JPH0488605A - 高耐食軟磁性材料 - Google Patents
高耐食軟磁性材料Info
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- JPH0488605A JPH0488605A JP2202561A JP20256190A JPH0488605A JP H0488605 A JPH0488605 A JP H0488605A JP 2202561 A JP2202561 A JP 2202561A JP 20256190 A JP20256190 A JP 20256190A JP H0488605 A JPH0488605 A JP H0488605A
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- 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
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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
【産業上の利用分野１
本発明は磁気ディスク装置、ＶＴＲなどに用いられる磁
気ヘッドの磁極材料に係り、特に高飽和磁束密度、高透
磁率、高耐熱性、高耐食性、耐反応性を有する強磁性金
属膜及びこれを用いた磁気ヘッドに関する。 【従来の技術】 近年、磁気記録技術の発展は著しく、記録密度の向上が
進められている。記録密度を高くするためには高保磁力
の記録媒体を使用する必要があり、また高保磁力の記録
媒体を磁化するためには、高飽和磁束密度を有する磁極
材料が必要となる。このため、従来のフェライトなどに
代ってＮｉ −Ｆｅ合金（パーマロイ）やＣｏ系非晶質
合金薄膜が磁極材料として使われている。磁極材料は高
飽和磁束密度であることのほかに、記録再生効率の向上
の点から高透磁率を有することが必要とされる。また、
磁気ヘッドを形成する工程におけるガラス充填の加熱工
程に耐えて高透磁率を保持する必要があるため、耐熱性
も要求される。 このような磁極材料としては特開昭６２−２１０６０７
６に示されているように、Ｆｅ。 Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎより選ばれる金属にＮｂ、Ｚｒ。 Ｔｉ 、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ等のＩＶａ。 Ｖａ、ＶＩａ族元素と窒素を同時に添加した材料が報告
されている。この報告によればスパッタリングガス中の
窒素濃度を変調して窒化層と非窒化層を交互に積層する
ことにより、飽和磁束密度１．５Ｔ、保磁力１ ０ｅ以
下の特性を持つ膜が得られているゆこの膜の保磁力は６
００℃まで低く保たれており、耐熱性は６００℃であっ
た。 また、電子情報通信学会ＭＲ８９−１２（平成元年７月
）にはＦｅにＴｉ、Ｚｒ、ＨｆとＣを同時に添加するこ
とにより、Ｆｅ系の非晶質膜を形成し、ついでこれを熱
処理することにより、耐熱性の高い微結晶軟磁性材料が
得られることが示された。
気ヘッドの磁極材料に係り、特に高飽和磁束密度、高透
磁率、高耐熱性、高耐食性、耐反応性を有する強磁性金
属膜及びこれを用いた磁気ヘッドに関する。 【従来の技術】 近年、磁気記録技術の発展は著しく、記録密度の向上が
進められている。記録密度を高くするためには高保磁力
の記録媒体を使用する必要があり、また高保磁力の記録
媒体を磁化するためには、高飽和磁束密度を有する磁極
材料が必要となる。このため、従来のフェライトなどに
代ってＮｉ −Ｆｅ合金（パーマロイ）やＣｏ系非晶質
合金薄膜が磁極材料として使われている。磁極材料は高
飽和磁束密度であることのほかに、記録再生効率の向上
の点から高透磁率を有することが必要とされる。また、
磁気ヘッドを形成する工程におけるガラス充填の加熱工
程に耐えて高透磁率を保持する必要があるため、耐熱性
も要求される。 このような磁極材料としては特開昭６２−２１０６０７
６に示されているように、Ｆｅ。 Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｎより選ばれる金属にＮｂ、Ｚｒ。 Ｔｉ 、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ等のＩＶａ。 Ｖａ、ＶＩａ族元素と窒素を同時に添加した材料が報告
されている。この報告によればスパッタリングガス中の
窒素濃度を変調して窒化層と非窒化層を交互に積層する
ことにより、飽和磁束密度１．５Ｔ、保磁力１ ０ｅ以
下の特性を持つ膜が得られているゆこの膜の保磁力は６
００℃まで低く保たれており、耐熱性は６００℃であっ
た。 また、電子情報通信学会ＭＲ８９−１２（平成元年７月
）にはＦｅにＴｉ、Ｚｒ、ＨｆとＣを同時に添加するこ
