JPH02163911A - 軟磁性合金膜及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 産業上の利用分野 本発明は磁気ヘッド等のコア材料として適したものであ
り、窒素を含有するＦｅ系の軟磁性合金膜に関する。

従来の技術 近年、磁気記録等の高密度化に伴い、磁気ヘッド等のコ
ア材料として用いられる軟磁性合金においては、益々高
い飽和磁化と良好な軟質磁気特性が必要とされている。

一方、磁気ヘッド等を作製する際は熱的安定性に優れた
軟磁性合金膜が必要である。この点は、磁気ヘッド等の
信頼性を考慮した場合、磁気ギャップ部等に接着ガラス
等による強固な接着を行っておくことが重要であり、接
着強度の強い接着ガラスは一般に融点が高いことに起因
する。

高い飽和磁化と良好な軟質磁気特性を併せもつ代表的な
軟磁性合金として、Ｃｏ系非晶質合金等がある。Ｃｏ系
非晶質合金等は、零磁歪組成を有し、しかも磁気異方性
が小さいため、優れた軟質磁気特性を示す。しかし、Ｃ
ｏ系非晶質合金は、高飽和磁化になるほど結晶化温度が
低下して熱的な安定性が損なわれるものであり、Ｆｅ−
８ｔ−Ｂ系等に代表されるＦｅ系非晶質合金等よりも飽
和磁化が低く、しかも経済的な面においてもＣ。

元素はＦｅ元素と比較してかなり高価となるなどの問題
点を有しているため、新しいＦｅ系の軟磁性合金が求め
られていた。

Ｆｅ系の低磁歪軟磁性合金としては、本発明者らが既に
飽和磁歪定数Ｉ　Ｘ　１０−６のＦｅ−Ｎｂ−Ｂ系合金
、および飽和磁歪定数３　Ｘ　１０−６のＦｅ−Ｎｂ−
Ｃｕ−Ｂ系合金を発見している（特願昭５５−１６４９
７８号）。これらの合金は、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ系合金と比
較して、Ｎｂの添加により耐摩耗性および耐蝕性等の点
は改善されている。しかし、これらは現在ＶＴＲ用の磁
気ヘッド等に使用されているＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ系等の金
属−金属系非晶質合金（特願昭５６−１８１７２３号、
特願昭５６−２１２８７３号）と比較すると熱的安定性
、耐摩耗性および耐蝕性等の点でやや劣るものであった
。単に、これらのＦｅ系合金の耐摩耗性や耐蝕性の改善
を図る手法としては、合金の窒化が考えられ、Ｆｅ、Ｃ
ｏ、ＮｉとＢ、Ｓｉ、ＡＩ、Ｐ、Ｃ等の組み合わせによ
りなる合金の窒化膜に関する研究（特開昭５４−９４４
２８号公報）やＦｅの窒化物の研究（ｈ−＋ｋ　　Ｈ７
ｊ５４Ｆ　　１ｔジッ９ス、、　　Ｖｏｌ、５３（１１
）、　　ｐｐ８３３２〜３４　　（１９８２））等があ
る。しかし、前者においては、例えばＦｅ−Ｂ系合金を
窒化したＦｅ−Ｂ−Ｎ系合金で、垂直磁気異方性の増大
により軟質磁気特性が損なわれ、しかも飽和磁化が減少
することが知られている。また後者においても、Ｆｅの
窒化により合金の保磁力が増加して軟質磁気特性を示さ
ないことが報告されている。

発明が解決しようとする課題 以上述べたように、Ｆｅを主成分とする合金の窒化物は
、実用化されているＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ系合金と同等の耐
摩耗性と耐蝕性を有し、ＣＯ系合金よりも高い飽和磁化
と経済的に安価な点が期待できるものであるが、良好な
軟質磁気特性を示し難いものであった。

