DE4007243A1

DE4007243A1 - Schicht aus weichmagnetischer legierung

Info

Publication number: DE4007243A1
Application number: DE4007243A
Authority: DE
Inventors: Naoya Hasegawa
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1989-03-08
Filing date: 1990-03-07
Publication date: 1990-09-20
Also published as: KR900015188A; US5176806A; KR920003999B1; US5104464A

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung zur Verwendung bei einem Magnetkopf oder dergleichen sowie auf ein Verfahren zur Herstellung einer derartigen Schicht.

Auf dem Gebiet der Magnetaufzeichnug besteht ein Bedarf für Magnetkopfmaterialien, die eine hohe Sättigungs- Magnetflußdichte (Bs) aufweisen und daher in der Lage sind, einem Aufzeichnungsmedium, wie zum Beispiel einem Magnetband, standzuhalten, das eine hohe Koerzitivkraft und somit eine hohe Aufzeichnungsdichte besitzt.

Herkömmliche weichmagnetische (Schicht-)Materialien mit hoher Sättigungs-Magnetflußdichte beinhalten die Legierung Fe-Si-Al (Sendust). In den letzten Jahren wurden jedoch amorphe Legierungsschichten entwickelt, die hauptsächlich aus einem ferromagnetischen metallischen Element Co bestanden.

Außerdem wurden in jüngster Zeit Legierungsschichten (Fe-C- und Fe-Si-Schichten) vorgeschlagen, die sich in erster Linie aus Fe zusammensetzen und aus Kristallit bestehen. Derartige Legierungsschichten besitzen eine hohe Sättigungs-Magnetflußdichte sowie ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften, da die nachteiligen Einflüsse der kristallinen magnetischen Anisotropie von Fe (hinsichtlich der weichmagnetischen Eigenschaften) durch die Feinerung der Kristallpartikel vermindert sind.

In der letzten Zeit wurden die Vorrichtungen mit darin integriertem Magnetkopf sowohl hinsichtlich ihrer Größe als auch hinsichtlich ihres Gewichts vermindert. Außerdem werden solche Vorrichtungen häufig Vibrationen beim Transport ausgesetzt sowie unter ungünstigen Bedingungen verwendet. Es besteht daher ein Bedarf für Magnetköpfe, die ausgezeichnete magnetische Eigenschaften aufweisen, die gegenüber dem Magnetband abriebbeständig sind, die Temperaturen oder einer korrosiven Atmosphäre, d. h. widrigen Umgebungen standhalten können und die in hohem Maße widerstandsfähig gegen Vibrationen sind. Diese Erfordernisse bedingen die Ausführung eines Verbindungsvorgangs mittels Glasmaterial bzw. Glasbond- Vorgangs zur Ausbildung eines Spalts oder zur Integration des Magnetkopfs in einem Gehäuse. Dies wiederum bedingt, daß der Magnetkopf aus einem Material hergestellt wird, das den hohen Temperaturen standhalten kann, die während des Glasbondens erreicht werden.

Die herkömmliche Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung, die aus Sendust besteht, besitzt jedoch eine Sättigungs-Magnetflußdichte von ca. 10 000 G (Gauß), wobei es sich um einen Wert handelt, der unbefriedigend ist hinsichtlich der Erfordernisse an ein Magnetband mit einer hohen Aufzeichnungsdichte. Amorphe Legierungsschichten des Typs mit Co besitzen zwar eine hohe Sättigungs- Magnetflußdichte von 13 000 G oder mehr. Zur Schaffung einer amorphen Legierung mit einer hohen Sättigungs-Magnetflußdichte muß jedoch der Anteil eines Zusatzes von eine amorphe Legierung bildenden Elementen wie Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo und W vermindert werden. Eine Verminderung des Anteils des Zusatzes von eine amorphe Legierung bildenden Elementen führt jedoch zu einer Reduzierung der Stabilität des amorphen Gefüges, so daß die entstehende Legierung nicht in der Lage ist, der für das Glasbonden erforderlichen Temperatur (ca. 500°C oder mehr) standzuhalten.

Außerdem erfolgt bei den Legierungsschichten (Fe-C, Fe-Si usw.) der vorstehend beschriebenen Art, die hauptsächlich aus Fe gebildet sind und aus feinen Kristallen bestehen, ein Wachstum der Kristallpartikel bei hohen Temperaturen, wodurch eine Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften derselben auftritt (im Fall einer Fe-C-Legierung bei maximal 400°C). Deshalb sind diese Legierungsschichten ungeeignet für das Glasbonden.

