DE3833901C2 - - Google Patents

Description

Die Erfindung bezieht sich auf einen Dünnfilm-Magnetkopf, entsprechend dem Oberbegriff des Anspruchs 1 und auf einen magnetischen Dünnfilm entsprechend dem Oberbegriff des Anspruchs 13, der als Magnetkern in dem Dünnfilm-Magnetkopf verwendet wird.

Ein Dünnfilm-Magnetkopf nach der Erfindung eignet sich z. B. zum Einsatz in einer Magnetplatteneinheit eines Compu­ ters. Dieser Dünnfilm-Magnetkopf besitzt sowohl Schreib- als auch Leseeigenschaften, so daß er für den Schreib- und Lesebetrieb geeignet ist.

Als Magnetkernmaterial in einem konventionellen Dünnfilm- Magnetkopf kommt Permalloy zum Einsatz, also eine binäre Legierung aus etwa 80 Gew.-% Nickel und etwa 20 Gew.-% Ei­ sen. Dieses Material weist eine Magnetostriktionskonstante nahe Null und eine hohe Permeabilität in hohen Frequenzbe­ reichen auf, so daß ein Dünnfilm-Magnetkopf mit einem der­ artigen Magnetkern sehr gute Leseeigenschaften zeigt.

Da Permalloy eine Sättigungsflußdichte bei einem niedrigen Wert von etwa 1 Tesla besitzt, zeigt ein Permalloy verwen­ dender Dünnfilm-Magnetkopf jedoch relativ schlechte Schreibeigenschaften für den Fall einer Aufzeichnung mit hoher Dichte. Genauer gesagt wird ein Material mit hoher Koerzitivkraft als Material eines Aufzeichnungsmediums in einer Magnetplatteneinheit verwendet, um eine möglichst ho­ he Aufzeichnungsdichte zu ermöglichen. Die Dicke des vorde­ ren Endes eines Dünnfilm-Magnetkopfs, also die Poldicke, sollte daher klein sein. Eine Sättigungsflußdichte von 1 Tesla für Permalloy liefert jedoch eine unzureichende Ma­ gnetfeldintensität für den Schreibbetrieb, so daß er in diesem Fall praktisch nicht durchgeführt werden kann.

Magnetplatteneinheiten weisen eine immer größer werdende Kapazität auf, was auch mit einem Ansteigen der Aufzeich­ nungsdichte verbunden ist. In einer Magnetplatteneinheit mit großer Speicherkapazität von 20 Gigabytes oder mehr sollte das Kernmaterial für den Dünnfilm-Magnetkopf eine höhere Sättigungsflußdichte als die von Permalloy aufwei­ sen. Andererseits werden weichmagnetische Eigenschaften und eine uniaxiale Anisotropie wie beim Permalloy gefordert, eine kleine Koerzitivkraft, eine Magnetostriktionskonstante nahe Null sowie eine ausgezeichnete Korrosionswiderstands­ fähigkeit.

In der JP 61-76 642 A ist bereits ein ternärer Kobalt-Nickel- Eisen-Legierungsdünnfilm beschrieben, der mit Hilfe ei­ nes Elektroplattierverfahrens (galvanisches Metallisierver­ fahren) hergestellt worden ist und der die oben geforderten Eigenschaften aufweist. Es ist möglich, einen ternären Ko­ balt-Nickel-Eisen-Legierungsdünnfilm mit weichmagnetischen Eigenschaften und einer uniaxialen Anisotropie auszustat­ ten, und zwar durch wechselweises Anlegen von Magnetfel­ dern, die parallel zur Filmoberfläche verlaufen und darüber hinaus senkrecht zueinander stehen, während der Film gebil­ det wird.

Es wurde jedoch festgestellt, daß ein Magnetkern aus einem ternären Kobalt-Nickel-Eisen-Legierungsdünnfilm, der mit Hilfe des obigen Plattierungsverfahrens hergestellt wird, nur eine geringe Hitzebeständigkeit aufweist, und daß sich seine magnetischen Eigenschaften unter dem Einfluß der Wär­ me verändern, die beim Herstellen des Magnetkopfs erzeugt wird. Insbesondere verschlechtern sich in einem solchen Fall die uniaxiale Anisotropie und die weichmagnetischen Eigenschaften, während die Koerzitivkraft relativ groß wird. Wird ein Legierungsfilm in einem Zusammensetzungsbereich, der zu guten magnetischen Eigenschaften führt, also z. B. mit 60 bis 90 Gew.-% (59,6 bis 86,8 Atom-%) Co, 10 bis 30 Gew.-% (10,2 bis 29,9 Atom-%) Ni und 3 bis 10 Gew.-% (3,2 bis 10,5 Atom-%) Fe nicht als plattierter Film (also durch galvanische Abscheidung), sondern als gesputterter Film hergestellt, so kann die Hitzebeständigkeit verbessert werden. Gleichzeitig verschlechtern sich aber die magnetischen Eigenschaften des Dünnfilms erheblich.

