JPH09115729A - 超微結晶磁性膜及びその製造方法 - Google Patents
超微結晶磁性膜及びその製造方法Info
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- JPH09115729A JPH09115729A JP26963495A JP26963495A JPH09115729A JP H09115729 A JPH09115729 A JP H09115729A JP 26963495 A JP26963495 A JP 26963495A JP 26963495 A JP26963495 A JP 26963495A JP H09115729 A JPH09115729 A JP H09115729A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高電気抵抗且つ軟磁性を示す超微結晶磁性膜
を比較的低い温度下で製造できる様にし、かくして有機
フィルム等の比較的耐熱性の低い基材上での超微結晶磁
性膜の作製を可能ならしめる。 【解決手段】 セラミックス相と強磁性超微結晶相とを
含んでなる超微結晶磁性膜であって、セラミックス相が
Ｏ，Ｎ，Ｃのうちの少なくとも１つとこれらに対する親
和性が強磁性超微結晶相を構成する元素Ｆｅ，Ｃｏより
も高い少なくとも２つのセラミックス相構成元素Ｂ，Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｈｆとを含んで構成されており、セラ
ミックス相中の強磁性超微結晶相の分散状態が制御され
て、電気抵抗率２００［μΩｃｍ］以上且つ保磁力１．
５［Ｏｅ］以下とされている。
を比較的低い温度下で製造できる様にし、かくして有機
フィルム等の比較的耐熱性の低い基材上での超微結晶磁
性膜の作製を可能ならしめる。 【解決手段】 セラミックス相と強磁性超微結晶相とを
含んでなる超微結晶磁性膜であって、セラミックス相が
Ｏ，Ｎ，Ｃのうちの少なくとも１つとこれらに対する親
和性が強磁性超微結晶相を構成する元素Ｆｅ，Ｃｏより
も高い少なくとも２つのセラミックス相構成元素Ｂ，Ａ
ｌ，Ｓｉ，Ｚｒ，Ｈｆとを含んで構成されており、セラ
ミックス相中の強磁性超微結晶相の分散状態が制御され
て、電気抵抗率２００［μΩｃｍ］以上且つ保磁力１．
５［Ｏｅ］以下とされている。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、磁性膜技術に属す
るものであり、特にセラミックス相と強磁性超微結晶相
とを含んでなる超微結晶磁性膜及びその製造方法に関す
る。
るものであり、特にセラミックス相と強磁性超微結晶相
とを含んでなる超微結晶磁性膜及びその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】磁気記
録の高密度化に伴い、磁気ヘッド用軟磁性膜の研究が盛
んに行なわれている。それとともに、電子デバイスの高
機能化に伴い、これらと接続される磁気素子及び磁気回
路の小型化及び高周波領域適性の向上が要求されてい
る。高周波領域適性としては、高周波環境下での損失低
減が大きな課題である。この損失低減を実現するために
は高電気抵抗化を図ることが肝要であり、その様な磁性
膜として、強磁性超微結晶をセラミックス相中に分散し
た形態のヘテログラニュラー構造の膜（超微結晶磁性
膜）が提案されている。
録の高密度化に伴い、磁気ヘッド用軟磁性膜の研究が盛
んに行なわれている。それとともに、電子デバイスの高
機能化に伴い、これらと接続される磁気素子及び磁気回
路の小型化及び高周波領域適性の向上が要求されてい
る。高周波領域適性としては、高周波環境下での損失低
減が大きな課題である。この損失低減を実現するために
は高電気抵抗化を図ることが肝要であり、その様な磁性
膜として、強磁性超微結晶をセラミックス相中に分散し
た形態のヘテログラニュラー構造の膜（超微結晶磁性
膜）が提案されている。
【０００３】超微結晶磁性膜を製造する方法としては、
