KR100397613B1 - 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법 - Google Patents

나노 크기의 강자성체 분말 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법에 관하여 개시한다. 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법은, (가) 기판 상에 자성체 박막을 형성하는 단계; (나) 상기 박막을 강자성체(Fe-Co-Ni)계와 비자성체(Ni-Al-Cu)계로 상분리시키는 1차 열처리 단계; 및 (다) 상기 1차 열처리된 박막을 2차 열처리하여 상기 비자성체계를 휘발 또는 상기 강자성체계와 재결합시켜서 나노 크기의 강자성체를 상기 기판 상에 성장시키는 단계;를 구비한다. 이에 따르면, 극미세 고밀도 기록매체 또는 고민감 센서에 활용할 수 있는 나노 크기의 디바이스용 강자성체 나노 분말을 최소 비용으로 손쉽게 제조할 수 있다.

Description

나노 크기의 강자성체 분말 제조방법{Fabricating Method of Ferromagnetic Nanoparticles}
본 발명은 나노 크기의 고밀도 자기기록매체 또는 전자분야의 고기능성 자기센서에 적용가능한 강자성체 분말 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 다단계 열처리에 의한 Fe-Co-Ni계 강자성체 나노 크기의 분말 제조방법에 관한 것이다.
자기기록매체(magnetic recording media)의 고밀도화를 위해서는 비트 크기(bit size)를 줄여야 하며 따라서 자구(magnetic domain) 크기를 최소화하는기술이 중요하다.
현재 사용되는 컴퓨터의 자기기록용 디스크의 자기기록층은 주로 CrCoTa을 근간으로 하는 강자성체 미세결정립이 30~50 nm 크기의 자구 형성에 의해 정보가 기록되고 또는 소거되는 과정이 이루어 진다.
그러나 이 과정에서 결정립과 결정립 사이의 경계면인 Cr층이 어느 정도 영역을 차지하기 때문에 자기특성적으로 정보를 읽을 때 노이즈(noise)가 발생하게 된다. 따라서 강자성체 입자가 서로 분리되어 있으면 노이즈의 발생이 없게 된다. 한편 강자성체 입자의 크기가 작을수록 자구(magnetic domain)의 크기가 작아지므로 저장할 수 있는 면적이 커져 정보저장 능력이 향상될 수 있다. 따라서 최근에는 반도체 식각방법으로 Fe-Ni 강자성체를 나노크기의 독립된 점으로 가공을 한다든지(K. J. Kirk, J. N. Chapman, S. McVitie and P. R. Aitchson, J. Appl. Phys. 87(9), (2000)5105 참조), 동일한 방법으로 Fe-Co 강자성체를 제조하는 경우도 있었다(C. E. Moreau, J. A. Caballero, R. Loloee and N. O. Birge, J. Appl. Phys. 87(9), (2000)6316 참조).
또한 기계적 합금방법으로 Fe 나노분말(L. D. Bianco, A. Hernando and E. Bonetti, J. of Magn. Magn. Mater. 171-181, (1998)939 참조) 또는 Ni 나노분말(E. Botteni, E. G. Campari, L. Pasquini and E. Sampaolesi, J. Appl. Phys. 84(8), (1998)4219 참조)을 제조하는 연구가 수행되고 있다.
그러나 상기의 제조방법들로 나노 크기의 강자성체 분말을 제조하는 것은 비용이 많이 들며, 특히 반도체 식각방법을 이용시는 그 제조공정이 복잡해지는 문제점이 있다.
따라서 본 발명은 상기의 문제점을 개선하고자 창출된 것으로서, 본 발명의 목적은 나노입자의 제조 공정시 다단계 열처리 공정을 수행하여 나노입자의 자기 특성이 우수하며, 기판상에 일정한 분포를 가지는 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법을 제공하는 것이다.
