JPH0430451B2 - - Google Patents
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Description
［産業上の利用分野］
本発明は蒸着用Fe−Co基合金に係り、特に磁
気記録材料として用いられる薄膜の製造に好適な
蒸着用Fe−Co基合金に関する。 ［従来の技術］ 非磁性基板上に磁性合金薄膜を形成した磁気記
録材料は周知である。 この磁気記録材料の薄膜を製造する方法として
は、スパツタリングや真空蒸着、イオンプレーテ
イング等の蒸着法が広く用いられている。 特にスパツタリング法は、均一な内部組成で一
定の合金元素を含んだターゲツト材が得られさえ
すれば、スパツタリング装置内の圧力をコントロ
ールしながら組成的に均一な薄膜を得ることがで
きる点で有利である。 磁性合金薄膜を形成する強磁性合金としては、
ニツケル合金、コバルト合金、鉄基合金などが従
来より用いられている。 ところで、近年、特に光磁気デイスク材として
R.E−T.M型の合金が注目を集めている。 ここでR.Eは希土類元素で具体的にはTb、Gd、
Dy、Nd、Hoなど、また、T.Mは遷移金属元素
でFe、Co、Niが代表的なものとして知られてい
る。 これらのR.E−T.M型合金の薄膜をスパツタ又
は真空蒸着により得る場合、R.E−T.M系合金の
蒸着源を用いる他、R.E系とT.M系との別々の蒸
着源を用いて蒸着（又はスパツタ）を行ない、最
終的に目的のR.E−T.M系合金組成の膜を得る方
法がある（多元スパツタ）。 このような多元スパツタに用いるT.M合金と
としては、Fe、Co、Fe−Co系が知られており、
特に不純物含有量の少ない均質な合金であること
が要求されている。 ［発明が解決しようとする問題点］ 従来より用いられている磁性合金について種々
検討を重ねたところ、酸素、窒素、硫黄、炭素、
その他金属酸化物等の介在物が比較的多量に含ま
れており、得られる薄膜の磁気特性に多大な悪影
響をもたらすことが認められた。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明は上記従来の実情に鑑み、不純物含有量
の少ない高特性磁性薄膜を安定かつ効率的に得る
ことができる蒸着用Fe−Co基合金を提供するべ
くなされたものであつて、 Co5〜95重量％、Al1重量％以下、Ca及び／又
はMg5〜300ppm、並びに、不純物として
O30ppm以下及びN30ppm以下を含有し、残部が
実質的にFeであることを特徴とする蒸着用Fe−
Co基合金、 Co5〜95重量％、Al1重量％以下、Ti1重量％
以下、Ca及び／又はMg5〜300ppm、並びに、不
純物としてO30ppm以下及びN30ppm以下を含有
し、残部が実質的にFeであることを特徴とする
蒸着用Fe−Co基合金、 及び Co5〜95重量％、Ni及び／又はCr20重量％以
下、Al1重量％以下、Ti1重量％以下、Ca及び／
又はMg5〜300ppm、並びに、不純物として
O30ppm以下及びN30ppm以下を含有し、残部が
実質的にFeであることを特徴とするFe−Co基合
金、 を要旨とするものである。 即ち、本発明者は、蒸着用合金の不純物に起因
する問題を解決し、高特性磁性薄膜を得るべく、
鋭意検討を重ねた結果、蒸着用Fe−Co基合金中
に、特定量のCa及び／又はMgと、Alあるいは
Al及びTiとを含有させることにより、不純物含
有量の少ない合金が得られ、しかもCa及び／又
はMgとAl及び／又はTiとによるゲツタ作用によ
り、蒸着雰囲気中のガス成分をも低減し、極めて
高純度で高特性の磁性薄膜を得ることができるこ
とを見出し、本発明を完成させた。 以下、本発明につき詳細に説明する。 なお、本明細書において、「％」は「重量％」
を表すものである。 本発明の蒸着用Fe−Co基合金は、真空蒸着あ
るいはスパツタリング、イオンプレーテイング等
の蒸着用材料として用いられ、磁性薄膜の製造等
に利用されるものであつて、その組成は、下記の
通りである。 Co：５〜95％ Ni及び／又はCr：含有せず（第１の発明及び
