JPH0318007A - 軟磁性薄膜の製造方法 - Google Patents
軟磁性薄膜の製造方法Info
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- JPH0318007A JPH0318007A JP15039089A JP15039089A JPH0318007A JP H0318007 A JPH0318007 A JP H0318007A JP 15039089 A JP15039089 A JP 15039089A JP 15039089 A JP15039089 A JP 15039089A JP H0318007 A JPH0318007 A JP H0318007A
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- 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
- H01F10/13—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
- H01F10/132—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals containing cobalt
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- Physical Vapour Deposition (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は，例えば磁気ヘッドなどに用いられる軟磁性薄
膜の製造方法に係り、特にコバルトを主体とする合金の
軟磁性薄膜の製造方法に関するものである． ［従来技術コ 磁気ヘッド、高周波リアクトル用コアあるいは磁気シー
ルド材などに適用される軟磁性薄膜材料として、パーマ
ロイ、コバルト基アモルファス合金、センダストなどが
中心に検討されている．特にＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金をは
じめとするコバルト基アモルファス合金は、高い飽和磁
束密度，低い磁歪定数，そして良好な軟磁性特性を有す
ることから有望視されている． しかし、この軟磁性材料においても実用上問題がない訳
ではなく、特に熱的安定性の面では各種磁気素子の製造
プロセス上に様々な制約を生じる．すなわち，例えば磁
気ヘッドを製造する場合、磁気コアの間にガラスを介在
させ、加熱によりそのガラスを溶融させてコアどうしを
接合する工程、あるいは磁気特性を向上させるため磁気
コアを磁界中で熱処理する工程は、例えば６００℃程度
の比較的高温で行われる，そのためこれらの熱処理によ
り前記軟磁性薄膜の結晶化が進み、軟磁気特性が著しく
劣化するという問題がある．さらにこのコバルト基アモ
ルファス合金は，飽和磁束密度を高くするためにコバル
トリッチにすると、軟磁性薄膜の結晶化温度が著しく下
がり、そのために熱処理の温度が制限され、プロセスの
マージンが狭められるという問題がある．そこでプロセ
スのマージンならびに磁気特性の両面から、高い飽和磁
束密度を保持し，かつ結晶化温度の高い材料の開発が強
く期待されている。
膜の製造方法に係り、特にコバルトを主体とする合金の
軟磁性薄膜の製造方法に関するものである． ［従来技術コ 磁気ヘッド、高周波リアクトル用コアあるいは磁気シー
ルド材などに適用される軟磁性薄膜材料として、パーマ
ロイ、コバルト基アモルファス合金、センダストなどが
中心に検討されている．特にＣｏ−Ｎｂ−Ｚｒ合金をは
じめとするコバルト基アモルファス合金は、高い飽和磁
束密度，低い磁歪定数，そして良好な軟磁性特性を有す
ることから有望視されている． しかし、この軟磁性材料においても実用上問題がない訳
ではなく、特に熱的安定性の面では各種磁気素子の製造
プロセス上に様々な制約を生じる．すなわち，例えば磁