도 1은 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법을 나타내는 공정도,
도 2는 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 1차 열처리 단계 후의 조직을 보여주는 전자현미경 사진,
도 3은 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 2차 열처리 단계 후 기판상에 생성된 강자성체 나노 입자들의 전자현미경 사진.
상기의 목적을 달성하기 위하여 본 발명의 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법은, (가) 기판 상에 자성체 박막을 형성하는 단계; (나) 상기 박막을 강자성체(Fe-Co-Ni)계와 비자성체(Ni-Al-Cu)계로 상분리시키는 1차 열처리 단계; 및 (다) 상기 1차 열처리된 박막을 2차 열처리하여 상기 비자성체계를 휘발 또는 상기 강자성체계와 재결합시켜서 나노 크기의 강자성체를 상기 기판 상에 성장시키는 단계;를 구비한다.
상기 (가) 단계는, (a) Fe-Co-Ni-Al-Cu계 박막의 스퍼터링 타겟을 마련하는 단계; 및 (b) 상기 타겟을 사용하여 상기 기판 상에 스퍼터링 증착기술로 상기 비정질 박막을 증착하는 단계;를 구비하는 것이 바람직하다.
상기 기판은 다결정 알루미나 기판이며, 상기 (a) 단계의 스퍼터링 타겟은, Co 10~30 wt.%; Ni 10~20 wt.%, Al 5~10 wt.%, Cu 2~4 wt.% 이며 나머지 중량은 Fe 인 것이 바람직하다.
상기 (b) 단계의 스퍼터링 에너지는 100 내지 300 W 이고, 상기 (b) 단계에서 기판의 온도가 상온이며, 상기 자성체 박막의 두께는 제조하려는 강자성체 나노 분말 입경의 1 내지 3배인 것이 바람직하다.
상기 (나) 단계는 650~900 ℃에서 20~60분 1차 열처리하는 것이 바람직하며, 상기 자성체 박막과 평행하게 자장(magnetic field)을 걸어주는 단계;를 더 구비하고, 상기 자장의 크기는 3~10 kOe인 것이 바람직하다.
상기 1차 열처리 단계에서, 열처리 압력을 1 기압 이상 유지하며, 바람직하게는 2~6 기압으로 유지하며, 상기 압력은 아르곤 개스의 주입으로 유지하는 것이 바람직하다.
상기 (다) 단계의 2차 열처리 단계는, (c) 상기 (나) 단계로부터 550~650 ℃의 소정 온도로 서냉하는 단계; 및 (d) 상기 (c) 단계의 소정 온도에서 4~6 시간 유지하는 단계;를 구비하고, 2x10-6~ 4x10-6Torr 압력에서 열처리하는 것이 바람직하며, 상기 서냉 속도는 5~10 ℃/min 인 것이 바람직하다.
이하 첨부도면을 참조하여 본 발명의 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법에 따른 바람직한 실시예를 상세히 설명한다.
도 1은 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법을 개략적으로 보여주는 공정도이다.
도1을 참조하면, 먼저 Fe-Co-Ni-Al-Cu 계 박막의 스퍼터링 타겟(target)을 마련한다(S1 단계). 스퍼터링 타겟은 Co 10~30 wt.%, Ni 10~20 wt.%, Al 5~10 wt.%, Cu 2~4 wt.% 이며 나머지 중량은 Fe 인 타겟을 사용한다.
다음으로, 상기 스퍼터링 타겟을 사용하여 알루미나 기판상에 스퍼터링 증착기술로 비정질의 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막을 증착한다(S2 단계). 이 때 스퍼터링 에너지는 100~300 Watt 사용하고, 상온의 기판을 사용하며 스퍼터링 챔버는 4×10-6Torr 이하의 진공도를 유지한다. 상기 스퍼터링으로 증착된 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막의 두께는 향후 성장할 나노 입자의 입도를 결정하는데 상당히 중요한 변수이므로, 제조하려는 나노 입자의 입도를 결정한 다음 초기의 박막 두께를 정하여 스퍼터링 증착을 실시한다. 통상 자성체 박막의 두께는 제조하려는 분말 입경의 1 내지 3 배가 되도록 하는 것이 바람직하다.