第２の発明）又は20％以下（第３の発明） Fe：残部 Al：１％以下 Ti：含有せず（第１の発明）又は１％以下
（第２の発明及び第３の発明） Ca及び／又はMg：５〜300ppm Ｏ：30ppm以下 Ｎ：30ppm以下 以下に本発明の合金組成の限定理由について説
明する。 本発明の蒸着用Fe−Co基合金において、Coは
５〜95％とする。これは、この範囲のCo含有率
にて、極めて高い保磁率やヒステリシス特性の向
上効果が得られるためであつて、好ましいCo含
有率は５〜70％、特に10〜60％とすることによ
り、著しく良好な薄膜が得られる。 Ni及び／又はCrは磁気特性の向上及び耐食性
の向上に作用する。しかしながら、その含有料が
多過ぎると逆に磁気特性に悪影響を及ぼすことが
あるので、本発明においてはCr20％以下、特に
15％以下とする。 Al及びTiは、合金の溶製を行なう際に、Ca、
Mgと共に合金の清浄化に作用し、また蒸着雰囲
気中にてガス成分を捕促するゲツタ作用を有す
る。ただし、Al、Tiはその量があまりに多過ぎ、
合金特性に影響を及ぼす量であつては好ましくな
く、このため本発明においては、各々１％以下と
する。当然のことながら、Al、Tiは、その量が
あまりに少な過ぎると上記清浄化作用及びゲツタ
作用による十分な効果が得られない。本発明にお
いては、Al0.005〜0.5％、あるいは、Al0.005〜
0.5％及びTi0.5％以下、より好ましくはAl0.01〜
0.2、あるいは、Al0.01〜0.2％及びTi0.2％以下と
するのが望ましい。なお、Al又はTiは、固溶Al
又は固溶Tiの形態で合金中に存在することによ
り、本発明の効果を奏するものであるので、Al
又はTiの存在形態は固溶状態であることが重要
である。 Ca、Mgは前述の如くAl及び／又はTiと共に
合金の清浄化に作用し、またゲツタ作用を奏す
る。Ca及びMgは、その含有量があまりに多過ぎ
ると合金特性に影響を及ぼし、また、金属間化合
物の析出により合金を脆くすることがある。この
ため、本発明においてはCa及び／又はMgの含有
量は300ppm以下とする。一方、Ca及び／又は
Mgの含有量は少な過ぎてもCa、Mgによる十分
な清浄化作用及びゲツタ作用が現れない。このよ
うなことから、Ca、Mg含有量は、5ppm以上と
する。本発明においては、特に、Ca、Mg含有量
は、各々、５〜100ppmの範囲、好ましくは各々
10〜50ppmの範囲とするのが好ましい。なお、
CaはCaOないしCaO−Al2O3の形態では本発明の
効果は奏し得ず、同様に、MgはMgOの形態では
本発明の効果を奏し得ないことから、合金中の
Ca、Mgの存在形態は金属Ca、金属Mgであるこ
とが重要である。 合金中の不純物であるＯ、Ｎの量が多いと、蒸
着に使用した際に、蒸着雰囲気の真空度を悪化さ
せたり、また良好な蒸着が行なえず、高特性の磁
性薄膜が得られない。このため、合金中のＯ含有
量は30ppm以下、好ましくは20ppm以下、Ｎ含有
量は30ppm以下、好ましくは20ppm以下とする。 なお、本発明において、Si、Mn、Ｐ、Ｓ等の
不純物が合金中に不可避的に含有されるのは、特
に問題とはならないが、上述したことと同様の理
由から、本発明において、合金中の他の不純物は
できるだけ少なくするのが良く、例えば、Si含有
量は0.1％以下、Mn含有量は0.05％以下、Ｐ含有
量は50ppm以下、Ｓ含有量は20ppm以下とするの
が好ましい。 このような本発明の蒸着用Fe−Co基合金は、
例えば、以下に説明する方法に従つて製造するこ
とができる。 即ち、まず、合金化のためのCo、場合により
Ni及び／又はCr、Fe、Al、場合によりTiの金属
又は合金材料を、内面がCaO質耐火材で構成され
た容器中で、真空又はアルゴン等の不活性ガス雰
囲気等の非酸化性雰囲気にて、常法例えば高周波
あるいは低周波誘導加熱法等で加熱して溶解する
ことにより、所望の組成の合金溶湯を得る。 本発明において、用いられる容器の内面を構成
するCaO質耐火材としては、カルシア（CaO）、
ラルナイト（安定化2CaO・SiO2）、メルウイナ
イト（3CaO・MgO・2SiO2）、アノルサイト