気ヘッドを製造する場合、磁気コアの間にガラスを介在
させ、加熱によりそのガラスを溶融させてコアどうしを
接合する工程、あるいは磁気特性を向上させるため磁気
コアを磁界中で熱処理する工程は、例えば６００℃程度
の比較的高温で行われる，そのためこれらの熱処理によ
り前記軟磁性薄膜の結晶化が進み、軟磁気特性が著しく
劣化するという問題がある．さらにこのコバルト基アモ
ルファス合金は，飽和磁束密度を高くするためにコバル
トリッチにすると、軟磁性薄膜の結晶化温度が著しく下
がり、そのために熱処理の温度が制限され、プロセスの
マージンが狭められるという問題がある．そこでプロセ
スのマージンならびに磁気特性の両面から、高い飽和磁
束密度を保持し，かつ結晶化温度の高い材料の開発が強
く期待されている。
このような期待に応える一つの方法として；既にコバル
ト基アモルファス合金の窒化膜が提案されている（電子
通信学会技術研究報告 ＭＲ８６−４，Ｐ２５〜３２ｒ
Ｎ，混合ガス中でスパツタしたアモルファス合金膜の磁
性」）． その結果、室化により結晶化温度が高くなり，膜硬度も
増し、さらに飽和磁束密度が増加する．［発明が解決し
ようとする課題コ しかしながらその反面、この膜では膜厚を３００Ａ以上
にすると著しく軟磁気特性が劣化することから、応用分
野への適用が困難視されている． この対策として、非常に薄い窒化膜と非窒化膜とを交互
に積層し、磁気特性の劣化を防止することが試みられた
．この方法により軟磁気特性の劣化は防止できたが、極
めて薄い膜を多層に形成して所定の膜厚にすることが必
要である．前記窒化膜ならびに非窒化膜の膜厚が２００
λの場合、例えば１０．０００人の軟磁性薄膜を形成す
るためには，窒化膜ならびに非窒化膜を５０回繰り返し
て形成する必要である．そのため、製造工程が非常に煩
雑で生産性ならびにコストの点で問題がある．本発明は
，このような欠点を解消し、厚手め単層膜でも優れた軟
磁気特性を有する軟磁性膜の製造方法を提供することに
ある． Ｃ課題を解決するための手段コ 前記目的を達成するため、本発明は、窒素原子を含む例
えばＣ○−ＮｂあるいはＧｏ−Ｎｂ−Ｚｒなどからなる
コバルト基合金をターゲットとして、イオンスパッタリ
ングなどのスパッタリングにより、基板上に窒素原子を
含む例えばＣｏ−Ｎｂアモルファス合金あるいはＣｏ−
Ｎｂ−Ｚｒアモルファス合金などからなる，コバルト基
合金薄膜を所定の厚みに堆積したことを特徴とするもの
である． ［実施例コ 本発明において使用される軟磁性材料は、コバルト（Ｃ
ｏ）を主体とし、ニオブ（Ｎｂ）．ジルコニウム（Ｚｒ
）．タンタル（Ｔａ）．チタン（Ｔｉ）．ハフニウム（
Ｈｆ）．イットリウム（Ｙ）などの金属元素を少なくと
もｌ種を含むＣ ｏ−Ｍｅｔａｌ系アモルファス合金で
、特に少なくともＮｂ．Ｚｒのいずれか一方を含む合金
が賞用される．さらにまた、下記の合金組成式を有する
合金が好適である． 合金組成式 （Ｔ−Ｍ） ｚ−Ｘ （Ｍｌ ， ＭＪ ｘ式中の（Ｔ
− Ｍ）は、Ｃｏを主体とし，Ｃｏの一部をＦａまた
はＮｉの少なくとも１種の金属元素で１０％以下置換す
ることができる．これ以上の置換は、軟磁気特性を劣化
するため好ましくない． Ｍ１は、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｙの少なくとも１種の金属元素で
ある． Ｍ２ は、Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ／の少なくとも１種の
金属元素である． ８は． ０．０５〜０．３の範囲の数値である．前記Ｍ
エはガラス化を促進させるための添加元素であり、前記
Ｍ２は磁歪を負にする添加元素であり、Ｍ．／ （Ｍ，
＋Ｍ．’） ＝０．３〜０．９の範囲が好適である． 本発明で用いられるスパッタリング法には、例えばイオ
ンビームスパッタリング法，高周波スパッタリング法、
直流スパッタリング法などがあり，中でも特にイオンビ