계속해서, 상기 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막이 형성된 알루미나 기판을 별도의 열처리 로(furnace)에 장입한 후 1차 열처리를 수행한다(S3 단계).
상기 1차 열처리는 650 내지 900℃에서 20 분 내지 60분 하는 것이 바람직하다. 이때 열처리시 기판 방향과 평행하도록 외부 자장을 부가한다. 상기 자장의 크기는 3 내지 10 kOe가 바람직하다.
또한 열처리 로에는 아르곤 가스를 주입하여 로의 압력이 2 내지6기압이 되도록 유지한다. 상기 아르곤 가스는 기판상에 형성된 박막의 손실이나 휘발현상이 없도록 방지함과 동시에 산소 흡입에 의한 산화를 방지한다.
상기 1차 열처리 단계(S3)는 상기 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막을 열처리 동안에 비정질 재료에서 강자성체와 비자성체 또는 약자성체의 상 분리를 실행하는데 있다. 따라서 초기의 타겟 조성에 따라 1차 열처리 온도는 달라지게 되며, 1차 열처리 온도에 따라 생성된 강자성체의 성분과 강자성체 상의 입도가 결정되며, 또한 부피분율도 결정된다. 따라서 2차 열처리 단계(S4)에서 나타나는 나노입자의 특성과 부피분율에도 직접 영향을 주므로 상당히 중요한 변수이다.
상기 1차 열처리 과정에서 비정질 재료 상태로 있던 Fe-Co-Ni-Al-Cu 합금 박막은 스피노덜 상분해(spinodal decomposition) 현상을 통해 합금 원소의 농도차이에 의한 상 분해가 일어나 Fe-Co-Ni 계의 강자성체와 Ni-Al-Cu 계의 약자성체 또는 비자성체로 분리되어 강자성체는 입자상으로 석출되어 비자성체 또는 약자성체의 기지상에 둘러싸이는 미세구조로 변화한다.
계속해서, 상기 1차 열처리된 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막이 형성된 알루미나 기판을 2차 열처리를 수행한다(S4 단계).
상기 2차 열처리는 1차 열처리 과정이 끝난 후 연속해서 진행하게 되는데, 상기 1차 열처리가 끝나는 단계에서 550 내지 650℃의 소정 온도까지 서서히 냉각을 하여 4시간 내지 6시간 열처리를 한다. 이때 1차 열처리 온도로부터 2차 열처리 온도까지의 서냉 속도는 5~10℃/min 가 바람직하다. 2차 열처리 분위기를 위해 열처리 로에서 아르곤 가스를 배기하여 2×10-6내지 4×10-6Torr 압력을 유지한다.
상기 2차 열처리 단계에서는 1차 열처리 과정에서 생성된 비자성체 또는 약자성체인 Ni-Al-Cu 조성을 근간으로 한 기지조직으로부터 휘발성이 높은 Al 및 Cu 성분은 대다수가 휘발이 되고 나머지 Ni 성분은 이웃해 있는 Fe-Co-Ni 강자성체 입자에 이동을 하여 Fe-Co-Ni 입자에서는 Ni 함량이 더욱 증가하게 된다. 또한 그 과정에서 Fe-Co-Ni 입자 형성이 완료되어 구형에 가까운 강자성체 나노분말이 만들어진다. 제조된 나노 분말의 크기는 대체로 초기 기판 상에 증착된 비정질 박막의 두께에 의존한다.
[실험예]
먼저 2장의 다결정 알루미나 기판을 준비하여 스퍼터링 방법으로 기판 상에 각각 45nm, 135nm 두께의 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막을 증착하였다.
사용된 스퍼터링 타겟은 Co 23.5 중량 %, Ni 14.4 중량 %, Al 8.4 중량 %, Cu 3.0중량 % 및 잔량으로서 Fe를 포함하는 것을 사용하였다.
