JPH0456110B2 - - Google Patents
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- JPH0456110B2 JPH0456110B2 JP61199631A JP19963186A JPH0456110B2 JP H0456110 B2 JPH0456110 B2 JP H0456110B2 JP 61199631 A JP61199631 A JP 61199631A JP 19963186 A JP19963186 A JP 19963186A JP H0456110 B2 JPH0456110 B2 JP H0456110B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- composition
- film
- nitrided
- alloy film
- modulated
- Prior art date
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- 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
-
- 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
- H01F10/13—Amorphous metallic alloys, e.g. glassy metals
-
- 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
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Nanotechnology (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Physical Vapour Deposition (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Description
産業上の利用分野
本発明は磁気ヘツドに適した窒化磁性合金膜及
びその形成法に関するものである。 従来の技術 従来よりArガス中にN2ガスを混合したスパツ
タ法や、窒化物をターゲツトに用いたスパツタ法
等により窒素を含む磁性合金膜の作成が試みられ
て来た。これらのものにはFe、Co、Niとガラス
化元素Ｂ、Si、Al、Ｐ、Ｃ等より成る合金の窒
化膜（特開昭54−94428号公報、及び同60−15261
号公報）や、Feの窒化物の研究（ジヤーナル
オブ アプライド フイジツクス（J.Appl.
phys.）53（11）p8332（1982））がある。前者にお
いては、たとえばFe−Ｂ系を窒化したFe−Ｂ−
Ｎにおいては垂直磁気異方性が増加して、Fe−
Ｂ系合金の有する軟磁性がそこなわれ、抗磁力
Hcの大きな磁性膜になると同時に飽和磁化4πMs
が窒化により減少する事が知られている。又、後
者のFe−Ｎ合金膜においては4πMsは微量のＮを
含む場合むしろ増加するがやはりHcは大きく軟
磁性を示さない事が知られており、むしろその硬
質磁性に着目し、記録媒体への応用研究が進めら
れている。これらに対し、特願昭61−54054号に
示されているように、謂ゆるメタル−メタル系非
晶質合金の窒化膜は比較的Hcが小さく、4πMsの
窒化による減少も少なく、むしろ増加する事が知
られている。 しかしながらこの窒化膜ではHcが十分小さく
ない為、上記特許出願に係る発明では、上記のメ
タル−メタル系非晶質合金の窒化層と非窒化層を
交互に重ねた多層構造とする事により極めて小さ
いHcの軟磁性合金膜を得ている。 ところがこのような多層膜は室温付近で使用す
る場合は問題ないが、300℃付近で熱処理を施す
と層間拡散によりその優れた軟磁性が損なわれて
しまう事がわかつた。 発明が解決しようとする問題点 本発明は上述の問題点を解決し、Hcが小さく
軟磁性を示しかつ特性が熱的に安定で、更に窒化
物特有の耐摩耗性と比較的高い電気抵抗を示す窒
化磁性合金膜を可能とするものである。 問題点を解決するための手段 本発明の窒化磁性合金膜は次式で表わされるも
のである。 Tx My Nz ……(1) ただし、 ＴはCo、Fe、Ni、Mnのうち１種もし
くは２種以上の金属、 ＭはTi、Nb、Hf、Zr、Ta、Ｗ、Mo、
