JPS6252907A - 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、良好な軟磁気特性を示し磁気ヘッド材料等に
好適な軟磁性薄膜に関するものである。

〔発明の概要〕

本発明は、軟磁性薄膜の組成をＦｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ａｔ
’の４元合金系とし、薄膜として使用した際に極めて優
れた軟磁気特性を示す組成範囲を提供し、 高飽和磁束密度や優れた熱安定性を有し、特に高保磁力
を存する磁気記録媒体用の磁気へラドコア材料として好
適な軟磁性薄膜を提供しようとするものである。

〔従来の技術〕

磁気記録における記録の高密度化、高品質化を図る目的
で、高保磁力を有する磁気記録媒体１例えば磁性粉にＦ
ｅ、Ｃｏ、Ｎｉ等の金属あるいは合金からなる金属磁性
粉末を用いた、いわゆる合金塗布型のメタルテープ等が
開発され、オーディオテープレコーダをはじめ、いわゆ
る８ミリＶＴＲ（８ミリビデオテープレコーダ）等、民
生用の磁気記録の分野で実用化が進んでいる。

したがって、このような磁気記録媒体を充分に磁化する
ためには、磁気ヘッドのコア材料に対して、この媒体の
保磁力に見合った充分高い飽和磁束密度を有することが
要求される。また、記録。

再生を同一の磁気ヘッドで行う場合においては、飽和磁
束密度のみならず、使用する周波数帯域で充分に高い透
磁率を有する材料であることが要求される。

従来、このような基本的な磁気特性ばかりでなく、磁気
ヘッド材料として要求される緒特性、すなわち耐蝕性、
耐摩耗性をも満たす材料として、Ｃｏを主成分とする非
晶質合金（アモルファス合金）及びＦｅ−Ａｌ−Ｓｉ系
合金（センダスト合金）が知られており、既に実用に供
されていることは周知の通りである。

ところで、ＣＯを主成分とするアモルファス合金の場合
、飽和磁束密度を高めるためには、遷移金属の原子比率
を高める必要がある。その結果、１４ｋＧ（キロガウス
）程度の飽和磁束密度を付与することも可能であるが、
遷移金属量の増加に伴い結晶化温度が低下し、磁気ヘッ
ド等への加工に際して、大幅に熱的な制約を受けること
になる。

また、結晶化温度以下での加熱工程であっても、誘導磁
気異方性の発生によって、優れた磁気的な初期特性が損
なわれることも事実である。したがって、熱的安定性を
考慮した場合、このアモルファス合金の飽和磁束密度は
、１２ｋＧ程度が実用上の限界と考えられる。

一方、結晶質であるセンダスト合金の場合、加工に際し
てアモルファス合金はどの厳しい熱的な制約を受けるこ
とはない、しかしながら、センダスト合金は、極めて狭
い組成範囲でのみ軟磁気特性が実現し、例えば飽和磁束
密度を増すためにＦａｉｌを増やせば、軟磁気特性は著
しく阻害される。

したがって、センダスト合金においては、飽和磁束密度
は１ｌｋＧ程度が実用上の限界であった。

〔発明が解決しようとする問題点〕

以上述べたように、磁気ヘッド材料の飽和磁束密度の限
界から、磁気記録のより高品質化、高密度化を図るため
の媒体の高保磁力化の試みも自ずと制約を受けているの
が現状であった。さらに、信鯨性の高いデバイスを製造
する際には、磁気時　−性の他、熱安定性が要求される
。

かかる状況に鑑み、本願出願人は、先に特願昭６０−８
１９４４号明細書において、高飽和磁束密度、高透磁率
を有するｐ’　ｅ−（：ｏ−３ｉ系合金薄膜を開示した
が、本発明は、さらに熱的安定性の向上、より一層の軟
磁気特性の改善を目的とするものであって、例えばセン
ダスト合金では実現することのできないような高い飽和
磁束密度を有し、かつ優れた熱安定性を有する軟磁性薄
膜を提供することを目的とする。