（CaO・Al2O3・2SiO2）ならびにCaOを富化した
ドロマイト等が挙げられるが、特に、電融カルシ
アが好適である。 このようなカルシア質炉材は、そのCaO含有率
が40％以上、特に60％以上のものが好ましい。 CaOは高融点であると共に、高温で極めて安定
であり、溶製にあたり、金属酸化物を生成して溶
湯を不純物により汚染することがなく、高清浄な
溶湯を得ることが可能とされる。 特に、CaO含有量の高いCaO質耐火材で内面が
構成された容器を用いた場合には、脱Ｏ、脱Ｓ、
脱介在物等の精錬作用も奏され、極めて有利であ
る。 しかも、溶湯中にAlあるいはAl及びTiが存在
するため、溶湯中の脱Ｏ、脱Ｓが行なわれ、これ
に伴つて脱Ｎも起こる。また、炉壁材のCaOと
Alとの反応により溶湯中へのCaの溶出もおこる。
即ち、Alは溶湯中のＯ及び炉壁のCaOと溶湯中
のＳと反応して CaO＋Ｓ→CaS＋Ｏ となつて生じたＯと反応して、 2Al＋3O→Al2O3 となり、Al2O3を生じる。また溶湯中のAlは炉壁
のCaOと反応して 2Al＋3CaO→Al2O3＋3Ca(g) となり、これによつてもAl2O3が生じる。（この
場合、生じたCaは、ガスとなつて系外に抜ける
が、一部が合金中に残留して、本発明の合金の
Ca含有量を満足させる。） Al2O3は次式の如く炉壁のCaOと反応して、
3CaO・Al2O3又は12CaO・7Al2O3の活性な層が
炉壁表面に形成される。 Al2O3＋3CaO→3CaO・Al2O3 7Al2O3＋12CaO→12CaO・7Al2O3 この12CaO・7Al2O3及び3CaO・Al2O3、特に
3CaO・Al2O3は溶湯の脱Ｓ能が高く、脱Ｓが良
好に進行する。 このように、Alにより脱Ｏが、またAlの還元
作用により生じた活性な3CaO・Al2O3、12CaO、
7Al2O3やCaOにより脱Ｓが行なわれる。 また、耐火材がCaO−MgO系の容器を用いて
溶製を行なつた場合、Caと共にMgの溶出も見ら
れ、溶湯中に金属態Mgが残留し、Caと同様に蒸
着時にゲツタ作用を奏し、その効果を補完し、更
に強力なものとする。即ち、炉壁のMgOは 3MgO＋CaO＋2Al→CaO・Al2O3＋3Mg(g) となり、生じたMgの一部が合金中に残留する。 また溶湯中のＮは前述のAlとCaOとの反応に
より生じたCa等の蒸発（沸騰）等に伴つて溶湯
中から離脱し、溶湯中のＮ量も低減される。 Tiが加わつた場合、Alの作用を補完し、更に
Alと同様の作用により脱Ｏ、脱Ｓ、脱Ｎを行な
う。 従つて、内面がCaO質耐火材で構成された容器
中で溶製を行なうことにより、本発明の低Ｏ、低
Ｎ含有量のFe−Co基合金を容易に得ることがで
きる。 ところで、本発明においては、内面がCaO質耐
火材で構成された容器中にて溶製する際に、Al
あるいはAl及びTiを冷却固化後のAlあるいはAl
及びTi残留量が本発明の範囲、即ち、Al1％以下
あるいはAl1％以下及びTi1％以下となるように
添加するのであるが、溶製に用いる容器の内面
を、特にCaO及びMgO（MgO含有率60〜15％）
のカルシア系耐火物よりなるものとすることによ
り、AlあるいはAl及びTiの添加により、溶湯中
へCaだけでなくMgの溶出も認められ、得られる
合金中のCa、Mg含有量を容易に本発明の範囲即
ち300ppm以下とすることができる。 このようにして得られた合金溶湯を、常法に従
つて非酸化性雰囲気下で鋳造する。 このような方法によれば、Co5〜95％、場合に
よりNi及び／又はCr20％以下、Al1％以下、場合
によりTi1％以下、Ca及び／又はMg5〜300ppm、
並びに、不純物としてO30ppm以下及びN30ppm
以下を含有し、残部が実質的にFeである本発明
の蒸着用Fe−Co基合金を極めて容易に製造する
ことができる。 ［作用］ 本発明の蒸着用Fe−Co基合金は、不純物であ
るＯ、Ｎ含有量が少ないため、高特性の磁性薄膜
を得ることができる。 また、本発明の蒸着用Fe−Co基合金に含有さ
れるAl及びTi、Ca、Mgは、真空蒸着又はスパ
ツタリング等の蒸着雰囲気中にて、 4Al＋3O2→2Al2O3 2Al＋N2→2AlN 2Ca＋O2→2CaO 3Ca＋N2→Ca3N2 のように反応して、雰囲気中のガス成分を低下さ