ームスパッタリング法が好適である． 次に本発明の実施例を図面とともに説明する．（実施例
１） 第１１は、本発明の実施例に用いるイオンビームスパッ
タリング装置の概略構威図である．同図において１は排
気管，２は二一ドルパルブ、３はイオン銃、４はターゲ
ット，５は基板、６は真空槽である．焼結したＮｂＮペ
レットをＣＯ板上に配列した複合ターゲット４，ならび
に耐熱性ガラスからなる基板５をそれぞれ真空槽６内に
セットした後、この真空槽６内をＩ Ｘ Ｉ Ｏ−’ト
ール以下の高真空状態にし，二一ドルバルブ２よりアル
ゴンガスを槽内圧力が１５半角スペースＸＩＯ−’トー
ルとなるように導入する． 次にイオン銃３より０．７ ＫＶに加速したアルゴンイ
オンを，前記ターゲット４に照射し、そ扛によって生じ
たスパッタリング微粒子を基板Ｓ上に膜厚５０００〜８
０００人となるように堆積させる．なお，薄膜形或にお
けるアルゴンイオン照射電流は２０ｍＡとし，膜の堆積
速度は２０〜３０人／分とした． このようにして作製したサンプルの組成はオージエ電子
分光法、結晶構造はＣｕＫαを用いたＸ線回折、磁気特
性はＢ−Ｈループトレーサによって測定した．また磁気
特性の高温安定性は、熱処理温度を室温から６００℃ま
で変化させ、４０００ｅの磁場中で熱処理したときの磁
気特性（Ｈ ｃ ）の変化により評価した． また、窒化効果を調べるため、比較用として非窒化のサ
ンプルも作製した．このサンプルを製作する際には、Ｇ
ｏ板上にＮｂペレットを配置したものをターゲットとし
て用いた，なお、各サンプルとも．Ｎｂ／ （Ｃｏ＋Ｎ
ｂ）Ｘ１００＝１６原子％となるように．Ｃｏ板上に配
置するＮｂＮペレットまたはＮｂペレットの数を調整し
た．第２図ならびに第３図は，本発明の実施例ば係るＣ
ｏ−ＮｂＮターゲットを用いてイオンスパッタリングし
たサンプルの、或膜直扱ならびに４００ ０ｇの磁界
中において６００℃で３０分間熱処理した後のＸ線回折
バタ ーンを示す図である． 第４図ならびに第５図は、比較のためＧｏ −Ｎｂのタ
ーゲットを用いてイオンスパッタリングしたサンプルの
或膜直後ならびに６００℃で３０分間熱処理した後のＸ
ｍ．回折パターンを示す図である． 第２図ならびに第４図から明らかなように、両方のサン
プルとも製膜直後（熱処理前）は，アモルファス状態で
あり，ブロードなハローパターンを示している． 窒素を含まないＣｏ−Ｎｂターゲットを用いて形成した
軟磁性薄膜を高温で熱処理した場合は第５図に示すよう
に、回折ピークの強度が大きく、著しく結晶化が進んで
いることがわかる，これに対して窒素を含んだＣｏ−Ｎ
ｂＮターゲットを用いて形威した軟磁性薄膜を高温で熱
処理すると第３図に示すように、若干の結晶化は観測さ
れるが，それほど顕著に結晶化していないことがわかる
．第６図は、前記２つのサンプルにおける保磁力の熱処
理温度依存性を示す特性図である．図中の実！！Ａは本
発明の実施例に係るＧｏ−ＮｂＮターゲットを用いたも
のの特性曲線，一点！ｍＢは比較例に係るＣｏ−Ｎｂタ
ーゲットを用いたものの特性曲線である． この図から明らかなように，曲ｔＡＢの場合は約４５０
℃（Ｍ晶化開始温度）を越えると，急速に結晶化が起こ
り、それに伴なって保磁力も急増する５これに対して曲
線Ｂの場合は，６００℃という高温状態においても比較
的保磁力が低く，良好な軟磁気特性を有している． （実施例２） Ｃｏ−ＮｂＮ （Ｃｏ ： Ｎｂ＝８７ ： １ ３）
からなる複合ターゲット（各金属の組成は、ＣＯ板上に
配置するＮｂＮのペレソトの数によって調整した．）を
用い．Ａｒ雰囲気中において．Ａｒイオン照射電流２０
ｍＡ、膜堆積速度２０〜３０入／分で、基板上に窒素を
含んだＣｏ−Ｎｂアモルファス合金からなる膜厚５００
０λの軟磁性薄膜をイオンビームスパッタリング法によ
って形成した．（実施例３） Ｃｏ−ＮｂＮ （Ｃｏ ：Ｎｂ＝８７ ：１３）からな
る複合ターゲットを高周波２極スパツタ装置にセットし
、Ａｒ雰囲気中において、高周波スパッタリング法によ
