て 5.0度以上
であった。
【０１１１】なお、上記した実施例１では、希土類元素
をチップ法により添加する場合について説明したが、所
定の組成を有するＦｅ−Ｃｏ−Ｒ合金ターゲットを用い
た場合についても同様な結果が得られた。また、使用す
るターゲットは含有酸素濃度が低い方がよく、ターゲッ
トの形成法としては溶解法が好適である。さらに、後述
する他の実施例に示すように、低Ａｒ圧の差動排気型コ
リメーションスパッタリング装置を使用することによっ
て、良好な (110)優先配向を有し、より優れた軟磁気特
性をもつＦｅ−Ｃｏ系軟磁性合金膜を得ることができ
る。
【０１１２】実施例２ 実施例１と同様な方法を適用し、チップ数を増やして作
製した各種合金膜について、添加した希土類元素（Ｙを
含む）と飽和磁歪との関係を調べた。その磁歪測定結果
を図１３に示す。
【０１１３】図１３から、Ｆｅ80Ｃｏ20に軽希土類元素
を添加すると、微結晶効果に加えて磁歪低減効果が得ら
れることが分かる。それらの中でも、特にＳｍを添加し
た場合に磁歪の低減効果が最も大きく、正の10-5台であ
ったＦｅ80Ｃｏ20の飽和磁歪を負の10-6台まで下げるこ
とができることが分かる。
【０１１４】なお、実施例２の各試料の希土類元素の含
有量は、ＩＣＰによる組成分析の結果、いずれも5at%以
上 10at%未満であった。
【０１１５】実施例３ （Ｆｅ80Ｃｏ20）100-x Ｓｍx (at%)(x=0.5, 1.0, 5.0,
10.0, 15.0)の組成比を有する各合金ターゲットを用い
て、実施例１と同様な条件下でのＤＣマグネトロンスパ
ッタ法により、それぞれＦｅ−Ｃｏ−Ｓｍ合金膜を成膜
した。これら各合金膜について、実施例１と同様にして
構造解析および磁化測定を行った。表３に磁化測定結果
を示す。
【０１１６】
【表３】 実施例３による各試料をＴＥＭ観察したところ、いずれ
も体心立方晶相と非晶質相の 2相から構成されているこ
とが確認された。一方、Ｓｍ量を本発明の範囲外とした
比較例２の試料は、膜表面積の約 50%が非晶質相となっ
ていた。これらから、Ｆｅ−Ｃｏ系合金膜の微構造を 2
相化することが軟磁性化に対して効果的であることが分
かる。なお、試料１〜４における体心立方晶相の平均結
晶粒径はいずれも15.0nm以下であった。
【０１１７】次に、Ｆｅおよび各種組成のＦｅＣｏ合金
にＳｍを3.0at%添加した合金ターゲットをそれぞれ用い
て、同様にＦｅ−Ｓｍ合金膜およびＦｅ−Ｃｏ−Ｓｍ合
金膜を成膜した。なお、基板には下地膜としてＴｉ膜を
有するＳｉ(100) 基板を用いた。Ｔｉ下地膜の膜厚は20
nmとした。合金膜の膜厚は 0.5μm とした。これら各合
金膜について、実施例１と同様にして構造解析および磁
化測定を行った。表４に磁化測定結果を示す。
【０１１８】
【表４】 表４から明らかなように、Ｆｅおよび各種組成のＦｅ−
Ｃｏ合金に対して、微構造の 2相化が軟磁性化に対して
効果的であることが分かる。
【０１１９】さらに、実施例３の試料５〜１１について
のＸ線回折およびＴＥＭ観察から、試料５〜９はＦｅま
たはＦｅ−Ｃｏを主成分とする体心立方晶構造の結晶相
と非晶質相とから構成されていることを確認した。試料
１１は面心立方晶構造の結晶相と非晶質相とから構成さ
れていた。試料１０は体心立方晶構造と面心立方晶構造
の混相構造を有する結晶相と非晶質相とから構成されて
いた。なお、ディフラクションパターンにおける非晶質
のハローパターン強度は著しく弱く、Ｘ線回折のみでは
存在を判定することができなかったが、ＴＥＭ観察によ
り非晶質相の存在が確認された。
【０１２０】実施例４ 図４に示した差動排気型コリメーションスパッタリング
装置を用いて、（Ｆｅ−Ｃｏ）95〜97Ｓｍ 3〜5 の組成
比を有するＦｅ−Ｃｏ−Ｓｍ合金膜を成膜した。このス
パッタリング装置は、スパッタリング室とデポジション
室を有する。スパッタリング室とデポジション室はコリ
メータで分けられている。ガス流量の制御、ガス導入口
および排気ポンプの取付け位置などにより、スパッタリ
ング室とデポジション室の成膜時のＡｒ圧を自由に調整