Ｃ問題点を解決するための手段〕 本発明者等は、Ｆ、ｅ−Ｃｏ−Ｓｉ系合金薄膜の熱安定
性向上、磁気特性の改善にＡＪの添加が有効であること
を見出し本発明を完成するに至ったものであって、Ｃｏ
５〜１５原子％、５ｉｌｏ〜１７原子％、ＡＩ８〜１３
原子％、残部Ｆｅよりなる組成を有するものである。

本発明の軟磁性薄膜においては、各成分元素の組成比を
所定の範囲内に設定する必要があり、この範囲を外れる
と軟磁気特性が劣化する。

例えば、Ｃｏの含有量は５〜１５原子％とするのが好ま
しい、この範囲を外れると、保磁力の増大やｉ３磁率の
低下が見られる。

また、Ｓｉ、ＡＩｔについては、それぞれＳｉ１０〜１
７原子％、Ａ１８〜１３原子％とする必要がある。Ｓｉ
及びＡｌの含有量がこれら範囲を外れると、例えば保磁
力が２．０エルステツドを越え、磁気ヘッドのコア材料
としては使用し得ない、同時に、飽和磁束密度の低下や
透磁率の低下も見られる。これに対し、上述の範囲とす
れば、低保磁力化、高飽和磁束密度化、高透磁率化が達
せられる。特に５ｉｌｏ〜１５原子％、Ａ！９〜１２％
とすることにより、保磁力０．５エルステンド以下が達
成され、さらにこの領域では零磁歪曲線も交差すること
から、極めて好ましい範囲といえる。

上記軟磁性ＦＪ［膜の作成方法としては、真空薄膜形成
技術によるのが良い。

この真空薄膜形成技術の手法としては、スパッタリング
やイオンブレーティング、真空蒸着法。

クラスター・イオンビーム法等が挙げられる。

この場合、軟磁性薄膜を構成する各成分元素の含有量を
調節する方法としては、 （＾）Ｆｅ、Ｃｏ、ＳＬ、Ａｌを所定の割合となるよう
に秤量し、これをあらかじめ例えば高周波溶解炉等で溶
解して合金インゴットを形成しておき、この合金インゴ
ットを蒸発源として使用する方法、 （Ｂ）各成分の単独元素の蒸発源を用意し、これら蒸発
源の数で組成を制御する方法、 （Ｃ）各成分の単独元素の蒸発源を用意し、これら蒸発
源に加える出力（印加電圧）を制御して蒸発スピードを
コントロールし組成を制御する方法、 （ロ）合金を蒸発源として蒸着しながら他の元素を打ち
込む方法、 等が挙げられる。

なお、上述の真空ｙＩ膜形成技術により膜付けされた軟
磁性薄膜は、そのままの状態では保磁力は高い値を示し
良好な軟磁気特性が得られないので、熱処理を施して膜
の歪を除去し、この軟磁気特性を改善することが好まし
い。

上記熱処理の温度条件としては、４００℃以上である。

（作用〕 軟磁性薄膜の構成元素をＦｅ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ａｌの４元
系とし、これらの組成比を所定の範囲とすることにより
、飽和磁束密度は例えばセンダスト合金等に比べて大幅
に大きなものとなり、保磁力、透磁率等の軟磁気特性や
熱安定性も確保される。

〔実施例〕

以下、本発明を具体的な実験例により説明する。

実験例１゜ 電解鉄、電解コバルト、シリコン、アルミニウムの各々
をＦｅＢＣＯ＋ｏＳ　１ｌｓＡ１＋ｓなる原子比率を有
するように秤量し、高周波誘導加熱炉を用いてアルミナ
坩堝内で真空溶解した。これを直径１０５ｍの銅製鋳型
中に鋳造し、ターゲット母材を得た。この場合の溶解量
は６００ｇとした。このターゲット母材の両面を平面研
削盤によって研削し、厚さ６鶴のスパッタリング用ター
ゲットを形成した。

この合金ターゲットを用い、通常の高周波スパッタリン
グ装置によって、合金薄膜を得た。なお、基板には光学
研磨を施した結晶化ガラスを用い、一度２　Ｘ　１０−
”Ｔｏｒｒ以下に排気した後、８Ｘ１０−’Ｔｏｒｒの
Ａｒガス圧で２５０Ｗの投入電力下でスパッタリングを
行った。基板は特に加熱せず、１時間予備スパッタを行
った後、同一条件でおよそ１時間基板上に成膜を行った
。