鉄（Ｆｅ）やコバルト（Ｃｏ）等の強磁性元素ならびに
酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）及び炭素（Ｃ）とこれらに対し
親和性の高いセラミックス相構成元素とを同時にスパッ
タしてこれら元素を含むアモルファス膜を成膜し、次い
で該アモルファス膜を熱処理することでセラミックス相
中に強磁性超微結晶を生成させ２相構造を得ることが提
案されている。
鉄（Ｆｅ）やコバルト（Ｃｏ）等の強磁性元素ならびに
酸素（Ｏ）、窒素（Ｎ）及び炭素（Ｃ）とこれらに対し
親和性の高いセラミックス相構成元素とを同時にスパッ
タしてこれら元素を含むアモルファス膜を成膜し、次い
で該アモルファス膜を熱処理することでセラミックス相
中に強磁性超微結晶を生成させ２相構造を得ることが提
案されている。
【０００４】以上の様な超微結晶磁性膜によれば、強磁
性超微結晶による軟磁性とセラミックス相による高電気
抵抗率とを実現することができる。
性超微結晶による軟磁性とセラミックス相による高電気
抵抗率とを実現することができる。
【０００５】しかして、従来より研究及び提案されてい
る超微結晶磁性膜は、磁気ヘッドのためのものの転用が
大部分であり、その用途におけるガラス溶着封止等の高
温熱処理に耐え得る十分な耐熱性を考慮したものであっ
た。また、従来の超微結晶磁性膜では、Ｏ、Ｎ及びＣに
対し親和性の高いセラミックス相構成元素としては１種
類のものが用いられてるのが一般的である。
る超微結晶磁性膜は、磁気ヘッドのためのものの転用が
大部分であり、その用途におけるガラス溶着封止等の高
温熱処理に耐え得る十分な耐熱性を考慮したものであっ
た。また、従来の超微結晶磁性膜では、Ｏ、Ｎ及びＣに
対し親和性の高いセラミックス相構成元素としては１種
類のものが用いられてるのが一般的である。
【０００６】ところで、磁気素子の集積化及び電子デバ
イスとのハイブリッド化のためには、超微結晶磁性膜を
例えば有機フィルム上に作製することが要求されると考
えられる。そのためには、成膜時点あるいはその後の熱
処理の際の温度が有機フィルムの耐熱温度（例えば３５
０℃）以下の低温であることが要求される。
イスとのハイブリッド化のためには、超微結晶磁性膜を
例えば有機フィルム上に作製することが要求されると考
えられる。そのためには、成膜時点あるいはその後の熱
処理の際の温度が有機フィルムの耐熱温度（例えば３５
０℃）以下の低温であることが要求される。
【０００７】そこで、本発明は、高電気抵抗且つ軟磁性
を示す超微結晶磁性膜を比較的低い温度下で製造できる
様にし、かくして有機フィルム等の比較的耐熱性の低い
基材上での超微結晶磁性膜の作製を可能ならしめること
を目的とするものである。
を示す超微結晶磁性膜を比較的低い温度下で製造できる
様にし、かくして有機フィルム等の比較的耐熱性の低い
基材上での超微結晶磁性膜の作製を可能ならしめること
を目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明によれば、以上の
如き目的を達成するものとして、セラミックス相と強磁
性超微結晶相とを含んでなる超微結晶磁性膜であって、
前記セラミックス相が酸素、窒素及び炭素のうちの少な
くとも１つとこれらに対する親和性が前記強磁性超微結
晶相を構成する元素よりも高い少なくとも２つのセラミ
ックス相構成元素とを含んで構成されていることを特徴
とする、超微結晶磁性膜、が提供される。
如き目的を達成するものとして、セラミックス相と強磁
性超微結晶相とを含んでなる超微結晶磁性膜であって、
前記セラミックス相が酸素、窒素及び炭素のうちの少な
くとも１つとこれらに対する親和性が前記強磁性超微結
晶相を構成する元素よりも高い少なくとも２つのセラミ
ックス相構成元素とを含んで構成されていることを特徴
とする、超微結晶磁性膜、が提供される。
【０００９】また、本発明によれば、以上の如き目的を
達成するものとして、セラミックス相と強磁性超微結晶
