JPH05217746A

JPH05217746A - 強磁性膜

Info

Publication number: JPH05217746A
Application number: JP4250435A
Authority: JP
Inventors: Yuichi Osawa; 裕一大沢; Hitoshi Iwasaki; 仁志岩崎; Reiko Kondo; 玲子近藤
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1991-09-30
Filing date: 1992-08-27
Publication date: 1993-08-27

Abstract

(57)【要約】【目的】高Ｂｓ、良好な耐熱性を有する軟磁性、広い
製造マージン、高抵抗率、及び高耐食性を同時に満足
し、磁気ヘッドに適した強磁性膜を提供する。【構成】ＣｏＦｅ基合金にＡｌ，Ｔａ，Ｎｂ，Ｚｒ，
Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗからなる遷移金属の群より選択さ
れる少なくとも１種の原子を添加することにより構成す
る。また、Ｃｏ系窒化合金にＴａ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，
Ｔｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗからなる遷移金属の群より選択さ
れる少なくとも１種の原子及びＡｌを添加することによ
り構成する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、磁気ヘッド等に適し
た強磁性膜に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】一般に磁気ヘッド用磁性膜には、高保持
力（高Ｈｃ）記録媒体に対して十分な記録能力を発揮で
きるように、高飽和磁束密度（高Ｂｓ）と低保持力（低
Ｈｃ）の軟磁気特性とが要求される。

【０００３】Ｆｅ、Ｃｏ又はＦｅＣｏ基合金は、高Ｂｓ
を示すが、結晶磁気異方性が大きいため、Ｈｃが必要以
上に大きくなり、磁気ヘッド等に適した良好な軟磁気特
性を得ることが困難である。また、これらの合金に添加
物を加えることにより、結晶磁気異方性を零に近づけた
ＦｅＡｌＳｉ合金膜やＮｉＦｅ合金膜は、低Ｈｃを示す
が、Ｂｓは最大でも１．１［Ｔ］である。また、多くの
Ｆｅ系又はＣｏ系合金膜は、アモルファス化すると低Ｈ
ｃを示すが、耐熱性等を考慮するとそのＢｓは最大で
１．０［Ｔ］である。

【０００４】しかしながら、理論的には、結晶磁気異方
性が大きい膜でも結晶配向制御により低Ｈｃを示すこと
ができる。具体的には、立方晶（１１１）面配向した場
合には、結晶磁気異方性定数Ｋ1 の影響が膜面内では無
視でき、低Ｈｃを示す。例えば、ｂｃｃ相Ｆｅ固溶体の
場合、ＦｅＳｉ／ＺｎＳｎのように、適当な下地を選択
することにより（１１１）面配向を呈し、低Ｈｃを示す
（Hosono et al., J.Appl.Phys., 67,6990(1990)）。

【０００５】ところがＦｅ系の場合、ｂｃｃ相が安定で
あるため、通常（１００）又は（１１０）面配向を示
す。（１１１）配向は表面エネルギーが大きく、ＺｎＳ
ｅの如く限定された基板以外では安定成長しにくい。

【０００６】一方、Ｃｏ系の場合、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀付近の
組成を有する合金（Ｂｓ約１．９［Ｔ］）では、状態図
からｆｃｃ単相の安定状態が存在することが確認でき
る。ｆｃｃ相においては、（１１１）面が表面エネルギ
ーが低く安定成長面である。実際に、このような合金
は、ｆｃｃ相（１１１）面配向することが知られてい
る。しかし、実際にはこのようなｆｃｃ相の合金膜で
も、良好な（１１１）面配向の形成が困難である。

【０００７】また、ＦｅやＣｏに、ＺｒやＴａ等の遷移
金属及び窒素が添加された磁性膜は、Ｂｓが高く、熱に
よる軟磁性の劣化がなく、将来の磁気記録ヘッドとして
有望である。さらに、塩素を含む高湿度環境での実用性
を考えると、Ｆｅ系の磁性膜は耐食性に問題があるの
で、Ｃｏ系の磁性膜が適すると考えられる。

【０００８】Ｃｏ系の窒素添加膜としては、多層構造の
窒素濃度変調膜（IEEE Trans.Magn.,23,3707(1987)）、
単層のＣｏＮｂＺｒＮ膜（J.Appl.Phy.,68,4760(1990)
）、本発明者らが鋭意研究を進めてきたＣｏＦｅＡｌ
Ｎ膜（第１４回日本応用磁気学会学術講演概要集,292(1
990)）等が知られている。これらの磁性膜は、従来の磁
性膜に匹敵する８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃ、すなわち
良好な軟磁性を示すことが知られている。

【０００９】しかしながら、上記これらの磁性膜は、そ
れぞれ以下のような欠点がある。例えば、窒素濃度変調
膜は、軟磁性が約７００［℃］まで維持され非常に良好
な耐熱性を示すが、多層構造であるため製造工程が煩雑
である。これに対して、ＣｏＮｂＺｒＮ膜又はＣｏＦｅ
ＡｌＮ膜は単層であるので、製造が容易であるが、４０
０［℃］以上で熱処理すると徐々に結晶成長が進行する
結果、Ｈｃの増加、抵抗率の減少を招く。特に、６００
［℃］以上での高温製造工程が採用されるラミネート型
ヘッドにこれらの磁性膜を適用しようとする場合には、
結晶成長に伴うＨｃの増加が非常に問題となる。また、
抵抗率が減少すると渦電流が増加するので、高周波特性
が劣化する。さらに、ＣｏＮｂＺｒＮ膜では、イオンビ
ームスパッタ法では良好な特性が得られるが、通常のＲ
Ｆマグネトロンスパッタ法では垂直磁気異方性が発生し
やすいため良好な特性を得ることが困難であり、製造マ
ージンが狭いことが知られている。一方、ＣｏＦｅＡｌ
Ｎ膜に関しては、水中での耐食性が不十分である。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】以上のように結晶磁気
異方性の大きなＣｏＦｅ系合金は、１．９［Ｔ］以上の
高い飽和磁束密度を有するが、良好な（１１１）配向が
実現できないために、ヘッド磁極の磁性膜に適するほど
十分低いＨｃを実現することが困難であった。

【００１１】また、Ｃｏ等の強磁性金属にＺｒやＴａ等
の遷移金属と窒素とが添加された磁性膜は、高温で熱処
理すると徐々に結晶成長が進行する結果、Ｈｃの増加、
抵抗率の減少を招くという耐熱性の問題や、通常のＲＦ
マグネトロンスパッタ法では垂直磁気異方性が発生し易
いため良好な特性を得ることが困難であるという問題が
あった。

【００１２】本発明の目的は、高Ｂｓ及び低Ｈｃ、良好
な耐熱性を有する軟磁性、広い製造マージン及び高耐食
性を満足する磁気ヘッドに適した強磁性膜を提供するこ
とにある。

【００１３】

【課題を解決するための手段】一般式Ｃｏ_xＦｅ_yＴ_z
で表わされる合金において、ＴはＡｌ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｗからなる群より選択される少
なくとも１種の原子であり、ｘ，ｙ，ｚはそれぞれの組
成比をａｔ％で示すとき、７３＜ｘ＜９４５＜ｙ≦１５１＜ｚ＜１２ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００の範囲に規定する。

【００１４】また、一般式（Ｍ_aＴ_b）_xＮ_yで表わさ
れる合金において、ＭはＣｏ又はＣｏ及びＦｅであり、
ＴはＴａ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗか
らなる遷移金属の群より選択される少なくとも１種の原
子及びＡｌ、Ｎは窒素であり、ａ，ｂ，ｘ，ｙはそれぞ
れの組成比をａｔ％で示すとき、８５＜ａ＜９６４＜ｂ＜１５ａ＋ｂ＝１００８０＜ｘ＜９８２＜ｙ＜２０ｘ＋ｙ＝１００Ｍ中のＦｅの含有率は０≦Ｆｅ≦１５ａｔ％Ｔ中のＡｌの含有率は４＜Ａｌ≦５０ａｔ％）の範囲に規定する。

【００１５】また、一般式（Ｍ_aＴ_b）_xＮ_yで表わさ
れる合金において、ＭはＣｏとＦｅであり、ＴはＴａ又
はＮｂから選択された少なくとも１種の原子であり、Ｎ
は窒素であり、ａ，ｂ，ｘ，ｙはそれぞれの組成比をａ
ｔ％で示すとき、８５＜ａ＜９５５＜ｂ＜１５ａ＋ｂ＝１００８２＜ｘ＜９７．５２．５＜ｙ＜１８ｘ＋ｙ＝１００）の範囲に規定すると共に、ＭにおけるＦｅの含有率は
２．５≦Ｆｅ≦１２．５ａｔ％の範囲に規定する。

【００１６】請求項３の磁性膜にＰｄ又はＲｅの中から
選択された少なくとも１種の原子の含有率が１５ａｔ％
未満であることを特徴とする強磁性膜。

【００１７】

【作用】第１発明の強磁性膜は、アルゴンガスを用いた
各種スパッタ法（ＤＣ、ＲＦ、イオンビームスパッタ）
や真空蒸着法により作製することができる。また、成膜
後に処理を施すことにより軟磁気特性を向上させること
ができる。なお、スパッタリングによる成膜では、当
然、膜中に微量の酸素やアルゴンが不可避的に含まれ
る。

【００１８】本発明によれば、Ａｌ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｍｏ，ＷのＴ成分からなる群から選択
された少なくとも１種の元素を添加することにより、ｆ
ｃｃ相（１１１）面を優先配向し、或いは、ｈｃｐ相の
（１００）面を優先配向することが可能となり、膜面内
に大きな結晶磁気異方性を生じさせず、低Ｈｃを実現す
ることができる。

【００１９】本発明において、Ｔ成分の添加量を１以上
１２ａｔ％以下としたのは、１％未満では上述した高配
向が実現できないために低Ｈｃを達成することができ
ず、１２ａｔ％以上では、特に熱処理を施した場合は、
Ｃｏとの金属間化合物の生成により低Ｈｃを達成するこ
とができないためである。なお、低Ｈｃが得られる適正
な組成範囲は、成膜方法、成膜条件、加熱処理条件で幾
分変化する。