得られた試料表面にアルミニウムを薄く真空蒸着し、多
重干渉膜厚計を用い、膜と基板の段差を測定することで
膜厚を測定した。得られた軟磁性薄膜の平均膜厚は２．
１５μｍと測定された。

膜組成はＥ　Ｐ　Ｍ　Ａ　（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏ
ｂｅ　Ｍｉｃｒｏ−Ａｎａｌｙｓ　ｉｓ）法によって決
定した。その結果、得られたＩＩＩ組成はＦ　ｅ　＊＊
、、ｚＣＯ＋ａ、ｔｏＳ　ｔ　ｉｓ、　＋ｍＡ　１　ｓ
、ｓ。

と測定された。

上述の方法で得られた軟磁性薄膜の軟磁気特性を調べる
ために、先ず、交流Ｂ−Ｈ曲線を測定した。印加磁界は
ｌ　ＯＯ（Ｏｅ）、測定周波数は１７Ｈｚであった。第
１図（ａ）にスパッタリングを行ったままでのＢ−Ｈ曲
線を示す、この第１図（ａ）より、スパッタリングを行
っただけの状態では保磁力は約１７　（Ｏｅ）と高く、
このままでは良好な軟磁気特性は得られないことがわか
った。

そこで、スパッタリング中に導入された歪を除去する目
的で、得られた試料に１　×１０−’Ｔｏｒｒに排気さ
れた真空炉中で熱処理を施した。熱処理温度は６５０℃
とし、３０分で昇温し、１時間保持した後、２時間かけ
て炉を冷却した。この熱処理後のＢ−Ｈ曲線を測定した
結果、第１図（ｂ）に示すように、保磁力は０．４　（
Ｏｅ）まで低下した。

さらに得られた膜の飽和磁束密度を振動試料型磁力計（
Ｖ、Ｓ、Ｍ、）によって測定した。測定は室温で行い、
８ｋＯｅまでの外部磁界を印加した。

その結果、得られた膜の室温における飽和磁束密度は１
２．４　ｋ　Ｇと測定された。

次ぎに、実用上重要な特性値であるｉ３磁率を求めた。

透磁率の測定にあたっては、高周波透磁率測定装置を用
いた０本装置は、・高周波磁界中に置かれた薄膜試料に
よる磁束変化を適当なピックアップコイルによって検出
するもので、ＩＭＨｚ〜１００ＭＨｚにわたる実効透磁
率を高精度に評価することが可能である。第２図に熱処
理後の試料の透磁率の周波数特性を示す、この第２図よ
り、得られた試料においては２０ＭＨｚまでは透磁率の
低下は見られず、また、５０ＭＨｚ以上の高周波数領域
においてもなお優れたｉ３ｍ率を示すことがわかる。

実験例２゜ Ｆｅ−Ｃｏ−３ｉ　−Ａｌ系合金薄膜において良好な軟
磁気特性が得られる組成範囲を明確なものとするため、
先の実験例１と同様の方法で各種の原子比率を有する合
金ターゲ７）を作製し、Ａｒガス圧８　Ｘ　１０−’Ｔ
ｏｒｒ＋投入電力２５０Ｗの一定条件下で、各種の組成
を有する膜を作製した。

得られた膜について先の実験例１と同様な方法により組
成分析を行い、さらに６５０℃９１時間の熱処理を行っ
て熱処理後の保磁力を１４Ｈｚの交流Ｂ−Ｈ曲線から測
定した。

各種組成を有する試料から、Ｃｏ含有量が１１±０．５
原子％の範囲内にあるものを選び、（Ｆｅ−Ｃｏ）−３
ｉ−Ａｊｌの擬３元系として保磁力と組成の関係を求め
た。結果を第３図に示す。