とにより、Ｆｅ系の非晶質膜を形成し、ついでこれを熱
処理することにより、耐熱性の高い微結晶軟磁性材料が
得られることが示された。
本発明者らはＦｅにＶａ族のＴａおよびＣ，Ｎ等を添加
した膜のスパッタリングを行ない、上述した報告の追試
実験をおこなった。この結果、保磁力は報告の通り４０
０から６００℃で１ ０ｅ以下の低い値を示すことが確
認された。 しかし、本発明者らはこれらの材料をＭ
ｎ −Ｚ ｎフェライト単結晶基板上に形成し、ガラス
充填のための６００℃の加熱工程を経てメタルインギャ
ップ型ヘッドを試作したところ、Ｍ ｎ −Ｚ ｎフェ
ライト単結晶基板と磁性膜が反応して、界面に酸化物層
が形成されていることが明らかになった。このとき、磁
気ヘッドの記録再生特性を調べた結果、予想された通り
、結晶基板と磁性膜界面の非磁性層に基ずく大きな疑似
ギャップ信号が観測された。 このような疑似ギャップ信号が１！測される場合は正常
な記録再生を行うことができない、またこのとき、磁性
膜と充填ガラスとの間の反応も観察され、磁性膜が薄く
なっていることがわかった。すなわち、従来の磁性膜は
磁性膜単体としては優れた軟磁気特性を示すが、ガラス
ボンディング工程を伴う磁気ヘッドの作ｍを行う際は、
基板あるいは充填ガラスとの反応防止が課題となること
が確認された。 一方、ダミー試料としてガラス基板上に形成した試料を
塩水噴震試験および恒温恒温試験にかけて耐食性の評価
を行ったところ、従来用いられていたセンダスト膜やＣ
ｏ−Ｎｂ−Ｚｒ系の膜に比べて極めて腐食しやすく、磁
気ヘッドとして使用することが疑問視された。 したがって、本発明の目的は、上述の従来技術の欠点を
解消した新規な高耐食軟磁性材料を提供することにある
。
した膜のスパッタリングを行ない、上述した報告の追試
実験をおこなった。この結果、保磁力は報告の通り４０
０から６００℃で１ ０ｅ以下の低い値を示すことが確
認された。 しかし、本発明者らはこれらの材料をＭ
ｎ −Ｚ ｎフェライト単結晶基板上に形成し、ガラス
充填のための６００℃の加熱工程を経てメタルインギャ
ップ型ヘッドを試作したところ、Ｍ ｎ −Ｚ ｎフェ
ライト単結晶基板と磁性膜が反応して、界面に酸化物層
が形成されていることが明らかになった。このとき、磁
気ヘッドの記録再生特性を調べた結果、予想された通り
、結晶基板と磁性膜界面の非磁性層に基ずく大きな疑似
ギャップ信号が観測された。 このような疑似ギャップ信号が１！測される場合は正常
な記録再生を行うことができない、またこのとき、磁性
膜と充填ガラスとの間の反応も観察され、磁性膜が薄く
なっていることがわかった。すなわち、従来の磁性膜は
磁性膜単体としては優れた軟磁気特性を示すが、ガラス
ボンディング工程を伴う磁気ヘッドの作ｍを行う際は、
基板あるいは充填ガラスとの反応防止が課題となること
が確認された。 一方、ダミー試料としてガラス基板上に形成した試料を
塩水噴震試験および恒温恒温試験にかけて耐食性の評価
を行ったところ、従来用いられていたセンダスト膜やＣ
ｏ−Ｎｂ−Ｚｒ系の膜に比べて極めて腐食しやすく、磁
気ヘッドとして使用することが疑問視された。 したがって、本発明の目的は、上述の従来技術の欠点を
解消した新規な高耐食軟磁性材料を提供することにある
。
本発明者らは上述の問題点を解決するために、鋭意研究
を続けてきたが、ＩＶ ａ 、 Ｖ ａ ｒ ＶＩ ａ
族元素から選ばれる少なくとも１種以上の元素とＢ。 Ｃ，Ｎから選ばれる少なくとも１種以上の元素を同時に
含有する強磁性金属膜中にさらにＣｕもしくはＲｈ、Ｒ
ｕ、Ｐｄ等を混入することにより、高温まで飽和磁束密
度と軟磁気特性が保たれるばかりか、酸化物との耐反応
性が高く、耐食性も高い高耐食軟磁性材料を開発するこ
とができた。 本発明の高耐食軟磁性材料を磁気記録装置の磁気ヘッド
に用いることにより、記録再生特性の優れた磁気記録装
置を得ることができる。特に、本発明の高飽和磁束密度
膜をガラスボンディング工程を有する方法で作成するメ
タルインギャップ型ヘッドに適用した場合、擬似ギャッ
プ信号が少なく、さらに大きな効果を得ることができる
。
を続けてきたが、ＩＶ ａ 、 Ｖ ａ ｒ ＶＩ ａ
族元素から選ばれる少なくとも１種以上の元素とＢ。 Ｃ，Ｎから選ばれる少なくとも１種以上の元素を同時に
含有する強磁性金属膜中にさらにＣｕもしくはＲｈ、Ｒ
ｕ、Ｐｄ等を混入することにより、高温まで飽和磁束密
度と軟磁気特性が保たれるばかりか、酸化物との耐反応
性が高く、耐食性も高い高耐食軟磁性材料を開発するこ
とができた。 本発明の高耐食軟磁性材料を磁気記録装置の磁気ヘッド
に用いることにより、記録再生特性の優れた磁気記録装
置を得ることができる。特に、本発明の高飽和磁束密度
膜をガラスボンディング工程を有する方法で作成するメ
タルインギャップ型ヘッドに適用した場合、擬似ギャッ
プ信号が少なく、さらに大きな効果を得ることができる
。