Eine Aufgabe der Erfindung besteht daher in der Schaffung einer Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung, die eine geringe Koerzitivkraft und eine hohe Permeabilität besitzt, die hitzebeständig ist und eine hohe Sättigungs- Magnetflußdichte aufweist; weiterhin besteht eine Aufgabe in der Schaffung eines Verfahrens zur Bildung einer derartigen Schicht.

Erfindungsgemäße Lösungen dieser Aufgabe ergeben sich aus den Kennzeichen der Ansprüche 1 und 5.

Gemäß Anspruch 1 wird eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung geschaffen, deren Zusammensetzung sich durch die allgemeine Formel Fex Mz Cw ausdrücken läßt. M ist dabei wenigstens ein metallisches Element aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo oder W oder eine Mischung dieser metallischen Elemente. Das Zusammensetzungsverhältnis von x, z und w erfüllt die in den nachfolgenden Gleichungen ausgedrückte Beziehung:

50 Atom-% x 96 Atom-%,
2 Atom-% z 30 Atom-%,
0,5 Atom-% w 25 Atom-% und
x + z + w = 100.

Das Metallgefüge der Schicht aus der weichmagnetischen Legierung besteht grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger und enthält die Kristallphase des Carbids des Elements M.

Gemäß Anspruch 2 ist eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung geschaffen, deren Metallgefüge nach Anspruch 1 grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger besteht und ein amorphes Gefüge aufweist.

Gemäß Anspruch 3 ist eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung geschaffen, deren Zusammensetzung sich durch die Formel Fex Ty Mz Cw ausdrücken läßt. Dabei ist T wenigstens ein metallisches Element aus der Gruppe bestehend aus Co und Ni oder eine Mischung dieser metallischen Elemente. M ist wenigstens ein metallisches Element aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo oder W oder eine Mischung dieser metallischen Elemente. Das Zusammensetzungsverhältnis von x, y, z und w erfüllt die durch die nachfolgenden Gleichungen ausgedrückten Bedingungen:

50 Atom-% x 96 Atom-%,
0,1 Atom-% y 10 Atom-%,
2 Atom-% z 30 Atom-%,
0,5 Atom-% w 25 Atom-% und
x + y + z + w = 100.

Das metallische Gefüge der Schicht aus der weichmagnetischen Legierung besteht grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger und enthält die Kristallphase des Carbids des Elements M.

Gemäß Anspruch 4 ist eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung geschaffen, deren metallisches Gefüge nach Anspruch 3 grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger besteht und ein amorphes Gefüge aufweist.

Bevorzugte Weiterbildungen der Erfindung ergeben sich aus den Unteransprüchen.

Die Erfindung und Weiterbildungen der Erfindung werden im folgenden anhand der zeichnerischen Darstellungen mehrerer Ausführungsbeispiele noch näher erläutert. In den Zeichnungen zeigen:

Fig. 1 eine grafische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Permeabilität und der Frequenz bei einem ersten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung erläutert;

Fig. 2 eine grafische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Permeabilität und der Frequenz bei einem zweiten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung veranschaulicht; und

Fig. 3 eine grafische Darstellung von Röntgen strahlbeugungsmustern, die erzeugt werden, um das Metallgefüge der erfindungsgemäßen Schicht zu identifizieren.

Die Erfindung wird nun ausführlich erläutert.

Die Herstellung der Legierungsschicht kann unter Verwendung einer Vorrichtung zur Dünnschichtbildung erfolgen, die Auf- bzw. Zerstäubungstechnik (Sputtern) oder eine Niederschlag-Technik verwendet.

