專利名稱：Fe-M-C系磁性膜及其制造方法
技術領域：
本發明涉及Fe-M-C系磁性膜及其制造方法，這種磁性膜被用于例如VTR和磁盤裝置等的磁頭材料、裝于集成電路內的超微型電感磁芯材料，還用于超微型馬達的磁極材料等。
眾所周知，磁性膜用濺射等薄膜形成技術來制作，它用于VTR用錄放磁頭、磁盤用錄放磁頭等各種信息機器領域。近年來，磁記錄領域的高密度化顯著，在高保持力的記錄載體上可以充分進行記錄，這就希望開發出具有高飽和磁通密度的磁頭用的磁性膜。而且，從記錄信號重放的觀點來看，希望磁性膜的導磁率高且磁致伸縮趨于零值。另一方面，從磁頭的制造工藝來看，希望它能耐受高的熱處理溫度。
以往，作為滿足這種目的磁性膜，開發出了實用化的Fe-Al-Si系合金(鐵硅鋁磁性合金)以及Co-Nd-Zr、Co-Ta-Zr等非晶質合金(例如特開昭60-74110號日本專利公報)。這些磁性膜用鐵硅鋁磁性合金其飽和磁通密度最多只不過到1T左右，Co系非晶質合金的溫度承受性高，大約是500℃左右，也未必能充分滿足磁頭制造工藝的條件。
作為對這些問題改進的嘗試，用Fe-N薄膜及Fe(Co)-M-C系薄膜(其中M是V，Nb，Ta，Ti，Zr等)開發了磁飽和密度為1.3-1.7T、能承受600℃左右熱處理溫度的磁性膜[例如日本應用磁學會雜志第14卷313-318頁(1990年)、同雜志第14卷第319-322頁(1990年)]。
但是，在這些磁性膜中，例如M＝Ta時，由于形成Fe和TaC微結晶聚合體或Fe，TaC及Ta2C微結晶聚合體(例如日本公開專利公報特開平03-131006，特開平03-132004及特開平03-203307)，為了把結晶聚合體的細微組織結構穩定而使磁特性穩定化，必須在600℃的溫度下至少進行數小時的熱處理。
因此，基于消除上述的以往的問題，本發明的第1目的是提供一種由Fe-M-C系磁性膜構成的優良的磁性膜，這種磁性膜的微細組織的穩定性高、磁特性的穩定性高，不要長時間的高溫熱處理、生產性能好而且能充分發揮這種磁性膜所具有的本來的磁特性;第2個目的是提供這種磁性膜的制造方法;第3個目的是提供用這種磁性膜的磁頭等的磁回路元件。
本發明人等對Fe-M-C系磁性膜的結構和磁特性的最新分析技術作了各種實驗研究，發現在特定的組成中存在能提高磁特性和膜組織穩定度的新的磁性膜結構。本發明就是根據這樣的發現開發出來的，上述的第1個目的由以下說明的磁性膜來實現。
本發明的磁性膜的特征是以Fe、M、C作為必要成分，其中M是從Ti、Zr、Hf、Nb、V、Ta、Mo和W中選擇的至少一種金屬，其組分按原子比為Fe65-80%、M6-16%，其余為C，在磁性膜的微細組織中分別形成有組分為3-15%的與C原子結合的Fe原子構成的平均粒度為5-14nm的體心立方結晶性微聚合體以及由M原子和C原子結合成的平均粒度為0.5-2nm的非晶質微聚合體，而且這兩種微聚合體共存。
構成磁性膜的各元素的組成雖然包含有與以往的磁性膜共同的一部分，但構成磁性膜的組織結構方面，兩者是完全不同的。也就是說，如前所述，在原來的磁性膜中，M元素如Ta的情況下，與C結合形成TaC或Ta2C結晶體，具有與Fe結晶體共存的組織結構，而本發明的磁性膜中，M元素(如Ta)與C原子相結合形成平均粒度為0.5-2nm的非晶質微聚合體。
從圖9可知，磁性膜的組成為Fe65-80%、M6-16%、其余為C是合適的;更好的組成是Fe72-79%、M8-13%、其余為C;最佳的組成是Fe78%、M8.7%、C13.3%。
