JPH02263409A - 軟磁性合金膜およびその製造方法 - 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窒素を含
有するＦｅ系の軟磁性合金膜およびその製造方法に関す
るものである。

従来の技術 近爪　磁気記録等の高密度化に伴（＼　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
高い飽和磁化が必要とされている。

一方、実用的な磁気ヘッドを作製する際（よ　磁気ギャ
ップ部等に接着ガラスによる強固な接着を行っておくこ
とが信頼性等の点で重要となる。しかし　接着強度の強
い接着ガラスは一般に融点が高いた取　高飽和磁化を有
する軟磁性合金膜においても高温熱処理後に良好な軟質
磁気特性を示すものが必要である。このような熱的安定
性等の制約により、ＶＴＲ等で使用されている従来の磁
気ヘッド用軟磁性合金膜における実用的な飽和磁化の上
限は１０　ｋ　Ｇａｕｓｓ程度である。

一般に　良好な軟質磁気特性を有する軟磁性合金を得る
ためにζ山　磁気異方性および飽和磁歪定数λＳをでき
る限り小さくすることが必要である。

Ｃｏ系非晶質合金等はλｓ＝０となり、しかも非晶質で
あるために磁気異方性が小さくなり、優れた軟質磁気特
性を示す。しかしＣｏ系非晶質合金等はＦｅ−８ｉ−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、経済的な面を考虜してもＣｏ元素はＦｅ元素と比
較してかなり高価となるた＆Ｆｅ系の軟磁性合金が求め
られていｋＦｅ系の低磁歪軟磁性合金として本発明者ら
が既にλＳ＝＋ｌｘ　ｔｏ−’のＦ　ｅ　−Ｎ　ｂ−Ｂ
系合金およびλＳ＝＋３Ｘ１０−’のＦ　ｅ　−Ｎ　ｂ
　−Ｃｕ−Ｂ系合金を発見している（特願昭５５−１６
４９７８号）。これらの合金はＮｂの添加によって耐摩
耗性および耐蝕性等の点は改善されている力丈　現在Ｖ
ＴＲ用の磁気ヘッド等に使用されているＣｏ−Ｎｂ−Ｚ
ｒ系等の金属−金属系非晶質合金（特願昭５６−１８１
７２３号、同５６−２１２８７３号）と比較して熱的安
定性、耐摩耗性および耐蝕性等の点でやや劣るものであ
つ九　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り、　　Ｆ
ｅ、Ｃｏ、ＮｉとＢＳｉ、Ａｌ、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５４−９
４４２８号公報）やＦｅの窒化物の研究（ジャーナル　
オブ　アプライド　フィジックス［Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏ
ｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓ、］、Ｖｏ１．５３（１
１）、ｐｐ８３３２−３４　（１９８２））等がある。

　しかし前者において（よ　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も　また後者においてＬＦｅ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も発明が解決しようとする課題 以上述べたよう艮　Ｆｅを主成分とする合金の窒化物（
よ　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り、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力丈　良
好な軟質磁気特性を示し難いものであった 本発明は　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、高温熱処理
後に低保磁力　低磁歪および高飽和磁化等の優れた磁気
特性を示し　しかも耐蝕性および耐摩耗性にも優れたＦ
ｅ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ム　膜厚方向に少なくとも窒素
の組成が変調されており、膜中の平均組成が式 ％式％（１） で示され　前記式においてＭはＦｅを主成分としてＦｅ
、Ｆｅ−Ｃｏ、Ｆｅ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉよりなる
群から選択された金ＥＴはＮｂ、Ｔａ、Ｚｒよりなる群
から一種類以上選択された金属、ＸはＢ、Ｓｉ、Ｃより
なる群から一種類以上選択された半金属、Ｎは窒素であ
って、ａ、　ｂ、　ｃ、　ｄは原子％を表し　それぞれ ６０≦ａ≦９０、１≦ｂ≦１５，２≦ｃ≦２５，１≦ｄ
≦２５゜３＋ｂ＋Ｃ＋ｄ＝１００・・・（１′）である
ことを特徴とする軟磁性合金膜を用いる。

特に膜厚方向の組成変調波長が５０ｎｍ以下であり、か
つ上記の組成式（１）よりなる軟磁性合金膜は特に良好
な軟質磁気特性を示す。

これらの軟磁性合金膜（よ　スパッタ法による軟磁性合
金膜の形成時間　式 ％式％（２） （ただしＭはＦｅを主成分としてＦｅ、Ｆｅ−Ｃ。

、Ｆ　ｅ−Ｎ　ｉ、Ｆ　ｅ−Ｃｏ−Ｎ　ｉよりなる群か
ら選択された金属、ＴはＮ　ｂ、Ｔ　ａ、Ｚ　ｒよりな
る群から一種類以上選択された金尻　ＸはＢ、Ｓ　ｉ、
Ｃよりなる群より一種類以上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７０≦ａ
′≦９５．１≦ｂ’≦１５，３≦ｃ′≦２反ａ’＋ｂ’
＋ｃ’＝１００　　　　　　　　　　　　　　　　　・
　・　・　（２’）である。）で示される合金をターゲ
ットとして用（Ｘ、アルゴン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％（２） （ただＬ　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、膜厚方向に少なく
とも窒素の組成が変調された組成変調窒化合金膜を形成
し　前記組成変調窒化合金膜に高温熱処理を施すことに
より得られる。