In EP 02 06 658 A2 ist beschrieben, daß die Zugabe von Edelmetallen wie Au, Ag, Pt, Ru, Pd oder ähnlich die magnetischen und mechanischen Eigenschaften von amorphen Legierungen aus Co, Ni und/oder Fe beeinflussen. Dies betrifft insbesondere die Magnetostriktion und die Kristallisationstemperatur der Legierung. Die Art dieses Einflusses ist dort jedoch nicht angegeben. Außerdem lassen sich diese Hinweise nicht auf den in der erwähnten JP 61-76 642 A beschriebenen kristallinen ternären Co-Ni-Fe-Dünnfilm übertragen, da sich kristalline und amorphe Legierungen in dieser Hinsicht grundsätzlich unterschiedlich verhalten. Die zur Erzielung einer hohen Permeabilität erwünschte uniaxiale Anisotropie läßt sich jedoch nur mit kristallinen Materialien erreichen. Über diese sind in EP 02 06 658 A2 keine Angaben enthalten.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Dünnfilm- Magnetkopf mit einem Magnetkern zu schaffen, der eine bessere Beständigkeit gegen Hitze aufweist, die beim Herstellungsprozeß des Dünnfilm-Magnetkopfs erzeugt wird, und dessen magnetische Eigenschaften praktisch denjenigen eines plattierten bzw. durch galvanische Metallabscheidung erzeugten Films aus einer ternären Co-Ni-Fe-Legierung entsprechen.

Ziel der Erfindung ist es ferner, einen magnetischen Dünnfilm für einen Magnetkern zu schaffen, der eine ausgezeichnete Hitzebeständigkeit und magnetische Eigenschaften aufweist, die praktisch denjenigen eines plattierten Films aus einer Co-Ni-Fe-Legierung entsprechen.

Lösungen der gestellten Aufgaben sind den nebengeordneten Patentansprüchen 1 und 13 zu entnehmen. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den jeweils nachfolgenden Unteransprüchen gekennzeichnet.

Ein Dünnfilm-Magnetkopf nach der Erfindung zeichnet sich aus durch ein Substrat, einen ersten Magnetkern auf dem Substrat, einen zweiten Magnetkern zur Bildung eines magne­ tischen Weges in Verbindung mit dem ersten Magnetkern, eine Leiterspule, die um den magnetischen Weg herumgewickelt ist, einen Spalt zwischen den Enden des ersten Magnetkerns und des zweiten Magnetkerns, und dadurch, daß wenigstens einer der Magnetkerne einen Dünnfilm aus einer kristallinen Kobaltle­ gierung mit folgender Zusammensetzung enthält: 20 bis 70 Atom-% Kobalt, 20 bis 60 Atom-% Nickel, 12 bis 30 Atom-% Eisen und 5 bis 32 Atom-% Palladium.

Um eine möglichst große Aufzeichnungsdichte zu erreichen, muß ein Magnetkern eines Dünnfilm-Magnetkopfs eine geringe Dicke von etwa 2 µm oder kleiner aufweisen, wenn er in ei­ ner Platteneinheit mit einer großen Speicherkapazität von 20 Gigabytes oder mehr verwendet werden soll. Entsprechend der Erfindung weisen daher die Kobalt-Legierungsdünnfilme eine Dicke von 2 µm oder weniger auf, wenn nichts anderes angegeben ist.

Der Kobalt-Legierungsdünnfilm mit der oben beschriebenen Komponentenzusammensetzung kann mit weichmagnetischen Ei­ genschaften, einer uniaxialen Anisotropie und mit einer harten Achse der Magnetisierung in Richtung des magneti­ schen Weges hergestellt werden, wenn abwechselnd magneti­ sche Felder während der Herstellung des Films mittels eines Sputterverfahrens parallel zur Filmoberfläche und senkrecht aufeinanderstehend angelegt werden.

Der auf diese Weise hergestellte Kobalt-Legierungsdünnfilm, der durch Aufsputtern gebildet worden ist, ändert nur schwer seine magnetischen Eigenschaften, auch wenn er durch Hitze beaufschlagt wird, die beim Herstellungsprozeß des Dünnfilm-Magnetkopfs entsteht. Der Film hält darüber hinaus seine magnetischen Eigenschaften aufrecht, und zwar auch während der Filmherstellung. Es wurde bestätigt, daß eine Legierung mit der Zusammensetzung von 20 bis 70 Atom-% Co, 20 bis 60 Atom-% Ni, 12 bis 30 Atom-% Fe und 5 bis 32 Atom- % Pd magnetische Eigenschaften aufweist, die praktisch äquivalent zu denjenigen eines plattierten Films aus einer ternären Co-Ni-Fe-Legierung sind.