相とを含んでなる超微結晶磁性膜であって、前記セラミ
ックス相を酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１つ
とこれらに対し親和性のある少なくとも２つのセラミッ
クス相構成元素とを用いて構成することによって該セラ
ミックス相中の前記強磁性超微結晶相の分散状態が制御
され、電気抵抗率２００［μΩｃｍ］以上且つ保磁力
１．５［Ｏｅ］以下とされていることを特徴とする、超
微結晶磁性膜、が提供される。
達成するものとして、セラミックス相と強磁性超微結晶
相とを含んでなる超微結晶磁性膜であって、前記セラミ
ックス相を酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１つ
とこれらに対し親和性のある少なくとも２つのセラミッ
クス相構成元素とを用いて構成することによって該セラ
ミックス相中の前記強磁性超微結晶相の分散状態が制御
され、電気抵抗率２００［μΩｃｍ］以上且つ保磁力
１．５［Ｏｅ］以下とされていることを特徴とする、超
微結晶磁性膜、が提供される。
【００１０】電気抵抗率は例えば１０5 ［μΩｃｍ］以
下であり、保磁力は例えば０．００１［Ｏｅ］以上であ
る。
下であり、保磁力は例えば０．００１［Ｏｅ］以上であ
る。
【００１１】本発明の一態様においては、前記セラミッ
クス相構成元素はホウ素、アルミニウム、シリコン、ジ
ルコニウムまたはハフニウムであり、特に、前記セラミ
ックス相はホウ素とアルミニウム、シリコン、ジルコニ
ウム及びハフニウムのうちの少なくとも１つとを含んで
構成されている。
クス相構成元素はホウ素、アルミニウム、シリコン、ジ
ルコニウムまたはハフニウムであり、特に、前記セラミ
ックス相はホウ素とアルミニウム、シリコン、ジルコニ
ウム及びハフニウムのうちの少なくとも１つとを含んで
構成されている。
【００１２】本発明の一態様においては、前記強磁性超
微結晶相は鉄及びコバルトのうちの少なくとも１つを含
んで構成されている。
微結晶相は鉄及びコバルトのうちの少なくとも１つを含
んで構成されている。
【００１３】更に、本発明によれば、以上の如き目的を
達成するものとして、以上の様な超微結晶磁性膜を製造
する方法であって、前記強磁性超微結晶相を構成する元
素とともに、酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１
つと前記セラミックス相構成元素とを基材上に堆積さ
せ、その際に前記セラミックス相構成元素を複数用い、
しかる後に熱処理することを特徴とする、高電気抵抗及
び低保磁力をもつ超微結晶磁性膜の製造方法、が提供さ
れる。
達成するものとして、以上の様な超微結晶磁性膜を製造
する方法であって、前記強磁性超微結晶相を構成する元
素とともに、酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１
つと前記セラミックス相構成元素とを基材上に堆積さ
せ、その際に前記セラミックス相構成元素を複数用い、
しかる後に熱処理することを特徴とする、高電気抵抗及
び低保磁力をもつ超微結晶磁性膜の製造方法、が提供さ
れる。
【００１４】本発明の一態様においては、前記強磁性超
微結晶相を構成する元素とともに、酸素、窒素及び炭素
のうちの少なくとも１つと前記セラミックス相構成元素
とを基材上にスパッタにより堆積させる。成膜には、真
空蒸着法やイオンプレーティング法やめっき法を用いる
こともできる。
微結晶相を構成する元素とともに、酸素、窒素及び炭素
のうちの少なくとも１つと前記セラミックス相構成元素
とを基材上にスパッタにより堆積させる。成膜には、真
空蒸着法やイオンプレーティング法やめっき法を用いる
こともできる。
【００１５】本発明の一態様においては、前記熱処理の
際の温度が２００〜３００℃の範囲である。
際の温度が２００〜３００℃の範囲である。
【００１６】
【作用】超微結晶磁性膜の製造において、セラミックス
相を、酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１つとこ
