JPH02275605A - 軟磁性薄膜 - 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、高飽和磁束密度と高周波透磁率を持ち、高密
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。

〔発明の背景〕

例えばオーディオテープレコーダやＶＴＲ（ビデオテー
プレコーダ）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等ノ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１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。

〔従来の技術及び発明が解決しようとする課題〕ところ
で、このような所定の保磁力を有する磁気記録媒体の特
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。

従来は、センダスト合金（Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｊｊ。

Ｂ　ｓ　ｚ　ｌ０ＫＧ）や、Ｃｏ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ｌ０ＫＧ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。

その他の軟磁性材料としては窒化鉄があり。

般に、窒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聞届があった。

特開昭８３−２９９２１９号公報には、このような問題
点を改良せんとした次の軟磁性薄膜が記載されている。

ｒＦｅｘ　Ｎｙ　Ａｚ　　（ただしｒ　ｘ＋　　Ｙｒ　
　Ｚは各々組成比を原子％として表し、ＡはＳＬ、Ａｊ
２゜Ｔａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｒ。

Ｍｎ、Ｚ　ｒ、Ｎｂ、Ｔ　ｔ、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≦２≦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
８３−２９９２１９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。

さらに−軸異方性を有していないため高周波における透
磁率を高くすることができないという欠点がある。

また、製膜条件にもよるが、一般的に結晶質材料は、膜
を付着する過程でセルフシャドウィング効果によって柱
状晶になり易く１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ィング効果は、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。

本発明は、上記従来技術の問題点を改良した軟磁性薄膜
の提供を目的とする。

〔課題を解決するための手段〕

本発明によれば次の軟磁性薄膜により上記目的を達成す
ることができる。

Ｆｅ３　Ｂ、、Ｎｃ　（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 ｏ＜ｂ≦２０ ０＜Ｃ≦２２ の範囲（但し、ｂ≦　７．５かっＣ６０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。

好ましくは、前記組成範囲は ６９≦ａ≦９３ ２≦ｂ≦１５ ５＜ｃ≦２２ の範囲である。この組成範囲を点Ｑ、に、Ｌ。

Ｕ、Ｍにより第１図に示す。

また好ましくは、Ｆｅｚ　Ｂ１．Ｎに　　（但し１ａｌ
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
記王者の三成分組成座標系（Ｆ　ｅ。

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　（８９，９，２２） Ｖ　（７Ｂ、　　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、Ｖｌ、：、にり第１図に示す。

結晶粒径は、好ましくは３００Å以下である。

〔好適な実施態様及び作用〕

本発明の軟磁性薄膜は、Ｆｅ及びＮと、特定の添加元素
Ｂ、即ち、Ｚｒ、Ｈｆ、ＴＬ、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）の王者は、前記特定の組成範囲内にある。

前記組成範囲が、０くｂ≦２０かっ、０くｃ≦２２の範
囲（但し、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＜ｏ、ｓ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。

前記添加元素Ｂが２ｅ以下％を越えるか、又は。

Ｎが２２原子％を越える場合には、良好な軟磁性が得ら
れない。

前記組成範囲が、６９≦ａ≦９３かつ２≦ｂ≦１５かつ
５＜ｃ≦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。

また、好ましくは、前記組成は、前記王者の三成分組成
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１．５０ｅ以下（さらには１０ｅ以下）を示す
組成範囲である。

前記添加元素ＢがＺｒである場合、軟磁性薄膜の好まし
い組成範囲は。

Ｆ　ｅｄ　　（Ｚ　ｒｅ　Ｎ、−ｅ）　＋ｏｏ−ｄ７７
≦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、はぼ次のとおりである。

Ｗ　（８８，３，６，８，４） Ｘ　（８８，４，５＆　、　　７．４４　）Ｙ　　（７
７、８，７４、１４，２６）Ｚ　　（７７、６，９，１
８，１） 即ち、この範囲では、Ｆｅを７７〜８８原子％含み、か
つ、Ｚｒの含有率ｂ（原子％）とＮの含有率Ｃ（原子９
６）の比ｃ　／　ｂがおよそ１．８３〜２．３３となり
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Ｈａ＜５０ｅ）を示す。

前記添加元素は、一種又は二種以上にすることができる
。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３
０原子％）を置き換えることができる。

また、ＦｅはＣｏ、Ｎｉ又はＲｕの一種以上で置き換え
ることができる。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。

本発明の軟磁性薄膜は１例えばＲＦスパッタ法等の気相
析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３５０−８５０℃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。