せる、いわゆるゲツタ作用を奏する。 Ti、Mgについても同様にそれぞれAl、Caの
作用を下式のように補完して良好なゲツタ作用を
奏する。 Ti＋O2→TiO2 Ti＋N2→TiN2 2Mg＋O2→2MgO 3MgO＋N2→Mg3N2 このため、蒸着時の薄膜形成安定性及び形成速
度を向上させると共に、得られる薄膜は高純度で
磁気特性が大幅に改善され、高特性薄膜を高生産
効率で製造することを可能とする。 本発明の蒸着用Fe−Co基合金は、特に多元ス
パツタ用蒸着源として、R.E系蒸着源の酸化、消
耗を低減する作用を奏し、極めて有用である。 ［実施例］ 以下、実施例について説明する。 実施例 １ 第１表に示す組成のFe−Co基合金と……合金
とを多元スパツタ用材料として用い、下記仕様の
スパツタリング装置にて、直径10cmのガラス基盤
上に薄膜を形成した。なお、基盤加熱温度は150
℃とした。 スパツタリング装置仕様 マグネトロンタイプ高周波スパツタリング装置 最大出力：1KW 到達真空度：10-7torr ターゲツト寸法：100mm（φ）×３mmmm(t)
気記録材料として用いられる薄膜の製造に好適な
蒸着用Fe−Co基合金に関する。 ［従来の技術］ 非磁性基板上に磁性合金薄膜を形成した磁気記
録材料は周知である。 この磁気記録材料の薄膜を製造する方法として
は、スパツタリングや真空蒸着、イオンプレーテ
イング等の蒸着法が広く用いられている。 特にスパツタリング法は、均一な内部組成で一
定の合金元素を含んだターゲツト材が得られさえ
すれば、スパツタリング装置内の圧力をコントロ
ールしながら組成的に均一な薄膜を得ることがで
きる点で有利である。 磁性合金薄膜を形成する強磁性合金としては、
ニツケル合金、コバルト合金、鉄基合金などが従
来より用いられている。 ところで、近年、特に光磁気デイスク材として
R.E−T.M型の合金が注目を集めている。 ここでR.Eは希土類元素で具体的にはTb、Gd、
Dy、Nd、Hoなど、また、T.Mは遷移金属元素
でFe、Co、Niが代表的なものとして知られてい
る。 これらのR.E−T.M型合金の薄膜をスパツタ又
は真空蒸着により得る場合、R.E−T.M系合金の
蒸着源を用いる他、R.E系とT.M系との別々の蒸
着源を用いて蒸着（又はスパツタ）を行ない、最
終的に目的のR.E−T.M系合金組成の膜を得る方
法がある（多元スパツタ）。 このような多元スパツタに用いるT.M合金と
としては、Fe、Co、Fe−Co系が知られており、
特に不純物含有量の少ない均質な合金であること
が要求されている。 ［発明が解決しようとする問題点］ 従来より用いられている磁性合金について種々
検討を重ねたところ、酸素、窒素、硫黄、炭素、
その他金属酸化物等の介在物が比較的多量に含ま
れており、得られる薄膜の磁気特性に多大な悪影
響をもたらすことが認められた。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明は上記従来の実情に鑑み、不純物含有量
の少ない高特性磁性薄膜を安定かつ効率的に得る
ことができる蒸着用Fe−Co基合金を提供するべ
くなされたものであつて、 Co5〜95重量％、Al1重量％以下、Ca及び／又
はMg5〜300ppm、並びに、不純物として
O30ppm以下及びN30ppm以下を含有し、残部が
実質的にFeであることを特徴とする蒸着用Fe−
Co基合金、 Co5〜95重量％、Al1重量％以下、Ti1重量％
以下、Ca及び／又はMg5〜300ppm、並びに、不
純物としてO30ppm以下及びN30ppm以下を含有
し、残部が実質的にFeであることを特徴とする
蒸着用Fe−Co基合金、 及び Co5〜95重量％、Ni及び／又はCr20重量％以
下、Al1重量％以下、Ti1重量％以下、Ca及び／
又はMg5〜300ppm、並びに、不純物として
O30ppm以下及びN30ppm以下を含有し、残部が
実質的にFeであることを特徴とするFe−Co基合
金、 を要旨とするものである。 即ち、本発明者は、蒸着用合金の不純物に起因
する問題を解決し、高特性磁性薄膜を得るべく、
