WO2001093286A1 - Couche mince magnetique, son procede de production, son procede d'evaluation et tete magnetique dans laquelle elle est utilisee, dispositif d'enregistrement magnetique et dispositif magnetique - Google Patents
Couche mince magnetique, son procede de production, son procede d'evaluation et tete magnetique dans laquelle elle est utilisee, dispositif d'enregistrement magnetique et dispositif magnetique Download PDFInfo
- Publication number
- WO2001093286A1 WO2001093286A1 PCT/JP2000/008167 JP0008167W WO0193286A1 WO 2001093286 A1 WO2001093286 A1 WO 2001093286A1 JP 0008167 W JP0008167 W JP 0008167W WO 0193286 A1 WO0193286 A1 WO 0193286A1
- Authority
- WO
- WIPO (PCT)
- Prior art keywords
- magnetic
- film
- thin film
- iron carbide
- iron
- Prior art date
Links
- 230000005291 magnetic effect Effects 0.000 title claims abstract description 673
- 239000010409 thin film Substances 0.000 title claims abstract description 125
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 43
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 title description 3
- 239000010408 film Substances 0.000 claims abstract description 450
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 207
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 126
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 83
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 79
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 68
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 59
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 56
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 claims abstract description 12
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 claims abstract description 5
- 238000002050 diffraction method Methods 0.000 claims abstract description 3
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 124
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims description 53
- 230000005415 magnetization Effects 0.000 claims description 53
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 39
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 claims description 28
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 22
- 238000000151 deposition Methods 0.000 claims description 21
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 19
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 18
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 claims description 18
- 239000000470 constituent Substances 0.000 claims description 15
- 230000008021 deposition Effects 0.000 claims description 13
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 claims description 7
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 claims description 7
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 claims description 6
- 230000002269 spontaneous effect Effects 0.000 claims description 6
- 238000001771 vacuum deposition Methods 0.000 claims description 6
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 5
- 238000007737 ion beam deposition Methods 0.000 claims description 5
- 239000002131 composite material Substances 0.000 claims description 4
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052763 palladium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052703 rhodium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052707 ruthenium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052709 silver Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052741 iridium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052697 platinum Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000002003 electron diffraction Methods 0.000 claims description 2
- 230000004907 flux Effects 0.000 abstract description 61
- 238000001035 drying Methods 0.000 abstract description 7
- RKTYLMNFRDHKIL-UHFFFAOYSA-N copper;5,10,15,20-tetraphenylporphyrin-22,24-diide Chemical group [Cu+2].C1=CC(C(=C2C=CC([N-]2)=C(C=2C=CC=CC=2)C=2C=CC(N=2)=C(C=2C=CC=CC=2)C2=CC=C3[N-]2)C=2C=CC=CC=2)=NC1=C3C1=CC=CC=C1 RKTYLMNFRDHKIL-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 151
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 38
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 25
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 22
- 229910017112 Fe—C Inorganic materials 0.000 description 20
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 7
- 239000004020 conductor Substances 0.000 description 6
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 6
- 239000012212 insulator Substances 0.000 description 6
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 239000011241 protective layer Substances 0.000 description 5
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000008859 change Effects 0.000 description 4
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 4
- 229910000889 permalloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000001028 reflection method Methods 0.000 description 4
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 4
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000004833 X-ray photoelectron spectroscopy Methods 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 230000005347 demagnetization Effects 0.000 description 3
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 3
- 229910001337 iron nitride Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000005381 magnetic domain Effects 0.000 description 3
- 238000001451 molecular beam epitaxy Methods 0.000 description 3
- 230000035699 permeability Effects 0.000 description 3
- 125000006850 spacer group Chemical group 0.000 description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 2
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 2
- 238000010884 ion-beam technique Methods 0.000 description 2
- 238000001755 magnetron sputter deposition Methods 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- QMQXDJATSGGYDR-UHFFFAOYSA-N methylidyneiron Chemical compound [C].[Fe] QMQXDJATSGGYDR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 2
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 2
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910020679 Co—K Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001030 Iron–nickel alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910003271 Ni-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000676 Si alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 230000005290 antiferromagnetic effect Effects 0.000 description 1
- 230000006399 behavior Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 1
- 230000010485 coping Effects 0.000 description 1
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 1
- 230000008878 coupling Effects 0.000 description 1
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 description 1
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- RAQDACVRFCEPDA-UHFFFAOYSA-L ferrous carbonate Chemical compound [Fe+2].[O-]C([O-])=O RAQDACVRFCEPDA-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 238000009413 insulation Methods 0.000 description 1
- 239000012774 insulation material Substances 0.000 description 1
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 1
- SHMWNGFNWYELHA-UHFFFAOYSA-N iridium manganese Chemical compound [Mn].[Ir] SHMWNGFNWYELHA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 150000002505 iron Chemical class 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 239000012528 membrane Substances 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 229910002059 quaternary alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005546 reactive sputtering Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 238000009738 saturating Methods 0.000 description 1
- 229910000702 sendust Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 1
- 239000013077 target material Substances 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 1
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N trimethyl(1,1,2,2,2-pentafluoroethyl)silane Chemical compound C[Si](C)(C)C(F)(F)C(F)(F)F MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005641 tunneling Effects 0.000 description 1
- 238000007738 vacuum evaporation Methods 0.000 description 1
- 238000007666 vacuum forming Methods 0.000 description 1
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01P—WAVEGUIDES; RESONATORS, LINES, OR OTHER DEVICES OF THE WAVEGUIDE TYPE
- H01P3/00—Waveguides; Transmission lines of the waveguide type
- H01P3/02—Waveguides; Transmission lines of the waveguide type with two longitudinal conductors
- H01P3/08—Microstrips; Strip lines
- H01P3/088—Stacked transmission lines
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y10/00—Nanotechnology for information processing, storage or transmission, e.g. quantum computing or single electron logic
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B82—NANOTECHNOLOGY
- B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
- B82Y25/00—Nanomagnetism, e.g. magnetoimpedance, anisotropic magnetoresistance, giant magnetoresistance or tunneling magnetoresistance
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
- G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
- G11B5/3903—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects using magnetic thin film layers or their effects, the films being part of integrated structures
- G11B5/3906—Details related to the use of magnetic thin film layers or to their effects
- G11B5/3909—Arrangements using a magnetic tunnel junction
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
- G11B5/64—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent
- G11B5/66—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent the record carriers consisting of several layers
- G11B5/676—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent the record carriers consisting of several layers having magnetic layers separated by a nonmagnetic layer, e.g. antiferromagnetic layer, Cu layer or coupling layer
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
- G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
- G11B5/7368—Non-polymeric layer under the lowermost magnetic recording layer
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
- H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
- H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
- H01F10/14—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing iron or nickel
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
- H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
- H01F10/18—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being compounds
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
- H01F10/324—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer
- H01F10/3286—Spin-exchange coupled multilayers having at least one layer with perpendicular magnetic anisotropy
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B2005/0002—Special dispositions or recording techniques
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
- G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
- G11B2005/3996—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects large or giant magnetoresistive effects [GMR], e.g. as generated in spin-valve [SV] devices
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/1278—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive specially adapted for magnetisations perpendicular to the surface of the record carrier
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/31—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive using thin films
- G11B5/3109—Details
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/31—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive using thin films
- G11B5/3109—Details
- G11B5/313—Disposition of layers
- G11B5/3143—Disposition of layers including additional layers for improving the electromagnetic transducing properties of the basic structure, e.g. for flux coupling, guiding or shielding
-
- G—PHYSICS
- G11—INFORMATION STORAGE
- G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
- G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
- G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
- G11B5/33—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only
- G11B5/39—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects
- G11B5/3903—Structure or manufacture of flux-sensitive heads, i.e. for reproduction only; Combination of such heads with means for recording or erasing only using magneto-resistive devices or effects using magnetic thin film layers or their effects, the films being part of integrated structures
- G11B5/3967—Composite structural arrangements of transducers, e.g. inductive write and magnetoresistive read
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
- H01F10/3222—Exchange coupled hard/soft multilayers, e.g. CoPt/Co or NiFe/CoSm
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
- H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
- H01F10/324—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
- H01F17/00—Fixed inductances of the signal type
- H01F17/0006—Printed inductances
- H01F17/0033—Printed inductances with the coil helically wound around a magnetic core
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/11—Magnetic recording head
- Y10T428/115—Magnetic layer composition
Definitions
- Magnetic thin film manufacturing method thereof, evaluation method thereof, magnetic head using the same, magnetic recording apparatus, and magnetic device
- the present invention relates to a magnetic thin film, a method for manufacturing the same, a method for evaluating the same, a magnetic head using the same, a magnetic recording apparatus, and a magnetic device. More specifically, high recording density, high frequency, etc., which combine high saturation magnetic flux density (saturat ion magnet ic flux density) and small coercive force without heat treatment after film formation
- the present invention relates to a magnetic thin film, a method of manufacturing the same, a method of evaluating the same, a magnetic head using the same, a magnetic recording device, and a magnetic device.
- the magnetic thin film according to the present invention is suitably used as a magnetic pole material of a magnetic head for recording a magnetic signal on a hard disk, a floppy disk, a magnetic tape or the like.
- HDDs hard disk drives
- Conventional magnetic heads consist of a single element that has both recording and reproducing functions.However, as the size of the medium has been reduced due to the downsizing of the device and the linear velocity in the magnetization reversal direction has decreased, the linear A read head consisting of a magnetoresistive (MR) element that uses the magnetoresistive effect to stably detect the leakage magnetic field with high sensitivity regardless of the speed Is being installed as standard.
- MR magnetoresistive
- Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-074122 discloses a method for producing a Co—Fe—Ni alloy film using a plating method. It has a cobalt content of 40 to 70 wt% (wt%), an iron content of 20 to 40 wt% and a nickel content of 10 to 20 wt%. It has a body-centered cubic structure and a face-centered cubic structure. It states that a Co--Fe--Ni alloy having a single-phase crystal structure can be produced, and that the obtained alloy film has a small coercive force and magnetostriction and has a saturation magnetic flux density of 2 T or more. ing. Furthermore, it is described that post-heating treatment at 100 ° C or higher is effective for improving corrosion resistance.
- Reference 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 08-107036 discloses a method for producing an alloy film mainly composed of Fe or Co using a sputtering method, and which is subjected to heat treatment.
- a material of the magnetic film exhibiting soft magnetic characteristics Fe or Co is mainly used, and at least one selected from Ta, Zr, Hf and Nb is added at 5 to 20 at% (atomic%).
- A1 Ti, Cr, Ru, Rh, Pt It discloses that at least one element selected from among Pd, Mo, and W is added at a concentration of 1 to 20 at%.
- An iron nitride film containing 1 at% is prepared. At that time, it is important to set the deposition rate to 0.002 to 0.003 nm / sec and the gas pressure during the deposition to 0.1 to 0.2 mTorr.
- the obtained iron nitride film was a martensite ( ⁇ ') film, and its saturation magnetic flux density was about 2.4%.
- annealing process 200 ° C in a vacuum of 10- 8 Torr stand after deposition a single crystal of saturation magnetic flux density of about 2. 9T F e 16 N 2 ( ⁇ ")
- the technology shown in Document 1 is to produce the magnetic pole material of the recording head by a wet process called the plating method.
- the plating method it is difficult to fabricate the MR element, which constitutes the reproducing head that is mounted at the same time, by the plating method, and it must be fabricated by a dry process called the sputtering method. Therefore, the production of magnetic pole materials by the plating method from the standpoint of avoiding double investment and building an inexpensive manufacturing process, or stabilizing interface management (e.g., avoiding contamination and maintaining flatness) across two processes. Are in a situation where they want to refrain from hiring.
- a recording head can be manufactured by the same sputtering method as the MR element that constitutes the reproducing head, so it can be evaluated in promoting the all-dry process of the magnetic head.
- the obtained saturation magnetic flux density is about 1.5 T, and writing information to a medium whose coercive force exceeds 250 Oersteds (O e), which will be used to increase the recording density in the future, is ineffective. I have to say that.
- the magnetic pole material in Reference 2 must be at least a quaternary system, and the examples show a quinary system. Thus, there is a concern that the composition ratio margin for obtaining a good saturation magnetic flux density is narrow, and strict film composition control is required.
- heat treatment after film formation is essential for this.
- heat treatment is performed at 49 ° C. lower than the crystallization temperature by 49 ° C. for 3 hours, and then heat treatment is performed at 590 ° C. for 30 minutes.
- this heat treatment causes disturbance at the interface of the MR element composed of a laminate of ultra-thin layers constituting the reproduction head, and consequently reduces the characteristics of the MR element. This is a difficult process to adopt because it can cause deterioration.
- the magnetic film of Reference 3 has a maximum saturation magnetic flux density of 2.9 T which is currently reported, and has a feature that it can be manufactured by the MBE method which is one of the dry processes.
- a magnetic film having the desired characteristics can be obtained only on a special substrate surface, and the film formation rate is extremely low, from 0.02 to 0.03 nm / sec. Due to difficult manufacturing conditions for use in mass production processes, etc. It was not adopted as much.
- development of a recording head magnetic pole material satisfying the following conditions at the same time and a method of manufacturing the same are expected.
- (B) A magnetic pole material having a coercive force of 2 Oe or less, preferably 1 Oe or less.
- (C) A magnetic pole material and manufacturing method that can be manufactured by the same dry process as manufacturing MR elements for read heads, with the aim of preventing impurities from mixing and maintaining interface flatness.
- (D) A manufacturing method that has a film forming rate adapted to the mass production process, that is, has the ability to adapt to the manufacturing process, and enables the construction of an inexpensive manufacturing line.
- (E) A magnetic pole that can be formed at a low temperature of 100 ° C or less so as not to affect the interface of the previously manufactured thin film laminate, for example, the MR element, and that does not require heat treatment after film formation.
- Material and recipe. A report that satisfies these multiple conditions is that of Kim and Takahashi in 1972 [T. K. Kii and M. Takaashi, Appl. Phys. Lett. 20, 492 (1972)]. The highlight of this report is that it uses a very simple thin film formation method called evaporation, which is one of the dry processes, and has a very low coercivity and extremely high 2.58 T on a substrate at almost room temperature.
- the magnetic head for in-plane magnetic recording is specifically taken up and described in detail.
- the above characteristics that is, “saturation magnetic flux density of 1.5 T or more, preferably 2 T or more” or “2 Oe or less”
- a coercive force of 1 Oe or less Desirably, it can also be used as a magnetic pole material constituting a magnetic head for recording. Therefore, the magnetic pole material having the above-mentioned saturation magnetic flux density and coercive force can be used for a magnetic head for perpendicular magnetic recording.
- magnetic thin films having such excellent soft magnetic properties can be widely used in the field of magnetic recording without distinction between in-plane recording and perpendicular recording. Further, if the magnetic thin film and the method for producing the same satisfy the conditions described in the above (A) to (E), they can be applied not only to the magnetic pole material constituting the magnetic head but also to various magnetic devices as described below. Use was also expected.
- a 1 Used as a magnetic thin film provided on a hard magnetic film that functions as a recording layer that constitutes a longitudinal magnetic recording medium.
- kAL 2 Used as a magnetic thin film provided below a hard magnetic film that functions as a recording layer constituting a perpendicular magnetic recording medium.
- a 4 Used as a magnetic thin film for at least part of the transmission line that composes a magnetic sensor.
- a 5 Used as a magnetic thin film to be used for at least a part of a transmission line constituting a high frequency passive device.
- a 6 Used as a magnetic thin film used for at least a part of a magnetic film constituting a micro trans or a micro inductor.
- a magnetic pole material with a coercive force of 1 Oe or less can be expected to further improve the characteristics of each magnetic device.
- a first object according to the present invention is that almost no heat treatment is performed during and after film formation.
- An object of the present invention is to provide a magnetic thin film having a soft magnetic characteristic having a saturation magnetic flux density of at least 2 T and a coercive force of 2 Oe or less.
- a second object according to the present invention is to provide a method of manufacturing a magnetic thin film having soft magnetic properties suitable as a magnetic pole material of a recording head, which can be manufactured by the same dry process as an MR element forming a reproducing head. Is to do.
- a third object according to the present invention is to specify that the crystal structure is a carbon iron film having a crystal phase as a main phase and at least carbon and iron as constituent elements during or after film formation. It is to provide an evaluation method.
- a fourth and fifth object of the present invention is to provide a magnetic head capable of recording a signal by sufficiently magnetizing a medium having a high coercive force and a magnetic recording apparatus having the magnetic head. is there.
- a sixth object of the present invention is to provide a magnetic recording medium that can cope with high recording density.
- a seventh object of the present invention is to provide various magnetic devices having more excellent characteristics than before, for example, more excellent characteristics in energy product, frequency, current density, and the like. Disclosure of the invention
- the magnetic thin film according to the present invention is characterized in that it is an iron carbide film having a primary phase as a main phase and at least carbon and iron as constituent elements.
- the method for producing a magnetic thin film according to the present invention comprises the steps of: sputtering, vacuum deposition, CVD, ion beam deposition, or laser deposition on a substrate disposed in a reduced-pressure space.
- the method is characterized by including a step of forming an iron carbide film composed of an ⁇ ′-phase single phase using at least carbon and iron as constituent elements by using a film method.
- an X-ray diffraction method is used as a means for specifying that the ′ phase is a main phase, and at least an iron carbide film containing carbon and iron as constituent elements. It is characterized by:
- the second method for evaluating a magnetic thin film provides an electron beam irradiator as a means for specifying that a phase is a main phase, and at least an iron carbide film containing carbon and iron as constituent elements. It is characterized by using a folding method.
- the magnetic head according to the present invention is characterized in that the iron carbide film having the above configuration is used as a magnetic pole material of a recording head.
- a magnetic recording apparatus is characterized in that information is magnetically recorded on a moving magnetic recording medium using the above-mentioned magnetic head.
- a first magnetic device is characterized in that a magnetic thin film composed of an iron carbide film having the above-described configuration is provided on a hard magnetic film functioning as a recording layer constituting a longitudinal magnetic recording medium.
- a second magnetic device is characterized in that the magnetic thin film made of the iron carbide film having the above configuration is provided below a hard magnetic film functioning as a recording layer of a perpendicular magnetic recording medium.
- a third magnetic device is characterized in that the magnetic thin film made of the iron carbide film having the above-described configuration is used as at least a part of a soft magnetic layer constituting an exchange magnet or a spin transistor magnet.
- a fourth magnetic device is characterized in that the magnetic thin film made of the iron carbide film having the above configuration is used for at least a part of a transmission line forming a magnetic field sensor.
- a fifth magnetic device is characterized in that the magnetic thin film made of the iron carbide film having the above configuration is used for at least a part of a transmission line forming a high-frequency passive device.
- a sixth magnetic device is characterized in that the magnetic thin film made of the iron carbide film having the above configuration is used as at least a part of a magnetic film forming a microtransformer or a microinductor.
- FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of a magnetic thin film according to the present invention, wherein (a) shows a case where a magnetic layer is provided directly on a substrate, and (b) shows a case where a magnetic layer is provided on a substrate via a buffer layer. The case where a magnetic layer is provided is shown.
- FIG. 2 is a graph showing an X-ray diffraction result of the magnetic thin film according to the present invention.
- (b) shows only the diffraction line from the (002) plane of the magnetic thin film. Shows the case where is observed.
- FIG. 3 is a graph showing a result of examining the sample S1 produced in Example 1 by an X-ray diffraction method.
- FIG. 4 is a graph showing the relationship between the carbon content (horizontal axis X) of the Fe—C alloy target used for film formation in Example 1 and the carbon content (vertical axis) of the manufactured iron carbide film.
- FIG. 5 is a graph in which the lattice constants a and c of the iron carbide film measured by the Schulz reflection method and the axial ratio cZa obtained from these values are plotted against the carbon content in the film.
- FIG. 6 is a hysteresis curve of an iron carbonate film having a carbon content of 4 at% in the film among the sample S 1 prepared in Example 1, wherein (a) shows the ⁇ 001> direction of the bct structure,
- FIG. 7 is a hysteresis curve of the iron carbide film produced in Example 1, and shows the results when a magnetic field is applied in the 001> or ⁇ 100> direction of the bet structure.
- FIG. 8 is a hysteresis curve of the iron carbide film produced in Example 1, and shows a result when a magnetic field is applied in the 100> or 110> direction of the bet structure.
- FIG. 9 is a graph showing the relationship between the carbon content and the saturation magnetic flux density Bs of the sample S1 produced in Example 1.
- FIG. 10 is a graph showing the relationship between the carbon content and the coercive force He of the sample S1 manufactured in Example 1.
- FIG. 11 is a graph showing the relationship between the substrate temperature when producing an iron carbide film in Example 4 and the X-ray intensity of the (002) plane of the obtained iron carbide film.
- FIG. 12 is a schematic cross-sectional view showing a DC magnetron sputtering apparatus used for producing a magnetic thin film sample of an example.
- FIG. 13 is a perspective view showing an example of the structure of a magnetic head mainly for longitudinal magnetic recording according to the present invention, with a part thereof cut away.
- FIG. 14 is a side sectional view showing an example of the magnetic recording apparatus according to the present invention.
- FIG. 15 is a plan sectional view of the magnetic recording apparatus shown in FIG.
- FIG. 16 is a graph showing the result of examining the relationship between the C content and the crystal magnetic anisotropy constant Ku by changing the amount of nitrogen contained in the iron carbide film.
- FIG. 17 is a schematic sectional view showing a recording head for perpendicular magnetic recording using an iron carbide film according to the present invention for a magnetic pole, and a perpendicular magnetic recording medium.
- FIG. 18 is a schematic cross-sectional view showing a magnetic device in which the iron carbide film according to the present invention is provided on a hard magnetic film functioning as a recording layer constituting a longitudinal magnetic recording medium.
- FIG. 19 is a schematic sectional view showing a magnetic device in which the iron carbide film according to the present invention is provided under a hard magnetic film functioning as a recording layer of a perpendicular magnetic recording medium.
- FIG. 20 is a schematic cross-sectional view showing a magnetic device using the iron carbide film according to the present invention as a soft magnetic layer constituting an exchange magnet or a spin-transistor magnet.
- FIG. 21 is a schematic plan view (a) showing a magnetic device using the iron carbide film according to the present invention for at least a part of a transmission line constituting a magnetic field sensor, and FIG. It is a schematic cross section (b).
- FIG. 22 is a schematic perspective view showing a magnetic device using the iron carbide film according to the present invention for at least a part of a transmission line constituting a high-frequency passive device.
- FIG. 23 is a schematic perspective view showing a magnetic device using the iron carbide film according to the present invention for at least a part of a transmission line constituting a microtransformer or a microinductor.
- the lower pole, coil which also serves as the upper shield layer,
- the magnetic thin film according to the present invention is an iron carbide film whose crystal structure is confirmed to contain a single phase of martensite ( ⁇ ′) phase by X-ray diffraction using Co Ka rays.
- this iron carbide film can be stably obtained on a substrate 10 which has not been subjected to a heat treatment exceeding 100 ° C. at the time of film formation.
- this carbon iron film 1 1 Good soft magnetic properties with simultaneous saturation magnetic flux density (Bs) of 2 T or more and coercive force (He) of 2 ⁇ e or less without the need for heat treatment after film formation. Have.
- Bs simultaneous saturation magnetic flux density
- He coercive force
- the iron carbide film 11 having the above characteristics mainly uses the diffraction line from the (0 2) plane of the a ′ phase, that is, ⁇ ′ (0 2) by the X-ray diffraction method. It is identified by being included and observed.
- FIG. 2 shows the case where the diffraction line from the (002) plane of the iron carbide film shows a main peak, and a broad shoulder is observed at the high angle side, and (b) shows the case where the iron carbide film has a broad shoulder. In this case, only the diffraction line from the (002) plane is observed.
- the above-mentioned soft magnetic properties which simultaneously have a saturation magnetic flux density Bs of 2 T or more and a coercive force He of 2 Oe or less, are better than those of the iron carbide film shown in Fig. 2 (a).
- an iron carbide film in which only diffraction lines from the (00 2) plane are observed is easier to obtain, and for example, a film with characteristics of Ms exceeding 2.2 T or He of 1 Oe or less is realized. it can.