【００２０】本発明の強磁性膜では、Ｔ成分の添加量を
前記の範囲に規定することにより、１．３〜１．９
［Ｔ］の高Ｂｓ、かつ１５０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを
得ることができるようになる。従って、この強磁性膜を
用いれば、高密度記録に極めて有利な磁気ヘッドを安定
して供給することができる。

【００２１】第２発明の磁性膜は、アルゴン及び窒素の
混合ガス雰囲気における通常のＲＦマグネトロンスパッ
タリング法により製造でき、必ずしもイオンビームスパ
ッタ等の特殊な方法を用いる必要はない。また、必要に
応じて成膜後に熱処理を施すことにより軟磁気特性を向
上させることができる。なお、スパッタリングによる成
膜では、膜中に微量の酸素やアルゴンが不可避的に含ま
れる。

【００２２】本発明の強磁性膜は、Ｃｏ系窒化膜におい
て遷移金属及びＡｌを添加することにより、以下のよう
な効果を達成できる。（１）６００［℃］以上の高温熱
処理も、約３０［Ａ／ｍ］以下の良好な軟磁気特性が維
持できる。（２）抵抗率が上昇するため、渦電流による
高周波特性の劣化を防止できる。（３）通常のＲＦマグ
ネトロンスパッタ法でも製造マージンが広い。本発明に
おいて、膜中の各成分の濃度を前記のように規定したの
は以下のような理由による。

【００２３】Ｔ成分の濃度ｂが４ａｔ％未満、Ｎの濃度
ｙが２ａｔ％未満では、熱処理により低Ｈｃが得られな
くなる。一方、Ｔ成分の濃度ｂが１５ａｔ％を超え、Ｎ
の濃度ｙが２０ａｔ％を超えると、熱処理により余分な
窒化物が形成されるため軟磁性が劣化する。Ｔ成分の濃
度ｂが４ａｔ％以上、かつＮの濃度ｙが２ａｔ％以上に
なると、耐熱性に優れた微結晶構造が得られ、軟磁気特
性の耐熱性が向上する。

【００２４】また、Ｍ成分のうちＦｅの含有率が１５ａ
ｔ％を超えると、熱処理後でもｂｃｃ相の混入が顕著に
なるので、磁気歪が増加する（＋１×１０^-5以上）、Ｍ
成分中のＦｅの含有率が０〜１５ａｔ％の範囲では、熱
処理後にｆｃｃ相が主になるので低磁気歪（＋３×１０
^-6以下）が実現できる。Ｍ成分中のＦｅの含有率は１０
ａｔ％以下であることがより好ましい。

【００２５】Ｔ成分（遷移金属及びＡｌ）のうちＡｌの
含有率が４ａｔ％以下では、添加の効果がなく、高温熱
処理により結晶粒が成長するためＨｃを低下させること
が困難になる。一方、Ｔ成分のうちＡｌの含有率が５０
ａｔ％を超えると、耐食性が劣化する、抵抗率が低下す
る、軟磁気特性の耐熱性が劣化する、等の悪影響が生じ
る。Ｔ成分のうちＡｌの含有率を４以上５０ａｔ％以下
の適正な範囲に規定することにより、従来のＣｏ系窒化
膜に比べて、耐熱性が良好で、高抵抗率を示し、作製マ
ージンも広い磁性膜が得られる。Ｔ成分のうちＡｌの含
有率は２５以上５０ａｔ％以下であることがより好まし
い。この範囲内であれば熱処理前でも低Ｈｃを示す。

【００２６】さらに、Ａｌを含有していなくても、Ｔａ
及びＮｂについては以下のように規定することで、同様
に、耐熱性に優れたＣｏ系窒化膜が通常のスパッタ法で
作製できる。

【００２７】すなわち、ＭにおけるＣｏの一部を２．５
以上１２．５ａｔ％以下の割合でＦｅに置換すること
で、Ｃｏのみの窒化膜では膜面垂直方向に発生しやすか
った磁気異方性や粗（不均一）な膜成長を通常のスパッ
タ法による作製でも低減でき、その結果メタルインギャ
ップヘッド（以下「ＭＩＧヘッド」という）に必要な５
５０［℃］以上の耐熱性を有する軟磁性（８０［Ａ／
ｍ］以下の低Ｈｃ、＋３×１０^-6以下の低磁気歪）が得
られる。さらに、上記Ｆｅ濃度を５ａｔ％を越えて１
２．５ａｔ％以下とすると、熱処理前あるいは４００
［℃］程度の比較的低い温度でｂｃｃ相が析出して、そ
の後ｆｃｃ相とＴ窒化物への相変態を生じる。この時、
６５０［℃］以上の高温でも結晶粒成長が抑制されて良
好な軟磁性を示す。その結果、ＭＩＧヘッドだけでなく
ラミネ−ト型ヘッドにも適する６５０〜７００［℃］の
耐熱性を有する軟磁性膜が得られる。一方、５ａｔ％以
下のＦｅ濃度膜ではｂｃｃ相が出現せずｆｃｃ相からｆ
ｃｃ相＋Ｔａ窒化物に相分離するので結晶粒が比較的速
く成長して、その結果６５０［℃］の耐熱性が得られな
い。なお、Ｆｅ濃度が１２．５ａｔ％を越えると、低磁
気歪に必要なｆｃｃ相が形成困難になり、高い磁気歪
（＋１×１０^-5以上）を示すｂｃｃ相が安定になる。

【００２８】さらに、前述したＣｏの一部をＦｅで置換
する効果を得るためには、Ｔ成分の濃度を５ａｔ％を越
えて１５ａｔ％未満に、また望ましくは７．２ａｔ％以
上１５ａｔ％未満に設定する必要がある。この理由を以
下に示すと、まず、Ｔ成分の濃度が５ａｔ％以下では成
膜直後にアモルファス状の微結晶が得られず、その結果
Ｈｃ≦８０［Ａ／ｍ］の軟磁性が得られない。また、１
５ａｔ％以上のＴ成分濃度を有すると、後述するように
Ｔ成分の増加に対応して窒素濃度も増加する必要がある
ので、（１）低Ｈｃを阻害する過剰な窒化物が形成され
る、（２）垂直磁気異方性が発生し易くなる、（３）膜
剥離が発生し易くなる、等の悪影響がある。ここで、Ｔ
成分濃度が７ａｔ％未満では窒化物の形成が少ないため
に５５０［℃］までの耐熱性が限界であり、ラミネ−ト
型ヘッドまでへの適用を考えると、７．２ａｔ％以上１
５ａｔ％未満のＴ成分濃度が望ましい。

【００２９】さらに、今まで述べてきた効果を得るため
には、窒素濃度を２．５ａｔ％を越えて１８ａｔ％未満
に設定する必要がある。この理由を以下に示すと、ま
ず、窒素がＴ成分に対して２．５ａｔ％以下では熱処理
前に微結晶又はアモルファス化が得られにくいことに加
えて、たとえこのような結晶状態が得られてもＭＩＧヘ
ッドに必要な５５０［℃］の熱処理を行った後に結晶粒
が成長して、その結果低Ｈｃが得られない。なお、ラミ
ネ−ト型ヘッドまでの適用を考えると、結晶成長が起こ
りＨｃが増大する温度を６５０［℃］以上にすることが
望ましいので、窒素濃度の下限はより厳しくなり、６ａ
ｔ％を越えることが望ましい。一方、窒素濃度が１８ａ
ｔ％以上になると過剰なＴ成分濃度の悪影響と同様な悪
影響が現れる。

【００３０】ここで、上記組成範囲の磁性膜にさらに１
５ａｔ％未満のＰｄ又はＲｅを加えることにより、Ｆｅ
ＡｌＳｉ以上の高Ｂｓと耐熱性に優れた軟磁気特性を維
持して、磁気ヘッドへの適用に望ましい磁気歪零への調
整が特にＦｅ濃度の高い組成範囲で可能となる。また、
Ｐｄ又はＲｅの添加により耐蝕性が改善される。

【００３１】以上の結果、Ｃｏの一部をＦｅで置換して
Ｔａ又はＮｂを加えたＣｏ系窒化膜は１．３［Ｔ］以上
の高Ｂｓ、８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃ、＋３×１０^-6
以下の低磁気歪を示し、また、これらの磁気特性は５５
０［℃］熱処理後でも、さらに組成範囲によっては６５
０［℃］以上の熱処理でも劣化しないので、ＭＩＧヘッ
ドやラミネ−ト型ヘッドに適用することができるように
なる。

【００３２】

【実施例】以下、図面を参照しながら本発明の一実施例
について説明する。［第１発明］（実施例１）基板として有機アルカリ洗浄を施した結晶
化ガラス又はＳｉ単結晶を用い、Ｃｏ−１１．５ａｔ％
Ｆｅ−４ａｔ％Ａｌ合金ターゲット又はＣｏ−１０ａｔ
％Ｆｅ合金ターゲットの上に、添加物Ｔ成分のチップを
おいた複合ターゲットを用い、Ａｒガス雰囲気中で２極
マグネトロンスパッタにより、膜厚約１μｍの磁性膜を
成膜した。Ｔ成分の濃度は約５ａｔ％となるように調整
した。スパッタリングは以下の条件で行った。

【００３３】高周波電力密度：３．２［Ｗ／ｃｍ²］全スパッタガス圧力：０．２７〜０．１［Ｐａ］電極間距離：９０［ｍｍ］予備排気：１．３×１０^-4［Ｐａ］得られた磁性膜について各種物性を以下のようにして測
定した。飽和磁束密度Ｂｓと保持力Ｈｃは、磁性膜の困
難軸方向に最大４００［ｋＡ／ｍ］の磁界を加えて測定
した。膜の結晶構造は、θ−２θスキャンのＸ線解析法
（ＣｕＫα線使用）により調べた。膜中のＣｏ、Ｆｅ及
びＴ成分の濃度は、ＸＦＲ（蛍光Ｘ線）分析により調べ
た。

【００３４】前記条件により作成された磁性膜につい
て、２θ〜４４度のピークの回折強度（以下、「Ｉmai
n」という）と保持力Ｈｃとの関係を図１に示す。な
お、図１の値はａｓ−ｍａｄｅ状態（熱処理されていな
い状態）で測定した。また、図１の曲線は添加元素Ｔの
種類によらず、Ｉmainと保持力Ｈｃとの関係を示してい
る。このピークはｆｃｃ相（１１１）又はｈｃｐ相（０
０２）ピークと考えられる。