することができる。コリメータはアースに接地し、水冷
した。
【０１２１】このような差動排気型コリメーションスパ
ッタリング装置を用いて、まず下地層としてＴｉ膜（膜
厚20nm）、Ｔｉ膜（膜厚20nm）／Ｎｉ80Ｆｅ20（膜厚20
nm）、またはＣｕＡｕ合金膜（膜厚20nm）を成膜した。
これら下地膜上に（Ｆｅ−Ｃｏ）95〜97Ｓｍ 3〜5 の組
成比を有するＦｅ−Ｃｏ−Ｓｍ合金膜を成膜した。この
とき、Ａｒ流量を調整することによって、デポジション
室の成膜時のＡｒ圧を変化させた。
【０１２２】得られた各Ｆｅ−Ｃｏ−Ｓｍ合金膜の (11
0)ロッキングカーブ半値幅（ＦＷＨＭ）と保磁力（Ｈc
）を測定した。これらの結果を図１４に示す。図１４
から明らかなように、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｓｍ合金膜において
は (110)ロッキングカーブ半値幅が 5度付近から急激に
低保磁力化することが分かる。
【０１２３】実施例５ 実施例４と同様な差動排気型コリメーションスパッタリ
ング装置を用いて、Ｆｅ膜および各種組成のＦｅＣｏ合
金膜を成膜した。この際、デポジション室の成膜時のＡ
ｒ圧を種々に変化させた。表５に成膜時のＡｒ圧を示
す。得られたＦｅ膜およびＦｅＣｏ合金膜の組成、体心
立方晶構造を有する相の (110)ロッキングカーブ半値幅
に基づく (110)配向度、平均結晶粒径、保磁力、飽和磁
束密度を、表５に併せて示す。
【０１２４】
【表５】 表５から、Ｆｅ膜やＦｅＣｏ合金膜の (110)配向度を高
めることによって、保磁力が小さくなることが分かる。
すなわち、Ｆｅ膜やＦｅＣｏ合金膜の軟磁気特性を向上
させることができる。また、Ｘ線による構造解析の結果
から、試料５は体心立方晶構造と面心立方晶構造の混相
状態であり、かつ電子顕微鏡観察の結果から、体心立方
晶構造を有する相の平均結晶粒径は面心立方晶構造を有
する相のそれより大きいことが分かった。
【０１２５】実施例６ 実施例４と同様な差動排気型コリメーションスパッタリ
ング装置を用いて、各種組成のＦｅ−Ｃｏ合金膜および
Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金膜を成膜した。飽和磁化および保
磁力はＶＳＭで測定した。結晶粒径はＸ線回折により、
配向度はＸ線回折によるロッキングカーブ測定により半
値幅より評価した。膜組成はＩＣＰ法により測定した。
その結果を表６に示す。
【０１２６】
【表６】 表６からＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金は、実施例５と同様に体
心立方晶構造を有する相が良好な (110)配向を有するこ
とにより、体心立方晶構造を有する相が 50%以上占めて
いる場合でも、保磁力が小さくなることが分かる。すな
わち、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金においてもＦｅ−Ｃｏ合金
と同様に、極めて良好な (110)配向を与えることによ
り、軟磁気特性が向上することが分かった。
【０１２７】さらに、Ｘ線回折による構造解析および電
子顕微鏡による観察の結果、試料３においては、体心立
方晶構造と面心立方晶構造との混相からなり、かつ体心
立方晶構造を有する相の平均結晶粒径は面心立方晶構造
を有する相のそれより大きく、さらに膜組織の約 70%を
占めていることが確認できた。試料１および試料２は、
膜全体が体心立方晶構造のみからなることが確認でき
た。
【０１２８】その他の試料も良好な (110)配向により、
良好な軟磁気特性を示すことを確認した。
【０１２９】実施例７ 本発明の実施例の 1つであるＦｅ79.4Ｃｏ19.9Ｓｍ0.7
合金膜を記録磁極材料として用いて、図６に示した録再
分離型磁気ヘッドを作製した。上部記録磁極について、
図７に示した分離型磁極および図８に示した一体型磁極
をそれぞれ適用した磁気ヘッドを作製した。
【０１３０】記録磁極の媒体対向面近傍の形状は、図
９、図１０および図１１に示した構造をそれぞれ採用し