Geeignete Zerstäubungsvorrichtungen sind die Hochfrequenz- Doppelpol-Zerstäubungsvorrichtung, die Gleichstrom- Zerstäubungsvorrichtung, die Magnetstrom-Zerstäubungsvorrichtung, die Dreipol-Zerstäubungsvorrichtung, die Ionenstrahl- Zerstäubungsvorrichtung sowie die Zerstäubungsvorrichtung mit Doppel-Target. Der Schicht kann Kohlenstoff dadurch zugegeben werden, daß man ein Verbundtarget schafft und man dieses Verbundtarget anschließend zerstäubt. Das Verbundtarget wird geschaffen durch Anordnen eines aus Graphit hergestellten Pellets auf dem Target. Alternativ hierzu kann Kohlenstoff der Schicht auch durch das reaktive Zerstäubungsverfahren zugegeben werden, bei dem ein Target (Fe-T-M-Reihe), welches keinen Kohlenstoff enthält, in einer Atmosphäre zerstäubt wird, bei der es sich um ein Gasgemisch aus einem inaktiven Gas, wie zum Beispiel Ar, und einem Kohlenwasserstoffgas, wie zum Beispiel Metan (CH₄) handelt. Das reaktive Zerstäubungsverfahren ist insbesondere deshalb bevorzugt, weil sich die in der Schicht enthaltene Kohlenstoffkonzentration in einfacher Weise steuern läßt und sich dadurch eine Schicht mit einer gewünschten Kohlenstoffkonzentration erzielen läßt.

Die auf diese Weise erzielte Schicht enthält eine amorphe Phase in einer hohen Rate und ist daher instabil. Die Schicht wird daher einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur im Bereich von 400°C bis 700°C unterzogen, um dadurch eine Kristallit-Bildung zu ermöglichen. Wenn diese Wärmebehandlung bei Vorhandensein eines magnetostatischen Feldes oder eines Dreh-Magnetfeldes erfolgt, besitzt die resultierende Legierungsschicht ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften. Die Wärmebehandlung kann durch den Glasbond- Vorgang erfolgen, bei dem es sich um einen der Vorgänge zur Herstellung eines Magnetkopfes handelt.

Es ist nicht notwendig, die Kristallit-Bildung vollständig durchzuführen: es reicht aus, wenn ein gewisses Ausmaß (vorzugsweise 50% oder mehr) an Kristallit aus der Legierungsschicht gebildet worden ist. Die verbleibenden amorphen Bestandteile führen zu keiner Verschlechterung der Legierungsschicht.

Die Legierungsschicht gemäß der vorliegenden Erfindung besitzt aus den nachfolgend genannten Gründen die vorstehende Zusammensetzung.

Fe ist der Hauptbestandteil. Fe ist das Element, das die resultierende Legierungsschicht magnetisch macht. Zur Schaffung einer Legierungsschicht mit einer Sättigungs- Magnetflußdichte, die der von Ferriten gleich ist oder höher als diese ist (Bs ca. 5 000 G oder mehr) sollte x 50 Atom-% sein. Außerdem sollte x 96 Atom-% sein, um ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften zu erzielen.

Das Element T (das Fe, Ni und Mn umfaßt) wird zur Einstellung der Magnetostriktion der Legierungsschicht hinzugegeben. Wenn bei einer Fe-M-C-Schicht die Wärmebehandlung bei einer niedrigen Temperatur erfolgt, erfährt die resultierende Schicht eine positive Magnetostriktion, während die Schicht eine negative Magnetostriktion erfährt, wenn sie einer Wärmebehandlung bei einer hohen Temperatur unterzogen wird. Wenn die Legierungsschicht einer Wärmebehandlung bei einer hohen Temperatur unterzogen werden muß (Glasbonden muß bei einer hohen Temperatur erfolgen), läßt sich die Magnetostriktion der resultierenden Legierungsschicht im wesentlichen aufheben, indem man eine angemessene Menge an Ni oder Co zugibt, wobei dies die Erzeugung einer positiven Magnetostriktion bewirkt. Wenn die Wärmebehandlung bei einer angemessenen Temperatur erfolgt, ist die Zugabe des Elements T nicht notwendig. Die Menge des zugegebenen T sollte 10 Atom-% oder weniger betragen, so daß die resultierende Legierungsschicht keine positive Magnetostriktion in der Größenordnung von ca. +10^-5 oder höher erfährt. Das Element M wird zur Verbesserung der weichmagnetischen Eigenschaften zugegeben. Außerdem verbindet sich das Element M mit C und bildet dadurch Carbid-Kristallit. Die ausgezeichneten weichmagnetischen Kennlinien lassen sich erhalten, wenn z 2 Atom-% ist. Außerdem sollte z 30 Atom-% sein, um eine übermäßige Reduzierung der Sättigungs- Magnetflußdichte der resultierenden Legierungsschicht zu verhindern.