鋭意検討を重ねた結果、蒸着用Fe−Co基合金中
に、特定量のCa及び／又はMgと、Alあるいは
Al及びTiとを含有させることにより、不純物含
有量の少ない合金が得られ、しかもCa及び／又
はMgとAl及び／又はTiとによるゲツタ作用によ
り、蒸着雰囲気中のガス成分をも低減し、極めて
高純度で高特性の磁性薄膜を得ることができるこ
とを見出し、本発明を完成させた。 以下、本発明につき詳細に説明する。 なお、本明細書において、「％」は「重量％」
を表すものである。 本発明の蒸着用Fe−Co基合金は、真空蒸着あ
るいはスパツタリング、イオンプレーテイング等
の蒸着用材料として用いられ、磁性薄膜の製造等
に利用されるものであつて、その組成は、下記の
通りである。 Co：５〜95％ Ni及び／又はCr：含有せず（第１の発明及び
第２の発明）又は20％以下（第３の発明） Fe：残部 Al：１％以下 Ti：含有せず（第１の発明）又は１％以下
（第２の発明及び第３の発明） Ca及び／又はMg：５〜300ppm Ｏ：30ppm以下 Ｎ：30ppm以下 以下に本発明の合金組成の限定理由について説
明する。 本発明の蒸着用Fe−Co基合金において、Coは
５〜95％とする。これは、この範囲のCo含有率
にて、極めて高い保磁率やヒステリシス特性の向
上効果が得られるためであつて、好ましいCo含
有率は５〜70％、特に10〜60％とすることによ
り、著しく良好な薄膜が得られる。 Ni及び／又はCrは磁気特性の向上及び耐食性
の向上に作用する。しかしながら、その含有料が
多過ぎると逆に磁気特性に悪影響を及ぼすことが
あるので、本発明においてはCr20％以下、特に
15％以下とする。 Al及びTiは、合金の溶製を行なう際に、Ca、
Mgと共に合金の清浄化に作用し、また蒸着雰囲
気中にてガス成分を捕促するゲツタ作用を有す
る。ただし、Al、Tiはその量があまりに多過ぎ、
合金特性に影響を及ぼす量であつては好ましくな
く、このため本発明においては、各々１％以下と
する。当然のことながら、Al、Tiは、その量が
あまりに少な過ぎると上記清浄化作用及びゲツタ
作用による十分な効果が得られない。本発明にお
いては、Al0.005〜0.5％、あるいは、Al0.005〜
0.5％及びTi0.5％以下、より好ましくはAl0.01〜
0.2、あるいは、Al0.01〜0.2％及びTi0.2％以下と
するのが望ましい。なお、Al又はTiは、固溶Al
又は固溶Tiの形態で合金中に存在することによ
り、本発明の効果を奏するものであるので、Al
又はTiの存在形態は固溶状態であることが重要
である。 Ca、Mgは前述の如くAl及び／又はTiと共に
合金の清浄化に作用し、またゲツタ作用を奏す
る。Ca及びMgは、その含有量があまりに多過ぎ
ると合金特性に影響を及ぼし、また、金属間化合
物の析出により合金を脆くすることがある。この
ため、本発明においてはCa及び／又はMgの含有
量は300ppm以下とする。一方、Ca及び／又は
Mgの含有量は少な過ぎてもCa、Mgによる十分
な清浄化作用及びゲツタ作用が現れない。このよ
うなことから、Ca、Mg含有量は、5ppm以上と
する。本発明においては、特に、Ca、Mg含有量
は、各々、５〜100ppmの範囲、好ましくは各々
10〜50ppmの範囲とするのが好ましい。なお、
CaはCaOないしCaO−Al2O3の形態では本発明の
効果は奏し得ず、同様に、MgはMgOの形態では
本発明の効果を奏し得ないことから、合金中の
Ca、Mgの存在形態は金属Ca、金属Mgであるこ
とが重要である。 合金中の不純物であるＯ、Ｎの量が多いと、蒸
着に使用した際に、蒸着雰囲気の真空度を悪化さ
せたり、また良好な蒸着が行なえず、高特性の磁
性薄膜が得られない。このため、合金中のＯ含有
量は30ppm以下、好ましくは20ppm以下、Ｎ含有
量は30ppm以下、好ましくは20ppm以下とする。 なお、本発明において、Si、Mn、Ｐ、Ｓ等の
不純物が合金中に不可避的に含有されるのは、特
に問題とはならないが、上述したことと同様の理
由から、本発明において、合金中の他の不純物は
できるだけ少なくするのが良く、例えば、Si含有