本発明の軟磁性薄膜を前記の方法により製造する場合、
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。

〔実施例〕

（実施例１） Ｆ　ｅ、６＠−ｙ　Ｚ　ｒ７　　ｃｙ　”　５．０．１
０．０．１５．０（ａｔ％））の組成の合金ターゲット
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０．８
Ｐａ、投入電力２００Ｗの条件で高周波スパッタリング
を行なった。これによらで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Ｈｅの測定は交流ＢＨトレーサー（印加磁界５０
Ｈｚ、　２５０ｅ、ただしＨｅ＞２５の場合は、　９０
０ｅ）による（以下同様）。基板には結晶化ガラス基板
（ＰＥＧ３１３０ＣＨＯＹＡ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　０．６Ｐａ程度と
した。

これらの結果を第１−Ａ表に示す。なお、Ｈｃは容易軸
方向の値で示す。また、一部の軟磁性薄膜については、
　　５　　ＭＨｚ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。

一方、第１−Ｂ図には、スパッタ時の雰囲気中に窒素を
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Ｎα
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。

また、前記実施例の方法により製造した軟磁性薄膜の組
成と保磁力Ｈｅ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含冑量の軟磁性薄膜製造条件
と、保磁力Ｈｃと、飽和磁歪λ、との関係（結晶化ガラ
ス基板を用い５５０℃で熱処理した場合）を第３図に示
す。

Ｘ線回折と電気抵抗率 前記実施例中Ｆ　ｅ　８０．９　Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ１
２．６の組成について未熱処理（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１
３０人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ｔ（、）
’ｅ　３ｉ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。

ビッカース硬度 さらにＦ　ｅ　８０．９　Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ　１２．
８の組成の薄膜について、ビッカース硬度を測定した結
果Ｈｖｗ−１０００（ｋｇ／ｍｄ、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。

ＢＨ凸曲 線記実施例中のいくつかの薄膜の交流ＢＨトレーサーに
よるＢＨ凸曲線第５図に示した。

第５図に示したサンプルは、製膜後１　ｋｏｅの磁界中
、　１０ＴｏｒｒＮ　２雰囲気中において５５０℃、６
０分間熱処理しである。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−軸異方性が誘導
されている。従って、この薄膜の困難軸、方向を磁化方
向とすることによって、　　Ｉ　　ＭＨｚ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１組成によって３〜１８０ｅ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１０　ＭＨｚ以下に
おいて高い透磁率を得たい場合には、Ｈｋ−３〜５０ｅ
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。

ＭＨ凸曲 線６図には、前記実施例１中のＦ’ｅｓｏ、ｅＺｒ６．
、Ｎ１□、６の組成の薄膜についてＶＳＭを用いて測定
したＭ　Ｈ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Ｍ
Ｈ凸曲線示している。（反磁界補正は行なっていない。

ただし、サンプル形状は、φ５　ｍｍ　Ｘｔ　０．６３
μｍ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５０ｍ０ｅ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。

熱処理前の薄膜の４πＭｓは１３．０ＫＧであり熱処理
後よりやや低い。また、垂直異方性（Ｈｋ；４０００ｅ
）をもっており、Ｈｃも高く、軟磁気特性は悪い。

耐食性 前記実施例１中のＦ　ｅ　８０１　Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ
＋２．６の組成の薄膜について耐食性の評価を、水道水
に約−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１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＋　　ＣＯａＬ　４Ｎ　ｂ　
８．。Ｚｒ３，６アモルファス合金膜及びＦｅ−５ｉ合
金（［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、Ｆ
ｅ−５ｉ合金は全面に錆が発生した。以上より２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。

第 −Ａ 表 （以下余白） 第１−Ｂ表 第　　２ 表 （実施例２） Ｆ　ｅ　９２．５　Ｚ　ｒ　７．５の組成の合金ターゲ
・ノドを用い、　　２．５．　５．０．　７．５．１０
．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１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。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃で１時間熱処理して９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。

（比較例２） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
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。

（以下余白） 第　　３ 表 （実施例３） Ｆｅｇ。Ｚ　ｒ　１ｏ　（ａｔ％）の組成のターゲット
を用い、６．０モル％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０．８Ｐ！ｌ、投入電力４０
０Ｗ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、　　ｆｌＴＯ２１面）上にＦ　ｅ７ｓ、
ｓ　Ｚ　ｒ　７゜３Ｎ１８．８非晶質薄膜を形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、２５０℃。

３５０℃、４５０℃、５００℃又は５５０℃で６０分間
。

１２０分間、１８０分間、２４０分間７５４０分間、　
　１１４０分間、　２４００分間又は４８００分間等温
磁界（＜　ｏｏｔｏ　＞方向に１．１ｋＯｅ印加）中で
熱処理して２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。