本発明は上述の問題点に鑑み発明されたものであって、
単なる窒化合金としてではなく、窒素による組成変調構
造をＦｅ系の合金膜に適用して、低保磁力、低磁歪およ
び高飽和磁化等の優れた磁気特性と良好な熱安定性を有
し、しかも耐触性および耐摩耗性にも優れたＦｅ系の磁
気ヘッド用軟磁性合金膜を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段 上記の目的を達成するため、本発明の請求項１の発明は
、少なくとも作成時に膜厚方向の組成が変調されており
、膜中の平均組成が次式％式％（１） （ただし式中のＭはＦｅ）ＴはＮｂ、Ｎｂ−Ｔａおよび
Ｔａよりなる群から選択された金属元素、ＸはＢおよび
５ｔ−Ｂよりなる群選択された半金属元素、Ｎは窒素で
あり、　Ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％を表し、それぞれ である。） で示された組成よりなり、膜厚方向の組成変調波長が次
式 ％式％（２） （ただし、λは組成変調波長である。）で示され、りな
（とも作成時における窒化層の層厚が組成変調波長に対
して次式 ％式％（３） （ただし、ｄｎは窒化層の層厚、λは組成変調波長であ
る。） で示されることを特徴とする請求項２の発明は膜厚方向
に少なくとも窒素元素の組成が変調されていることを特
徴とし、膜中の平均組成が式（１）で示された組成より
なり膜厚方向の組成変調波長が式（２）で示され、少な
くとも窒素含有量が多い高窒化層と窒素含有量が少ない
低窒化層の層厚比が式（３）で示される軟磁性膜を用い
る。

更に請求項３の発明は、スパッタ法により、次式％式％
（４） （ただし式中のＭはＦｅ）Ｔｉ′！Ｎｂ、Ｎｂ−Ｔａお
よびＴａよりなる群から選択された金属元素。

ＸはＢおよびＳｉ−Ｂよりなる群より選択された半金属
であって、ａ’、ｂ’、ｃ’は原子％を表し、それぞれ である。） で示される合金をターゲットとして用い、Ａｒ等の不活
性スパッタガス中に周期的に窒素ガスを次式 ％式％（５） （ただし、Ｐ　ｒｉはスパッタ時の全スパッタガス圧に
対する窒素ガス圧の割合を百分率で表したものである。

） で示される割合で混合することにより、膜厚方向の組成
変調波長が次式 ％式％（６） （ただし、λは組成変調波長である。）で示され、窒化
層の層厚が組成変調波長に対して次式 ％式％（７） （ただし、ｄｎ　　は窒化層の厚み、λは組成変調波長
である。） で示される合金膜を作成した後、この合金膜に熱処理を
施すことを特徴とする。

作用 本発明の軟磁性合金膜は、Ｆｅ系合金中に少なくともＮ
ｂもしくはＮｂ−ＴａもしくはＴａを含む窒化膜である
。しかし、本発明の軟磁性合金膜は、少なくともスパッ
タ法による合金膜作成後においては、少なくとも窒素（
Ｎ）元素が膜厚方向に組成変調された明薙な組成変調構
造、即ち窒化層と非窒化層よりなる積層構造を有してお
り、その−肩当たりの層厚はスパッタ時のＮ２ガスの混
合周期を変化させることにより制御されている。

これらのスパッタ直後の合金膜（ａｓ−ｓｐｕｔ、膜）
における組成変調構造は、熱処理により異なった組成変
調構造へと移行する。”このように合金膜の構造が変化
した後、本発明の軟磁性合金膜は優れた軟質磁気特性と
飽和磁化の増加を示す。また、この熱処理後の軟質磁気
特性は熱的に安定なものとなっている。これに対して、
−様に窒化された単層の窒化合金膜は、軟質磁気特性を
示し難く、熱処理によっても磁気特性は改善されない。

したがって、スパッタ法による合金膜作成時に少なくと
も窒素（Ｎ）元素が組成変調されていることが優れた軟
磁性合金膜を得るために必要な条件である。ただし、窒
素（Ｎ）元素が組成変調されることにより合金膜中の他
の構成元素も相対的に組成変調される。

また本発明の軟磁性合金膜の場合、Ｆｅ元素のように窒
素（Ｎ）元素との親和性が弱いものと、Ｎｂ元素やＴａ
元素のように窒素（Ｎ）元素との親和性が強いものとが
合金膜中に共存している。

つまり、合金膜中では選択的にＮｂ元素等が窒素（Ｎ）
元素と化学的に強く結合しており、このことが良好な軟
質磁気特性を得る上で重要であると考えられる。したが
って、本発明の軟磁性合金膜においては、Ｎｂ、Ｎｂ−
ＴａもしくはＴａより選択された金属元素を少なくとも
３原子％以上含有することが必要であり、逆に飽和磁化
をできるだけ高くするためにはこれらの金属元素を１５
原子％以下とすることが望ましい。