【００３５】図１から、Ｉmainが増加するほど、保持力
Ｈｃは単調に減少しているのがわかる。ここで、Ｔａ，
Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ，Ｈｆ，Ｗ，Ｍｏを添加した場合に
は、Ｉmainが１０5 ｃｐｓ程度まで増大し、保持力Ｈｃ
も低下している。一方、Ｓｉ，Ｐｄ，Ｒｕを添加した場
合には、Ｉmainは１０⁴ｃｐｓ未満であり、１０³［Ａ
／ｍ］を越える高保持力を示している。

【００３６】ここで、Ｈｃ＞１０³［Ａ／ｍ］すなわち
Ｉmain＜１０⁴ｃｐｓのサンプルと、Ｈｃ≦２００［Ａ
／ｍ］すなわちＩmain＞１０⁵ｃｐｓのサンプルの代表
的な結晶構造を図２に示す。図２（ａ）はＣｏＦｅＰｄ
膜（組成：Ｃｏ_BALＦｅ₉Ｐｄ₅）、図２（ｂ）はＣｏ
ＦｅＴａ膜（組成：Ｃｏ_BALＦｅ₉Ｔａ₄）のＸ線回折
像である。

【００３７】図２（ａ）のＣｏＦｅＰｄ膜では、２θ＝
４１度付近に「肩」が確認できる。これは、ｈｃｐ相
（１００）面反射に対応している。本サンプルのＨｃは
６［ｋＡ／ｍ］と大きい。この他の多くのＨｃが大きい
サンプルでもＸ線回折曲線にこの「肩」が確認された。
一方、図２（ｂ）のＣｏＦｅＴａ膜等のＩmain＞１０⁵
の場合は、この「肩」は確認できなかった。なお、Ｉma
in＞１０5 膜の主ピークのロッキングカーブを測定した
ところ、その半値幅は１１度以下であった。

【００３８】以上の結果から、著しく高強度の主ピーク
のみで他のピークが認められない場合、すなわち、ｆｃ
ｃ（１１１）又はｈｃｐ（００２）高配向を示す場合に
低Ｈｃの得られることがわかる。次に、今まで述べてき
た回折面が膜面に平行な場合のＸ線回折曲線に対して、
一部の膜について回折面を膜面平行からずらしてＸ線回
折曲線を測定し、確認される主ピークがどちらの相から
の反射に起因するかを調べた。その結果を図３に示す。
図３（ａ）は、回折面を５４．７度ずらした場合の回折
曲線である（主ピークがｆｃｃ（１１１）ピークであれ
ば、ｆｃｃ（２００）ピークのみが確認される）。ま
た、図３（ｂ）は、回折面を６１．６度ずらした場合の
回折曲線である（主ピークがｈｃｐ（００２）ピークで
あれば、ｈｃｐ（１０１）ピークが確認される）。な
お、Ｘ線の入射方向を膜面内方向に対して変化させても
回折曲線に大きな変化はみられず、膜面内には配向して
いなかった。図３（ａ）において、Ａｌ添加膜はｆｃｃ
（２００）ピークのみが確認され、これはｆｃｃ（１０
０）配向であることを意味している。また、ＴａやＮｂ
添加膜はどちらのピークも認められなかった。一方、図
３（ｂ）においては、Ｔａ添加膜はｈｃｐ（１０１）ピ
ークが確認され、これはｈｃｐ（００１）配向膜である
ことを意味している。なお、Ｔｉ添加膜では、どちらの
反射も認められず、ｈｃｐ相であるかｆｃｃ相であるか
の判別ができなかった。

【００３９】図４に添加元素濃度とａｓ−ｍａｄｅ状態
の磁性膜の飽和磁束密度（Ｂｓ）との関係を示す。添加
元素のない磁性膜は、約１．９［Ｔ］のＢｓを示す。添
加元素の濃度が増加するに従い、Ｂｓ単調に減少する。
添加元素がＰｄの場合はこの単調減少傾向が僅かであ
り、逆にＲｕ，Ｃｒの場合にはこの単調減少傾向が顕著
であった。一般に、添加元素の濃度が約１０ａｔ％で約
１．４［Ｔ］のＢｓを示す。この値は、センダスト、パ
ーマロイ又はＣｏ系アモルファス合金よりも高い。

【００４０】次に、低Ｈｃを示したＴａを含有する磁性
膜について、Ｔａ濃度とＨｃ及びＢｓとの関係を図５に
示す。なお、図５では熱処理前後の値を示している。熱
処理条件を以下に示す。

【００４１】加熱温度：５００［℃］加熱時間：約１時間加熱雰囲気：真空中（２〜３×１０^-3［Ｐａ］）印加磁界：２０［ｋＡ／ｍ］サンプル回転数：１００［ｒｐｍ］熱処理の有無にかかわらず、Ｔａ濃度が２ａｔ％ではＨ
ｃ＞５００［Ａ／ｍ］の高Ｈｃを示した。なお、このと
きのＸ線回折曲線はＴａを加えていないＣｏＦｅ膜の場
合に高配向膜は得ることはできなかった。Ｔａ濃度を４
ａｔ％以上に増加すると熱処理の有無にかかわらず２０
０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示した。特に、６．５〜９
ａｔ％のＴａ濃度では５０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示
した。このときのＸ線回折曲線は、図２に示した曲線と
同様に、ｈｃｐ（００１）高配向を呈した。また、Ｂｓ
は、１．３［Ｔ］以上の高い値を示した。１２ａｔ％に
Ｔａ濃度を増やすと、熱処理前のＨｃは３０［Ａ／ｍ］
以下の低Ｈｃを示したが、熱処理後にＨｃが急増した。
このときのＸ線回折曲線は、熱処理前ではアモルファス
状の著しくブロードなピーク（２θ＝４０〜５０度）が
確認できた。熱処理後にはアモルファスが結晶化する場
合に特有のシャープなＣｏＴａ金属間化合物のピーク等
が検出された。１２ａｔ％にＴａ濃度を増やすと、高配
向膜は得られず、従来報告されているようなＨｃの耐熱
性が不十分なアモルファス状の膜構造となった。

【００４２】次に、Ｆｅ濃度を変えた場合の実施例を示
す。図６は、Ｔａ濃度が約８ａｔ％のサンプルにおける
Ｆｅ濃度を変化させた場合のＣｏＦｅＴａ膜のＨｃとＦ
ｅ濃度の関係を示す図である。なお、０〜１５ａｔ％ま
でのＦｅ濃度では、Ｘ線回折曲線を調べたところ全てｈ
ｃｐ（００１）配向を示し、配向度に明確な差は見られ
なかったが、１７．５ａｔ％以上のＦｅ濃度ではｂｃｃ
相が混入して配向度が劣化した。

【００４３】Ｆｅを含まないＣｏＴａ膜ではＨｃは９
［ｋＡ／ｍ］程度の高Ｈｃを示した。このとき、図７に
示すように、磁化曲線は垂直磁気異方性特有の形状を示
した。ｃ軸が磁化容易軸（Ｋｕが正）であるため、垂直
磁気異方性が発生して高Ｈｃを示したものと考えられ
る。Ｆｅ濃度が増加するとＨｃは急激に低下して、Ｆｅ
濃度が７．５〜１５ａｔ％ではＨｃは１００［Ａ／ｍ］
以下の低い値を示し、また、垂直磁気異方性も消失し
た。Ｆｅ濃度が増加すると、Ｋｕが減少して零近傍又は
負になったため、すなわち、（００１）面が磁化容易面
になったために、Ｈｃが低下したものと考えられる。し
かし、Ｆｅ濃度が１５ａｔ％を越えるとｂｃｃ相の混入
により配向が劣化するのに対応してＨｃは増加した。（実施例２）添加元素としてＡｌを含有する磁性膜につ
いて、Ａｌ濃度とＨｃとの関係を図８に示す。

【００４４】Ａｌの場合は、ごく僅かの添加でもＨｃは
大きく減少する。すなわち、Ａｌ濃度が約１ａｔ％でＨ
ｃは１００［Ａ／ｍ］程度まで減少する。３〜１０ａｔ
％程度でＨｃは約１０［Ａ／ｍ］の極めて良好な低Ｈｃ
を示す。１０ａｔ％を越えると、Ｈｃは増加し始める。

【００４５】結晶構造のＡｌ濃度依存性も、Ｔａの場合
と同様な傾向を示す。すなわち、低Ａｌ濃度・高Ｈｃ領
域ではｈｃｐ（１００）ピークが僅かにみられ、配向度
が良好でない。適正Ａｌ濃度・低Ｈｃ領域ではｆｃｃ相
（１１１）面配向が強く、ｈｃｐ相配向を含んでいな
い。高Ａｌ・高Ｈｃ領域では、ＣｏＡｌの金属間化合物
が生成し、Ａｌの相分離も認められる。（実施例３）添加元素として他の元素（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｍ
ｏ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｗ）を含有する磁性膜について、添加
元素濃度とＨｃとの関係を図９に示す。これらの添加元
素を用いた場合、３〜８ａｔ％程度の濃度で低Ｈｃを示
すことがわかる。膜のＸ線回折は、適正濃度の領域で
は、２θ＝２０〜４４度の高強度のピークを示してい
る。なお、これらの添加元素の場合でも、組成とＨｃと
の関係は成膜条件等により変化すると考えられる。

【００４６】ところが、Ｐｄ，Ｒｕ，Ｃｒ，Ｓｉを添加
した場合は、どのような濃度でも良好な低Ｈｃ膜は得ら
れない。これらの膜の結晶構造を評価すると、ｈｃｐ相
（１００）ピークが認められる。以上のように、ＣｏＦ
ｅ膜においてはｆｃｃ相（１１１）又はｈｃｐ相（００
１）面配向を促進する添加元素と、これら配向を抑制す
る添加元素とがあることがわかる。［第２発明］（実施例１）Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀又はＣｏ₉₀Ｆｅ₁₀にＡｌを含
有量を変化させて添加した合金ターゲットとＴａペレッ
トからなる複合型ターゲットを用い、アルゴンと窒素と
の混合ガス雰囲気中でＲＦマグネトロンスパッタ法によ
り、結晶化ガラス基板上に膜厚１μｍの磁性膜を形成し
た。なお、磁性膜中のＴａとＡｌとの合計の濃度は８〜
１０ａｔ％になるように調整した。また、スパッタリン
グは以下の条件で行った。