- the soft magnetic properties of the iron carbide film in Fig. 2 (a) are slightly deteriorated, the saturation magnetic flux density B s of 2 T or more and the It is possible to obtain coercivity He.
- iron carbide film composed of carbon and iron has been described.
- other than the carbon element and the iron element for example, magnetostriction, magnetic anisotropy energy, magnetic permeability, specific resistance, corrosion resistance, and mechanical processing
- other elements for example, elements such as Co, Ni, C, 0, N, B, Ta, Nd, Au, Ag, and Pd are appropriately contained. Needless to say, it does not matter.
- the iron carbide film 11 having the 'phase as the main phase according to the present invention has a diffraction line from the (02) plane of the «phase and other diffraction lines. It consists of diffraction lines, that is, broad shoulders (oblique lines) observed on the high angle side. When the other diffraction lines disappear and a single crystal is formed, an iron carbide film is formed.
- Numeral 11 is composed of only a single phase, and only the diffraction line from the (002) plane of the phase as shown in FIG. 2 (b) is observed and specified.
- the iron carbide film 11 according to the present invention can easily determine whether or not it has a desired crystal morphology at the time of manufacture, so that the film quality can be accurately determined even after the film formation as well as during the film formation. It is possible to manufacture while grasping.
- the iron carbide film according to the present invention can be confirmed to have a body-centered tetragonal structure (bet structure) by the Schulz reflection method, the use of this Schulz reflection method also However, since the film quality of the iron carbide film can be inspected during or after the production, a more stable production process can be established.
- the iron carbide film according to the present invention is suitable as a recording head magnetic pole material.
- the iron carbide film has a higher c-axis direction than the c-plane compared to the magnetic anisotropy energy required when spontaneous magnetization deviates from the easy axis direction in the c-plane.
- the magnetic anisotropy energy required when swinging is more than two orders of magnitude larger. Therefore, in the iron carbide film, the spontaneous magnetization hardly swings in the c-axis direction from the c-plane, and the magnetization direction can be stably controlled only in the c-plane.
- the hard magnetic axis described above is in a direction substantially perpendicular to the film surface, and the easy magnetization surface is Since it is substantially horizontal to the surface, it means that the direction in which the external magnetic field is applied should be parallel to the film surface of the iron carbide film, that is, parallel to the substrate surface. That is, as long as the means for applying an external magnetic field is arranged on the same substrate on which the iron carbide film is provided, the direction of magnetization along the direction parallel to the surface of the substrate can be controlled.
- the film is very easy to handle.
- the iron carbide film according to the present invention has a saturation magnetic flux density of 2 T or more and a coercive force of 2 ⁇ e by setting the composition to 0.5 at% or more and 15 at% or less of carbon and the balance of iron. You can: When the film composition is 1 at% or more and 12 at% or less and carbon and the balance of iron, the coercive force is further reduced and the coercive force can be suppressed to 1 e or less, which is more preferable.
- the saturation magnetic flux density can be further increased while keeping the coercive force low, and a value exceeding 2.2 T is obtained.
- carbonized iron film according to the present invention is has a 1 0-six magnetostriction magnetostrictive by incorporating nitrogen as a third element in the film is reduced, it has a small magnetostriction extremely called 1 0-7 single A thin film can be realized.
- suitable amount of nitrogen in the carbide iron film 1 0 5 [erg / cm 3] base of the crystal magnetic anisotropy constant K u value by controlling the C content of appropriate film can get.
- the iron carbide film is provided on a thin film having an interatomic distance substantially the same as the interatomic distance of the iron carbide film, the above-described various magnetic characteristics can be obtained more stably.
- An example of the thin film is an iron film having a (200) plane as a surface.
- the main element constituting the thin film has a lattice constant substantially equal to that of the iron carbide film.
- the element whose lattice constant is substantially the same as the iron carbide film include one or more elements selected from Ag, Au, Pd, Pi :, Rh, Al, Ir, and Ru. .
- the lattice constant being substantially the same as that of the iron carbide film indicates a range of 4A ⁇ 10%.
- 1A 0.1 rnn.
- the iron carbide film according to the present invention is characterized in that the magnetocrystalline anisotropy constants Ku are negative. This suggests that the spontaneous magnetization is stable in the c-plane.Therefore, by examining the crystal magnetic anisotropy constant of the fabricated iron carbide film, it can be determined whether the film has the desired film quality. It can be easily determined.
- the iron carbide film according to the present invention has the c-plane as the easily magnetized surface and the c-axis as the hardly magnetizable axis, and is required when spontaneous magnetization deviates from the direction of the easily magnetized axis in the c-plane.
- the magnetic anisotropy energy required when swinging in the c-axis direction from the c-plane is two orders of magnitude larger.
- Ferroxplana which is known as a material for a high-frequency core, so that the magnetic thin film made of iron carbide according to the present invention is also used.
- the method for producing a magnetic thin film according to the present invention includes the steps of sputtering, vacuum deposition, chemical vapor deposition (CVD), ion beam deposition, and laser deposition on a substrate placed in a reduced pressure space.
- the method is characterized in that a step of forming an iron carbide film having at least carbon and iron as constituent elements and a main phase as a main phase using any one of the film formation methods is provided. Because it is easy to obtain high adhesion of the magnetic thin film to the substrate, The ringing method is preferably used.
- the method is not limited to the sputtering method as long as a thin film containing at least carbon and iron as constituent elements can be produced and a step of forming an iron carbide film having an ⁇ ′ phase as a main phase is provided.
- Vacuum evaporation, CVD, ion beam evaporation, or laser evaporation may be used.
- the iron carbide film having the ⁇ ′ phase as a main phase produced in the above process is stably formed in a so-called as-depo state immediately after the film formation without intentionally performing post-heating treatment after the film formation. Therefore, even if an element made of another magnetic film, such as a magnetoresistive element, is provided on the substrate before forming the iron carbide film, the element is not thermally affected.
- the iron carbide film having the 'phase as the main phase produced in the above process can be used in a normal film forming process using a film forming space with a reached vacuum of the order of 10 to 7 Torr. It has excellent soft magnetic properties with a saturation magnetic flux density of T or more and a coercive force of 2 Oe or less.
- the iron carbide film having the above-described structure By forming the iron carbide film having the above-described structure on a substrate having a surface temperature of 5 to 100 ° C., the diffraction line from the (002) plane of the en ′ phase, that is, d, ( Since the intensity of 0 2) can be obtained at 80% or more of the maximum value, a stable thin film can be formed. Further, when the surface temperature of the substrate is set to 10 ° C. or more and 70 ° C. or less, the strength of the steel (002) becomes 90% or more of the maximum value, and iron carbide having desired magnetic properties is obtained. This is more preferable because the film can be manufactured more stably.
- a step of heat-treating the substrate in a reduced-pressure space prior to the step of forming the iron carbide film, a step of heat-treating the substrate in a reduced-pressure space; a sputtering method, a vacuum deposition method, a CVD method, and an ion beam deposition method on the substrate heat-treated in the reduced-pressure space.
- Forming a thin film having an interatomic distance substantially equal to the interatomic distance of the iron carbide film by using any one of a laser vapor deposition method, and at least one substrate provided with the thin film.
- the interatomic distance is substantially the same as the interatomic distance of the iron carbide film.
- an iron film as a thin film having the above, an ⁇ -phase iron film having a (200) plane as a surface, that is, an ⁇ -Fe film can be obtained.
- the substrate provided with the iron film is cooled to 100 ° C. or lower, and then an iron carbide film is formed on the iron film, whereby the diffraction line from the (0 2) plane of the '
- the iron carbide film according to the present invention in which only ⁇ ′ (002) is observed can be easily formed.
- the substrate temperature when the iron film is formed is preferably 150 ° C. or higher, more preferably 200 ° C. or higher.
- the main elements constituting the thin film preferably have substantially the same lattice constant as the iron carbide film.
- the main elements constituting the thin film include Ag, Au, P One or more elements selected from d, Pt, Rh, Al, Ir, and Ru.
- As a method of forming the iron carbide film as a base material source for forming the iron carbide film, at least an alloy or sintered base material composed of carbon and iron or a base material composed of carbon and a base material composed of iron are combined. A method of depositing an iron carbide film on a substrate using the composite base material and a process gas composed of an inert gas is preferably used.
- a base material made of at least iron and a process gas made of a reactive gas containing at least carbon as a constituent element may be used as a base material source for forming the iron carbide film.
- a method of depositing the iron carbide film on a substrate may be used.
- the base material is provided as a substantially flat member called a target when used in the sputtering method, and as a bulk evaporation material when used in various evaporation methods.
- the above-described reactive gas containing carbon may be used as a part or all of the process gas.
- the alloy or the sintered base material should be 0.5 at.
- a material having a composition of not less than 15 at% and at most 15 at% of carbon and the balance of iron is preferable, and a material having a composition of not less than lat% and not more than 12 at% of carbon and the balance of iron is more preferable.
- an X-ray diffraction method is used as a means for specifying an ⁇ ′ phase as a main phase and at least specifying that the film is an iron carbide film containing carbon and iron as constituent elements. It is characterized by:
- an electron beam diffraction method is used as a means for specifying an ⁇ ′ phase as a main phase and at least an iron carbide film containing carbon and iron as constituent elements. It is characterized in that it is used.
- an iron carbide film containing the ⁇ , phase as a main phase and at least carbon and iron as constituent elements is being formed or is being formed. Regardless of whether it is an air atmosphere or a reduced pressure atmosphere, its crystal form can clearly be identified easily.
- an iron carbide film with a saturation magnetic flux density exceeding 2 mm and a coercive force lower than 2 Oe as the magnetic pole material of the recording head, a magnetic head with higher write performance than the conventional head can be manufactured. can get.
- the magnetic pole material having a high saturation magnetic flux density has an effect of increasing the track density. In other words, when the track width of the recording head is reduced, the strength of the magnetic field leaking from the recording head decreases, but when the saturation magnetic flux density is high, the strength of the leaked magnetic field can be maintained high, so that a narrower track than before can be achieved. .
- the magnetic head using the magnetic thin film according to the present invention as a magnetic pole material of a recording head can write a magnetic signal with a low noise and a high resolution on a magnetic recording medium having a higher coercive force than before. Achieve high areal recording density.
- a recording head made of a magnetic pole material having a saturation magnetic flux density of about 1.5 to 1.8 T could be written on a medium having a coercive force of about 250 Oe.
- the recording head using the iron carbide film according to the above as a pole material has a sufficient writing capability even for a medium having a high coercive force of 250 Oe or more.
- a magnetic recording medium that moves at a higher recording density than before can be obtained.
- a magnetic recording device capable of magnetically recording information can be obtained.
- a reproducing head of the magnetic recording device for example, an MR head (magnetoresistive head) or a GMR head provided with a film exhibiting a magnetoresistive effect whose resistance changes when an external magnetic field is applied as a reproducing element (magnetoresistive element).
- TMR head tunnel magneto-resistive head
- TMR head tunnel magneto-resistive head
- an in-plane magnetic recording medium having an easy axis of magnetization in a direction parallel to the substrate is preferably used, but a perpendicular magnetic recording medium having an easy axis of magnetization in a direction perpendicular to the substrate is used.
- the recording head using the iron carbide film according to the present invention as a pole material is not only a magnetic head for in-plane magnetic recording as shown in FIG. 13 but also a perpendicular magnetic recording as shown in FIG. It can also be used as a recording head.
- the iron carbide film according to the present invention is suitably used at least as the magnetic pole .85.
- reference numeral 80 denotes a vertical recording head
- 81 denotes a substrate made of, for example, a magnetic material
- 82 denotes an insulator
- 83 denotes a coil made of a conductor
- 84 denotes an intermediate layer made of a non-magnetic material
- 86 denotes an insulator. Protection layer.
- 87 indicates a perpendicular magnetic recording medium
- 88 indicates a substrate of a perpendicular magnetic recording medium
- 89 indicates a recording layer of the perpendicular magnetic recording medium.
- the iron carbide film according to the present invention which has excellent soft magnetic properties such that the saturation magnetic flux density is 2 T or more and the coercive force is 1 ⁇ e or less, as the magnetic pole material constituting the perpendicular recording head 80, Even if the area of the magnetic pole part 85 ′ of the recording head viewed from the magnetic recording medium 87 side is small or the thickness is small, strong leakage to the recording layer 89 constituting the perpendicular magnetic recording medium 87 Can provide magnetic flux.
- the recording head 80 using the iron carbide film according to the present invention as a pole material contributes to high recording density not only in longitudinal magnetic recording but also in perpendicular magnetic recording.
- the present invention may be applied to a magnetic head in which a reproducing head having an MR element is incorporated in the recording head 80, that is, a magnetic head having both functions of recording and reproducing.
- the magnetic thin film made of the iron carbide film according to the present invention can be used for a magnetic device provided on a hard magnetic film functioning as a recording layer constituting a longitudinal magnetic recording medium.
- the configuration is such that an in-plane magnetic recording medium 90 in which a magnetic thin film 95 made of an iron carbide film shown in (a) is directly provided on a recording layer 94 made of a hard magnetic film is used.
- in-plane magnetic recording media 91 there are two types of in-plane magnetic recording media 91 in which an intermediate layer 97 made of a nonmagnetic film is provided between a magnetic thin film 95 made of an iron carbide film and a recording layer 94 shown in (b).
- 92 represents a substrate
- 93 represents a metal underlayer
- 96 represents a protective layer.
- the magnetic device having the above configuration is excellent in performance of maintaining stable magnetization even if the magnetization written in the recording layer is reduced due to the increase in the recording density of the in-plane magnetic recording.
- the magnetic thin film made of the iron carbide film according to the present invention can be used for a magnetic device provided below a hard magnetic film functioning as a recording layer of a perpendicular magnetic recording medium. As shown in FIG. 19, the configuration is such that a perpendicular magnetic recording medium 1 in which a magnetic thin film 103 made of an iron carbide film shown in (a) is provided directly under a recording layer 104 made of a hard magnetic film.
- 102 represents a substrate
- 105 represents a protective layer.
- FIG. 20 (a) is a schematic cross-sectional view showing an exchange magnet 200 composed of a hard magnetic layer 201 and a soft magnetic layer 202 having a thickness of several nm
- a material that exhibits a special element function at an intermediate level (meso) of several tens of atoms or a thickness is called a mesoscopic material. It has a two-layer film structure consisting of 1 and a soft magnetic layer 202. At this mesoscopic level, exchange coupling force is generated between the two layers, and it exhibits a demagnetization curve gas ring-like behavior. This breaks through the limit of the energy product of conventional magnets, and enables phenomenal magnets exceeding 10 OMG Oe. At the same time, a spin valve function is generated between the layers, and it can be a composite element material that also has a GMR function.
- the spin transistor magnet 203 functions as the hard magnetic layer 204
- the nonmagnetic layer 205 functions as the base
- the soft magnetic layer 206 functions as the collector. That is, when a bias current is applied between the hard magnetic layer 204 and the non-magnetic layer 205, the spin electrons ( ⁇ mark) of the hard magnetic layer 204 are injected into the non-magnetic layer 205. Become a minority career. If the thickness of the nonmagnetic layer 205 is mesoscopic, the spin electrons (-) reach the soft magnetic layer 206 during the lifetime. At that time, depending on the direction of magnetization of the soft magnetic layer 206, spin electrons flow into the soft magnetic layer 206 or are rejected.
- the current of the collector circuit changes to “10, 0, 1”, and it is expected that a transistor action will occur.
- the soft magnetic films 202 and 206 constituting these have an extremely thin thickness of several nm. Excellent soft magnetic properties with easy magnetization surface in the film plane Is required to be maintained. Even with this requirement, that is, even in an ultrathin film (medical (tens of atomic layer) region), the iron carbide film according to the present invention is in the stage after film formation (at the time of as-depo), that is, even without post-heating (anneal). However, it has an axis of easy magnetization in the plane of the thin film and does not require post-heating, and thus has the advantage that interface diffusion due to post-heating does not occur.
- the iron carbide film according to the present invention can satisfy the above characteristics just after the film formation, so that the soft magnetic films 202 and 200 constituting the exchange magnet 200 and the spin transistor magnet 203 are formed. 6 is a very suitable material.
- a soft magnetic film with a thickness of several nm is a thin film that contacts at the interface, that is, the exchange magnet.
- a hard magnetic film 201 and in the case of a spin-transistor magnet, a non-magnetic film 205, a diffusion phenomenon easily occurs, so that it is practically difficult to form a laminate on the order of nm. It was difficult to fabricate a structure that comprised an exchange magnet and a spin transistor magnet.
- the magnetic thin film made of the iron carbide film according to the present invention can be used for a magnetic device using at least a part of a transmission line constituting a magnetic field sensor.
- an iron carbide film according to the present invention is used as the grounded magnetic layer 301, and the upper and lower sides of the magnetic film 301 are used.
- conducting wires having a spiral structure are provided via insulating layers 302 and 304, respectively.
- the upper conductive wire 304 disposed on the upper surface of the insulating layer 302 is connected to the lower conductive wire 304 disposed on the lower surface of the insulating layer 303 at the terminal a. That is, the terminal b of the upper conductor 304 and the terminal c of the lower conductor 303 are connected in series via the terminal a.
- the transmission line having the above configuration can be used as a magnetic field sensor because the magnetic susceptibility of the magnetic layer 301 changes due to an external magnetic field, and the transmission characteristics change accordingly. However, in that case, it is necessary to align the direction of the easy axis of magnetization of the magnetic layer 301 with the direction in which the transmission line extends (the direction of the arrow).
- the iron carbide film according to the present invention has a feature that the substrate surface grows as an easily magnetized surface after film formation, so that the function required for the magnetic layer 301 can be stably obtained. it can. Therefore, By using the bright iron carbide film as the magnetic layer 301, a magnetic field sensor having the above configuration can be easily obtained.
- the magnetic thin film made of the iron carbide film according to the present invention can be used for a magnetic device used for at least a part of a transmission line constituting a high-frequency passive device.
- a transmission line that constitutes the high-frequency passive device 400 As an example of a transmission line that constitutes the high-frequency passive device 400, as shown in FIG. 22, it is sandwiched between insulating layers 402 and 404 on a substrate 401 made of an insulator.
- An example in which an iron carbide film according to the present invention is provided as the magnetic layer 403, and a line 405 made of a conductor is disposed on the insulating layer 404 located on the magnetic layer 403 can be given. .
- the addition of the magnetic layer 403 increases the impedance of the line itself and can shorten the wavelength of a signal transmitted through the line 405.
- the magnetic flux density of the magnetic layer 403 be high. Therefore, the iron carbide film according to the present invention having a saturation magnetic flux density exceeding 2 T is preferably used as the magnetic layer 403.
- the magnetic thin film made of the iron carbide film according to the present invention can be used for a magnetic device used for at least a part of a transmission line constituting a micro transformer or a microphone opening inductor.
- a microtransformer is an element intended to be used in a relatively low frequency band of less than several 10 MHz, and a micro inductor is intended to be used in a frequency band higher than several 10 MHz. Element.
- an insulator is provided around a magnetic layer 501 made of an iron carbide film according to the present invention.
- a line 503 made of a conductor is wound around the outer periphery of the insulator 502 so as not to overlap.
- the allowable current flowing through the line 503 can be increased by employing a material having a high saturation magnetic flux density as the magnetic layer 501. That is, by using the iron carbide film according to the present invention having a saturation magnetic flux density exceeding 2 T as the magnetic layer 501, a large current can be stabilized. A microtransformer or microinductor that can be flowed out is obtained. Further, since the resonance point of the magnetic permeability tends to shift to the higher frequency side as the saturation magnetic flux density Bs of the magnetic layer 501 increases, the iron carbide according to the present invention has a saturation magnetic flux density exceeding 2 T. A micro-transformer or a micro-inductor using a film for the magnetic layer 501 can be expected to have excellent high-frequency characteristics.
- Example 1 A micro-transformer or a micro-inductor using a film for the magnetic layer 501 can be expected to have excellent high-frequency characteristics.
- the film composition of carbon (C) contained in the film is 0 to 20 atomic% (at%) and the balance is iron (F e).
- the magnetic layer 11 was directly deposited on the substrate 10 by a sputtering method.
- FIG. 1A is a schematic cross-sectional view showing a layer configuration of a magnetic thin film sample according to the present example, where 10 is a base and 11 is a magnetic layer.
- a glass substrate (# 7059, manufactured by Koingen Co., Ltd.) was used as the base 10, and the film composition of the magnetic layer 11 to be formed was determined by the iron carbide (Fe—C) alloy used for the film formation.
- the composition of the second get 25 consisting of was appropriately changed and changed by spattering.
- iron carbide film ( ⁇ '- F e- C film) deposition chamber 2 1 ultimate vacuum forming the magnetic layer 1 1 made of is fixed to 1 0- 7 Torr base, formed
- a magnetic field [intensity: 30 to 50 gauss (G)] was applied in one direction parallel to the film formation surface of the substrate 39 using a magnetic field applying means 40.
- the substrate 39 Prior to film formation, the substrate 39 was subjected to a heat treatment at 200 ° C. for 2 hours in a vacuum, and then the substrate 39 was cooled to 20 ° C. and maintained at this temperature.
- An iron carbide film having a desired composition was deposited on the body 39.
- the iron carbide film was formed using an alloy alloy made of Fe and C manufactured by the vacuum melting method, but the target made of the Fe and C manufactured by the sintering method was -A composite evening with a C chip on the target or a Fe target and C A sputtering method using a target separately, or another film formation method such as a laser evaporation method or an ion beam method may be performed.
- FIG. 12 is a schematic cross-sectional view showing a DC magnetron sputtering device used for producing the iron carbide film according to the present example.
- 21 is a film forming chamber
- 22 is a force layer for forming a buffer layer provided on one side of the bottom of the film forming chamber 21
- 23 is a film forming chamber 21.
- 24 is a first target made of Fe for forming a buffer layer provided on a force source 22
- 25 is a force source.
- a second target made of Fe-C for forming a magnetic film provided on 23, 26 and 27 are insulating members for each force sword, and 28 and 29 supply power to each force sword DC power supply, 30 and 31 are earth shields for each power sword, 32 is a shirt evening machine, 33 is a shirt evening rotation means, 34 is a shutter opening, and 35 is a base holder support member.
- Reference numeral 36 denotes a means for rotating the substrate holder supporting member, 37 denotes a temperature control means for the substrate, 38 denotes a substrate holder, 39 denotes a substrate, and 40 denotes a magnetic field which is parallel to a film forming surface of the substrate in one direction. Magnetic field to apply Pressurizing means, 4 1 outlet, 4 2 gas inlet, 4 3 exhaust means, 4 4 is a gas supply source.
- the film forming chamber 21 is connected to an exhaust means 43 such as a vacuum pump via an exhaust port 41, and is configured to reduce the internal space of the film forming chamber 21 to a desired degree of vacuum. Further, the film forming chamber 21 is provided with a gas inlet 42, and a process gas, such as Ar gas or nitrogen gas, used in the film forming process or the like, is supplied from the gas supply source 44 through the gas inlet 42. In this way, it can be supplied to the internal space of the film forming chamber 21. Further, the apparatus shown in FIG. 12 is located between a substrate holder 38 located above the internal space of the film forming chamber 21 and each of the force swords 22 and 23 located below. It has a shirt 32 that serves to spatially separate the space.
- a process gas such as Ar gas or nitrogen gas
- the center of the shirt 32 is supported by rotating means 33 composed of a rotating shaft provided through the center of the bottom of the film forming chamber 21 and has a rotatable configuration.
- the shirt shirt 32 has an opening 34 at a position facing the cathode when viewed from the base 39 side.
- Rotating means 3 3 Shirt evening 3 2 By rotating the opening, the opening portion 34 is configured to be able to move to the upper position of the cascade 22 or the force sword 23.
- the base holder 38 having a function of holding the base 39 with the film-forming surface facing the force side is a temperature having a function of heating, cooling, or maintaining a constant temperature of the base 39.
- the control means 37 it is fixed to one end of the substrate holder support member 35.
- the other end of the substrate holder supporting member 35 is supported by a rotating means 36 comprising a rotating shaft provided to penetrate the center of the ceiling of the film forming chamber 21 and has a rotatable configuration. Therefore, for example, when a buffer layer is formed on the base 39, the position of the shirt 32 is controlled without the shirt opening 34 between the base 39 and the force sword 22, and gas is introduced.