れらに対する親和性の高いセラミックス相構成元素少な
くとも２つとから構成することで、スパッタ後に３００
℃以下の比較的低い温度で熱処理しても、電気抵抗率２
００［μΩｃｍ］以上且つ保磁力１．５［Ｏｅ］以下の
超微結晶磁性膜を得ることができる。これは、複数のセ
ラミックス相構成元素を用いることで、セラミックス相
中の強磁性超微結晶相の分散状態が制御され、低温での
高電気抵抗且つ低保磁力の超微結晶磁性膜の製造が可能
となることに基づいている。
相を、酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１つとこ
れらに対する親和性の高いセラミックス相構成元素少な
くとも２つとから構成することで、スパッタ後に３００
℃以下の比較的低い温度で熱処理しても、電気抵抗率２
００［μΩｃｍ］以上且つ保磁力１．５［Ｏｅ］以下の
超微結晶磁性膜を得ることができる。これは、複数のセ
ラミックス相構成元素を用いることで、セラミックス相
中の強磁性超微結晶相の分散状態が制御され、低温での
高電気抵抗且つ低保磁力の超微結晶磁性膜の製造が可能
となることに基づいている。
【００１７】
【発明の実施の形態及び実施例】以下、図面を参照しな
がら本発明の実施の形態及び実施例を説明する。
がら本発明の実施の形態及び実施例を説明する。
【００１８】尚、以下において、磁気的特性のデータに
ついてはＶＳＭ（振動試料型磁束計）により、電気抵抗
率については直列四端子法により、膜の結晶相と平均結
晶粒径についてはＣｕＫα線を用いたＸ線回折法によ
り、それぞれ測定したものである。透磁率の測定はワン
ターン・コイル法により行なった。
ついてはＶＳＭ（振動試料型磁束計）により、電気抵抗
率については直列四端子法により、膜の結晶相と平均結
晶粒径についてはＣｕＫα線を用いたＸ線回折法によ
り、それぞれ測定したものである。透磁率の測定はワン
ターン・コイル法により行なった。
【００１９】基板としてスライドガラス（松浪製＃７０
５９）を用い、該基板上に、ＲＦマグネトロンスパッタ
法を用いて、次の様にして超微結晶磁性膜等の磁性膜を
製造した： 成膜装置；ＲＦマグネトロンスパッタ装置 ターゲット；９９．９９％ＦｅにＢ2 Ｏ3 チップ及びＡ
ｌ2 Ｏ3 チップを載せたもの 成膜条件； 到達圧力＜２×１０-6［Ｔｏｒｒ］ アルゴン圧力＝４［ｍＴｏｒｒ］ 成膜速度＝３０〜８０［Å／ｍｉｎ］ 熱処理条件； 到達圧力＜５×１０-6［Ｔｏｒｒ］ 処理時圧力＜１×１０-5［Ｔｏｒｒ］ 処理時間＝１［時間］ 直流磁場＝５００［Ｏｅ］。
５９）を用い、該基板上に、ＲＦマグネトロンスパッタ
法を用いて、次の様にして超微結晶磁性膜等の磁性膜を
製造した： 成膜装置；ＲＦマグネトロンスパッタ装置 ターゲット；９９．９９％ＦｅにＢ2 Ｏ3 チップ及びＡ
ｌ2 Ｏ3 チップを載せたもの 成膜条件； 到達圧力＜２×１０-6［Ｔｏｒｒ］ アルゴン圧力＝４［ｍＴｏｒｒ］ 成膜速度＝３０〜８０［Å／ｍｉｎ］ 熱処理条件； 到達圧力＜５×１０-6［Ｔｏｒｒ］ 処理時圧力＜１×１０-5［Ｔｏｒｒ］ 処理時間＝１［時間］ 直流磁場＝５００［Ｏｅ］。
【００２０】（１）上記熱処理の際の温度（アニール温
度Ｔａ）を変化させた場合に得られる磁性膜の飽和磁化
（４πＭｓ）、保磁力（Ｈｃ）及び電気抵抗率（ρ）の
変化を図１に示す。また、図２には、それぞれの熱処理
条件で得られた磁性膜のＸ線回折パターンを示す。
度Ｔａ）を変化させた場合に得られる磁性膜の飽和磁化
（４πＭｓ）、保磁力（Ｈｃ）及び電気抵抗率（ρ）の
変化を図１に示す。また、図２には、それぞれの熱処理
条件で得られた磁性膜のＸ線回折パターンを示す。
【００２１】図２から、成膜直後はアモルファスである
が、アニール温度２００℃では結晶化が生じ（超微結晶
磁性膜化）、ピーク中心がα−Ｆｅの位置となっている
ことがわかる。これは、２００℃の低温から既にα−Ｆ
ｅの析出とＦｅ中のセラミックス構成元素と酸素の吐出