さらに極めて低い磁歪と極めて高い飽和磁化を得るため
（ミ　膜厚方向に少なくとも窒素の組成が変調されてお
り、膜中の平均組成が式 ％式％（３） で示され　前記式においてＭはＦｅを主成分としてＦｅ
、Ｆｅ−Ｃｏ、Ｆｅ−Ｎｉ、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉよりなる
群から選択された金ＪＦｉＬＴはＮｂ、Ｔａ、Ｚｒより
なる群から一種類以上選択された金λ　ＸはＢ、Ｓ　ｉ
、Ｃよりなる群から一種類以上選択された半金属、Ｎは
窒素であって、ａ″、ｂ”、ａ″、ｄ”は原子％を表し
　それぞれ ６５≦ａ”≦９０，１≦ｂ’≦１０，２≦ｃ”≦１上５
≦ｄ’≦２代ａ’＋ｂ’＋ｃ″＋ｄ’＝１００　　　　
　　　　　・・・（３’）であることを特徴とする軟磁
性合金膜を用いる。

膜厚方向の組成変調波長が４０ｎｍ以下であり、かつ上
記の組成式（３）よりなる軟磁性合金膜は特に優れた軟
質磁気特性を示す。

これらの極めて低い磁歪を有する軟磁性合金膜はスパッ
タ法による軟磁性合金膜の形成時鳳　式％式％（４） （ただしＭはＦｅを主成分としてＦｅ、Ｆｅ−Ｃ。

、Ｆｅ−Ｎ　ｉ、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎ　ｉよりなる群から選
択された金ＲＴはＮ　ｂ、Ｔ　ａ、Ｚ　ｒよりなる群か
ら一種類以上選択された金属、ＸはＢ、Ｓ　ｉ、Ｃより
なる群から一種類以上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８０≦ａ′≦
９５，１≦ｂ′≦１２．３≦ｃ°≦１５゜ａ−＋ｂ−＋
ｃ−＝＝１００　　　　　　　　　＋　＋　＊　（４’
）である。）で示される合金をターゲットとして用しく
　アルゴン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％（４） （ただＬ　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、膜厚方向に少なく
とも窒素の組成が変調された組成変調窒化合金膜を形成
し　前記組成変調窒化合金膜に５００℃以上の高温熱処
理を施すことにより得られる。

作用 本発明の軟磁性合金膜ｉ；＆Ｆｅ系合金中にＮｂ、Ｔａ
、Ｚｒ等の金属元素とＢ、Ｓ　ｉ、Ｃ等の半金属元素を
含有する窒化膜である。しかし単なる純窒化膜とは異な
り、本発明の軟磁性合金膜（よ　スパッタ法による合金
膜形成後に少なくとも窒素（Ｎ）元素の含有量が膜厚方
向に変調された明確な組成変調構造　即ち窒化層と非窒
化層よりなる積層構造を有する組成変調窒化合金膜とな
っている。

スパッタ法により組成変調窒化合金膜を形成する際はＡ
ｒ等の不活性スパッタガス中に窒素ガス（Ｎ２）を周期
的に混合する。窒素ガスを混合している間は反応性スパ
ッタが生じて窒素を合金膜中に含有する窒化層が形成さ
れる力（合金ターゲット中にＮｂ、Ｔａ、Ｚ　ｒ等の金
属元素を含有する場合、反応性スパッタによって窒素が
合金膜中に取り込まれやすくなると考えられる。窒化層
および非窒化層の層厚はスパッタ時の窒素ガスの混合周
期を変化させることにより制御され　−層当たりの窒化
層厚と非窒化層厚の和が組成変調波長となる。

組成変調窒化合金膜は高温熱処理後に優れた軟質磁気特
性と高飽和磁化を有する軟磁性合金膜となり、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。

この場合、組成変調窒化合金膜の組成変調構造は高温熱
処理により含有元素のＭＥ　ｉ＆やＦｅ系の微結晶粒の
析出等が生じて大幅に変化する力（窒素の含有量は熱処
理後も膜厚方向に変調されている。これに対して、−様
に窒化された単層の純窒化膜（ｉ　　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０゜し
たがって、少なくとも窒素が膜厚方向に組成変調されて
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。本発明の軟磁性合金膜は高温熱処理後に良好な
軟質磁気特性を示し　熱処理後の良好な軟質磁気特性は
熱的に安定なものとなるたム　磁気ヘッド等のコア材と
して適している。

高温熱処理前の組成変調窒化合金膜において（友窒素の
含有量が多くなる窒化層中で、他の元素の相対的な含有
量が非窒化層中よりも少なくなる。

したがって半金属元素の含有量は非窒化層中と比較して
窒化層中で少なく、膜厚方向に関しては半金属元素と窒
素が逆位相に含有されている。一方、高温熱処理後の軟
磁性合金膜中で（よ　非窒化層中よりも窒化層中の方で
半金属元素の含有量が多くなり、窒化層中よりも非窒化
層中の方でＦ　ｅ”の含有量が多くなる。したがって、
高温熱処理後では半金属元素と窒素が同位相に含有さｈ
Ｆｅと窒素が逆位相に含有されるようになる。このよう
な膜構造の変化はＢ、Ｓｉ、Ｃ等の半金属元素がＦｅよ
りも窒素と結合しやすいために生じる特殊な拡散現象で
あると考えられる。さらに　高温熱処理による特殊な拡
散現象の結果として非窒化層が極めてＦｅに富む状態に
なりＦｅ系の微結晶粒が生成される。このＦｅ系の微結
晶粒が良好な軟質磁気特性の実現に関与していると考え
られる。また窒化層の存在等により結晶粒成長が非窒化
層厚程度に抑制されるた八　高温熱処理後の軟質磁気特
性は熱的に安定であると考えられる。