如果結晶性微聚合體的平均粒度不足5nm，飽和磁特性劣化，如果平均粒度超過14nm，磁致伸縮變大，所以，兩種情況都不好。而且，結晶性微聚合體的平均粒度作成為0.7-1.3mm更好，其平均粒度最好是11.4mm。如果Fe原子對C原子的結合比偏離3-15%，由于磁致伸縮變大，是不好的。
非晶質微聚合體是對結晶性微聚合體的銷聯材料(Pinning材料)，即控制后者的結晶生長的材料。其平均粒度是0.5-2nm為好，0.7-1.3nm更好。其平均粒度如果小得不足0.5nm，就不能阻止結晶性微聚合體生長得超過所希望的程度。另外，如果其粒度大到超過14nm，由于其粒子數不足，仍然不能阻止結晶性微聚合體生長得超過所希望的大小。它的粒度最好是0.9mm。
在對所希望的組成的非晶質膜進行熱處理時，如上所述，只要能使結晶性微聚合體和非結晶微聚合體共存，對熱處理條件不作特別限定。按照本申請的發明人的研究，如果在惰性氣體的氣氛中(即在非氧化性的氣氛中)、500-560℃的溫度下進行15-60分鐘的熱處理，最好是進行25-30分鐘的熱處理，可以判明上述的結晶性微聚合體和非晶質微聚合體共存。
把與所希望的組成如Fe65-80%、M6-16%及其余為C一致組成的合金作為靶，在工作氣體存在的條件下，用濺射技術在基板上形成非晶質膜。
另外，也可以用Fe-M合金靶導入規定分壓的CH4氣作為C的成分來替代Fe-M-C合金靶。濺射時的工作氣體的壓力最好是比通常的壓力(如3×10-3巴)更高的1×10-2-3巴的范圍。
作為結晶質基板最好是鈣鈦礦結構的基板，有代表性的是含NiO的CaTiO3非磁性基板，或者(Mn，Zn)Fe2O4等尖晶石結構的磁性基板也可以。因此，用這種磁性膜制造磁頭時，最好使用含NiO的CaTiO3非磁性基板。
作為本發明中所使用的濺射工藝，公知的各種濺射法都可適用，但較好的方法是RF雙極濺射、磁控管濺射、偏斜濺射等。特別是最適于在大的基板上形成均勻膜的設備結構簡單的RF雙極濺射和最適于高速低溫濺射的磁控管濺射法。用濺射工藝形成的磁性膜在500-560℃的溫度下進行1小時以下最好是30分鐘的熱處理就夠了，應該避免長時間高溫熱處理。如用N2這種非氧化性氣體作為熱處理氣氛。磁性膜的厚度隨用途而選定，通常為2-20μm。
上述的第3個目的是使用這種磁性膜的磁回路元件，有代表性的應用例是在非磁性基板上形成這種磁性膜來構成的磁頭和微磁芯，磁頭適用于磁記錄裝置，微磁芯適用于集成電路的電感，還可適用于超微型馬達。
本發明的磁性膜形成有3-15%的Fe原子與C原子結合構成的體心立方結構(α-Fe)的結晶微聚合體，同時形成有M原子(如Ta原子)與C原子結合構成的非晶質微聚合體，且兩種微聚合體共存，這樣，在磁頭的制造過程中進行加熱就能保持控制Fe原子的結晶微聚合體粒子生長的效果。而且，Fe原子微聚合體中的C原子具有Fe3C(滲碳體)形的局部結構，由于微結晶的Fe原子微聚合體和滲碳體形局部結構共存，所以可以使磁致伸縮大致為零(＜0.000001)。
由于Fe原子形成具有體心立方結構(α-Fe)的結晶性微聚合體，所以其結構的各向異性分散，結果使結晶磁各向異性效果降低，從而得到高導磁率、低矯頑力的軟磁特性。而且，由于與C原子結合的Fe原子數目少(Fe占3-15%)Fe磁矩幾乎不減少，從而顯示優良的軟磁特性。大部分C原子與M原子結合形成平均粒度為0.5-2nm的非晶質微聚合體，與M原子結合后剩余的C成分被視為與Fe結合。
