JPH0320444A - 軟磁性合金膜 - 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］ この発明は、磁気ヘッド等に適した軟磁性合金膜に関す
る。

［従来の技術］ 磁気記録の分野においては、記録密度を高めるために磁
気テープ等の記録媒体の高保磁力化が推進されているが
、それに対応する磁気ヘッドの材料として飽和磁束密度
（Ｂ　ｓ）の高いものが要求されている。

従来の高飽和磁束密度の軟磁性材料（膜）として、Ｆｅ
−Ｓｉ−Ａ１合金（センダスト）が代表的なものである
が、近年、強磁性金属元素であるＣｏを主体とする非晶
質の合金膜が開発されている。

また最近の試みとして、Ｆｅを主成分とする微細結晶か
らなる合金Ｉｌｌ（Ｆｅ−Ｃ，Ｆｅ−Ｓｉ等）により、
Ｆｅの結晶磁気異方性の影響（軟磁性に対する悪影響）
を結晶の微細化により軽減し、高飽和磁束密度でかつ軟
磁気特性の優れた膜を得た例がある。

［発明が解決しようとする課題］ ところで磁気ヘッドを組み込んだ装置は小型化、軽量化
する傾向にあり、移動に伴う振動にさらされたり、悪環
境のもとで使用され゜たりすることが多くなっている。

そこで磁気ヘッドには磁気特性が優秀であって、磁気テ
ープに対する耐摩耗性が優れていることは勿論、温度や
腐食性の雰囲気中での耐用性、すなわち耐環境・性や耐
振動性等が高いことが要求されている。そのためギャッ
プ形威やケースへの組み込み等をガラス溶着で行うこと
が必要となり、磁気ヘッドの素材はヘッドの製造工程に
おけるガラス溶着工程の高瓜に耐え得ろことが必要であ
る。

しかしながら、上記従米の軟磁性合金膜においてセンダ
ストからなるものは、飽和磁束密度が約１００００Ｇ程
度であり、今後一層の高密度化の要求に対しては不充分
である。またＣｏ系のアモルファス合金膜は１３０００
Ｇ以上の高い飽和磁束密度のものも得られているが、従
来のアモルファス合金の飽和磁束密度を高くしようとす
ると、アモルファス形成元素であるＴｉ，Ｚｒ．Ｈｆ，
Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ．Ｗ等の添加量を少なくする必要があ
るが、これらの添加量を少なくすると、アモ・ルファス
構造の安定性が低下し、ガラス溶着に必要な温度（約５
００℃以上）には耐え得ない問題がある。

さらにＦｅを主成分とする微細結晶からなる上記合金膜
（Ｆｅ−Ｃ，Ｆｅ−Ｓｉ等）は、高温で結晶成長を起こ
し、軟磁気特性が劣化する（Ｆｅ−Ｃの場合、４００℃
が最大）ために、やはりガラス溶着に適したものとは言
い難い。

この発明は上記課題を解決し、保磁力が小さく透磁率が
高く、その特性が熱的に安定であるとともに、高い飽和
磁束密度を有する軟磁性合金膜を提供することを目的と
している。

［課題を解決するための手段］ 請求項ｌに記載した発明は上記課題を解決するために、
組成式がＦｅｘＭｚＣｗで示され、ＭはＴ　ｉ．Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上
からなる金属元素またはその混合物であり、組成比Ｘ，
Ｚ，ＩＩは原子％で５０＜ｘ≦９６、２≦２≦３０、０
．５≦智≦２５、ｘ＋ｚ＋ｖｔ＝　１　０　０なる関係
を満足させるとともに、その金属組織が基本的に平均粒
径Ｏ．ＯＳμｍ以下の結晶粒からなり、その一部に元素
Ｍの炭化物の結晶相を含ませたものである。

請求項２に記載した発明は上記課題を解決するために、
請求項１に記載した金属組織を基本的に平均粒径０．０
８μｍ以下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、そ
の一部に元素Ｍの炭化物の結品相を含むようにしたもの
である。