り基板上に窒素を含んだＧｏ−Ｎｂアモルファス合金か
らなる膜厚５０００大の軟磁性薄膜を形成した． これら実施例２、３によって得られた各サンプルの成膜
直後（Ｉ）および４００ ０ｓの磁界中において６０
０℃で３０分間熱処理したのち（ｎ）のＨｃｉｅそれぞ
れ測定し、その結果を次の表に示す． 表 この表から明らかなように、斎周波スパッタリング法に
よっても窒素を含むＧｏ基合金をターゲットとして用い
ることにより、６００℃などの高温状態においても，膜
組成は若干異なるが例えば第６図の曲線Ｂに比べて保磁
力を低く維持することができる．さらに、実施例２のよ
うに．イオンビームスパッタリング法により成膜すれば
、成膜直後においても高温状態に晒されても常に低いＨ
ａを維持しており、熱安定性に優れている．このように
同じターゲットを用いてもイオンスパッタリング法によ
って成膜した方が何故Ｈｅが常に低いのか理論的な根拠
は明らかでないが、次のようなことが考えられる． すなわち，高周波スパッタリング法の場合，ターゲット
中に窒素元素が存在していると，それがアルゴンプラズ
マ中でイオン化し、膜表面が窒素イオンに晒され，その
ために膜中に柱状組織のようなものが成長して、垂直磁
気異方性が生じ、そのために軟磁気特性が多少劣化する
と考えられる．これに対して前記実施例のようにイオン
スパッタリング法を採用すれば、プラズマはイオン銃の
中にあり，膜はこれらのイオンに晒されないから、イオ
ンピームスパッタリング法で威膜した軟磁性膜は単層膜
であっても、熱処理の有無に拘らず優れた軟磁気特性を
有している． なお、前記熱処理は磁界中で行ったが、磁界をかけない
で熱処理を行っても，同様の優れた軟磁気特性が得られ
ることが実験で確認されている．なお、前記実施例では
Ｃｏ−Ｎｂ系組成の場合について説明したが、本発明は
これに限定されるものではなく，例えばＣｏ−Ｎｂ−Ｚ
ｒ系など他の組成，のものにも適用できる． ［発明の効果］ 本発明は前述のように、窒素原子を含むコバルト基合金
をターゲットとしてスパッタリングを行い、基板上にコ
バルト基合金薄膜を所定の厚みに形成することにより、
高温でも優れた磁気特性を有する軟磁性薄膜を製造する
ことができる．また従来提案されたように窒化膜と非窒
化膜とを多層に積層する必要がないため、生産性の向上
ならびにコストの低減を図ることができる．
ト基アモルファス合金の窒化膜が提案されている（電子
通信学会技術研究報告 ＭＲ８６−４，Ｐ２５〜３２ｒ
Ｎ，混合ガス中でスパツタしたアモルファス合金膜の磁
性」）． その結果、室化により結晶化温度が高くなり，膜硬度も
増し、さらに飽和磁束密度が増加する．［発明が解決し
ようとする課題コ しかしながらその反面、この膜では膜厚を３００Ａ以上
にすると著しく軟磁気特性が劣化することから、応用分
野への適用が困難視されている． この対策として、非常に薄い窒化膜と非窒化膜とを交互
に積層し、磁気特性の劣化を防止することが試みられた
．この方法により軟磁気特性の劣化は防止できたが、極
めて薄い膜を多層に形成して所定の膜厚にすることが必
要である．前記窒化膜ならびに非窒化膜の膜厚が２００
λの場合、例えば１０．０００人の軟磁性薄膜を形成す
るためには，窒化膜ならびに非窒化膜を５０回繰り返し
て形成する必要である．そのため、製造工程が非常に煩
雑で生産性ならびにコストの点で問題がある．本発明は
，このような欠点を解消し、厚手め単層膜でも優れた軟
磁気特性を有する軟磁性膜の製造方法を提供することに
ある． Ｃ課題を解決するための手段コ 前記目的を達成するため、本発明は、窒素原子を含む例
えばＣ○−ＮｂあるいはＧｏ−Ｎｂ−Ｚｒなどからなる
コバルト基合金をターゲットとして、イオンスパッタリ
ングなどのスパッタリングにより、基板上に窒素原子を
含む例えばＣｏ−Ｎｂアモルファス合金あるいはＣｏ−
Ｎｂ−Ｚｒアモルファス合金などからなる，コバルト基
合金薄膜を所定の厚みに堆積したことを特徴とするもの