しが始まっているものと推察される。
が、アニール温度２００℃では結晶化が生じ（超微結晶
磁性膜化）、ピーク中心がα−Ｆｅの位置となっている
ことがわかる。これは、２００℃の低温から既にα−Ｆ
ｅの析出とＦｅ中のセラミックス構成元素と酸素の吐出
しが始まっているものと推察される。
【００２２】図１から、保磁力Ｈｃが最低となるアニー
ル温度は２５０℃であり、その際に得られる超微結晶磁
性膜の電気抵抗率ρは２１００［μΩｃｍ］で飽和磁化
４πＭｓは９．８１［ｋＧ］であった。
ル温度は２５０℃であり、その際に得られる超微結晶磁
性膜の電気抵抗率ρは２１００［μΩｃｍ］で飽和磁化
４πＭｓは９．８１［ｋＧ］であった。
【００２３】尚、得られた超微結晶磁性膜の組成は原子
比でＦｅ53−Ｂ4 −Ａｌ16−Ｏ27であった。この超微結
晶磁性膜の透磁率（Ｐｅｒｍｅａｂｉｌｉｔｙ）の周波
数（Ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）依存性を、図３に示す。図３
から、１００ＭＨｚの高周波領域まで、ｔａｎδ＝μ”
／μ’で定義される損失が低いことがわかる。これは、
従来の高温熱処理で得られた超微結晶磁性膜の損失と同
等である（後述の図８参照）。
比でＦｅ53−Ｂ4 −Ａｌ16−Ｏ27であった。この超微結
晶磁性膜の透磁率（Ｐｅｒｍｅａｂｉｌｉｔｙ）の周波
数（Ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）依存性を、図３に示す。図３
から、１００ＭＨｚの高周波領域まで、ｔａｎδ＝μ”
／μ’で定義される損失が低いことがわかる。これは、
従来の高温熱処理で得られた超微結晶磁性膜の損失と同
等である（後述の図８参照）。
【００２４】以上の様に、十分な低温熱処理にて高電気
抵抗率且つ低保磁力で高周波領域まで低損失の超微結晶
磁性膜を実現することができた。
抵抗率且つ低保磁力で高周波領域まで低損失の超微結晶
磁性膜を実現することができた。
【００２５】（２）比較のために、スパッタ時に、ター
ゲットとして９９．９９％ＦｅにＢ 2 Ｏ3 チップのみを
載せたものを使用する以外は上記と同様にして磁性膜を
製造した。
ゲットとして９９．９９％ＦｅにＢ 2 Ｏ3 チップのみを
載せたものを使用する以外は上記と同様にして磁性膜を
製造した。
【００２６】上記熱処理の際の温度（アニール温度Ｔ
ａ）を変化させた場合に得られる磁性膜の飽和磁化（４
πＭｓ）、保磁力（Ｈｃ）及び電気抵抗率（ρ）の変化
を図４に示す。また、図５には、それぞれの熱処理条件
で得られた磁性膜のＸ線回折パターンを示す。
ａ）を変化させた場合に得られる磁性膜の飽和磁化（４
πＭｓ）、保磁力（Ｈｃ）及び電気抵抗率（ρ）の変化
を図４に示す。また、図５には、それぞれの熱処理条件
で得られた磁性膜のＸ線回折パターンを示す。
【００２７】図４から、保磁力Ｈｃが最低となるアニー
ル温度は３００℃であることがわかる。しかし、図５か
らわかる様に、アニール温度３００℃までの熱処理では
パターンはブロードであり膜はほぼアモルファスであ
り、アニール温度３５０℃の熱処理により平均結晶粒径
約１５０Åの結晶相へと大きな成長速度で結晶化（超微
結晶磁性膜化）が進行しているのが認められる。ところ
が、図４からわかる様に、アニール温度３５０℃では、
十分低い保磁力Ｈｃが得られない。
ル温度は３００℃であることがわかる。しかし、図５か
らわかる様に、アニール温度３００℃までの熱処理では
パターンはブロードであり膜はほぼアモルファスであ
り、アニール温度３５０℃の熱処理により平均結晶粒径
約１５０Åの結晶相へと大きな成長速度で結晶化（超微
結晶磁性膜化）が進行しているのが認められる。ところ
が、図４からわかる様に、アニール温度３５０℃では、
十分低い保磁力Ｈｃが得られない。
【００２８】尚、得られた超微結晶磁性膜の組成は原子
比でＦｅ40−Ｂ25−Ｏ35であった。
比でＦｅ40−Ｂ25−Ｏ35であった。
【００２９】（３）比較のために、スパッタ時に、ター