この第３図より、Ｃｏ含有量を１１±０．５原子％に固
定した場合には、５１１１〜１５原子％。

、１９〜１２原子％で囲まれる組成領域で良好な軟磁気
特性が実現されることがわかった。

また、これらの合金薄膜の磁歪定数（λ）（符号および
大きさ）を評価するため基板に曲げ応力を加えた際のＢ
−８曲線の形状の変化を調べた。

なお、符号の決定にあたっては、Ｂ−８曲線の測定方向
に引張応力を加えた際にＢ−Ｈ［１１１１が傾斜する場
合をλ〉０とし、変化のない場合をλ−〇。

圧縮応力を加えた場合にＢ−８曲線が傾斜するものをλ
く０とした。この方法は、Ｂ−８曲線の傾き、すなわち
異方性磁界の大きさが磁歪定数と応力の積に比例する原
理に基づくものである。第３図中には、この方法によっ
て決定されたλ−０を示す領域が破線によって磁歪零曲
線として示されている。また、第３図において、この破
線で示される零磁歪曲線（λ−０）の右側は磁歪λが負
である組成領域、左側は磁歪λが正である組成＄置載で
ある。

さらに、Ｃｏ含有量を１１±０．５原子％に固定した場
合の各試料の飽和磁束密度を、先の実験例１と同様の方
法により測定した。第４図に測定した飽和磁束密度の値
を（Ｆｅ−Ｃｏ）−３ｉ　−ＡｌのＩｌ！３元系として
示した。

したがって、これら第３図及び第４図より、保磁力０．
５　（Ｏｓ）以下で、かつ飽和磁束密度１４〜１４、５
　ｋ　Ｇの得られる組成領域が存在することがわかる。

また、この領域において上記零磁歪曲線も交差している
ことから、極めて好ましい領域といえる。

次に、Ｃｏ含有量を１１±０．５原子％に固定した場合
の各試料のｉ３磁率を先の実験例１と同様の方法により
測定した。試料はいずれも６５０℃。

１時間の熱処理が施されている。ＩＭＨｚにおける透磁
率の値を（Ｆａ−Ｃｏ）　　Ｓｉ　−Ａｊｌの擬３元系
として第５図に示した。この第５図より、透磁率１００
０以上を示す領域は、第３図における保磁力１．０　（
Ｏｓ）以下の領域とほぼ重なっており、この領域では低
保磁力、高透磁率が達成されることがわかる。特に、５
ｉｌｌ〜１４．５原子％、Ａ１９〜１１．５原子％で囲
まれる領域では、１５００〜２０００に及ぶ高い透磁率
が得られることがわかる。

実験例３゜ 先の実験例２ではＣｏ含有量が１１±０．５原子％の試
料を選び、Ａｊｌ及びＳＩ量による磁気特性の変化につ
いて調べた０本実験例では、Ｃｏ量の変化による軟磁気
特性の変化を調べた。

先ず、先の実験例１と同様の方法で各種の原子比率を存
する合金ターゲットを作製し、Ａｒガス圧８　Ｘ　１０
−３Ｔｏｒｒ、投入電力２５０Ｗの一定条件下で、各種
の組成を有する薄膜試料を作製した。

得られた薄膜試料について、先の実験例１と同様の方法
により組成分析を行い、６５０℃９一時間の熱処理を施
した後、保磁力及び透磁率を測定した。結果を第６図な
いし第１１図に示す、ここで、第６図及び第７図は（Ｆ
ｅ＋Ｃｏ）ｔｓｓ　ｔｌｌｓＡｊ’１１．Ｓの保磁力及
び透磁率をそれぞれ示し、第８図及び第９図は（Ｆｅ＋
Ｃｏ）ｙ＊Ｓｌ＋＋ＡＩ＋＋の保磁力及び透磁率を、第
１０図及び第１１図は（Ｆ　ｅ＋　ＣＯ）　ａｙｓ　ｉ
　＆、ＳＡ　１　ｈ、ｓの保磁力及び透磁率をそれぞれ
示す＠　Ｃｏｌについては、Ｃｏ量（Ｆｅ＋Ｇｏ）の比
で示した。