上述のように、ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素とＢ。
Ｃ，Ｎ等を同時に含有する強磁性金属膜中にＣｕ。
Ｒｕ、Ｒｈ等を混入することにより、高温まで飽和磁束
密度と軟磁気特性が保たれ、耐食性も高い軟磁性材料が
得られたが、そのメカニズムは必ずしも十分明らかにな
っているわけではない。当初、本発明者らは特開昭６４
−２７００９に示されるファインメットと称される膜に
ついて軟磁気特性および耐食性に関する検討を行なった
。この膜は超急冷法で形成されたリボン状非晶質膜を熱
処理によって微結晶化したものであるが、耐食性は良い
とはいえなかった。 そこで、本発明者らは組成を変化させて種々のＦｅ−Ｃ
ｕ−Ｎｂ−５ｉ−Ｂ膜をスパッタリング法によって形成
し、耐食性について検討した。この結果、Ｆｅ−Ｃｕ−
Ｎｂ−８ｉ−Ｂ膜のＳｉ濃度を減少させるにしたがって
膜の耐食性が向上することを見出した。一方、膜中のＣ
ｕ濃度を減少させた場合は耐食性が劣化することが明ら
かになった。この結果から、本発明者らは膜中のＳｉは
耐食性を劣化させ、Ｃｕは耐食性を向上する性質がある
ことに気がつき、本発明を完成するに至った。ただし、
膜中のＳｉ濃度を減少させ、Ｃｕ濃度を増加させるだけ
では膜の軟磁気特性が悪化し、磁気ヘッド等の材料とし
て使用できないことも明らかになった。このため、軟磁
気特性、耐熱性。 耐食性を同時に満足する材料組成の検討を行なわなけれ
ばならなかった。この結果、Ｆｅ、Ｃｏを主成分とする
強磁性膜にＩＶａ、ＶａｙＶＩａ族元素のＴｉ、Ｚｒ、
Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａｔ Ｍｏ、Ｗから選ばれる少なく
とも１種以上の元素を５から１５ａｔ％、Ｂ、Ｃ，Ｎ、
Ｏから選ばれる少なくとも１種以上の元素を０．１から
１５ａｔ％添加し、さらにＣｕ、Ｒｈ、Ｒｕ等を０．１
から５ａｔ％添加することにより、好ましい軟磁性材料
を得る二とができた。 これらの添加物を混入した強磁性膜は６００℃まで加熱
しても、はとんど結晶粒径の粗大化が生じておらず、添
加物が強磁性膜の構成元素の拡散を抑制し、加熱により
結晶粒が成長することを防いでいることが確認された。 ＦｅやＣｏのように結晶磁気異方性定数が大きい強磁性
材料の軟磁気特性は強磁性材料を構成する結晶粒の大き
さに関係し、結晶粒が増大する程軟磁気特性は劣化する
ことが知られている。従って１本発明の強磁性膜も同様
に、高温まで結晶粒が小さく保たれたために軟磁気特性
の劣化が生じなかったものと考えられる。しかし、Ｃｕ
等の添加が耐食性を向上するメカニズムについては明ら
かではない。おそらく。 融点の低いＣｕの場合は混入することによって均一な微
結晶膜を形成することが容易になり、腐食発生の核が減
少したのではないかと推察される。 また、Ｒｕ、Ｒｈ等は貴金属のため、添加によって腐食
しにくい合金が形成されたものと推察される。 ［実施例１ 以下に本発明の実施例を挙げ１図表を参照しながらさら
に具体的に説明する。 ［実施例１］ Ｆｅ、Ｃｏを主成分とする強磁性膜の形成はＲＦスパッ
タリング装置を用いて結晶化ガラス基板上に行った。本
実施例で使用したスパッタリング装置のターゲットはＦ
ｅ、Ｃｏ板上に添加元素のチップを貼り付けた複合型タ
ーゲットである。 スパッタリングは以下の条件で行った。 スパッタガス・・・Ａｒ、Ａｒ＋Ｎ、、Ａｒ＋ＣＨ。 装置内Ａｒガス圧力・・・０．５×１００２Ｐａ高周波
電力・・・４００Ｗ ターゲット基板間距離・・・５２ｍｍ 基板温度・・・１００〜２００℃（水冷）本実施例では
基板として直径１０ｍｍのコーニング社製ホトセラム（
結晶化ガラス）基板を用い。 膜厚２〜３μｍの種々の膜を第１表に示すように形成し
た。得られた磁性膜は２００℃から７００℃の範囲でＡ
ｒガス中で１時間の熱処理を行い、各々の膜の軟磁気特
性評価、Ｘ線回折による結晶学的評価、ＥＰＭＡによる
組成分析、塩水噴霧および恒温恒湿試験による耐食性評
価を行なった。 第１表にはこの結果の一部である保磁力および耐食日数
の結果を示す。表中、強磁性金属膜の組成はＥＰＭＡ法
で求めた値を示す。また、保磁力、耐食性試験は５００
℃で１時間の熱処理を行ったのちに測定した値である。 なお、保磁力はＢ−Ｈカーブトレーサーを用いて測定し
た。また、耐食日数は０．５％ＮａＣ１水溶液を間けつ
的に噴震しながら３５℃に保持した塩水噴震試験によっ
て行った結果であり、腐食が５％進行した日数で表した
。この結果、Ｆｅ、Ｃｏを主成分とする強磁性金属膜に
ｌＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素およびＢ、Ｃ。 Ｎ元素を添加し、さらにＣｕを加えた強磁性金属膜は５
００℃の高温で熱処理しても保磁力０゜９０ｅ以下の優
れた軟磁気特性を持つことが明らかになった。また、こ
のときの腐食試験結果はいずれの試料も５０日以上の耐