た。これら各磁極は、いずれもＦｅ79.4Ｃｏ19.9Ｓｍ
0.7 合金膜／Ｎｉ80Ｆｅ20合金膜の積層膜を有してい
る。再生素子部にはＴａ／ＩｒＭｎ／ＣｏＦｅ／Ｃｕ／
ＣｏＦｅ／ＮｉＦｅ／Ｔａの膜構造を有するスピンバル
ブＧＭＲ素子を用いた。
【０１３１】また、本発明との比較例として、Ｎｉ80Ｆ
ｅ20合金膜のみからなる磁極構造を有する磁気ヘッド
（比較例４）、Ｎｉ80Ｆｅ20合金膜／Ｎｉ50Ｆｅ50合金
膜の積層膜からなる磁極構造を有する磁気ヘッド（比較
例５）をそれぞれ作製した。
【０１３２】これら実施例および比較例による各磁気ヘ
ッドを使用した際のオーバーライト特性を図１５に示
す。このとき、記録磁極のトラック幅は 2.2μm 、記録
媒体の保磁力は2000Ｏe とした。図１５から明らかなよ
うに、本発明の磁気ヘッドは比較例４、５の磁気ヘッド
に比べてオーバーライト特性に優れることが分かる。
【０１３３】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれば希土類元素の少量添加で微結晶化および低磁歪
化を実現することができるため、飽和磁束密度が高く、
軟磁気特性に優れ、さらには熱的安定性に優れた軟磁性
合金膜を提供することができる。また、Ｆｅ−Ｃｏ合金
やＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉ合金などの軟磁性合金膜の微構造を
制御することによって、軟磁気特性および飽和磁束密度
の向上を図ることができる。このような本発明の軟磁性
合金膜によれば、狭トラック化した磁気へッドにおいて
も良好な記録磁界を得ることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の第１および第２の軟磁性合金膜の実
施形態の微構造を模式的に示す図である。
【図２】 本発明の軟磁性合金膜の結晶配向性および平
均結晶粒径を求めるための半値幅を示す図である。
【図３】 本発明の軟磁性合金膜に下地膜を適用した場
合の構造を示す断面図である。
【図４】 本発明の軟磁性膜の製造方法に適用するスパ
ッタ装置の一例を示す図である。
【図５】 図４に示すスパッタ装置のコリメータの一例
を示す図である。
【図６】 本発明の磁気ヘッドを記録ヘッドとして使用
した録再分離型磁気ヘッドの一構成例を一部切り欠いて
示す図である。
【図７】 図６に示す録再分離型磁気ヘッドの記録ヘッ
ド部分の一構成例の要部を示す図である。
【図８】 図６に示す録再分離型磁気ヘッドの記録ヘッ
ド部分の他の構成例の要部を示す図である。
【図９】 図６に示す録再分離型磁気ヘッドに適用した
本発明の磁気ヘッドの一実施形態による要部磁極構造を
示す断面図である。
【図１０】 図９に示す磁気ヘッドの要部磁極構造の変
形例を示す断面図である。
【図１１】 図９に示す磁気ヘッドの要部磁極構造の他
の変形例を示す断面図である。
【図１２】 図６に示す録再分離型磁気ヘッドを搭載し
た磁気ディスク装置の一構成例を示す斜視図である。
【図１３】 図１３は本発明の実施例２による軟磁性合
金膜の添加された希土類元素と飽和磁歪との関係を示す
図である。
【図１４】 本発明の実施例４によるＦｅＣｏ合金膜の
(110)ロッキングカーブの半値幅と保磁力の関係を示す
図である。
【図１５】 本発明の実施例６による磁気ヘッドのオー
バーライト特性を示す図である。
【図１６】 体心立方晶構造の電子線回折像を示す図で
ある。
【図１７】 面心立方晶構造の電子線回折像を示す図で
ある。
【符号の説明】
１……軟磁性合金膜 ２……金属下地膜 Ａ、Ｃ……第１相 Ｂ、Ｄ……第２相