用濺射技術形成的非晶質膜在500-560℃溫度下進行1小時以下的熱處理就充分了，最好是進行30分鐘熱處理，必須避免長時間的高溫熱處理。其原因是會破壞上述較好的磁性膜的組織結構而減少M原子和C原子結合構成的非晶質微聚合體成分。
上述的目的及效果從以下實施例的記載和附圖將會更加清楚。


圖1是本發明一個實施例的磁性膜結構分析的特性曲線圖，是在非磁性基板上剛剛形成組成為Fe0.8Ta0.1C0.1的膜之后的磁性膜用CuKαX射線得到的X射線衍射光譜。
圖2是在N2氣氛中500℃溫度下熱處理后的X射線衍射光譜。
圖3是在N2氣氛中500℃溫度下熱處理后的X射線衍射光譜。
圖4是同一種磁性膜剛剛形成膜之后的TaLⅢ吸收端的螢光X射線輸出譜線。
圖5是對剛剛成膜后的同種磁性膜從圖4所示的TaLⅢ吸收端的螢光X射線輸出譜線分析得到的以Ta原子為中心的活動半徑分布函數曲線。
圖6是在N2氣氛中經500°溫度熱處理后的同種膜從螢光X射線輸出譜線分析得到的以Ta原子為中心的活動半徑分布函數曲線。
圖7在N2氣氛中經560℃溫度熱處理后的同種膜從螢光X射線輸出譜線分析得到的以Ta原子為中心的活動半徑分布曲線。
圖8是這種磁性膜中具有非晶質體心立方結構的Ta原子聚合體及聚合體表面的Ta原子與C原子結合的聚合體結構模型。
圖9是TaC的晶格模型。
圖10是由模型計算得到的配位數和聚合體大小的關系曲線。
圖11是表示改變成膜條件而使組成變化后的磁性膜的組成與磁特性(導磁率μ)的關系的三角圖。
圖12是把本發明的Fe-Ta-C系磁性膜用于VTR磁頭時的磁頭主要部件的斜視圖。
圖13是把本發明的Fe-Ta-C系磁性膜用作電感的微磁芯，裝有該磁芯的集成電路的基板的主要部分的斜視圖。
圖14是沿圖13的B-B線的剖面圖。
圖15是把本發明的Fe-Ta-C系磁性膜作的微磁芯用于超微型馬達時的主要部分的放大斜視圖。
以下列舉本發明有代表性的一個實施例來更具體地說明本發明的內容。
〈實施例1〉在此，就非晶質膜的組織結構及其成膜技術加以說明。
(1)成膜條件磁性膜的形成中使用了本發明人們所制作的RF雙極濺射裝置，為了盡可能使膜的質量均勻，用Fe(純度99.99%)和Ta(純度99.9%)的合金作靶，在Ar(純度99.999%)和CH4(純度99.9%)的混合氣氛中濺射成膜。膜的組成由合金靶的原子比構成和CH4氣體的分壓來控制。
濺射條件如下真空度 ＜1.3×10-2巴輸入功率600W氣壓0.67巴基板鈣鈦礦基板(不加熱)使用含NiO的CaTiO3非磁性基板膜厚20μm這樣就在鈣鈦礦基板上形成了20μm厚的組成為Fe0.8Ta0.1C0.1的非晶質膜。
(2)非晶質膜的結構分析用X射線細微結構分析裝置(XMA)(型號SRS303DA/WA、シナニス公司制)分析在上述條件下制作的非晶質膜的組成。用X射線衍射裝置(Philipps公司制PW1050/1390)以及設置在文部省高能物理研究所的同步加速器作為光源的輻射光的X射線吸收端微細結構(EXAFS)測定裝置(本發明人們制作)對非晶質膜的結構進行原子結構分析。
(2)-1用X射線衍射分析非晶質膜的結構圖1-圖3表示使用CuKαX射線的X射線分析測定非磁性基板上形成的組成為Fe0.8Ta0.1C0.1的非晶質膜所得到的結果，它們分別對應剛剛成膜之后、在N2氣氛中500℃溫度下進行30分鐘熱處理后以及在N2氣氛中560℃溫度下進行30分鐘熱處理的三種情況。從室溫到500℃或到560℃的升溫速度是6.66℃/分;從500℃或560℃到室溫的降溫速度為500℃或560℃至400℃3℃/分，400℃-200℃2℃/分，200℃-室溫1℃/分。熱處理裝置是發明人利用大倉理研社制造的電爐和ト-キン社制造的電磁鐵作成的裝置。