である． ［実施例コ 本発明において使用される軟磁性材料は、コバルト（Ｃ
ｏ）を主体とし、ニオブ（Ｎｂ）．ジルコニウム（Ｚｒ
）．タンタル（Ｔａ）．チタン（Ｔｉ）．ハフニウム（
Ｈｆ）．イットリウム（Ｙ）などの金属元素を少なくと
もｌ種を含むＣ ｏ−Ｍｅｔａｌ系アモルファス合金で
、特に少なくともＮｂ．Ｚｒのいずれか一方を含む合金
が賞用される．さらにまた、下記の合金組成式を有する
合金が好適である． 合金組成式 （Ｔ−Ｍ） ｚ−Ｘ （Ｍｌ ， ＭＪ ｘ式中の（Ｔ
− Ｍ）は、Ｃｏを主体とし，Ｃｏの一部をＦａまた
はＮｉの少なくとも１種の金属元素で１０％以下置換す
ることができる．これ以上の置換は、軟磁気特性を劣化
するため好ましくない． Ｍ１は、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｙの少なくとも１種の金属元素で
ある． Ｍ２ は、Ｎｂ，Ｔａ，Ｍｏ，Ｖ／の少なくとも１種の
金属元素である． ８は． ０．０５〜０．３の範囲の数値である．前記Ｍ
エはガラス化を促進させるための添加元素であり、前記
Ｍ２は磁歪を負にする添加元素であり、Ｍ．／ （Ｍ，
＋Ｍ．’） ＝０．３〜０．９の範囲が好適である． 本発明で用いられるスパッタリング法には、例えばイオ
ンビームスパッタリング法，高周波スパッタリング法、
直流スパッタリング法などがあり，中でも特にイオンビ
ームスパッタリング法が好適である． 次に本発明の実施例を図面とともに説明する．（実施例
１） 第１１は、本発明の実施例に用いるイオンビームスパッ
タリング装置の概略構威図である．同図において１は排
気管，２は二一ドルパルブ、３はイオン銃、４はターゲ
ット，５は基板、６は真空槽である．焼結したＮｂＮペ
レットをＣＯ板上に配列した複合ターゲット４，ならび
に耐熱性ガラスからなる基板５をそれぞれ真空槽６内に
セットした後、この真空槽６内をＩ Ｘ Ｉ Ｏ−’ト
ール以下の高真空状態にし，二一ドルバルブ２よりアル
ゴンガスを槽内圧力が１５半角スペースＸＩＯ−’トー
ルとなるように導入する． 次にイオン銃３より０．７ ＫＶに加速したアルゴンイ
オンを，前記ターゲット４に照射し、そ扛によって生じ
たスパッタリング微粒子を基板Ｓ上に膜厚５０００〜８
０００人となるように堆積させる．なお，薄膜形或にお
けるアルゴンイオン照射電流は２０ｍＡとし，膜の堆積
速度は２０〜３０人／分とした． このようにして作製したサンプルの組成はオージエ電子
分光法、結晶構造はＣｕＫαを用いたＸ線回折、磁気特
性はＢ−Ｈループトレーサによって測定した．また磁気
特性の高温安定性は、熱処理温度を室温から６００℃ま
で変化させ、４０００ｅの磁場中で熱処理したときの磁
気特性（Ｈ ｃ ）の変化により評価した． また、窒化効果を調べるため、比較用として非窒化のサ
ンプルも作製した．このサンプルを製作する際には、Ｇ
ｏ板上にＮｂペレットを配置したものをターゲットとし
て用いた，なお、各サンプルとも．Ｎｂ／ （Ｃｏ＋Ｎ
ｂ）Ｘ１００＝１６原子％となるように．Ｃｏ板上に配
置するＮｂＮペレットまたはＮｂペレットの数を調整し
た．第２図ならびに第３図は，本発明の実施例ば係るＣ
ｏ−ＮｂＮターゲットを用いてイオンスパッタリングし
たサンプルの、或膜直扱ならびに４００ ０ｇの磁界
中において６００℃で３０分間熱処理した後のＸ線回折
バタ ーンを示す図である． 第４図ならびに第５図は、比較のためＧｏ −Ｎｂのタ
ーゲットを用いてイオンスパッタリングしたサンプルの
或膜直後ならびに６００℃で３０分間熱処理した後のＸ
ｍ．回折パターンを示す図である． 第２図ならびに第４図から明らかなように、両方のサン
プルとも製膜直後（熱処理前）は，アモルファス状態で
あり，ブロードなハローパターンを示している． 窒素を含まないＣｏ−Ｎｂターゲットを用いて形成した
軟磁性薄膜を高温で熱処理した場合は第５図に示すよう
に、回折ピークの強度が大きく、著しく結晶化が進んで