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｇ１１Ｂ 5/31 Ｇ１１Ｂ 5/31 Ｃ (56)参考文献 特開 平３−203307（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−251104（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−273930（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−268610（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−248445（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01F 10/16 C22C 38/00 C22C 45/02 G11B 5/127 G11B 5/31

Claims (21)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 一般式：（Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb ）10
    0-x Ｒx（式中、ＲはＹを含む希土類元素から選ばれる
    少なくとも 1種の元素を示し、ａ、ｂおよびｘは 0≦ａ
    ＜ 1、 0≦ｂ＜ 1、 0.3≦１−ａ−ｂ＜ 0.95、 0.5 at
    %＜ｘ≦10at%である） で表される組成を有する磁性合
    金から実質的になる軟磁性合金膜であって、 Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成分と
    し、かつ前記Ｒ元素を１０ａｔ％以上含む結晶質から実
    質的になり正の磁歪を有する第１の磁性相と、 前記第１の磁性相とは結晶構造が異なり、かつ前記Ｒ元
    素を０．５ａｔ％以上含み負の磁歪を有する第２の磁性
    相とを有することを特徴とする軟磁性合金膜。
  2. 【請求項２】 一般式：Ｆｅ1-a-b Ｃｏa Ｎｉb（式
    中、ａおよびｂは 0≦ａ＜ 1、 0≦ｂ＜ 1、 0.3≦１−
    ａ−ｂ＜ 0.95である）で表される組成を有する磁性合
    金から実質的になる軟磁性合金膜であって、 体心立方晶構造からなり、かつ結晶粒径が50nm以下であ
    ると共に、 (110)面が前記軟磁性合金膜の膜面に平行に
    成長している相を有し、 前記軟磁性合金膜の(110)面のＸ線回折ピークのロッキ
    ングカーブの半値幅が５度以下である ことを特徴とする
    軟磁性合金膜。
  3. 【請求項３】 請求項１記載の軟磁性合金膜において、 前記第２相は、前記Ｒ元素を含む非晶質相、前記Ｒ元素
    を含む化合物相、前記Ｒ元素を含む面心立方晶構造相、
    および前記Ｒ元素の偏析相から選ばれる少なくとも 1種
    の相からなることを特徴とする軟磁性合金膜。
  4. 【請求項４】 請求項３記載の軟磁性合金膜において、 前記第２相の結晶粒径は2nm以下であることを特徴とす
    る軟磁性合金膜。
  5. 【請求項５】 請求項１記載の軟磁性合金膜において、 前記第１相の平均結晶粒径は50nm以下であることを特徴
    とする軟磁性合金膜。
  6. 【請求項６】 請求項１記載の軟磁性合金膜において、 前記第１相はＦｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−Ｎｉを主成
    分とする体心立方晶構造を有することを特徴とする軟磁
    性合金膜。
  7. 【請求項７】 請求項６記載の軟磁性合金膜において、
    前記第１相は (110)面が前記軟磁性合金膜の膜面に平行
    に成長していることを特徴とする軟磁性合金膜。
  8. 【請求項８】 請求項１記載の軟磁性合金膜において、 前記第１相は 少なくともその一部が面心立方晶構造を
    有することを特徴とする軟磁性合金膜。
  9. 【請求項９】 請求項８記載の軟磁性合金膜において、 前記第１相中の前記面心立方晶構造を有する相は、(11
    1)面が前記軟磁性合金膜の膜面に平行に成長しているこ
    とを特徴とする軟磁性合金膜。
  10. 【請求項１０】 請求項１記載の軟磁性合金膜におい
    て、 前記軟磁性合金膜は、さらにＮ、ＣおよびＢから選ばれ