圖1是剛剛成膜后的X射線衍射光譜，呈現寬度大的散射峰值的非晶質結構。如果把這種非晶質膜進行熱處理，如圖2和圖3所示測出只有體心立方形結構的α-Fe結晶衍射峰，在500℃熱處理膜中，除α-Fe結晶的衍射峰之外，觀測到與剛剛成膜后的情況相同的2θ＝43°附近的寬的散射峰以及2θ＝37°附近的散射峰。在560℃熱處理膜中，2θ＝37°附近的散射峰比500℃下的散射峰稍微更明顯。
用X射線衍射法很難清楚地分析非晶質的這種原子量級的結構，X射線吸收端微細結構(EXAFS)的測定對這樣的非晶質結構分析是有效的，特別是對兩種成分以上的多成分系的薄膜來說非常好。這種分析是利用元素對特有的X射線的吸收來測定經過薄膜內部傳遞的光電子的干涉對X射線吸收系數和螢光輸出的影響，從而求出原子間距、包圍特定原子的原子的種類及數目(配位數)。致于被測物質是結晶還是非結晶(非晶質)都不成問題。
(2)-2由X射線吸收端微細結構(EXAFS)分析磁性膜的結構以同步加速器產生的放射光作為X射線的光源，對于從Ta原子的LⅢ吸收端(E＝9.875KeV)到大約500ev高的X射線光子能量的范圍進行螢光X射線輸出能量依存性(螢光X射線輸出光譜)的測定。
圖4是這種Fe0.8Ta0.1C0.1的非晶質膜剛剛成膜后的螢光X射線輸出的測定結果。在N2氣氛中進行500℃和560℃下30分鐘熱處理后的這種膜所呈現的光譜幾乎和剛成膜后的測定結果一樣，所以就此予以省略。這個測定的螢光X射線輸出光譜和Ta原子孤立狀態下的螢光X射線輸出光譜之差為EXAFSX。(K)，根據對它的分析就可以分析出非晶質的結構。
因為EXAFS是波數空間(K的單位是長度的倒數)的函數，所以按照下式(1)把EXAFS對K作傅里葉變換就得到對于長度的電子密度信息，這些已由Sayer等人發表在物理評論雜志1971年第27卷120頁(Physical Review Letter 27，1204(1971))。F(R)＝(2/π)∫k m i nk m a xk2x0]]>(k)exp(-2ikR)dk………………(1)其中KX射線產生的光電子波的波數。
R以引起吸收的原子為中心的活動半徑。
Kmin、Kmax測定的XO(K)的K值范圍的最小值和最大值。
在這里所得到的F(R)被稱之為活動半徑分布函數，它代表從中心原子計算的活動半徑R的距離處的電子密度分布，這意味著原子存在于最大值的位置上。求出螢光X射線輸出光譜的各個活動半徑分布F(R)就得到圖5-圖7所示的函數。這些就是組成為Fe0.8Ta0.1C0.1的磁性膜中的Ta原子為中心的活動半徑分布函數，它們表示產生X射線衍射的α-Fe結晶的衍射峰以外的寬幅散射峰的非晶質物質的結構。
從活動半徑分布函數可知，離開Ta原子0.1-0.3nm的原子間距離上存在與Ta原子相結合的原子。根據下面所示的理論公式(2)來進行EXAFS的數值分析。由(2)式所示的Xc(K)和實際測得的Xo(K)可以用最小二乘法求出原子結構的參數原子間距離和配位數。xc(k)＝∑jNjfj(k)sin(2kRj+φj(k))exp(-2σjk)/kRj…………(2)[數3]RF＝∑｜xo(k)-xc(k)｜2/xo(k)2…………(3)其中j表示處在吸收X射線原子周圍的原子種類的標號。
Nj處在吸收X射線的原子周圍的第j種原子的個數(配位數)。
Fj對于第j種原子的電子波的后方散射振幅。
Rj吸收X射線的原子和它周圍的第j種原子的原子間距離。