式（１）の軟磁性合金膜において、高い飽和磁化を得る
には、１１ｇ中の平均組成でＭの含有量ａをａ≧６０（
原子％））Ｔの含有量ｂ　を　ｂ≦１５（原子％）、Ｘ
の含有量ＣをＣ≦２５（原子％）、Ｎの含有量ｄをｄ≦
１５＜原子％）とする必要がある。また良好な軟質磁気
特性を得るには、　ａ≦９０（原子％）、ｂ≧３（原子
％）、Ｏ＜ｃ≦２５（原子％）、１≦ｄ≦１５（原子％
）とする必要がある。さらに良好な耐摩耗性および耐蝕
性を有し、かつ低磁歪の軟磁性合金膜を得るには１式（
１）における構成元素Ｔ、Ｘ、Ｈの含有量す、　ｃ、　
ｄをそれぞれｂ≧３（原子％）、ｄ≧１（原子％）とす
る必要がある。

この場合、合金膜中における窒素（Ｎ）元素の含有量は
、少なくとも１原子％以上でなければ耐蝕性改善等の効
果が得られず、逆に含有量が多くなると合金膜の剥離を
生じ易（なる。この剥離と窒素（Ｎ）含有量の関係は合
金膜に対して施される熱処理温度にも依存しており一層
に窒素含有量の上限を決定することはできないが、熱処
理温度を７００　（’Ｃ）付近までと考えた場合ｄ≦１
５（原子％）であれば剥離を生じない。以上の組成限定
範囲をまとめたものが式（１゛）で示されている。

合金膜中の平均組成が式（１）で示される組成変調膜を
用いて、良好な軟質磁気特性と高い飽和磁化を得るため
には、適当な組成変調波長、および適当な窒化層と非窒
化層の層厚比が必要になる。

組成変調波長λは、−層の窒化層の層厚ｄｎと一層の非
窒化層の層厚厚との和、もしくは−層の高窒化層の層厚
ｄ’ｎと一層の低窒化層の層厚の和として表現できる。

本発明のＦｅ系組成変調膜の場合、良好な軟質磁気特性
が得られる組成変調波長λは、熱処理温度によっても異
なってくるが、熱処理温度が３００〜７００℃において
、４００Ａ以下であれば良好な軟質磁気特性と高飽和磁
化を有する軟磁性合金膜を得ることができる。この場合
、−波長の組成変調波長λに対する一肩当たりの窒化層
厚ｄｎの比ｄｎ／λ、もしくは−肩当たりの高窒化層厚
ｄ’ｎの比ｄ　’ｎ／λを０．１５〜０．７とする必要
がある。以上の組成変調構造をまとめたものが式（２）
および式（３）である。

一方、これらの平均組成で示される軟磁性合金膜をスパ
ッタ法により得るためには、式（４）および式く４′）
で示される合金ターゲットが必要となる。この合金ター
ゲット組成は作成される軟磁性合金膜の組成とは異なる
が、スパッタ時に窒素（Ｎ）元素が合金膜中に混合され
るためである。

式（４）のターゲットを用いて本発明の軟磁性合金膜を
作成するためには、スパッタ時に用いられるアルゴン（
Ａｒ）等の不活性スパッタガス中に周期的に窒素ガス（
Ｎ２）を導入する必要がある。窒素ガスの導入割合は、
式（５）に示すようにガス圧による比を基準にとって、
スパッタ時の全スパッタガスのガス圧に対する窒素ガス
のガス圧の割合が２〜２０（％）の範囲となるようにす
れば良い。このようにしてスパッタガス中に混合された
窒素が軟磁性合金膜中に残留するのであるが、得られる
軟磁性合金膜中においては、外部からの窒素ガス導入中
に形成される窒化層ばかりでな（、窒素ガスの導入を停
止している非窒化層においてもわずかに窒素が含有され
る部分が生じる。しかし、本発明の軟磁性合金膜は、こ
のような状態にあっても問題ないものである。この場合
の軟磁性合金膜中に含有される窒素元素（Ｎ）の量は膜
中の平均組成で表される。ただし、同じ割合で窒素ガス
を混合しても、窒化層の層厚等の１成変調構造が膜中の
平均組成に影響を与える。