その結果、次のようなことがわかった。すなわち、先ず
、第６図より、Ｆｅの一部をＣＯで置換することにより
はじめ保磁力は著しく増大し、その後、Ｃｏ量　（Ｆｅ
＋Ｃｏ）７〜１５％付近で保磁力は著しく低下する。同
時に、第７図から明らかなように、この保磁力の低下に
伴って透磁率は増加する。一方、（Ｆｅ＋Ｃｏ）が７９
原子％及び８７原子％である場合には、変化の様子は若
干第６図や第７図とは異なるものの、Ｃｏ量（Ｆｅ＋Ｃ
ｏ）１３〜１５％付近で透磁率は極大値を示す、したが
って、ＡＩやＳｉの量が異なればその最適値は異なるも
のの、Ｃｏ量（Ｆｅ＋Ｃｏ）が５〜１５％の時に優れた
軟磁気特性が実現する。

これは、Ｃｏ量に換算すると５〜１２原子％に相当する
。

実験例４゜ 実験例１で述べたように、Ｆｅ−Ｃｏ−３ｉ−Ａ１合金
薄膜は熱処理によって大幅に特性が改善される。ところ
で、実用上の観点から考えると、広い温度範囲にわたっ
て軟磁気特性が維持されることが望まれる。すなわち、
磁気ヘッドを製造する過程において、信顧性の高いヘッ
ドを得るためには、ガラス融着等の加熱工程を必要とす
る。そこで、本実験例においては、磁気特性の熱安定性
を評価することとする。

先ず、先の実験例１と同様の方法で各種の原子比率を有
する合金ターゲ７）を作製し、Ａ「ガス圧８Ｘ１０ｉ丁
（ｌｒｒ　＋投入電力２５０Ｗの一定条件下で、各種の
組成を存する薄膜試料を作製した。

得られた薄膜試料について、先の実験例１と同様の方法
により組成分析を行い、先ず５００℃。

１時間の熱処理を施した後、さらに引き続いて６５０℃
、１時間の熱処理を施した。このとき、それぞれの熱処
理後における保磁力を測定した。

（Ｆｅ＋Ｇｏ）−３１−Ａ１１ｉ３元系として、保磁力
の値と組成との関係を第１２図に示した。

なお、この第１２図において、／の左側に示した数値は
５００℃の熱処理後における保磁力（単位：Ｏｅ）を、
右側の数値は６５０℃の熱処理後における保磁力を示し
ている。また、カッコ（）内の数値はＣＯの原子比率を
表している。さらに、この第１２図においては、熱処理
温度が５００℃から６５０℃に高まるにしたがって保磁
力が低下する組成を・で、逆に熱処理温度が高まるにし
たがって保磁力が増加する組成を０で表しである。

この第１２図から明らかなように、Ｆａ−Ｃ。

−３ｔ−Ａｊ＋系合金薄膜においては、Ｓｉ：Ａｊｌの
原子比率が５：３（第１２図中破線で示す組成）よりよ
りＳｔ過剰（先の破線の図中下側の領域）になると、高
温で磁気特性が劣化し、また、この磁気特性の劣化はＣ
ｏ量にはほとんど依存しないこ、したがって、実験例２
ならびに実験例３で良好な特性を示した組成のうち、さ
らにここで述べたＳｉ；Ａ１の原子比率を有する特性が
、実用上からは好ましいといえる。

なお、いわゆるセンダスト合金、典型的にはＦｅ　ｔｚ
、ｓｓ　ｉ　＋ｔ、ｓＡ　１　＋＊近傍の組成を有する
ターゲット上にＧｏの小片を載せ、ＣＯを添加したセン
ダスト合金薄膜をスパッタリング法によって成膜しても
、Ｓｉ：Ａ１の原子比率は５：３よりも過剰のまま変化
するので、本実験例で述べたような熱安定性を有する軟
磁性合金薄膜を得ることはできない。