Crのうち１種もしくは２種以上の金属、 ＮはＮ（窒素） であつて、ｘ，ｙ，ｚは原子パーセントを表わし
それぞれ 65ｘ94 ……(2) ５ｙ25 ……(3) 0.1ｚ20 ……(4) ｘ＋ｙ＋ｚ＝100 ……(5) であるが合金の厚さ方向に対しｘ，ｙ，ｚは一定
値をとらずその値が周期的に連続して変化する構
造を有する組成変調窒化合金である事をその特徴
とするものである。 作 用 組成変調構造を有することにより、拡散による
特性変化が生じ難く、熱的に安定であり、また、
Hcが小さくなる効果も得られる。更に、Ｎを含
むことにより、耐摩耗性と比較的高い電気抵抗を
得ることができる。 実施例 軟磁性を得るには ｘ94、５ｙ、ｚ20 ……(6) である事が必要であり、十分な4πMsを得るには 65ｘ、ｙ25 ……(7) であり、耐摩耗性の向上、比抵抗の増大、熱的安
定性の向上には少くとも 0.1ｚ ……(8) である事が必要な事が実験結果よりわかつた。(6)
〜(8)より(2)〜(4)が又当然の事ながら(5)式となる事
が必要である。 本発明の特徴は単なる窒化合金でもなく、又単
なる多層構造合金でもなく、熱的に安定で拡散が
生じにくいような構造に組成変調された窒化磁性
合金であり、又組成変調する事により単なる窒化
膜では得難い軟磁性を得ようとするものである。
従つて以下(1)式で本発明組成変調窒化合金を示す
場合には、それは平均組成を意味し、ｘ，ｙ，ｚ
は厚さ方向に周期的に連続して変動しているもの
である。この組成変動の周期を組成変調波長λと
すれば、λが小さい程Hcの小さな軟磁性膜が得
られる事がわかつた。特にλ1000Åでこの効果
は大であつた。このような組成変調合金膜を形成
するには従来はArガス中にN2ガスを周期的に混
合してスパツタを行なう事により、おもにＮ（窒
素）元素のみを膜厚方向に組成変調したものであ
つたが、このような膜は熱処理によりＮが拡散し
てその周期性が不明確になつてしまい熱的に不安
定であつた。しかるに本発明においては、(1)式に
示した構成元素のうちＭ（＝Ti、Nb、Hf、Zr、
Ta、Ｗ……）が構成元素Ｔ（＝Co、Ni、……）
よりもＮ（窒素）と結合し易い点に着目し、上記
のおもにＮ元素のみを組成変調した合金膜を適当
な温度で熱処理する事により膜厚方向にＭ元素と
Ｎ元素の極大とＴ元素の極小がほぼ一致するよう
な熱的に安定な組成変調構造を有する合金とする
事により、拡散による特性変化が生じにくく熱的
に安定で、かつ膜厚方向に組成変調構造を有する
為、単なる窒化膜では得られなかつた極めてHc
の小さい軟磁性合金膜を得るものである。更にＮ
を含んだこのような組成変調合金膜は、Ｎを含ま
ない非晶質合金膜に比べて、高温での特性劣化が
小さい事がわかつた。即ちＮを含まない非晶質合
金は結晶化温度Tc以上で結晶化してその軟磁性
を失ないHc＞10Oeとなる。非晶質合金のTcは
高々560〜570℃で4πMsの高いものほどこの値は
低くなる為、通常このような非晶質合金を用いた
磁気ヘツドを作製する場合、熱処理温度は500℃
以上とするのは困難である。一方本発明の組成変
調された窒化合金膜は600℃での熱処理後もHc＜
5Oeであり極めて特性の熱安定性の良い事がわか
つた。組成変調されていない単なる窒化膜も安定
ではあるがHcが熱処理前後どちらの場合も比較
的大きく、磁気特性に関しては本発明の組成変調
窒化膜の方が優れている。なお本発明窒化磁性合
金膜は窒化物特有の耐摩耗性と、合金としては比
較的高い電気抵抗を有しており、上述の熱的に安
定な軟磁気特性を有する事により磁気ヘツドコア
等の応用に適するものである。 〔実施例 １〕 Co83Nb17（原子％）の組成のターゲツトを用
い、Arガス中に一定分圧比となるようにN2ガス
を周期的に混合してスパツタする事によりフエラ
イト基板上に窒化層と非窒化層が周期的に積層さ
れた構造の多層膜を形成した。なおN2ガス分圧
比は0.2％、５％、10％、20％、40％と変化させ
た。又窒化層と非窒化層の層厚はほぼ等しくし
て、１層の層厚が1000Å、250Å、125Åの３種類
のものを作成した。得られた膜の代表的なものと
してN2ガス分圧比５％、１層の層厚約250Åの窒
化層と非窒化層よりなる多層構造膜のオージエ分
光（AES）による膜の深さ方向の組成プロフア
イルを第２図ａに示した。図より明らかなように
明確な窒化層と非窒化層より成る多層構造膜が得
られている事がわかる。次にこれらの膜を480℃