C wird zur Verbesserung der weichmagnetischen Kennlinien sowie der Eigenschaften hinsichtlich der Wärmebeständigkeit zugefügt. C verbindet sich mit dem Element M und bildet Carbid-Kristallit. Die ausgezeichneten weichmagnetischen Kennlinien und die Wärmestabilität lassen sich erhalten, wenn w 0,5 Atom-% ist. Weiterhin sollte w 25 Atom-% sein, um eine übermäßige Reduzierung der Sättigungs-Magnetflußdichte der resultierenden Legierungsschicht zu verhindern.

Das Carbid-Kristallit des Elements M wirkt als Fixier-(Pinning-)stelle der magnetischen Domänenwand zur Verbesserung der Hochfrequenzeigenschaften der Permeabilität. Bei gleichförmiger Verteilung in der Schicht trägt das Carbid-Kristallit des Elements M dazu bei, eine Beeinträchtigung der weichmagnetischen Kennlinien aufgrund des Wachstums von Fe-Kristallit durch die Wärmebehandlung zu verhindern. Dies heißt mit anderen Worten, daß durch das Wachsen der Kristallpartikel aus Fe der nachteilige Effekt der kristallinen magnetischen Anisotropie zunimmt, wodurch sich die weichmagnetischen Eigenschaften verschlechtern. Das Carbid-Kristallit des Elements M dient jedoch als Barriere für das Wachsen der Kristallpartikel aus Fe und verhindert somit eine Verschlechterung der weichmagnetischen Kennlinien.

Das metallische Gefüge der Legierungsschicht besteht grundsätzlich aus Feinkristallen mit einem Durchmesser von 0,08 µm oder weniger. Die Legierungsschicht besitzt im Vergleich mit einer amorphen Schicht eine ausgezeichnete thermische Stabilität. Außerdem läßt sich die Menge an zugegebenen Elementen vermindern, und die Sättigungs-Magnetflußdichte läßt sich steigern.

Da eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung hauptsächlich aus Fe besteht und die Menge an Bestandteilen, die zu einer Reduzierung der Sättigungs-Magnetflußdichte führen, begrenzt ist, läßt sich eine Sättigungs-Magnetflußdichte von bis zu 17 600 G erzielen. Außerdem sind die Elemente M und C in der Legierung enthalten, und das metallische Gefüge der Legierung besteht aus feinkristallinen Partikeln. Als Ergebnis hiervon läßt sich die nachteilige Wirkung der kristallinen magnetischen Anisotropie auf die weichmagnetischen Kennlinien vermindern, so daß gute weichmagnetische Kennlinien erzielt werden. Da außerdem das Carbid des Elements M das Wachstum von kristallinen Partikeln aus Fe begrenzt, wachsen die kristallinen Partikel aus Fe nicht weiter, wenn die Legierungsschicht auf 600°C oder darüber während des Glasbondens erwärmt wird.

(1) Schichtbildung

Unter Verwendung einer HF-Doppelpol-Zerstäubungsvorrichtung wurden Legierungsschichten mit den Zusammensetzungen gemäß Tabelle 1 gebildet.

Es wurden Verbundtargets verwendet, die durch Anordnen von Pellets aus Zr, Ta, Hf oder Co auf dem Fe-Target gebildet wurden. Die Zerstäubung erfolgte in einer Atmosphäre, die ein Gemisch aus Ar-Gas und CH₄-Gas enthielt. Die resultierenden Schichten besaßen eine Dicke von 5 bis 6 µm.

(2) Wärmebehandlung

Die auf diese Weise gebildete Legierungsschicht wurde 20 Minuten lang im magnetostatischen Feld auf einer Temperatur von 550°C gehalten, oder aber die Legierungsschicht wurde 20 Minuten lang bei nicht vorhandenem Magnetfeld auf einer Temperatur von 550°C gehalten. Alternativ hierzu wurde die Legierungsschicht 20 Minuten lang bei nicht vorhandenem Magnetfeld auf einer Temperatur von 650°C gehalten.

(3) Messung

Nach der Wärmebehandlung wurden die Sättigungs-Magnetflußdichte (Bs), die Permeabilität (µ), die Koerzitivkraft (Hc) sowie die Magnetostriktion der in der vorstehend erläuterten Weise hergestellten Legierungsschichten sowie der Sendust-Legierungsschicht (Vergleichsbeispiel) gemessen. Die Meßergebnisse sind in Tabelle 1 gezeigt.

