JPH031513A

JPH031513A - 軟磁性薄膜の製造方法

Info

Publication number: JPH031513A
Application number: JP31060789A
Authority: JP
Inventors: Kanji Nakanishi; 中西　寛次; Osamu Shimizu; 治清水; Satoshi Yoshida; 敏吉田
Original assignee: Fuji Photo Film Co Ltd
Current assignee: Fujifilm Holdings Corp
Priority date: 1989-02-08
Filing date: 1989-12-01
Publication date: 1991-01-08
Anticipated expiration: 2010-05-15
Also published as: JPH0744123B2

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
膜の製造方法に関する。

〔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等の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（Ｆ　ｅ−Ｓ　１−ＡＪ。

Ｂ　ｓ　＝　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
。しかしながら、この軟磁性薄膜は、ガラスボンディン
グ等の際の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問題があった。

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。

ｒＦｅｘＮｙ　Ａｚ　　（ただし、ｘ、ｙ、ｚは各々組
成比を原子％として表し、ＡはＳｉ、Ａ、ｇ。

Ｔａ、Ｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｃｒ。

Ｍｎ、　Ｚ　ｒ、　Ｎｂ、　Ｔ　ｉ、　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≦５．００．５≦２≦７．５ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００であることを特徴とする軟磁性薄膜。」前記軟磁性薄膜
は、前記Ａで表わされた元素と鉄との合金を調製し、該
合金をターゲットとして窒素を含む雰囲気中でのスパッ
タリングにより形成される。アルカリ土類金属等の鉄と
固溶しない金属については、そのチップを作成し該チッ
プを鉄ターゲツト上に置いてスパッタリングを行なう。

しかし、特開昭８３−２９９２１９号公報に記載の方法
で製造された軟磁性薄膜もまた加熱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９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
の製造方法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の製造方法により上記目
的を達成することができる。

ｐ’ｅ２　Ｂｂ　ＮＯ（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≦２０Ｑ＜ｃ≦２２の範囲（但し、ｂ≦　７．５且つＣ５０を除く）である
非晶質合金膜を形成し、前記非晶質合金膜を熱処理によ
って結晶化させることを特徴とする軟磁性薄膜の製造方
法。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、前記非晶質合金膜の組成範囲は６９≦　ａ
　≦９３２　≦　ｂ　≦１５５．５＜　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。

より好ましくは、前記非晶質合金膜の組成範囲は、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　　（９２，５，２，５，５）Ｒ（８７，７，５，５，５）Ｓ　　（７３，１２，１５）Ｔ　　（６９，１２，１９）Ｕ　　（８９，９，２２）Ｖ　　（７１３，５，１９）の７点を結ぶ線分で囲まれた範囲である。この組成範囲
を点Ｐ、Ｑ、Ｒ，Ｓ、Ｔ、Ｕ、Ｖｌ：より第１図に示す
。

さらに好ましくは、前記熱処理を磁界中で行ない，一軸
異方性を有する軟磁性薄膜を得る。

前記結晶の粒径は、好ましくは３００Å以下である。

前記特定組成の非晶質合金膜は１段差のある下地に形成
された場合のステップカバレッジは良好であるが、良好
な軟磁性特性を示さなかった。ところが、前記非晶質合
金膜を熱処理して結晶化させることにより、良好な軟磁
性を有する薄膜が得られるということ、さらに、前記熱
処理を磁界中において行なうと一軸異方性を有する軟磁
性薄膜が得られるということを本願発明者は見い出し。

本発明を完成するに至った。

〔好適な実施態様及び作用〕

本発明における非晶質合金膜は、Ｆｅ及びＮと、特定の
添加元素Ｂ、即ち、Ｚｒ、Ｈｆ。

Ｔｉ、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）の三者は、前記特定の組成範囲内に
ある。

前記組成範囲が、ｏ＜ｂ≦２０かつ、０くＣ≦２２の範
囲（但し、ｂ≦　７．５かつＣ５０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＜０．５又はｃ＜０．５の場合にはその存在による効
果が熱処理によって明瞭でないことがあるからである。