- the base 39 is moved by the rotating means 36 so as to be at the position above the force sword 22, and the shirt 3 is further positioned so that the shirt opening 34 is located between the base 39 and the force sword 22. It can be implemented by moving 2 by rotating means 3 3.
- the thickness of the thin film to be formed is set to a desired value by controlling the time for keeping the shirt opening 34 between the base 39 and the force sword 22 and the deposition rate.
- Table 1 below shows the main conditions for producing the iron carbide film according to the present example on a glass substrate.
- the substrate 39 was cooled to 20 ° C. by the temperature control means 37 via the substrate holder 38.
- a magnetic layer 11 made of an ⁇ '-Fe-C film having a thickness of 300 nm was formed on the substrate 10.
- the composition of the ⁇ '-Fe-C film was controlled by using a Fe-C alloy target having a desired composition.
- the film formation rate of the Fe—C film (0.4 nm / sec) is the same as the film formation rate in Reference 3 (0.002 to 0.003 nm / sec) described in the prior art. It is 130 to 200 times higher than that, and it is fast enough to respond to mass production
- sample S1 in which the layer configuration produced by the above steps (al) to (a9) is composed of the magnetic layer 11 of the substrate 10 layer (FIG. 1 (a)) is referred to as sample S1. I do.
- the layer configuration shown in FIG. Example 2 differs from Example 1 in that a sample provided with a magnetic layer 11 (referred to as sample S2) was formed by a sputtering method.
- sample S2 a sample provided with a magnetic layer 11
- the sputtering apparatus of FIG. 12 was used as in Example 1.
- the magnetic field in one direction parallel to the deposition surface of the substrate 10 during film formation (intensity: 30 to 50 g ) was added.
- the substrate 10 is subjected to a heat treatment at 200 ° C. for 2 hours in a vacuum, and then the Fe film 12 is formed on the substrate 10 at a temperature of 200 ° C.
- a magnetic layer 11 made of a single Fe-C film having a desired composition was deposited on a buffer layer 12 made of an Fe film of the substrate 10 maintained at this temperature.
- Table 2 shows the main conditions when the magnetic layer 11 made of the ⁇ '-Fe-C film according to the present example is formed on the glass substrate 10 via the buffer layer 12 made of the Fe film. is there. .
- Target material F e, F e -C (C 0-20at%, balance Fe) Target diameter 4 inch
- Ar gas was introduced into the internal space of the film forming chamber 21 from the gas inlet 42, and the gas pressure was controlled to 1 OmTorr using a mass flow controller (not shown).
- a magnetic layer consisting of a single Fe-C film having a thickness of 300 nm was formed on the Fe film.
- the composition of the ⁇ '-Fe-C film was controlled by using an Fe-C alloy alloy target having a desired composition.
- a sample S 2 [FIG. 1 (b)] having a layer configuration of the base 1 OZF e buffer layer 12 / a—Fe—C magnetic layer 11 was prepared.
- Fig. 2 shows the crystal structure of sample S1, which is composed of a magnetic layer of a typical '-Fe-C film prepared in Example 1, and was examined by X-ray diffraction using Co-K ray. This is a graph showing the results.
- the iron carbide film 11 having the main phase as the main phase is a diffraction line from the (0 02) plane of the main phase, that is, ⁇ ′ (0 0 2) is mainly identified by being observed.
- (a) shows the main peak of the diffraction line from the (002) plane of the iron carbide film, and its high angle (B) is the case where only diffraction lines from the (002) plane of the iron carbide film are observed.
- the iron carbide film 11 having the ⁇ ′ phase as the main phase according to the present invention has a diffraction line from the (002) plane of the ⁇ ′ phase and other diffraction lines, as is clear from FIG. It consists of a line, that is, a broad shoulder (oblique line) observed on the high angle side.
- the iron carbide film 11 is composed of only a single-phase single phase, and the (00) of the single-phase as shown in FIG. 2 (b). 2) Only diffraction lines from the surface are observed.
- FIG. 3 is a graph showing the result of examining the crystal structure of the sample S1 having a different composition of the single Fe-C film prepared in Example 1 by an X-ray diffraction method using Co- ⁇ rays. is there .
- Fig. 3 shows a sample in which only diffraction lines from the (002) plane of the phase shown in Fig. 2 (b) are observed.
- FIGS. 3 and 4 have been described using the sample S 1 of the first embodiment, the sample S 2 of the second embodiment, that is, the buffer S Similar results were confirmed in a sample having a configuration in which the magnetic layer 11 made of a film was provided.
- Fig. 5 is a graph plotting the lattice constants a and f of the '-Fe-C film measured by the Schulz reflection method and the axial ratio c / a obtained from these values against the carbon content in the film. is there.
- Figure 5 shows that the lattice parameter c tends to increase with increasing carbon content.
- the lattice constant a showed a tendency to decrease slightly with increasing carbon content, and a was almost constant at about 2.83.
- the value of cZa is about 1.06, which clearly shows that the obtained '1-Fe-C film has a body-centered tetragonal structure. Natsuta.
- FIG. 5 is described using the sample S1 of the first embodiment, the sample S2 of the second embodiment, that is, a magnetic material composed of an ⁇ ′—Fe—C film on a substrate via a Fe buffer layer Similar results were confirmed for a sample having a configuration provided with a layer.
- FIG. 6 is a hysteresis curve of a thin film of the sample S1 prepared in Example 1 in which the carbon content in the film is 4 at%.
- A shows the results for the ⁇ 00 1> direction of the bct structure
- b shows the results for the ⁇ 100> direction of the ct structure
- c shows the results for the ⁇ 1 10> direction of the bct structure.
- VSM vibrating sample magnetometer
- Fig. 6 (a) the c-axis of the ⁇ '-Fe-C film is a hard magnetization axis, and that the c-plane is an easy magnetization surface from Figs. 6 (b) and (c).
- the energy required to magnetize in a certain direction is the integral value of the magnetization (hysteresis) curve expressed by the following equation (1).
- FIG. 7 is a graph when a magnetic field is applied in the ⁇ 001> direction or 100> direction of the bct structure
- Fig. 8 is a graph when a magnetic field is applied in the 100> direction or 110> direction of the bct structure.
- the horizontal axis is the applied magnetic field H
- the vertical axis is a value obtained by dividing the magnetization M (H) in the applied magnetic field H by the saturation magnetization M s.
- the energy required to rotate the magnetization in the c-plane can be simply calculated from the area SB sandwiched by the magnetization curves when a magnetic field H is applied in the ⁇ 100> and 110> directions. Is possible ( Figure 8).
- the ratio of these areas is the energy ratio.
- demagnetization correction approximately 21 kOe
- H sat the magnetic field at which the magnetization curve in the ⁇ 001> direction saturates
- the saturation magnetization of the 'single F e- C film is calculated by assuming approximately the same 1700 emu / cm 3 and the value of F e, the energy required to direct the magnetization from the c-plane the c-axis direction, i.e. the area SA is "1/2 * 1700 * 2000".
- the symbol * represents a product.
- the magnetization curve in the ⁇ 100> direction is immediately saturated with a small magnetic field of about several e. Therefore, the energy required to rotate the magnetization in the c-plane, that is, the area SB is “1Z2 * 1700 * (1 ⁇ 0.75) * 400”. Therefore, the two areas mentioned above are
- this single Fe-C film has a c anisotropy energy smaller than the magnetic anisotropy energy required when the spontaneous magnetization deviates from the easy axis direction in the c-plane. It was clarified that the magnetic anisotropy energy required when swinging in the c-axis direction from the plane was larger by two orders of magnitude. In addition, it was confirmed that in the ⁇ , _6- film, the axis of difficulty in magnetization was substantially perpendicular to the film surface, and the surface of easy magnetization was substantially horizontal to the film surface.
- FIG. 9 is a graph showing the relationship between the carbon content of sample S1 manufactured in Example 1 and the saturation magnetic flux density Bs. From this graph, it can be seen that the ⁇ '-Fe-C film with a carbon content of 15 at% or less can realize a saturation magnetic flux density exceeding 1.5 T, which is the saturation magnetic flux density of currently used head magnetic pole materials.
- FIG. 10 is a graph showing the relationship between the carbon content and the coercive force He of the sample S1 manufactured in Example 1.
- the results are shown for the ⁇ mark 100> direction and the ⁇ mark 110> direction.
- the carbon-free iron film horizontal axis 0
- the coercive force can be increased by adding a small amount of 0.5 at% carbon to iron. It decreases remarkably and becomes 2 Oe or less.
- the carbon content is further increased to 1 at% or more, a film having an excellent low coercive force of less than 1 Oe can be obtained. This trend persists up to a carbon content of 12 at%. However, up to around 15 at%, the coercive force can be kept below 2 Oe.
- the iron carbide film according to the present invention has a saturation magnetic flux density exceeding 1.5 T and a protection of 2 Oe or less when the composition is composed of 0.5 to 15 at% carbon and the balance iron. It was found to have soft magnetic properties with a magnetic force. Further, when the carbon content in the film is 1 at% or more and 12 at% or less, the saturation magnetic flux density exceeding 2 T
- the sample S1 of Example 1 that is, the sample in which the iron carbide film is provided directly on the substrate, has been described in detail. The same was true for a sample having a configuration in which an iron carbide layer was provided through the intermediary.
- the iron film provided on the substrate in sample S2 is a thin film having the (200) plane as a surface, and by depositing iron carbide on this iron film, the above-mentioned various magnetic properties can be further stabilized. Therefore, the layer configuration of the sample S2 is more preferable than that of the sample S1.
- the saturation magnetic flux density can be increased by about 10% as compared with an iron carbide film containing no cobalt.
- a magnetic film composed of F e-30 at Co-4 at% C has a saturation magnetic flux density 1.12 times that of a magnetic film composed of F e-4 at% C.
- the iron carbide film according to the present invention can be prepared by adding an appropriate amount of cobalt.
- a higher saturation magnetic flux density can be obtained.
- the present embodiment differs from the first embodiment in that when forming a magnetic film made of Fe-4 at% C by sputtering, a mixed gas of (Ar + N2) was used as a process gas instead of Ar gas. different. By changing the ratio of N 2 gas to Ar gas, iron carbide films with different amounts of nitrogen (referred to as sample S3) were formed.
- Table 3 shows the nitrogen content and magnetostriction of the magnetic film produced in this example. Magnetostriction is a value measured by the cantilever method. ⁇ indicates a value in the direction parallel to the film surface, and ⁇ ⁇ indicates a value in the direction perpendicular to the film surface. Table 3 shows the values obtained by subtracting ⁇ ⁇ from ⁇ .
- the iron carbide according to the present invention contains an appropriate amount of nitrogen in the film.
- Be a thin film having a very small magnetostriction of 10 seven was confirmed.
- the amount of nitrogen in the film where the magnetostriction becomes small as described above varies depending on the carbon content of iron carbide, and is not necessarily limited to around 6 to 7 at%.
- Example 2 differs from Example 1 in that a mixed gas of (Ar + N2) was used instead of Ar gas when depositing layer 11 directly on substrate 10 by sputtering.
- sample S4 iron carbide films containing different amounts of nitrogen were formed.
- FIG. 16 is a graph showing the result of examining the relationship between the C content and the magnetic anisotropy constant Ku by changing the amount of nitrogen contained in the Fe-C film.
- Hata indicates that the N content is zero (denoted as ⁇ '-Fe-C)
- ⁇ indicates that the N content is 2 at%
- ⁇ indicates that the N content is 3 at%.
- ⁇ indicates the case where the N content is 6 at%
- ⁇ indicates the case where the N content is 9 at%. From Fig. 16, the following points became clear.
- (2) Ku can be reduced by an order of magnitude by including an appropriate amount of nitrogen in the (one Fe-C film content of 0 to 8 at%). More specifically, by setting the N content to 2 to 3 at%, the nitrided Fe—C film (Hi—Fe—C—N film) is suppressed to the order of 10 s [erg / cm 3 ]. Notation) is obtained.
- the ⁇ ′—Fe—C film according to the present invention controls its magnetostriction ⁇ crystal magnetic anisotropy constant by appropriately containing N therein. You can see that you can do it.
- the results of this experiment by optimally inhibit the C content and the N content, 10_ seven magnetostrictive and 10 5 [erg / cm 3] base crystals This suggests that a magnetic thin film having both the magnetic anisotropy constant can be formed. (Example 5)
- the temperature of the substrate provided with the iron buffer layer was changed in the range of 0 to 200. Different from 2. However, the substrate temperature when producing the iron buffer layer was fixed at 200 ° C. The other points were the same as in Example 2, and a sample S5 having a layer configuration shown in FIG.
- FIG. 11 is a graph showing the relationship between the substrate temperature when producing an iron carbide film and the X-ray intensity of the (002) plane of the obtained iron carbide film.
- the X-ray intensity on the vertical axis indicates the diffraction line intensity I from the (002) plane of the iron carbide film prepared at each substrate temperature, and the substrate temperature at which the diffraction line intensity from the (002) plane becomes the maximum. The value was divided by the value I max at 25 ° C.
- FIG. 13 is a perspective view showing an example of the structure of the magnetic head 50 according to the present example, with a part thereof being cut away.
- 51 is a magnetoresistive element
- 5 2 is a lower shield layer
- 5 3 is a lower magnetic pole also serving as an upper shield layer
- 5 4 is a coil
- 5 5 is an upper magnetic pole
- 5 6 is a substrate
- 5 7 is an electrode
- 5 8 is a reproducing head
- 5 9 is a record. It is a head.
- a portion where the magnetoresistive element 51 is sandwiched between the lower shield layer 52 and the upper shield layer 53 constitutes a reproducing head 58.
- the upper shield layer 53 also serves as the lower magnetic pole 53 of the recording head, and a portion where the coil 54 is sandwiched between the lower magnetic pole 53 and the upper magnetic pole 55 constitutes a recording head 59.
- the upper magnetic pole 55 and the lower magnetic pole 53 constituting the recording head 59 are provided with an iron carbide film produced by the sputtering method according to the present invention, for example, a film composed of Fe—4 at% C. e— Place C film.
- an iron buffer layer (not shown) may be provided below the iron carbide film for the purpose of stably obtaining the soft magnetic characteristics of the iron carbide film.
- the iron carbide film may appropriately contain cobalt for increasing the saturation magnetization and nitrogen capable of suppressing magnetostriction to the order of 10 to 7 in the film.
- the substrate 56 is made of alumina / titanium carbide and is a member that functions as a slider for the magnetic head 50.
- the lower shield layer 52 is made of a permalloy (Fe-80 wt% Ni alloy) film, which is surface-coated with a coating layer (not shown) made of alumina and formed by a sputtering method.
- the magnetoresistive element 51 has a structure in which a free layer made of a permalloy film, a conductive layer made of a copper film, a pinned layer made of a permalloy film, and an antiferromagnetic layer made of an iridium-manganese film are sequentially laminated. (Shown).
- a copper film is used for the electrode 57 of the magnetoresistive element 51 constituting the reproducing head 58 and the coil 54 constituting the recording head 59.
- an insulating film made of alumina produced by a sputtering method is arranged as a gap material between the layers, and a coating layer made of alumina similarly produced by a sputtering method is formed on the upper magnetic pole 55.
- the magnetic head 50 configured as described above uses an iron carbide film having a high saturation magnetic flux density exceeding 2 T for all or part of the upper magnetic pole 55 and the lower magnetic pole 53 of the recording head 59. Since these magnetic films can generate a strong magnetic field strength and a high magnetic field gradient without excessively magnetically saturating the magnetic film, the linear recording density can be improved.
- a magnetic pole material made of an iron carbide film having a saturation magnetic field exceeding 2 T also improves the track density.
- the recording head using the magnetic thin film made of iron carbide according to the present invention as a magnetic pole material can achieve a narrower track than before. Furthermore, in order to achieve a high linear recording density, the gap g shown in FIG. 13 must be narrowed.
- a thin insulating film (not It is important to form the upper magnetic pole 55 firmly on Since the magnetic thin film made of iron carbide according to the present invention can be formed stably by a sputtering method which is excellent in adhesion and denseness of the formed film, it is necessary to prepare a thin film which can sufficiently cope with the above-mentioned narrow gap. It is a preferred pole material.
- the magnetic head 50 using the magnetic thin film made of iron carbide according to the present invention as a magnetic pole material of a recording head can be used for a magnetic recording medium having a higher coercive force than a conventional magnetic recording medium with low noise and high resolution. Can be written, thereby realizing a higher areal recording density.
- a recording head made of a magnetic material with a saturation magnetic flux density of about 1.5 to 1.8 T had the ability to write on a medium with a coercive force of up to about 250 Oe. It was difficult to write enough data on the media.
- the magnetic head 50 provided with the recording head 59 using the iron carbide film having a saturation magnetic flux density exceeding 2 T as the magnetic pole material according to the present invention has a high protection of 250 Oe or more. It was confirmed that the medium had sufficient writing ability even for a medium having magnetic force.
- FIG. 14 is a side sectional view showing an example of the magnetic recording apparatus according to the present invention
- FIG. 15 is a plan sectional view of the magnetic recording apparatus shown in FIG.
- 50 is a magnetic head
- 70 is a hard disk drive
- 71 is a housing
- 72 is a magnetic recording medium
- 73 is a spacer
- 75 is a motor
- 76 is a bearing
- 77 is a rotating shaft
- 78 is a swing arm
- 79 is a suspension.
- the HDD 70 is equipped with a read / write separated magnetic head 50 using the iron carbide film shown in Example 5 for the upper magnetic pole 55 and the lower magnetic pole 53 of the recording head 59.
- the HDD 70 is a rectangular parallelepiped housing 71 having an internal space for accommodating a disk-shaped magnetic recording medium (HD, hard disk) 72 and a magnetic head 50.
- a plurality of magnetic recording media 72 are provided in the housing 71 so as to be alternately inserted into the spindles 74 with the spacers 73.
- the housing 71 is provided with a bearing (not shown) for a spindle 74, and a motor 75 used for rotating the spindle 74 is disposed outside the housing 71. With this configuration, all the magnetic recording media 72 are rotatable around the spindle 74 in a state where a plurality of magnetic recording media 72 are stacked by a spacer 73 at intervals so that the magnetic head 50 can enter. ing.
- a rotating shaft 7 7 called a one-way actuator supported in parallel with the spindle 74 by a bearing 76 is provided inside the housing 71 and at the side position of the magnetic recording medium 72. Is arranged. A plurality of swing arms 78 are attached to the rotating shaft 77 so as to extend into the space between the magnetic recording media 72. At the tip of each swingarm 78, there is an elongated ⁇ : square plate-shaped suspension 79 fixed to the surface of each magnetic recording medium 72 at the top and bottom of the swingarm so as to face in an inclined manner. Head 50 is installed.
- the magnetic head 50 includes a recording head 59 having a write-only iron element film according to the present invention and a read-only magnetoresistive element 51.
- the slider provided with the magnetic head 50 has a surface opposite to the surface facing the surface of the magnetic recording medium 72 and is elastically supported by a gimbal member provided on the tip end side of the suspension 79.
- the magnetic head 50 can be moved in the radial direction of the magnetic recording medium 72 by rotating the magnetic recording medium 72 and moving the swing arm 78 to move the magnetic head 50. Can be moved to any position on the magnetic recording medium 72.
- the magnetic recording medium 72 is rotated, and the swing arm 78 is moved to move the magnetic head 50 to an arbitrary position on the magnetic recording medium 72.
- a magnetic field generated by the recording head 59 constituting the magnetic head 50 is applied to a magnetic recording layer (not shown) constituting the magnetic recording medium 72, so that the magnetic recording medium 72 is applied to the magnetic recording layer 72. Desired magnetic information can be written.
- the swing head 78 is moved to move the magnetic head 50 to an arbitrary position on the magnetic recording medium 72, and a magnetic recording layer (not shown) constituting the magnetic recording medium 72 is provided.
- the magnetic information can be read by detecting the leakage magnetic field from the read head 58 constituting the magnetic head 50.
- the upper magnetic pole 55 and the lower magnetic pole 53 of the recording head 59 constituting the magnetic head 50 have excellent softness as described above. If it is composed of a single Fe-C film having magnetic properties, a magnetic recording medium with a high coercive force that would become unsaturated when writing with a conventional magnetic head 7 In addition, sufficiently stable writing can be performed.
- the fact that the magnetic recording medium 72 having a high coercive force can be used means that the leakage magnetic field received by the read element or the magnetoresistive element 51 of the reproducing head 58 when the magnetic head levitates can be increased. . That is, since the reproducing head 58 constituting the magnetic head according to the present invention can receive a stronger signal from the magnetic recording medium 72 than before, the hard disk drive 70 according to the present example has an SZN ratio Good recording and reproducing characteristics can be realized.
- the iron carbide film according to the present invention has a saturation magnetic flux density exceeding 2 T, so that it is possible to narrow the track as compared with the conventional case, and it is also possible to manufacture the film by a sputtering method so that the gap can be narrowed. it can. Therefore, the magnetic recording device 70 capable of writing magnetic information on the magnetic recording medium 72 using the recording head 59 employing the iron carbide film for the magnetic pole according to the present invention is compared with the conventional device. Thus, high recording density can be achieved.
- the hard disk device 70 which is an example of the magnetic recording device according to the present invention, may be an in-plane magnetic recording device having an in-plane medium mounted thereon as the magnetic recording medium 72, or may be a magnetic recording medium 72. Alternatively, a perpendicular magnetic recording device equipped with a perpendicular medium may be used.
- the hard disk drive 70 described above with reference to FIGS. 14 and 15 is an example of a magnetic recording device
- the number of magnetic recording media mounted on the magnetic recording device is one. Any number may be used as long as it is above.
- the shape and the driving method of the swing arms 78 are not limited to those shown in the drawings, and it goes without saying that other methods such as a linear driving method may be adopted.
- the magnetic characteristics capable of coping with a high recording density that is, 2 ⁇ It is possible to obtain a magnetic thin film having both the above-described saturation magnetic flux density and a coercive force of 20 e or less and having good soft magnetic properties.
- iron carbide consisting of the single-phase single-phase, which is the specific crystalline form described above, enables the above-mentioned excellent soft magnetic properties to be stable even during the film formation process where little heat treatment is performed during and after film formation. And a method for producing a magnetic thin film obtained by the method. If a magnetic head employing the above-described iron carbide film having excellent soft magnetic properties for the upper magnetic pole and the lower magnetic pole of the recording head, a stronger magnetic field strength and a higher magnetic field gradient can be generated as compared with conventional magnetic heads. The recording density can be improved. In addition, since the saturation magnetic flux density of the iron carbide film forming the magnetic pole is high, the strength of the leakage magnetic field can be maintained at a high level.
- the magnetic head using the iron carbide film according to the present invention can contribute to a narrow track. Further, if the magnetic recording apparatus is equipped with a magnetic head having an iron carbide film having excellent soft magnetic characteristics, a high coercivity magnetic recording medium in which a magnetic signal could not be sufficiently written conventionally. When used in combination with a magnetic recording device, it is possible to increase the track density as well as the linear recording density, and to build a recording / reproducing system with a high SZN ratio. Can be provided.
- the magnetic head using the magnetic thin film made of the iron carbide film according to the present invention as a magnetic pole material is not limited to the configuration of the in-plane magnetic recording system, but may be the configuration of the perpendicular magnetic recording system.
- the magnetic thin film made of the iron carbide film according to the present invention may be used on a recording layer made of a hard magnetic film constituting an in-plane magnetic recording medium, or may be formed on a hard magnetic film constituting a perpendicular magnetic recording medium. By using it under a different recording layer, it is possible to provide media that contribute to higher recording densities.
- the magnetic thin film made of the iron carbide film according to the present invention for at least a part of the configuration, the magnetic thin film has more excellent characteristics than before, for example, more excellent characteristics in energy product, frequency, current density, etc.
- Various magnetic devices specifically, an exchange magnet or a spin transistor magnet, a magnetic field sensor, a high-frequency passive device, a micro transformer or a micro inductor can be provided.