Die in der Tabelle 1 gezeigte Probe A besitzt eine Sättigungs- Magnetflußdichte (17 300 G), die weit höher ist als die der Sendust-Schicht. Die herkömmliche amorphe Legierungsschicht besitzt im allgemeinen eine Sättigungs-Magnetflußdichte von ca. 13 000 G. Eine amorphe Legierung mit einer derart hohen Sättigungs-Magnetflußdichte wie bei der Probe A kann kristallisieren, wenn sie einer ähnlichen Wärmebehandlung (bei 500°C für einen Zeitraum von 2 Stunden) unterzogen wird, und somit besitzt diese Legierung eine Permeabilität von 100 oder weniger. Dies heißt mit anderen Worten, daß nach Vornahme des Glasbondens an der amorphen Legierungsschicht sich die magnetischen Eigenschaften der Schicht verschlechtern und diese zur Verwendung bei einem Magnetkopf ungeeignet wird. Dies zeigt, daß es sich bei der Probe A gemäß der vorliegenden Erfindung um eine ausgezeichnete Legierungsschicht handelt, die auch nach ihrer Wärmebehandlung bei einer hohen Temperatur ein hohes Maß an Permeabilität beibehält.

Außerdem besaß die Probe A auch ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften, wenn sie einer Wärmebehandlung bei 550°C im magnetostatischen Feld unterzogen wurde: sie besaß eine Permeabilität (5 MHz) von 3 620 in Richtung der Achse der Hartmagnetisierung sowie eine Koerzitivkraft von 0,35 Oe. Auch die Proben B und C besitzen jeweils eine Sättigungs-Magnetflußdichte von 15 600 G bzw. 14 900 G und zeigen eine Permeabilität, die höher ist als die der Probe E, bei der es sich um eine Sendust-Schicht handelt. Die Schichten der Proben B und C behalten eine hohe Permeabilität, nachdem sie bei nicht vorhandenem Magnetfeld wärmebehandelt worden sind. Dies ist mit der herkömmlichen amorphen Schicht mit hoher Sättigungs-Magnetflußdichte nicht möglich. Genauer gesagt wird die amorphe Schicht aufgrund der richtungsmäßigen Ausrichtung ihrer Atome leicht magnetisch anisotrop. Wenn nun die amorphe Schicht einer Wärmebehandlung bei nicht vorhandenem Magnetfeld bei einer Temperatur auf dem Curiepunkt oder darunter unterzogen wird, entsteht somit als Ergebnis der Fixierung der magnetischen Domänen eine starke Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften der Schicht. Die Verwendung der erfindungsgemäßen Legierung gestattet also die Ausführung des Glasbondens bei nicht vorhandenem Magnetfeld, wodurch sich der Herstellungsvorgang für einen Magnetkopf vereinfacht.

Die Proben B und C, die jeweils einer Wärmebehandlung bei 550°C unterzogen wurden, zeigen außerdem eine positive Magnetostriktions-Konstante von +2,8 × 10^-6 bzw. +2,1 × 10^-6. Wenn jedoch die Temperatur der Wärmebehandlung auf 650°C angehoben wird, zeigen die Proben B und C jeweils eine Magnetostriktions-Konstante von -0,3 × 10^-7 bzw. +0,4 × 10^-7, wobei diese Werte im wesentlichen 0 entsprechen. Genauer gesagt wird die Schicht zwar einer inversen Magnetostriktion unterzogen, die durch die Bearbeitungsspannungen oder die Wärmespannungen während des Glasbondens verursacht wird, jedoch wird bei dem Verfahren zur Herstellung des Magnetkopfs eine Verschlechterung der weichmagnetischen Eigenschaften der Schicht aufgrund der inversen Magnetostriktion eliminiert, wenn die Magnetostriktion der Schicht gering ist. Während die herkömmliche amorphe Eisenlegierung (hergestellt unter Abschreckung mit einer Flüssigkeit) eine hohe Magnetostriktions-Konstante von ca. +2 × 10^-5 aufweist, besitzen die Proben A, B, C und D eine niedrige Magnetostriktion.