φj(k)由光電子散射引起的相位偏移。
σj是Debye-Waller因子。
(3)式的RF是表示Xo(k)和Xc(k)是否一致的因子，設定參數要使RF達到最小。在這些因子中fj和φj是元素固有的參數，Rj、Nj和σj是用最小二乘法決定的非晶質的結構參數。關于結構的描述，主要可以由原子間距離(Rj)和配位數(Nj)來討論。
對于形成在非磁性基板上的組成為Fe0.8Ta0.1C0.1的磁性膜，在剛形成膜之后(試料a)、N2氣氛中500℃(試料b)30分鐘熱處理及560℃(試料c)30分鐘熱處理后進行測定，以Ta原子為中心測定的Ta原子LⅢ吸收端EXAFS的分析結果與標準試料的Ta金屬箔(試料d)和結晶TaC粉末(試料e)的分析結果一起都表示于表1中。由EXAFS得到的原子間距離和配位數的分析結果 試料(a)、(b)、(c)的配位數是從已知結構的標準試料(d)、(e)的配位數求出來的;表中的R是原子間距離;N是配位數;()內的數值是各數值的最后一位數的表中偏差值。
這里的分析結果中，體心立方結構的金屬Ta結晶標準試料(試料d)的原子間距離和面心立方晶格NaCl型結構的TaC結晶標準試料(試料e)的原子間距離與用X射線衍射求出的值是一致的。對于Ta原子周圍的C原子數來說，由于C原子是輕元素，所以使電子波散射的電子數少，直接的分析值與實際不一致。因為金屬Ta和TaC結晶標準試料的Ta原子周圍的Ta原子數用同樣的修正值使之大體與理論值一致，所以TaC標準結晶試料的Ta原子周圍的C原子數修正成為表1中示出的理論值6。
剛成膜后的Ta原子的配位數與體心立方的配位數乘以對應于Fe原子組分的0.8得到的值基本一致，特別不像聚合體所得到的那樣。這表示Ta的周圍的組成Fe原子為最多，從X射線衍射的結果也說明Fe、Ta、C的各原子處于隨機存在的非晶質狀態。
對這種非晶質膜進行熱處理時就出現明顯變化。與處理前的試料a作對比可知，在N2氣氛中500℃(試料b)和560℃(試料C)熱處理后的膜中，Ta原子的周圍是C和Ta，Ta-C和Ta-Ta原子間距離與面心立方晶格NaCl型結構的TaC結晶標準試料的原子間距離基本一致。因此，Ta原子周圍的結構是與NaCl型同樣的非晶質結構，主要是與C原子結合。如表1所示，熱處理后的試料b、試料c的Fe原子不鄰接在Ta原子周圍，其結構從剛成膜后的薄膜發生了大的變化。
正如這種原子量級的結構分析所表明的那樣，即使對本發明的Fe-Ta-C膜進行熱處理，在薄膜中也不含TaC和Ta2C的結晶成分。從Ta-Ta原子間距離的分析可以斷定在薄膜中Ta原子聚合體化，這種聚合體具有散亂了的(非晶質的)體心立方結構，聚合體表面的C原子和Fe原子相結合。圖8表示這種結構的模型。根據用后述的方法對N2氣氛中500℃和560℃熱處理過的薄膜的分析可以求出這種聚合體的大概的結構原子數，進一步假定Ta原子的非晶質體心立方結構，就可以求出聚合體的大小。這樣求出來的Ta原子聚合體的大小為500℃熱處理的薄膜中是直徑0.5nm，560℃處理的薄膜其大小為0.9nm。這種非晶質聚合體存在于α-Fe微結晶粒子之間阻止α-Fe結晶的生長。
下面說明求非晶質聚合體大小的方法。
為了估計TaC的非晶質聚合體的大小，要導出聚合體尺寸(直徑)與Ta周圍的Ta、C配位數比的關系。因為，TaC結晶是NaCl型結構，所以TaC微聚合體的結構和它也是相同的。設單位晶格數為N，那么對于含N＝1，23，33的聚合體來說其模型就如圖9所示。圖中的○是Ta原子，●是C原子。