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Mathematical Physics (AREA)
- Theoretical Computer Science (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Description
明細書
磁性薄膜、 その製造方法、 その評価方法及びこれを用いた磁気ヘッド、 磁気記 録装置並びに磁気デバイス 技俯分野
本発明は、 磁性薄膜、 その製造方法、 その評価方法及びこれを用いた磁気へッ ド、 磁気記録装置並びに磁気デバイスに係る。 より詳細には、 成膜後に加熱処理 をすることなく、 高い飽和磁束密度 (saturat ion magnet ic f lux dens i ty) と小 さな保磁力を兼ね備えた、 高記録密度化や高周波化などを図るのに好適な磁性薄 膜、 その製造方法、 その評価方法及びこれを用いた磁気ヘッド、 磁気記録装置並 びに磁気デバィスに関する。
本発明に係る磁性薄膜は、 ハードディスク、 フロッピーディスク、 磁気テープ 等に磁気信号を記録する磁気へッドの磁極材料などとして好適に用いられる。 背景技術
近年、 高度情報化が著しく進むにつれて、 その情報を格納する機器、 中でも小 型でしかも大容量の記憶装置へのニーズが一層強まっている。 これに対応すべく 、 例えばハードディスクドライブ （HD D) では、 搭載される磁気記録媒体の単 位面積あたりの記録密度を向上させる技術開発が各研究機関によって鋭意進めら れている。
上記の高記録密度化を図るためには、 媒体の記録層に書き込んだ微小な磁区を 安定に存在させることが可能な高い保磁力を有する媒体、 媒体にこのような微小 な磁区を書き込むことが可能な記録ヘッド、 及び、 この微小な磁区からの漏洩磁 界を高感度に検知することが可能な再生へッド、 の開発が求められている。 従来の磁気へッドは、 記録と再生の機能を兼ね備えた一つの素子から構成され ていたが、 装置の小型化により媒体の小径化が進み、 磁化反転方向の線速が低下 するにつれて、 線速に依存せず漏洩磁界を安定して高感度に検知できる磁気抵抗 効果を利用した磁気抵抗 （M R： magnetores i s t ive) 素子からなる再生ヘッド
が標準搭載されつつある。 つまり、 現在の磁気ヘッドは、 書き込み専用の記録へ ッドと読み取り専用の再生へッドを複合化した構成からなる。
このような技術動向から明らかなように、 これからの記録へッドには、 保磁力 の高い媒体を十分磁化させて信号を記録するために、 強い磁界が発生できる飽和 磁束密度の高い磁極材料が必須となる。 現在まで好適に使われてきた磁極材料としては、 飽和磁束密度が約 1テスラ (T) 程度のパ一マロイ （78w t %N i— F e合金） が有名である。 その後、 飽和磁束密度を向上させた材料として、 1. 1〜1. 2 T程度の飽和磁束密度を もつセンダスト （F e— A 1— S i合金） や 1. 5 T程度の飽和磁束密度をもつ C 0系非晶質材料等が開発された。
さらに最近では、 以下に示す材料系が注目されている。
(1) 特開平 11— 074122号公報 （文献 1と呼称する） には、 めっき法を 用いた Co— Fe— N i合金膜の作製法が開示されている。 コバルト含有量が 4 0~70 w t % (重量％) 、 鉄含有量が 20〜40 w t %およびニッケル含有量 が 10〜 20 w t %であり、 体心立方構造のァ相と面心立方構造のひ相の結晶構 造をなす Co— F e— N i合金が作製できること、 また得られた合金膜は、 保磁 力および磁歪が小さく、 かつ 2 T以上の飽和磁束密度をもつことが記載されてい る。 さらには、 100°C以上の後加熱処理が耐食性の改善に有効であることも説 明されている。
(2) 特開平 08— 107036号公報 （文献 2と呼称する） には、 スパッ夕法 を用いた F e或いは Coを主体とした合金膜の作製法が開示されており、 熱処理 を行うことにより軟磁気特性が発現する磁性膜の材料として、 F e或いは C oを 主体とし、 これに Ta、 Z r、 H f或いは Nbの内から選ばれる少なくとも 1種 類を 5〜20 a t % (原子％) の濃度範囲で、 S i、 B、 C、 Nの内から選ばれ る少なくとも 1種類の元素を 5〜20 a t %の濃度範囲で含む合金からなり、 さ らに、 この磁性膜において磁性元素以外に A 1、 T i、 C r、 Ru、 Rh、 P t
、 Pd、 Mo、 Wの内から選ばれる少なくとも 1種類の元素を 1~20 a t %の 濃度で添加したものが記載されている。 得られた合金膜は、 飽和磁束密度が 1. 5 T、 保磁力が 0. 1 〇e (l〇e=約 79 K/ ) 、 1MHzにおける透磁 率が 3000以上であり、 かつ、 磁歪定数が 1 0— 7 台にあり、 良好な軟磁気 特性を備えていると説明されている。
(3) MBE (Molecular beam epitaxy) 法を用いた単結晶 F e 16N2膜の作製 法について、 杉田らは次のように報告している [Y.Sugita et.al., J.Appl.Phys. 76, 6637 (1994), 文献 3と呼称する] 。 基体としては、 作製する F e 16N2膜の a 軸の長さと格子定数をほぼ一致させた I n。.2Ga。.8As (001) という特殊 な基体を用いる。 まず、 この基体を真空中で加熱処理 （675°C、 5分） 後、 温 度を 200°Cとした基体上に、 窒素雰囲気中で蒸着源の鉄を電子ビームで飛ばし 、 窒素を約 1 1 a t %含有する窒化鉄膜を作製する。 その際、 成膜速度を 0. 0 02〜0. 003 nm/s e cに、 成膜中のガス圧を 0. 1〜0. 2mTorrにす ることが重要である。 得られた窒化鉄膜はマルテンサイト （α' ) 膜であり、 そ の飽和磁束密度は約 2. 4Τであった。 ついで、 成膜後に 10— 8 Torr台の真空 中で 200°Cの熱処理いわゆるアニーリング処理を 90時間も行うことにより、 飽和磁束密度が約 2. 9Tの単結晶 F e 16N2 ( α" ) 膜が得られることが記載 されている。 しかしながら、 上述した従来技術には以下に示すような課題があった。
①文献 1に示す技術は、 記録へッドの磁極材料をめつき法というウエットプロ セスで作製するものである。 一方、 同時に搭載される再生ヘッドをなす MR素子 はめつき法による作製は困難であり、 スパッ夕法というドライプロセスで作製し なければならない。 したがって、 二重投資を回避し安価な製造工程を構築する、 あるいは 2つプロセスを跨ぐ界面管理 （汚染回避や平坦性の維持など） を安定さ せる、 などの見地からめっき法による磁極材料の作製は採用を控えたい状況にあ る。
②文献 1に示す技術では、 磁極をなす上記材料からなるめっき層を設ける際に
、 絶縁層上に下地めつき層をスパッ夕法で形成することが必要である。 文献 1に 係る磁極材料が所望の特性を満たすためにはこの工程が不可欠であるが、 へッド 構造上は無駄な部分あるいは無駄な界面の追加に過ぎず、 界面に起因した膜はが れゃ歪みを助長する元となりかねない。
③文献 1の磁極材料は、 成膜後の耐食性が不安であり、 1 0 0 °C以上の後加熱 処理あるいは保護膜の追加が必須と判断される。 これは、 文献 1の磁極材料を製 品に適用する場合は対応策の検討を要することを示唆している。
④文献 2の磁極材料は、 再生へッドをなす MR素子と同様のスパッ夕法で記録 へッドを作製できるので、 磁気へッドのオールドライプロセス化を推進する上か ら評価できる。 しかしながら、 得られる飽和磁束密度が 1 . 5 T程度であり、 今 後高記録密度化を図る際に用いられる保磁力が 2 5 0 0エルステッド （O e ) を 越える媒体に情報を書き込むには非力であると言わざるを得ない。
⑤文献 2の磁極材料は、 最低でも 4元系とする必要があり、 実施例では 5元系 が紹介されている。 これより、 良好な飽和磁束密度が得られる組成比のマージン が狭いことが危惧され、 厳密な膜の組成制御が求められる。
⑥文献 2の磁極材料は、 所望の磁気特性とするためには結晶粒子サイズを制御 する必要があり、 これには成膜後の熱処理が必須である。 例えば、 成膜後に結晶 化温度より 5 0 °C低い 4 9 0でで 3時間熱処理し、 その後 5 9 0 °Cで 3 0分間熱 処理することが記載されている。 再生へッド作製後に記録へッドを形成する場合 、 この熱処理は、 再生ヘッドを構成する極薄層の積層体からなる MR素子の界面 に乱れを発生させる原因となり、 ひいては M R素子の特性を劣化させる要因とな るので採用しがたいプロセスである。
⑦文献 3の磁性膜は、 現在報告された中で最大の飽和磁束密度 2 . 9 Tを有し 、 かつドライプロセスの一つである M B E法で作製できる特徴を備えている。 し かしながら、 所望の特性を有する磁性膜は、 特殊な基体表面上でしか得られない こと、 またその成膜速度は 0 . 0 0 2〜0 . 0 0 3 nm/ s e cと非常に遅く量 産工程で用いるには困難な作製条件であること、 等から実際の磁気へッド製造ェ
程へは採用されることはなかった。 上述した理由から、 記録と再生の分離型磁気へッド製造プロセスにおいては、 以下の条件を同時に満たす記録へッド用磁極材料およびその作製方法の開発が期 待されている。
(A) 1 . 5 T以上、 望ましくは 2 T以上の飽和磁束密度を有する磁極材料。
(B ) 2 O e以下、 望ましくは 1 O e以下の保磁力を有する磁極材料。
( C) 不純物の混在防止や界面平坦性の維持を図る目的から、 再生ヘッドの MR 素子製造と同じドライプロセスにて製造可能な磁極材料および製法。
(D ) 量産工程に適応した成膜速度すなわち製造プロセスへの適応力を備え、 安 価な製造ラインの構築が可能な製法。
(E) 先に製造された薄膜積層体、 例えば MR素子の界面に影響を与えないため に、 1 0 0 °C以下の低温において成膜可能で、 さらには成膜後の熱処理が不要な 磁極材料および製法。 このような複数の条件を満たす報告としては、 1 9 7 2年のキムと高橋の報告 が挙げられる [T. K. Kii and M. Taka ashi , Appl. Phys. Let t. 20, 492 (1972) ] 。 この報告の特筆すべき点は、 ドライプロセスの一つである蒸着法という非常に シンプルな薄膜形成法を用い、 ほぼ室温とした基板上に、 低保磁力でかつ 2 . 5 8 Tという極めて高い飽和磁束密度を備えた窒化鉄膜を、 量産可能な成膜速度で 作製したことである。 しかしながら、 その後、 多数の研究機関で追試が行われた が、 上記特性を備えた磁性膜は安定して得られず、 文献 3のような特殊な条件下 でしか作製できていない。
したがって、 上記 （A) 〜 （E) に記載した条件を満たす記録ヘッド用の磁極 材料およびその作製法が今まさに強く求められている。 なお、 上記説明では面内磁気記録用の磁気へッドを特に取り上げて詳述したが 、 上記特性つまり 「1 . 5 T以上、 望ましくは 2 T以上の飽和磁束密度」 や 「2 O e以下、 望ましくは 1 O e以下の保磁力」 を備えた磁極材料は、 垂直磁気記
録用の磁気へッドを構成する磁極材料としても利用できることは言うまでもない 。 従って、 上記飽和磁束密度や保磁力を有する磁極材料は垂直磁気記録用の磁気 ヘッドにも採用できる。 ゆえに、 このような優れた軟磁気特性を有する磁性薄膜 は、 面内記録あるいは垂直記録という区別無く、 磁気記録の分野で広くに利用で きることから、 その開発が待望されていた。 また、 上述した （A) 〜 （E) に記載した条件を満たす磁性薄膜及びその製法 ならば、 磁気ヘッドを構成する磁極材料への適用以外に、 以下に述べるような各 種の磁気デバイスへの利用も期待されていた。
(AL 1) 面内磁気記録媒体 （longitudinal recording medium) を構成する 記録層として機能する硬磁性膜の上に設ける磁性薄膜として用いる。
kAL 2 ) 垂直磁気 el録媒体 (perpendicular magnetic recording medium) を構成する記録層として機能する硬磁性膜の下に設ける磁性薄膜として用いる。
AL 3) エクスチェンジ磁石 (exchange-spring magnet) あるいはスピント ランジス夕磁石 (spin transistor magnet) を構成する軟磁性層の少なくとも一 部に用いる磁性薄膜として用いる。
(AL 4) 磁界センサ （magnetic sensor) を構成する伝送線路の少なくとも 一部に用いる磁性薄膜として用いる。
(AL 5) 高周波受動デバイス （high frequency passive device) を構成す る伝送線路の少なくとも一部に用いる磁性薄膜として用いる。
(AL 6) マイクロトランス （micro trans) あるいはマイクロインダクタ （ micro inductor) を構成する磁性膜の少なくとも一部に用いる磁性薄膜として用 いる。
上記 （AL 1) 〜 （AL 6) に記載の何れの磁気デバイスにおいても、 上記特 性つまり 「1. 5 T以上、 望ましくは 2 T以上の飽和磁束密度」 や 「2 〇e 以下、 望ましくは 1 Oe以下の保磁力」 を備えた磁極材料は、 各磁気デバイス の諸特性を一段と向上させることが期待できる。 本発明に係る第一の目的は、 成膜中および成膜後に殆ど熱処理することなく、
少なくとも飽和磁束密度が 2 T以上で、 保磁力が 2 O e以下の軟磁気特性を有す る磁性薄膜を提供することにある。
本発明に係る第二の目的は、 再生へッドをなす MR素子と同じドライプロセス で作製可能な、 記録へッドの磁極材料として好適な軟磁気特性を備えた磁性薄膜 の製造方法を提供することにある。
本発明に係るの第三の目的は、 成膜中あるいは成膜後に、 結晶構造がひ ' 相を 主たる相とし、 少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭ィヒ鉄膜であることを特定 する評価方法を提供することにある。
本発明に係る第四及び第五の目的は、 保磁力の高い媒体でも十分磁化させて信 号を記録することが可能な磁気へッド及びこれを搭載した磁気記録装置を提供す ることにある。
本発明に係る第六の目的は、 高記録密度化に対応できる磁気記録媒体を提供す ることにある。
本発明に係る第七の目的は、 従来より優れた諸特性、 例えばエネルギー積や周 波数、 電流密度などにおいて一段と優れた特性を有する各種の磁気デバイスを提 供することにある。 発明の開示
本発明に係る磁性薄膜は、 ' 相を主たる相とし、 少なくとも炭素と鉄を構成 元素とする炭化鉄膜であることを特徵としている。
本発明に係る磁性薄膜の製造方法は、 減圧空間内に配置した基体上に、 スパッ 夕リング法、 真空蒸着法、 C V D法、 イオンビーム蒸着法、 レ一ザ蒸着法のいず れかの成膜法を用いて、 少なくとも炭素と鉄を構成元素とし、 α ' 相単相からな る炭化鉄膜を形成する工程を具備したことを特徴としている。
本発明に係る第一の磁性薄膜の評価方法は、 《' 相を主たる相とし、 少なくと も炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する手段として X線回折 法を用いることを特徴としている。
本発明に係る第二の磁性薄膜の評価方法は、 ' 相を主たる相とし、 少なくと も炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する手段として電子線回
折法を用いることを特徴としている。
本発明に係る磁気へッドは、 上記構成の炭化鉄膜を記録へッドの磁極材料とし て用いたことを特徴としている。
本発明に係る磁気記録装置は上記磁気へッドを用い、 移動する磁気記録媒体に 磁気的に情報を記録することを特徴としている。
本発明に係る第 1の磁気デバイスは、 上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 面内磁気記録媒体を構成する記録層として機能する硬磁性膜の上に設けたこと を特徴としている。
本発明に係る第 2の磁気デバイスは、 上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 垂直磁気記録媒体の記録層として機能する硬磁性膜の下に設けたことを特徴と している。
本発明に係る第 3の磁気デバイスは、 上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 ェクスチェンジ磁石あるいはスピントランジスタ磁石を構成する軟磁性層の少 なくとも一部に用いたことを特徴としている。
本発明に係る第 4の磁気デバイスは、 上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 磁界センサを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いたことを特徵としてい る。
本発明に係る第 5の磁気デバイスは、 上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 高周波受動デバイスを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いたことを特徴 としている。
本発明に係る第 6の磁気デバイスは、 上記構成の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 マイクロトランスあるいはマイクロインダクタを構成する磁性膜の少なくとも 一部に用いたことを特徴としている。 図面の簡単な説明
図 1は、 本発明に係る磁性薄膜の一例を示す模式的な断面図であり、 （a ) は 基体上に直接磁性層を設けた場合を、 （b ) は基体上にバッファ層を介して磁性 層を設けた場合を示す。
図 2は、 本発明に係る磁性薄膜の X線回折結果を示すグラフであり、 （a ) は
磁性薄膜の （002) 面からの回折線が主たるピークをなし、 その高角側にプロ —ドな肩が観測される場合を、 （b) は磁性薄膜の （002) 面からの回折線の みが観測される場合を示す。
図 3は、 実施例 1で作製した試料 S 1を X線回折法で調べた結果を示すグラフ である。
図 4は、 実施例 1で成膜に用いた F e— C合金ターゲットの炭素含有量 （横軸 X) と作製した炭化鉄膜の炭素含有量 (縦軸) との関係を示すグラフである。 図 5は、 シュルツ反射法で測定した炭化鉄膜の格子定数 a, cおよびこれらの 数値から求めた軸比 cZaを膜中の炭素含有量に対してプロットしたグラフであ る。
図 6は、 実施例 1で作製した試料 S 1のうち膜中の炭素含有量が 4 a t%の炭 化鉄膜のヒステリシス曲線であり、 （a) は b c t構造のく 001>方向、
(b) は b c t構造のく 100>方向、 （c) は b c t構造のく 110>方向の 結果を示す。
図 7は、 実施例 1で作製した炭化鉄膜のヒステリシス曲線であり、 b e t構造 のく 001>方向または <100>方向に磁場を印加した場合の結果を示す。 図 8は、 実施例 1で作製した炭化鉄膜のヒステリシス曲線であり、 b e t構造 のく 100>方向またはく 110>方向に磁場を印加した場合の結果を示す。 図 9は、 実施例 1で作製した試料 S 1の炭素含有量と飽和磁束密度 B sとの閼 係を示すグラフである。
図 10は、 実施例 1で作製した試料 S 1の炭素含有量と保磁力 Heとの関係を 示すグラフである。
図 1 1は、 実施例 4で炭化鉄膜を作製するときの基体温度と得られた炭化鉄膜 の （002) 面の X線強度との関係を示すグラフである。
図 12は、 実施例の磁性薄膜試料作製に用いた直流マグネトロンスパッタ装置 を示す模式的な断面図である。
図 13は、 本発明に係る主に面内磁気記録用の磁気ヘッドの構造の一例を示す 斜視図であり、 その一部分を切断した状態とした図面である。
図 14は、 本発明に係る磁気記録装置の一例を示す側断面図である。
図 1 5は、 図 1 4に示す磁気記録装置の平断面図である。
図 1 6は、 炭化鉄膜に含有させる窒素量を変えて、 C含有量と結晶磁気異方性 定数 K uとの関係を調べた結果を示すグラフである。
図 1 7は、 本発明に係る炭化鉄膜を磁極に用いた垂直磁気記録用の記録ヘッド と、 垂直磁気記録媒体とを示す模式的な断面図である。
図 1 8は、 本発明に係る炭化鉄膜を面内磁気記録媒体を構成する記録層として 機能する硬磁性膜の上に設けてなる磁気デバイスを示す模式的な断面図である。 図 1 9は、 本発明に係る炭化鉄膜を垂直磁気記録媒体の記録層として機能する 硬磁性膜の下に設けてなる磁気デバイスを示す模式的な断面図である。
図 2 0は、 本発明に係る炭化鉄膜をエクスチェンジ磁石あるいはスピントラン ジス夕磁石を構成する軟磁性層として用いてなる磁気デバイスを示す模式的な断 面図である。
図 2 1は、 本発明に係る炭化鉄膜を磁界センサを構成する伝送線路の少なくと も一部に用いてなる磁気デバイスを示す模式的な平面図 （a ) と、 A— A ' 部分 の模式的な断面図 （b ) である。
図 2 2は、 本発明に係る炭化鉄膜を高周波受動デバイスを構成する伝送線路の 少なくとも一部に用いてなる磁気デバイスを示す模式的な斜視図である。
図 2 3は、 本発明に係る炭化鉄膜をマイクロトランスあるいはマイクロインダ ク夕を構成する伝送線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デパイスを示す模式 的な斜視図である。
(符号の説明）
1 0 基体、
1 1 磁性層、
1 2 バッファ層、
2 1 成膜室、
2 2 バッファ層形成用の力ソード、
2 3 磁性膜形成用の力ソード、
2 4 第一ターゲット、
2 5 第二夕一ゲッ卜、
, 2 7 絶縁部材、
、 2 9 直流電源、
, 3 1 アースシールド、
シャッタ、
シャツ夕の回転手段、
シャツ夕の開口部、
基体ホルダー支持部材、
基体ホルダー支持部材の回転手段、 基体の温度制御手段、
基体ホルダー、
基体、
磁場印加手段、
排気口、
ガス導入口、
排気手段、
ガス供給源、
磁気へッド、
磁気抵抗素子、
下部シールド層、
上部シ一ルド層を兼ねる下部磁極、 コイル、
上部磁極、
基板、
電極、
再生へッド、
記録ヘッド、
ハード 'ディスク装置、
筐体、
磁気記録媒体、
73 スぺーサ、
74 スピンドル、
75 モ一夕、
76 軸受け、
77 回転軸、
78 スイングアーム、
79 サスペンション、
80 記録へッド、
81 基板、
82 絶縁体、
83 コイル、
84 中間層、
86 保護層、
87 垂直磁気記録媒体、
88 基板、
89 記録層、
90, 91 面内磁気記録媒体、 92 基板、
93 金属下地層、
94 記録層、
95 磁性薄膜、
96 保護層、
97 中間層、
100、 101 垂直磁気記録媒体、 102 基板、
103 磁性薄膜、
104 記録層、
105 保護層、
106 中間層、
2 0 0 エクスチェンジ磁石、
2 0 1 硬磁性層、
2 0 2 軟磁性層、
2 0 3 スピントランジス夕磁石、
2 0 4 硬磁性層、
2 0 5 非磁性層、
2 0 6 軟磁性層、
3 0 0 磁界センサ、
3 0 1 磁性膜、
3 0 2、 3 0 4 絶縁層、
3 0 4、 3 0 5 導線、
4 0 0 高周波受動デバイス、
4 0 1 基板、
4 0 2、 4 0 4 絶縁層、
4 0 3 磁性層、
4 0 5 線路、
5 0 0 マイクロトランス （マイクロインダクタ）
5 0 1 磁性層、
5 0 2 絶縁体、
5 0 3 発明を実施するための最良の形態
本発明者らはこれまでの背景に鑑み、 磁性材料に関して更なる研究を重ねた結 果、 以下に記述する本願発明に到達した。
以下、 本発明の実施の形態について図面を参照して説明する。
本発明に係る磁性薄膜は、 C o K a線を用いた X線回折法により、 その結晶構 造がマルテンサイト （α ' ) 相単相を含むことが確認される炭化鉄膜であり、 図 1 ( a ) に示すように、 この炭化鉄膜は成膜時に 1 0 0 °Cを越えるような加熱処 理が行われていない基体 1 0上に安定して得られる。 また、 この炭素鉄膜 1 1は
、 成膜後に敢えて加熱処理をしなくても 2 T以上の飽和磁束密度 （saturation magnetic flux density) B sと 2 〇e以下の保磁力 (coercive force) He を同時に備えた良好な軟磁気特性を有する。 上記特徴を備えた炭化鉄膜 1 1は、 図 2に示すように、 X線回折法により、 a ' 相の （0 0 2) 面からの回折線すなわち α' (0 0 2) を主に含み観測される ことによって識別される。 図 2において、 （a) は炭化鉄膜の （0 0 2) 面から の回折線が主たるピークをなし、 その高角側にブロードな肩が観測される場合で あり、 （b) は炭化鉄膜の （0 0 2) 面からの回折線のみが観測される場合であ る。
上述した 2 T以上の飽和磁束密度 B sと 2 Oe以下の保磁力 Heを同時に備 えた良好な軟磁気特性は、 図 2 (a) に示す炭化鉄膜に比べて、 図 2 (b) のよ うに （00 2) 面からの回折線のみが観測される炭化鉄膜の方が得られやすく、 例えば Msが 2. 2Tを越えたり、 あるいは Heが 1 Oe以下という特性を備 えた膜が実現できる。 これに対して、 図 2 (a) の炭化鉄膜は軟磁気特性が幾分 低下するものの、 上記ブロードな肩部分が多少あっても 2 T以上の飽和磁束密度 B sと 2 〇e以下の保磁力 Heを得ることは可能である。 また上記構成では炭素と鉄とからなる炭化鉄膜についてのみ述べたが、 これら 炭素元素と鉄元素以外の、 例えば磁歪や、 磁気異方性エネルギ、 透磁率、 比抵抗 、 耐食性、 機械的な加工性などの各種特性を改善する目的から、 他の元素、 例え ば C o、 N i、 C、 0、 N、 B、 T a、 Nd、 Au、 Ag、 P dなどの元素を適 宜含有させても構わないことは言うまでもない。
つまり、 本発明に係る ' 相を主たる相とする炭化鉄膜 1 1は、 図 2 (a) か ら明らかなように、 《' 相の （0 0 2) 面からの回折線と、 その他の回折線すな わち高角側に観測されるブロードな肩部分 （斜線部） とから構成されるものであ る。 そして、 上記その他の回折線が消失し単結晶が形成された場合には、 炭化鉄膜