高飽和磁化を有する軟磁性合金膜を得るためにはＦｅを
主成分とする合金を用いれば良（−本発明の軟磁性合金
膜の場合はＦｅを主成分としている力（Ｆｅのように窒
素元素との親和性が弱い元素と、Ｎ　ｂ、Ｔ　ａ、Ｚ　
ｒ等の金属元素およびＢ、Ｓ　ｉＣ等の半金属元素よう
に窒素元素との親和性が強いと考えられる元素が合金膜
中に共存する。高温熱処理によって得られる軟磁性合金
膜中では選択的にＮｂ等の金属元素やＢ等の半金属元素
が窒素と化学的に強く結合していると考えられ　これら
の元素の存在が高温熱処理により良好な軟質磁気特性を
得る上で重要である。ここでＮｂ、Ｔａ、Ｚｒ等の金属
元素（よ　反応性スパッタ時に窒素を合金膜中に取り込
みやすくするた取　また高温熱処理後に熱的に安定な軟
質磁気特性を得るために必要とされる。Ｂ、Ｓｉ、Ｃ等
の半金属元素（よ　高温熱処理による特殊な拡散現象を
生じさせ良好な軟質磁気特性を得やすくするために必要
である。したがって本発明の軟磁性合金膜はＦｅを主成
分として、Ｎｂ、Ｔａ、Ｚｒ等より一種類以上選択され
た金属元素とＢ、Ｓｉ、Ｃ等より一種類以上選択された
半金属元素をともに含有することが必要である。これを
示したものが組成式（１）である。

組成式（１）において高飽和磁化を有する軟磁性合金膜
を得るにＬｔ、　　ａ、ｂ、ｃ、ｄを原子％として、膜
中の平均組成でＭの含有量ａをａ≧６０．　　Ｔの含有
量すをｂ≦１５．Ｘの含有量ＣをＣ≦２５．　　Ｈの含
有量ｄをｄ≦２５とする必要がある。逆に良好な軟質磁
気特性を得るにｌｅｔ、、　　ａ≦９０．ｂ≧１．２≦
ｃ≦２５，１≦ｄ≦２５とする必要がある。また良好な
耐摩耗性および耐蝕性を有し　かつ低磁歪および優れた
軟質磁気特性を有する軟磁性合金膜を得るに（よ　ｂ≧
１、Ｃ≦２５．ｄ≧１とする必要がある。この場合、合
金膜中における窒素の含有量ｄζ上　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
２５原子％以上になると合金膜の剥離を生じるため不適
きなる。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。ここで組成変調窒化合金膜の組成変
調波長を５０ｎｍ以下にすれば特に優れた軟質磁気特性
を有する軟磁性合金膜を得ることができる。また軟磁性
合金膜の合金膜中に不可避的に酸素が含有される場合が
ある力交　酸素含有量が少量であれば問題はない。

組成式（１）で示される軟磁性合金膜をスパッタ法を用
いて得るために（よ　スパッタ時に窒素が合金膜中に混
合されること等を考慮すると組成式（２）で示される合
金ターゲットが必要となる。特許請求の範囲第３項に示
す本発明の軟磁性合金膜の製造方法（よ　組成式（２）
で示される合金ターゲットを用いて形成した組成変調窒
化合金膜に高温熱処理を施すことによって良好な磁気特
性を有する軟磁性合金膜を得るものである。ここで高飽
和磁化を有する軟磁性合金膜を得るには組成式（２）で
ａ’　、　ｂ’　、　ｃ’を原子％として、Ｍの含有量
ａ′をａ°≧７０．　　Ｔの含有量ｂ′をｂ′≦１５．
　　Ｘの含有量Ｃ′をＣ′≦２５とする必要がある。良
好な軟質磁気特性を有する軟磁性合金膜を得るにはａ′
≦９５．　　ｂ’≧１．３≦ｃ′≦２５とする必要があ
る。以上をまとめると７０≦ａ″≦９５，１≦ｂ°≦１
諷３≦ｃ′≦２５．　　ａ’柿’　＋ｃ’　＝　１００
となり、　この組成限定範囲をまとめたものが（２″）
に示されている。

またスパッタによる合金膜形成時にアルゴン等の不活性
スパッタガス中に周期的に混合される窒素ガスの割合（
よ　全スパッタガス圧に対する窒素ガス圧の割合を百分
率で表した窒素ガス分圧比Ｐｎを用いて表わされ　組成
式（１）の軟磁性合金膜を得るためには式（２“）に示
すように２（％）≦Ｐｎ≦２０（％）とする必要がある
。

本発明の軟磁性合金膜において、極めて低い磁歪と極め
て高い飽和磁化を兼ね備えた組成が合金膜中の平均組成
として組成式（３）で示されている。

極めて低い磁歪とは無磁歪もしくはそれに近いことであ
る。組成式（３）の構成元素Ｍ、Ｔ、Ｘ、Ｎは組成式（
１）と同じである力丈　組成範囲は（１′）に示した中
の一部分である。埋板　特に低い磁歪き高い飽和磁化を
併せて得るために（ヨａ″、ｂ″、ｃ’、ｄ”を原子％
として、Ｍの含有量ａ″をａ″≧６５．Ｔの含有量ｂ”
をｂ”≦ＩＱ、　　Ｘの含有量Ｃ”を２≦ｃ′≦１３．
Ｎの含有量ｄ”を５≦ｄ”≦２０とすることが必要であ
る。以上の組成範囲と（１′）に示す組成範囲を考え合
わせ、組成限定範囲をまとめたものが（３″）に示され
ている。