根據圖9的晶格大小的變化算出TaC微聚合體中與Ta原子配位的Ta原子和C原子數，再求出其比值。用公式表示的話就是(4)式，圖10上表示了Ta原子周圍的Ta和C原子配位數比和TaC微聚合體尺寸的關系曲線。
y = (8x2+1.784x)/(4x2+1.784x+0.199) …………(4)XTaC的聚集體尺寸(nm)(X≥0.446nm)YTa周圍的Ta與C的配位數比。
從試料(b)(500℃(773K熱處理))和試料(C)(560℃(833K熱處理))的EXAFS分析結果(參照表1)所得到Ta原子周圍的Ta原子配位數與C原子配位數的比分別是試料(b)為1.62，試料(C)為1.34，把這兩個配位數比對應于圖10曲線所示的函數得到TaC的聚合體尺寸分別約為0.9nm和0.5nm。
用EXAFS的分析結果得知作為代表例的Fe0.8Ta0.1C0.1的薄膜中與Ta結合的C原子數約占85%，剩余的15%C原子混雜在Fe原子形成的體心立方結構的α-Fe結晶粒中，C原子結合在α-Fe晶粒表面的結構是有力的。
以下，改變膜的形成條件來形成改變了組成的薄膜，然后固定熱處理條件(N2氣氛中，500℃下，30分鐘)測定磁特性。其結果作為組成和磁特性的關系表示于圖11的三角圖中。對于這些薄膜也用EXAFS進行非晶質結構分析，得到了與前述代表例的Fe0.8Ta0.1C0.1組成的膜的同樣的結果。圖11中表示的導磁率μ是在10MHz頻率下的實測值。
Ta原子周圍的Ta原子數及C原子數隨組成而變化，在圖11中用實線圍成的超過1000的高導磁率的優選的區域內Ta-C非晶質聚合體的大小為平均粒度0.5-2nm。因此，對應于這種組成，α-Fe的晶粒大小為平均粒度10-14nm，且具有Fe原子中3-15%與C原子結合的組織結構。由于具有這樣的結構，α-Fe的晶粒生長受到抑制，從而得到良好的軟磁特性。因此，如果離開圖11所示的優選組成范圍，較多的C原子進入到α-Fe晶粒中，Ta非晶質聚合體的大小與α-Fe晶粒相比過小而不能用熱處理來控制α-Fe晶粒的結晶生長，所以軟磁特性惡化。還有，圖11中實線所圍成的優選區域中的飽和磁通密度顯示為1.6T。
以上就原子比為Fe65-80%、M6-16%，其余為C的Fe-M-C系磁性膜的組織結構及磁特性，以M＝Ta為例作了說明，如前所述，M為其它金屬如Ti、Zr、Hf、Nb、V、Mo、W等也都具有同等的作用效果。
〈實施例2〉該實施例是利用實施例1得到的Fe-Ta-C系磁性膜實現的VTR用磁頭的構成例，下面用圖12予以說明。該圖是取去線圈的狀態下的磁頭芯片的斜視圖。在這個圖上，1是鈣鈦礦系非磁性基板，2是本發明的Fe-Ta-C系磁性膜，3是SiO2隙縫層，4是開有窗口的芯片，5是不開窗12的芯片，6是玻璃結合部。
在本實施例中，首先在非磁性基板1上形成15-20μm厚的Fe-Ta-C系磁性膜2，再形成SiO2隙縫層3，然后用玻璃把開有窗口的芯片4和不開窗口的芯片5粘結形成結合部6，這樣就構成了VTR用磁頭芯片。本實施例中所示的VTR用磁頭的結構是一個示例，本發明的磁性膜同樣也適用于例如磁盤裝置等磁記錄裝置用的磁頭的其它公知的結構，它們都能發揮其優良的磁特性。
〈實施例3〉本例是把實施例1的磁性薄膜用于LSI電路中設置的電感的微型磁芯的例子。以下，用圖13的主要部分斜視圖和剖面圖14來說明該實施例，其中7是電路基板，8是按照本發明的Fe-Ta-C系磁性膜，9是電路上繪制的線圈，10是絕緣保護膜。由于這種微型磁芯形成在LSI基板7上，能在LSI電路中形成電感，所以可以形成比原來功能更多的集成電路。