請求項３に記載した発明は上記課題を解決するために、
組成式がＦｅκＭｚＣｗで示され、−ＭはＴ　ｉ，Ｚｒ
，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ．Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以
上からなる金属元素またはその混合物であり、組成比ｘ
，ｚ，ｗは原子％で６５≦ｘ≦８５、４≦２≦２０、６
≦ｗ≦ｌ８、ｘ＋ｚ＋ｗ＝　Ｉ　０　０なる関係を満足
させるとともに、その金属組織が基本的に平均粒径０．
０８μ麟以下の結晶粒からなり、その一部に元素Ｍの炭
化物の結晶相を含ませたものである。

請求項４に記載した発明は上記課題を解決するために、
請求項３に記載した金属組織を基本的に平均粒径０．０
８μｍ以下の結晶校と非晶質組織からなるようにし、そ
の一部に元素Ｍの炭化物の結晶相を含むようにしたもの
である。

請求項５に記載した発明は上記課題を解決するために、
組成式がＰｅｘＴｙＭｚＣｗで示され、ＴはＣｏ，Ｎｉ
のうち１種または２種からなる金属元素またはその混合
物、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ．Ｎｂ，Ｔａ，Ｍ　ｏ　，　
Ｗのうち１種または２種以上からなる金属元素またはそ
の犀合物であり、組成比ｘ，ｙ，ｚ４は原子％で５０≦
ｘ≦９６、０．１≦ｙ≦ＩＯ、２≦Ｚ≦３０、０．５≦
冑≦２５、Ｘ＋ｙ＋Ｚ＋Ｗ＝　Ｉ　Ｏ　Ｏなる関係を満
足させるとともに、その金属組織が基本的に平均粒径０
．０８μｍ以下の結晶粒からなり、その一部に元素Ｍの
炭化物の結晶相を含ませたものである。

請求項６に記載した発明は上記課題を解決するために、
請求項５に記載した金属組織を基本的に平均粒径０，０
８μ鵬以下の結晶粒と非晶質組織からなるようにし、そ
の一部に元素Ｍの炭化物の結晶相を含むようにしたもの
である。

以下にこの発明をさらに詳細に説明する。

上記合金膜の生成方法としては、合金膜をスバッ夕、蒸
着等の薄膜形成装置により作製する。スパッタ装置とし
ては、ＲＦ２極スパッタ、ＤＣスバッタ、マグネトロン
スバッタ、３極スバッタ、イオンビームスパッタ、対向
ターゲット式スパッタ等の既存のものを使用することが
できる。またＣを膜中に添加する方法としては、ターゲ
ット坂上にグラファイトのベレットを配置して複合ター
ゲットとし、これをスバッタする方法、あるいはＣを含
まないターゲット（Ｆｅ−Ｔ−Ｍ系）を用い、Ａｒ等の
不活性ガス中にメタン（ＣＨ４）等の炭化水素ガスを混
合したガス雰囲気でスバッタする反応性スバッタ法等を
用いることができ、特に反応性スパッタ法では膜中のＣ
ａ度の制御が容易であるので所望のＣ濃度の優れた膜を
得ることができる。

このようにして作製したままの膜はアモルファス相をか
なりの割合で含んだものであり、不安定であるので４０
０〜７００℃程度に加熱する熱処理を施すことによって
微細結晶を析出させる。なおこの熱処理を静磁界中ある
いは回転磁界中で行ができる。まｔここの熱処理は磁気
ヘッドの製造工程におけるガラス溶着工程と兼ねて行う
ことができる。

なお、上記微細結晶の析出工程は完全に行なわれる必要
はなく、微細結晶が相当数（好ましくは５０％以上）析
出していれば良いので、アモルファス成分が特性向上の
障害となることは少ない。

以下、上記のように戊分を限定した理由について述べる
。

Ｆｅは主成分であり、磁性を担う元素であって、少なく
ともフエライト（Ｂｓ＃５　０　０　０Ｇ）以上の飽和
磁束密度を得るためには、Ｘ≧５０ａｔ％が必要である
。また良好な軟磁気特性を得るためにはκ≦９６ａｔ％
でなければならない。

元素Ｔは、磁歪の鍔整の目的で添加する元素である。Ｆ
ｅ−Ｍ−Ｃ膜の場合、熱処理温度が低いと磁歪が正にな
り、熱処理温度が高いと磁歪が負になる。高い熱処理温
度（ガラス溶着温度）を必要とする場合、磁歪を正にす
る効果のあるＮｉ，Ｃｏことができる。なお熱処理温度
が適当な場合、元素Ｔの添加は特に必要ないが、Ｔの添
加は正の磁歪が＋ｔｏ−’台以上まで大きくならないよ
うにｙ≦ｌＯａｔ％としなくてはならない。