食性を示すことが確認された。 なお、同様にＦｅ、Ｃｏを主成分とする強磁性金属膜に
ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素およびＢ、Ｃ。 Ｎ元素を添加し、Ｃｕを添加しない膜も検討したが、保
磁力の値はほとんど同じであるにもかかわらず、耐食性
だけが１日から２０日で劣化することが確認された。す
なわち、Ｃｕの添加は軟磁気特性をほとんど変化させず
に耐食性を向上させることが明らかになった。 （工゛入千朱台ン また、Ｆ ｅ ＊ Ｃｏだけで２μｍの膜を形成し、熱
処理を行った場合は４００℃で結晶粒の粗大化が生じて
しまい、保磁力は５ ０日以上に増加した。従って、Ｉ
Ｖａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素およびＢ。 Ｃ，Ｎ元素を同時添加することにより、耐熱性が向上す
ることが明らかである。 膜形成直後の強磁性膜を５００℃で熱処理を行った膜を
ＸＰＳ法で分析した結果、膜形成直後の膜ではＩＶａ、
Ｖａ、ＶＩａ族元素が概ね金属状態にあることを示し、
Ｂ、Ｃ，Ｎ元素もフリーな状態を示した。しかし、５０
０℃の熱処理後はＩＶａ。 Ｖａ、ＶＩａ族元素とＢ、Ｃ，Ｎ元素の結合が観測され
、高融点の硼化物、炭化物、窒化物に変わっていること
が確認された。この結果から強磁性金属膜が高温での熱
処理後も優れた軟磁気特性を示すのはこれらの高融点材
料が強磁性金属結晶粒の周囲に存在し、結晶粒の成長を
抑制したものと予想される。 本発明の磁性膜をＸ線回
折法によって検討した結果、６００℃で熱処理した膜の
結晶構造はＦｅを主成分とした場合、体心立方構造であ
り、Ｃｏを主成分とした場合、六方細密充填構造であっ
た。いずれも主成分は他の構造をもたず、単相であった
。 ［実施例２］ 実施例１において強磁性金属膜のＦｅ、、Ｔａ。 Ｃ工、中に添加するＣｕの濃度を変化させて実施例１と
同様の方法で軟磁性膜を形成し、その磁気特性および耐
食性を評価したａ測定は６００℃で１時間の熱処理を行
ったのちに測定した。第１図には腐食日数および磁歪定
数に及ぼすＣｕ濃度の影響を示す。なお、耐食性は実施
例１の場合と同様に塩水噴震試験によって求めた。図か
ら明らかなように、Ｃｕ濃度が増加するにしたがって耐
食日数は増加し、Ｃｕ添加が耐食性の向上に有効なこと
が明らかである。一方、磁歪定数は負から正の値に変化
して増加し、多量のＣｕ添加は磁歪定数の制御を困難に
する。 この結果、Ｃｕを添加したＦｅ、。Ｔａ、Ｃ，、膜は保
磁力０’、８０ｅ以下の優れた軟磁気特性を持つ強磁性
膜を得ることができた。このとき、結晶粒はｂｃｃ構造
を持ち、２００Å以下の微結晶に保たれていることが確
認された。耐食性はＣｕ濃度がＱ、１ａｔ％以上でその
向上がｌｌ！測されるが、磁歪定数が２ Ｘ １０’″
６以下の値を示すのはＣｕ濃度が５ａｔ％以下の場合で
あった。ただし、強磁性膜の磁歪定数は熱処理温度によ
って変化し、好ましいＣｕ濃度は強磁性膜の熱処理温度
の増加に伴って増加の傾向を持つことも明らかになった
。 したがって、Ｃｕ濃度の０．１からＳａｔ％は概ね好ま
しい値である。 ［実施例３］ 実施例１において強磁性金属膜に添加する元素をＣｕか
ら第３表に示す元素に替え、実施例１と同様の検討を行
った。これらの添加元素のＲｕ。 Ｒｈｏ Ｐｄｔ Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕは貴金属元素である
。保磁力、耐食性は５００℃で１時間の熱処理を行った
のちに測定した値である。なお、耐食性は実施例１の場
合と同様に測定した。 得られた結果の一例を第２表に示す０表に示されるよう
に、得られた強磁性金属膜の保磁力はＣｕ添加の場合よ
り多少大きくなったが、耐食性はＣｕと同様に、添加し
ない場合に比べて向上した。このとき、耐食性に及ぼす
添加量の影響はＣｕの場合とほぼ同等であり、概ね０．
１ａｔ％以上で耐食性の向上が認められた。なお１強磁
性金属膜の磁歪定数は添加元素によって変化し、元素に
よっては７ａｔ％でも好ましい磁歪定数を示すものもあ
ったが、よりこのましくは５ａｔ％以下であった。 （暉＼入千偵旬） また；強磁性金属膜は５００℃の高温で熱処理しても保
磁力１０ｅ以下の優れた軟磁気特性を示した。このとき
の結晶粒径は２００Å以下に保たれていることが確認さ
れた。熱処理前の結晶粒径は１５０Å以下であったので
熱処理によって結晶粒径はほとんど変わらないことが明
らかになった。 なお、得られた強磁性金属膜の飽和磁束密度は１．４Ｔ
から２６０Ｔであり、飽和磁束密度の値は添加元素の総
量の増加に伴って減少する傾向を示した。 口実施例４コ 実施例１から３で得られた強磁性膜を用いて第２図に示
すように、メタルインギャップ型ヘッドの磁極を作製し
、高密度磁気記録装置のヘッドとして評価した。基板は
Ｍ ｎ −Ｚ ｎフェライト、磁性膜膜厚は６μｍ、ギ
ャップは０．２μｍである。 ヘッド形成時のガラスボンディング温度は５２０℃であ