ここで組成変調窒化合金膜の組成変調波長を４０ｎｍ以
下にすれば　高透磁率や低保磁力等の特に優れた軟質磁
気特性を有する軟磁性合金膜を得ることができる。この
場合も軟磁性合金膜の合金膜中に不可避的に酸素が含有
される場合がある力交　少量であれば問題はない。

組成式（３）で示される低磁歪と高飽和磁化を兼ね備え
た軟磁性合金膜をスパッタ法を用いて得るためには　ま
ず組成式（４）で示される合金ターゲットと式（４”）
に示されている窒素ガス分圧比Ｐｎが必要となる。組成
式（４）における組成限定範囲＜Ｌ　　ａ”。

ｂ−、ｃ−を原子％としてＭの含有量ａ−を８０≦ａ°
≦９５゜１′の含有量ｂ′を１≦ｂ′≦１２．Ｘの含有
量Ｃ′を３≦ｃ≦１５．　　ａ−＋ｂ−＋ｃ−＝　１０
０とする必要があり、この組成限定範囲がまとめて（４
”）に示されている。またスパッタによる合金膜形成時
にアルゴン等の不活性スパッタガス中に周期的に混合さ
れる窒素ガスの割合は　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窒素ガス分圧比Ｐｎを用
いて表わされ　組成式（３）の軟磁性合金膜を得るため
には式（４″）に示すように５（％）≦Ｐｎ≦１５（％
）とする必要がある。特許請求の範囲第６項に示す本発
明の軟磁性合金膜の製造方法（よ　特許請求の範囲第４
項および第５項に示す低磁歪かつ高飽和磁化の軟磁性合
金膜を作成するためへ　これらの合金ターゲットおよび
窒素ガス分圧比を用いて、膜厚方向に少なくとも窒素の
組成が変調された組成変調窒化合金膜を形成り、、　　
５００℃以上の高温熱処理を施すことを特徴としている
。

以上のように　本発明の軟磁性合金膜（よ　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Ｆｅ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） 第１実施例としてＦ　ｅ７ｓ、ｓＮ　ｂｅ　Ｓ　１３Ｆ
３＋＋、ｓ（原子％）なる組成の合金ターゲットを用１
．ｋ　　本発明の軟磁性合金膜の製造方法により、本発
明の軟磁性合金膜を作成し九　以下にこの第１実施例を
説明する。

まず上記の合金ターゲットを用（＼　スパッタ時のＡｒ
ガス中にＰｎ＝　１０（％）の窒素ガス分圧比で窒素ガ
ス（Ｎ２）を周期的に混合し　−層当たり１０ｎｍの窒
化層と一層当たり１０ｎｍの非窒化層が膜厚方向に周期
的に積層された組成変調窒化合金膜を形成しム　ここで
組成変調窒化合金膜における組成変調波長は一層当たり
の窒化層の厚みと一層当たりの非窒化層の厚みの和とし
て与えらＦｌ、、　　１０ｎｍの窒化膜と１０ｎｍの非
窒化層とを積層した場合の組成変調波長は２０ｎｍであ
る。また比較のため同じターゲットを用ｂ＼　スパッタ
時に窒素ガスを用いずにＡｒガスだけで非窒化単層合金
膜を作成ヒ　スパッタ時に窒素ガスとＡｒガスを混合し
た状態のままで単層窒化合金膜を作成し九　各種合金膜
の膜厚は１〜３μｍである。以岨　本実施例中において
組成変調窒化合金膜をＣＭＮＦ、非窒化単層合金膜をＳ
ＬＦ。

単層窒化合金膜をＳＮＦで表す場合があも以上の各種の
試料構造を有する合金膜に対して回：ｇｇ磁界中熱処理
を行つ九　−様に窒化された単層窒化合金膜ＳＮＦ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（−非窒化単層合金膜ＳＬＦの保磁力は４００
〜４５０℃付近の熱処理で最も低くなり、５００℃以上
の熱処理では増加する。

一方、第１図は熱処理温度Ｔ　ａｎｎ（℃）と１時間の
熱処理により得られた組成変調窒化合金膜ＣＭＮＦの保
磁力Ｈｅ（Ｏｅ）の関係を示す力（４００℃〜６００℃
という高温の熱処理で良好な値を示す。これらの合金膜
における保磁力の熱処理温度依存性（よ　合金膜中の構
造変化と深くかかわっていると考えられる。

第２図はこれらの合金膜における磁化の温度依存を示す
。ＳＬＦでは１８０℃付近に非晶質相のキュリー点があ
り、５００℃付近に再び磁化が増加する結晶化温度か存
在すると考えられる。つまり結晶化により５００℃以上
の熱処理で軟質磁気特性が劣化するものと考えられる。

−人　高温熱処理前のＣＭＮＦ（ａｓｓｐｕｔ）は３２
０℃付近にキュリー点を有１．．　４００℃付近で磁化
の増加を示す。この磁化の増加は組成変調室ゴヒ合金膜
中の構造変化に起因したものである。