    る少なくとも 1種の元素を5.0at%以下の範囲で含有する
    ことを特徴とする軟磁性合金膜。
  11. 【請求項１１】 請求項１０記載の軟磁性合金膜におい
    て、 前記軟磁性合金膜は、さらにＴｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ａｌ、
    Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、ＭｎおよびＮｂから選ばれ
    る少なくとも 1種の元素を5.0at%以下の範囲で含有する
    ことを特徴とする軟磁性合金膜。
  12. 【請求項１２】 請求項１記載の軟磁性合金膜におい
    て、 前記軟磁性合金膜は、さらにＡｕ、Ａｇ、Ｒｈ、Ｒｕ、
    Ｐｔ、ＰｄおよびＩｒから選ばれる少なくとも 1種の元
    素を5.0at%以下の範囲で含有することを特徴とする軟磁
    性合金膜。
  13. 【請求項１３】 請求項１記載の軟磁性合金膜におい
    て、 前記軟磁性合金膜は、さらにＣｕを5.0at%以下の範囲で
    含有することを特徴とする軟磁性合金膜。
  14. 【請求項１４】 請求項１記載の軟磁性合金膜におい
    て、 前記軟磁性合金膜は、(110)面が膜面に平行に成長した
    体心立方晶構造、(111)面が膜面に平行に成長した面心
    立方晶構造、および(001)面が膜面に平行に成長した六
    方晶最密充填構造から選ばれる少なくとも１種の結晶相
    を有する下地膜面上に形成されていることを特徴とする
    軟磁性合金膜。
  15. 【請求項１５】 Ｆｅ、Ｆｅ−ＣｏまたはＦｅ−Ｃｏ−
    Ｎｉを主成分とし、かつ体心立方晶構造相を含む軟磁性
    合金膜の製造方法であって、 ターゲット材料のスパッタリングが第１の雰囲気中で行
    われると共に、前記軟磁性合金膜の形成が該第１の雰囲
    気から区分され、かつ該第１の雰囲気とは異なる1.0mTo
    rr以下の圧力の第２の雰囲気中で行われる、スパッタリ
    ング法による前記軟磁性合金膜の形成工程を有すること
    を特徴とする軟磁性合金膜の製造方法。
  16. 【請求項１６】 請求項１５記載の軟磁性合金膜の製造
    方法であって、 前記軟磁性合金膜の形成工程が、前記第１および第２の
    雰囲気の境界に置かれたコリメータを用いた、コリメー
    ションスパッタリング法によって行われることを特徴と
    する軟磁性合金膜の製造方法。
  17. 【請求項１７】 請求項１５記載の軟磁性合金膜の製造
    方法であって、 前記軟磁性合金膜の形成工程が、前記第１および第２の
    雰囲気中のガス圧がそれぞれ独立に制御される、差動排
    気型スパッタリング法によって行われることを特徴とす
    る軟磁性合金膜の製造方法。
  18. 【請求項１８】 媒体対向面に位置するように配置され
    た磁気ギャップと、 前記磁気ギャップを挟持するように配置され、少なくと
    も一方が請求項１記載の軟磁性合金膜を有する一対の磁
    極と、 前記磁極と差交するように配置されたコイルとを具備す
    ることを特徴とする磁気ヘッド。
  19. 【請求項１９】 請求項１８記載の磁気ヘッドにおい
    て、 前記磁極は、請求項１記載の軟磁性合金膜からなる第１
    の軟磁性膜と、前記軟磁性膜より飽和磁束密度が低い第
    ２の軟磁性膜とを有する積層膜を具備することを特徴と
    する磁気ヘッド。
  20. 【請求項２０】 請求項１８記載の磁気ヘッドにおい
    て、 前記磁極は、請求項１記載の軟磁性合金膜を有する磁極
    先端部と、前記磁極先端部より幅広の補助磁極とを具備
    することを特徴とする磁気ヘッド。
  21. 【請求項２１】 請求項１８、請求項１９、または請求
    項２０記載の磁気ヘッドを具備することを特徴とする磁
    気ディスク装置。
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