11はひ' 相単相のみから構成され、 図 2 (b) に示すような 相の （00 2) 面からの回折線のみが観測され、 特定されるものである。
この α' 相の （002) 面からの回折線は 20が 70° 〜77 ° の範囲で得ら れ、 20が 20° 〜1 15° の範囲では α' (002) より強い回折線は観測さ れない。 したがって、 本発明に係る炭化鉄膜 1 1は、 製造時に所望の結晶形態を 備えているか否かを容易に識別することができるので、 成膜後はもとより成膜し ている最中でも膜質を正確に把握しながら作製可能である。 また、 シュルツ反射法により、 本発明に係る炭化鉄膜は体心正方構造 （bet構 造： body-centered tetragonal structure) を有することが確認できることから 、 このシュルツ反射法を利用することによつても、 作製中あるいは作製後に炭化 鉄膜の膜質を検査することができるので、 より一層安定した製造工程の構築が可 會 gとなる。
さらに、 振動試料型磁力計 （VSM： vibrating sample magnetometer) を用 いた磁化曲線の測定から、 上記炭化鉄膜は、 ぐ 001>方向が磁化することが困 難であり、 <100>方向およびく 110>方向が磁化することが容易なことか ら、 c軸が磁化困難軸 (axis of hard magnetization) を、 c面が磁化容易面 (plane of easy magnetization) を構成することが確認できる。 これは、 炭化 鉄膜の c面内において適当な強さを持つ正負の外部磁場を印加することにより、 c面内に発生する磁化の方向の反転制御が容易にできることを意味する。 したが つて、 本発明に係る炭化鉄膜は記録へッドの磁極材料として好適である。 特に、 上記炭化鉄膜は、 自発磁化 (spontaneous magnetization) が c面内で 磁化容易軸方向からはずれるときに要する磁気異方性エネルギ （magnetic aniso t ropy energy) に比べて、 c面から c軸方向に振れるときに要する磁気異方性ェ ネルギの方が 2桁以上大きい。 したがって、 上記炭化鉄膜においては、 自発磁化 が c面から c軸方向に振れてしまうことは殆どなく、 c面内においてのみ安定し て磁化の方向を制御することができる。
さらには、 上述した磁ィヒ困難軸は膜面に対して略垂直方向を、 磁化容易面は膜
面に対して略水平方向をなしているので、 上記外部磁場を印加する方向は当該炭 化鉄膜の膜面に平行方向すなわち基体表面に対して平行方向とするればよいこと を意味する。 すなわち、 炭化鉄膜を設けた同一の基体上に外部磁場の印加手段を 配置さえすれば、 基体表面に平行な方向に沿った磁化の方向制御が可能となるの で、 本発明に係る炭化鉄膜は極めて取り极いやすいという特徴がある。 本発明に係る炭化鉄膜は、 その組成を 0 . 5 a t %以上 1 5 a t %以下の炭素 と残部鉄とすることにより、 2 T以上の飽和磁束密度を有するとともに、 保磁力 を 2 〇e以下にできる。 そして、 膜組成を 1 a t %以上 1 2 a t %以下の炭素 と残部鉄とした場合は、 さらに保磁力は小さくなり 1 〇e以下に抑えられるの でより好ましい。
本発明に係る炭化鉄膜に適当な量のコバルトを第三元素として含有させること により、 保磁力を低く維持したまま飽和磁束密度をさらに増加させることができ 、 2 . 2 Tを越える数値が得られる。 また、 本発明に係る炭化鉄膜は 1 0— 6 台の磁歪をもっているが、 膜中に窒素 を第三元素として取り入れることにより磁歪は低減され、 1 0— 7 台という極め て小さな磁歪を有する薄膜が実現できる。 更には、 炭化鉄膜中に適当量の窒素を 含有させると共に、 適宜膜中の C含有量を制御することにより 1 0 5 [erg/cm3] 台の結晶磁気異方性定数 K u値が得られる。
前記炭化鉄膜は、 該炭化鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離を具備する薄 膜上に配設されることで、 上述した各種磁気特性がより一層安定して得られる。 その薄膜の一例としては、 （2 0 0 ) 面を表面とする鉄膜が挙げられる。 また、 前記炭化鉄膜の各種磁気特性をより一層安定して得るためには、 上記薄 膜を構成する主たる元素としては、 該炭化鉄膜と格子定数が略同一であるものが 好ましい。 本願発明に係る炭化鉄膜の下層として該炭化鉄膜と格子定数が略同一 の元素で主に構成された薄膜を用いることで、 その上に堆積される炭化鉄膜は極 めて安定に初期成長が行われ、 膜厚が増加しても膜中に歪みなどの発生が抑制さ
れることによって、 一段と結晶性の高い成膜が達成されるので、 安定した各種磁 気特性を備えた炭化鉄膜が得られる。 上記炭化鉄膜と格子定数が略同一の元素と しては、 例えば、 Ag、 Au、 Pd、 P i：、 Rh、 A l、 I r、 Ruから選択さ れる 1つ以上の元素が挙げられる。 各元素の格子定数は、 Ag = 4. 09 A (a 軸） 、 Au = 4. 08 A (a軸） 、 Pd=3. 89 A (a軸） 、 P t = 3. 92 A (a軸） 、 Rh=3. 8 OA (a軸） 、 A l =4. 05 A (a軸） 、 I r = 3 . 84A (a軸） 、 Ru = 4. 28 A (c軸） である。 ここで、 本発明では炭化 鉄膜と格子定数が略同一とは、 4A± 10%の範囲を指す。 但し、 1A=0. 1 rnnである。 さらに、 本発明に係る炭化鉄膜は結晶磁気異方性定数 （magnetocrystalline anisotropy constants) Kuが負であることを特徴としている。 これは自発磁化 が c面内で安定となることを示唆しているので、 作製した炭化鉄膜の結晶磁気異 方性定数を調べることによつても、 所望の膜質を備えているか否かを容易に判断 することができる。
また、 上述したように、 本発明に係る炭化鉄膜は c面が磁化容易面で c軸が磁 化困難軸となっており、 自発磁化が c面内で磁化容易軸方向からはずれるときに 要する磁気異方性エネルギに比べて、 c面から c軸方向に振れるときに要する磁 気異方性エネルギの方が 2桁以上大きいという特徴を有している。 これは、 高周 波コアの材料として公知であるフヱロックスプレ一ナ （Ferroxplana) とよばれ るマグネトプランバイト型の酸化物と同様の特徴であることから、 本発明に係る 炭化鉄からなる磁性薄膜も高周波コアの材料として有望であることを示唆してい る。 本発明に係る磁性薄膜の製造方法は、 減圧空間内に配置した基体上に、 スパッ 夕リング法、 真空蒸着法、 化学気相成長 （CVD) 法、 イオンビーム蒸着法、 レ 一ザ蒸着法のいずれかの成膜法を用いて、 少なくとも炭素と鉄を構成元素とし、 ' 相を主たる相とする炭化鉄膜を形成する工程を具備したことを特徴としてい る。 基体に対する磁性薄膜の高い密着性が得られやすいという理由から、 スパ
ッ夕リング法が好適に用いられる。 しかしながら、 少なくとも炭素と鉄を構成元 素とする薄膜の作製が可能で、 かつ α ' 相を主たる相とする炭化鉄膜を形成する 工程を備えていればスパッタリング法に限定されることはなく、 真空蒸着法、 C V D法、 イオンビーム蒸着法、 レーザ蒸着法を用いても構わない。
また、 上記工程で作製される α ' 相を主たる相とする炭化鉄膜は、 成膜後に敢 えて後加熱処理をすることなく、 成膜直後いわゆる As- depoの状態で安定して形 成されるので、 この炭化鉄膜を成膜する前に基体上に別の磁性膜からなる素子、 例えば磁気抵抗効果素子などが設けてあっても、 この素子が熱的影響を受けるこ とがないという利点がある。 さらには、 上記工程で作製される ' 相を主たる相とする炭化鉄膜は、 到達真 空度が 1 0— 7 Torr台という成膜空間を利用する通常の成膜プロセスであっても、 2 T以上の飽和磁束密度と 2 O e以下の保磁力という優れた軟磁気特性を有す る。
上述した構成の炭化鉄膜は、 表面温度を 5 以上 1 0 0 °C以下とした基体上に 形成することによって、 en ' 相の （0 0 2 ) 面からの回折線、 すなわち、 d， ( 0 0 2 ) の強度が最大値の 8 0 %以上得られるので、 安定した薄膜形成が可能 となる。 また、 基体の表面温度を 1 0 °C以上 7 0 °C以下とした場合は、 ひ ' ( 0 0 2 ) の強度が最大値の 9 0 %以上となり、 所望の磁気特性を備えた炭化鉄膜を より一層安定して作製できるのでより好ましい。
さらに、 前記炭化鉄膜を形成する工程の前に、 前記基体を減圧空間内で熱処理 する工程、 減圧空間内で熱処理された基体上に、 スパッタリング法、 真空蒸着法 、 C V D法、 イオンビーム蒸着法、 レーザ蒸着法のいずれかの成膜法を用いて、 前記炭化鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離を具備する薄膜を形成する工程 、 及び、 前記薄膜を設けた基体を少なくとも 1 0 以下に冷却する工程、 を具 備することによって、 上述した各種磁気特性がより安定して得られる磁性薄膜の 製造方法が提供できる。 例えば、 加熱された基体上に前記炭化鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離
を具備する薄膜として鉄膜を堆積することで、 （2 0 0 ) 面を表面とする α相の 鉄膜すなわち α -F e膜が得られる。 次いで、 この鉄膜を設けた基体を 1 0 0 °C 以下に冷却後、 この鉄膜上に炭化鉄膜を作製することによって、 上述した ' 相 の （0 0 2 ) 面からの回折線すなわち α ' ( 0 0 2 ) のみ観測される本発明に係 る炭化鉄膜が容易に形成できる。 ここで、 上記鉄膜を作製する場合の基体温度と しては、 1 5 0 °C以上が好ましく、 2 0 0 °C以上がより好ましい。
その際、 上記薄膜を構成する主たる元素は、 前記炭化鉄膜と格子定数が略同一 であるものが好ましく、 具体的には、 この薄膜を構成する主たる元素としては、 A g、 A u、 P d、 P t、 R h、 A l、 I r、 R uから選択される 1つ以上の元 素が挙げられる。 上記炭化鉄膜の形成方法としては、 炭化鉄膜の形成用の母材源として、 少なく とも炭素と鉄からなる合金若しくは焼結母材又は炭素からなる母材と鉄からなる 母材とを組合せた複合母材と、 不活性ガスからなるプロセスガスとを用い、 炭化 鉄膜を基体上に堆積させる方法が好適に用いられる。
あるいは、 上記炭化鉄膜の形成方法の代わりに、 炭化鉄膜の形成用の母材源と して、 少なくとも鉄からなる母材と、 少なくとも構成元素として炭素を含む反応 性ガスからなるプロセスガスとを用い、 該炭化鉄膜を基体上に堆積させる方法を 用いても構わない。 上記母材は、 スパッタリング法で用いる場合はターゲットと呼ばれる略平板状 の部材として、 各種の蒸着法で用いる場合は塊状の蒸着原料として提供される。 反応性スパッタリング法ゃ C V D法の場合は、 上述した炭素を含む反応性ガスを プロセスガスの一部もしくは全部として用いてもよい。
その際、 2 Tを越える飽和磁束密度と 2 O eより低い保磁力という優れた軟 磁気特性を有する炭化鉄膜を形成するためには、 前記合金若しくは焼結母材とし ては 0 . 5 a t %以上 1 5 a t %以下の炭素と残部鉄からなる組成の材料が好ま しく、 l a t %以上 1 2 a t %以下の炭素と残部鉄からなる組成の材料がさらに 望ましい。
本発明に係る第一の磁性薄膜の評価方法は、 α ' 相を主たる相とし、 少なくと も炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する手段として X線回折 法を用いることを特徴としている。
本発明に係る第二の磁性薄膜の評価方法は、 α ' 相を主たる相とし、 少なくと も炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜であることを特定する手段として電子線回 折法を用いることを特徴としている。
X線回折法又は電子線回折法を用いた何れかの結晶構造解析により、 α， 相を 主たる相とし、 少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜は、 成膜中あるい は成膜後によらず、 大気雰囲気か減圧雰囲気かに依存せず、 明らかにその結晶形 態を容易に特定することが可能である。 記録ヘッドの磁極材料として、 上述した 2 Τを越える飽和磁束密度と 2 O e より低い保磁力を有する炭化鉄膜を用いることによって、 従来のへッドに比べて 高い書き込み能力をもつ磁気ヘッドが得られる。 つまり、 飽和磁束密度の高い材 料を上部磁極および Z又は下部磁極の全部あるいは一部に用いることで、 これら の磁極は磁気的に過度に飽和することなく、 強い磁界強度および高い磁界勾配を 作り出すことができるので、 線記録密度の向上が図れる。 一方、 この飽和磁束密 度の高い磁極材料は、 トラック密度を高める効果もある。 すなわち、 記録ヘッド のトラック幅が狭くなると記録へッドから漏れる磁界の強度も小さくなるが、 飽 和磁束密度が高ければ漏れ磁界の強度を高く維持できるので、 従来より狭トラッ ク化も達成できる。 従って、 本発明に係る磁性薄膜を記録ヘッドの磁極材料とし た磁気へッドは、 従来より保磁力の高い磁気記録媒体に低ノイズでかつ高い分解 能で磁気信号を書き込むことができ、 より一層高い面記録密度を実現する。 従来は、 例えば飽和磁束密度が 1 . 5〜1 . 8 T程度の磁極材料からなる記録 へッドは保磁力が 2 5 0 0 O e程度までの媒体に書き込むことができたが、 本 発明に係る炭化鉄膜を磁極材料に用いた記録へッドは 2 5 0 0 O e以上の高保 磁力な媒体に対しても十分な書き込み能力を有する。
従って、 本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料とした記録へッドと 2500 Oe 以上の高い保磁力を有する磁気記録媒体とを組み合わせることによって、 従来よ り高い記録密度で、 移動する磁気記録媒体に磁気的に情報を記録することが可能 な磁気記録装置が得られる。 その際、 磁気記録装置の再生ヘッドとしては、 例え ば、 外部磁界を加えると抵抗が変化する磁気抵抗効果を示す膜を再生素子 （磁気 抵抗素子） として備えた MRヘッド （magnetoresistive head) や GMRヘッド
(.giant magnetoresistive head) 、 TMRヘッド (tunneling magneto- resistive head) などが好適に用いられる。
また、 上記の移動する磁気記録媒体としては、 基板と平行方向に磁化容易軸を 有する面内磁気記録媒体が好適に用いられるが、 基板と垂直方向に磁化容易軸を 有する垂直磁気記録媒体を用いても構わない。 さらに、 本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料とした記録ヘッドは、 図 13に示す ような面内磁気記録用の磁気へッドのみならず、 図 17に示すような垂直磁気記 録用の記録ヘッドとしても利用できる。 図 17において、 本発明に係る炭化鉄膜 は少なくとも磁極.85として好適に用いられる。 なお、 図 17において、 80は 垂直用の記録ヘッド、 81は例えば磁性材からなる基板、 82は絶縁体、 83は 導体からなるコイル、 84は非磁性材からなる中間層、 86は絶縁体からなる保 護層である。 また、 87は垂直磁気記録媒体、 88は垂直磁気記録媒体.の基板、 89は垂直磁気記録媒体の記録層を表す。
垂直用の記録へッド 80を構成する磁極材料として飽和磁束密度が 2 T以上で かつ保磁力 1 〇e 以下という優れた軟磁気特性を有する本発明に係る炭化鉄膜 を用いることにより、 垂直磁気記録媒体 87側から見た記録へッドの磁極部 85 ' の面積が小さくなつたり、 あるいは厚さが薄くなつても、 垂直磁気記録媒体 8 7を構成する記録層 89に対して強い漏洩磁束を与えることができる。
従って、 本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料とした記録ヘッド 80は、 面内磁気 記録のみならず垂直磁気記録においても高記録密度化に寄与する。
なお、 上記説明では本発明に係る炭化鉄膜を記録へッドの磁極材料に利用した 場合 （図 17) について詳述したが、 これ以外に、 本発明に係る炭化鉄膜を、 記
録へッド 8 0に例えば MR素子を備えた再生へッドを組み込んだ磁気へッド、 す なわち記録ノ再生の両機能を備えた磁気へッドに利用しても構わない。 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は、 面内磁気記録媒体を構成する記録 層として機能する硬磁性膜の上に設けてなる磁気デバイスに利用できる。 図 1 8 に示すとおり、 その構成としては、 （a ) に示す炭化鉄膜からなる磁性薄膜 9 5 を硬磁性膜からなる記録層 9 4の上に直接設けた面内磁気記録媒体 9 0と、
( b ) に示す炭化鉄膜からなる磁性薄膜 9 5と記録層 9 4との間に非磁性膜から なる中間層 9 7を設けた面内磁気記録媒体 9 1の 2通りがある。 なお、 9 2は基 板、 9 3は金属下地層、 9 6は保護層を表す。 何れの場合でも、 硬磁性膜の上に 本発明に係る炭化鉄膜を設けたことにより、 記録層の磁化からの磁束を、 軟磁気 特性に優れた炭化鉄膜からなる磁性薄膜の内部で還流させ、 反磁界を減少させて 、 磁化を安定に保つことができる。 従って、 上記構成からなる磁気デバイスは、 面内磁気記録の高記録密度化に伴い記録層に書き込まれた磁化が小型化しても、 磁化を安定に保つ性能に優れる。 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は、 垂直磁気記録媒体の記録層として 機能する硬磁性膜の下に設けてなる磁気デバイスに利用できる。 図 1 9に示すと おり、 その構成としては、 （a ) に示す炭化鉄膜からなる磁性薄膜 1 0 3を硬磁 性膜からなる記録層 1 0 4の下に直接設ける垂直磁気記録媒体 1 0 0と、 （b ) に示す磁性薄膜 1 0 3と記録層 1 0 4との間に非磁性膜からなる中間層 1 0 6を 設ける垂直磁気記録媒体 1 0 1の 2通りがある。 なお、 1 0 2は基板、 1 0 5は 保護層を表す。 何れの場合でも、 硬磁性膜の下に本発明に係る炭化鉄膜を設けた ことにより、 飽和磁束密度が 2 Tより低い軟磁性膜を用いた場合に比べて、 記録 へッドの磁極から発生する磁場を一段と大きくすることが可能となるので、 記録 層の垂直磁化をより一層容易に形成できる。
これは、 記録ヘッドの磁極を媒体側から見た面積が小型化しても、 記録ヘッド の磁極から発生する磁場を十分に保つことができることを意味するので、 本発明 に係る炭化鉄膜を記録層として機能する硬磁性膜の下に設けてなる磁気デバイス
は、 垂直磁気記録の高記録密度化に貢献できる。 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は、 エクスチェンジ磁石あるいはスピ ントランジスタ磁石を構成する軟磁性層として用いてなる磁気デバイスに利用で きる。 図 2 0 ( a ) は厚さ数 n mの硬磁性層 2 0 1と軟磁性層 2 0 2からなるェ クスチェンジ磁石 2 0 0を示す模式的な断面図であり、 図 2 0 ( b ) は厚さ数 η mの硬磁性層 2 0 4、 非磁性層 2 0 5および軟磁性層 2 0 6からなるスピントラ ンジス夕磁石 2 0 3を示す模式的な断面図である。
—般に、 原子何十個という中間レベル （メゾ） の大きさあるいは厚さにおいて 特殊な素子機能を発揮するものをメゾスコピック材料と呼ばれており、 ェクスチ ェンジ磁石 2 0 0は硬磁性層 2 0 1と軟磁性層 2 0 2からなる 2層膜構造であり 、 このメゾスコピックレベルでは 2層間に交換結合力が発生し、 減磁曲線ガスリ ング状の挙動を示すので、 スプリング磁石とも呼ばれる。 そのため従来の磁石の エネルギー積の限界を突破し、 1 0 O MG O eを超える驚異的な磁石が可能とな る。 同時に層間にはスピンバルブ機能も発生して GM R機能も兼ね備えた複合素 子材料ともなり得る。
一方、 スピントランジスタ磁石 2 0 3は硬磁性層 2 0 4はェミッタ、 非磁性層 2 0 5はベース、 軟磁性層 2 0 6はコレクタとして機能する。 すなわち、 硬磁性 層 2 0 4と非磁性層 2 0 5との間にバイアス電流を流しておくと、 硬磁性層 2 0 4のスピン電子 （→印） は非磁性層 2 0 5中に注入されてミノリティキャリアに なる。 非磁性層 2 0 5の厚さがメゾスコピックであると、 スピン電子 （—印） は ライフタイム間に軟磁性層 2 0 6に達する。 その際、 軟磁性層 2 0 6の磁化の方 向によって、 スピン電子は軟磁性層 2 0 6に流入したり、 拒否されたりする。 こ れによって、 コレクタ回路は電流が 「十、 0、 一」 に変化し、 トランジスタ作用 が起こることが期待される。 しかるに、 上記エクスチェンジ磁石 2 0 0やスピントランジスタ磁石 2 0 3が 安定に機能するためには、 これらを構成する軟磁性膜 2 0 2、 2 0 6が、 数 n m という極薄の厚さとしたとき膜面内に磁化容易面をもち、 かつ優れた軟磁気特性
を維持できることが求められる。 この要求、 すなわち極薄膜 [メジスコピック (数十原子層） 領域] でも、 本発明に係る炭化鉄膜は成膜後 （as- depo 時） の段 階で、 つまり後加熱 （anneal) が無くても、 薄膜の面内に磁化容易軸をもち、 後 加熱が不要であることから、 この後加熱による界面拡散が発生しない、 という利 点を有している。
つまり、 本発明に係る炭化鉄膜は、 まさに成膜後に上記特性を満たすことがで きるので、 エクスチェンジ磁石 2 0 0やスピントランジスタ磁石 2 0 3を構成す る軟磁性膜 2 0 2、 2 0 6として極めて好適な材料である。
これに対して、 従来の軟磁性膜では上記特性を満たすためには成膜後の後加熱 処理を要するため、 厚さが数 n mの軟磁性膜は界面にて接触する薄膜、 すなわち エクスチェンジ磁石の場合は硬磁性膜 2 0 1、 スピントランジスタ磁石の場合は 非磁性膜 2 0 5、 と拡散現象が容易に生じるため、 n mオーダーの積層体は形成 することが実質的に困難な状況にあり、 エクスチェンジ磁石ゃスピントランジス タ磁石をなす構造体を作製するのは難しかった。 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は磁界センサを構成する伝送線路の少 なくとも一部に用いてなる磁気デバイスに利用できる。 磁界センサ 3 0 0を構成 する伝送線路の一例としては、 図 2 1に示すとおり、 接地された磁性層 3 0 1と して本発明に係る炭化鉄膜を用い、 磁性膜 3 0 1の上下に絶縁層 3 0 2、 3 0 4 を介してスパイラル構造をなす導線をそれぞれ設けた構成が挙げられる。 絶縁層 3 0 2の上面に配置された上部導線 3 0 4は、 端子 aにおいて絶縁層 3 0 3の下 面に配置された下部導線 3 0 5と接続されている。 つまり、 上部導線 3 0 4の端 子 bと下部導線 3 0 6の端子 cは端子 aを介して直列に接続された構成をなす。 上記構成からなる電送線路は、 外部磁界によって磁性層 3 0 1の磁化率が変化 し、 これに伴い伝送特性が変化するので、 磁界センサとして利用できる。 しかし ながら、 その際には、 伝送線路が延びる方向 （矢印ひの方向） に磁性層 3 0 1の 磁化容易軸方向を揃えることが必要である。 これに対して、 本発明に係る炭化鉄 膜は成膜後に基板面を磁化容易面として成長するという特徴を備えているので、 上記磁性層 3 0 1に求められる機能を安定して得ることができる。 よって、 本発
明の炭化鉄膜を磁性層 3 0 1とすることにより、 容易に上記構成からなる磁界セ ンサが得られる。 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜は高周波受動デバイスを構成する伝送 線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デバイスに利用できる。 高周波受動デパ イス 4 0 0を構成する伝送線路の一例としては、 図 2 2に示すとおり、 絶縁体か らなる基板 4 0 1上に、 絶縁層 4 0 2、 4 0 4に挟まれるように磁性層 4 0 3と して本発明に係る炭化鉄膜を設け、 さらに磁性層 4 0 3の上に位置する絶縁層 4 0 4上に導体からなる線路 4 0 5を配したものが挙げられる。
上記構成の高周波受動デバイスでは、 磁性層 4 0 3を加えることで、 線路自身 のインピーダンスが大きくなり、 線路 4 0 5を伝わる信号の波長を短くできるこ とが知られている。 この傾向をより安定して得るためには磁性層 4 0 3の飽和磁 束密度は高い方が好ましいことから、 2 Tを超える飽和磁束密度を有する本発明 に係る炭化鉄膜を磁性層 4 0 3として用いることによって、 安定性に優れた高周 波受動デバイスが得られる。 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜はマイクロトランスあるいはマイク口 インダクタを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いてなる磁気デバィスに利 用できる。 ここで、 マイクロトランスとは数 1 0 MH z以下の比較的低い周波数 帯域で使用することを意図した素子であり、 マイクロインダクタとは数 1 0 MH より高い周波数帯域で使用することを目的とした素子である。
このようなマイクロトランスあるいはマイクロインダク夕 5 0 0を構成する伝 送線路の一例としては、 図 2 3に示すとおり、 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁 性層 5 0 1の周囲に絶縁体 5 0 2を設け、 この絶縁体 5 0 2の外周に導体からな る線路 5 0 3を重ならないように巻き付けて配したものが挙げられる。