いることがわかる，これに対して窒素を含んだＣｏ−Ｎ
ｂＮターゲットを用いて形威した軟磁性薄膜を高温で熱
処理すると第３図に示すように、若干の結晶化は観測さ
れるが，それほど顕著に結晶化していないことがわかる
．第６図は、前記２つのサンプルにおける保磁力の熱処
理温度依存性を示す特性図である．図中の実！！Ａは本
発明の実施例に係るＧｏ−ＮｂＮターゲットを用いたも
のの特性曲線，一点！ｍＢは比較例に係るＣｏ−Ｎｂタ
ーゲットを用いたものの特性曲線である． この図から明らかなように，曲ｔＡＢの場合は約４５０
℃（Ｍ晶化開始温度）を越えると，急速に結晶化が起こ
り、それに伴なって保磁力も急増する５これに対して曲
線Ｂの場合は，６００℃という高温状態においても比較
的保磁力が低く，良好な軟磁気特性を有している． （実施例２） Ｃｏ−ＮｂＮ （Ｃｏ ： Ｎｂ＝８７ ： １ ３）
からなる複合ターゲット（各金属の組成は、ＣＯ板上に
配置するＮｂＮのペレソトの数によって調整した．）を
用い．Ａｒ雰囲気中において．Ａｒイオン照射電流２０
ｍＡ、膜堆積速度２０〜３０入／分で、基板上に窒素を
含んだＣｏ−Ｎｂアモルファス合金からなる膜厚５００
０λの軟磁性薄膜をイオンビームスパッタリング法によ
って形成した．（実施例３） Ｃｏ−ＮｂＮ （Ｃｏ ：Ｎｂ＝８７ ：１３）からな
る複合ターゲットを高周波２極スパツタ装置にセットし
、Ａｒ雰囲気中において、高周波スパッタリング法によ
り基板上に窒素を含んだＧｏ−Ｎｂアモルファス合金か
らなる膜厚５０００大の軟磁性薄膜を形成した． これら実施例２、３によって得られた各サンプルの成膜
直後（Ｉ）および４００ ０ｓの磁界中において６０
０℃で３０分間熱処理したのち（ｎ）のＨｃｉｅそれぞ
れ測定し、その結果を次の表に示す． 表 この表から明らかなように、斎周波スパッタリング法に
よっても窒素を含むＧｏ基合金をターゲットとして用い
ることにより、６００℃などの高温状態においても，膜
組成は若干異なるが例えば第６図の曲線Ｂに比べて保磁
力を低く維持することができる．さらに、実施例２のよ
うに．イオンビームスパッタリング法により成膜すれば
、成膜直後においても高温状態に晒されても常に低いＨ
ａを維持しており、熱安定性に優れている．このように
同じターゲットを用いてもイオンスパッタリング法によ
って成膜した方が何故Ｈｅが常に低いのか理論的な根拠
は明らかでないが、次のようなことが考えられる． すなわち，高周波スパッタリング法の場合，ターゲット
中に窒素元素が存在していると，それがアルゴンプラズ
マ中でイオン化し、膜表面が窒素イオンに晒され，その
ために膜中に柱状組織のようなものが成長して、垂直磁
気異方性が生じ、そのために軟磁気特性が多少劣化する
と考えられる．これに対して前記実施例のようにイオン
スパッタリング法を採用すれば、プラズマはイオン銃の
中にあり，膜はこれらのイオンに晒されないから、イオ
ンピームスパッタリング法で威膜した軟磁性膜は単層膜
であっても、熱処理の有無に拘らず優れた軟磁気特性を
有している． なお、前記熱処理は磁界中で行ったが、磁界をかけない
で熱処理を行っても，同様の優れた軟磁気特性が得られ
ることが実験で確認されている．なお、前記実施例では
Ｃｏ−Ｎｂ系組成の場合について説明したが、本発明は
これに限定されるものではなく，例えばＣｏ−Ｎｂ−Ｚ
ｒ系など他の組成，のものにも適用できる． ［発明の効果］ 本発明は前述のように、窒素原子を含むコバルト基合金
をターゲットとしてスパッタリングを行い、基板上にコ
バルト基合金薄膜を所定の厚みに形成することにより、
高温でも優れた磁気特性を有する軟磁性薄膜を製造する
ことができる．また従来提案されたように窒化膜と非窒
化膜とを多層に積層する必要がないため、生産性の向上
ならびにコストの低減を図ることができる．
第ｌ図は，本発明で用いられるイオンビームスバッタリ
ング装置の概略構或図、 第２図ならびに第３図は、Ｃｏ−ＮｂＮの複合ターゲッ
トを用いてイオンビームスパッタリング法によって或膜