また１式（２）および式（３）に示した本発明の軟磁性
合金膜の組成変調構造を得るためには、式（６に示した
組成変調波長と、式（７）に示した組成変調波長に対す
る窒化膜の層厚比を有する合金膜をあらかじめスパッタ
時に形成しておく必要かある。ただし、本発明の軟磁性
合金膜の軟質磁気特性は、スパッタ直後の組成変調膜即
ちａｓ−９１）Ｌｌｔ、膜の状態では不十分であり、こ
のａｓ−ｓｐｕｔ、膜に対して適当な温度の熱処理を施
してやることにより良好なものとなる 以上のようにして得られた本発明の組成変調軟磁性合金
膜は、窒化により耐摩耗性および耐蝕性が改善されてお
り、しかも組成変調構造により優れた軟質磁気特性と良
好な熱安定性を示し、高飽和磁化かつ経済的に優れたＦ
ｅ元素を主成分として構成されるものである。

実施例 （第１実施例） 本発明の第１実施例を説明する。

ＦｅｔｅＮｂｔｓｓ　ｉ　３Ｂｌ！　（原子％）なる組
成のターゲットを用い、１．２Ｘ１０−３Ｔｏｒ　ｒの
ガス圧を有するスパッタガス中に１．２Ｘ１０−”Ｔｏ
ｒｒの分圧を有するＮ２ガスを周期的に混合し、スパッ
タを行った。この場合、全スパッタガス圧に対する窒素
ガス圧の分圧比Ｐｎは１０％である。このようにして、
セラミック製の基板上に一肩当たり１００　Ａの窒化層
と一肩当たり１００　Ａの非窒化層が膜厚方向に周期的
に積層された多層膜、即ち組成変調波長λが２０ＯＡの
組成変調膜を形成した。この組成変調膜が本発明の第１
実施例の軟磁性合金膜である。また比較のため、同じタ
ーゲットを用いて、スパッタ時にＮ２ガスを用いずにＡ
ｒガスだけを用いて非窒化単層非晶質膜即ち非窒化膜と
、組成変調構造を用いずに常にＮ２ガスを１０％の割合
で混合し続けた単層窒化膜を作成した。各種合金膜の膜
厚は１〜２μｍである。

以上のようにして作成された合金膜に対して回転磁界中
で熱処理を行った。単層窒化膜は熱処理を施した後で６
１０（Ｏｅ）以上の高保磁力を示して軟質磁気特性を示
さないが、他の合金膜は熱処理により低保磁力を示した
。第１図は熱処理温度Ｔ　ａ（’Ｃ）とその１門度で１
時間の熱処理により得られた合金膜の保磁力）１　ｃ（
Ｏｅ）との関係を示す。

第１図において非窒化膜の保磁力は４００℃付近の熱処
理で低（なり、５００℃以上の熱処理では増加する。こ
れに対して組成変調膜の保磁力は、熱処理温度Ｔａが４
００℃〜６００℃の範囲で非常に良好な低い値を示す。

したがって、本発明の組成変調膜に対しては、非窒化膜
と比較して、高温かつ・広い湿度範囲の熱処理を施すこ
とが可能であり、またその熱処理により優れた軟質磁気
特性を得ることができる。また、磁歪に関しても、第１
実施例の組成変調膜は、非窒化膜と比較して低磁歪とな
り、５００℃熱処理後で＋５　Ｘ　１０−’の仮い値を
示す。

第１実施例の組成変調膜における保磁力の熱処理１度依
存性は膜中の構造変化と深くかかわっていると考えられ
る。第２図および第３図は、第１実施例の組成変調膜の
膜表面から膜厚方向へかけて、オージェ分光分析を用い
て測定したＦｅ元素とＮ（窒素）元素の含有量に関する
デプスプロファイルである。第２図はａｓ−ｓｐｕｔ、
の組成変調膜ものであり、第３図は５００℃で１時間の
熱処理を施したものである。第２図と第３図を比較する
と。

窒化層と非窒化層もしくは高窒化層と低窒化層の境界領
域ではＮ（窒素）元素の含有量が徐々に変化している点
は同様である。しかし、５００℃の熱処理後の組成変ｍ
膜は、Ｆｅ元素がＮ（窒素）元素に対して逆位相に、Ｎ
ｂ元素がＮ元素に対して同位相に変調されておりａｓ−
ｓｐｕｔ、の状態とは異なった構造になっている。さら
に、この第１実施例の組成変調膜に関しては、４００℃
付近以上の熱処理で高キュリー点を有する状態に変化す
る。したがって、第１実施例の組成変調膜は熱処理によ
り構造変化を生じ、変化後に良好な軟質磁気特性を示す
と考えられる。