前記添加元素Ｂが２０原子％を越えるか、又は。

Ｎが２２原子％を越える場合には、熱処理によって良好
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
５．５＜　ｃ≦２２の場合は、熱処理によって、より良
好な軟磁性を示す。

より好ましくは、前記非晶質合金膜の組成は。

前記三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。

■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、熱処理によって保磁力の小さい軟磁性薄膜を得
ることができるので、得られた軟磁性薄膜は特に磁気ヘ
ッドのコア材料等に好適である。最も好ましい範囲は、
保磁力が１　、５０ｅ以下（さらには１０ｅ以下）を示
す軟磁性薄膜を得ることができる組成範囲である。

前記添加元素ＢがＺｒである場合、非晶質合金膜の好ま
しい組成範囲は。

Ｆ　ｅ４　　（Ｚ　ｒｅ　Ｎ、−ｅ）　１ｏａ−ｄ７７
≦ｄ≦８８０．３≦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　　（８８，３，８，８，４）Ｘ　　（８８，４，５Ｂ、　　７．４４）Ｙ　　（７７
、８，７４，１４，２８）Ｚ　　（７７、６，９，１６
，１）即ち、この範囲では、Ｆｅを７７〜８８原子％含み、か
つ、非晶質合金膜中のＺｒの含を率ｂ（原子％）とＮの
含有率Ｃ（原子％）の比ｃ　／　ｂがおよそ１．６３〜
２．３８となっている。この組成範囲の非晶質合金膜を
用いれば２本発明の製造方法により良好な軟磁性を示す
薄膜（例えば、保磁力Ｈｃ＜５０ｅ）を得ることができ
る。

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。例えば非晶質合金膜を構成するＦｅの
うちの３０原子％程度まで置き換えることができる。

本発明における前記特定組成の非晶質合金膜は９例えば
ＲＦスパッタ法等の気相折着法により得ることができる
。この非晶質合金膜を、その結晶化温度以上かつ前記特
定組成の軟磁性薄膜のキュリー温度以下で熱処理し前記
非晶質合金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、３５０〜８５０℃で熱処理
する。

より好ましくは、前記熱処理を磁界中において行ない，
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。前記磁界は、
好ましくは、前記非晶質薄膜の反磁界よりも充分大きな
磁界とする。

本発明の製造方法により軟磁性薄膜を基板上に形成する
場合は、形成される基板の種類により製造後の軟磁性薄
膜の緒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、＠−ｙ　Ｚ　ｒ７　　（ｙ　−５，０，１０，
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０．８Ｐａ
、投入電力２００Ｗの条件で高周波スパッタリングを行
ない種々の組成の非晶質合金薄膜を得た。これらの各薄
膜を磁界中で熱処理し、軟磁性薄膜を得て、それらの飽
和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを測定した。

ＢｓおよびＨｃの測定は交流ＢＨ）レーサー（印加磁界
５０Ｈｚ、　２５０ｅ、ただしＨａ＞２５の場合は、９
００ｅ）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　０．６ｇ１１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ＢＩＩＩ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表には、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１の方法により製造した軟磁性薄膜の
組成と保磁力Ｈａ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含有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　ｇＯｏｇ　Ｚ　ｒ　６．５　Ｎ１
２，６　ｔ７）組成ニついて未熱処理（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１３０人であることがわかった。なお、　ａ、ｓ　ｄ
ｅβ０の薄膜及び２５０°Ｃ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°Ｃ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Ｚ
ｒ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高＜、Ｆ
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　１１０，９　Ｚ　ｒ　５．　、Ｎ　１２
．ａの組成の薄膜について、ビッカース硬度を測定した
結果Ｈｖｍ１０００　（ｋｇ／＋ｊ、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（Ｈ
ｖ−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１の方法と同様に製造されたいくつかの薄膜
の交流ＢＨ）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１ｋＯｅの磁界中、
　１０ＴｏｒｒＮ　２雰囲気中においテ５５０℃、６０
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Ｈ
ｋは９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’ｅａｏ、５Ｚｒ６，
５Ｎ１□、６の組成の薄膜についてＶＳＭを用いて測定
したＭＨ凸曲線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　ｍｕ　Ｘｔ　Ｏ，８３
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４ＬＭｓ−
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４ＬＭｓは１３．０ＫＧであり熱処理
後よりやや低い。また、垂直異方性（Ｈｋ：＝４０００
ｅ）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により製造されたＦｅ８０．９Ｚｒ６，５
Ｎ１□、６の組成の軟磁性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２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ｒ　ＣＯ８Ｌ４　Ｎ　ｂ８．ＯＺｒ３．Ｓ
アモルファス合金膜及びＦｅ−５ｔ合金（電磁鋼板）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。