これに対して、４００℃、１時間の高温熱処理を行った
ＣＭＮＦ（ａｎｎｅａｌ　）はＣＭＮＦ（ａｓ−ｓｐｕ
ｔ　）とは異なり５５０℃以上のキュリー点を有してい
ると考えられる。したがってこの組成変調窒化合金膜Ｃ
ＭＮＦは４００℃付近以上の熱処理で高キュリー点を有
する状態に変化し　変化後に良好な軟質磁気特性を示す
ようになると考えられる。このＣＭＮＦに関しての高温
熱処理前後の膜構造の違いを以下に説明する。第３図は
オージェ電子分光分析を用いて測定した膜厚方向におけ
るＦｅ、窒素（Ｎ）、Ｂの含有量に関するＡＥＳデプス
プロファイルであり、（ａ）は高温熱処理前の組成変調
窒化合金ｗＸ、（ｂ）は５００℃、１時間の高温熱処理
を施した後の軟磁性合金１１１（（ｃ）は６８０℃１時
間の高温熱処理を施した後の軟磁性合金膜を示机　高温
熱処理前の（ａ）は窒素（Ｎ）が多量に含まれている窒
化層と、窒素の含有が少なくてＦｅとＢが多量に含まれ
ている非窒化層より構成されている。埋板　膜厚方向に
関してはＦｅとＢが同位相に含有され　これらは窒素に
対して逆位相に含有されている。一方、高温熱処理後の
（ｂ）や（Ｃ）で（よ　Ｂの含有量が非窒化層中よりも
窒化層中で多くなり、Ｆｅの含有量は窒化層中よりも非
窒化層中で多くなる。埋板　窒素とＢが同位相となり、
これらはＦｅに対して逆位相となる。したがって、高温
熱処理前後で比較して特徴的な変化は　逆位相であった
窒素とＢが熱処理により同位相となる点である。この点
はＢ等の半金属元素がＦｅよりも窒素と結合しやすいた
めに生じる特殊な拡散現象であると考えられる。また　
この場合、半金属元素であるＳｉは高温熱処理の前後で
ともに窒素やＢと同位相となり、金属元素であるＮｂに
関しても窒素やＢと同位相となる。ただり、、Ｎｂに関
しての組成変調の程度は比較的少ない。第４図は高温熱
処理前後における合金膜のＸ線回折パターンを示も　第
４図（ａ）は高温熱処理前の組成変調窒化合金膜のＸ線
回折パターンであり、非晶質相もしくは結晶粒径が極め
て微細な結晶質相もしくはそれらが混在する状態にある
と考えられる。これに対して（ｂ）は５００℃、１時間
の高温熱処理後した後の軟磁性合金１１１（ｃ）は６８
０℃、１時間の高温熱処理を施した後の軟磁性合金膜を
示す力交　いずれも結晶質であり体心立方格子を有する
α−Ｆｅが観測されている。しかしピーク強度（Ｉｎｔ
ｅｒ＋５ｉｔｙ）や半値幅等から推定すると結晶粒径は
両方とも非常に微細なものであると推定される。実際に
高温熱処理後の軟磁性合金膜における合金膜断面の電子
顕微鏡像にｉ、ｉ　　非窒化層を中心として粒径が２０
ｎｍ以下の微細な結晶粒が数多く観察され九　これらは
Ｆｅの微結晶粒であり、高温熱処理による特殊な拡散現
象の結果として非窒化層中が極めてＦｅに富む状態にな
るために生成しやすくなり、窒化層等の存在により熱処
理時に結晶粒成長が抑制されていると考えられる。この
ような粒径２０Ｔｌ［Ｉ＋以下のＦｅの微結晶粒が軟質
磁気特性の実現に関与していると考えられる。以上のよ
うに高温熱処理により合金膜の構造が変化して、本発明
の軟磁性合金膜は低保磁力と高飽和磁化を示す。このよ
うに高温熱処理後に良好な軟質磁気特性が得られる点（
友磁気ヘッド用軟磁性合金膜として適してい４次に　上
記の合金ターゲットを用いてスパッタ時の窒素ガス分圧
比Ｐｎと組成変調波長λがおのおの異なる組成変調窒化
合金膜を作成し　高温熱処理を施して本発明の軟磁性合
金膜形成した　この本発明の軟磁性合金膜と、比較例と
して作成した試料の保磁力　耐触性および摩耗量比を第
１表にまとめて示す。

（以下余白） 第１表 第１表の耐蝕性とは試料を２４時間純水中に浸した後の
さびの度合いを顕微鏡により観察したちのであり、○は
さびを生じずに耐蝕性に優れているもへ　△は若干さび
を生じるもへ　×は明らかにさびを生じており耐蝕性に
劣るものを表す。また摩耗量比１１ＶＴＲ用の走行系を
用いてメタルテープを走行させ、各種合金膜の摩耗体積
を比較した時の相対値を表しており、数字が大きい程摩
耗しやすいことを表している。

第１表に示すように　本発明の実施例における軟磁性合
金膜１〜７（ヨ　　低保磁力で代表される良好な軟質磁
気特性と優れた耐蝕性および優れた耐摩耗性を有するも
のである。この場合、本発明の実施例と比較例として示
した試料８の比較により、各種特性に優れた組成変調膜
の組成変調波長は少なくとも５００ｍ以下が望ましｔ、
Ｘ。