Bei einem durch Sputtern hergestellten Kobalt-Legierungs­ film wachsen die Kristalle in Richtung senkrecht zur Film­ oberfläche auf, wobei säulenförmige Kristallstrukturen er­ halten werden. Das Verhältnis h/d von Höhe h der säulenför­ migen Kristalle zu ihrer Breite d ändert sich leicht mit der Filmdicke und derjenigen Temperatur, auf die das Sub­ strat aufgeheizt ist. Im Mittel liegt das Verhältnis h/d jedoch typischerweise bei 10 oder darüber. Das Kristallgit­ ter ist ein flächenzentriertes, kubisches Gitter.

Andererseits weist ein Kobalt-Legierungsdünnfilm, der mit Hilfe eines galvanischen Verfahrens (Elektroplattierverfah­ ren) erzeugt worden ist, eine körnige Kristallstruktur auf, bei der das Verhältnis h/d nahezu einheitlich ist, wobei h die Höhe der Kristallkörnchen und d ihrer Breite sind.

Wird ein Film durch Sputtern hergestellt, so läßt sich der Kobalt-Legierungsfilm direkt auf der Substratoberfläche bilden. Soll der Film dagegen galvanisch hergestellt wer­ den, so muß eine Unterlage erzeugt werden, die zwischen dem Substrat und dem galvanisch hergestellten Kobalt-Legie­ rungsfilm zu liegen kommt. Es ist daher einfacher, einen Magnetkern mit Hilfe eines Sputterverfahrens zu bilden.

Ein gesputterter Kobalt-Legierungsfilm mit der Komponenten­ zusammensetzung nach der Erfindung weist eine Koerzitiv­ kraft von 2 Oe oder kleiner auf. Der ternäre Co-Ni-Fe-Le­ gierungsfilm nach der JP 61-76 642 A, der galvanisch herge­ stellt worden ist, besitzt unmittelbar nach Herstellung des Films eine Koerzitivkraft von etwa 1 Oe. Danach steigt die Koerzitivkraft auf etwa 10 Oe oder mehr an, und zwar auf­ grund der thermischen Hysterese. Im Vergleich dazu ist die Koerzitivkraft des gesputterten Films nach der Erfindung wesentlich geringer.

Der galvanisch hergestellte Kobalt-Legierungsdünnfilm nach der JP 61-76 642 A weist einen Eisenanteil von 3 bis 10 Gew.-% (etwa 3,2 bis 10,5 Atom-%) auf. Durch die Erfindung wurde herausge­ funden, daß die Koerzitivkraft ansteigt, wenn der Film durch Sputtern hergestellt wird und der Fe-Anteil in diesem Bereich gehalten wird. Ferner wurde gefunden, daß die Koer­ zitivkraft auch in einem gesputterten Film sehr klein ge­ macht werden kann, wenn der Fe-Anteil 12 Atom-% oder mehr beträgt. Es tritt dann allerdings das neue Problem auf, daß mit steigendem Anteil an Fe die Magnetostriktionskonstante sehr groß wird. Die Magnetostriktionskonstante läßt sich jedoch klein halten, und zwar ohne eine Erhöhung der Koer­ zitivkraft, wenn 6 bis 32 Atom-% Palladium hinzugefügt wer­ den. Durch Zugabe von Palladium läßt sich darüber hinaus die Korrosionswiderstandsfähigkeit im Vergleich zu ternären Kobalt-Nickel-Eisen-Legierungen, wie sie in der JP 61-76 642 A beschrieben worden sind, verbessern.

Als Stand der Technik für magnetische Legierungen mit Pal­ ladium läßt sich ein Grundmaterial einer Kobaltlegierung angeben, wie es in der JP 53-51 123 A oder in der JP 54-1 04 438 A beschrieben ist. Ein Block dieses Kobaltlegierungs- Grundmaterials wird in einem Schmelzofen erzeugt. Dieses Material wird hauptsächlich als korrosionswiderstandsfähi­ ges Material von Zahnärzten verwendet, während sein Ge­ brauch für einen magnetischen Kern eines Dünnfilm-Magnet­ kopfs nirgendwo beschrieben ist.