Ｆｅ−５Ｌ合金は鏡面に錆が発生した。以上より１本発
明の方法により製造された合金薄膜は耐食性にも優れて
いることが解った。

（比較例２）Ｆｅｇｌ、２２　ｒ　３．９　Ｎ４．９の非晶質合金膜
を形成しｒ　　１　ｋｏｅの磁界中３５０℃及び５５０
℃で１時間熱処理を行なった。前記非晶質合金膜（ａｓ
　ｄｅｐｏ）　。

これを３５０℃で熱処理した膜、及び５５０℃で熱処理
した膜の交流ＢＨ）レーサーによるＢＨ凸曲線、夫々第
７図の（ａ）〜（Ｃ）に示す。未熟処理の非晶質合金膜
（ａｓ　ｄｅｐｏ）は、軟磁性を有していない（ａ）。

これを３５０℃で熱処理した膜は，一軸異方性を示す（
ｂ）。しかし、５５０℃で熱処理した膜は、その特性が
悪くなっている（Ｃ）。

磁気ヘッド製造時に、溶融ガラスによる溶着（ガラスボ
ンディング）が行なわれることがあり２通常５５０℃程
度に加熱して行なわれる。上記組成範囲の膜を用いた場
合、このガラスボンディング時の加熱により、最終的に
得られた磁気ヘッドにおいて良好な軟磁性を示さない。

即ち、前記組成範囲の場合には、熱的に不安定な軟磁性
薄膜しか得ることができない。

（以下余白）第 −Ａ表第第 −Ｂ表表（実施例２）Ｆｅｇ２，５Ｚｒ７１．の組成の合金ターゲットを用い
、　　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２種々の組成のＦ
ｅ−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　’Ｃ又は５
５０℃で１時間熱処理して、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）Ｆ　ｅ　ｓｏ　Ｚ　ｒ　１ｏ　（ａｔｅ）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育
アルゴンガス雰囲気中でガス圧力０．８Ｐａ、投入電力
４００Ｗ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、　　＋ＩＴＯ２１面）上にＦ　ｅ　
７５．９　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ１６．８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
。

１２１１１分間、　　１１ｉ０分間、２４０分間、５４
０分間、　　１１４０分間、　２４００分間又は４８０
０分間等温磁界（＜　００１０＞方向に１．１ｋＯｅ印
加）中で熱処理して、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　−２
５（０ｅ））、保磁力Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋを第８図
に示す。

第９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１０図は、（ａ）熱処理時間ｔ　［ｍ１ｎｌと熱処理
温度と保磁力Ｈｅとの関係、及び、（ｂ）熱処理時間ｔ
［１ｎ］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
０〜５１）０℃の範囲と、５００℃を越える範囲と、３
５０℃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　Ｎ　１
６．１１非晶質薄膜を、２５０℃で４８００分間、３５
０℃で２４０分間、４５０℃で　１８０分間、５００℃
で　１８０分間又は５５０℃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（ａｔｅ）、軟
磁性薄膜のＺｒ含有率（ａｔｅ）とＦｅ含有率（ａｔｅ
）との比Ｚ　ｒ　／　Ｆ　ｅ　。