る。使用した媒体は保磁力が１５０００ｓであった。こ
の結果１本発明の強磁性膜を磁極に用いたヘッドの記録
特性は従来のセンダストヘッドに比べて４．６ｄＢ向上
し、再生出力は約３ ｄＢ高かった。また、この強磁
性膜をヘッドの磁極に用いた場合は１００ｋＢＰＩ以上
の記録密度を得ることができた。これは強磁性金属膜の
飽和磁束密度がセンダストに比べて高いことによるもの
である。 さらに、ヘッドの擬似ギャップ効果による擬
似信号出力を測定した結果、従来のＦｅ、ＣｏにＮｂ＋
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ。 Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏと窒素もしくは炭素を同時に添加した磁
性膜をヘッドの磁極に用いた場合、３から５ｄＢの疑似
信号出力が検出されていたものが、本発明の磁性膜を用
いたところ、擬似信号出力は２ｄＢ以下に減少すること
が確認された。得られたヘッドのガラス接着部をはがし
て、磁性膜側からフェライトに向かって、オージェ電子
分光法による深さ分析を行なったところ、従来のヘッド
では磁性膜とフェライトの界面に５０から１８０人の酸
化物層が存在することが確認された。一方、本発明のヘ
ッドでは磁性膜とフェライトの界面の酸化物層は高々２
０人であり、磁性膜中に耐食性を向上するための添加元
素を添加した場合は酸化反応が抑制され、界面の酸化物
層の厚さが薄くなり、疑似信号出力が減少することが明
らかになった。なお、第３図に示したように、磁性膜と
フェライトの界面にＣｒ、Ｃｏ、Ｎｉ等の下地層を挿入
した場合はさらに疑似信号出力の減少に効果があること
も確認された。また、従来の問題となっていた充填ガラ
スと磁性材料との反応も本発明の高耐食性軟磁性膜を用
いることにより減少し明確な磁気ギャップの形状を保つ
ことができるようになった。 以上の実施例ではＲＦスパッタリング法によって磁性膜
の形成を行ったが、本発明者らはイオンビームスパッタ
リング法でも同様の検討を行っており、はぼ同様の磁気
特性および耐熱性をもつ磁性膜が得られることを確認し
た。従って、本発明は膜形成法によらず有効である。 ［発明の効果］ 以上詳細に説明したごとく、本発明による高耐食軟磁性
材料はすくなくとも６００”Ｃの温度までその軟磁気特
性が良好であり、その飽和磁束密度も高く保たれる。ま
た、この軟磁性膜は耐食性が極めて優れておるばかりか
、磁性膜とフェライトとの界面に酸化物等の反応層が形
成されにくく、従って、この高耐食軟磁性材料を磁気記
録装置の磁気ヘッド、特にメタルインギャップ型の磁気
ヘッドに用いた場合、５００℃以上の高温でガラスボン
ディングを行うことができるようになり、十分な強度を
持つガラス層を形成することができた。 また、疑似ギャップに基づく疑似信号出力も２ｄＢ以下
と低い値であった。
密度と軟磁気特性が保たれ、耐食性も高い軟磁性材料が
得られたが、そのメカニズムは必ずしも十分明らかにな
っているわけではない。当初、本発明者らは特開昭６４
−２７００９に示されるファインメットと称される膜に
ついて軟磁気特性および耐食性に関する検討を行なった
。この膜は超急冷法で形成されたリボン状非晶質膜を熱
処理によって微結晶化したものであるが、耐食性は良い
とはいえなかった。 そこで、本発明者らは組成を変化させて種々のＦｅ−Ｃ
ｕ−Ｎｂ−５ｉ−Ｂ膜をスパッタリング法によって形成
し、耐食性について検討した。この結果、Ｆｅ−Ｃｕ−
Ｎｂ−８ｉ−Ｂ膜のＳｉ濃度を減少させるにしたがって
膜の耐食性が向上することを見出した。一方、膜中のＣ
ｕ濃度を減少させた場合は耐食性が劣化することが明ら
かになった。この結果から、本発明者らは膜中のＳｉは
耐食性を劣化させ、Ｃｕは耐食性を向上する性質がある
ことに気がつき、本発明を完成するに至った。ただし、
膜中のＳｉ濃度を減少させ、Ｃｕ濃度を増加させるだけ
では膜の軟磁気特性が悪化し、磁気ヘッド等の材料とし
て使用できないことも明らかになった。このため、軟磁
気特性、耐熱性。 耐食性を同時に満足する材料組成の検討を行なわなけれ
ばならなかった。この結果、Ｆｅ、Ｃｏを主成分とする
強磁性膜にＩＶａ、ＶａｙＶＩａ族元素のＴｉ、Ｚｒ、
Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａｔ Ｍｏ、Ｗから選ばれる少なく
とも１種以上の元素を５から１５ａｔ％、Ｂ、Ｃ，Ｎ、
Ｏから選ばれる少なくとも１種以上の元素を０．１から
１５ａｔ％添加し、さらにＣｕ、Ｒｈ、Ｒｕ等を０．１
から５ａｔ％添加することにより、好ましい軟磁性材料
を得る二とができた。 これらの添加物を混入した強磁性膜は６００℃まで加熱
しても、はとんど結晶粒径の粗大化が生じておらず、添
加物が強磁性膜の構成元素の拡散を抑制し、加熱により