上記構成のマイクロトランスあるいはマイクロインダク夕では、 磁性層 5 0 1 として高い飽和磁束密度の材料を採用することにより、 線路 5 0 3に流す許容電 流を増やせることが知られている。 つまり、 2 Tを超える飽和磁束密度を有する 本発明に係る炭化鉄膜を磁性層 5 0 1として用いることによって、 大電流を安定
して流すことが可能なマイクロトランスあるいはマイクロインダク夕が得られる 。 また、 磁性層 5 0 1の飽和磁束密度 B sが大きければ大きいほど透磁率の共鳴 点が高周波側にシフ卜する傾向があるので、 2 Tを超える飽和磁束密度を有する 本発明に係る炭化鉄膜を磁性層 5 0 1に用いたマイクロトランスあるいはマイク 口インダク夕は、 優れた高周波特性をもつことが期待できる。 実施例
以下に実施例をあげて本発明をより詳細に説明するが、 本発明はこれらの実施 例に限定されるものではない。
(実施例 1 )
本例では、 図 1 2に示すスパッ夕装置を用い、 膜中に含まれる炭素 （C ) 含有 量が 0〜2 0原子％ ( a t % ) であり残部鉄 （F e ) からなる膜組成の磁性層 1 1を、 基体 1 0の上にスパッタリング法で直接堆積させた。
図 1 ( a ) は本例に係る磁性薄膜試料の層構成を示す模式的な断面図であり、 1 0は基体、 1 1は磁性層である。
基体 1 0としてはガラス基板 （コ一二ング社製、 # 7 0 5 9 ) を用い、 作製す る磁性層 1 1の膜組成は、 成膜に用いた炭化鉄 （F e—C) 合金からなる第二夕 一ゲット 2 5の組成を適宜変更してスパッ夕することにより変化させた。 図 1 2 の装置において、 炭化鉄膜 （α ' — F e— C膜） からなる磁性層 1 1を形成する 成膜室 2 1の到達真空度は 1 0— 7 Torr台に固定し、 成膜時には磁場印加手段 4 0を用い、 基体 3 9の成膜面に平行で一方向に磁場 [強度： 3 0〜5 0 gauss (G) ] を印加した。 また、 成膜前には、 基体 3 9を真空中で 2 0 0 °C、 2時間 の加熱処理を行った後、 基体 3 9を 2 0 °Cまで冷却してからこの温度に保った基 体 3 9上に所望の組成からなる炭化鉄膜を堆積させた。 なお、 本例では真空溶解法で作製した F eと Cからなる合金夕一ゲットを用い て炭化鉄膜を成膜したが、 焼結法で作製した F eと Cからなるターゲット、 F e 夕ーゲット上に Cチップを設置した複合夕一ゲット若しくは F eターゲットと C
ターゲットを別個に用いて行うスパッタリング法、 または、 レーザ蒸着法、 ィォ ンビーム法など他の成膜法を実施しても構わない。 さらには、 C元素を含むプロ セスガスと F eターゲットを用い、 炭化鉄膜を作製する手法を用いてもよい。 図 1 2は、 本例に係る炭化鉄膜を作製する際に用いた直流マグネトロンスパッ 夕装置を示す模式的な断面図である。
図 1 2に示す装置において、 2 1は成.膜室、 2 2は成膜室 2 1の底部の一方の 側に設けたバッファ層形成用の力ソード、 2 3は成膜室 2 1の底部の他方の側に 設けた磁性膜形成用の力ソード、 2 4は力ソ一ド 2 2の上に設けたバッファ層形 成用の F eからなる第一夕ーゲット、 2 5は力ソード 2 3の上に設けた磁性膜形 成用の F e— Cからなる第二ターゲット、 2 6、 2 7は各力ソード用の絶縁部材 、 2 8、 2 9は各力ソードに電力を供給する直流電源、 3 0、 3 1は各力ソード 用のアースシールド、 3 2はシャツ夕、 3 3はシャツ夕の回転手段、 3 4はシャ ッ夕の開口部、 3 5は基体ホルダー支持部材、 3 6は基体ホルダー支持部材の回 転手段、 3 7は基体の温度制御手段、 3 8は基体ホルダ一、 3 9は基体、 4 0は 基体の成膜面に平行で一方向をなす磁場を印加する磁場印加手段、 4 1は排気口 、 4 2はガス導入口、 4 3が排気手段、 4 4はガス供給源である。
成膜室 2 1は排気口 4 1を介して真空ポンプなどの排気手段 4 3に接続されて おり、 成膜室 2 1の内部空間を所望の真空度に減圧するように構成されている。 また、 成膜室 2 1はガス導入口 4 2を備えており、 ガス供給源 4 4から成膜工程 などで用いるプロセスガス、 例えば A rガスや窒素ガス等をガス導入口 4 2を介 して成膜室 2 1の内部空間に供給できる構成を有している。 さらに、 図 1 2に示す装置は、 成膜室 2 1の内部空間の上方に位置する基体ホ ルダ一 3 8と下方に位置する各力ソード 2 2、 2 3との間に位置し、 両者を空間 的に仕切る役目をはたすシャツ夕 3 2を備えている。 シャツ夕 3 2の中央は成膜 室 2 1の底部中央を貫通して設けられた回転軸からなる回転手段 3 3により支持 され、 回転可能な構成をなしている。 シャツ夕 3 2は、 基体 3 9側から見てカソ ードが対向する位置に開口部 3 4を備えている。 回転手段 3 3でシャツ夕 3 2を
回転させることによって、 開 0部 3 4はカゾード 2 2又は力ソード 2 3の上空位 置に移動な構成となっている。
一方、 成膜面を力ソード側に向けた状態で基体 3 9を保持する機能を備えた基 体ホルダー 3 8は、 基体 3 9を加熱処理、 冷却処理または定温保持の機能を有す る温度制御手段 3 7とともに、 基体ホルダー支持部材 3 5の一端に固定されてい る。 そして、 基体ホルダー支持部材 3 5の他端は成膜室 2 1の天井部中央を貫通 して設けられた回転軸からなる回転手段 3 6により支持され、 回転可能な構成を なしている。 したがって、 例えば基体 3 9上にバッファ層を形成する場合は、 基体 3 9と力 ソード 2 2との間にシャツ夕開口部 3 4がない状態にシャツ夕 3 2の位置を制御 し、 ガス導入口 4 2を介して成膜室 2 1の内部空間にプロセスガスを導入し、 直 流電源 2 8から所望の電力を力ソード 2 2に印加して所定のガス圧で放電を生起 させた後、 基体 3 9を力ソード 2 2の上空位置となるように回転手段 3 6で移動 させ、 さらに基体 3 9と力ソード 2 2の間にシャツ夕開口部 3 4が位置するよう にシャツ夕 3 2を回転手段 3 3で移動させることにより実施できる。 その際、 形 成する薄膜の厚さは、 シャツ夕開口部 3 4を基体 3 9と力ソード 2 2の間に滞在 させる時間と堆積速度などを制御することによって所望の値とする。 以下の表 1は、 本例に係る炭化鉄膜をガラス基板上に作製する際の主な条件で ある。
「表 1」
項 目 設 定 値
成膜方法 直流マグネト口ンスパッ夕リング法 基体の材質 ガラス （# 7 0 5 9 )
基体の形状 8 mm角
基体の表面形状 鏡面加工処理、 R a < l Mi
成膜室の到達真空度 1 0一7 Torr台
プロセスガス A rガス
A rガス中の不純物濃度 1 1 0 ppb以下
A rガス圧 1 OmTorr (約 1. 3 3 P a)
基体表面の保持温度 2 0 0 （前処理）
2 0°C («' 6-(膜作製時）
夕一ゲッ卜の材料 F e— C (00- 20at%，残部 Fe)
夕一ゲッ卜の直径 4 inch
ターゲッ卜の純度 3N (Fe-C)
ターゲットと基体との間隔 5 Omm
ターゲットへの投入パワー 直流 2 0 0W (Fe-C)
基体に対する磁場印加 印加方向：基体の成膜面に平行で一方向 磁場の強さ： 3 0〜5 0 G'
作製した膜厚 3 0 Onm ( « ' -Fe-C)
0. 4nm/sec (ひ '—Fe-C) 以下に、 本例に係る炭化鉄膜の作製方法について、 手順を追って説明する。 以下の括弧付き番号は、 その手順を表す。
(a 1) 所定の洗浄処理を終えたガラスからなる基体 3 9を基体ホルダー 3 8に 取り付けた後、 排気手段 43を用いて、 排気口 4 1から成膜室 2 1の内部空間が 1 0—7 Torr台 （但し、 1 Torr=約 1 3 3 P a) になるまで減圧した。 その際、 基体ホルダー 3 8がターゲット 24の上空となるように配置した。 なお、 成膜室 2 1はアース電位とした。 また、 基体ホルダー 3 8の外側に、 基体 39の成膜面 に平行で一方向をなす磁場を印加する手段 40を設けた。
(a 2) 温度制御手段 37により基体ホルダ一 3 8を介して基体 3 9を加熱処理 することによって、 基体 3 9の表面温度を約 2 0 0°Cに加熱 ·保持した。
(a 3) その後、 温度制御手段 3 7により基体ホルダ一 3 8を介して基体 3 9を 2 0°Cまで冷却処理した。
(a 4) 基体ホルダ一 38がターゲット 2 5の上空となるように、 回転手段 36 を用いて移動させた。
(a 5) 成膜室 2 1の内部空間にガス導入口 42より Arガスを導入し、 マスフ ローコントローラ （不図示） を用いてガス圧力を 1 OmTo r rに制御した。 (a 6) 直流電源 29から力ソード 23に所定の直流電力を印加し、 ターゲット
25を数分間プリスパッ夕した。 その際、 基体 39の側から第二夕一ゲット 25 が見えない状態にシャツ夕 32を配置した （図 12) 。
(a 7) その後、 第二ターゲット 25の真上にシャツ夕 32の開口部 34がくる ように、 回転手段 33を用いてシャツ夕 32を移動させた （不図示） 。 シャツ夕
32の開閉により、 厚さ 300 nmの α' — F e— C膜からなる磁性層 1 1を基 体 10上に形成した。 その際、 α' — F e— C膜の組成は所望の組成からなる F e— C合金ターゲットを用いることによって制御した。 なお、 本例におけるひ ' 一 Fe— C膜の成膜速度 （0. 4 nm/s e c) は、 従来技術で述べた文献 3の成膜速度 （0. 002〜0. 003 nm/s e c) と 比べて 130〜200倍の数値であり、 量産的にも十分に対応できる速さである
(a 8) 磁性層 1 1を形成した後、.力ソード 23に印加していた直流電力をゼロ に戻し、 放電を停止させた。
(a 9) 成膜室 21への A rガス導入を停止してから、 窒素ガスを導入し成膜室 21が大気圧に達した後、 成膜室 2 1から作製した試料を取り出した。
以上の工程 （a l) 〜 （a 9) によって作製した層構成が基体 10ノひ ' 一 F e— C膜の磁性層 1 1からなる試料 [図 1 (a) ] を、 試料 S 1と呼称する。
(実施例 2)
本例では、 図 1 (a) の層構成に代えて、 図 1 (b) の層構成すなわちに基体 10上に F e膜からなるバッファ層 1 2を介して ， 一 F e— C膜の磁性層 1 1 を設けた試料 （試料 S 2と呼称する） をスパッタリング法により形成した点が実 施例 1と異なる。 本試料の作製には、 実施例 1と同様に図 12のスパッ夕装置を 用いた。
F e膜 12の作製には高純度 4 Nの F eターゲットを用いた。 ひ ' — F e— C
膜 1 1と F e膜 12を形成する成膜室の到達真空度は 10— 7 Torr台に固定し、 成膜時には基体 10の成膜面に平行で一方向に磁場 （強度： 30〜50G) を印 加した。 また、 成膜前には、 基体 10を真空中で 200°C、 2時間の加熱処理を 行い、 次に温度が 200°Cの基体 10上に Fe膜 12を形成した後、 基体 10を 20°Cまで冷却してからこの温度に維持された基体 10の Fe膜からなるバッフ ァ層 12上に所望の組成からなるひ ' 一 F e— C膜からなる磁性層 11を堆積さ せた。
他の点は実施例 1と同様とした。 以下の表 2は、 本例に係る α' — F e— C膜からなる磁性層 11を F e膜から なるバッファ層 12を介してガラスからなる基体 10上に作製する際の主な条件 である。 .
「表 2」
項 目 設 定 値
成膜方法 直流マグネト口ンスパッ夕リング法 基体の材質 ガラス （# 7059)
基体の形状 8誦角
基体の表面形状 鏡面加工処理、 Ra<lnm
成膜室の到達真空度 10—7 Torr台
プロセスガス A rガス
A rガス中の不純物濃度 11 Oppb以下
A rガス圧 1 OmTorr
基体表面の保持温度 200°C (前処理）
20 O (Fe膜作製時）
20°C Fe- C膜作製時）
ターゲッ卜の材料 F e, F e -C (C=0-20at%，残部 Fe) ターゲッ卜の直径 4 inch
夕ーゲッ卜の純度 4N (Fe) , 3N (Fe - C)
夕ーゲットと基体との間隔 50匪
ターゲッ卜への投入パヮ' 直流 200W (Fe, Fe-C) 基体に対する磁場印加 印加方向：基体の成膜面に平行で一方向 磁場の強さ： 30〜50 G
作製した膜厚 5 nm (Fe) 、 300 nm ( α ' -Fe-C)
0. 05 nni/sec (Fe) 、
0. 4nm/sec ( ' -Fe-C) 以下に、 本例に係る磁性膜の作製方法について、 手順を追って説明する。 以下の括弧付き番号は、 その手順を表す。
(b 1) 所定の洗浄処理を終えたガラスからなる基体 39を基体ホルダー 38に 取り付けた後、 排気手段 43を用いて、 排気口 41から成膜室 21の内部空間が 10— 7 Torr台になるまで減圧した。 その際、 基体ホルダー 38が F eからなる 第一ターゲット 24の上空となるように配置した。 なお、 成膜室 21はアース電 位とした。 また、 基体ホルダ一 38の外側に、 基体 39の成膜面に平行で一方向 をなす磁場を印加する磁場印加手段 40を設けた。
(b 2) 温度制御手段 37により基体ホルダー 38を介して基体 39を加熱処理 することによって、 基体 39の表面温度を約 200°Cに加熱 ·保持した。
(b 3) 成膜室 21の内部空間にガス導入口 42より A rガスを導入し、 マスフ ローコントローラ （不図示） を用いてガス圧力を 1 OmTorrに制御した。
(b 4) 直流電源 28から力ソード 22に所定の直流電力を印加し、 第一ターゲ ット 24を数分間プリスパッ夕した。 その際、 基体 39の側からターゲット 24 が見えない状態にシャツタ 32を配置した （不図示） 。
(b 5) その後、 第一ターゲット 24の真上にシャツ夕 32の開口部 34がくる ように、 回転手段 33を用いてシャツ夕 32を移動させた （図 12) 。 次に、 シ ャッタ 32の開閉により、 厚さ 5 nmの F e膜からなるバッファ層を基体 39上 に形成した。
(b 6) バッファ層を形成した後、 力ソード 22に印加していた直流電力をゼロ に戻し、 放電を停止させた。 その後、 Arガスの供給も停止し、 成膜室 21の内
部空間を 1 0— 7 Torr台になるまで減圧後、 この状態で温度制御手段 3 7により 基体ホルダ一 3 8を介して基体 3 9を 20°Cまで冷却処理した。
(b 7) 基体ホルダー 3 8が第二ターゲット 2 5の上空となるように、 回転手段 3 6を用いて移動させた。
(b 8) 成膜室 2 1の内部空間にガス導入口 42より A rガスを導入し、 マスフ ローコントローラ （不図示） を用いてガス圧力を 1 OmTorrに制御した。
(b 9) 直流電源 2 9から力ソード 2 3に所定の直流電力を印加し、 第二夕ーゲ ット 2 5を数分間プリスパッ夕した。 その際、 基体 3 9の側から第二夕ーゲット
2 5が見えない状態にシャツ夕 3 2を配置した （図 1 2) 。
(blO) その後、 第二ターゲット 2 5の真上にシャツ夕 3 2の開口部 34がくる ように、 回転手段 3 3を用いてシャツタ 3 2を移動させた （不図示） 。 シャツ夕
3 2の開閉により、 厚さ 3 0 0 nmのひ ' 一 F e— C膜からなる磁性層を F e膜 上に形成した。 その際、 α' — F e— C膜の組成は所望の組成からなる F e— C 合金夕ーゲットを用いることによって制御した。
(bll) 磁性層を形成した後、 力ソード 2 3に印加していた直流電力をゼロに戻 し、 放電を停止させた。
(bl2) 成膜室 2 1への A rガス導入を停止してから、 窒素ガスを導入し成膜室 2 1が大気圧に達した後、 成膜室 2 1から作製した試料を取り出した。
以上の工程 （b l) 〜 （bl2) により、 層構成が基体 1 OZF eバッファ層 1 2/ a — F e— C膜の磁性層 1 1からなる試料 S 2 [図 1 (b) ] を作製した 図 2は、 実施例 1で作製した代表的な ' —F e— C膜の磁性層からなる試料 S 1の結晶構造を、 C o— Kひ線を用いた X線回折法により調べた結果を示すグ ラフである。
図 2に示すように、 上記構成においてひ' 相を主たる相とする炭化鉄膜 1 1と は、 X線回折法により、 ひ' 相の （0 02) 面からの回折線すなわち α' (0 0 2) を主に含み観測されることによって識別されるものである。 図 2において、 (a) は炭化鉄膜の （0 0 2) 面からの回折線が主たるピークをなし、 その高角
側にブロードな肩が観測される場合であり、 （b) は炭化鉄膜の （002) 面か らの回折線のみが観測される場合である。 つまり、 本発明に係る α' 相を主たる相とする炭化鉄膜 1 1は、 図 2 (a) か ら明らかなように、 α' 相の （002) 面からの回折線と、 その他の回折線すな わち高角側に観測されるブロードな肩部分 （斜線部） とから構成されるものであ る。
そして、 上記その他の回折線が消失し単結晶が形成された場合には、 炭化鉄膜 1 1は ' 相単相のみから構成され、 図 2 (b) に示すようなひ' 相の （00 2) 面からの回折線のみが観測される。
図 3は、 実施例 1で作製したひ ' 一 F e— C膜の組成が異なる試料 S 1の結晶 構造を、 C o— Κα線を用いた X線回折法により調べた結果を示すグラフである 。 伹し、 図 3は図 2 (b) に示したひ' 相の （002) 面からの回折線のみが観 測される試料を取り上げて示したものである。 図 4は、 成膜に用いた F e— C合 金ターゲットの炭素含有量 （Xと表記） と作製した炭化鉄膜中の炭素含有量との 関係を示すグラフである。 したがって、 図 3の中に示した炭素含有量すなわち X =0. 79、 2、 3、 4、 6 (a t %) は、 使用したターゲットに含まれる Cの 数値である。 図 3より、 作製した炭化鉄膜の試料は、 α' 相の （002) 面からの回折線す なわち ' （002) のみ観測されることが分かった。 この回折線は 20が 70 ° 〜77° の範囲で得られ、 20が 20° 〜1 1 5° の範囲では他の回折線は観 測されなかった。 そして、 このひ ' （002) からの回折線は、 膜中の炭素含有 量が増えるにつれて 2 Θの低角側にシフ卜する傾向が認められ、 このシフトは
(002) 格子空間の増加を示唆している。 これは、 図 4に示す X線光電子分光 分析法の一つである E S C A (Electron spectroscopy for chemical analysis) の解析結果すなわち炭素が増えることを反映している。 なお、 図 4のグラフでは 、 ターゲットの炭素含有量 （横軸） に比べて作製した炭化鉄膜中の C含有量 （縦 軸） の方が大きい傾向を示しているが、 この組成ずれは成膜条件によって変わる
ものであり、 上述したひ' —Fe—C膜の結晶構造には何ら影響するものではな い。
なお、 図 3および図 4は実施例 1の試料 S 1を用いて説明したが、 実施例 2の 試料 S 2すなわち基体 10上に F eからなるバッファ層 12を介して ' — F e 一 C膜からなる磁性層 1 1を設けた構成からなる試料でも同様の結果が確認され た。 図 5は、 シュルツ反射法により測定した ' — F e— C膜の格子定数 a， じお よびこれらの数値から求めた軸比 c / aを膜中の炭素含有量に対してプロットし たグラフである。 図 5より、 格子定数 cは炭素含有量の増加に伴って増える傾向 が認められた。 これに対して、 格子定数 aは炭素含有量の増加に伴い僅かに減少 する傾向を示し、 aはおよそ 2. 83でほぼ一定値であった。 また、 cZaの値 がおよそ 1. 06程度となることから、 得られた ' 一 F e— C膜は体心正方構 造 （beけ冓造： body- centered tetragonal structure) をもつことが明らかとな つた。
なお、 図 5は実施例 1の試料 S 1を用いて説明したが、 実施例 2の試料 S 2す なわち基体上に F eバッファ層を介して α' — F e— C膜からなる磁性層を設け た構成からなる試料でも同様の結果が確認された。
また、 上述した α' — F e— C膜における炭素含有量に対する格子定数の変化 は、 従来知られているひ' 相の F e— N膜における窒素含有量に対する格子定数 の変化と同じ傾向であることも分かった。 図 6は、 実施例 1で作製した試料 S 1のうち膜中の炭素含有量が 4 a t %のひ ' — F e— C膜のヒステリシス曲線である。 （a) は b c t構造の <00 1〉方 向、 （b) は c t構造のく 100>方向、 （c) は b c t構造の <1 10>方 向の結果を示す。 本測定には振動試料型磁力計 （VSM) を用いた。 この α' — Fe— C膜は、 図 6 (a) より c軸が磁化困難軸であり、 図 6 (b) 、 (c) よ り c面が磁化容易面となっていることが分かる。
ところで、 ある方向に磁化する際に必要なエネルギは、 以下の （1) 式で表 記される磁化 （ヒステリシス） 曲線の積分値
Ms
0 HdM (1) つまり、 磁化曲線と y軸で囲まれる面積で表すことができる。
以下、 図 7および図 8に示す実施例 1で作製した α' — F e— C膜の磁化 （ヒ ステリシス） 曲線に基づき具体的に説明する。 図 7は b c t構造の <001>方 向またはぐ 100〉方向に磁場を印加した場合を、 図 8は b c t構造のぐ 100 >方向またはく 110>方向に磁場を印加した場合を示すグラフである。 ここで、 横軸は印加磁場 Hであり、 縦軸は印加磁場 Hにおける磁化 M (H) を飽和磁化 M sで割って規格化した数値である。 従って、 本発明に係る a' _F e— C膜の場合、 c面内から c軸方向へ磁化を 向けるために必要なエネルギは、 <001>方向および <100〉方向に磁場 H を印加した場合の磁化曲線の間の面積 S Aより求められる （図 7) 。 但し、 図 7 は反磁場 （demagnetization field) の補正を行っていない。 なお、 図中に記載 した Hsat (=23 kOe) は、 15 k O eまでの印加磁場で得られた磁化曲線 を用いて単純に推定した飽和磁場 （saturation field) の値である。
同様に、 c面内での磁化を回転させるために必要なエネルギは、 簡易的に <1 00〉方向およびぐ 110>方向に磁場 Hを印加した場合の磁化曲線で挟まれる 面積 SBより求めることが可能である （図 8) 。
これらの面積比が、 すなわちエネルギの比となる。 図 7では、 上記の推定した飽和磁場 Hsat に反磁場補正 （約 21 kOe) を すると、 <001〉方向の磁化曲線が飽和する磁場は 2 k〇e程度と求まる。 次いで、 ' 一 F e— C膜の飽和磁化は F eの値とほぼ同じ 1700 emu/cm3 と仮定して計算すると、 c面から c軸方向へ磁化を向けるために必要なエネルギ 、 すなわち面積 S Aは 「1/2 * 1700 * 2000」 となる。 ここで、 記号 *
は積を表す。
一方、 図 8から、 <110>方向の磁化曲線は M (H) /Ms = 0. 75付近 までは急激に磁化が増え、 その後は穏やかに増加し、 400 〇e程度で飽和す ることが分かる。 これに対して、 <100>方向の磁化曲線は、 数〇e程度の小 さな磁場ですぐに飽和している。 従って、 c面内での磁化を回転させるために必 要なエネルギ、 すなわち面積 SBは 「1Z2 * 1700 * ( 1— 0. 75) * 4 00」 となる。 従って、 上述した 2つの面積は、
S A： S B= (1/2*1700*2000) ： (1/2*1700* (1-0.75) H00)
= 100 : 5 (2) となることから、 S Aは SBよりほぼ 2桁大きいことが分かる。 換言すれば、 上述した図 7に基づく結果より、 このひ ' 一 F e— C膜は、 自発 磁化が c面内で磁化容易軸方向からはずれるときに要する磁気異方性エネルギに 比べて、 c面から c軸方向に振れるときに要する磁気異方性エネルギの方が 2桁 以上大きいことが明らかとなった。 さらには、 この α， _ 6— 膜は、 磁化困 難軸が膜面に対して略垂直方向を、 磁化容易面が膜面に対して略水平方向をなし ていることも確認された。 この傾向は、 炭素含有量が 0〜20 a t %の α' — F e— C膜では変わらなか つた。 また、 実施例 2の試料 S 2すなわち基体上に F eバッファ層を介して《' _ F e— C膜からなる磁性層を設けた構成からなる試料でも、 上述した実施例 1 の試料 S 1と同様の結果が確認された。 図 9は、 実施例 1で作製した試料 S 1の炭素含有量と飽和磁束密度 B sとの関 係を示すグラフである。 このグラフより、 炭素含有量を 15 a t %以下とした α ' 一 F e— C膜は、 現在採用されているヘッド磁極材料の飽和磁束密度 1. 5T を上回る飽和磁束密度を実現できることが分かる。 さらに、 ひ， 一 Fe— C膜の
炭素含有量を 12 a t %以下とした場合、 2 Tを越える飽和磁束密度が安定して 得られることが判明した。 図 10は、 実施例 1で作製した試料 S 1の炭素含有量と保磁力 Heとの関係を 示すグラフである。 図 10において、 〇印はく 100>方向、 鲁印はぐ 110> 方向の結果を示す。 炭素を含まない鉄膜 （横軸 0) は 5〇e以上の高い保磁力を 持っているのに対し、 0. 5 a t %という微量の炭素を鉄に添加することによつ て保磁力は著しく低下し、 2 Oe以下になる。 さらに炭素含有量を増やし 1 a t %以上にすると、 1 Oeを割る優れた低保磁力の膜が得られる。 この傾向は 炭素含有量が 12 a t %まで持続する。 ただし、 15 a t %付近までなら、 保磁 力は 2 Oe以下に抑えられる。
以上の結果より、 本発明に係る炭化鉄膜は、 0. 5 a t %以上 15 a t %以下 の炭素と残部鉄からなる組成のとき、 1. 5 Tを越える飽和磁束密度と 2 Oe 以下の保磁力を備えた軟磁気特性を有することが分かった。 さらに膜中の炭素含 有量を 1 a t %以上 12 a t %以下とした場合は、 2 Tを越える飽和磁束密度と