一方、飽和磁化に関しては、ａｓ−ｓｐｕｔ、の状態で
非窒化膜が７．４（ｋ　Ｇａｕｓｓ）、単層窒化膜が８
．３（ｋ　Ｇａｕｓｓ）、組成変調膜が１０（ｋ　Ｇａ
ｕｓｓ）であり、５００℃で１時間の熱処理後において
は非窒化膜が７　、２（ｋ　Ｇａｕｓｓ＞、単層窒化膜
が９．６（ｋ　Ｇａｕｓｓ）、第１実施例の組成変調膜
が１２．４（ｋ　Ｇａｕｓｓ）であった。したがって、
第１実施例の組成変調膜は、ａｓ−ｓｐｕｔ、の状態に
おいても熱処理後においても、非窒化膜および単層窒化
膜よりも高い飽和磁化を有している。

第１実施例の組成変調窒化膜は、磁気特性ばかりでなく
、耐蝕性および耐摩耗性にも優れたものである。これら
の点は、第１実施例の組成変調膜を純水中に２４）ｖ間
浸した後にさびを生じないこと、ＶＴＲの走行系を用い
てメタルテープに対する組成変調膜の摩耗量を測定した
場合に摩耗体積が少ないこと等に基づく。

以上述べたように本発明の第１実施例における軟磁性合
金膜、即ちＦｅ系の窒化組成変調膜は、良好な軟質磁気
特性、高い飽和磁化および高温の熱処理によっても軟質
磁気特性を損なわないという優れた熱安定性を有し、し
かも耐蝕性、耐摩耗性に優れたものである。

（第２実施例） 本発明の第２実施例の軟磁性合金膜として各種の組成変
調構造もしくは組成変調条件が興なる組成変調膜を作成
した。試料の作成に際しては、第１実施例で述べたＦｅ
７ｅＮｂｓｓ　ｉ　３Ｂ＋ｓを合金ターゲットとして用
い、組成変調波長λ（Ａ）、スパッタ時の全スパッタガ
ス圧に対する窒素ガス（Ｎ２）の分圧比Ｐｎ（％）、お
よび組成変調波長λに対する窒化層もしくは高窒化層の
層厚ｄｎ（Ａ）の比ｄｎ／λを変えて合金膜を形成し、
この合金膜に回転磁界中で熱処理を施した。

第４図は、熱処理温度をパラメーターにとり、Ｐｎ＝１
０（％）、ｄｎ／λ＝０．５の条件下で作成した組成変
調膜における組成変調波長λと保磁力Ｈｅの関係を示す
。図中でλ≦４００　（Ａ）における組成変調膜が本発
明の第２実施例である。

第４図は、各熱処理１ｊ１度によって最適な組成変調波
長は興なるが、低い保磁力を得るには少なくともλ≦４
００（Ａ）とすべきことを示している。また第５図に示
すように、この第２実施例の飽和磁化４πＭｓはａｓ−
ｓｐｕｔ、の膜よりも熱処理後の膜が高くなり、５００
℃で１時間の熱処理後では、本発明におけるλ≦４００
（Ａ）の範囲で一様に高い値を示す。

第６図は、Ｐｎ＝１０（％）、λ＝２００（Ａ　）の条
件下で作成した組成変調膜において、組成変調波長λ＝
２００（Ａ　）と窒化層もしくは高窒化層の一層あたり
の膜厚ｄｎの比であるｄｎ／λと、それに対する保磁力
Ｈｃの関係を示す。図中においては０．１５≦ｄｎ／λ
≦０．７の範囲にある組成変調膜が第２実施例である。

第６図は、本発明の組成変調膜において低保磁力を得る
ためには適当なｄｎ／λが存在しており、この範囲が０
．１５≦ｄｎ／λ≦０．７であることを示している。た
だし第８図においてｄｎ／λ＝１の保磁力Ｈｅは１０（
Ｏｅ）以上の高い値であった。また第７図に示すように
、この第２実施例の飽和磁化４πＭｓはａｓ−ｓｐｕｔ
、の膜よりも熱処理後の膜が高（なり、５００℃で１時
間の熱処理後では、本発明における０、１５≦ｄｎ／λ
≦０．７の範囲で１２（ｋ　ＧａｕｓＳ）前後の高い値
を示す。