第８図は、熱処理時間ｔ　［ｍ１ｎｌに対して得られた
Ｆｅ−Ｚｒ−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Ｈａとの関係、及び、（ｂ）熱処理時間ｔ［
ｍ１ｎ］と熱処理温度と異方性磁界Ｈｋとの関係を夫々
示す。

これらより、熱処理温度によるＢＨ特性の変化は、３５
０〜５００℃の範囲と、５００℃を趣える範囲と、３５
０℃未満の範囲の３つの温度域で異なることがわかる。

また、前記Ｆ　ｅ　７５．９　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ１６
．８非晶質薄膜を、２５０℃で４８００分間、３５０℃
で２４０分間、４５０℃で　１８０分間、５００℃で　
１８０分間又は５５０’Ｃ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Ｚ　ｒ　／　Ｆ　ｅ　。

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Ｈｍ　−２５（Ｏｅ））
を第４表に示す。下記各組成はｒ　　Ｆｅ９１．２　　
（Ｚｒ・ＮＸ）８．８但しＸ−Ｎ／Ｚ　ｒテ表現できる
。

第４表によれば、Ｎ／Ｚｒの値は、熱処理温度２５０℃
までの範囲内と、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。

第　　４　　表 Ｘ線回折パターン 前記実施例３で得られたＦｅ−Ｚｒ−Ｎ軟磁性薄膜と、
熱処理前のＦ　ｅ　７５．９　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ１ａ
、ｓ非晶質薄膜（ａｓ　ｄｅｐｏ）のＸ線回折パターン
（線源ＣｕＫａ線４０ｋＶ、　３０ｍＡ、　　λ−１，
５４０５人）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。

ａｓ　ｄｅｐｏの薄膜の場合、典型的なハローパターン
を示しており、非晶質化していることを裏付けている。

主ピークの位置は熱処理温度が高くなるにつれ広角側に
ずれ、５５０℃熱処理で最終的に２θ−４４，８’　と
なりａ　Ｆ　ｅ　（１１０）　ピークと一致しティる。

２５０℃Ｘ　４８００分では２θ−４３，７’となり。

これはＦ　ｅ３Ｚ　ｒ　（４４０）　　ピークと一致し
ている。

３５０℃から　５００℃の熱処理では２θζ４４°であ
り、これはａ　Ｆ　ｅ　（１１０）とＦ　ｅ　ｓ　Ｚ　
ｒ　（４４０）　ピークのほぼ中間の値に対応している
。

主ピークの半値幅から’３ｃｈｅｒｒｅｒの式により求
めた結晶粒サイズは、２５０℃から４５０℃で約１００
大、５００℃×１８０分で約　１２０人、５５０℃Ｘ　
１１４０分で約１７０人（５５０℃×６０分間では約１
３０人（実施例１及び第４図参照））と温度Ｘ時間によ
り連続的に大きくなっている。

５５０℃熱処理の時間と主ピークの位置、結晶粒サイズ
の関係は下記の様になっている。

このことから、５５０℃熱処理では比較的早く微細なα
Ｆｅ相が析出するが２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。

また、５５０℃熱処理では、αＦｅ以外に新たにＦｅ３
　Ｚｒ、ＺｒＮと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。

（実施例４） Ｆ　ｅ　９ｏ　Ｚ　ｒ　ｔｏ　（ａｔ％）の組成のター
ゲットを用い、５．０モル％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０．８Ｐａ、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。

前記基板上に形成した非晶質薄膜（厚さ約０．８μｍ）
の磁化の温度変化（室温の磁化で規格化しである。）を
ＶＳＭ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℃／ｆｆ１Ｉｎで昇温しな
がら行ない、試料Ｂは３４０℃で１２０分間、試料りは
４５０℃で６０分間、試料Ｅは５００°Ｃ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℃／１ｌｉｎ
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α
Ｆｅ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　ｄｅｐ
ｏの非晶質薄膜より高いが、５２０〜５５０°Ｃ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。

実施例３及び実施例４かられかったことを熱処理温度ご
とに述べる。

（ａ）熱処理前（ａｓ　ｄｅｐｏ） 構造的には、非晶質である。軟磁性は得られておらず、
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１８
．８％と多く。

Ｎ／Ｚｒ−２，３となっている。

（ｂ）　２５０℃熱処理 ＢＨ特性はａｓ　ｄｅｐｏよりはやや改善され、Ｈｅが
５〜７０ｅを示していた。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−軸異方性膜（Ｈｃ　−１，４０ｅ）が得られた。