真空中で熱処理して、本発明の組成変調窒化膜と
した。代表例として上記第２図ａの多層構造膜の
この熱処理後の膜の深さ方向のAESによる組成
プロフアイルを第１図ａに示した。同図で注目す
べき点は、第２図ａにおいては窒化層ではNbが
少なくCoが相対的に多く、逆に非窒化層ではNb
が多くCoの少ない組成プロフアイルであつたも
のが、この熱処理によりＮが拡散して室化層と非
窒化層の明確な区別がなくなつたものの組成変調
されたプロフアイルを残し、ＮとNbの極大が一
致し逆にCoは両者の極大で極小を示し、第２図
ａとは逆の傾向のプロフアイルとなつている事が
わかる。これは多層膜作成時に、N2混合ガス中
スパツタではArガス中のみのスパツタにくらべ
膜がNbの減少した組成になり易いが、NbとＮは
CoとＮよりも結合し易いので適当な温度で熱処
理する事により上述のような組成変調が生じたも
のと思われる。これらの合金膜との比較の為、
N2分圧比５％、10％、20％の単なる窒化膜もN2
混合ガス中でスパツタ法により作成した。以上作
成した多層構造膜、本発明組成変調窒化合金膜、
単なる窒化合金膜を340℃回転磁界中で熱処理し
て、この熱処理前後の特性の変化を調べた結果を
まとめて下表に示した。
びその形成法に関するものである。 従来の技術 従来よりArガス中にN2ガスを混合したスパツ
タ法や、窒化物をターゲツトに用いたスパツタ法
等により窒素を含む磁性合金膜の作成が試みられ
て来た。これらのものにはFe、Co、Niとガラス
化元素Ｂ、Si、Al、Ｐ、Ｃ等より成る合金の窒
化膜（特開昭54−94428号公報、及び同60−15261
号公報）や、Feの窒化物の研究（ジヤーナル
オブ アプライド フイジツクス（J.Appl.
phys.）53（11）p8332（1982））がある。前者にお
いては、たとえばFe−Ｂ系を窒化したFe−Ｂ−
Ｎにおいては垂直磁気異方性が増加して、Fe−
Ｂ系合金の有する軟磁性がそこなわれ、抗磁力
Hcの大きな磁性膜になると同時に飽和磁化4πMs
が窒化により減少する事が知られている。又、後
者のFe−Ｎ合金膜においては4πMsは微量のＮを
含む場合むしろ増加するがやはりHcは大きく軟
磁性を示さない事が知られており、むしろその硬
質磁性に着目し、記録媒体への応用研究が進めら
れている。これらに対し、特願昭61−54054号に
示されているように、謂ゆるメタル−メタル系非
晶質合金の窒化膜は比較的Hcが小さく、4πMsの
窒化による減少も少なく、むしろ増加する事が知
られている。 しかしながらこの窒化膜ではHcが十分小さく
ない為、上記特許出願に係る発明では、上記のメ
タル−メタル系非晶質合金の窒化層と非窒化層を
交互に重ねた多層構造とする事により極めて小さ
いHcの軟磁性合金膜を得ている。 ところがこのような多層膜は室温付近で使用す
る場合は問題ないが、300℃付近で熱処理を施す
と層間拡散によりその優れた軟磁性が損なわれて
しまう事がわかつた。 発明が解決しようとする問題点 本発明は上述の問題点を解決し、Hcが小さく
軟磁性を示しかつ特性が熱的に安定で、更に窒化
物特有の耐摩耗性と比較的高い電気抵抗を示す窒
化磁性合金膜を可能とするものである。 問題点を解決するための手段 本発明の窒化磁性合金膜は次式で表わされるも
のである。 Tx My Nz ……(1) ただし、 ＴはCo、Fe、Ni、Mnのうち１種もし
くは２種以上の金属、 ＭはTi、Nb、Hf、Zr、Ta、Ｗ、Mo、
Crのうち１種もしくは２種以上の金属、 ＮはＮ（窒素） であつて、ｘ，ｙ，ｚは原子パーセントを表わし
それぞれ 65ｘ94 ……(2) ５ｙ25 ……(3) 0.1ｚ20 ……(4) ｘ＋ｙ＋ｚ＝100 ……(5) であるが合金の厚さ方向に対しｘ，ｙ，ｚは一定
値をとらずその値が周期的に連続して変化する構
造を有する組成変調窒化合金である事をその特徴
とするものである。 作 用 組成変調構造を有することにより、拡散による
特性変化が生じ難く、熱的に安定であり、また、
Hcが小さくなる効果も得られる。更に、Ｎを含
むことにより、耐摩耗性と比較的高い電気抵抗を
得ることができる。 実施例 軟磁性を得るには ｘ94、５ｙ、ｚ20 ……(6) である事が必要であり、十分な4πMsを得るには 65ｘ、ｙ25 ……(7) であり、耐摩耗性の向上、比抵抗の増大、熱的安
定性の向上には少くとも 0.1ｚ ……(8) である事が必要な事が実験結果よりわかつた。(6)