ゲットとして９９．９９％ＦｅにＡｌ2 Ｏ3 チップのみ
を載せたものを使用する以外は上記と同様にして磁性膜
を製造した。
ゲットとして９９．９９％ＦｅにＡｌ2 Ｏ3 チップのみ
を載せたものを使用する以外は上記と同様にして磁性膜
を製造した。
【００３０】上記熱処理の際の温度（アニール温度Ｔ
ａ）を変化させた場合に得られる磁性膜の飽和磁化（４
πＭｓ）、保磁力（Ｈｃ）及び電気抵抗率（ρ）の変化
を図６に示す。また、図７には、それぞれの熱処理条件
で得られた磁性膜のＸ線回折パターンを示す。
ａ）を変化させた場合に得られる磁性膜の飽和磁化（４
πＭｓ）、保磁力（Ｈｃ）及び電気抵抗率（ρ）の変化
を図６に示す。また、図７には、それぞれの熱処理条件
で得られた磁性膜のＸ線回折パターンを示す。
【００３１】図７から、成膜直後から既に平均結晶粒径
約４０Åの結晶相が析出しており、この結晶相はアニー
ル温度４００℃まで殆ど同じであり結晶成長が抑制され
ていることがわかる。また、アニール温度が増加すると
ともに、ピーク中心がα−Ｆｅ（１１０）に近付いてい
くことがわかる。これは、アニール温度の増加に伴って
α−Ｆｅが析出しＦｅ中のセラミックス構成元素と酸素
が吐出されているものと推察される。しかし、図６か
ら、保磁力Ｈｃが最低となるアニール温度は４００℃で
あり、低温熱処理では最低保磁力Ｈｃは得られない。
約４０Åの結晶相が析出しており、この結晶相はアニー
ル温度４００℃まで殆ど同じであり結晶成長が抑制され
ていることがわかる。また、アニール温度が増加すると
ともに、ピーク中心がα−Ｆｅ（１１０）に近付いてい
くことがわかる。これは、アニール温度の増加に伴って
α−Ｆｅが析出しＦｅ中のセラミックス構成元素と酸素
が吐出されているものと推察される。しかし、図６か
ら、保磁力Ｈｃが最低となるアニール温度は４００℃で
あり、低温熱処理では最低保磁力Ｈｃは得られない。
【００３２】尚、得られた超微結晶磁性膜の組成は原子
比でＦｅ49−Ａｌ17−Ｏ34であった。
比でＦｅ49−Ａｌ17−Ｏ34であった。
【００３３】アニール温度は４００℃で得られる超微結
晶磁性膜の電気抵抗率ρは８８２０［μΩｃｍ］で飽和
磁化４πＭｓは８．８２［ｋＧ］であった。この超微結
晶磁性膜の透磁率（Ｐｅｒｍｅａｂｉｌｉｔｙ）の周波
数（Ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）依存性を、図８に示す。図８
から、１００ＭＨｚの高周波領域まで、ｔａｎδ＝μ”
／μ’で定義される損失が低いことがわかる。
晶磁性膜の電気抵抗率ρは８８２０［μΩｃｍ］で飽和
磁化４πＭｓは８．８２［ｋＧ］であった。この超微結
晶磁性膜の透磁率（Ｐｅｒｍｅａｂｉｌｉｔｙ）の周波
数（Ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ）依存性を、図８に示す。図８
から、１００ＭＨｚの高周波領域まで、ｔａｎδ＝μ”
／μ’で定義される損失が低いことがわかる。
【００３４】（４）以上の実施例において、Ｂ2 Ｏ3 の
代わりにＢＮやＢ4 Ｃを用いた場合、Ａｌ2 Ｏ3 の代わ
りにＡｌの窒化物や炭化物を用いた場合、及び、Ａｌの
代わりにシリコン（Ｓｉ）やジルコニウム（Ｚｒ）やハ
フニウム（Ｈｆ）を用いた場合にも同様の結果が得られ
た。
代わりにＢＮやＢ4 Ｃを用いた場合、Ａｌ2 Ｏ3 の代わ
りにＡｌの窒化物や炭化物を用いた場合、及び、Ａｌの
代わりにシリコン（Ｓｉ）やジルコニウム（Ｚｒ）やハ
フニウム（Ｈｆ）を用いた場合にも同様の結果が得られ
た。
【００３５】
【発明の効果】以上の様に、本発明によれば、十分な低
温熱処理にて高電気抵抗率且つ低保磁力で高周波領域ま
で低損失の超微結晶磁性膜を得ることができる。
温熱処理にて高電気抵抗率且つ低保磁力で高周波領域ま
で低損失の超微結晶磁性膜を得ることができる。
【図１】アニール温度を変化させた場合に得られる磁性
膜の飽和磁化、保磁力及び電気抵抗率の変化を示すグラ
フである。
膜の飽和磁化、保磁力及び電気抵抗率の変化を示すグラ