主ピークの位置は、　　Ｆ　ｅ３　Ｚ　ｒ　（４４０）
　ピークに対応している。熱処理後のＮ含有量は、　ａ
ｓ　ｄｅｐｏと変わらない。

（ｃ）３５０〜５００℃熱処理 主ピークは、　　Ｆ　ｅ３　Ｚ　ｒ　（４００）とａ　
Ｆ　ｅ　（１１０）ピークの中間に位置するが、　Ｚ　
ｒ　Ｎ　（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、　Ｈｃ＝　０．７〜０．９０ｅ、　Ｈｋ　−９
〜１２０ｅ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／
Ｚｒｚ２の領域である。

（ｄ）　　５５０℃熱処理 主ピークは、明らかにαＦ　ｅ　（１１０）　　ピーク
に対応しており、新たに、Ｆｅ３　Ｚｒ、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αＦｅの微細結晶（粒径
１００〜２００人程度）とさらに微細なＦｅ３Ｚｒ、Ｚ
ｒＮ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。

Ｈｃは長時間熱処理で低下し約４００分で極小となり、
その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。

熱処理後のＮ含Ｋｍは熱、処理時間に依存し、θσ分熱
処理ではＮ　／　Ｚ　ｒ　ｚ　Ｌ、８．１１４０分熱処
理ではＮ／　Ｚ　ｒ　ｚ　１．１まで低下している。５
５０℃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。

このように、Ｆｅ−Ｚｒ−Ｎ非晶質薄膜を熱処理すると
、熱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。

以上の内容を第１２図に模式的に示した。

（実施例５） Ｆｅｇ。Ｚｒ１゜の組成の合金ターゲットを用い。

６．０モル％の窒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＋　
　Ｆｅ　７８．２２’　？、３Ｎ＋６．５　とＦ’ｅ７
ｓ、ｓＺ　ｒ　７．３　Ｎ＋６．８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０．１５Ｐ
ａ、投入電力１ｋＶで、後者はφ４インチターゲットを
用い全圧０．６Ｐａ、投入電力４００Ｗでスパッタリン
グした。

前記基板上に形成したＦ　ｅ　７６．２　Ｚ　ｒ　７．
３　Ｎ　１６．５非晶質薄膜を５５０℃で６０分間磁界
中熱処理してｒ　　Ｆｅ７７．１１　Ｚｒ　７．６　Ｎ
　１４．６軟磁性薄膜（膜厚は約１４１）を得た。また
、前記基板上に形成したＦ　ｅ　７５．９　Ｚ　ｒ　７
．３　Ｎ　１６．８非晶質薄膜を５５０℃で磁界中熱処
理して２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８０分間の場合には
Ｆ　ｅ　７９．２　Ｚ　ｒ　７．５　Ｎ１３．３であり
、　１１４０分間の場合にはＦ　ｅ　８３．２　Ｚ　ｒ
　ｍ、ｏ　Ｎ　ｓ、ｓ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。

第 表 本発明で特定する組成範囲内のＦｅ−Ｈｆ−Ｎ軟磁性薄
膜（膜厚的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。

（比較例３） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
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。

（以下余白） （実施例６） Ｆ　ｅ＋ａｔｒ−ｙ　Ｈｆ　ｙ　　（ｙ　＝　５．０．
１０．０．１５．０（ａｔ％））の組成の合金ターゲッ
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１種々の組成のＦ　ｅ−Ｈｆ
−Ｎ非晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成した
。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃、　　１．１ｋｏｅの磁界中で１時間熱処理して。

第 表 （実施例７） Ｆ　ｅｗｙｏ−ｙ　Ｔ　ａ　ｙ　　（Ｙ　−５，０，１
０，０，１５，０（ａｔ％））の組成の合金ターゲット
を用い、２，４，６８．１０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１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。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃、　　１．１ｋｏｅ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（膜厚的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。

（比較例４） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
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。

（以下余白） （実施例８） Ｆ　ｅｌｏｏ−ｙ　Ｎｂｙ　　（ｙ−５，０，ＬＯ，０
，１５，０（ａｔ％））の組成の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１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。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を３５０℃又は５５０
℃、　　１．１ｋＯｅ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（膜厚的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。

（比較例５） スパッタ時の雰囲気中に窒素を含有しない以外は前記実
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。

（以下余白） （実施例９） Ｆ　ｅ　ｇＯＺ　ｒ　１ｏ　（ａｔ％）の組成のターケ
ラトラ用い、６．０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、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５ｉ０２膜を製膜
して成る５ｉ０２膜彼覆フエライト基板を用いた。前記
非晶質薄膜は、前記５ｉ０２膜の表面に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、５５０℃。