〈實施例4〉本實施例是超微型馬達的微型磁芯利用實施例1的磁性膜的示例。下面用圖15的包含局部放大圖的主要部分斜視圖進行說明，其中11是電路基板，12是用本發明的Fe-Ta-C系磁性膜構成的磁芯，13是電路上繪制的線圈，14是絕緣保護膜。由于制成這種超微型馬達，所以，必須進行超微小機械變位的如生物工程領域中的DNA切斷的計算機控制成為可能，另外，多種超微機加工領域的高精度控制也將成為可能。
如以上詳細的描述，按照本發明可以達到所期望的目的。即可以實現磁特性及膜組織結構穩定度高。成膜后的熱處理條件的溫度低、時間短而且生產性能優良的磁性膜。另外，磁性膜的制造方法也很容易，無需特別復雜的工藝，按照以往的濺射技術，其靶、氣壓和基板可容易地設定為特定條件。由于這種具有優良磁特性的磁性膜適用于各種磁回路，所以可以實現高性能的磁回路。由于磁頭性能的提高、集成電路中的電感性能的提高、還能構成超微型馬達，所以可以實現生物工程領域的高精度機械化，從而能實現比原來自由度高的生物工程。
權利要求
1.一種Fe-M-C系磁性膜具有按原子比為Fe65-80%，M6-16%及其余為C(其中M是從Ti、Zr、Hf、Nb、V、Ta、Mo和W中選擇的至少一種金屬)的組成，其中所述磁性膜其特征在于結晶性微聚合體和非晶質性微聚合體共存于所述的磁性膜的微細組織中。
2.根據權利要求1的磁性膜，其特征在于前述結晶性微聚合體具有所說的C原子和與之結合的3-15%的前述Fe原子構成的體心立方結構，其平均粒度是5-14nm;前述非晶質性微聚合體由前述M原子和C原子組成，其平均粒度為0.5-2nm。
3.根據權利要求2的磁性膜，其特征在于前述的組成是Fe72-79%，M8-13%，其余為C。
4.根據權利要求2的磁性膜，其特征在于前述的組成是Fe78%，M8.7%和C13.3%。
5.根據權利要求2的磁性膜，其特征在于前述結晶性微聚合體的平均粒度是10-12nm。
6.根據權利要求3的磁性膜，其特征在于前述結晶性微聚合體的平均粒度是10-12nm。
7.根據權利要求4的磁性膜，其特征在于前述結晶性微聚合體的平均粒度是11.4nm。
8.根據權利要求2的磁性膜，其特征在于前述非晶質性微聚合體的平均粒度是0.7-1.3nm。
9.根據權利要求3的磁性膜，其特征在于前述非晶質性微聚合體的平均粒度是0.7-1.3nm。
10.根據權利要求5的磁性膜，其特征在于前述非晶質性微聚合體的平均粒度是0.7-1.3nm。
11.根據權利要求6的磁性膜，其特征在于前述非晶質性微聚合體的平均粒度是0.7-1.3nm。
12.根據權利要求7的磁性膜，其特征在于前述非晶質性微聚合體的平均粒度是0.9nm。
13.根據權利要求2的磁性膜，其特征在于前述M的全部或一部分由Ta構成。
14.根據權利要求11的磁性膜，其特征在于前述M的全部或一部分由Ta構成。
15.根據權利要求12的磁性膜，其特征在于前述M的全部或一部分由Ta構成。
16.根據權利要求1的磁性膜，其特征在于在非氧化性氣氛中，500℃-560℃溫度下，對具有前述組成的非晶質膜進行15-60分鐘的熱處理形成前述磁性膜。
17.根據權利要求15的磁性膜，其特征在于在非氧化性氣氛中，500℃-560℃溫度下對具有前述組成的非晶質膜進行25-35分鐘的熱處理形成前述磁性膜。
18.根據權利要求2的磁性膜，其特征在于在非氧化性氣氛中，500-560℃溫度下對具有前述組成的非晶質膜進行15-60分鐘熱處理形成所述磁性膜。