〜(8)より(2)〜(4)が又当然の事ながら(5)式となる事
が必要である。 本発明の特徴は単なる窒化合金でもなく、又単
なる多層構造合金でもなく、熱的に安定で拡散が
生じにくいような構造に組成変調された窒化磁性
合金であり、又組成変調する事により単なる窒化
膜では得難い軟磁性を得ようとするものである。
従つて以下(1)式で本発明組成変調窒化合金を示す
場合には、それは平均組成を意味し、ｘ，ｙ，ｚ
は厚さ方向に周期的に連続して変動しているもの
である。この組成変動の周期を組成変調波長λと
すれば、λが小さい程Hcの小さな軟磁性膜が得
られる事がわかつた。特にλ1000Åでこの効果
は大であつた。このような組成変調合金膜を形成
するには従来はArガス中にN2ガスを周期的に混
合してスパツタを行なう事により、おもにＮ（窒
素）元素のみを膜厚方向に組成変調したものであ
つたが、このような膜は熱処理によりＮが拡散し
てその周期性が不明確になつてしまい熱的に不安
定であつた。しかるに本発明においては、(1)式に
示した構成元素のうちＭ（＝Ti、Nb、Hf、Zr、
Ta、Ｗ……）が構成元素Ｔ（＝Co、Ni、……）
よりもＮ（窒素）と結合し易い点に着目し、上記
のおもにＮ元素のみを組成変調した合金膜を適当
な温度で熱処理する事により膜厚方向にＭ元素と
Ｎ元素の極大とＴ元素の極小がほぼ一致するよう
な熱的に安定な組成変調構造を有する合金とする
事により、拡散による特性変化が生じにくく熱的
に安定で、かつ膜厚方向に組成変調構造を有する
為、単なる窒化膜では得られなかつた極めてHc
の小さい軟磁性合金膜を得るものである。更にＮ
を含んだこのような組成変調合金膜は、Ｎを含ま
ない非晶質合金膜に比べて、高温での特性劣化が
小さい事がわかつた。即ちＮを含まない非晶質合
金は結晶化温度Tc以上で結晶化してその軟磁性
を失ないHc＞10Oeとなる。非晶質合金のTcは
高々560〜570℃で4πMsの高いものほどこの値は
低くなる為、通常このような非晶質合金を用いた
磁気ヘツドを作製する場合、熱処理温度は500℃
以上とするのは困難である。一方本発明の組成変
調された窒化合金膜は600℃での熱処理後もHc＜
5Oeであり極めて特性の熱安定性の良い事がわか
つた。組成変調されていない単なる窒化膜も安定
ではあるがHcが熱処理前後どちらの場合も比較
的大きく、磁気特性に関しては本発明の組成変調
窒化膜の方が優れている。なお本発明窒化磁性合
金膜は窒化物特有の耐摩耗性と、合金としては比
較的高い電気抵抗を有しており、上述の熱的に安
定な軟磁気特性を有する事により磁気ヘツドコア
等の応用に適するものである。 〔実施例 １〕 Co83Nb17（原子％）の組成のターゲツトを用
い、Arガス中に一定分圧比となるようにN2ガス
を周期的に混合してスパツタする事によりフエラ
イト基板上に窒化層と非窒化層が周期的に積層さ
れた構造の多層膜を形成した。なおN2ガス分圧
比は0.2％、５％、10％、20％、40％と変化させ
た。又窒化層と非窒化層の層厚はほぼ等しくし
て、１層の層厚が1000Å、250Å、125Åの３種類
のものを作成した。得られた膜の代表的なものと
してN2ガス分圧比５％、１層の層厚約250Åの窒
化層と非窒化層よりなる多層構造膜のオージエ分
光（AES）による膜の深さ方向の組成プロフア
イルを第２図ａに示した。図より明らかなように
明確な窒化層と非窒化層より成る多層構造膜が得
られている事がわかる。次にこれらの膜を480℃
真空中で熱処理して、本発明の組成変調窒化膜と
した。代表例として上記第２図ａの多層構造膜の
この熱処理後の膜の深さ方向のAESによる組成
プロフアイルを第１図ａに示した。同図で注目す
べき点は、第２図ａにおいては窒化層ではNbが
少なくCoが相対的に多く、逆に非窒化層ではNb
が多くCoの少ない組成プロフアイルであつたも
のが、この熱処理によりＮが拡散して室化層と非
窒化層の明確な区別がなくなつたものの組成変調
されたプロフアイルを残し、ＮとNbの極大が一
致し逆にCoは両者の極大で極小を示し、第２図
ａとは逆の傾向のプロフアイルとなつている事が
わかる。これは多層膜作成時に、N2混合ガス中
スパツタではArガス中のみのスパツタにくらべ
膜がNbの減少した組成になり易いが、NbとＮは
CoとＮよりも結合し易いので適当な温度で熱処
理する事により上述のような組成変調が生じたも
のと思われる。これらの合金膜との比較の為、