In der Tabelle 1 handelt es sich bei der Probe D um eine Schicht, die durch Zugabe von Co zu der Legierung gemäß Probe A hergestellt ist. Auf diese Weise läßt sich die Magnetostriktion der Schicht einstellen. Die Schicht, die bei 650°C wärmebehandelt wurde, erfährt somit ein geringes Maß an Magnetostriktion. Co wird zur Steigerung der Sättigungs-Magnetflußdichte sowie auch zum Einstellen der Magnetostriktion zugegeben. Die Schicht gemäß Probe D zeigt somit eine hohe Sättigungs- Magnetflußdichte von 17 600 G.

Die Fig. 1 und 2 zeigen grafische Darstellungen zur Veranschaulichung der Beziehung zwischen der Permeabilität der Schichten der Proben A und C und der daran angelegten Frequenz. Jede der Proben zeigt eine hohe Permeabilität, zum Beispiel 1 100 bis 2 300 in der Nähe eines Hochfrequenzbereichs von ca. 10 MHz. Obwohl eine noch höhere Permeabilität durch Wärmebehandlung der Schicht im magnetostatischen Feld erzielbar ist, wie dies in Fig. 1 gezeigt ist, läßt sich eine hohe Permeabilität auch bei Erhöhung der Temperatur der Wärmebehandlung auf 600°C und bei Wärmebehandlung der Schicht bei nicht vorhandenem Magnetfeld erhalten, wie dies in Fig. 2 gezeigt ist.

An den Legierungsschichten wurde eine Röntgenstrahl- Beugung vorgenommen, um dadurch die Metallgefüge derselben zu identifizieren. Fig. 3 zeigt das Röntgenstrahl- Beugungsmuster (1) der Schicht gemäß Probe C, die nicht wärmebehandelt wurde, das Beugungsmuster (2) der Schicht, die 20 Minuten lang bei einer Temperatur von 550°C wärmebehandelt wurde, sowie das Beugungsmuster (3) der Schicht, die 20 Minuten lang einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 650°C unterzogen wurde.

Das in Fig. 3 gezeigte Muster (1) zeigt ein Halo-Muster, das dem der amorphen Phase ähnlich ist. In diesem Zustand besitzt die Legierung weder eine zufriedenstellende Sättigungs-Magnetflußdichte noch zufriedenstellende weichmagnetische Eigenschaften. In dem Muster (2) in Fig. 3 erscheinen eine {110}-Spitze aus Fe in der Form bcc (body-centered cubic = raumzentriertes kubisches Gitter) sowie eine kleine TaC-(Carbid von Ta) Spitze, obwohl das im Halo-Muster der amorphen Phase immer noch geringfügig vorhanden ist. Dies bedeutet, daß dieses Gefüge sowohl die amorphe Phase als auch die Kristallphase beinhaltet. Jede der in dem Muster (2) dargestellten Spitzen der Kristallphase ist breit, und diese bedeutet, daß die Kristallpartikel fein sind. Der Durchmesser der Kristallpartikel aus Fe mit dem bcc-Gefüge, den man aus der halben Bandbreite der Spitzen erhält, beträgt ca. 6 bis 7 nm. Diese Schicht besitzt die durch das Muster (3) veranschaulichte Struktur, die bei Ausführung der Wärmebehandlung bei einer hohen Temperatur ausschließlich aus Kristallität besteht. Jede der durch die Muster (2) und (3) dargestellten Schichten besitzt eine hohe Sättigungs- Magnetflußdichte sowie ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften.

Aus der vorstehenden Beschreibung ergibt sich, daß eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung hauptsächlich aus Fe gebildet ist und aus feinkristallinen Partikeln mit einem mittleren Durchmesser von 0,8 µm oder weniger besteht. Da die Menge an zugegebenen Bestandteilen, wodurch die Sättigungs-Magnetflußdichte vermindert wird, begrenzt ist, zeigt die resultierende Legierungsschicht eine Sättigungs-Magnetflußdichte, die höher ist als die der herkömmlichen Sendust- Legierungsschicht, zum Beispiel eine Sättigungs- Magnetflußdichte von bis zu 17 600 G. Im Gegensatz zu einer herkömmlichen Schicht aus einer amorphen Legierung besitzt die Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung außerdem eine hohe Sättigungs-Magnetflußdichte und Permeabilität selbst dann, wenn sie der Wärmebehandlung bei nicht vorhandenem Magnetfeld unterzogen wird.