1 Oe以下の保磁力が実現できるのでより好ましい。 ここでは、 実施例 1の試料 S 1すなわち基体上に直接炭化鉄膜を設けた試料に ついて詳述したが、 上述した傾向は、 実施例 2の試料 S 2、 すなわち基体上に鉄 バッファ層を介して炭化鉄層を設けた構成からなる試料でも同様であった。 ただ し、 試料 S 2において基体上に設けた鉄膜は （200) 面を表面とする薄膜であ り、 この鉄膜上に炭化鉄を堆積させることにより上述した各種磁気特性がより一 層安定して得られることから、 試料 S 1より試料 S 2の層構成の方がより好まし い。
また、 本発明に係る炭化鉄膜に適当な量のコバルトを第三元素として含有させ ると、 コバルトを含まない炭化鉄膜より飽和磁束密度を 10%程度増加させるこ とができる。 例えば、 組成が F e-30 a t Co-4 a t % Cからなる磁性膜 は、 F e— 4 a t % Cからなる磁性膜に比べて 1. 12倍の飽和磁束密度を有す る。 このように、 本発明に係る炭化鉄膜は適当量のコバルトを添加することによ
つて、 より一層高い飽和磁束密度をもつことができる。 (実施例 3 )
本例では、 F e— 4 a t %Cからなる磁性膜をスパッタ法で形成する際に、 プ ロセスガスとして A rガスに代えて （Ar+N2) の混合ガスを用いた点が実施 例 1と異なる。 A rガスに対する N 2ガスの比率を変えることにより、 含有され る窒素量の異なる炭化鉄膜 （試料 S 3と呼称する） を形成した。 表 3は、 本例で作製した磁性膜の窒素含有量と磁歪である。 磁歪は、 片持ち梁 法で測定した数値であり、 λ〃は膜面に平行方向の値、 λ丄は膜面に垂直方向の 値を示す。 表 3には、 λ〃から λ丄を引いた数値を示した。
「表 3」
窒素含有量 え 〃一 λ丄
[a t %] [X 10 -6]
0 -4. 1
2 一 4. 5
4 - 1. 3
6 - 0. 6
7 +0. 4
8 + 1. 4
10 +2. 3 表 3より、 次の点が明らかになった。
①窒素を含まない炭化鉄膜は 10— 6 台で負の磁歪をもつ。
②膜中の窒素含有量が増えるにつれて、 磁歪は負から正に変化する。
③ F e— 4 a t % Cからなる磁性膜に窒素を添加した場合は、 窒素含有量が 6 〜7 a t %の付近で磁歪が一桁小さくな'り 10— 7台の磁歪をもつ磁性膜が得 られる。
以上の結果から、 本発明に係る炭化鉄は膜中に適当量の窒素を含むことにより
、 10— 7台という非常に小さな磁歪を有する薄膜となることが確認できた。 ただ し、 このように磁歪が小さくなる膜中の窒素量は、 炭化鉄の炭素含有量によって 変化する値であり、 必ずしも 6〜7 a t %付近に限定されるものではない。
(実施例 4)
本例では、 図 1 2に示すスパッ夕装置を用い、 膜中に含まれる炭素 （C) 含有 量が 0〜20原子％ (a t %) であり残部鉄 （F e) からなる膜組成の磁性層 1 1を、 基体 10の上にスパッタリング法で直接堆積させる際に、 Arガスに代え て （Ar+N2) の混合ガスを用いた点が実施例 1と異なる。
その際、 A rガスに対する N 2ガスの比率を変えることにより、 含有される窒 素量の異なる炭化鉄膜 （試料 S 4と呼称する） を形成した。
図 16は、 ' 一 F e— C膜に含有させる窒素量を変えて、 C含有量と磁気異 方性定数 Kuとの関係を調べた結果を示すグラフである。 図 16において、 秦印 は N含有量が零の場合 （α'- Fe-Cと表記する） 、 〇印は N含有量が 2 at%の場合 、 △印は N含有量が 3 at %の場合、 ▲印は N含有量が 6 at %の場合、 騸印は N含 有量が 9 at %の場合を示す。 図 16より、 以下の点が明らかとなった。
(1) C含有量が同一の ' 一 F e— C膜 （例えば 4 at %) で比較すると、 膜中 N含有量が増えるにつれて結晶磁気異方性定数 Kuは負から正の方向にシフトす る。 ，
(2) ' 一 F e— C膜 含有量が 0〜 8 at%) は適当量の窒素を含むことよ り、 Kuを一桁小さな数値とすることができる。 具体的には、 N含有量を 2〜3 at%とすることで、 1 0s [erg/cm3] 台に抑えた窒化 F e— C膜 （ひ' 一 F e— C一 N膜と表記する） が得られる。
つまり、 上述した実施例 3および実施例 4の結果より、 本発明に係る α' — F e— C膜はその中に Nを適宜含有させることによって、 その磁歪ゃ結晶磁気異方 性定数を制御するできることが分かる。 そして、 この実験結果は、 C含有量と N 含有量とを最適ィヒすることにより、 10_7台の磁歪と 105 [erg/cm3] 台の結晶
磁気異方性定数とを兼ね備えた磁性薄膜が形成できることを示唆している。 (実施例 5 )
本例では、 F e— 4 a t % Cからなる磁性膜をスパッ夕法で形成する際に、 鉄 バッファ層を設けた基体の温度を 0 〜 2 0 0 の範囲で変化させた点が実施例 2と異なる。 ただし、 鉄バッファ層を作製する時の基体温度は 2 0 0 °Cに固定し た。 他の点は実施例 2と同様として図 1 ( a ) に示す層構成の試料 S 5を作製し た。
実施例 1の結果でも述べたように、 本発明に係る炭化鉄膜は （0 0 2 ) 面から の回折線のみ観測されることによつて特定される。 図 1 1は、 炭化鉄膜を作製するときの基体温度と得られた炭化鉄膜の （0 0 2 ) 面の X線強度との関係を示すグラフである。 縦軸の X線強度は、 各基体温度で 作製した炭化鉄膜の （0 0 2 ) 面からの回折線強度 Iを、 （0 0 2 ) 面からの回 折線強度が最大となつた基体温度 2 5 °Cの数値 I maxで割つた値で示した。
図 1 1より、 基体温度を 5 °C以上 1 0 0 °C以下とした場合、 I maxの 8割以上 となる X線強度が観測されることから、 所望の ' 一 F e _ C膜がかなり安定し て得られることが分かった。 これに対して、 基体温度が 1 2 5 °Cから 2 0 0 の ときは、 温度が増すにつれて （0 0 2 ) 面からの回折線強度が急激に小さくなる ことから、 作製した炭化鉄膜が所望の結晶構造から乖離する傾向にあると考えた 。 また、 基体温度を 1 0で以上 7 0 °C以下とした場合は、 X線強度が I maxの 9 割以上になることから、 所望のひ ' _ F e—C膜がより一層安定して得られるの でより好ましい。
(実施例 6 )
本例では、 実施例 1で示した炭化鉄からなる磁性薄膜を記録へッドの上部磁極 および下部磁極に用い、 HD D用の記録再生分離型磁気へッド 5 0を作製した。 図 1 3は、 本例に係る磁気へッド 5 0の構造の一例を示す斜視図であり、 その 一部分を切断した状態で表している。 図 1 3において、 5 1は磁気抵抗素子、 5
2は下部シールド層、 5 3は上部シールド層を兼ねる下部磁極、 5 4はコイル、 5 5は上部磁極、 5 6は基板、 5 7は電極、 5 8は再生へッド、 5 9は記録へッ ドである。
図 1 3の磁気へッド 5 0では、 磁気抵抗素子 5 1を下部シールド層 5 2と上部 シールド層 5 3で挟んだ部分が再生へッド 5 8を構成する。 また、 上部シールド 層 5 3は記録ヘッドの下部磁極 5 3も兼ねており、 コイル 5 4を下部磁極 5 3と 上部磁極 5 5で挟んだ部分が記録へッド 5 9を構成する。
記録へッド 5 9を構成する上部磁極 5 5および下部磁極 5 3に、 本発明に係る スパッタ法で作製した炭化鉄膜、 例えば膜組成が F e— 4 a t % Cからなるひ ' 一 F e— C膜を配置する。 ただし、 炭化鉄膜の軟磁気特性を安定して得る目的か ら炭化鉄膜の下に鉄バッファ層 （不図示） を設けても構わない。 また、 上記炭化 鉄膜には、 飽和磁化を増加させるコバルトや磁歪を 1 0— 7台に抑制できる窒素を 、 膜中に適宜含有させてもよい。 基板 5 6はアルミナ ·チタンカーバイドカ らなり、 磁気へッド 5 0のスライダ として機能する部材である。 下部シールド層 5 2はアルミナからなる被覆層 （不 図示） で表面コートされた上にスパッ夕法で作製されたパーマロイ （F e— 8 0 w t % N i合金） 膜からなる。
磁気抵抗素子 5 1としては、 パーマロイ膜からなるフリ一層 Z銅膜からなる導 電層 Zパ一マロイ膜からなるピン層 Zイリジウム ·マンガン膜からなる反強磁性 層を順に積層した構造体 （不図示） を用いる。
再生へッド 5 8を構成する磁気抵抗素子 5 1の電極 5 7や記録へッド 5 9を構 成するコイル 5 4には、 銅膜を用いる。
図示はしていないが、 各層間のギャップ材としてはスパッタ法で作製したアル ミナからなる絶縁膜を配置し、 上部磁極 5 5の上には同様にスパッタ法で作製し たアルミナからなる被覆層を設ける。 このように構成された磁気ヘッド 5 0は、 2 Tを越える高い飽和磁束密度の炭 化鉄膜を記録ヘッド 5 9の上部磁極 5 5や下部磁極 5 3の全部あるいは一部に用
いることによって、 これらの磁性膜が磁気的に過度に飽和することなく強い磁界 強度および高い磁界勾配を発生することができるので、 線記録密度の向上が図れ る。 また、 飽和磁ィヒが 2 Tを越える炭化鉄膜からなる磁極材料は、 トラック密 度の向上ももたらす。 すなわち、 図 1 3に示した記録ヘッド 5 9のトラック幅 W が狭くなると記録へッドから漏れる磁界の強度も小さくなる傾向にあるが、 磁極 材料の飽和磁束密度が高ければ漏れ磁界の強度を高く維持できる。 したがって、 本発明に係る炭化鉄からなる磁性薄膜を磁極材料とした記録へッドは、 従来より 狭卜ラック化も達成できる。 さらには、 高い線記録密度を達成するには図 1 3に示したギャップ gを狭くす る必要があるが、 そのためには下部磁極 5 3の上に設けた薄膜化を図った絶縁膜 (不図示） の上に強固に上部磁極 5 5を形成することが大切である。 本発明に係 る炭化鉄からなる磁性薄膜は、 作製した膜の密着性や緻密性に優れるスパッタ法 で安定して形成できることから、 上述した狭ギヤップ化にも十分対応できる薄膜 を作製するのに好適な磁極材料である。
ゆえに、 本発明に係る炭化鉄からなる磁性薄膜を記録へッドの磁極材料に用い た磁気へッド 5 0は、 従来より保磁力の高い磁気記録媒体に低ノイズでかつ高い 分解能で磁気信号を書き込むことができるので、 より一層高い面記録密度を実現 する。 従来、 飽和磁束密度が 1 . 5〜1 . 8 T程度の磁 材料からなる記録ヘッドは 保磁力が 2 5 0 0 O e程度までの媒体に書き込む能力があつたが、 これ以上の 保磁力をもつ媒体には十分に書き込むことは困難な状況にあった。 これに対して、 本発明に係る飽和磁束密度が 2 Tを越える炭化鉄膜を磁極材料に用いた記録へッ ド 5 9を備えた磁気ヘッド 5 0は 2 5 0 0 O e以上の高い保磁力有する媒体に 対しても十分な書き込み能力をもつことが確認された。
(実施例 7 )
本例では、 実施例 6で述べた本発明に係る炭化鉄膜を磁極に用いた磁気へッド
を搭載した磁気記録装置の一例である、 図 1 4および図 1 5に示したハード ·デ イスク装置 （HD D、 hard di sk dr ive) 7 0について説明する。
図 1 4は本発明に係る磁気記録装置の一例を示す側断面図であり、 図 1 5は図 1 4に示す磁気記録装置の平断面図である。 図 1 4および図 1 5において、 5 0 は磁気へッド、 7 0はハ一ド ·ディスク装置、 7 1は筐体、 7 2は磁気記録媒体 、 7 3はスぺ一サ、 7 4はスピンドル、 7 5はモ一夕、 7 6は軸受け、 7 7は回 転軸、 7 8はスイングアーム、 7 9はサスペンションである。
本例に係る HD D 7 0は、 実施例 5で示した炭化鉄膜を記録ヘッド 5 9の上部 磁極 5 5および下部磁極 5 3に用いた記録再生分離型磁気へッド 5 0を搭載して いる。 本例の HD D 7 0は、 円盤状の磁気記録媒体 （HD、 hard di sk) 7 2や磁気 ヘッド 5 0などを収納する内部空間を備えた直方体形状の筐体 7 1が外形をなし ており、 筐体 7 1の内部には複数枚の磁気記録媒体 7 2がスぺ一サ 7 3と交互に スピンドル 7 4に挿通されて設けられている。 また、 筐体 7 1にはスピンドル 7 4の軸受け （不図示） が設けられ、 筐体 7 1の外部にはスピンドル 7 4を回転さ せるために用いるモータ 7 5が配置されている。 この構成により、 全ての磁気記 録媒体 7 2は、 スぺーサ 7 3によって磁気へッド 5 0の入る間隔をあけて複数枚 重ねた状態で、 スピンドル 7 4の周回りに回転自在とされている。
筐体 7 1の内部であって磁気記録媒体 7 2の側方位置には、 軸受け 7 6によつ てスピンドル 7 4と平行に支持された口一タリ ·ァクチユエ一夕と呼ばれる回転 軸 7 7が配置されている。 回転軸 7 7には複数個のスイングアーム 7 8が各磁気 記録媒体 7 2の間の空間に延出するように取り付けられている。 各スイングァー ム 7 8の先端には、 その上下位置にある各磁気記録媒体 7 2の表面に傾斜して向 かう方向に固定された、 細長い Ξ:角板状のサスペンション 7 9を介して磁気へッ ド 5 0が取り付けられている。 磁気へッド 5 0は、 書き込み専用の本発明に係る炭化鉄膜を磁極材料としたィ ブ素子部を備えた記録へッド 5 9と読み込み専用の磁気抵抗素子 5 1
を備えた再生へッド 5 8とを一体化した記録再生分離型磁気へッドであり、 磁気 記録媒体 7 2の表面と対向するスライダの一面に搭載されている。 磁気ヘッド 5 0を備えたスライダは、 磁気記録媒体 7 2の表面と対向する一面とは反対側の面 が、 サスペンション 7 9の先端部側に設けられたジンパル部材によって弾性支持 されている。
上記構成によれば、 磁気記録媒体 7 2を回転させ、 磁気へッド 5 0をスイング アーム 7 8の移動により磁気記録媒体 7 2の半径方向に動かすことができるので 、 磁気へッド 5 0は磁気記録媒体 7 2上の任意の位置に移動可能となっている。 上述した構成のハード ·ディスク装置 7 0では、 磁気記録媒体 7 2を回転させ るとともに、 スイングアーム 7 8を移動させて磁気へッド 5 0を磁気記録媒体 7 2上の任意の位置に移動させ、 磁気記録媒体 7 2を構成している磁気記録層 （不 図示） に磁気へッド 5 0を構成する記録へッド 5 9が発生した磁界を作用させる ことで磁気記録媒体 7 2に所望の磁気情報を書き込むことができる。 また、 スィ ングァ一ム 7 8を移動させて磁気へッド 5 0を磁気記録媒体 7 2上の任意の位置 に移動させ、 磁気記録媒体 7 2を構成している磁気記録層 （不図示） からの漏れ 磁界を磁気へッド 5 0を構成する再生へッド 5 8で検出することで磁気情報を読 み出すことができる。 このように磁気情報の読出と書込を行う場合に、 磁気へッド 5 0を構成する記 録へッド 5 9の上部磁極 5 5と下部磁極 5 3が先に説明した如く優れた軟磁気特 性を有するひ ' 一 F e—C膜で構成されているならば、 従来の磁気ヘッドでは書 き込みを行つた際に未飽和となってしまうような保磁力の高い磁気記録媒体 7 2 にも、 十分に安定した書き込みを行うことが可能となる。
また、 保磁力の高い磁気記録媒体 7 2を利用できるということは、 磁気ヘッド の浮上走行時に再生へッド 5 8の読出素子すなわち磁気抵抗素子 5 1が受ける漏 れ磁界を強くできることを意味する。 つまり、 本発明に係る磁気ヘッドを構成す る再生ヘッド 5 8は磁気記録媒体 7 2からを従来より強い信号を受けることがで きるので、 本例に係るハード ·ディスク装置 7 0は S ZN比の良好な記録再生特 性を実現できる。
さらには、 上述したように、 本発明に係る炭化鉄膜は 2 Tを越える飽和磁束密 度をもつことから従来より狭トラック化が図れるとともに、 スパッタ法で作製で きるので狭ギャップ化にも対応できる。 したがって、 本発明に係る炭化鉄膜を磁 極に採用した記録へッド 5 9を用いて磁気情報を磁気記録媒体 7 2に書き込むこ とができる磁気記録装置 7 0は、 従来の装置に比べて高記録密度化を達成するこ とができる。 なお、 上記実施例では、 移動する磁気記録媒体として基板と平行方向に磁化容 易軸を有する面内磁気記録媒体を用いた場合について具体的に説明したが、 本発 明に係る炭化鉄膜を記録へッドの磁極材料に採用したことによる上記の作用 ·効 果は、 基板と垂直方向に磁化容易軸を有する垂直磁気記録媒体の場合でも、 ほぼ 同様に得られる。 したがって、 本発明に係る磁気記録装置の一例であるハード - ディスク装置 7 0は、 磁気記録媒体 7 2として面内媒体を搭載した面内磁気記録 装置であっても良いし、 磁気記録媒体 7 2として垂直媒体を搭載した垂直磁気記 録装置であつても構わない。
さらには、 図 1 4と図 1 5に基づいて先に説明したハード ·ディスク装置 7 0 は磁気記録装置の一例を示すものであるので、 磁気記録装置に搭載する磁気記録 媒体の枚数は 1枚以上であれば任意の数として構わない。 また、 スイングアーム 7 8の形状や駆動方式も図面に示すものに限定されず、 例えばリニア駆動方式な ど、 他の方式を採用してもよいことは言うまでもない。 産業上の利用の可能性
以上説明したように本発明によれば、 前述した特定結晶形態である α ' 相単相 からなる炭化鉄を用いたことにより、 高記録密度化に対応可能な磁気特性、 すな わち 2 Τ以上の飽和磁束密度と 2 0 e以下の保磁力を兼ね備えた良好な軟磁気特 性を有する磁性薄膜を得ることができる。
前述した特定結晶形態であるひ ' 相単相からなる炭化鉄を用いたことにより、 成膜中および成膜後にほとんど加熱処理を行わない成膜工程でも、 上記の優れた 軟磁気特性が安定して得られる磁性薄膜の製造方法が提供できる。
前記の優れた軟磁気特性を有する炭化鉄膜を記録へッドの上部磁極や下部磁極 に採用した磁気へッドであるならば、 従来より強い磁界強度および高い磁界勾配 を発生できるため、 線記録密度の向上が図れる。 また、 磁極をなす炭化鉄膜の飽 和磁束密度が高いので漏れ磁界の強度を高く維持できるため、 本発明に係る炭化 鉄膜を用いた磁気ヘッドは狭トラック化にも貢献できる。 また、 前記の優れた軟磁気特性を有する炭化鉄膜を備えた磁気へッドを搭載し た磁気記録装置であるならば、 従来は磁気信号が十分に書き込めなかった高保磁 力の磁気記録媒体と組み合わせて使用することにより、 線記録密度とともにトラ ック密度の増大も図れ、 さらには S ZN比も高い記録再生システムが構築できる ので、 大記憶容量で記録再生特性にも優れた磁気記録装置の提供が可能となる。 なお、 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜を磁極材料とした磁気へッドは 、 面内磁気記録方式の構成に限定されず、 垂直磁気記録方式の構成であっても構 わない。
また、 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜を、 面内磁気記録媒体を構成す る硬磁性膜からなる記録層の上に用いたり、 あるいは垂直磁気記録媒体を構成す る硬磁性膜からなる記録層の下に用いることで、 それぞれ高記録密度化に貢献す る媒体の提供が可能となる。
さらに、 本発明に係る炭化鉄膜からなる磁性薄膜を構成の少なくとも一部に用 いることで、 従来より優れた諸特性、 例えばエネルギ一積や周波数、 電流密度な どにおいて一段と優れた特性を有する各種の磁気デバイス、 具体的は、 ェクスチ ェンジ磁石あるいはスピントランジスタ磁石、 磁界センサ、 高周波受動デバイス 、 マイクロトランスあるいはマイクロインダクタ、 を提供できる。
Claims
1 . α ' 相を主たる相とし、 少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜で あることを特徴とする磁性薄膜。
2 . 前記炭化鉄膜は α ' 相単相からなることを特徴とする請求項 1に記載の磁
3 . 前記炭化鉄膜は、 X線回折法あるいは電子線回折法により α ' 相の （0 0 2 ) 面からの回折ピークが主たるピークとして観測されることを特徴とする請求 項 1に記載の磁性薄膜。
4 . 前記炭化鉄膜は、 体心正方構造を備え、 c軸が磁化困難軸、 c面が磁化容 易面をなしていることを特徵とする請求項 1に記載の磁性薄膜。
5 . 前記炭化鉄膜は、 自発磁化が c面内で磁化容易軸方向からはずれるときに 要する磁気異方性エネルギに比べて、 C面から C軸方向に振れるときに要する磁 気異方性エネルギの方が 2桁以上大きいことを特徴とする請求項 4に記載の磁性
6 . 前記磁ィヒ困難軸は膜面に対して略垂直方向を、 前記磁化容易面は膜面に対 して略水平方向をなしていることを特徴とする請求項 4に記載の磁性薄膜。
7 . 前記炭化鉄膜は、 0 . 5 a t %以上 1 5 a t %以下の炭素と残部鉄からな ることを特徴とする請求項 1に記載の磁性薄膜。
8 . 前記炭化鉄膜は、 1 a t %以上 1 2 a t %以下の炭素と残部鉄からなるこ とを特徴とする請求項 1に記載の磁性薄膜。
9 . 前記炭化鉄膜は、 コバルトを第三元素として含むことを特徴とする請求項 1に記載の磁性薄膜。
1 0 . 前記炭化鉄膜は、 窒素を第三元素として含むことを特徴とする請求項 1 に記載の磁性薄膜。
1 1 . 前記炭化鉄膜は、 該炭化鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離を具備 する薄膜上に配設されたことを特徴とする請求項 1に記載の磁性薄膜。
1 2 . 前記薄膜を構成する主たる元素は、 前記炭化鉄膜と格子定数が略同一で あることを特徴とする請求項 1 1に記載の磁性薄膜。
1 3 . 前記薄膜は、 （2 0 0 ) 面を表面とする鉄膜であることを特徴とする請 求項 1 1に記載の磁性薄膜。
1 4 . 前記薄膜を構成する主たる元素は、 A g、 A u、 P d、 P t、 R h、 A 1、 I r、 R uから選択される 1つ以上の元素であることを特徴とする請求項 1 1に記載の磁性薄膜。
1 5 . 前記炭化鉄膜は、 結晶磁気異方性定数 K uが負であることを特徴とする 請求項 1に記載の磁性薄膜。
1 6 . 減圧空間内に配置した基体上に、 スパッタリング法、 真空蒸着法、 C V D法、 イオンビーム蒸着法、 レーザ蒸着法のいずれかの成膜法を用いて、 少なく とも炭素と鉄を構成元素とし、 ' 相を主たる相とする炭化鉄膜を形成する工程 を具備したことを特徴とする磁性薄膜の製造方法。
1 7 . 前記炭化鉄膜を形成する際に、 前記基体の表面温度を 5 °C以上 1 0 0 °C 以下とすることを特徴とする請求項 1 6に記載の磁性薄膜の製造方法。
1 8 . 前記炭化鉄膜を形成する際に、 前記基体の表面温度を 1 0 °C以上 7 0 °C 以下とすることを特徴とする請求項 1 6に記載の磁性薄膜の製造方法。
1 9 . 前記炭化鉄膜を形成する工程の前に、
前記基体を減圧空間内で熱処理する工程、
減圧空間内で熱処理された基体上に、 スパッタリング法、 真空蒸着法、 C V D 法、 イオンビーム蒸着法、 レーザ蒸着法のいずれかの成膜法を用いて、 前記炭化 鉄膜の原子間距離と略同一の原子間距離を具備する薄膜を形成する工程、 及び、 前記薄膜を設けた基体を少なくとも 1 0 0 °C以下に冷却する工程、
を具備したことを特徴とする請求項 1 6に記載の磁性薄膜の製造方法。
2 0 . 前記炭化鉄膜を形成する工程は、
前記炭化鉄膜の形成用の母材源として、 少なくとも炭素と鉄からなる合金若し くは焼結母材又は炭素からなる母材と鉄からなる母材とを組合せた複合母材と、 不活性ガスからなるプロセスガスとを用い、 炭化鉄膜を基体上に堆積させること を特徴とする請求項 1 6に記載の磁性薄膜の製造方法。
2 1 . 前記炭化鉄膜を形成する工程は、
前記炭化鉄膜の形成用の母材源として、 少なくとも鉄からなる母材と、 少なく
とも構成元素として炭素を含む反応性ガスからなるプロセスガスとを用い、 炭化 鉄膜を基体上に堆積させることを特徴とする請求項 1 6に記載の磁性薄膜の製造 方法。
2 2 . 前記合金若しくは焼結母材として 0 . 5 a t %以上 1 5 a t %以下の炭 素と残部鉄からなる組成の材料を用いることを特徴とする請求項 2 0に記載の磁 性薄膜の製造方法。
2 3 . α ' 相を主たる相とし、 少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜 であることを特定する手段として X線回折法を用いることを特徴とする磁性薄膜 の評価方法。
2 4 . 相を主たる相とし、 少なくとも炭素と鉄を構成元素とする炭化鉄膜 であることを特定する手段として電子線回折法を用いることを特徴とする磁性薄 膜の評価方法。
2 5 . 請求項 1乃至 1 5のいづれか 1項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 記録へッドの磁極材料の少なくとも一部に用いたことを特徴とする磁気へッド。
2 6 . 前記記録へッドが面内磁気記録用であることを特徴とする請求項 2 5に 記載の磁気へッド。
2 7 . 前記記録へッドが垂直磁気記録用であることを特徴とする請求項 2 5に 記載の磁気へッド。
2 8 . 請求項 2 5に記載の磁気へッドを用い、 移動する磁気記録媒体に磁気的 に情報を記録することを特徴とする磁気記録装置。
2 9 . 前記磁気記録媒体が、 基板と平行方向或いは垂直方向に磁化容易軸を有 することを特徴とする請求項 2 8に記載の磁気記録装置。
3 0 . 請求項 1乃至 1 5のいづれか 1項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 面内磁気記録媒体を構成する記録層として機能する硬磁性膜の上に設けたこと を特徴とする磁気デバイス。
3 1 . 前記磁性薄膜と前記硬磁性膜との間に非磁性膜からなる中間層を設けた ことを特徴とする請求項 3 0に記載の磁気デバイス。
3 2 . 請求項 1乃至 1 5のいづれか 1項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 垂直磁気記録媒体の記録層として機能する硬磁性膜の下に設けたことを特徴と
する磁気
3 3 . 前記磁性薄膜と前記硬磁性膜との間に非磁性膜からなる中間層を設けた ことを特徴とする請求項 3 2に記載の磁気デバイス。