結晶粒が成長することを防いでいることが確認された。 ＦｅやＣｏのように結晶磁気異方性定数が大きい強磁性
材料の軟磁気特性は強磁性材料を構成する結晶粒の大き
さに関係し、結晶粒が増大する程軟磁気特性は劣化する
ことが知られている。従って１本発明の強磁性膜も同様
に、高温まで結晶粒が小さく保たれたために軟磁気特性
の劣化が生じなかったものと考えられる。しかし、Ｃｕ
等の添加が耐食性を向上するメカニズムについては明ら
かではない。おそらく。 融点の低いＣｕの場合は混入することによって均一な微
結晶膜を形成することが容易になり、腐食発生の核が減
少したのではないかと推察される。 また、Ｒｕ、Ｒｈ等は貴金属のため、添加によって腐食
しにくい合金が形成されたものと推察される。 ［実施例１ 以下に本発明の実施例を挙げ１図表を参照しながらさら
に具体的に説明する。 ［実施例１］ Ｆｅ、Ｃｏを主成分とする強磁性膜の形成はＲＦスパッ
タリング装置を用いて結晶化ガラス基板上に行った。本
実施例で使用したスパッタリング装置のターゲットはＦ
ｅ、Ｃｏ板上に添加元素のチップを貼り付けた複合型タ
ーゲットである。 スパッタリングは以下の条件で行った。 スパッタガス・・・Ａｒ、Ａｒ＋Ｎ、、Ａｒ＋ＣＨ。 装置内Ａｒガス圧力・・・０．５×１００２Ｐａ高周波
電力・・・４００Ｗ ターゲット基板間距離・・・５２ｍｍ 基板温度・・・１００〜２００℃（水冷）本実施例では
基板として直径１０ｍｍのコーニング社製ホトセラム（
結晶化ガラス）基板を用い。 膜厚２〜３μｍの種々の膜を第１表に示すように形成し
た。得られた磁性膜は２００℃から７００℃の範囲でＡ
ｒガス中で１時間の熱処理を行い、各々の膜の軟磁気特
性評価、Ｘ線回折による結晶学的評価、ＥＰＭＡによる
組成分析、塩水噴霧および恒温恒湿試験による耐食性評
価を行なった。 第１表にはこの結果の一部である保磁力および耐食日数
の結果を示す。表中、強磁性金属膜の組成はＥＰＭＡ法
で求めた値を示す。また、保磁力、耐食性試験は５００
℃で１時間の熱処理を行ったのちに測定した値である。 なお、保磁力はＢ−Ｈカーブトレーサーを用いて測定し
た。また、耐食日数は０．５％ＮａＣ１水溶液を間けつ
的に噴震しながら３５℃に保持した塩水噴震試験によっ
て行った結果であり、腐食が５％進行した日数で表した
。この結果、Ｆｅ、Ｃｏを主成分とする強磁性金属膜に
ｌＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素およびＢ、Ｃ。 Ｎ元素を添加し、さらにＣｕを加えた強磁性金属膜は５
００℃の高温で熱処理しても保磁力０゜９０ｅ以下の優
れた軟磁気特性を持つことが明らかになった。また、こ
のときの腐食試験結果はいずれの試料も５０日以上の耐
食性を示すことが確認された。 なお、同様にＦｅ、Ｃｏを主成分とする強磁性金属膜に
ＩＶａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素およびＢ、Ｃ。 Ｎ元素を添加し、Ｃｕを添加しない膜も検討したが、保
磁力の値はほとんど同じであるにもかかわらず、耐食性
だけが１日から２０日で劣化することが確認された。す
なわち、Ｃｕの添加は軟磁気特性をほとんど変化させず
に耐食性を向上させることが明らかになった。 （工゛入千朱台ン また、Ｆ ｅ ＊ Ｃｏだけで２μｍの膜を形成し、熱
処理を行った場合は４００℃で結晶粒の粗大化が生じて
しまい、保磁力は５ ０日以上に増加した。従って、Ｉ
Ｖａ、Ｖａ、ＶＩａ族元素およびＢ。 Ｃ，Ｎ元素を同時添加することにより、耐熱性が向上す
ることが明らかである。 膜形成直後の強磁性膜を５００℃で熱処理を行った膜を
ＸＰＳ法で分析した結果、膜形成直後の膜ではＩＶａ、
Ｖａ、ＶＩａ族元素が概ね金属状態にあることを示し、
Ｂ、Ｃ，Ｎ元素もフリーな状態を示した。しかし、５０
０℃の熱処理後はＩＶａ。 Ｖａ、ＶＩａ族元素とＢ、Ｃ，Ｎ元素の結合が観測され
、高融点の硼化物、炭化物、窒化物に変わっていること
が確認された。この結果から強磁性金属膜が高温での熱
処理後も優れた軟磁気特性を示すのはこれらの高融点材
料が強磁性金属結晶粒の周囲に存在し、結晶粒の成長を
抑制したものと予想される。 本発明の磁性膜をＸ線回
折法によって検討した結果、６００℃で熱処理した膜の
結晶構造はＦｅを主成分とした場合、体心立方構造であ
り、Ｃｏを主成分とした場合、六方細密充填構造であっ
た。いずれも主成分は他の構造をもたず、単相であった
。 ［実施例２］ 実施例１において強磁性金属膜のＦｅ、、Ｔａ。 Ｃ工、中に添加するＣｕの濃度を変化させて実施例１と
同様の方法で軟磁性膜を形成し、その磁気特性および耐
食性を評価したａ測定は６００℃で１時間の熱処理を行
ったのちに測定した。第１図には腐食日数および磁歪定
数に及ぼすＣｕ濃度の影響を示す。なお、耐食性は実施
例１の場合と同様に塩水噴震試験によって求めた。図か
ら明らかなように、Ｃｕ濃度が増加するにしたがって耐
食日数は増加し、Ｃｕ添加が耐食性の向上に有効なこと