【００４７】高周波電力密度：０．０５［Ｗ／ｍｍ²］全スパッタガス圧力：０．３［Ｐａ］窒素ガス濃度：２５ａｔ％電極間距離：６０［ｍｍ］予備排気：２×１０^-4［Ｐａ］以下基板温度：約１００［℃］成膜後の熱処理は、磁性膜を所定温度において、２×１
０-3［Ｐａ］の減圧下、１６［ｋＡ／ｍ］、１００［ｒ
ｐｍ］の回転磁界中に１時間保持して行った。

【００４８】得られた磁性膜について各種特性を以下の
ようにして測定した。保持力は、磁性膜の困難軸方向に
最大２５０［Ｏｅ］の磁界を加えて測定した。Ｂｓは、
磁性膜に１０ｋＯｅの磁界を加えて振動型磁力計により
測定した。膜の結晶構造は、θ−２θスキャンのＸ線回
折法（ＣｕＫα線使用）により調べた。膜中の窒素濃度
は、水蒸気蒸留・ネスラー吸光光度法とオージェ光電子
分光法との併用により調べた。膜中のＣｏ，Ｆｅ，Ｔａ
及びＡｌの濃度は、蛍光Ｘ線分析により調べた。

【００４９】前記の条件により作成された各磁性膜につ
いて、Ｈｃの熱処理温度依存性を、Ｔ成分中のＡｌの含
有率（以下、「Ｔａに対するＡｌ置換量」という）をパ
ラメータとして図１０に示す。

【００５０】まず、熱処理が施されていない磁性膜につ
いて検討する。Ａｌが添加されていない膜は、８００
［Ａ／ｍ］以上の高Ｈｃを示す。また、この膜は弱い垂
直磁気異方性を示唆する磁化曲線を示す。この結果は、
これまで報告されているＣｏ系窒化膜についての結果と
一致する。Ａｌ置換量が２５〜５０ａｔ％では、Ｈｃは
１０［Ａ／ｍ］以下に低下する。ただし、Ａｌ置換量が
７５ａｔ％以上に増加すると、Ｈｃは４０［Ａ／ｍ］以
下に微増する。これらの結果から、Ａｌの添加により有
害な垂直磁気異方性を抑制でき、熱処理を施さなくとも
低Ｈｃを実現できることがわかる。

【００５１】次に、３５０〜５５０［℃］での熱処理の
影響について検討する。熱処理を施さない場合には高Ｈ
ｃを示すＡｌが添加されていない膜では、この温度での
熱処理によりＨｃは約１０［Ａ／ｍ］に低下する。Ａｌ
置換量が１０ａｔ％以上の膜では、この温度範囲の熱処
理によるＨｃの変化はほとんどない。

【００５２】さらに、５５０［℃］以上での熱処理の影
響について検討する。Ａｌが添加されていない膜とＡｌ
置換量が７５ａｔ％以上の膜ではＨｃが急激に増加す
る。一方、Ａｌ置換量が１０ａｔ％の膜では６００
［℃］での熱処理でＨｃが急激に減少する。そして、Ａ
ｌ置換量が１０〜５０ａｔ％膜では約６５０［℃］まで
の熱処理で１０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示す。

【００５３】これらの結果から、Ａｌの置換量が７５ａ
ｔ％未満であれば、ラミネート型ヘッドの製造プロセス
に耐え得る６００［℃］以上の耐熱性を実現できる。

【００５４】ここで、Ｔａの一部をＡｌで置換すること
により高Ｂｓの特徴が損なわれることが懸念される。そ
こで、６００［℃］で熱処理した磁性膜について、Ａｌ
置換量とＢｓとの関係を図１１に示す。Ａｌ置換量が変
化しても、Ｂｓは僅かに変化するだけであり、１．４〜
１．５［Ｔ］の高Ｂｓが得られることがわかる。

【００５５】Ａｌの添加により軟磁性の耐熱性が向上す
るのは、膜の結晶構造が変化するためであると考えられ
る。そこで、Ｘ線回折曲線のＡｌ置換量依存性を調べた
結果を図１２に示す。

【００５６】まず、熱処理が施されていない磁性膜につ
いて検討する。Ａｌが添加されていない膜では、２θ＝
約４５度にＣｏ系アモルファス合金膜特有の著しく広が
った、いわゆるブロードピークが認められる。Ａｌ置換
量が５０ａｔ％の膜では、このブロードピークの広角側
が膨らむ。さらに、Ａｌ置換量が７５ａｔ％の膜では、
２θ＝約５０度に明確なピークが出現する。これらの変
化は、Ａｌ添加によりアモルファス状の相から微結晶を
含む構造に変化することによると推測される。

【００５７】次に、４５０［℃］での熱処理の影響につ
いて検討する。Ａｌ置換量が５０ａｔ％以下の膜では２
θ＝約３５度に著しくブロードなＴａＮ_xと思われるピ
ークが認められる。同時に２θ＝約４５度のピークが幅
が狭くなる。これは窒化相と非窒化相との相分離に対応
した結晶化が進行しているためであると推定される。Ａ
ｌ置換量が７５ａｔ％以上の膜では窒化物に対応する明
確なピークは出現せず、２θ＝約４５度と約５０度とに
ピークが明確になる。この場合も、結晶成長が進行して
いると考えられる。

【００５８】さらに、６００度での熱処理の影響につい
て検討する。Ａｌが添加されていない膜とＡｌ置換量が
７５ａｔ％以上の膜では、メインピーク（２θ＝約４５
度）の半値幅が減少し、結晶粒成長が明確である。Ａｌ
置換量が５０ａｔ％の膜では結晶粒成長は比較的僅かで
ある。

【００５９】Ａｌの添加により、結晶粒の成長が抑制さ
れる効果をより明確にするために、Ａｌが添加されてい
ない膜とＡｌ置換量が５０ａｔ％の膜について、熱処理
温度と２θ＝４４〜４５度のメインピークの半値幅（Ｆ
ＷＨＭ）との関係を図１３に示す。図１３から、Ａｌを
添加することにより、熱処理による半値幅の低下、すな
わち結晶粒の成長を抑制できることが明らかである。

【００６０】図１２及び図１３の結果から、Ｔａの一部
をＡｌで５０ａｔ％まで置換すると、比較的低い温度
（４００［℃］）で窒化物を含む結晶化が起こるが、そ
の後の結晶粒成長を抑制できることがわかる。その結
果、Ｈｃの耐熱性が向上すると考えられる。

【００６１】以上では、Ａｌの添加によりＨｃの耐熱性
が向上する効果について説明したが、さらに、Ａｌの添
加により、抵抗率が増加する効果も同時に得られる。

【００６２】図１４に６００［℃］で熱処理した膜の抵
抗率のＡｌ置換量依存性を示す。抵抗率は、Ａｌ置換な
しの膜では０．５５［μΩｍ］、Ａｌ置換量が５０ａｔ
％の膜では０．７［μΩｍ］である。しかし、Ａｌ置換
量が７５ａｔ％以上に増加すると抵抗率は急激に低下す
る。Ａｌ置換量が５０ａｔ％の膜で抵抗率が増加するの
は、結晶粒成長の抑制によるものと考えられる。このよ
うに抵抗率の増大により渦電流を抑制できるので、良好
な高周波透磁率が期待できる。

【００６３】ここで、Ｔａに対するＡｌの置換量を増や
すと、耐食性に悪影響が認められる。その結果を表１に
示す。なお、耐食性は、磁性膜を室温でｐＨ６．０の水
中に１００時間放置した後、光学顕微鏡により表面状態
を観察することにより評価した。Ａｌ置換量が５０ａｔ
％までの膜では、膜表面に全く変化が認められない。し
かし、Ａｌ置換量をさらに増やすと、錆による顕著な表
面変化が認められる。この結果から、Ａｌを多量に添加
すると、磁性膜の耐食性を劣化させるという問題がある
ことがわかる。

【００６４】

【表１】（実施例２）窒素ガス濃度を０〜５０ａｔ％の範囲で変
化させた以外は、実施例１の条件で磁性膜を形成した。
Ｔａに対するＡｌ置換量は１０ａｔ％である。

【００６５】図１５に、窒素ガス濃度と６００［℃］で
熱処理を施した磁性膜のＨｃとの関係を示す。窒素ガス
濃度が５ａｔ％以下（膜中の窒素濃度は２ａｔ％以
下）、又は５０ａｔ％以上（膜中の窒素濃度は２０ａｔ
％以上）で作製された膜は、４００［Ａ／ｍ］以上の高
Ｈｃを示す。一方、窒素ガス濃度５〜５０ａｔ％で作製
された膜は、３０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示す。この
ことから、膜中の窒素濃度を２〜２０ａｔ％とすること
により、耐熱性に優れた低Ｈｃ膜が得られることがわか
る。（実施例３）合金ターゲット中のＡｌ含有量とＴａチッ
プの数を調整し、Ｔａに対するＡｌの置換量をほぼ一定
（約５０ａｔ％）とし、Ｔ成分（Ｔａ及びＡｌ）の濃度
ｂを変化させて実施例１の条件で磁性膜を形成した。

【００６６】図１６に５５０［℃］で熱処理した膜のＨ
ｃの濃度ｂ依存性を示す。濃度ｂが４ａｔ％の膜では約
３００［Ａ／ｍ］の比較的高いＨｃを示す。濃度ｂが５
〜１３ａｔ％の膜では３０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示
す。濃度ｂが１５ａｔ％以上の膜では３０［Ａ／ｍ］以
下の低Ｈｃを示す。４＜ｂ＜１５の範囲で３０［Ａ／
ｍ］以下の低Ｈｃが得られることがわかる。