이때 기판온도는 상온, 스퍼터링 챔버의 압력은 4×10-6Torr 이었다.
계속해서 상기 기판을 별도의 열처리 로에 장착한 후 650℃에서 20분간 열처리하였다.
열처리 로에 아르곤 가스를 주입하여 2기압을 유지하였으며, 기판의 면방향과 평행하게 4.5 kOe의 자장을 걸어주었다.
표1은 1차 열처리를 완료한 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막의 자기특성을 보여준다.
여기서 4Ms는 포화자화값, 4Mr은 잔류자화값이며, Hc는 보자력을 나타낸다.
자기특성은 진동시료자력계(Vibrating sample magnetometer)를 사용하여 측정하였으며, 측정방향은 전자석의 자력선이 시편의 면 방향과 평행이 되도록 하였다.
스퍼터링 증착된 상태에서의 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막은 비정질로 자기특성을 보이지 않으나, 일단 1 차 열처리를 거친 Fe-Co-Ni-Al-Cu박막은 보자력(Hc)이 140 및 274 Oe로 강자석의 박막특성을 보인다. 이미 1차 열처리 동안에 본 발명이 원하는 방향으로 진행되었으며, 그 결과 (Fe-Co-Ni) 조성을 주로 하는 극미세 입자가 스피노덜 조성분해(spinodal decompisition)에 의해 상분리가 되어 약자성체인 Ni-Al-Cu 기지상에 형성되었음을 알 수 있다. 이러한 현상은 도 1의 고분해능 전자현미경의 조직사진으로부터 잘 알 수 있었다.
계속해서 1차 열처리가 완료된 Fe-Co-Ni-Al-Cu 박막을 동일한 열처리 로에서 2차 열처리를 수행하였다.
먼저, 1차 열처리가 완료된 후 아르곤 가스를 배기하여 2×10-6Torr의 진공을 유지한 후, 5 내지 10℃/min의 속도로 냉각한 후 600℃에서 5시간 동안 열처리하였다.
상기의 2차 열처리 결과, 1차 열처리 과정에서 약자성체인 (Ni-Al-Cu) 기지내에 생성된 강자성체 극미세 입자인 (Fe-Co-Ni) 가 더욱 성장하였고, 형상도 구형으로 변하면서 약자성 기지상인 Ni-Al-Cu 물질내의 휘발성이 좋은 Al과 Cu는 대다수가 휘발되고 Ni 성분은 옆에 인접한 Fe-Co-Ni 입자로 확산, 이동함으로써 Fe-Co-Ni 입자는 성장을 계속하였다. 따라서 시간이 경과되면서 알루미나 기판 상의 휘발물질은 날아가고 Fe-Co-Ni 강자성체 나노 사이즈(nano size)의 입자만이 고스란히 남게 된다. 표 2에 2 차 열처리가 완료된 Fe-Co-Ni 나노 입자의 자기특성을 나타내었다.
표 2를 참조하면, 기판 상에 형성된 입자들은 보자력(Hc)이 740, 460 으로 강자성체의 자성을 가지는 것을 알 수 있다.
도 2는 최종적으로 생성된 강자성체 Fe-Co-Ni 나노 미립자가 알루미나(Al2O3) 기판 위에 생성된 모습을 보여주는 고분해능 전자현미경 조직 사진이다.
상술한 바와 같이 본 발명은 강자성체 중에서 가장 자기모멘트가 우수한 Fe, Co, Ni 성분을 함유한 합금형 나노분말을 제조하는 데 있으며, 그를 위해 원하는 특정 조성범위의 Fe-Co-Ni-Al-Cu 합금의 타겟(target)을 먼저 만들고 그 타겟을 사용하여 알루미나 기판 상에 스퍼터링 증착기술을 이용하여 비정질의 박막을 증착하고, 그 비정질 박막을 1차 열처리에 의해 원하는 강자성체(Fe-Co-Ni) 및 비자성체(Ni-Al-Cu) 등의 상 분리(phase separation)를 인위적으로 실행한 다음, 2차 열처리에 의해 비자성체 상(Ni-Al-Cu)을 고온에서 휘발 또는 강자성체와 재결합시켜 최종 단계에서는 원하는 강자성체의 Fe-Co-Ni 나노입자를 기판 상에 성장시키는 제조방법에 관한 것이다.