一方、上記の合金ターゲットを用いて形成した本発明に
おける実施例１１〜１３の飽和磁化４πＭｓと飽和磁歪
定数λＳの例を第２表に示す。ただし　第２表の実施例
１１〜１３は本発明の軟磁性合金膜の製造方法を用いて
作成したものであり、高温熱処理時の熱処理温度は４０
０〜５００℃である。またこの場合の飽和磁歪定数測定
ｔ！　　簡易的に曲げ応力印加による異方性磁界の変化
により求めており、ヤング率を１５０　Ｍ　Ｐａと仮定
したものである。

第２表 第２表に示すように本発明の実施例１１〜１：Ｈ＆非窒
化単層合金膜１５と比較して非常に高い飽和磁化を有し
ており、磁気ヘッド等へ応用した場合優れた記録特性が
得られると考えられる。また実施例１１〜１３は非窒化
単層合金膜１５よりも低い磁歪を示も　一般に実用的な
Ｆｅ系非晶質合金では飽和磁化が高いものほど飽和磁歪
定数は大きくなる力叉実施例１１〜１３１；ＡＦｅ系非
晶質合金と比較しても高飽和磁化と低磁歪を得ることが
できる。

以上述べたように本発明の軟磁性合金膜（戴　良好な軟
質磁気特性、高飽和磁イヒ　低磁歪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　しかも耐蝕法　耐摩耗性に優たちのである
。

（第２実施例） 本発明の第２実施例を以下に説明する。

スパッタ法による合金膜の形成時区Ｆｅｔｏ、ｓＮ　ｂ
　ｓ、ｓｓ　ｉ　＋２（原子％）で示される合金をター
ゲットとして用（＼　不活性スパッタガスであるＡｒガ
ス中に周期的に窒素ガスを混合することにより、セラミ
ック製の基板上に一層当たり１０ｎｍの窒化層と一層当
たりｌｏｎｍの非窒化層が膜厚方向に周期的に積層され
た組成変調窒化合金膜を形成した　スバッタ時に導入し
た窒素ガス分圧比（Ｐｎ）はＰｎ＝５（％）およびＰｎ
＝　ｔｏ（％）である。

高温熱処理前の組成変調窒化合金膜Ｌｔ、　　Ｐｎ＝１
０（％）で飽和磁化９　ｋ　Ｇａｕｓｓ、　　保磁カフ
、６０ｅであり、Ｐｎ＝　５（％）で飽和磁化９．６　
ｋ　Ｇａｕｓｓ、　　保磁カフ、５０ｅであり、磁気ヘ
ッド用コア材等としては不十分なものであっ九　しかし
この組成変調窒化合金膜に４０００ｅの固定磁界中で５
００℃、１時間の高温熱処理を施すことにより軟磁性合
金膜が得られ丸　この軟磁性合金膜の磁気特性はＰｎ＝
　５（％）で飽和磁化１２ｋ　Ｇａｕ３ｓ、　　保磁力
０，４０ｅであり、Ｐｎ＝　１０（％）で飽和磁化１１
，７　ｋ　Ｇａｕｓｓ、　　保磁力０．６０ｅであって
、高飽和磁化と良好な軟質磁気特性を示してい九　また
高温熱処理を磁界中で施した軟磁性合金膜では磁化困難
軸方向における初透磁率がｌ　ＭＨｚで約１０００以上
の良好なものであっ九 以上の第２実施例において、第５図はオージェ電子分光
分析を用いて測定した膜厚方向のＦｅ、窒素（Ｎ）、Ｓ
ｉに関するＡＥＳデプスプロファイルを示す。第５図（
ａ）は高温熱処理前の組成変調窒化合金１大　第５図（
ｂ）は５００℃、１時間の高温熱処理を施した後の軟磁
性合金膜である。高温熱処理前の（ａ）は　窒素（Ｎ）
が多量に含まれている窒化層と、窒素の含有が少なくて
Ｓｉが多量に含まれている非窒化層より構成されている
。これに対して高温熱処理後の（ｂ）でｆ飄　Ｓｉの含
有量が非窒化層中よりも窒化層中で多くなり、Ｆｅの含
有量が窒化層中よりも非窒化層中で多くなる。この点は
Ｓｉ等の半金属元素がＦｅよりも窒素と結合しやすいた
めに生じる特殊な拡散現象であると考えられる。この場
合、金属元素であるＮｂに関しては高温熱処理後の組成
変調は明確でな（Ｘｏシかしながら、Ｆｅ−Ｎｂ−３ｉ
の３元系合金をスパッタ時のターゲットに用いた場合Ｌ
　高温熱処理により窒素と半金属元素の含有量が多い窒
化層と、窒素と半金属元素の含有量が少ない非窒化層よ
りなる膜構造が構成され　良好な軟質磁気特性を示すの
である。また　この場合、Ｓｉの代わりに性質がＳｉと
類似しているＣを用いても同様な効果が得られる。

（第３実施例） 本発明の第３実施例として本発明の製造方法を用いて本
発明の軟磁性合金膜を第３表に示す組成により作成しへ
　ただし組成変調波長λは２０ｎｍである。第３実施例
における組成変調窒化合金膜はすべて耐蝕性および耐摩
耗性に優れたものでありｔラ　　まＬ　この時得られた
第４実施例の磁気特性を第３表にまとめて示す。

（以下余白） 第３表 第３表に示されるようζ；　　本発明の第３実施例にお
ける窒化組成変調膜１２〜２２（ヨ　　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。