【００６７】図１７に濃度ｂとＢｓとの関係を示す。濃
度ｂの増加によりＢｓは緩やかに低下するが、ｂ＝１５
ａｔ％でも、従来のＮｉＦｅ合金やＦｅＡｌＳｉ合金を
上回るＢｓ＝１．２５［Ｔ］の高Ｂｓが得られる。（実施例４）以上の実施例では、Ｔ成分としてＴａ及び
Ａｌを含有する場合について説明したが、Ｔ成分中の遷
移金属としてＴａの代わりにＺｒ、Ｎｂ、Ｈｆ、Ｔｉ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗを用いた場合でも同様な結果が得られ
る。その結果を一例を表２に示す。表２には各磁性膜を
６００［℃］熱処理後のＨｃと、Ｂｓの値を示す。いず
れの磁性膜でも、Ｈｃが３０［Ａ／ｍ］以下、Ｂｓが
１．２［Ｔ］以上の良好な磁気特性を示す。

【００６８】

【表２】次に、本発明に係る磁性膜が適用される磁気ヘッドの例
を図１８〜図２１を参照して説明する。

【００６９】図１８は長手記録のハードディスクに対応
した薄膜磁気ヘッドの断面図である。基板１上に強磁性
膜２、及びヘッド先端側で所定のギャップ３が形成され
るように第１絶縁層４が積層され、この第１絶縁層４に
コイル５がまかれ、さらにコイル５を覆うように第２絶
縁層６が積層されている。絶縁層表面に強磁性膜７が、
その一部が強磁性膜２と接触するように形成され、ヘッ
ド先端側で強磁性膜２と強磁性膜７との間にギャップ３
が形成される。強磁性膜７上には保護膜８が形成されて
いる。

【００７０】本発明の強磁性膜は、従来のＮｉＦｅ膜や
Ｃｏ系アモルファス膜等に比べてＢｓが高いので、高保
持力媒体に対しても十分な記録が可能となる。また、従
来のＡｌが添加されていないＣｏ系窒化膜に比べて抵抗
率が高いので、高周波特性に優れた記録再生が可能にな
る。さらに、熱処理を施さなくても低Ｈｃを示すので、
余り耐熱性がよくない有機材料でも絶縁層として利用で
き、低コストの磁界ヘッドを製造することができる。

【００７１】図１９は垂直記録に対応した薄膜磁気ヘッ
ドの断面図である。基板１１上に本発明に係る強磁性膜
からなる主磁極１２、第１絶縁層１３が順次積層され、
この第１絶縁層１３にコイル１４が巻かれ、さらにコイ
ル１４を覆うように第２絶縁層１５が積層されている。
絶縁層表面にリターンパス磁性体１６が、その一部が主
磁極１２と接触するように形成されている。リターンパ
ス磁性体１６上には保護膜１７が形成されている。

【００７２】主磁極１２に使用される本発明の強磁性膜
は、従来のＣｏ系アモルファス膜等に比べて、飽和磁極
厚みをさらに薄くすることができ、その結果線記録密度
の高い高密度垂直磁気記録が可能になる。

【００７３】図２０はＭＩＧヘッドの斜視図である。１
対のフェライトコア２１、２２には、それぞれその対向
面側に、中間層２３、２３を介して本発明に係る強磁性
膜２４、２４が形成されている。中間層２３は、付着力
を強化するため、及びフェライトコアと強磁性膜との間
の相互拡散を防止するために用いられ、Ｃｒ、Ｓｉ
Ｏ₂、ＮｉＦｅ等が適している。これらフェライトコア
２１、２２は、強磁性膜２４、２４間にギャップ２５が
形成されるように、ガラス２６により溶着されている。
そして、フェライトコア２１にはコイル２７が巻かれて
いる。

【００７４】このようなヘッドを作製する際には、約５
５［℃］の高温でガラス溶着工程が行われるが、本発明
の強磁性膜は６００［℃］の耐熱性を有するので、この
ヘッドに適用することができる。また、Ａｌが添加され
ていないＣｏ系窒化膜に比べて、熱処理後の抵抗率が高
いので、高周波特性も良好である。メタルインギャップ
型のヘッドでは膜厚が厚いので、特に抵抗率の高い磁性
膜が要求される。

【００７５】図２１はラミネート型ヘッドの斜視図であ
る。１対の非磁性基板３１、３１上には、付着力強化用
の中間層３２、３２を介して、本発明に係る強磁性膜３
３、３３と絶縁層３４、３４とを交互に積層したラミネ
ート層が形成されている。この上に第１の溶着用ガラス
３５、３５を介して基板３６、３６が形成されている。
以上のような構成を有する１対のブロック３７、３８
は、基板断面で第２の溶着用ガラス３９により接合さ
れ、所定のギャップが形成される。一方の、ブロック３
７には、コイル４０が巻かれている。

【００７６】このようなラミネート型ヘッドを作製する
際には、第２のガラス３９の溶着中に、第１のガラス３
５が安定であることが要求される。このため、第１のガ
ラス３５の溶着温度は、第２のガラス３９の溶着温度よ
りも高い、６００［℃］以上の高温が望ましい。本発明
の強磁性膜はこのような高温プロセスにも十分耐え得る
ので、ラミネート型ヘッドにも適用できる。（実施例５）本実施例は、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀合金とＴａペレ
ットによる複合型のタ−ゲットを用いて、ＲＦマグネト
ロンスパッタにより、結晶化ガラス基板上に作製した。
なお、基板との付着力を保つために、基板と本発明に係
る磁性膜の中間に膜厚１０［ｎｍ］程度のＣｒ膜を介し
た。スパッタリングは、以下の条件で行った。

【００７７】高周波電力密度：０．０５［Ｗ／ｍｍ²］全スパッタガス圧力：０．３［Ｐａ］窒素ガス濃度：２５ａｔ％電極間距離：６０［ｍｍ］予備排気：１×１０^-4［Ｐａ］以下膜厚：３［μｍ］基板温度：１００［℃］保磁力は最大２０［ｋＡ／ｍ］の磁界を困難軸方向に加
えて振動型磁力計により測定した。実効透磁率は８字コ
イル法により求めた。なお、このときの周波数は１［Ｍ
Ｈｚ］であった。Ｂｓは、１０［ｋＯｅ］の磁界を加え
て振動型磁力計により測定した。面内一軸磁気異方性に
よる異方性磁界Ｈｋは困難軸方向の直線状マイナ−ル−
プ磁化曲線を飽和点まで延長する方法により求めた。飽
和磁気歪λｓは膜に一方向性の応力を加えた場合のＨｋ
変化から求めた。なお、膜のヤング率とポアソン比はＣ
ｏの値を代用した。結晶構造は、ＣｕＫα線を用いたθ
−２θスキャンのＸ線ディフラクトメ−タ法により調べ
た。膜中の窒素濃度は、水蒸気蒸留・ネスラ−吸光光度
法とオ−ジェ光電子分光法の併用により調べたところ、
熱処理前で１２ａｔ％であり、７００［℃］、１時間の
熱処理後では約１０ａｔ％に減少した。Ｃｏ，Ｆｅ及び
Ｔａの膜中濃度は蛍光Ｘ線分析により調べたところ、Ｃ
ｏ₈₃Ｆｅ₉Ｔａ₈であった。

【００７８】図２２は、上記条件により作製した磁性膜
における実効透磁率μとＨｃの熱処理温度（Ｔan）依存
性を示す図である。熱処理は回転磁界中（１６［ｋＡ／
ｍ］、１００［ｒｐｍ］）で各温度で１時間行った。膜
中には若干の異方性（異方性磁界Ｈｋ＝１００〜３００
［Ａ／ｍ］）が存在したので、透磁率が膜面内磁界印加
方向に応じて変化したが、図２２には最大の透磁率の値
を示し、Ｈｃの差はほとんど見られなかった。また、エ
ラ−バ−は複数の試料における変動を表す。熱処理前で
は、約２００［Ａ／ｍ］の高Ｈｃ、約１８０の低透磁率
を示したが、熱処理温度が増加するとＨｃは低下、透磁
率は増加した。５５０［℃］〜７００［℃］の熱処理範
囲で３０［Ａ／ｍ］程度の低Ｈｃ、１０００以上の高透
磁率が得られることがわかる。

【００７９】図２３は、Ｂｓとλｓの熱処理温度依存性
を示す図である。熱処理温度が増加すると、Ｂｓは１．
４［Ｔ］から１．７［Ｔ］まで増加した。一方、λｓ
は、熱処理前には軟磁性が良くないため測定不能であっ
たが、４５０［℃］以上に熱処理温度が増加すると＋１
×１０^-5から＋２×１０^-6に低下した。約７００［℃］
の熱処理のより１．７［Ｔ］の高Ｂｓ、＋２×１０^-6の
低磁気歪が得られることがわかる。以上は、回転磁界中
熱処理を施しているので一軸磁気異方性が小さい場合の
結果であるが、ヘッド構造によっては、磁区の安定化を
計るために適度の一軸磁気異方性を付与した磁性膜が好
ましい場合がある。

【００８０】そこで、次に一軸磁気異方性を制御する方
法の一例を示す。まず始めに、固定磁界中で所定の温度
で熱処理を行い所定のＨｋを膜に付与する。図２４は、
このときのＨｋ、透磁率と熱処理温度の関係を示す図で
ある。Ｈｃは回転磁界中熱処理を施した場合と同様な低
い値を示した。Ｈｋは、４５０［℃］の熱処理では２８
００［Ａ／ｍ］の大きな値を示したが、熱処理温度が７
００［℃］まで増加すると１３５０［Ａ／ｍ］に低下し
た。このＨｋの低下に対応して、透磁率は３５０から７
５０まで増加した。図２４における破線は、Ｈｋから予
想される理想的な磁化回転における透磁率を示すもので
あり、実測した透磁率と一致することがわかる。次に、
この熱処理よりも低い温度（４００〜６００［℃］）
で、前の熱処理磁界方向と直交する方向に固定磁界を加
えて所定の時間熱処理することにより所定のＨｋが付与
することができる。