第８図は、λ−２００（Ａ）、ｄｎ／λ＝０．５の条件
下で作成した第２実施例の組成変調膜において、作成時
の全スパッタガス圧に対する窒素（Ｎ２）ガス圧の割合
即ち窒素ガスの分圧比Ｐｎと保磁力Ｈｅの関係を示す。

図中で２≦Ｐｎ≦２０（％）における組成変調膜が第２
実施例である。

また、図中の温度は熱処理温度を表しており、熱処理温
度により保磁力Ｈｃはかなり異なった曲線を示す。しか
し、第８図は、本発明の組成変調膜において良好な低保
磁力を得るためには適当な窒素ガスの分圧比Ｐｎがあり
、この範囲が７００℃熱処理で２≦Ｐｎ≦９〈％）、５
００℃熱処理で７≦Ｐｎ≦２０（％）であることを示し
ている。この場合も第９図に示すように、飽和磁化４π
Ｍ８はａｓ−ｓｐｕｔ、の膜よりも熱処理後の膜が高く
なり、５００℃で１時間の熱処理後では、本発明の２≦
Ｐｎ≦２０（％）の範囲で１２（ｋ　Ｇａｕｓｓ）前後
の高い値を示す。

以上までをまとめると、組成変調膜が熱処理により良好
な軟質磁気特性と高い飽和磁化を得るためには、第２実
施例として示したように、各種の組成変調構造もしくは
組成変調条件に関するパラメーターとして少なくともλ
、ｄｎ／λ、Ｐｎを適当な値にしてお（必要がある。

本発明の組成変調膜においては、磁界中熱処理が磁気特
性の向上に有効であることが確認された。上述した第２
実施例の組成変調膜は回転磁界中で熱処理を施したもの
であったが、固定磁界中の熱処理を用いた場合において
も、その磁化困難軸方向の軟質磁気特性は極めて優れた
ものとなることがわかった。この固定磁界中熱処理を施
した組成変ＷＡＲＮも第２実施例として以下に述べる。

第１０図は固定磁界中熱処理後の組成変調膜における組
成変調波長λと保磁力Ｈｅおよび初透磁率μの関係を示
す。この組成変調膜はＰｎ＝１０（％）、ｄｎ／λ＝０
．５の条件下で作成した後、固定磁界中で５００℃、１
時間の熱処理を施したものであり、その磁化困難軸方向
に磁気測定が行われている。第１０図の保磁力Ｈｅは、
第４図で示したものと比較して、λ≦３００（Ａ）の範
囲で極めて低い値を示す。これに対応して、第１０図中
の初透磁率μが低保磁力側で極めて良好な値を示す。し
たがって、第２実施例の組成変調膜は磁界中熱処理の影
響を強く受けるものである。

以上述べてきた第２実施例の各種の組成変調膜は、磁気
特性ばかりでな（、耐触性、耐摩耗性および熱安定性に
おいても優れたものであった。

（第３実施例） 本発明の第３実施例として本発明の軟磁性合金膜即ちＦ
ｅ系の窒化組成変調膜を下表に示す組成により本発明の
製造方法を用いて作成した。この場合の組成変調波長久
はすべて２００Ａであり、組成変調波長に対する窒化層
厚の比ｄｎ／λはすべて０．５である。また、第３実施
例における窒化組成変調膜は、耐蝕性および耐摩耗性に
優れたものであった。この時得られた第３実施例の窒化
組成変調膜の磁気特性を下表にまとめて示す。

第３の実施例 表で示されるように１本発明の第３実施例における窒化
組成変調膜は、すべて高い飽和磁化と低い保磁力を示し
、軟磁性合金膜として優れたものである。

本第３実施例において各種軟磁性合金膜の膜中平均組成
は、Ｆｅ、ＮｂもしくはＴａ、ＢおよびＮが必須になっ
ている。しかし、表に示されるように少なくともＢの代
わりにＳｉ−Ｂを用いてもよい。

以上第３実施例に示したように、本発明の軟磁性合金膜
、即ちＦｅ系窒化組成変調膜は幅広い組成範囲で良好な
磁気特性を得ることができる。

発明の効果 本発明による軟磁性合金膜は、低保磁力、低磁歪および
高飽和磁化等の優れた磁気特性と良好な熱安定性を有し
、しかも耐蝕性および耐摩耗性にも優れ、磁気ヘッド用
軟磁性合金膜として極めて有効なものである。