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　実施例２１〜２３に示されるようにＦｅ
が主成分であれｆｉＦｅの一部をＣｏもしくはＮ１等と
置換しても良し）。以上第３実施例に示したようへ　本
発明の軟磁性合金風即ちＦ　、ｅ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。ま
た第３実施例の組成変調窒化膜（戴　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時時
間上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３実施例における軟磁性合
金風　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
も耐蝕帳　耐摩耗性に優たちのである。

（第４実施例） 第４実施例としてＦ　ｅｅｓＮ　ｂｓＳ　ｉ　２Ｂｓ（
原子％）なる組成の合金ターゲットを用し＼　本発明の
軟磁性合金膜の製造方法により、本発明の軟磁性合金膜
を作成しｔ島　　以下に第４実施例を説明する。

上記の合金ターゲットを用吹　スパッタ時のＡｒガス中
にＰｎ＝　０〜２０（％）の窒素ガス分圧比で窒素ガス
を周期的に混合し　−層当たりｌｏｎｍの窒化層と一層
当たり１０ｎｍの非窒化層が膜厚方向に周期的に積層さ
れた組成変調窒化合金膜を形成しｋ　各種組成変調窒化
合金膜の膜厚は１〜３μｍである。

以上の合金膜に固定磁界中熱処理を行つ九　第６図は窒
素ガス分圧比Ｐｎと５００℃、１時間の高温熱処理後に
得られた合金膜の保磁力Ｈｅおよび初透磁率μｉとの関
係を示ｌ−第７図は窒素ガス分圧比Ｐｎと５００℃、１
時間の高温熱処理後に得られた合金膜の飽和磁化４πＭ
ｓの関係を示す。第６図および第７図より、第４実施例
の軟磁性合金膜Ｌｔ、、　　Ｐｎ＝５〜１５（％）の範
囲で良好な軟質磁気特性と極めて高い飽和磁化を有して
いることがわかる。またＰｎ＝５〜１５（％）の軟磁性
合金膜における初透磁率は１０００〜３０００という良
好なものである。

一方、第８図は５００℃、５５０℃および６００℃で１
時間の高温熱処理を施した後の軟磁性合金膜の飽和磁歪
定数λＳと窒素ガス分圧比Ｐｎの関係を示す。ただし第
８図の飽和磁歪定数λＳ（ヨ　　簡易的に曲げ応力印加
による異方性磁界の変化により求めており、ヤング率を
１５０　Ｍ　Ｐａと仮定したものである。第４実施例の
軟磁性合金膜は熱処理温度によって磁歪定数の値が変わ
るカミ５００〜６００℃の高温熱処理後にＰｎ＝５〜１
５（％）付近で極めて低い飽和磁歪定数を示し　無磁歪
もしくはそれに近いものである。

一般にスパッタ法を用いると合金ターゲットと得られる
合金膜の組成はずれを生じる場合が多い。

上記の合金膜においてもＰｎ＝　Ｏ（％）の単層合金膜
はＦｅｅｅ、５Ｎｂａ、５Ｓｉ２Ｂｖとなり、合金ター
ゲット中よりも合金膜中のＦｅ量が多くなる。本発明の
軟磁性合金膜中にはこれに窒素が含有されるためＦｅ−
Ｎｂ５ｉ−Ｂ等の組成比は低下する。例え（戯　特に磁
気特性に優れたＰｎ＝　７．５（％）の軟磁性合金膜で
はおよそＦ　ｅ　？ｌｌＮ　ｔｚｓ　ｉ　２ＢｌｌＮ　
ＩＱとなッテイル。しカＬ、。

これを本発明の他の実施例等と比較すると、極めて高い
飽和磁化と極めて低い磁歪を兼ね備えた軟磁性合金膜ｉ
＆Ｆｅが多く含有され　金属元素や半金ｊ冊元累の含有
量が少ない合金ターゲットを用いて、第８図に示すよう
な適当な窒素ガス分圧比により達成されるのである。

以上のようにＦｅを比較的多く含有する第４実施例の軟
磁性合金膜は１５　ｋＧａｕｓｓ以上の極めて高い飽和
磁化を有しつつ、良好な軟質磁気特性と極めて低い磁歪
を有１でいる。

（第５実施例） 本発明の第５実施例として本発明の製造方法を用いて作
成した軟磁性合金膜の磁気特性を第４表に示す。ただし
組成変調窒化合金膜を形成する際は組成変調波長を２０
ｎｍ、　　窒素ガス分圧比を５〜２０（％）とじ九　ま
た高温熱処理は４０００ｅの磁界中で、熱処理温度が４
００〜６５０℃の範囲で行なわれている。

第４表 第４表に示されるように　本発明の製造方法を用いて作
成した軟磁性合金膜の実施例２４〜３１はすべて高飽和
磁化と低保磁力を示す。第４表中の実施例３１はＣＯが
含有されている力＜、Ｆｅを主成分としていればその一
部をＣｏやＮｉなどと置換した組成であっても良好な軟
質磁気特性が得られる。

膜構造においてＬ　第１表中の実施例１〜８（友窒素と
半金属元素の含有量が多い窒化層と、窒素と半金属元素
の含有量が少ない非窒化層よりなる膜構造を有ＬＦｅ系
の微結晶粒を含有する構造となっていた 以上のように本発明の軟磁性合金膜の製造方法を用いて
作成された軟磁性合金膜（よ　幅広い組成範囲で良好な
軟質磁気特性と高飽和磁化を示す。