元素Ｍは軟磁気特性を良好にするために必要であり、ま
たＣと結合して炭化物の微細結晶を形成する。良好な軟
磁気特性を維持するためには２≧２ａｔ％とする必要が
あるが、多すぎると飽和磁束密度が低下してしまうので
２≦３０ａｔ％とする必要がある。

Ｃは軟磁気特性全良好にするため、および耐熱性を向上
させるために必要であり、Ｃは元素Ｍと結合して炭化物
の微細結晶を形成する。良好な軟磁気特性、および熱的
安定性を維持するためには、冑≧０．５ａｔ％とする必
要があるが、多すぎると飽和磁束密度が低下してしまう
のでＷ≦２５ａｔ％とする必要がある。

また特にＦｅ−Ｍ−Ｃ膜において６５≦ｘ≦８５、４≦
２≦２０、６≦曹≦１　８、ｘ＋ｚ＋ｖ＝　１　　０　
０に組成比を限定することにより磁歪定数λＳを０±３
　Ｘ　ｌ　Ｏ−”の範囲内に抑え、かつ更に良好な軟磁
気特性を得ることができる。熱処理時の結晶核の均一な
生成による、より良好な微細結晶組織を得るためには、
成膜時にアモルファス相を主体とした膜にするためにＸ
≦８５ａｔ％とする必要がある。

またＸの量が少なすぎると飽和磁束密度が低下してしま
うばかりでなく、ＭおよびＣの濃度が多くなりすぎる。

ＭおよびＣの濃度が多くなりすぎるとＭの炭化物（非磁
性相）が膜中で占める体積比が高くなりすぎ、Ｆｅの結
晶粒間での交換結合を切断し、軟磁気特性が低下してし
まうので、より良い特性を得るためにＸ≧６５ａｔ％と
する必要がある。

元素Ｍの炭化物の微細結晶は磁壁のピンニングサイトと
して働き、透磁率の高周波特性を向上させる働きがある
とともに、膜中に均一に分散させることでＦｅの微細結
晶が熱処理により成長して軟磁性を損なうことを防止す
る働きがある。つまりＦｅの結晶粒が成長して大きくな
ると結晶磁気異方性の悪影響が大きくなり、軟緻気特性
が悪化するが、元素Ｍの炭化物の微細結晶がＦｅの粒成
長の障壁として働くことにより軟磁気特性の悪化が防止
される。

そして金属組織が基本的に０．０８μｍ以下の微細結晶
からなっているので、非晶質に比べて熱的安定性に優れ
ており、添加元素を少なくすることができ、また非晶質
の比べＦｅ原子１個あたりの磁気モーメントが大きくな
り、その結果、飽和磁束密度を高くすることができる。

［作用］ 上記軟磁性合金膜においては、その組成がＦｅを主体と
して、飽和磁束密度を低下させる成分の添加が制限され
、また非晶質に比べＦｅ原子１個あたりの磁気モーメン
トが大きくなっているので、最高約１８０００Ｇという
高い飽和磁束密度が得られる。また元素ＭおよびＣが含
まれているとともに、金属組織が微細な結晶粒からなっ
ており、結晶磁気異方性による軟磁性への悪影響が軽減
されるので、良好な軟磁気特性が得られる。さらに元素
Ｍの炭化物が析出してＦｅを主成゛分とする結晶粒の成
長を抑えるので、ガラス溶着工程において６００℃以上
に加熱されても、結晶粒が泪大化することがない。

［実施例］ （実施例ｌ） ＲＦ２極スバッタ装置を用いて、以下の２通りの方法に
よって各種組成のＦｅ−Ｚｒ−Ｃ膜およびＦｅ−Ｈｆ−
Ｃ膜をそれぞれ５〜６μｍの膜厚で形成した。