が明らかである。一方、磁歪定数は負から正の値に変化
して増加し、多量のＣｕ添加は磁歪定数の制御を困難に
する。 この結果、Ｃｕを添加したＦｅ、。Ｔａ、Ｃ，、膜は保
磁力０’、８０ｅ以下の優れた軟磁気特性を持つ強磁性
膜を得ることができた。このとき、結晶粒はｂｃｃ構造
を持ち、２００Å以下の微結晶に保たれていることが確
認された。耐食性はＣｕ濃度がＱ、１ａｔ％以上でその
向上がｌｌ！測されるが、磁歪定数が２ Ｘ １０’″
６以下の値を示すのはＣｕ濃度が５ａｔ％以下の場合で
あった。ただし、強磁性膜の磁歪定数は熱処理温度によ
って変化し、好ましいＣｕ濃度は強磁性膜の熱処理温度
の増加に伴って増加の傾向を持つことも明らかになった
。 したがって、Ｃｕ濃度の０．１からＳａｔ％は概ね好ま
しい値である。 ［実施例３］ 実施例１において強磁性金属膜に添加する元素をＣｕか
ら第３表に示す元素に替え、実施例１と同様の検討を行
った。これらの添加元素のＲｕ。 Ｒｈｏ Ｐｄｔ Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕは貴金属元素である
。保磁力、耐食性は５００℃で１時間の熱処理を行った
のちに測定した値である。なお、耐食性は実施例１の場
合と同様に測定した。 得られた結果の一例を第２表に示す０表に示されるよう
に、得られた強磁性金属膜の保磁力はＣｕ添加の場合よ
り多少大きくなったが、耐食性はＣｕと同様に、添加し
ない場合に比べて向上した。このとき、耐食性に及ぼす
添加量の影響はＣｕの場合とほぼ同等であり、概ね０．
１ａｔ％以上で耐食性の向上が認められた。なお１強磁
性金属膜の磁歪定数は添加元素によって変化し、元素に
よっては７ａｔ％でも好ましい磁歪定数を示すものもあ
ったが、よりこのましくは５ａｔ％以下であった。 （暉＼入千偵旬） また；強磁性金属膜は５００℃の高温で熱処理しても保
磁力１０ｅ以下の優れた軟磁気特性を示した。このとき
の結晶粒径は２００Å以下に保たれていることが確認さ
れた。熱処理前の結晶粒径は１５０Å以下であったので
熱処理によって結晶粒径はほとんど変わらないことが明
らかになった。 なお、得られた強磁性金属膜の飽和磁束密度は１．４Ｔ
から２６０Ｔであり、飽和磁束密度の値は添加元素の総
量の増加に伴って減少する傾向を示した。 口実施例４コ 実施例１から３で得られた強磁性膜を用いて第２図に示
すように、メタルインギャップ型ヘッドの磁極を作製し
、高密度磁気記録装置のヘッドとして評価した。基板は
Ｍ ｎ −Ｚ ｎフェライト、磁性膜膜厚は６μｍ、ギ
ャップは０．２μｍである。 ヘッド形成時のガラスボンディング温度は５２０℃であ
る。使用した媒体は保磁力が１５０００ｓであった。こ
の結果１本発明の強磁性膜を磁極に用いたヘッドの記録
特性は従来のセンダストヘッドに比べて４．６ｄＢ向上
し、再生出力は約３ ｄＢ高かった。また、この強磁
性膜をヘッドの磁極に用いた場合は１００ｋＢＰＩ以上
の記録密度を得ることができた。これは強磁性金属膜の
飽和磁束密度がセンダストに比べて高いことによるもの
である。 さらに、ヘッドの擬似ギャップ効果による擬
似信号出力を測定した結果、従来のＦｅ、ＣｏにＮｂ＋
Ｚｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ。 Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏと窒素もしくは炭素を同時に添加した磁
性膜をヘッドの磁極に用いた場合、３から５ｄＢの疑似
信号出力が検出されていたものが、本発明の磁性膜を用
いたところ、擬似信号出力は２ｄＢ以下に減少すること
が確認された。得られたヘッドのガラス接着部をはがし
て、磁性膜側からフェライトに向かって、オージェ電子
分光法による深さ分析を行なったところ、従来のヘッド
では磁性膜とフェライトの界面に５０から１８０人の酸
化物層が存在することが確認された。一方、本発明のヘ
ッドでは磁性膜とフェライトの界面の酸化物層は高々２
０人であり、磁性膜中に耐食性を向上するための添加元
素を添加した場合は酸化反応が抑制され、界面の酸化物
層の厚さが薄くなり、疑似信号出力が減少することが明
らかになった。なお、第３図に示したように、磁性膜と
フェライトの界面にＣｒ、Ｃｏ、Ｎｉ等の下地層を挿入
した場合はさらに疑似信号出力の減少に効果があること
も確認された。また、従来の問題となっていた充填ガラ
スと磁性材料との反応も本発明の高耐食性軟磁性膜を用
いることにより減少し明確な磁気ギャップの形状を保つ
ことができるようになった。 以上の実施例ではＲＦスパッタリング法によって磁性膜
の形成を行ったが、本発明者らはイオンビームスパッタ
リング法でも同様の検討を行っており、はぼ同様の磁気
特性および耐熱性をもつ磁性膜が得られることを確認し
た。従って、本発明は膜形成法によらず有効である。 ［発明の効果］ 以上詳細に説明したごとく、本発明による高耐食軟磁性