Ｎ含有率（ａｔｅ）とＺｒ含有率（ａｔｅ）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、Ｆ　ｅ＊＋、２　
（Ｚ　ｒ・ＮＸ　）　ｓ１但しｘ＝Ｎ／Ｚｒで表現でき
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　Ｎ　１
６．１１非晶質薄膜（ａｓ　ｄｅｐｏ）のＸ線回折パタ
ーン（線源ＣｕＫａ線４０ｋＶ、　３０＋ｎＡ、　　λ
−Ｌ、５４０５人）を第１１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２０−４４．８”　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　ｅ３　　Ｚ　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　３Ｚ　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５ｃｈｅｒｒｅｒの式により求め
た結晶粒サイズは、２５０℃から４５０℃で約１００人
、５００℃×１８０分で約　１２０人、５５０℃Ｘ　１
１４０分で約１７０人（５５０°ｃ　Ｘ　６０分間では
約１３０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　ｓｏ　Ｚ　ｒ　１ｏ　（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０．６Ｐａ、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０，６−）の
磁化の温度変化（室温の磁化で規格化しである。）をＶ
ＳＭにより測定した。その結果を第１２図に示す。測定
は、室温から開始して約３’Ｃ／ｗｉｎで昇温しながら
行ない、試料Ｂは３４０℃で１２０分間、試料りは４５
０℃で６０分間、試料Ｅは５００℃で６０分間、試料Ｇ
は５２０℃で１８０分間、試料Ｆは　５５０℃で　１２
０分間保持した。その後今度は、−３℃／ｆｆ１ｉｎで
室温まで降温しながら測定した。第１２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℃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ＩＢ
、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、　Ｈｃ
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Ｘ温度が大きくなるにつれＨ
ｋ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）ピニクに対
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１０
０〜２００人程度）とさらに微細なＦｅｚＺ；・、Ｚｒ
Ｎ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のキュリ温度７γＯ℃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分でほぼ等方向になる。

熱処理後のＮ含有量は熱処理時間に依存し、６０分熱処
理ではＮ／　Ｚ　ｒ　ｚ　１．８．１１４０分熱処理で
はＮ／Ｚｒ；１．１まで低下している。５５０℃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１３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ゲス雰
囲気中で高周波スパッタリングを行なうことにより、　
　Ｆ　ｅＶＬ２　Ｚ　ｒ　７．３　Ｎ１６．５とＦｅ７
５．９Ｚ　ｒ　７，３　Ｎ　１６．１の２踵の組成の非
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０．１５
Ｐａ、投入電力１ｋＷ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　７Ｂ、２　Ｚ　ｒ　７．
３　Ｎ１６．５非晶質薄膜を５５０℃で８０分間磁界中
熱処理してｒ　　Ｆｅ７７、Ｂ　Ｚｒ７．６　Ｎ１４．
６軟磁性薄膜（膜厚は約１μｍ）を得た。また、前記基
板上に形成したＦ　ｅ　７５．ｇ　Ｚ　ｒ　７，３　Ｎ
　＋６，１１非晶質薄膜を５５０℃で磁界中熱処理して
、軟磁性薄膜を得た。軟磁性薄膜の組成は、熱処理時間
が６０分間の場合にはＦ　ｅ　７９．２　Ｚ　ｒ　７．
５　Ｎ＋３．３であり、　１１４０分間の場合にはＦ　
ｅ　Ｈ，２Ｚ　ｒ　Ｂ、６　Ｎ　Ｂ、Ｂ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　　５　　表飽和磁束密度Ｂｓ、保磁力Ｈｃを第６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＋ａａ−ｙ　Ｈｆ　ｙ　　（Ｙ　＝　　５．０．
１０．０．１５．（１（ａｔＸ））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５種々の組成のＦｅ−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。

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。

（実施例７）Ｆ　ｅ＋ｌ、Ｏ−ｙ　Ｔ　ａｙ　　（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、ＩＯ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−Ｔ　
ａ−Ｎ非晶質薄膜をサファイア基板（Ｒ面）上に形成し
た。

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Ｈｅも第７表に示す。

（以下余白）（実施例８）Ｆ　ｅｍｏ−ｙ　　Ｎ　ｂｙ　　（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２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’Ｃ又は５５
０℃、　　１．１ｋＯｅの磁界中で１時間熱処理して。

Ｆｅ−Ｎｂ−Ｎ軟磁性薄膜（膜厚的１−）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Ｈｅを第８表に示す。

（比較例６）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Ｈａも第８表に示す。

（以下余白）第　　８表（実施例９）Ｆ　ｅ　９ｏ　Ｚ　ｒ　１ｏ　（ａｔｅ）の組成ノター
ケットヲ用い、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−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°Ｃ２１時
間磁界中（磁界強度１．１ｋＯｅ）で熱処理して，一軸
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。