第１の方法はＦｅターゲット上にＺｒまたはＨｆのペレ
ットを適宜配置して構成した複合ターゲットを用い、Ａ
ｒガスと０１４４ガスの混合ガス雰囲気中で反応性スバ
ッタする方法とした。第２の方法はＦｅターゲット上に
ＺｒまたはＨｆのペレットとグラファイトのペレットと
を適宜配置して構成した複合ターゲットをＡｒ中でスパ
ッタする方法とした。膜中のＺｒおよびＨｒａ度の調整
は、いずれの方法においてもＺｒおよびＨ『のペレブト
の枚数を変えることにより変化させｔ＝．．，ｃｍ度の
調整は第ｌの方法ではＣＨ４ガスの濃度を変化させるこ
とにより、また第２の方法ではグラファイトベレットの
枚数を変えることにより行った。

このようにして得られた各合金膜に種々の熱処理を施し
て、合金膜の組成が軟磁性合金膜の磁歪定散λＳ、飽和
磁束密度Ｂｓ，磁化困難軸方向の透磁率μ（ｌＭＨｚ）
に及ぼす影響を調べた。この結果を第１図ないし第４図
に示した。

第１図ないし第３図はいずれもＦｅ−Ｚｒ−Ｃ膜の測定
結果である。

第１図は５５０℃で２０分の熱処理を施した後の合金膜
の磁歪定数と飽和磁束密度との等値線を併せて示したグ
ラフである。第１図中、実線は磁歪定数（λＳ）の等値
線を示し、破線は飽和磁束密度（Ｂ　ｓ）の等値線を示
すものである。

第２図は静磁場中、５５０℃で２０分の熱処理を施した
後の合金膜のＩＭＨでの磁化困難軸方向の透磁率の等値
線を示したグラフである。

第３図は６５０℃で２０分の熱処理を施した後の合金膜
の磁歪定数と飽和磁束密度との等値線を併せて示したグ
ラフである。第３図中、実線は磁歪定数の等値線を示し
、破線は飽和磁束密度の等値線を示すものである。

また第４図はＦｅ−Ｈｒ−Ｃ膜の測定結果であって、静
磁場中、５５０℃で２０分の熱処理を施した後の合金膜
のＩ　Ｍ　Ｈ　ｚでの磁化困難軸方向の透磁率の等値線
を示したグラフである。

なお第ｌ図ないし第４図中、○印はいずれも成膜伏態（
ａｓ　ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ）でアモルファス化し１たも
の、●印はアモルファス化しなかったものを示すもので
ある。なお磁歪定数の測定には光テコ法、透磁率の測定
には８の字コイル型パーミアンス計、飽和磁束密度の測
定には振動試料型磁力計を用いた。

第１図ないし第４図からＦｅ−Ｍ−Ｃ（Ｍ＝Ｚｒ｝｛ｆ
）膜の合金組成が軟磁気特性に及ぼす影響を調べた。

第１図より５５０℃での熱処理を行った場合、Ｚｒ：Ｃ
がほぼ１：ｌの組成で磁歪定数がほぼ０となることがわ
かる。また、第３図より６５０℃での熱処理を行った場
合、第１図よりわずかにＣａ度の高い組成で磁歪定数が
ほぼ０となり、５５０℃もしくは６５０℃の熱処理によ
ってもλｓ＝０となる組成が存在することが確認できた
。

さらに第２図および第４図より、高い透磁率が得られた
合金膜は、Ｍの種類に係わりなく、いずれも成膜状態で
アモルファスであったことがわかる。すなわちアモルフ
ァスからの結晶化でないと、均一な結晶核の生成が起こ
らず、均一かつ良好な微細結晶組織を有するものとなり
にくいことが確認できた。特にλＳが２０００以上の値
が得られろ組成はＭ（Ｍ＝Ｚｒ，ＨＦ）：Ｃが１：２　
〜５：６程度の組成領域に分布していることが判明した
。

さらに第１図および第３図に示した飽和磁束密度Ｂｓの
等値線からわかるように、このような膜のＢｓの上限は
約１７〜１８ｋＧであることが確認できた。

よって第１図ないし第４図から磁歪定敗が低く、かつ透
磁率が高い磁気特性を示す組成が存在することが確認で
きた。

次に反応性スパッタにより、製造したＦｅ７ｓ．７Ｚ　
ｒ　ｓ　．　ｓ　Ｃ　ｌ　＠　．　Ｏ膜およびＦ　ｅｓ
ｔ．＊Ｈ　ｒｓ．ａｃ　１３．６膜を各温度で２０分ず
つの熱処理を施し、熱処理温度の変化による磁歪定数の
変化を調べた。この結果を第５図に示した。第５図中、
●はＦ　ｅ？８．７ｚ　ｒ５．＊Ｃ　＋ａ．ｏ膜、また
○はＦ　ｅ，ｌ．ｓＨ　ｆｓ．＋Ｃ　Ｉ３．５膜の測定
結果を示したものであり、括弧を付してあるデータはｌ
０００ｅの印加磁場で飽和しなかったものである。