【００８１】その一例を次に示す。図２５は、７００
［℃］又は５５０［℃］、１時間の固定磁界中予備熱処
理後、その磁界方向と直交する方向に固定磁界を加えて
５２５［℃］の温度で熱処理した場合における、熱処理
時間とＨｋの関係を示す図である。図２５において、正
のＨｋは予備熱処理での磁界付与方向に容易軸がある場
合を意味し、負のＨｋはそれと直交する方法に容易軸が
ある場合を意味する。熱処理時間を制御することによ
り、７００［℃］の予備熱処理膜では０〜９６０［Ａ／
ｍ］の範囲で、５５０［℃］の予備熱処理膜では０〜１
４２０［Ａ／ｍ］の範囲でＨｋが制御できることがわか
る。ここで、７００［℃］の予備熱処理膜では、これ以
上の長時間熱処理を施してもＨｋはほとんど変化しなか
ったが、このＨｋは、予備熱処理直後のＨｋに比べて４
００［Ａ／ｍ］程度小さい値を示した。なお、Ｈｋの制
御は、２回目の熱処理の時間ではなく温度を制御しても
行なうことができる。さらに、まず始めに回転磁界中で
熱処理を施した後、固定磁界中で熱処理を行い、この固
定磁界中熱処理の条件（温度や時間等）を変数としても
よい。

【００８２】ところで、上述した磁気特性の熱処理依存
性は、結晶構造との間に強い相関があることがわかった
ので、その結果を次に示す。図２６は、Ｘ線回折曲線の
熱処理温度依存性を示す図であり、図２７は、Ｘ線回折
曲線での２θ＝４４〜４５度におけるメインピ−クの半
値幅ＦＷＨＭと面間隔ｄの熱処理温度依存性を示す図で
ある。成膜直後では、Ｃｏ系のアモルファス膜と同様な
ブロ−ドしたピ−ク（２θ〜４４度）のみが検出され
た。４００［℃］の熱処理を施すと、このピ−クはｂｃ
ｃ相（１１０）ピ−クの位置とおよそ一致するところに
シフトして、ピ−ク強度の増大および半値幅の減少が認
められた。この他に、微弱ではあるがｂｃｃ相の（２０
０）と（２１１）ピ−クが検出された。４００［℃］熱
処理膜はｂｃｃ微結晶を呈することがわかる。５５０
［℃］から７００［℃］に熱処理温度が増加すると、ｂ
ｃｃ相（１１０）ピ−クは２θ＝約４４度のｆｃｃ相
（１１１）ピ−クの位置にシフトして、さらにｆｃｃ相
の（２００）ピ−ク、（２２０）ピ−ク、（３１１）ピ
−クが認められた。また、ＴａＮのピ−クも認められ
た。従って、、７００［℃］まで熱処理を進めるとｂｃ
ｃ相からｆｃｃ相＋ＴａＮの２相に相変態することがわ
かる。なお、この相変態で、ピ−ク半値幅が減少してお
り、結晶粒径が増加したと推察される。しかし、透過電
子顕微鏡観察により結晶状態を観察したところ、５５０
［℃］の熱処理膜では平均結晶粒径が約５ｎｍであり、
７００［℃］の熱処理でもなお平均結晶粒径が約１０ｎ
ｍの微細粒を保っていた。その結果、７００［℃］の高
温でも軟磁性が良好であったともの考えられる。

【００８３】ここで、この相変態と磁気特性との関係を
考えると、ｂｃｃ相が高λｓの相に、ｆｃｃ相が低λｓ
の相に対応することがわかる。今まで知られているアモ
ルファスＣｏＦｅＴａ膜では、λｓは大きな値（約＋１
×１０^-5）であるので磁気ヘッドへの応用が困難であっ
たが、ＴａやＮの固溶が少ないｆｃｃ相を安定化させる
ことで低λｓが得られることがわかる。

【００８４】なお、以上の特性は、ＴａをＮｂに置き換
えても同様であった。（実施例６）次に、Ｆｅ濃度をＣｏＦｅ合金タ−ゲット
のＦｅ濃度により調整することで変化させた場合の実施
例を示す。なお、Ｔａ濃度は実施例１の膜と同様であっ
た。

【００８５】図２８は、５５０［℃］で１時間の熱処理
後（回転磁界中）におけるＨｃのＦｅ濃度依存性をＰＮ
₂＝１５ａｔ％及び２５ａｔ％の場合について示す図で
ある。Ｆｅ濃度はＣｏに対する置換量（Ｆｅ／（Ｃｏ＋
Ｆｅ））として表した。ＰＮ₂＝１５ａｔ％の場合は、
Ｆｅを添加しない膜では、８０［Ａ／ｍ］以上の高Ｈｃ
を示したが、Ｆｅ濃度を２．５ａｔ％以上に設定するこ
とで８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃが得られた。一方、Ｐ
Ｎ₂＝２５ａｔ％膜では、Ｆｅ濃度が５ａｔ％以下では
８０［Ａ／ｍ］以上の高Ｈｃを示したが、７．５ａｔ％
以上で８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示した。Ｆｅ濃度
の減少やＰＮ₂の増加によりＨｃの増加する傾向にある
ことがわかる。しかし、ＰＮ₂＝１５ａｔ％膜ではさら
に高温で熱処理するとすべてのＦｅ濃度の膜でＨｃが増
加した。図２９は、６５０［℃］で１時間の熱処理後
（回転磁界中）におけるＨｃのＦｅ濃度依存性を示す図
である。ＰＮ₂＝１５ａｔ％膜では、すべてのＦｅ濃度
で２４０［Ａ／ｍ］以上の磁気ヘッドに適用困難な高Ｈ
ｃを示した。一方、ＰＮ₂＝２５ａｔ％膜では、７．５
〜１２．５ａｔ％にＦｅ濃度を設定することで依然とし
て８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示し、さらに、この低
Ｈｃは７００［℃］の熱処理でも安定であった。従っ
て、Ｆｅ濃度を増せば耐熱性に優れた低Ｈｃが得られる
ことがわかる。しかし、Ｆｅ濃度を増やし過ぎるとλｓ
が増加する悪影響がある。

【００８６】図３０は、ＰＮ₂＝１２．５ａｔ％で作製
した場合の、５５０［℃］と７００［℃］とで熱処理し
た膜におけるλｓのＦｅ濃度依存性を示す図である。１
２．５ａｔ％以下のＦｅ濃度の膜では７００［℃］の熱
処理でλｓの絶対値は３×１０^-6以下の低い値を示した
が、それに比べて、１５ａｔ％Ｆｅ膜ではλｓは７００
［℃］の熱処理を行っても１×１０^-5以上の大きな値を
示した。

【００８７】以上の結果から、約５５０［℃］の熱処理
を必要とするＭＩＧヘッドに適用する場合にはＦｅ濃度
を２．５〜１２．５ａｔ％の範囲に規定することで、８
０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃ、３×１０^-6以下の低λｓを
示すことがわかる。また、約６５０［℃］のガラス溶着
温度が望ましいラミネ−ト型ヘッドに適用する場合に
は、Ｆｅ濃度を７．５ａｔ％以上１２．５ａｔ％以下に
設定することが必要である。

【００８８】ここで、Ｆｅ濃度が低下するとＨｃが増加
する原因を考えてみる。Ｆｅを含まないＣｏ系の窒化膜
では、柱状的な膜成長を生じるので垂直磁気異方性が発
生し易く、その結果低Ｈｃを示さないことが報告されて
いる。そこで、磁化曲線の形状および膜成長挙動を調べ
た。図３１は、典型的な高Ｈｃ膜（ＰＮ₂＝２５ａｔ
％、Ｆｅ無添加）の磁化曲線を示す図であり、垂直磁気
異方性を示唆する磁化曲線が得られる。

【００８９】そこで、概ね垂直磁気異方性の指標となる
飽和磁界ＨｓとＦｅ濃度の関係を図３２に示す。２．５
ａｔ％以下にＦｅ濃度が低下するとＨｓが増加して、垂
直磁気異方性が顕著になった。５ａｔ％Ｆｅ膜では明確
ではないが、垂直磁気異方性とＨｃの増加に相関のある
ことがわかる。また、ＦＥＳＥＭにより膜断面の構造を
調べた結果を模式的に図３３に示す。１０ａｔ％Ｆｅ膜
では滑らかな組織であるが、５ａｔ％以下のＦｅ濃度膜
では、球状の明確な組織が認められた。５ａｔ％以下の
Ｆｅ濃度膜では、粗な構造を呈しているため磁気的な相
互作用が遮断されてＨｃが増加したと予想される。これ
が５ａｔ％Ｆｅ膜での高Ｈｃの一因と言える。従って、
Ｆｅを混入することで膜成長が均一になり、その結果、
低Ｈｃが得られることがわかる。

【００９０】さらに、相変態挙動とＨｃの耐熱性、すな
わち、結晶粒径には強い相関がある。このことを以下に
詳しく説明する。図３４は、ＰＮ₂＝２５ａｔ％膜にお
ける各熱処理温度でのＸ線回析曲線とＦｅ濃度の関係を
示す図である。また、図３５はＰＮ₂＝２５ａｔ％膜に
おける６５０［℃］熱処理での回析ピ−ク強度（ｆｃｃ
相（１１１）又はｂｃｃ相（１１０））と半値幅のＦｅ
濃度依存性を示す図である。どのＦｅ濃度の膜でも熱処
理前には著しくブロ−ドなアモルファス状の回析曲線を
示した。５５０［℃］の熱処理を行うと、０〜５ａｔ％
Ｆｅ膜ではｆｃｃ相微結晶であり、Ｆｅが下がるとピ−
ク強度の増加と半値幅の減少が認められた。また、Ｔａ
窒化物が明確であった。一方、１０ａｔ％Ｆｅ膜では５
５０［℃］の熱処理ではｂｃｃ相が認められ、ｆｃｃ相
は認められなかった。５ａｔ％以下のＦｅ濃度膜に比べ
てより回析ピ−クがブロ−ドしていることすなわち結晶
粒が微細であることがわかる。さらに７００［℃］の熱
処理を施すと１０ａｔ％Ｆｅ膜でもｆｃｃ相とＴａ窒化
物に相変態するが、５ａｔ％以下のＦｅ膜に比べて結晶
成長が起こりにくいことが明白である。すなわち、熱処
理の途中でｂｃｃ相と介してｆｃｃ相とＴａ窒化物に相
分離する場合、結晶粒の耐熱性が良好であり、その結
果、耐熱性に優れた軟磁性が実現できることがわかる。
なお、ＰＮ₂＝１５ａｔ％膜の耐熱性が悪い理由につい
ては、後述する。