量は0.1％以下、Mn含有量は0.05％以下、Ｐ含有
量は50ppm以下、Ｓ含有量は20ppm以下とするの
が好ましい。 このような本発明の蒸着用Fe−Co基合金は、
例えば、以下に説明する方法に従つて製造するこ
とができる。 即ち、まず、合金化のためのCo、場合により
Ni及び／又はCr、Fe、Al、場合によりTiの金属
又は合金材料を、内面がCaO質耐火材で構成され
た容器中で、真空又はアルゴン等の不活性ガス雰
囲気等の非酸化性雰囲気にて、常法例えば高周波
あるいは低周波誘導加熱法等で加熱して溶解する
ことにより、所望の組成の合金溶湯を得る。 本発明において、用いられる容器の内面を構成
するCaO質耐火材としては、カルシア（CaO）、
ラルナイト（安定化2CaO・SiO2）、メルウイナ
イト（3CaO・MgO・2SiO2）、アノルサイト
（CaO・Al2O3・2SiO2）ならびにCaOを富化した
ドロマイト等が挙げられるが、特に、電融カルシ
アが好適である。 このようなカルシア質炉材は、そのCaO含有率
が40％以上、特に60％以上のものが好ましい。 CaOは高融点であると共に、高温で極めて安定
であり、溶製にあたり、金属酸化物を生成して溶
湯を不純物により汚染することがなく、高清浄な
溶湯を得ることが可能とされる。 特に、CaO含有量の高いCaO質耐火材で内面が
構成された容器を用いた場合には、脱Ｏ、脱Ｓ、
脱介在物等の精錬作用も奏され、極めて有利であ
る。 しかも、溶湯中にAlあるいはAl及びTiが存在
するため、溶湯中の脱Ｏ、脱Ｓが行なわれ、これ
に伴つて脱Ｎも起こる。また、炉壁材のCaOと
Alとの反応により溶湯中へのCaの溶出もおこる。
即ち、Alは溶湯中のＯ及び炉壁のCaOと溶湯中
のＳと反応して CaO＋Ｓ→CaS＋Ｏ となつて生じたＯと反応して、 2Al＋3O→Al2O3 となり、Al2O3を生じる。また溶湯中のAlは炉壁
のCaOと反応して 2Al＋3CaO→Al2O3＋3Ca(g) となり、これによつてもAl2O3が生じる。（この
場合、生じたCaは、ガスとなつて系外に抜ける
が、一部が合金中に残留して、本発明の合金の
Ca含有量を満足させる。） Al2O3は次式の如く炉壁のCaOと反応して、
3CaO・Al2O3又は12CaO・7Al2O3の活性な層が
炉壁表面に形成される。 Al2O3＋3CaO→3CaO・Al2O3 7Al2O3＋12CaO→12CaO・7Al2O3 この12CaO・7Al2O3及び3CaO・Al2O3、特に
3CaO・Al2O3は溶湯の脱Ｓ能が高く、脱Ｓが良
好に進行する。 このように、Alにより脱Ｏが、またAlの還元
作用により生じた活性な3CaO・Al2O3、12CaO、
7Al2O3やCaOにより脱Ｓが行なわれる。 また、耐火材がCaO−MgO系の容器を用いて
溶製を行なつた場合、Caと共にMgの溶出も見ら
れ、溶湯中に金属態Mgが残留し、Caと同様に蒸
着時にゲツタ作用を奏し、その効果を補完し、更
に強力なものとする。即ち、炉壁のMgOは 3MgO＋CaO＋2Al→CaO・Al2O3＋3Mg(g) となり、生じたMgの一部が合金中に残留する。 また溶湯中のＮは前述のAlとCaOとの反応に
より生じたCa等の蒸発（沸騰）等に伴つて溶湯
中から離脱し、溶湯中のＮ量も低減される。 Tiが加わつた場合、Alの作用を補完し、更に
Alと同様の作用により脱Ｏ、脱Ｓ、脱Ｎを行な
う。 従つて、内面がCaO質耐火材で構成された容器
中で溶製を行なうことにより、本発明の低Ｏ、低
Ｎ含有量のFe−Co基合金を容易に得ることがで
きる。 ところで、本発明においては、内面がCaO質耐
火材で構成された容器中にて溶製する際に、Al
あるいはAl及びTiを冷却固化後のAlあるいはAl
及びTi残留量が本発明の範囲、即ち、Al1％以下
あるいはAl1％以下及びTi1％以下となるように
添加するのであるが、溶製に用いる容器の内面
を、特にCaO及びMgO（MgO含有率60〜15％）
のカルシア系耐火物よりなるものとすることによ
り、AlあるいはAl及びTiの添加により、溶湯中
へCaだけでなくMgの溶出も認められ、得られる
合金中のCa、Mg含有量を容易に本発明の範囲即