発明の効果 本発明による軟磁性合金膜（訳　低保磁九　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
用軟磁性合金膜き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皿　第２皿　第６＠　第７図および第８図は本発明
の軟磁性合金膜の磁気特性を示すグラフ、第３＠　第４
図および第５図は本発明の軟磁性合金膜の膜構造を示す
図である。 代理人の氏名　弁理士　粟野重孝　はか１名第１図 ｆＯＯυ０３θＤ　　　ＩＫＩＯＳ００　　６θθ　　
７ρρ熱迅哩２芝度　万九九ζ０す ２Ｐ；２ 図 試ｄ叫Ａ７叉 Ｔｅｍｐ　　（１） ４４図 ２θ （ｃＬｅ２） ２θ （ｃＬＬ７） Ｚθ （む）ノ 第 図 スノずツターーｑ−（％ＬＭ−９ スハ゛ツター吟間（９ノ スハ１ツター吟間（１〈 第 図 スノマソクー時間 （ｍｂｗリ スノ＼°ツター１ｆｆ聞（−切 萬 図 望幸方ス分圧−比 ｆｔｔ（３） 第７図 窒ン紫力′ス分圧比 −ｒＬ （えっ

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. （１）膜厚方向に少なくとも窒素の組成が変調されてお
   り、膜中の平均組成が式 ＭａＴｂＸｃＮｄ で示され前記式においてＭはＦｅを主成分としてＦｅ，
   Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉよりなる群
   から選択された金属、ＴはＮｂ，Ｔａ，Ｚｒよりなる群
   から一種類以上選択された金属、ＸはＢ，Ｓｉ，Ｃより
   なる群から一種類以上選択された半金属、Ｎは窒素であ
   って、ａ，ｂ，ｃ，ｄは原子％を表し、それぞれ ６０≦ａ≦９０、１≦ｂ≦１５、２≦ｃ≦２５、１≦ｄ
   ≦２５、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＝１００ であることを特徴とする軟磁性合金膜。
2. （２）膜厚方向の組成変調波長が５０ｎｍ以下である事
   を特徴とする特許請求の範囲第１項記載の軟磁性合金膜
   。
3. （３）スパッタ法による軟磁性合金膜の形成時に、式 Ｍａ’Ｔｂ’Ｘｃ’ （ただしＭはＦｅを主成分としてＦｅ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆ
   ｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉよりなる群から選択された
   金属、ＴはＮｂ，Ｔａ，Ｚｒよりなる群から一種類以上
   選択された金属、ＸはＢ，Ｓｉ，Ｃよりなる群より一種
   類以上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７０≦ａ’≦９５、１≦ｂ’≦
   １５、３≦ｃ’≦２５、ａ’＋ｂ’＋ｃ’＝１００であ
   る。）で示される合金をターゲットとして用い、アルゴ
   ン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、膜厚方向に少なく
   とも窒素の組成が変調された組成変調窒化合金膜を形成
   し、前記組成変調窒化合金膜に高温熱処理を施して特許
   請求の範囲第１項および第２項に示す軟磁性合金膜を形
   成する軟磁性合金膜の製造方法。
4. （４）膜厚方向に少なくとも窒素の組成が変調されてお
   り、膜中の平均組成が式 Ｍａ”Ｔｂ”Ｘｃ”Ｎｄ” で示され、前記式においてＭはＦｅを主成分としてＦｅ
   ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉよりなる
   群から選択された金属、ＴはＮｂ，Ｔａ，Ｚｒよりなる
   群から一種類以上選択された金属、ＸはＢ，Ｓｉ，Ｃよ
   りなる群から一種類以上選択された半金属、Ｎは窒素で
   あって、ａ”，ｂ”，ｃ”，ｄ”は原子％を表し、それ
   ぞれ ６５≦ａ”≦９０、１≦ｂ”≦１０、２≦ｃ”≦１３、
   ５≦ｄ”≦２０、ａ”＋ｂ”＋ｃ”＋ｄ”＝１００ であることを特徴とする軟磁性合金膜。
5. （５）膜厚方向の組成変調波長が４０ｎｍ以下である事
   を特徴とする特許請求の範囲第４項記載の軟磁性合金膜
   。
6. （６）スパッタ法による軟磁性合金膜の形成時に、式 Ｍａ＾　Ｔｂ＾　Ｘｃ＾ （ただしＭはＦｅを主成分としてＦｅ，Ｆｅ−Ｃｏ，Ｆ
   ｅ−Ｎｉ，Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｉよりなる群から選択された
   金属、ＴはＮｂ，Ｔａ，Ｚｒよりなる群から一種類以上
   選択された金属、ＸはＢ，Ｓｉ，Ｃよりなる群から一種
   類以上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８０≦ａ＾≦９５、１≦ｂ＾≦
   １２、３≦ｃ＾≦１５、ａ＾＋ｂ＾＋ｃ＾＝１００であ
   る。）で示される合金をターゲットとして用い、アルゴ
   ン等の不活性スパッタガス中に周期的に窒素ガスを次式 ５（％）≦Ｐｎ≦１５（％） （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、膜厚方向に少なく
   とも窒素の組成が変調された組成変調窒化合金膜を形成
   し、前記組成変調窒化合金膜に５００℃以上の高温熱処
   理を施して特許請求の範囲第４項および第５項に示す軟
   磁性合金膜を得る軟磁性合金膜の製造方法。