第５図より、磁歪定数は熱処理温度の上昇と共に正から
負に変化し、いずれも５８０〜６３０゜Ｃの熱処理で０
となることが確認できた。

よって、上記第Ｉ図ないし第５図のデータに基づき、微
結晶が析出するための最低限の温度（約４００〜５００
℃）以上の任意の熱処理条件において、合金膜の磁歪定
数λＳが０±３Ｘ１０−’の範囲内となるようにするに
は、この発明の請求項３または請求項４で記載された合
金組成とすれば良いことが確認できた。

なお、磁歪定数λＳを特に０±３ＸｌＯ−’に限定しな
い場合には、請求項Ｉまたは請求項２に記載された合金
組成とすれば良い。

（実施例２） ＲＦ２極スバッタ装置を用いて第１表に示した組成の合
金膜を膜厚５〜６μｍで形成した。

これにはＦｅターゲット上にＺｒ，Ｔａ，Ｈ『，Ｃｏの
ベレットを適宜配置して構成した複合ターゲットを用い
、ＡｒガスとＣＨ４ガスの混合ガス雰囲気中でスバッタ
する方法を用いた。

成膜後、静磁場中において５５０℃に２０分間保持、あ
るいは無磁場中において５５０℃に２０分保持、あるい
は無磁場中において６５０℃に２０分保持した。

上記のようにして製造された合金膜とスパッタにより成
模したセンダスト合金ａ＜比較例）について、熱処理後
における飽和磁束密度（Ｂ　ｓ）と透磁率（μ）および
保磁力（Ｈｃ）の測定を磁歪の測定を行った。

以上の結果を第１表に併せて示した。

（以下、余白） 第１表のサンプルＡは、センダスト膜より極めて高い飽
和磁束密度（１７３００Ｇ）を示した。ここで一般に１
３０００Ｇ以上の飽和磁束密度を示す従来のアモルファ
ス合金において、飽和磁束密度がこのように高い値を示
すものは同等の条件の熱処理（５５０℃、２時間加熱）
において結晶化し、透磁率が１００４以下まで低下して
しまう。

すなわちアモルファス合金膜ではガラス溶着後の磁気特
性が劣化し、磁気ヘッドとしての満足な特性が得られな
いことになる。したがってこの発明のサンプルＡが高温
の熱処理を受けても高い透磁率を示す優秀な合金膜であ
ることが明らかである。

さらにサンプルＡの膜は５５０℃における静磁場中熱処
理により磁化困難軸方向の透磁率（５ＭＨＺ）が３６２
０、保磁力が０，３５０ｅと極めて優れた軟磁気特性を
示した。またサンプル８１Ｃはそれぞれ飽和磁束密度が
１５６００Ｇ１　１４９００Ｇと高く、センダスト膜の
サンプルＥよりも高い透磁率を示している。これらの膜
は無磁場中の熱処理であっても、高い透磁率を得ること
ができ、従来の高飽和磁束密度のアモルファス膜では実
現することのできない特徴を有している。

すなわちアモルファス膜は磁性原子の方向性規則配列等
により誘導磁気異方性がつき易いがために、キュリー点
以下での無磁場中熱処理では磁区の固着化により、軟磁
性が大きく劣化する欠点がある。したがってこの発明の
合金を用いることで磁気ヘッドの製造工程におけるガラ
ス溶着等を無磁場中で行うことができ、工程を簡略化で
きるという特徴を有するようになる。