N2分圧比５％、10％、20％の単なる窒化膜もN2
混合ガス中でスパツタ法により作成した。以上作
成した多層構造膜、本発明組成変調窒化合金膜、
単なる窒化合金膜を340℃回転磁界中で熱処理し
て、この熱処理前後の特性の変化を調べた結果を
まとめて下表に示した。
実施例１と同じターゲツトを用いN2ガスを混
合しないで単にArガス中のみでスパツタして通
常のCo−Nb非晶質合金を作成した。この合金膜
と実施例１で作成した本発明合金膜b′，d′，g′，
j′，l′の硬度及び電気抵抗の測定を行なつた結果
をまとめて下表に示した。
合しないで単にArガス中のみでスパツタして通
常のCo−Nb非晶質合金を作成した。この合金膜
と実施例１で作成した本発明合金膜b′，d′，g′，
j′，l′の硬度及び電気抵抗の測定を行なつた結果
をまとめて下表に示した。
種々のターゲツトを用い実施例１と同様の方法
で、各種の組成変調窒化合金膜を作成し、その諸
特性を調べた結果をまとめて下表に示した。
で、各種の組成変調窒化合金膜を作成し、その諸
特性を調べた結果をまとめて下表に示した。
ターゲツトにCo82Nb12Ta2Zr4を用いて、実施
例１と同様の方法で、Ｎ元素平均含有量５％変調
波長500Åの組成変調窒化合金膜を作成した。比
較の為、同じターゲツトを用いてArガス中のみ
でスパツタする事により非晶質合金膜を作成し、
続いて同じターゲツトを用いてN2ガス５％混合
のArガス中でスパツタする事により窒化合金膜
を作成した。これらの試料を真空中で620℃30分
熱処理し、磁気特性の安定性の比較を行なつた。
第３図にこれら試料の熱処理前後における60Hzの
Ｂ−Ｈ曲線を示した。実験結果より明らかなよう
に図中ａの窒化されていない非晶質合金膜はこの
熱処理により完全に結晶化して熱処理前の軟磁性
を失つており、又図中ｃの単なる窒化膜は熱処理
による特性劣化は少いがHcの大きいのが難点で
ある。これに対し図中ｂの本発明組成変調窒化合
金膜は熱処理後も軟磁性を維持しており極めて安
定性の良い事がわかる。 発明の効果 以上実施例により説明した通り、本発明の組成
変調窒化磁性合金膜は、従来の非晶質合金膜、多
層構造合金膜と比べて磁気特性の熱的安定性に優
れ、又単なる窒化膜では得難い優れた軟磁性を示
し、更に窒化合金特有の耐摩耗性と高い比抵抗を
あわせもつ新規な磁性合金膜であり、磁気ヘツド
等の応用に適したものである。
例１と同様の方法で、Ｎ元素平均含有量５％変調
波長500Åの組成変調窒化合金膜を作成した。比
較の為、同じターゲツトを用いてArガス中のみ
でスパツタする事により非晶質合金膜を作成し、
続いて同じターゲツトを用いてN2ガス５％混合
のArガス中でスパツタする事により窒化合金膜
を作成した。これらの試料を真空中で620℃30分
熱処理し、磁気特性の安定性の比較を行なつた。
第３図にこれら試料の熱処理前後における60Hzの
Ｂ−Ｈ曲線を示した。実験結果より明らかなよう
に図中ａの窒化されていない非晶質合金膜はこの
熱処理により完全に結晶化して熱処理前の軟磁性
を失つており、又図中ｃの単なる窒化膜は熱処理
による特性劣化は少いがHcの大きいのが難点で
ある。これに対し図中ｂの本発明組成変調窒化合
金膜は熱処理後も軟磁性を維持しており極めて安
定性の良い事がわかる。 発明の効果 以上実施例により説明した通り、本発明の組成
変調窒化磁性合金膜は、従来の非晶質合金膜、多
層構造合金膜と比べて磁気特性の熱的安定性に優
れ、又単なる窒化膜では得難い優れた軟磁性を示
し、更に窒化合金特有の耐摩耗性と高い比抵抗を
あわせもつ新規な磁性合金膜であり、磁気ヘツド
等の応用に適したものである。
第１図は、本発明の組成変調窒化合金膜の
AESによる膜の深さ方向の組成プロフアイルを
示すグラフ、第２図は多層構造膜の作成時と340
℃熱処理後の膜の深さ方向のAESによる組成プ
ロフアイルを示すグラフ、第３図は本発明組成変
調窒化合金膜、非晶質合金膜、窒化合金膜の作成
時の60HzにおけるＢ−Ｈ曲線と620℃の熱処理後
のＢ−Ｈ曲線を示すグラフである。
AESによる膜の深さ方向の組成プロフアイルを
示すグラフ、第２図は多層構造膜の作成時と340
℃熱処理後の膜の深さ方向のAESによる組成プ
ロフアイルを示すグラフ、第３図は本発明組成変
調窒化合金膜、非晶質合金膜、窒化合金膜の作成
時の60HzにおけるＢ−Ｈ曲線と620℃の熱処理後