１時間磁界中（磁界強度１．１ｋＯｅ）で熱処理して、
−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。

Ｆｅ　７７．１＋　Ｚ　ｒ　？、　６　Ｎ　１４．６　
と推定した。

得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ρは７７ｔｌＱ−ｃｍ
であり、ビッカース硬度ＨｖはｌｏｌＯｋｇ　／−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。

（実施例１０） Ｆｅ（、。Ｈｆ、。（ａｔｅ）の組成のターゲットを用
い、４．０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、
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５ｉｎ２膜を製膜して成る
５ｉ０２膜被覆フエライト基板を用いた。前記非晶質薄
膜は、前記５ｉ０２膜の表面に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜の膜厚は４．７μｍで
あった。これを５５０℃、　　１．１　［ｋｅｅｌ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２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＋　　Ｆ　ｅ　７？、
４　Ｈｆ　７．５　Ｎ＋５．＋　　（１時間熱処理）。

及びＦ　ｅ１２．６　Ｈｆ　７．７　Ｎ９．７　　（６
時間熱処理）と推定した。

得られた軟磁性薄膜（６時間熱処理）の電気抵抗率ρは
６０４・口であり、ビッカース硬度Ｈｖは１ｌ１００）
ｃ　／　ｄ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。

また、前記３種の熱処理段階の透磁率（Ｉ　ＭＨｚで）
μＩＭ□及び異方性磁界Ｈｋを第１４−０図に示す。第
１４−０図は、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ薄膜の熱処理時間に対す
る透磁率μＩｌｌ　Ｈｚ及び異方性磁界Ｈｋの変化を示
している。

（実施例１１） Ｆ　ｅ　ｓｓ　Ｔ　８１５　（ａｔｅ）の組成ノターゲ
ットヲ用い、６．０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、Ｆｅ−Ｔａ−Ｎ非晶質薄膜を基板上に形成した
。基板としては、フェライト基板上にＳ　ｉ　０２膜を
製膜して成るＳｉ○２膜被覆フェライト基板を用いた。

前記非晶質薄膜は、前記ＳｉＯ□膜の表面に形成した。

前記基板上に形成した非晶質薄膜を、５５０℃。

１時間磁界（磁界強度１．１ｋｏｅ）中で熱処理して、
−軸磁気異方性を有する軟磁性薄膜（膜厚５．６μｒａ
）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。

Ｆ　ｅ　６９．８　Ｔ　ａ　１１．５　Ｎ　ＩＬ７　と
推定したＯ得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ｐは８８ｔ
！Ｑ−ｃｍであり、ビッカース硬度Ｈｖは１２２０ｋｇ
　／−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１
５−Ｂ図に示す。

〔発明の効果〕

本発明の軟磁性薄膜は、上述の説明からも明らかな様に
、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。

また、電気抵抗率もセンダスト並に高く磁界中熱処理に
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。

本発明の軟磁性薄膜は、製膜時には非晶質合金として形
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。

従って２本発明の軟磁性薄膜を例えば磁気ヘッドのコア
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。

【図面の簡単な説明】

第１図は１本発明の軟磁性薄膜の組成範囲を示す図であ
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λ、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１ノ定結果を示す図である。第５図は１組成の異なる
薄膜の交流ＢＨ凸曲線示す図である。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Ｈｅ及び異方性磁界Ｈｋの関係を示す図であ
る。第９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１Ｏ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１
３−Ａ図、第１４−Ａ図及び第１５−Ａ図は、夫々２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１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凸曲線
示す図であり、Ｂは任意単位である。第１４−０図は。 Ｆ　ｅ−Ｈｆ　−Ｎ非晶質薄膜の熱処理時間に対するＦ
ｅ−Ｈｆ−Ｎ軟磁性薄膜の透磁率μｍ４１　Ｈｚ及び異
方性磁界Ｈｋの変化を示す図である。 第１２図 熱処理時間 ｏｇ 第１３−Ａ図 第１４−０図 熱処理時間 ［時間］ 第１４−Ａ図 周波数 ［ＭＨｚ］ 第１５−Ａ図 第１４−Ｂ図 第１５−Ｂ図 口 手続補正書（刀剣 平成２年３月２２日

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｆｅ＿ａＢ＿ｂＮ＿ｃ（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。
2. （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。
3. （３）Ｆｅ＿ａＢ＿ｂＮ＿ｃ（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。
4. （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。