フである。
【図２】磁性膜のＸ線回折パターンを示すグラフであ
る。
る。
【図３】超微結晶磁性膜の透磁率の周波数依存性を示す
グラフである。
グラフである。
【図４】アニール温度を変化させた場合に得られる磁性
膜の飽和磁化、保磁力及び電気抵抗率の変化を示すグラ
フである。
膜の飽和磁化、保磁力及び電気抵抗率の変化を示すグラ
フである。
【図５】磁性膜のＸ線回折パターンを示すグラフであ
る。
る。
【図６】アニール温度を変化させた場合に得られる磁性
膜の飽和磁化、保磁力及び電気抵抗率の変化を示すグラ
フである。
膜の飽和磁化、保磁力及び電気抵抗率の変化を示すグラ
フである。
【図７】磁性膜のＸ線回折パターンを示すグラフであ
る。
る。
【図８】超微結晶磁性膜の透磁率の周波数依存性を示す
グラフである。
グラフである。
Claims (8)
- 【請求項１】 セラミックス相と強磁性超微結晶相とを
含んでなる超微結晶磁性膜であって、前記セラミックス
相が酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１つとこれ
らに対する親和性が前記強磁性超微結晶相を構成する元
素よりも高い少なくとも２つのセラミックス相構成元素
とを含んで構成されていることを特徴とする、超微結晶
磁性膜。 - 【請求項２】 セラミックス相と強磁性超微結晶相とを
含んでなる超微結晶磁性膜であって、前記セラミックス
相を酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１つとこれ
らに対し親和性のある少なくとも２つのセラミックス相
構成元素とを用いて構成することによって該セラミック
ス相中の前記強磁性超微結晶相の分散状態が制御され、
電気抵抗率２００［μΩｃｍ］以上且つ保磁力１．５
［Ｏｅ］以下とされていることを特徴とする、超微結晶
磁性膜。 - 【請求項３】 前記セラミックス相構成元素はホウ素、
アルミニウム、シリコン、ジルコニウムまたはハフニウ
ムであることを特徴とする、請求項１または２に記載の
超微結晶磁性膜。 - 【請求項４】 前記セラミックス相はホウ素とアルミニ
ウム、シリコン、ジルコニウム及びハフニウムのうちの
少なくとも１つとを含んで構成されていることを特徴と
する、請求項３に記載の超微結晶磁性膜。 - 【請求項５】 前記強磁性超微結晶相は鉄及びコバルト
のうちの少なくとも１つを含んで構成されていることを
特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の超微結晶
磁性膜。 - 【請求項６】 請求項１〜５のいずれかの超微結晶磁性
膜を製造する方法であって、前記強磁性超微結晶相を構
成する元素とともに、酸素、窒素及び炭素のうちの少な
くとも１つと前記セラミックス相構成元素とを基材上に
堆積させ、その際に前記セラミックス相構成元素を複数
用い、しかる後に熱処理することを特徴とする、高電気
抵抗及び低保磁力をもつ超微結晶磁性膜の製造方法。 - 【請求項７】 前記強磁性超微結晶相を構成する元素と
ともに、酸素、窒素及び炭素のうちの少なくとも１つと
前記セラミックス相構成元素とを基材上にスパッタによ
り堆積させることを特徴とする、請求項６に記載の超微
結晶磁性膜の製造方法。 - 【請求項８】 前記熱処理の際の温度が２００〜３００
℃の範囲であることを特徴とする、請求項６または７に
記載の超微結晶磁性膜の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26963495A JPH09115729A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 超微結晶磁性膜及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26963495A JPH09115729A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 超微結晶磁性膜及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09115729A true JPH09115729A (ja) | 1997-05-02 |