したＣｏ−Ｎｂ−Ｎ膜の熱処理前ならびに熱処理後のＸ
Ｉ！回折パターン図，第４図ならびに第５図は、Ｃｏ−
Ｎｂの複合ターゲットを用いてイオンビームスパッタリ
ング法によって成膜したＣｏ−Ｎｂ膜の熱処理前ならび
に熱処理後のＸ線回折パターン図、 第６図は、各サンプルにおけるＴａとＨｅの関係を示す
特性図である． ｌ・・・・・・排気管、 ２・・・・・・二一
ドルバルブ、３・・・・・・イオン銃， ４・・・・・・ターゲット， ５・・・・・・基板， ６・・・・・・真空槽． 第 １ 図 弔 ４ 図 ２ｅ （ｄｅｇ．） 第５図 ３０ ３５ ４０ ４５ ２ｅ （ｄｅｇ．） ５０ 第 ２ 図 ３０ ３５ ４０ ４５ ５０ ２０ （ｄｅｇ．） 第 ３ 図 ３０ ３５ ４０ ４５ ５０ ２０ （ ｄｅｇ．） 第６ 図 Ｔａ （ご）
ング装置の概略構或図、 第２図ならびに第３図は、Ｃｏ−ＮｂＮの複合ターゲッ
トを用いてイオンビームスパッタリング法によって或膜
したＣｏ−Ｎｂ−Ｎ膜の熱処理前ならびに熱処理後のＸ
Ｉ！回折パターン図，第４図ならびに第５図は、Ｃｏ−
Ｎｂの複合ターゲットを用いてイオンビームスパッタリ
ング法によって成膜したＣｏ−Ｎｂ膜の熱処理前ならび
に熱処理後のＸ線回折パターン図、 第６図は、各サンプルにおけるＴａとＨｅの関係を示す
特性図である． ｌ・・・・・・排気管、 ２・・・・・・二一
ドルバルブ、３・・・・・・イオン銃， ４・・・・・・ターゲット， ５・・・・・・基板， ６・・・・・・真空槽． 第 １ 図 弔 ４ 図 ２ｅ （ｄｅｇ．） 第５図 ３０ ３５ ４０ ４５ ２ｅ （ｄｅｇ．） ５０ 第 ２ 図 ３０ ３５ ４０ ４５ ５０ ２０ （ｄｅｇ．） 第 ３ 図 ３０ ３５ ４０ ４５ ５０ ２０ （ ｄｅｇ．） 第６ 図 Ｔａ （ご）
Claims (3)
- （１）窒素原子を含むコバルト基合金をターゲツトとし
てスパツタリングを行い、基板上に窒素を含むコバルト
基合金薄膜を所定の厚みに堆積したことを特徴とする軟
磁性薄膜の製造方法。 - （２）請求項（１）記載において、前記ターゲツトがコ
バルトを主体とし、ニオブならびにジルコニウムの少な
くともいずれか一方の金属元素と窒素を含むことを特徴
とする軟磁性薄膜の製造方法。 - （３）請求項（１）または請求項（２）記載において、
前記スパツタリングが、前記ターゲツトに加速されたイ
オンビームを照射するイオンビームスパツタリングであ
ることを特徴とする軟磁性薄膜の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15039089A JPH0318007A (ja) | 1989-06-15 | 1989-06-15 | 軟磁性薄膜の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15039089A JPH0318007A (ja) | 1989-06-15 | 1989-06-15 | 軟磁性薄膜の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0318007A true JPH0318007A (ja) | 1991-01-25 |
Family
ID=15495946
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15039089A Pending JPH0318007A (ja) | 1989-06-15 | 1989-06-15 | 軟磁性薄膜の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0318007A (ja) |
-
1989
- 1989-06-15 JP JP15039089A patent/JPH0318007A/ja active Pending
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