したがって、本発明の軟磁性合金膜は産業上の利用価値
が極めて高いものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の軟磁性合金膜と非窒化膜における保磁
力の熱処理温度依存性を比較したグラフ、第２図および
第３図は本発明の軟磁性合金膜の熱処理前後における各
元素含有量のデプスプロファイル、第４図〜第１０図は
本発明の軟磁性合金膜の組成変調構造もしくは作成条件
と磁気特性の関係を示すグラフである。 代理人の氏名　弁理士　粟野重孝　ばか１名偽 図 第　２　図 第　３　■ ５ｒ（ｊＴＴＥＩｔｌＮ（ｒ　ＴＩＮε（Ｍａｎ］ｖ ｔｔ （ａす ａの ５ｒυγＴＥＲＩＮ６ＴＩＭＥ　（ｒ’Ｔｊｎ）萬 図 第 図 ？、２５ ρＳ θ７Ｓ ′γ入 渠 図 第 図 ２Ｓ θ５ ６．７５ ｄ−γ人 第 図 υ Ｏ 第 図 ｆ’ｔｔ （５′ａ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）少なくとも作成時に膜厚方向の組成が変調されて
   おり、膜中の平均組成が次式 ＭａＴｂＸｃＮｄ （ただし式中のＭはＦｅ）ＴはＮｂ，Ｎｂ−Ｔａおよび
   Ｔａよりなる群から選択された金属元素、ＸはＢおよび
   Ｓｉ−Ｂよりなる群から選択された半金属元素、Ｎは窒
   素であり、Ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％を表し、それぞれ ６０≦ａ≦９０ ３≦ｂ≦１５ ０＜ｃ≦２５ １≦ｄ≦１５ ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１００ である。） で示された組成よりなり、膜厚方向の組成変調波長が次
   式 λ≦４００（Å） （ただし、λは組成変調波長である。） で示され、少なくとも作成時における窒化層の層厚が組
   成変調波長に対して次式 ０．１５≦ｄｎ／λ≦０．７ （ただし、ｄｎは窒化層の厚み、λは組成変調波長であ
   る。） で示されることを特徴とする軟磁性合金膜。 （２）膜厚方向に少なくとも窒素元素の組成が変調され
   ていることを特徴とし、膜中の平均組成が次式 ＭａＴｂＸｃＮｄ （ただし式中のＭはＦｅ、ＴはＮｂ，Ｎｂ−Ｔａおよび
   Ｔａよりなる群から選択された金属元素、ＸはＢおよび
   Ｓｉ−Ｂよりなる群から選択された半金属元素、Ｎは窒
   素であり、ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％を表し、それぞれ ６０≦ａ≦９０ ３≦ｂ≦１５ ０＜ｃ≦２５ １≦ｄ≦１５ ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１００ である。） で示された組成よりなり、膜厚方向の組成変調波長が次
   式 λ≦４００（Ａ） （ただし、λは組成変調波長である。） で示され、少なくとも窒素含有量が多い高窒化層の層厚
   が組成変調波長に対して次式 ０．１５≦ｄ’ｎ／λ≦０．７ （ただし、ｄ’ｎは高窒化層の厚み、λは組成変調波長
   である。） で示される軟磁性合金膜。 （３）スパッタ法により、次式 Ｍａ’Ｔｂ’Ｘｃ’ （ただし式中のＭはＦｅ、ＴはＮｂ，Ｎｂ−Ｔａおよび
   Ｔａよりなる群から選択された金属元素、ＸはＢおよび
   Ｓｉ−Ｂよりなる群より選択された半金属元素であって
   、ａ’，ｂ’，ｃ’は原子％を表し、それぞれ ７０≦ａ’≦９０ ４≦ｂ’≦１５ ０＜ｃ’≦２５ である。） で示される合金をターゲットとして用い、 Ａｒ等の不活性スパッタガス中に周期的に窒素ガスを次
   式 ２（％）≦Ｐｎ≦２０（％） （ただし、Ｐｎはスパッタ時の全スパッタガス圧に対す
   る窒素ガス圧の割合を百分率で表したものである。） で示される割合で混合することにより、膜厚方向の組成
   変調波長が次式 λ≦４００（Ａ） （ただし、λは組成変調波長である。） で示され、窒化層の層厚が組成変調波長に対して次式 ０．１５≦ｄｎ／λ≦０．７ （ただし、ｄｎは窒化層の厚み、λは組成変調波長であ
   る。） で示される合金膜を作成した後、前記合金膜に熱処理を
   施すことを特徴とする軟磁性合金膜の製造方法。