19.制造Fe-M-C系磁性膜的方法，包括如下步驟用原子比組成為Fe65-80%、M6-16%、其余是C(其中M是從Ti、Zr、Hf、Nb、V、Ta、Mo和W中選出的至少一種金屬)的非晶質準備未熱處理的非晶質膜的第1步驟;和為使結晶性聚合體和非結晶性聚合體共存于非晶質膜的微細組織中而對前述非晶質膜進行熱處理的第2步驟。
20.根據權利要求19的制造方法，其特征在于前述的第2步驟是在非氧化性氣氛中，500-560℃溫度下對前述非晶質膜進行15-60分鐘熱處理。
21.根據權利要求20的制造方法，其特征在于前述的第1步驟是以與前述組成化學量論一致的組成的Fe-M-C合金作為靶、在工作氣氛存在的情況下用濺射法向結晶質基板上形成前述非晶質膜。
22.根據權利要求21的制造方法，其特征在于前述的工作氣體的壓力是0.01-3巴。
23.根據權利要求21的制造方法，其特征在于前述結晶基板是鈣鈦礦結構。
24.根據權利要求21的制造方法，其特征在于前述濺射法是RF雙極濺射法或磁控管濺射法。
25.根據權利要求20的制造方法，其特征在于前述第1步驟是把Fe-M合金作為靶，在含有受控分壓的CH4氣體的工作氣氛存在下用濺射法向結晶質基板上形成前述非晶質膜。
26.根據權利要求25的制造方法，其特征在于前述工作氣體的壓力是0.01-3巴。
27.根據權利要求25的制造方法，其特征在于前述結晶質基板是鈣鈦礦結構。
28.根據權利要求25的制造方法，其特征在于前述的濺射法是RF雙極濺射法或磁控管濺射法。
29.根據權利要求20的制造方法，其特征在于熱處理時間是25-35分鐘。
30.根據權利要求20的制造方法，其特征在于熱處理時間是大約30分鐘。
31.根據權利要求18的磁性膜的制造方法，其特征在于前述的第2步驟的前述結晶性微聚合體是由前述Fe原子和前述C原子構成的體心立方結構;前述非晶質微聚合體是由前述M原子和前述C原子構成的面心立方晶格NaCl型結構。
32.根據權利要求18的磁性膜的制造方法，其特征在于前述的第2步驟的前述結晶性微聚合體是由前述C原子及與之結合的3-15%的前述Fe原子構成的體心立方結構，且其平均粒度是5-14nm;前述的非晶質微聚合體是由前述M原子和前述C原子構成的面心立方晶格NaCl型結構，且其平均粒度是0.5-2nm。
33.具有權利要求1中記載的磁性膜的磁回路元件。
34.具備有權利要求1中記載的磁性膜(2)的磁頭。
35.具備有權利要求1中記載的磁性膜(8)的磁芯。
36.具備有權利要求35中記載的磁芯的超微型電感。
37.具備有權利要求35中記載的磁芯的超微型馬達。
全文摘要
把Fe-M-C(其中M是從Ti、Zr、Hf、Nb、V、Ta、Mo、W中選擇的至少一種金屬)作為必要成分，由原子比組成為Fe65—80％、M6—16％、其余是C形成的磁性膜中，在磁性膜的微細組織中C原子及與之相結合的3—15％的Fe原子形成具有體心立方結構、平均粒度為5—14nm的結晶性微聚合體，M原子和C原子形成平均粒度為0.5—2nm的非晶質性微聚合體，兩種微聚合體共存。先用濺射法形成上述組成的非晶質膜，再在非氧化性氣氛中，500—560℃的低溫度下進行30分鐘左右的短時間熱處理形成這種磁性膜。
文檔編號H01F17/04GK1109628SQ9411933
公開日1995年10月4日 申請日期1994年10月28日 優先權日1993年10月29日
發明者中野朝雄, 田村太久夫, 末永和史, 尾形潔, 笹島崇三, 熊坂登行 申請人:株式會社日立制作所