またサンプルＢとサンプルＣの膜は５５０°Ｃの熱処理
後ではそれぞれ＋２．８Ｘｌ（Ｉ　　＋２．１ｘ　ｔ　
ｏ−”と正の磁歪定数であるが、熱処理温度を６５０℃
まで高くすることにより、それぞれ一〇．３ｘｌＯ−、
＋０．４ｘｌＯ−’となり、ほぼ０に近い磁歪を得るこ
とができるようになる。すなわち磁気ヘッドの製造工程
では加工歪、ガラス溶着工程でかかる熱歪により逆磁歪
効果が作用するが、上記のように磁歪が小さいと上記逆
磁歪効果により膜が軟磁気特性を損なうことがない。さ
らに従来のＦｅ基のアモルファス合金（液体急冷法で作
製されたもの）の磁歪定数が約＋２　Ｘ　ｌ　Ｏ−’と
大きいのに対し、上記サンプルＡ　，Ｂ　，Ｃ　，Ｄの
膜では低磁歪を実現できる。

また第Ｉ表においてサンプルＤはサンプルＡの合金にＣ
ｏを添加することにより磁歪の調整を行い、６５０℃の
熱処理後で低磁歪にした膜である。

Ｃｏは磁歪を調整する作用以外に飽和磁束密度を高める
働きがあり、サンプルＤの膜は飽和磁束密度が１７６０
０Ｇと高くなっている。

第６図と第７図は、それぞれ第ｌ表のサンプルＡとサン
プルＣの膜の透磁率の周波数特性を示したグラフである
。いずれのサンプルも極めて高い透磁率を示し、ｌＯＭ
Ｈｚ付近の高周波領域においても１　１００〜２３００
程度の透磁率が得られる。なお第６図に示したように静
磁場中で熱処理を行った場合でも、第７図に示したよう
に高い透磁率を維持しつつ６００℃といら高い温度の熱
処理が可能であることが判明した。

次に上記合金膜の金属組織を同定するために、Ｘ線回折
の測定を行った。サンプルＣの膜において、成膜したま
まの状態の膜のＸ線回折パターン■と５５０℃で２０分
間熱処理後の膜の回折パターン■と６５０℃で２０分間
熱処理後の膜の回折パターン■を第８図に示した。

第８図の■のパターンでは、ほぼアモルファスに近いハ
ローパターンを示している。この状態では充分な飽和磁
束密度が得られず、軟磁性ら不充分である。第８図の■
のパターンではアモルファスのハローパターンも若干残
存しているかｂｃｃ（体心立方構造）のＦｅの（１００
）回折ピークと、微弱ながらＴａＣの回折ピークが現れ
ており、アモルファス相と結晶相とが混在した組織とな
っていることを示している。■のパターンの結晶相の回
折ピークはいずれもブロードしており、結晶粒が微細で
あることを示している。回折ピークの半値幅から計算し
たｂｃｃ−Ｆｅの結晶粒径は約６０〜７０人である。こ
゛の膜は更に高い温度で熱処理することにより■の回折
パターンに示されるような膜全体が微結晶から構成され
た組織を示すようになる。

■と■のいずれの場合も高い飽和磁束密度を優れた軟磁
気特性を示すことが確認された。

［発明の効果Ｊ 以上説明したようにこの発明は、Ｆｅを主成分とする平
均粒径０．０８μｍ以下の微細な結晶粒からなる軟磁性
合金膜であり、飽和磁束密度を低下させる成分の添加が
制限され、また非晶質に比べＦｅ原子あたりの磁気モー
メントが大きくなっているので、センダスト合金膜より
も高い飽和磁束密度であって、最高約１８０００Ｇとい
う高い飽和磁束密度が得られる。さらに従来のアモルフ
ァス合金膜とは異なり、無磁場中で熱処理を施してら高
い飽和磁束密度と透磁率を発揮する膜を得ることができ
る。

また元素Ｍ（Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗ
）およびＣという軟磁性を良好とする成分が添加される
とともに、金属組織が微細な結晶粒からなり、結晶磁気
異方性による軟磁性への悪影響が軽減されるので、良好
な軟磁性特性が得られる。さらに微細な結晶粒からなる
とともに、添加された元索ＭがＣと炭化物を形成するの
で、ガラス溶着工程において６００℃以上に加熱されて
も結晶粒が祖大化することがなく、上記特性を維持する
ので、高密度記録に要求される高い性能を有する磁気ヘ
ッドの素材として好適である。