이상에서 설명한 바와 같이 본 발명에 의한 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법에 따르면 극미세 고밀도 기록매체 또는 고민감 센서에 활용할 수 있는 나노 크기의 디바이스용 강자성체 나노 분말을 최소 비용으로 손쉽게 제조할 수 있는 효과가 있다.
본 발명은 도면을 참조하여 실시예를 참고로 설명되었으나, 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호범위는 첨부된 특허청구범위에 한해서 정해져야 할 것이다.

Claims (16)

  1. (가) 기판 상에 Fe-Co-Ni-Al-Cu계의 자성체 박막을 형성하는 단계;
    (나) 상기 박막을 Fe-Co-Ni 계인 강자성체계와 Ni-Al-Cu 계인 비자성체계로 상분리시키는 1차 열처리 단계; 및
    (다) 상기 1차 열처리된 박막을 2차 열처리하여 상기 비자성체계를 휘발 또는 상기 강자성체계와 재결합시켜서 나노 크기의 강자성체를 상기 기판 상에 성장시켜서 구형의 강자성체 분말을 상기 기판에 형성시키는 단계; 및
    (라) 상기 기판 상에 형성된 상기 강자성체 분말을 상기 기판으로부터 분리하여 모으는 단계;를 구비하는 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 (가) 단계는,
    (a) Fe-Co-Ni-Al-Cu계 박막의 스퍼터링 타겟을 마련하는 단계; 및
    (b) 상기 타겟을 사용하여 상기 기판 상에 스퍼터링 증착기술로 상기 비정질 박막을 증착하는 단계;를 구비하는 것을 특징으로 하는 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법.
  3. 삭제
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 기판은 다결정 알루미나 기판인 것을 특징으로 하는 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법.
  5. 제 2 항에 있어서,
    상기 (a) 단계의 스퍼터링 타겟은, Co 10~30 wt.%; Ni 10~20 wt.%, Al 5~10 wt.%, Cu 2~4 wt.% 이며 나머지 중량은 Fe 인 것을 특징으로 하는 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법.
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 삭제
  9. 삭제
  10. 제 1 항에 있어서,
    상기 자성체 박막과 평행하게 자장(magnetic field)을 걸어주는 단계;를 더 구비하는 것을 특징으로 하는 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법.
  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 제 10 항에 있어서,
    상기 (나)단계는 아르곤 개스의 주입으로 2~6 기압으로 유지하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 나노 크기의 강자성체 분말 제조방법.
  14. 삭제
  15. 삭제
  16. 삭제
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5942642A (ja) * 1982-08-31 1984-03-09 Matsushita Electric Ind Co Ltd 磁気記録媒体の製造方法
KR910015973A (ko) * 1990-02-28 1991-09-30 서주인 자기기록 매체의 제조방법.
JPH0867966A (ja) * 1994-08-26 1996-03-12 Nec Corp 磁気抵抗効果膜
JPH1126236A (ja) * 1997-07-08 1999-01-29 Fujitsu Ltd 磁気抵抗材料及びその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5942642A (ja) * 1982-08-31 1984-03-09 Matsushita Electric Ind Co Ltd 磁気記録媒体の製造方法
KR910015973A (ko) * 1990-02-28 1991-09-30 서주인 자기기록 매체의 제조방법.
JPH0867966A (ja) * 1994-08-26 1996-03-12 Nec Corp 磁気抵抗効果膜
JPH1126236A (ja) * 1997-07-08 1999-01-29 Fujitsu Ltd 磁気抵抗材料及びその製造方法

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