Ｆ　ｅ　７？、ａ　Ｚ　ｒ　７．６　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７７４・口であり
、ビッカース硬度Ｈｖは１０１０１（１／　ａｔ？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。

（実施例１０）Ｆ　ｅ　９０　Ｈｆ　ｓｏ　（ａｔｅ）の組成のターゲ
ラトラ用い、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−Ｉｆ−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ＳｉＯ□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の膜厚は４．７μｍで
あった。これを５５０℃、　　１．１［ｋＯｅ］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
の軟磁性薄膜のうちの２種の組成は、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　７７．４　Ｈｆ　７．５　Ｎ＋ｓ、＋　　（１時
間熱処理）、及びＦ　ｅ　８２，８　Ｈｆ　７．７　Ｎ
　ｓ、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ｐは
６０ｔ！Ｑ−国であり、ビッカース硬度Ｈｖは１１００
ｋｇ／−であった。この軟磁性薄膜（６時間熱処理）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１５−Ｂ図に示す。

また、前記３種の熱処理段階の透磁率（Ｉ　ＭＨｚで）
μ７．□及び異方性磁界Ｈｋを第１５−０図に示す。第
１５−０図は、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ薄膜の熱処理時間に対す
る透磁率μ！、８及び異方性磁界Ｈｋの変化を示してい
る。

（実施例１１）Ｆ　ｅ　ｇ５　Ｔ　ａ　１５　（ａｔｅ）の組成のター
ゲットを用い、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５ｉ０２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ＳｉＯ□膜の表面に形成した。

前−２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，
一軸磁気異方性を有する軟磁性薄膜（膜厚５．６μｌ）
を得た。得られた軟磁性薄膜の組成は。

Ｆ　ｅ　６９．８　Ｔ　ａ　１１．５　Ｎ　１８．７　
と推定した。

得られた軟磁性薄膜の電気抵抗率ρは８ＢｔｌＱ−Ｃｍ
であり、ビッカース硬度Ｈｖは１２２０）ｃｇ　／−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１８−Ａ図に示し、Ｂ−Ｈカーブを第１８−Ｂ図
に示す。

〔発明の効果〕

本発明の製造方法により製造された軟磁性薄膜は、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の製造方法は、非晶質合金膜として
形成し熱処理によって後から微結晶化させるので１例え
ば磁気ヘッドを製造する際の様に下地に段差がある場合
でも、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１本発明により製造された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本発明における非晶質合金膜の組成範囲を示
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λＳ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線回折測定結果を示す図である。第５図は２０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、比較例２の薄膜の交流ＢＨ凸曲
線示す図である。第８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９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Ｈｃ及び異方性磁界Ｈｋの関係を示す図であ
゛る。第１Ｏ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１１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、１２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１３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
４−Ａ図、第１５−Ａ図及び第１８−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１４−Ｂ図、第１５−Ｂ図及び第１６−
Ｂ図は、夫々。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１５−Ｃ図は、Ｆｅ−Ｈｆ−Ｎ
非晶質薄膜の熱処理時間に対するＦｅ−Ｈｆ−Ｎ軟磁性
薄膜の透磁率μｍ１□及び異方性磁界Ｈｋの変化を示す
図である。

Claims

【特許請求の範囲】（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≦２００＜ｃ≦２２の範囲（但し，ｂ≦７．５且つｃ≦５を除く）である非
晶質合金膜を形成し，前記非晶質合金膜を熱処理によっ
て結晶化させることを特徴とする軟磁性薄膜の製造方法
。（２）前記非晶質合金膜の組成範囲は６９≦ａ≦９３２≦ｂ≦１５５．５＜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
膜の製造方法。（３）前記非晶質合金膜の組成範囲は，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（９２．５，２，５．５）Ｒ（８７，７．５，５．５）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
る請求項１記載の軟磁性薄膜の製造方法。（４）前記熱処理を磁界中において行ない，一軸異方性
を有する軟磁性薄膜を得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の製造方法。（５）結晶粒径が３００Å以下になるように結晶化させ
ることを特徴とする請求項１〜４の一に記載の軟磁性薄
膜の製造方法。