Außerdem enthält die Legierungsschicht gemäß der vorliegenden Erfindung das Element M (Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W) sowie das Element C, die eine Verbesserung der weichmagnetischen Eigenschaften bewirken, wobei die erfindungsgemäße Schicht ein Metallgefüge bestehend aus feinkristallinen Partikeln besitzt. Als Ergebnis davon lassen sich die nachteiligen Wirkungen der kristallinen magnetischen Anisotropie auf die weichmagnetischen Eigenschaften vermindern, und somit lassen sich ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaften erzielen. Da außerdem das Metallgefüge der Schicht aus feinkristallinen Partikeln besteht und die Elemente M und C sich miteinander verbinden und ein Carbid bilden, wachsen die Kristallpartikel selbst dann nicht weiter, wenn die Legierungsschicht während des Glasbondens auf 600°C oder darüber erwärmt wird. Dadurch behält die Schicht die vorstehend genannten Eigenschaften, und dies führt zu einer Legierungsschicht, die als Material für einen Magnetkopf mit einer hohen Leistung geeignet ist, wie sie zur Erzielung einer Aufnahme mit hoher Dichte erforderlich ist.

Außerdem wird das Element T (Co, Ni) der vorstehend beschriebenen Zusammensetzung zum Einstellen der Magnetostriktion zugegeben. Dadurch lassen sich die Eigenschaften der resultierenden Legierungsschicht noch weiter verbessern.

Claims

1. Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung, mit einer Schichtzusammensetzung mit der allgemeinen Formel Fex Mz Cw, wobei Fe eine Form von Eisen ist, C eine Form von Kohlenstoff ist und M wenigstens ein metallisches Element aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo oder W oder eine Mischung derselben ist, wobei die Zusammensetzung ein Verhältnis von x, z und w aufweist, das die in den nachfolgenden Gleichungen genannten Relationen erfüllt: 50 Atom-% x 96 Atom-%,
2 Atom-% z 30 Atom-%,
0,5 Atom-% w 25 Atom-% und
x + z + w = 100,wobei die Schicht aus der weichmagnetischen Legierung ein metallisches Gefüge besitzt, das grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger besteht und die Kristallphase des Carbids des Elements M enthält.

2. Schicht nach Anspruch 1, bei der das metallische Gefüge grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger und einem amorphen Gefüge besteht.

3. Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung, mit einer Zusammensetzung mit der allgemeinen Formel Fex Ty Mz Cw, wobei Fe eine Form von Eisen ist, C eine Form von Kohlenstoff ist, T wenigstens ein metallisches Element aus der Gruppe bestehend aus Co oder Ni oder eine Mischung derselben ist und M wenigstens ein metallisches Element aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo oder W oder eine Mischung derselben ist, wobei die Zusammensetzung ein Verhältnis von x, y, z und w aufweist, das die in den nachfolgenden Gleichungen genannten Relationen erfüllt: 50 Atom-% x 96 Atom-%,
0,1 Atom-% y 10 Atom-%,
2 Atom-% z 30 Atom-%,
0,5 Atom-% w 25 Atom-% und
x + y + z + w = 100,wobei die Schicht aus der weichmagnetischen Legierung ein metallisches Gefüge besitzt, das grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger besteht und die Kristallphase des Carbids des Elements M enthält.

4. Schicht nach Anspruch 3, bei der das metallische Gefüge grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger und einem amorphen Gefüge besteht.

5. Verfahren zum Bilden einer Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung, mit einer Schichtzusammensetzung mit der allgemeinen Formel Fex Mz Cw, wobei Fe eine Form von Eisen ist, C eine Form von Kohlenstoff ist und M wenigstens ein metallisches Element aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo oder W oder eine Mischung derselben ist, wobei die Zusammensetzung ein Verhältnis von x, z und w aufweist, das die in den nachfolgenden Gleichungen genannten Relationen erfüllt: 50 Atom-% x 96 Atom-%,
2 Atom-% z 30 Atom-%,
0,5 Atom-% w 25 Atom-% und
x + z + w = 100,wobei die Schicht aus der weichmagnetischen Legierung ein metallisches Gefüge besitzt, das grundsätzlich aus Kristallpartikeln mit einer mittleren Korngröße von 0,08 µm oder weniger besteht und eine Kristallphase des Carbids des Elements M enthält, wobei das Verfahren folgende Schritte umfaßt:
Niederschlagen der Schicht unter Verwendung eines Verbundtargets, das wenigstens Fe enthält, wobei auf dem Verbundtarget ein Pellet angeordnet wird, bei dem es sich um eines aus der Gruppe von Metallen bestehend wenigstens aus Zr, Ta, Hf oder Co handelt und wobei das Niederschlagen unter Verwendung von Aufstäubungsniederschlagtechnik erfolgt, und
Wärmebehandlung der Schicht bei wenigstens 400°C für 20 Minuten, so daß sich ein Kristallit mit M-C bilden kann.