ち300ppm以下とすることができる。 このようにして得られた合金溶湯を、常法に従
つて非酸化性雰囲気下で鋳造する。 このような方法によれば、Co5〜95％、場合に
よりNi及び／又はCr20％以下、Al1％以下、場合
によりTi1％以下、Ca及び／又はMg5〜300ppm、
並びに、不純物としてO30ppm以下及びN30ppm
以下を含有し、残部が実質的にFeである本発明
の蒸着用Fe−Co基合金を極めて容易に製造する
ことができる。 ［作用］ 本発明の蒸着用Fe−Co基合金は、不純物であ
るＯ、Ｎ含有量が少ないため、高特性の磁性薄膜
を得ることができる。 また、本発明の蒸着用Fe−Co基合金に含有さ
れるAl及びTi、Ca、Mgは、真空蒸着又はスパ
ツタリング等の蒸着雰囲気中にて、 4Al＋3O2→2Al2O3 2Al＋N2→2AlN 2Ca＋O2→2CaO 3Ca＋N2→Ca3N2 のように反応して、雰囲気中のガス成分を低下さ
せる、いわゆるゲツタ作用を奏する。 Ti、Mgについても同様にそれぞれAl、Caの
作用を下式のように補完して良好なゲツタ作用を
奏する。 Ti＋O2→TiO2 Ti＋N2→TiN2 2Mg＋O2→2MgO 3MgO＋N2→Mg3N2 このため、蒸着時の薄膜形成安定性及び形成速
度を向上させると共に、得られる薄膜は高純度で
磁気特性が大幅に改善され、高特性薄膜を高生産
効率で製造することを可能とする。 本発明の蒸着用Fe−Co基合金は、特に多元ス
パツタ用蒸着源として、R.E系蒸着源の酸化、消
耗を低減する作用を奏し、極めて有用である。 ［実施例］ 以下、実施例について説明する。 実施例 １ 第１表に示す組成のFe−Co基合金と……合金
とを多元スパツタ用材料として用い、下記仕様の
スパツタリング装置にて、直径10cmのガラス基盤
上に薄膜を形成した。なお、基盤加熱温度は150
℃とした。 スパツタリング装置仕様 マグネトロンタイプ高周波スパツタリング装置 最大出力：1KW 到達真空度：10-7torr ターゲツト寸法：100mm（φ）×３mmmm(t)
【表】
アルゴンガス圧、スパツタ時間を変えて、各蒸
着用材料により形成された薄膜の膜厚及び膜厚の
ばらつきを調べた結果を、それぞれ第２表、第３
表に示す。 第２表、第３表より、本発明の蒸着用Fe−Co
基合金は、膜形成効率が高いことが認められる。
着用材料により形成された薄膜の膜厚及び膜厚の
ばらつきを調べた結果を、それぞれ第２表、第３
表に示す。 第２表、第３表より、本発明の蒸着用Fe−Co
基合金は、膜形成効率が高いことが認められる。
【表】
【表】
＊ １部剥離
【表】
【表】
実施例 ２
第１表のNo.１〜９の蒸着用合金を用いて、電子
ビーム加熱蒸着を行い、それぞれ1μｍ厚さの薄
膜を形成した。本蒸着において10-6mmHg下でNo.
１〜No.４，９の合金の電子ビーム蒸着において、
予熱をせずにビームを当てても真空度の変化は殆
ど認められず、また突沸などの現象も認められな
かつた。 しかしながら比較例５〜８の合金の場合、電子
ビームを当てた瞬間に真空度は大きく低下すると
共に、突沸現象をおこし湯が一部飛散した。 生成した膜についてもその平滑性、膜厚分布な
どにおいて合金No.１〜No.４，９の場合とNo.５〜No.
８の場合では大きな差が認められ、明らかにNo.１
〜No.４，９の合金の方が優れていた。 実施例 ３ 実施例２において、No.２及び６の合金材料及び
Gd−Tb合金材料の２元蒸着を行い、1μｍ厚さの
薄膜を得た。このようにして得られた磁気記録薄
膜について、その磁気特性及び／Ｎ比を調べた結
果を第４表に示す。
ビーム加熱蒸着を行い、それぞれ1μｍ厚さの薄
膜を形成した。本蒸着において10-6mmHg下でNo.
１〜No.４，９の合金の電子ビーム蒸着において、
予熱をせずにビームを当てても真空度の変化は殆
ど認められず、また突沸などの現象も認められな
かつた。 しかしながら比較例５〜８の合金の場合、電子
ビームを当てた瞬間に真空度は大きく低下すると
共に、突沸現象をおこし湯が一部飛散した。 生成した膜についてもその平滑性、膜厚分布な
どにおいて合金No.１〜No.４，９の場合とNo.５〜No.