【００９１】なお、λｓは結晶構造と関連していること
を既に述べたが、Ｆｅ濃度が増加すると７００［℃］の
熱処理を施しても、ｂｃｃを主とする結晶構造のままで
ありｆｃｃ相の出現は僅かであった。すなわち、Ｆｅ濃
度が増加するとｂｃｃ相が安定化されるために低λｓが
得られなくなる問題点を有する。

【００９２】なお、以上の特性はＴａをＮｂに置き換え
ても同様であった。（実施例７）次に、Ｔａ濃度（Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀合金タ−ゲ
ット上のＴａチップの数で制御）を変えた場合の実施例
を示す。なお、Ｃｏに占めるＦｅの膜中濃度はタ−ゲッ
トと同様１０ａｔ％であった。ＰＮ₂は２５ａｔ％とし
た。

【００９３】図３６は、熱処理温度が５５０［℃］と６
５０［℃］におけるＨｃのＴａ濃度依存性を示す図であ
る。熱処理温度が５５０［℃］の場合、５ａｔ％Ｔａ膜
では８０［Ａ／ｍ］以上の高Ｈｃを示したが、Ｔａ濃度
が５．７ａｔ％になると８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを
示した。しかし、１５ａｔ％にまでＴａ濃度が増える
と、図３１と同様な垂直磁気異方性を示唆する磁化曲線
を示してＨｃは８０［Ａ／ｍ］以上に増加した。一方、
熱処理温度が６５０［℃］の場合には低Ｈｃの得られる
Ｔａ濃度の範囲はより狭まり、７．２ａｔ％以上および
１５ａｔ％未満のＴａ濃度では高Ｈｃを示し、この中間
で８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示した。５５０［℃］
以上の耐熱性が要求されるＭＩＧヘッドに本発明の磁性
膜を適用する場合には、Ｔａ濃度は５ａｔ％を越えて１
５ａｔ％未満であることが、また６５０［℃］以上の耐
熱性が要求されるラミネ−ト型ヘッドに本発明の磁性膜
を適用する場合には、Ｔａ濃度は７．２ａｔ％以上１５
ａｔ％未満であることが必要である。

【００９４】次に、Ｔａに応じてＨｃおよびその耐熱性
が変化する理由について述べる。図３７は、代表的なＴ
ａ濃度膜におけるＸ線回折曲線の熱処理温度依存性を示
す図である。４ａｔ％Ｔａ膜では、Ｔａ≧５．７ａｔ％
膜におけるアモルファス又はそれに近い微結晶構造とは
異なり、熱処理前にすでにｆｃｃ相の（２００）ピ−ク
と（１１１）ピ−クが明確であった。さらに、熱処理後
にそのピ−ク強度の増加が顕著であり、また、ＴａＮの
検出可能なピ−クは認められなかった。Ｔａ濃度が４ａ
ｔ％以下では微結晶が得られないために低Ｈｃが得られ
ないことがわかる。一方、Ｔａ≧５．７ａｔ％膜では、
熱処理前にアモルファス状の結晶構造を呈し、５５０
［℃］の熱処理を施しても４ａｔ％Ｔａ濃度膜に比べて
回折ピ−クの顕著な増大や半値幅の顕著な低下は見られ
なかった。しかし、６５０［℃］以上の熱処理を施す
と、５．７ａｔ％Ｔａ濃度膜では回分ピ−クの成長が明
確であり、また半値幅も減少した。すなわち、結晶成長
が顕著であった。この結果、６５０［℃］以上の熱処理
ではＨｃが増加したと考えられる。これに反して、Ｔａ
＞５．７ａｔ％膜では、５．７ａｔ％Ｔａ膜に比べて回
折ピ−クの増大や半値幅の減少は僅かであった（図２６
参照）。なお、Ｔａ濃度を１５ａｔ％にまで増やすと、
主にＣｏとＦｅからなる母相（ｂｃｃ相）の（１１０）
回折ピ−ク強度は弱いものの、明確なＴａ窒化物やＣｏ
Ｔａ化合物のピ−クが認められた。すなわち、非磁性介
在物の成長が明らかであり、これがＨｃの増加を引き起
こした一因と考えられる。高濃度Ｔａ膜ではＰＮ₂＝２
５ａｔ％の成膜条件では窒素濃度が低すぎるために、ｆ
ｃｃへ相変態することなくｂｃｃ相とＴａ窒化物又はＣ
ｏＴａ化合物の混相に相変態した可能性がある。そこ
で、ＰＮ₂を３５ａｔ％にまで増やした成膜をＴａ濃度
が１５ａｔ％の膜について行ったが、図３１と同様な１
２００［Ａ／ｍ］の高Ｈｃを垂直磁気異方性を示す磁化
曲線が得られた。高濃度Ｔａ膜では、Ｆｅ濃度を高めて
もＰＮ₂を高めると垂直磁気異方性の発生することがわ
かる。さらに、この高ＰＮ₂膜では付着力も不十分であ
った。

【００９５】なお、以上の特性はＴａをＮｂに置き換え
ても同様であった。（実施例８）次に、膜中窒素濃度を変えた磁性膜の実施
例を示す。タ−ゲットには、Ｃｏ₉₀Ｆｅ₁₀合金タ−ゲッ
ト上にＴａ濃度が約８ａｔ％となるようにＴａチップを
加えた複合タ−ゲットを用いた。膜中窒素濃度はＰＮ₂
により調整した。

【００９６】まず、図３８は、ＰＮ₂と膜中窒素濃度の
関係を示す図である。ＰＮ₂が増加すると膜中窒素濃度
がおよそ直線的に増加する様子がわかる。図３９は、５
５０［℃］と６５０［℃］熱処理後におけるＨｃのＰＮ
₂依存性を示す図である。熱処理温度が５５０［℃］の
場合、ＰＮ₂＝７．５ａｔ％（膜中窒素濃度：２ａｔ
％）では８０［Ａ／ｍ］以上の高Ｈｃを示すが、ＰＮ₂
＝１２．５〜３５ａｔ％（膜中窒素濃度：４．８〜１４
ａｔ％）では８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示した。し
かし、ＰＮ₂が４０ａｔ％にまで増加すると（膜中窒素
濃度：１８ａｔ％）、膜剥離を生じてＨｃも８０［Ａ／
ｍ］以上に増加した。一方、熱処理温度が６５０［℃］
の場合は、ＰＮ₂≦１５ａｔ％（膜中窒素濃度４．５ａ
ｔ％）では８０［Ａ／ｍ］以上の高Ｈｃを示したが、Ｐ
Ｎ₂＝１７．５〜３０ａｔ％（膜中窒素濃度：７〜１３
ａｔ％）の範囲では８０［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを示し
た。しかし、ＰＮ₂が３５ａｔ％（膜中窒素濃度：１４
ａｔ％以上）にまで増加すると８０［Ａ／ｍ］以上の高
Ｈｃを示し、膜剥離が発生した。以上結果から、５５０
［℃］以上の耐熱性が必要なＭＩＧヘッドに本発明の磁
性膜を適用するにはＰＮ₂を７．５ａｔ％を越えて４０
ａｔ％未満（膜中窒素濃度は２ａｔ％を越えて１８ａｔ
％以下）に設定することで、また、６５０［℃］以上の
耐熱性が必要なラミネ−ト型ヘッドに本発明の磁性膜を
適用するにはＰＮ₂を１５ａｔ％を越えて３５ａｔ％未
満（膜中窒素濃度は４．５ａｔ％を越えて１３ａｔ％未
満）に設定することが必要であることがわかる。

【００９７】次に、低ＰＮ₂膜と高ＰＮ₂膜でＨｃが増
加した理由について述べる。図４０は、８０［Ａ／ｍ］
以上の高Ｈｃを示した低ＰＮ2 膜、すなわち、膜中窒素
濃度が少ない膜と高ＰＮ₂膜におけるＸ線回折曲線の熱
処理温度依存性の典型例を示す図である。低ＰＮ₂膜
（ＰＮ₂＝１５ａｔ％）では、３５０［℃］の熱処理で
は低Ｈｃを示す最適窒素濃度膜と同様なｂｃｃ相からな
る。しかし、熱処理温度が５５０［℃］に増加してＨｃ
が増加すると、ｂｃｃ相のＣｏとＦｅを主とする母相以
外にＴａ窒化物とＣｏＴａ金属間化合物の析出物が明確
になった。この析出物ピ−クの一部は半値幅が狭く結晶
の成長が明らかである。すなわち、窒素濃度が少ない膜
におけるＨｃの耐熱性が良くない理由は、ｆｃｃに相変
態することなくｂｃｃ相から窒化物等の析出が容易に起
こることに起因することがわかる。一方、高ＰＮ₂膜
（ＰＮ₂＝４０ａｔ％）膜でも、熱処理温度が３５０
［℃］では低Ｈｃを示す最適窒素濃度膜と同様なｂｃｃ
相からなるが、熱処理温度が５５０［℃］に増加する
と、ｆｃｃ相への相変態が完了して、またかなりの量の
Ｔａ窒化物のピ−クが明確に認められた。すなわち、窒
素濃度が高い膜でにおけるＨｃの耐熱性が良くない理由
は、ｂｃｃ相からｆｃｃ相への相変態が起こり易く、そ
の結果結晶粒成長が起こり易いことに起因することがわ
かる。Ｔａ濃度に近い膜中窒素濃度が高耐熱性の実現の
ために必要であることがわかる。