材料はすくなくとも６００”Ｃの温度までその軟磁気特
性が良好であり、その飽和磁束密度も高く保たれる。ま
た、この軟磁性膜は耐食性が極めて優れておるばかりか
、磁性膜とフェライトとの界面に酸化物等の反応層が形
成されにくく、従って、この高耐食軟磁性材料を磁気記
録装置の磁気ヘッド、特にメタルインギャップ型の磁気
ヘッドに用いた場合、５００℃以上の高温でガラスボン
ディングを行うことができるようになり、十分な強度を
持つガラス層を形成することができた。 また、疑似ギャップに基づく疑似信号出力も２ｄＢ以下
と低い値であった。
第１図は本発明の高耐食軟磁性材料の保磁力と耐食日数
に及ぼす膜中のＣｕ濃度の影響を示すグラフの図、第２
図は本発明の高耐食軟磁性材料を用いたメタルインギャ
ップ型ヘッドの外観を示す傾視図、第３図は本発明の高
耐食軟磁性材料を用いたメタルインギャップ型ヘッドの
ギャップ部近傍を示す拡大平面図である。 符号の説明 ト フエライト。 ・高耐食軟磁性材料。 ガラス。 ・下地層 詰 ／ 図 ｃＡＡ、赤力σ１ （ｄ給９
に及ぼす膜中のＣｕ濃度の影響を示すグラフの図、第２
図は本発明の高耐食軟磁性材料を用いたメタルインギャ
ップ型ヘッドの外観を示す傾視図、第３図は本発明の高
耐食軟磁性材料を用いたメタルインギャップ型ヘッドの
ギャップ部近傍を示す拡大平面図である。 符号の説明 ト フエライト。 ・高耐食軟磁性材料。 ガラス。 ・下地層 詰 ／ 図 ｃＡＡ、赤力σ１ （ｄ給９
Claims (8)
- １．IVａ，Ｖａ，VIａ族元素から選ばれる少なくとも１
種以上の元素とＢ，Ｃ，Ｎから選ばれる少なくとも１種
以上の元素を同時に含有する強磁性金属膜中にＣｕを存
在せしめたことを特徴とする高耐食軟磁性材料。 - ２．IVａ，Ｖａ，VIａ族元素から選ばれる少なくとも１
種以上の元素とＢ，Ｃ，Ｎから選ばれる少なくとも１種
以上の元素を同時に含有する強磁性金属膜中にＲｕ，Ｒ
ｈ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｐｔ，Ａｕから選ばれる少なくとも１
種を存在せしめたことを特徴とする高耐食軟磁性材料。 - ３．特許請求の範囲第１項または第２項に記載の強磁性
金属膜がＦｅもしくはＣｏを主成分とした微結晶からな
ることを特徴とする高耐食軟磁性材料。 - ４．特許請求の範囲第１項または第２項に記載のIVａ，
Ｖａ，VIａ族元素から選ばれる少なくとも１種以上の元
素の強磁性金属膜中の濃度が５から１５ａｔ％であるこ
とを特徴とする高耐食軟磁性材料。 - ５．特許請求の範囲第１項または第２項に記載のＢ，Ｃ
，Ｎから選ばれる少なくとも１種以上の元素の強磁性金
属膜中の濃度が０．１から１５ａｔ％であることを特徴
とする高耐食軟磁性材料。 - ６．特許請求の範囲第１項、第３項または第５項に記載
の高耐食軟磁性材料にＣｕを０．１から５ａｔ％添加し
たことを特徴とする高耐食軟磁性材料。 - ７．特許請求の範囲第２項ないし第５項のうちいずれか
に記載の高耐食軟磁性材料にＲｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｉｒ，
Ｐｔ，Ａｕを０．１から５ａｔ％添加したことを特徴と
する高耐食軟磁性材料。 - ８．特許請求の範囲第１項ないし第７項のうちいずれか
に記載の高耐食軟磁性材料を磁気記録用ヘッドの磁極材
料に用いたことを特徴とする磁気ヘッド。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2202561A JPH0488605A (ja) | 1990-08-01 | 1990-08-01 | 高耐食軟磁性材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2202561A JPH0488605A (ja) | 1990-08-01 | 1990-08-01 | 高耐食軟磁性材料 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0488605A true JPH0488605A (ja) | 1992-03-23 |
Family
ID=16459537
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2202561A Pending JPH0488605A (ja) | 1990-08-01 | 1990-08-01 | 高耐食軟磁性材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0488605A (ja) |
-
1990
- 1990-08-01 JP JP2202561A patent/JPH0488605A/ja active Pending
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