6. Verfahren nach Anspruch 5, bei dem das Niederschlagen unter Verwendung von HF-Doppelpol-Zerstäubungs-, Gleichstrom-Zerstäubungs-, Magnetron-Zerstäubungs-, Dreipol-Zerstäubungs-, Ionenstrahl-Zerstäubungs- oder Doppeltarget-Zerstäubungs-Techniken ausgeführt werden kann.

7. Verfahren nach Anspruch 5 oder 6, bei dem das Niederschlagen unter Verwendung von HF-Doppelpol-Zerstäubung erfolgt.

8. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7, bei dem das Niederschlagen das Aufbringen von C unter Verwendung des Verbundtargets mit einem darauf angeordneten Pellet aus Graphit beinhaltet.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, bei dem das Niederschlagen das Aufbringen von C unter Verwendung eines reaktiven Zerstäubungsverfahrens beinhaltet, bei dem das Verbundtarget, das die allgemeine Formel Fe-T-M besitzt und kein C enthält, in einer Atmosphäre mit einer Mischung aus einem Inertgas und einem Kohlenwasserstoffgas zerstäubt wird.

10. Verfahren nach Anspruch 9, bei dem es sich bei dem Inertgas um Argon und bei dem Kohlenwasserstoffgas um Methan handelt.

11. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 10, bei dem die Schicht während der Wärmebehandlung einem magnetostatischen Feld ausgesetzt wird.

12. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 10, bei dem die Schicht während der Wärmebehandlung einem rotierenden Magnetfeld ausgesetzt wird.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 12, bei dem die Schicht 20 Minuten lang bei 650°C wärmebehandelt wird.

14. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 13, bei dem bei der Wärmebehandlung wenigstens 50% Kristallit in der Schicht gebildet werden.

15. Verfahren gemäß Anspruch 5, bei dem die Zusammensetzung die allgemeine Formel Fex Ty Mz Cw besitzt, wobei T wenigstens ein metallisches Element aus der Gruppe bestehend aus Co oder Ni oder eine Mischung derselben ist, wobei die Zusammensetzung ein Verhältnis von x, y, z und w aufweist, das die in den nachfolgenden Gleichungen genannten Relationen erfüllt: 50 Atom-% x 96 Atom-%,
0,1 Atom-% y 10 Atom-%,
2 Atom-% z 30 Atom-%,
0,5 Atom-% w 25 Atom-% und
x + y + z + w = 100.

16. Verfahren nach Anspruch 15, bei dem das Niederschlagen unter Verwendung von HF-Doppelpol-Zerstäubung erfolgt.

17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, bei dem das Niederschlagen das Aufbringen von C unter Verwendung des Verbundtargets mit einem darauf angeordneten Pellet aus Graphit beinhaltet.

18. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 17, bei dem das Niederschlagen das Aufbringen von C unter Verwendung eines reaktiven Zerstäubungsverfahrens beinhaltet, bei dem das Verbundtarget, das die allgemeine Formel Fe-T-M besitzt und kein C enthält, in einer Atmosphäre mit einer Mischung aus einem Inertgas und einem Kohlenwasserstoffgas zerstäubt wird.

19. Verfahren nach Anspruch 18, bei dem es sich bei dem Inertgas um Argon und bei dem Kohlenwasserstoffgas um Methan handelt.

20. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 19, bei dem die Schicht während der Wärmebehandlung einem magnetostatischen Feld ausgesetzt wird.

21. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 19, bei dem die Schicht während der Wärmebehandlung einem rotierenden Magnetfeld ausgesetzt wird.

22. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 21, bei dem die Schicht 20 Minuten lang bei 650°C wärmebehandelt wird.

23. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 22, bei dem bei der Wärmebehandlung wenigstens 50% Kristallit in der Schicht gebildet werden.