８の場合では大きな差が認められ、明らかにNo.１
〜No.４，９の合金の方が優れていた。 実施例 ３ 実施例２において、No.２及び６の合金材料及び
Gd−Tb合金材料の２元蒸着を行い、1μｍ厚さの
薄膜を得た。このようにして得られた磁気記録薄
膜について、その磁気特性及び／Ｎ比を調べた結
果を第４表に示す。
【表】
第４表より、本発明の蒸着用Fe−Co基合金に
より得られる磁気記録材料はヒステリシス特性に
優れ、角形比が高く、極めて高特性のものである
ことが認められる。 ［発明の効果］ 以上詳述した通り、本発明の蒸着用Fe−Co基
合金は、不純物であるＯ、Ｎ含有量が少ない上
に、Al、あるいはAl及びTiとCa、Mgによるゲ
ツタ作用により、蒸着雰囲気中のガス成分が大幅
に低減される。 このため、蒸着による膜形成安定性及び膜形成
速度が向上されるとともに、得られる薄膜は高純
度で極めて磁気特性に優れたものとなる。 従つて、本発明の蒸着用Fe−Co基合金によれ
ば、高特性薄膜を高効率で得ることができ、本発
明の蒸着用Fe−Co基合金は、光磁気記録材料の
薄膜製造用蒸着材料として極めて有用である。
より得られる磁気記録材料はヒステリシス特性に
優れ、角形比が高く、極めて高特性のものである
ことが認められる。 ［発明の効果］ 以上詳述した通り、本発明の蒸着用Fe−Co基
合金は、不純物であるＯ、Ｎ含有量が少ない上
に、Al、あるいはAl及びTiとCa、Mgによるゲ
ツタ作用により、蒸着雰囲気中のガス成分が大幅
に低減される。 このため、蒸着による膜形成安定性及び膜形成
速度が向上されるとともに、得られる薄膜は高純
度で極めて磁気特性に優れたものとなる。 従つて、本発明の蒸着用Fe−Co基合金によれ
ば、高特性薄膜を高効率で得ることができ、本発
明の蒸着用Fe−Co基合金は、光磁気記録材料の
薄膜製造用蒸着材料として極めて有用である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Co5〜95重量％、Al1重量％以下、Ca及び／
又はMg5〜300ppm、並びに不純物として
O30ppm以下及びN30ppm以下を含有し、残部が
実質的にFeであることを特徴とする蒸着用Fe−
Co基合金。 ２ Co5〜95重量％、Al1重量％以下、Ti1重量
％以下、Ca及び／又はMg5〜300ppm、並びに不
純物としてO30ppm以下及びN30ppm以下を含有
し、残部が実質的にFeであることを特徴とする
蒸着用Fe−Co基合金。 ３ Co5〜95重量％、Ni及び／又はCr20重量％
以下、Al1重量％以下、Ti1重量％以下、Ca及
び／又はMg5〜300ppm、並びに不純物として
O30ppm以下及びN30ppm以下を含有し、残部が
実質的にFeであることを特徴とする蒸着用Fe−
Co基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24362986A JPS63100149A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 蒸着用Ｆｅ−Ｃｏ基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24362986A JPS63100149A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 蒸着用Ｆｅ−Ｃｏ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63100149A JPS63100149A (ja) | 1988-05-02 |
| JPH0430451B2 true JPH0430451B2 (ja) | 1992-05-21 |
Family
ID=17106665
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24362986A Granted JPS63100149A (ja) | 1986-10-14 | 1986-10-14 | 蒸着用Ｆｅ−Ｃｏ基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63100149A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW343999B (en) * | 1996-02-28 | 1998-11-01 | Mitsubishi Materials Corp | High density sputtering target for forming ferroelectric film |
| JPH10116749A (ja) * | 1996-10-08 | 1998-05-06 | Sony Corp | 金属薄膜型磁気記録媒体用磁性材料の製造方法と金属薄膜型磁気記録媒体 |
| JP5348661B2 (ja) * | 2009-01-22 | 2013-11-20 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 軟磁性ターゲット材 |
| JP2019534562A (ja) * | 2016-10-27 | 2019-11-28 | ザ ボード オブ トラスティーズ オブ ザ ユニヴァーシティ オブ アラバマ | Ｆｅ−Ａｌ系合金磁性薄膜 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60228637A (ja) * | 1984-04-25 | 1985-11-13 | Toshiba Corp | 磁気記録媒体用Ｃｏ基合金 |
-
1986
- 1986-10-14 JP JP24362986A patent/JPS63100149A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60228637A (ja) * | 1984-04-25 | 1985-11-13 | Toshiba Corp | 磁気記録媒体用Ｃｏ基合金 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63100149A (ja) | 1988-05-02 |
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