【００９８】なお、以上の特性はＴａをＮｂに置き換え
ても同様であった。（実施例９）以上示した膜では、Ｆｅ濃度を高めるとλ
ｓが＋１×１０^-6を越える場合があった。磁気ヘッドへ
の応用を考えるとλｓはできる限り小さい事が望まし
い。そこで、実施例５の膜に各種添加元素を加えて実験
を進めたところ、Ｐｄ又はＲｅを添加した場合、ＦｅＡ
ｌＳｉを越える高Ｂｓ（１．１［Ｔ］以上）を維持し、
かつ、軟磁性を損うことなく、λｓ＝０がほぼ実現でき
ることがわかった。その一例として、図４１は、５５０
［℃］熱処理後のＢｓ、Ｈｃ及びλｓのＰｄ濃度依存性
を示す図である。ただし、ＰＮ₂だけは、実施例５の場
合と異なり、各Ｐｄ濃度に適した値とした。この最適Ｐ
Ｎ₂はＰｄ濃度が０から１５ａｔ％まで増加すると２５
ａｔ％から１０ａｔ％にまで低下した。図４１から、Ｐ
ｄ濃度の増加により、Ｈｃが増加することなくλｓが負
の方向にシフトして、Ｐｄ濃度が約１０ａｔ％でλｓ＝
０がほぼ実現できることがわかる。なお、λｓがほぼ零
となるＰｄ濃度は、Ｆｅ濃度が増加すると増加して、熱
処理温度が５５０［℃］以上に増加すると低下した。さ
らに、Ｂｓは、Ｐｄ濃度が１５ａｔ％にまで増加すると
ＦｅＡｌＳｉ膜と同程度の値（１．１［Ｔ］）にまで低
下したが、１５ａｔ％未満のＰｄ濃度ではＦｅＡｌＳｉ
膜を越える高Ｂｓを示した。

【００９９】

【発明の効果】以上詳述したように第１発明の強磁性膜
は、１．３［Ｔ］を越える高Ｂｓを保ちながら、８０
［Ａ／ｍ］以下の低Ｈｃを実現できる。従って、本発明
の強磁性膜を用いることにより、記録能力に優れた磁気
ヘッドを作製できる。

【０１００】また、第２発明の強磁性膜は、６００
［℃］以上の良好な耐熱性を有する軟磁性を示し、高い
抵抗率を有するため良好な高周波特性が期待でき、良好
な耐食性を有し、さらに通常のＲＦマグネトロンスパッ
タにより広い製造マージンで製造できる。この結果、本
発明の強磁性膜を用いることにより、記録能力に優れた
磁気ヘッドを作製できる。特に、本発明の強磁性膜は６
００［℃］以上の耐熱性を有するので、ガラス溶着工程
を必要とするＭＩＧヘッドやラミネート型ヘッドを含む
広範囲の磁気ヘッドに適用できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係る強磁性膜について、保持力Ｈｃ
の主回折ピーク強度依存性を示す図。

【図２】（ａ）はＣｏＦｅＰｄ膜について、（ｂ）は
ＣｏＦｅＴａ膜について、２θ＝４５度近傍のＸ線回折
曲線を示す図。

【図３】本発明に係る強磁性膜について、ａｓ−ｍａ
ｄｅ状態での飽和磁束密度Ｂｓの添加元素濃度依存性を
示す図。

【図４】回折面を膜面に平行な状態から所定の角度だ
け傾けた場合のＸ線回折曲線を示す図。

【図５】本発明に係る強磁性膜について、Ｈｃ及びＢ
ｓのＴａ濃度依存性を示す図。

【図６】本発明に係る強磁性膜について、ＨｃのＦｅ
濃度依存性を示す図。

【図７】Ｆｅを含まない膜の磁化曲線の一例を示す
図。

【図８】本発明に係る強磁性膜について、ＨｃのＡｌ
濃度依存性を示す図。

【図９】本発明に係る強磁性膜について、Ｈｃの他の
添加元素の濃度依存性を示す図。

【図１０】本発明に係る磁性膜について、Ｈｃの熱処
理温度依存性を、Ｔａに対するＡｌ置換量をパラメータ
として示す図。

【図１１】６００℃で熱処理した本発明に係る磁性膜
について、Ａｌ置換量とＢｓとの関係を示す図。

【図１２】本発明に係る磁性膜について、Ｘ線回折曲
線のＡｌ置換量依存性を、熱処理温度をパラメータとし
て示す図。

【図１３】Ａｌが添加されていない膜とＡｌ置換量が
５０％の磁性膜について、熱処理温度とメインピークの
半値幅（ＦＷＨＭ）との関係を示す図。

【図１４】６００℃で熱処理した本発明に係る磁性膜
について、抵抗率のＡｌ置換量依存性を示す図。

【図１５】窒素ガス濃度と６００℃で熱処理した本発
明に係る磁性膜のＨｃとの関係を示す図。

【図１６】６００℃で熱処理した本発明に係る磁性膜
のＨｃの濃度ｂ依存性を示す図。

【図１７】本発明に係る磁性膜について、濃度ｂとＢ
ｓとの関係を示す図。

【図１８】長手記録のハードディスクに対応した薄膜
磁気ヘッドの断面図。

【図１９】垂直記録に対応した薄膜磁気ヘッドの断面
図。

【図２０】メタルインギャップヘッドの断面図。

【図２１】ラミネート型ヘッドの斜視図。

【図２２】ＰＮ₂＝２５ａｔ％成膜したＣｏ₈₃Ｆｅ₉
Ｔａ₈膜における透磁率とＨｃの熱処理温度依存性を示
す図。

【図２３】ＰＮ₂＝２５ａｔ％成膜したＣｏ₈₃Ｆｅ₉
Ｔａ₈膜における回転磁界中熱処理でのＢｓとλｓの熱
処理温度依存性を示す図。

【図２４】ＰＮ₂＝２５ａｔ％成膜したＣｏ₈₃Ｆｅ₉
Ｔａ₈膜における固定磁界中熱処理でのＨｋと透磁率の
熱処理温度依存性を示す図。

【図２５】ＰＮ₂＝２５ａｔ％成膜したＣｏ₈₃Ｆｅ₉
Ｔａ₈膜におけるＨｋと透磁率の熱処理時間依存性を示
す図。

【図２６】ＰＮ₂＝２５ａｔ％成膜したＣｏ₈₃Ｆｅ₉
Ｔａ₈膜におけるＸ線回折曲線の熱処理温度依存性を示
す図。

【図２７】ＰＮ₂＝２５ａｔ％成膜したＣｏ₈₃Ｆｅ₉
Ｔａ₈膜におけるＸ線回折主ピークの半値幅と面間隔の
熱処理温度依存性を示す図。

【図２８】５５０℃で熱処理した膜のＨｃの濃度依存
性を示す図。

【図２９】６５０℃熱処理での８ａｔ％Ｔａ膜におけ
るＨｃのＦｅ濃度依存性を示す図。

【図３０】磁気歪のＦｅ濃度依存性を示す図。

【図３１】ＣｏＴａＮ膜における高Ｈｃ膜を示す磁化
曲線の一例を示す図。

【図３２】飽和磁界のＦｅ濃度依存性を示す図。

【図３３】ＦＥＳＥＭにより膜破断面を測定した結果
を示す図。

【図３４】Ｘ線回折主ピークの半値幅と面間隔のＦｅ
濃度依存性を示す図。

【図３５】Ｘ線回折曲線のＦｅ濃度依存性を示す図。

【図３６】ＨｃのＴａ濃度依存性を示す図。

【図３７】Ｘ線回折曲線のＴａ濃度依存性を示す図。

【図３８】窒素濃度のＰＮ₂依存性を示す図。

【図３９】ＨｃのＰＮ₂依存性を示す図。

【図４０】Ｘ線回折曲線のＰＮ₂依存性を示す図。

【図４１】Ｂｓ，Ｈｃ，λｓのＰｄ濃度依存性を示す
図。

【符号の説明】

１基板２強磁性膜３ギャップ４第１絶縁層５コイル６第２絶縁層７強磁性膜８保護膜基板１１主磁極１２第１絶縁層１３コイル１４第２絶縁層１５リターンパス磁性体１６保護膜１７フェライトコア２１、２２中間層２３、２３強磁性膜２４、２４ギャップ２５ガラス２６コイル２７非磁性基板３１、３１中間層３２、３２強磁性膜３３、３３絶縁層３４、３４溶着用ガラス３５、３５基板３６、３６ブロック３７、３８溶着用ガラス３９コイル４０

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】一般式Ｃｏ_xＦｅ_yＴ_z （ただし、ＴはＡｌ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｈｆ，
Ｍｏ，Ｗからなる群より選択される少なくとも１種の原
子であり、ｘ，ｙ，ｚはそれぞれ組成比をａｔ％で示
し、７３＜ｘ＜９４５＜ｙ≦１５１＜ｚ＜１２ｘ＋ｙ＋ｚ＝１００）表される合金からなることを特徴とする強磁性膜。
【請求項２】一般式（Ｍ_aＴ_b）_xＮ_y （ただし、ＭはＣｏ又はＣｏ及びＦｅであり、ＴはＴ
ａ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗからなる
遷移金属の群より選択される少なくとも１種の原子及び
Ａｌ、Ｎは窒素であり、ａ，ｂ，ｘ，ｙはそれぞれ組成
比をａｔ％で示し、８５＜ａ＜９６４＜ｂ＜１５ａ＋ｂ＝１００８０＜ｘ＜９８２＜ｙ＜２０ｘ＋ｙ＝１００Ｍ中のＦｅの含有率は０≦Ｆｅ≦１５ａｔ％Ｔ中のＡｌの含有率は４＜Ａｌ≦５０ａｔ％）で表される合金からなることを特徴とする強磁性膜。
【請求項３】一般式（Ｍ_aＴ_b）_xＮ_y （ただし、ＭはＣｏとＦｅであり、ＴはＴａ又はＮｂか
ら選択された少なくとも１種の原子であり、Ｎは窒素で
あり、ａ，ｂ，ｘ，ｙはそれぞれ組成比をａｔ％で示
し、８５＜ａ＜９５５＜ｂ＜１５ａ＋ｂ＝１００８２＜ｘ＜９７．５２．５＜ｙ＜１８ｘ＋ｙ＝１００）で表わされる合金からなる磁性膜において、Ｍにおける
Ｆｅの含有率は２．５≦Ｆｅ≦１２．５ａｔ％であることを特徴とする強磁性膜。
【請求項４】請求項３の磁性膜にＰｄ又はＲｅの中か
ら選択された少なくとも１種の原子の含有率が１５ａｔ
％未満であることを特徴とする強磁性膜。