Family
ID=17475090
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26963495A Pending JPH09115729A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 超微結晶磁性膜及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09115729A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6822831B2 (en) | 1999-11-26 | 2004-11-23 | Fujitsu Limited | Magnetic thin film, magnetic thin film forming method, and recording head |
| US6828046B2 (en) | 2001-04-13 | 2004-12-07 | Fujitsu Limited | Soft magnetic film of FeCoMO having a high saturation flux density, a moderate soft magnetism and a uniaxial magnetic anisotropy |
| US6970324B2 (en) | 2002-02-04 | 2005-11-29 | Fujitsu Limited | Thin film head with nickel-iron alloy non-magnetic substratum between non-magnetic gap layer and upper magnetic pole layer |
| JP2009295929A (ja) * | 2008-06-09 | 2009-12-17 | Alps Electric Co Ltd | 磁性基体及びその製造方法 |
-
1995
- 1995-10-18 JP JP26963495A patent/JPH09115729A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6822831B2 (en) | 1999-11-26 | 2004-11-23 | Fujitsu Limited | Magnetic thin film, magnetic thin film forming method, and recording head |
| US6828046B2 (en) | 2001-04-13 | 2004-12-07 | Fujitsu Limited | Soft magnetic film of FeCoMO having a high saturation flux density, a moderate soft magnetism and a uniaxial magnetic anisotropy |
| US6970324B2 (en) | 2002-02-04 | 2005-11-29 | Fujitsu Limited | Thin film head with nickel-iron alloy non-magnetic substratum between non-magnetic gap layer and upper magnetic pole layer |
| JP2009295929A (ja) * | 2008-06-09 | 2009-12-17 | Alps Electric Co Ltd | 磁性基体及びその製造方法 |
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