さらに上記組成を特定範囲に限定すること、また上記組
成に加えて元素Ｔ（Ｇｏ．Ｎｉ）を添加することにより
、磁歪を調整してさらに上記の効果を高め、また磁気ヘ
ッド製造時に生じる加工歪や溶着ガラスにより生じる熱
歪による逆磁歪効果で膜の磁気特性が劣化しないように
することができるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は５５０℃で熱処理を施した場合のこの発明のＰ
ｅ−Ｚｒ−Ｃ合金膜の磁歪定数と飽和磁束密度の組成依
存性を示したグラフ、第２図は５５０℃で熱処理を施し
た場合のこの発明のＦｅ−ＺｒＣ合金膜の透磁率の組成
依存性を示したグラフ、第３図は６５０℃で熱処理を施
した場合のＦｅＺｒ−Ｃ合金膜の磁歪定数と飽和磁束密
度の組成依存性を示したグラフ、第４図は５５０℃で熱
処Ｉ１ｐを施した場合のＦｅ−１｛ｆ−Ｃ合金膜の透磁
率の・１１成依存性を示したグラフ、第５図は熱処理温
度を５化させた場合のＦｅ−Ｚｒ−Ｃ合金膜とＦｅ１１
ｆ−Ｃ合金膜の磁歪定数の変化を示したグラフ、第６図
はこの発明の一実施例の透磁率に対する周波敗特性を示
すグラフ、第７図はこの発明の他のＭ’Ｍ例の透磁率に
対する周波数特性を示すグラフ、ｉ８図はこの発明の実
施例の膜の金属組織を同定ケるために行ったＸ線回折パ
ターンを示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）組成式がＦｅ＿ｘＭ＿ｚＣ＿ｗで示され、ＭはＴ
   ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうち１種また
   は２種以上からなる金属元素またはその混合物であり、
   組成比ｘ，ｚ，ｗは原子％で ５０≦ｘ≦９６ ２≦ｚ≦３０ ０．５≦ｗ≦２５ ｘ＋ｚ＋ｗ＝１００ なる関係を満足させるとともに、その金属組織が基本的
   に平均粒径０．０８μｍ以下の結晶粒からなり、その一
   部に元素Ｍの炭化物の結晶相を含むことを特徴とする軟
   磁性合金膜 （２）金属組織が基本的に平均粒径０．０８μｍ以下の
   結晶粒と非晶質組織からなり、その一部に元素Ｍの炭化
   物の結晶相を含むことを特徴とする請求項１記載の軟磁
   性合金膜 （３）組成式がＦｅ＿ｘＭ＿ｚＣ＿ｗで示され、ＭはＴ
   ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｗのうち１種また
   は２種以上からなる金属元素またはその混合物であり、
   組成比ｘ，ｚ，ｗは原子％で ６５≦ｘ≦８５ ４≦ｚ≦２０ ６≦ｗ≦１８ ｘ＋ｚ＋ｗ＝１００ なる関係を満足させるとともに、その金属組織が基本的
   に平均粒径０．０８μｍ以下の結晶粒からなり、その一
   部に元素Ｍの炭化物の結晶相を含むことを特徴とする軟
   磁性合金膜 （４）金属組織が基本的に平均粒径０．０８μｍ以下の
   結晶粒と非晶質組織からなり、その一部に元素Ｍの炭化
   物の結晶相を含むことを特徴とする請求項３記載の軟磁
   性合金膜 （５）組成式がＦｅ＿ｘＴ＿ｙＭ＿ｚＣ＿ｗで示され、
   ＴはＣｏ，Ｎｉのうち１種または２種からなる金属元素
   またはその混合物、ＭはＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａ
   ，Ｍｏ，Ｗのうち１種または２種以上からなる金属元素
   またはその混合物であり、組成比ｘ，ｙ，ｚ，ｗは原子
   ％で ５０≦ｘ≦９６ ０．１≦ｙ≦１０ ２≦ｚ≦３０ ０．５≦ｗ≦２５ ｘ＋ｙ＋ｚ＋ｗ＝１００ なる関係を満足させるとともに、その金属組織が基本的
   に平均粒径０．０８μｍ以下の結晶粒からなり、その一
   部に元素Ｍの炭化物の結晶相を含むことを特徴とする軟
   磁性合金膜 （６）金属組織が基本的に平均粒径０．０８μｍ以下の
   結晶粒と非晶質組織からなり、その一部に元素Ｍの炭化
   物の結晶相を含むことを特徴とする請求項５記載の軟磁
   性合金膜