比較例 先の実験例１と同様な方法によって各種組成を有するＦ
ｅ−５ｔ−Ａ１３元合金のターゲットを作製し、実験例
１と同様の方法により薄膜試料を得た。

得られた薄膜試料の膜組成を分析し、６５０℃。

１時間の熱処理を行って、熱処理後の保磁力を測定した
。

第一１３図にＦｅ−３ｔ−Ａｊ３元合金ｆｉｌｌの熱処
理後における保磁力と組成の関係を示す。

この第１３図から明らかなように、Ｆｅ−３ｔ−Ａ１３
元合金薄膜にあっては、Ｆｅ−Ｇｏ−３Ｌ−ＡＩ４元合
金において良好な軟磁気特性が得られた領域のＳｉ量及
びＡＩ量では良好な軟磁気特性は得られず、いわゆるセ
ンダスト組成のごく近傍でのみ良好な軟磁気特性が実現
する。なお、第１３図中には、実験例２で述べたのと同
様な方法によって求めた磁歪λ−０を示す領域（零磁歪
曲線）が破線で示されている。

また、これら薄膜試料のうち、良好な軟磁気特性が得ら
れた組成を育する試料について、飽和磁束密度を実験例
１で述べたのと同様な方法によって測定した。その結果
、第１３図において、保磁力０．５　（Ｏｅ）以下を示
す組成の飽和磁束密度は、１１ｋＧ以下であった。

〔発明の効果〕

以上の説明からも明らかなように、軟磁性薄膜の成分元
素としてＦ　ｅ　＋　Ｃｏ　＋　Ｓ　ｉ　ｒ　Ａ　７１
の４元系を選び、これらの組成比を特定の組成領域内と
なるように設定することにより、センダスト合金では実
現し得ないような高い飽和磁束密度を達成することがで
きる。また同時に、高周波領域における透磁率も高いも
のとなり、保磁力や磁歪も極めて小さいものとなる等、
良好な軟磁気特性を達成され、さらに熱安定性の点でも
優れたものとなる。

したがって、こ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り、磁気記録媒体の高保磁力
化に充分対処することができる、また、この磁気ヘッド
を作製するためにガラス融着工程等の加熱工程を経ても
、磁気特性が劣化することはない。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）及び第１図（ｂ）は本発明を適用した軟磁
性薄膜の交流Ｂ−Ｈ曲線を示す特性図であり、第１図（
ａ）は熱処理前のＢ−Ｈ曲線、第１図（ｂ）は熱処理後
のＢ−Ｈ曲線をそれぞれ示す。 第２図はこの軟磁性薄膜のｉ３磁率の周波数特性を示す
特性図である。 第３図ないし第５図はＣＯ含有量を１１±０．５原子％
に固定したときの組成と軟磁気特性の関係を示す特性図
であり、第３図は組成と保磁力の関係及び零磁歪領域を
示す特性図、第４図は組成と飽和磁束密度の関係を示す
特性図、第５図は組成と透磁率の関係を示す特性図であ
る。 第６図は（Ｆｅ＋Ｃｏ）　、ｓｓｉ＋ｓ、ｓＡ１＋＋、
ｓにおけるＣｏ量と保磁力の関係を示す特性図、第７図
は同じ（Ｃｏ量と透磁率の関係を示す特性図、第８図は
（Ｆｅ＋Ｇｏ）ｔ’ｓ　ｌ＋＋Ａｊ＋＋におけるＣｏ量
と保磁力の関係を示す特性図、第９図は同じ＜Ｃｏ量と
ｉ３磁率の関係を示す特性図、第１θ図は（Ｆｅ＋Ｃｏ
）＊ｔＳ　ｌｉ、５ＡＪｌａ、ｓにおけるＣｏ量と保磁
力の関係を示す特性図、第１１図は同じ＜Ｃｏｔと透磁
率の関係を示す特性図である。 第１２図はＦｅ−Ｃｏ−３ｉ−ＡＪ４元系合金における
熱処理温度と保磁力の関係を示す特性図である。 第１３図はＦ’ｅ−３ｔ−ＡＩ３元合金におケル組成と
保磁力の関係及び零磁歪領域を示す特性図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 　Ｃｏ５〜１５原子％、Ｓｉ１０〜１７原子％、Ａｌ８
   〜１３原子％、残部Ｆｅよりなる組成を有する軟磁性薄
   膜。