3 4. 請求項 1乃至 1 5のいづれか 1項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 エクスチェンジ磁石を構成する軟磁性層として用いたことを特徴とする磁気デ バイス。
3 5 . 請求項 1乃至 1 5のいづれか 1項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 スピントランジスタ磁石を構成する軟磁性層として用いたことを特徴とする磁 気デバイス。
3 6 . 請求項 1乃至 1 5のいづれか 1項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 磁界センサを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いたことを特徴とする磁 気デバイス。
3 7 . 請求項 1乃至 1 5のいづれか 1項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 高周波受動デバイスを構成する伝送線路の少なくとも一部に用いたことを特徴 とする磁気デバイス。
3 8 . 請求項 1乃至 1 5のいづれか 1項に記載の炭化鉄膜からなる磁性薄膜を 、 マイクロトランスあるいはマイクロインダクタを構成する磁性膜の少なくとも 一部に用いたことを特徵とする磁気デバイス。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002500409A JP4531331B2 (ja) | 2000-05-31 | 2000-11-20 | 磁性薄膜、その製造方法、その評価方法及びこれを用いた磁気ヘッド、磁気記録装置並びに磁気デバイス |
| AU2001214169A AU2001214169A1 (en) | 2000-05-31 | 2000-11-20 | Magnetic thin film, production method therefor, evaluation method therefor and magnetic head using it, magnetic refcording device and magnetic device |
| US09/720,736 US6841259B1 (en) | 2000-05-31 | 2000-11-20 | Magnetic thin film, production method therefor, evaluation method therefor and magnetic head using it, magnetic recording device and magnetic device |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000163822 | 2000-05-31 | ||
| JP2000-163822 | 2000-05-31 | ||
| JP2000321757 | 2000-10-20 | ||
| JP2000-321757 | 2000-10-20 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| WO2001093286A1 true WO2001093286A1 (fr) | 2001-12-06 |
Family
ID=26593129
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2000/008167 WO2001093286A1 (fr) | 2000-05-31 | 2000-11-20 | Couche mince magnetique, son procede de production, son procede d'evaluation et tete magnetique dans laquelle elle est utilisee, dispositif d'enregistrement magnetique et dispositif magnetique |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6841259B1 (ja) |
| JP (1) | JP4531331B2 (ja) |
| AU (1) | AU2001214169A1 (ja) |
| TW (1) | TW503391B (ja) |
| WO (1) | WO2001093286A1 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006135034A1 (en) * | 2005-06-13 | 2006-12-21 | Tohoku University | Magnetic recording medium and magnetic recording and reproducing apparatus |
| US7879466B2 (en) | 2005-03-30 | 2011-02-01 | Tohoku University | Perpendicular magnetic recording medium, and perpendicular magnetic recording and reproducing apparatus |
| US8817417B2 (en) | 2012-12-26 | 2014-08-26 | Tdk Corporation | Perpendicular magnetic write head and magnetic recording device |
| US12018386B2 (en) | 2019-10-11 | 2024-06-25 | Regents Of The University Of Minnesota | Magnetic material including α″-Fe16(NxZ1-x)2 or a mixture of α″-Fe16Z2 and α″-Fe16N2, where Z includes at least one of C, B, or O |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3653007B2 (ja) * | 2001-05-14 | 2005-05-25 | 株式会社日立製作所 | 垂直磁気記録媒体とその製造方法および磁気記憶装置 |
| JP3971697B2 (ja) * | 2002-01-16 | 2007-09-05 | Ｔｄｋ株式会社 | 高周波用磁性薄膜及び磁気素子 |
| JP2005025890A (ja) * | 2003-07-04 | 2005-01-27 | Fujitsu Ltd | 磁気ヘッド用磁性膜 |
| US7235851B2 (en) * | 2004-09-16 | 2007-06-26 | Industrial Technology Research Institute | Spin transistor and method thereof |
| US7372117B2 (en) * | 2004-09-16 | 2008-05-13 | Industrial Technology Research Institute | Magneto-resistance transistor and method thereof |
| JP2006268984A (ja) * | 2005-03-25 | 2006-10-05 | Nihon Micro Coating Co Ltd | 垂直磁気記録ディスク及びその製造方法 |
| US7502209B2 (en) | 2005-10-24 | 2009-03-10 | Hitachi Global Storage Technologies Netherlands B.V. | Read sensors having nitrogenated hard bias layers and method of making the same |
| JP4101836B2 (ja) * | 2005-12-26 | 2008-06-18 | 昭和電工株式会社 | 磁気記録媒体、その製造方法および磁気記録再生装置 |
| US9978413B2 (en) | 2006-06-17 | 2018-05-22 | Dieter Suess | Multilayer exchange spring recording media |
| JP6085301B2 (ja) | 2011-08-17 | 2017-02-22 | リージェンツ オブ ザ ユニバーシティ オブ ミネソタ | 窒化鉄永久磁石および窒化鉄永久磁石の形成技術 |
| US20160159653A1 (en) * | 2012-01-04 | 2016-06-09 | Virginia Commonwealth University | High anisotropy nanoparticles |
| WO2014210027A1 (en) | 2013-06-27 | 2014-12-31 | Regents Of The University Of Minnesota | Iron nitride materials and magnets including iron nitride materials |
| CN106165027A (zh) | 2014-03-28 | 2016-11-23 | 明尼苏达大学董事会 | 包含涂覆的纳米颗粒的氮化铁磁性材料 |
| US9994949B2 (en) | 2014-06-30 | 2018-06-12 | Regents Of The University Of Minnesota | Applied magnetic field synthesis and processing of iron nitride magnetic materials |
| BR112017002471A2 (pt) * | 2014-08-08 | 2017-12-05 | Univ Minnesota | materiais magnéticos duros de nitreto de ferro multicamadas |
| US10072356B2 (en) * | 2014-08-08 | 2018-09-11 | Regents Of The University Of Minnesota | Magnetic material including α″-Fe16(NxZ1-x)2 or a mixture of α″-Fe16Z2 and α″-Fe16N2, where Z includes at least one of C, B, or O |
| US10002694B2 (en) * | 2014-08-08 | 2018-06-19 | Regents Of The University Of Minnesota | Inductor including alpha″-Fe16Z2 or alpha″-Fe16(NxZ1-x)2, where Z includes at least one of C, B, or O |
| JP2017532439A (ja) | 2014-08-08 | 2017-11-02 | リージェンツ オブ ザ ユニバーシティ オブ ミネソタ | 化学気相堆積又は液相エピタキシーを用いた鉄窒化物硬質磁性材料の形成 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11186033A (ja) * | 1997-12-17 | 1999-07-09 | Hitachi Ltd | 強磁性金属化合物膜及びその作製方法並びに磁気記録媒体 |
Family Cites Families (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR960004065B1 (ko) * | 1986-05-30 | 1996-03-26 | 가부시기가이샤 히다찌세이사꾸쇼 | 자성체막 및 이것을 사용한 자기 헤드 |
| JPS63237208A (ja) * | 1987-03-24 | 1988-10-03 | Ube Ind Ltd | 垂直磁気記録媒体 |
| JPS63277755A (ja) * | 1987-05-07 | 1988-11-15 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 薄膜の製造方法 |
| KR920008222B1 (ko) * | 1987-05-12 | 1992-09-25 | 마쯔시다덴기산교 가부시기가이샤 | 자기기록매체 및 그 제조방법 및 제조장치 |
| JPS6482310A (en) * | 1987-09-24 | 1989-03-28 | Sumitomo Spec Metals | Composite type magnetic head |
| JP2692088B2 (ja) * | 1987-10-13 | 1997-12-17 | ソニー株式会社 | 軟磁性積層膜 |
| JPH01264919A (ja) * | 1988-04-15 | 1989-10-23 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 炭化鉄薄膜の製造方法 |
| JPH0242702A (ja) * | 1988-04-28 | 1990-02-13 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 軟磁性薄膜およびこれを用いた磁気ヘッド |
| US5068147A (en) * | 1988-04-28 | 1991-11-26 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Soft magnetic thin film comprising alternate layers of iron carbide with either iron, iron nitride or iron carbon-nitride |
| JPH02137712A (ja) * | 1988-11-16 | 1990-05-28 | Daikin Ind Ltd | 炭化鉄薄膜 |
| JPH0322404A (ja) * | 1989-06-19 | 1991-01-30 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 軟磁性薄膜 |
| EP0619776A4 (en) * | 1992-01-03 | 1994-12-07 | Conner Peripherals Inc | MAGNETIC RECORDING MEDIA COMPRISING SOFT MAGNETIC MATERIAL. |
| US5680283A (en) * | 1994-09-30 | 1997-10-21 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Magnetic head and magnetic disk drive |
| JP3873375B2 (ja) * | 1997-06-23 | 2007-01-24 | 株式会社日立製作所 | 強磁性金属化合物膜 |
| US6255006B1 (en) * | 1998-01-12 | 2001-07-03 | Showa Denko Kabushiki Kaisha | Magnetic recording medium |
| JP2000150233A (ja) * | 1998-09-03 | 2000-05-30 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 磁性膜とその製造方法 |
| JP3110398B2 (ja) * | 1998-10-23 | 2000-11-20 | 株式会社半導体エネルギー研究所 | 微結晶シリコン膜の作製方法 |
-
2000
- 2000-11-20 JP JP2002500409A patent/JP4531331B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2000-11-20 US US09/720,736 patent/US6841259B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-11-20 AU AU2001214169A patent/AU2001214169A1/en not_active Abandoned
- 2000-11-20 WO PCT/JP2000/008167 patent/WO2001093286A1/ja active Application Filing
- 2000-11-23 TW TW089124866A patent/TW503391B/zh not_active IP Right Cessation
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11186033A (ja) * | 1997-12-17 | 1999-07-09 | Hitachi Ltd | 強磁性金属化合物膜及びその作製方法並びに磁気記録媒体 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7879466B2 (en) | 2005-03-30 | 2011-02-01 | Tohoku University | Perpendicular magnetic recording medium, and perpendicular magnetic recording and reproducing apparatus |
| WO2006135034A1 (en) * | 2005-06-13 | 2006-12-21 | Tohoku University | Magnetic recording medium and magnetic recording and reproducing apparatus |
| US8116035B2 (en) | 2005-06-13 | 2012-02-14 | Tohoku University | Magnetic recording medium having a secondary recording layer made of a material having a negative crystal magnetic anisotropy and magnetic recording and reproducing apparatus |
| US8817417B2 (en) | 2012-12-26 | 2014-08-26 | Tdk Corporation | Perpendicular magnetic write head and magnetic recording device |
| US12018386B2 (en) | 2019-10-11 | 2024-06-25 | Regents Of The University Of Minnesota | Magnetic material including α″-Fe16(NxZ1-x)2 or a mixture of α″-Fe16Z2 and α″-Fe16N2, where Z includes at least one of C, B, or O |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU2001214169A1 (en) | 2001-12-11 |
| US6841259B1 (en) | 2005-01-11 |
| JP4531331B2 (ja) | 2010-08-25 |
| TW503391B (en) | 2002-09-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4531331B2 (ja) | 磁性薄膜、その製造方法、その評価方法及びこれを用いた磁気ヘッド、磁気記録装置並びに磁気デバイス | |
| US6313973B1 (en) | Laminated magnetorestrictive element of an exchange coupling film, an antiferromagnetic film and a ferromagnetic film and a magnetic disk drive using same | |
| US6172859B1 (en) | Magnetoresistive head and magnetic disk apparatus | |
| JP3890893B2 (ja) | スピントンネル磁気抵抗効果膜及び素子及びそれを用いた磁気抵抗センサー、及び磁気装置及びその製造方法 | |
| US8570691B2 (en) | TMR sensor film using a tantalum insertion layer and systems thereof | |
| JPWO2002039433A1 (ja) | 磁気記録媒体及び磁気記録装置 | |
| US6760198B2 (en) | Magnetic multilayered films with reduced magnetostriction | |
| US9013837B2 (en) | Magnetoresistive element including a changing composition as distance increases away from an intermediate film, and magnetic head with the same | |
| JPWO2006006420A1 (ja) | 磁気抵抗効素子、磁気ランダムアクセスメモリ、磁気ヘッド及び磁気記憶装置 | |
| US6943041B2 (en) | Magnetoresistive element and method for producing the same, as well as magnetic head, magnetic memory and magnetic recording device using the same | |
| KR20070113948A (ko) | 자기 기록 매체 및 자기 기억 장치 | |
| JP2817501B2 (ja) | 磁気ディスク装置及びそれに用いる磁気ヘッド | |
| US20080226950A1 (en) | Perpendicular magnetic recording medium and method of manufacturing the medium | |
| US6632520B1 (en) | Magnetic film | |
| JP6149244B2 (ja) | 垂直磁気記録媒体、垂直磁気記録媒体の製造方法、垂直記録再生装置 | |
| JP2004047583A (ja) | 磁気抵抗効果素子とこれを用いた磁気ヘッドおよび磁気メモリならびに磁気記録装置 | |
| JP3108637B2 (ja) | 軟磁性薄膜の製造方法 | |
| JPWO2005008799A1 (ja) | Ｃｐｐ磁気抵抗効果素子及びその製造方法、磁気ヘッド、磁気記憶装置 | |
| JP3647306B2 (ja) | 磁気抵抗素子及び磁気抵抗メモリ素子 | |
| US8529989B2 (en) | Method for manufacturing magnetic recording layer having two or more layers | |
| JPH07235034A (ja) | 垂直磁気記録媒体および磁気記録再生装置 | |
| JP2000150233A (ja) | 磁性膜とその製造方法 | |
| JP6284125B2 (ja) | 垂直磁気記録媒体、垂直磁気記録媒体の製造方法、垂直記録再生装置 | |
| JP3445537B2 (ja) | 垂直磁気記録媒体及び磁気記憶装置 | |
| US20020081457A1 (en) | Magnetoresistive film having non-magnetic spacer layer of reduced thickness |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| WWE | Wipo information: entry into national phase |
Ref document number: 09720736 Country of ref document: US |
|
| AK | Designated states |
Kind code of ref document: A1 Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BY BZ CA CH CN CR CU CZ DE DK DM DZ EE ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS JP KE KG KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NO NZ PL PT RO RU SD SE SG SI SK SL TJ TM TR TT TZ UA UG US UZ VN YU ZA ZW |
|
| AL | Designated countries for regional patents |
Kind code of ref document: A1 Designated state(s): GH GM KE LS MW MZ SD SL SZ TZ UG ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GW ML MR NE SN TD TG |
|
| 121 | Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application | ||
| DFPE | Request for preliminary examination filed prior to expiration of 19th month from priority date (pct application filed before 20040101) | ||
| 122 | Ep: pct application non-entry in european phase |