のＢ−Ｈ曲線を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ TxMyNzなる組成よりなり、かつＴ，Ｍ，
Ｎのそれぞれの組成が膜厚方向において周期的に
連続して変調されていることを特徴とする窒化磁
性合金膜。 ただし、ＴはCo、Fe、Ni、Mnよりなる群か
ら選ばれた少なくとも１種以上の金属、ＭはTi、
Nb、Hf、Zr、Ta、Ｗ、Mo，Crよりなる群から
選ばれた少なくとも１種以上の金属、ＮはＮ（窒
素）であつて、ｘ，ｙ，ｚは原子パーセントを表
わし、それぞれ 65ｘ94 ５ｙ25 0.1ｚ20 ｘ＋ｙ＋ｚ＝100 である。 ２ 膜厚方向の構成元素ＭとＮの組成変調の極大
が構成元素Ｔの組成変調の極小となるように組成
変調がされていることを特徴とする特許請求の範
囲第１項記載の窒化磁性合金膜。 ３ 膜厚方向の組成変調波長もしくは周期が1000
〓以下であることを特徴とする特許請求の範囲第
１項または第２項記載の窒化磁性合金膜。 ４ Tx′My′で示される組成よりなる合金ターゲ
ツトを用い、Arガス中にN2ガスを周期的に混合
してスパツターすることにより窒化層と非窒化層
よりなる多層膜を形成した後、前記多層膜を熱処
理することによりTxMyNzで示される組成より
なる膜厚方向に組成が変調された窒化磁性合金膜
を得ることを特徴とする窒化磁性合金膜の形成
法。 ただし、ＴはCo、Fe、Ni、Mnよりなる群よ
り選ばれた少なくとも１種以上の金属、ＭはTi、
Nb、Hf、Zr、Ta、Ｗ、Mo，Crよりなる群から
選ばれた少なくとも１種以上の金属、ＮはＮ（窒
素）であつて、ｘ，ｙ，ｚおよびx′，y′は原子パ
ーセントを表わし、それぞれ 65ｘ94、５ｙ25、 0.1ｚ20、ｘ＋ｙ＋ｚ＝100、 75x′94、６y′25、 x′＋y′＝100 である。 ５ 組成変調周期が1000〓以下となるようにN2
ガスの混合周期を設定したことを特徴とする特許
請求の範囲第４項記載の窒化磁性合金膜の形成
法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61199631A JPS6357758A (ja) | 1986-08-26 | 1986-08-26 | 窒化磁性合金膜及びその形成法 |
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Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61199631A JPS6357758A (ja) | 1986-08-26 | 1986-08-26 | 窒化磁性合金膜及びその形成法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6357758A JPS6357758A (ja) | 1988-03-12 |
| JPH0456110B2 true JPH0456110B2 (ja) | 1992-09-07 |
Family
ID=16411060
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61199631A Granted JPS6357758A (ja) | 1986-03-12 | 1986-08-26 | 窒化磁性合金膜及びその形成法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6357758A (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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-
1986
- 1986-08-26 JP JP61199631A patent/JPS6357758A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6357758A (ja) | 1988-03-12 |
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Legal Events
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| EXPY | Cancellation because of completion of term |