Aus "Ferromagnetism" von Bozorth, veröffentlicht durch Van Nostrand Company, 4. Ausgabe, Seiten 165, 169, 152 und 675 gehen die Zusammenhänge zwischen der Zusammensetzung einer ternären Co-Ni-Fe-Grundlegierung und ihrer Sättigungsfluß­ dichte bzw. Sättigungsmagnetflußdichte, der Koerzitivkraft, der magnetischen Kristallanisotropie und der Magnetostrik­ tionskonstanten hervor. Hinsichtlich der magnetischen Ei­ genschaften unterscheidet sich das Grundmaterial vollstän­ dig vom galvanisch hergestellten Film oder von dem durch Sputtern hergestellten Film. Das Grundmaterial eignet sich nicht als magnetisches Kernmaterial für einen Dünnfilm-Ma­ gnetkopf.

Durch die Erfinder wurde ferner festgestellt, daß ternäre Co-Ni-Fe-Legierungen, die eine hohe Sättigungsmagnetfluß­ dichte und eine Magnetostriktionskonstante nahe Null auf­ weisen, und die als Grundmaterial zur Herstellung eines Dünnfilms mit Hilfe eines Sputterverfahrens verwendet wer­ den, keine uniaxiale Anisotropie zeigen und eine signifi­ kant hohe Koerzitivkraft H_CH in Richtung der harten Achse der Magnetisierung aufweisen.

Die Erfindung wird nachfolgend unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher beschrieben. Es zeigt

Fig. 1 einen Querschnitt durch einen Magnetkopf mit einem Legierungsdünnfilm nach der Erfindung,

Fig. 2 eine perspektivische Ansicht einer Einrichtung, die durch Herausschneiden des Magnetkopfs aus ei­ nem Substrat erhalten worden ist,

Fig. 3 bis 6 Verhaltensdiagramme zur Erläuterung von Aus­ führungsbeispielen der Erfindung, und

Fig. 7 ein weiteres Verhaltensdiagramm, das zur Erfindung geführt hat.

Durch Einstellung des Fe-Anteils auf 12 Atom-% oder mehr in einem Kobalt-Nickel-Eisen-Legierungsfilm sowie durch Her­ stellung des Films mit Hilfe eines Sputterverfahrens läßt sich eine sehr kleine Koerzitivkraft erzielen.

Andererseits wird dabei aber eine Magnetostriktionskonstan­ te erhalten, die sehr groß ist. Durch Hinzufügen von Palla­ dium läßt sich die Magnetostriktionskonstante wieder redu­ zieren, ohne daß dabei die Koerzitivkraft ansteigt.

Für einen gesputterten Film einer ternären Kobalt-Nickel- Kobalt-Legierung wurde ein Zusammensetzungsbereich gewählt, bei dem die Magnetostriktionskonstante einen großen, posi­ tiven Wert aufweist, während die magnetische Kristallaniso­ tropie relativ klein ist. Durch die Erfinder wurde ein Zu­ sammensetzungsbereich mit 20 bis 70 Atom-% Kobalt (Co), 20 bis 60 Atom-% Nickel (Ni) und 12 bis 30 Atom-% Eisen (Fe) eingestellt. Um die Korrosionswiderstandsfähigkeit zu ver­ bessern, wurde ferner ein Element eines platinähnlichen Me­ talls hinzugefügt, wie z. B. Rhodium (Rh), Palladium (Pd), Iridium (Ir) oder Platin (Pt). Zur selben Zeit wurde unter­ sucht, ob sich die Magnetostriktionskonstante des Films än­ dert. Das Experiment wurde unter Anwendung der RF-Magne­ tron-Sputtertechnik durchgeführt, wobei Argon (Ar)-Gas als Sputtergas zum Einsatz kam. Um die platinähnlichen Elemente hinzufügen zu können, wurde ein Stück eines hinzuzufügenden Elements auf einem Target mit vorbestimmter Grundzusammen­ setzung angeordnet und aufgesputtert. Das Ergebnis ist in Fig. 7 dargestellt. Die Fig. 7 zeigt Magnetostriktionskon­ stanten von Filmen, die dann erhalten werden, wenn eine ge­ eignete Anzahl von Stücken (Zehnecken) aus Rh, Pd, Ir und Pt jeweils auf einem Target aus Co₄₈Ni₃₀Fe₂₂ angeordnet und gesputtert werden. Anhand der Fig. 7 läßt sich erkennen, daß die jeweils hinzugefügten Elemente einen unterschiedli­ chen Einfluß auf die Magnetostriktionskonstante des ternä­ ren Co-Ni-Fe-Legierungsdünnfilms ausübten. Es wurde heraus­ gefunden, daß nur Pd die Magnetostriktionskonstante des ternären Co-Ni-Fe-Legierungsdünnfilms reduziert und diese von einem positiven Wert zu einem negativen Wert verändert.

Die Koerzitivkraft nahm beim Hinzufügen von Pd keine großen Werte an, auch nicht bei Erhöhung der Temperatur des Sub­ strats während der Filmherstellung. Es wurde daher heraus­ gefunden, daß durch einen Zusatz von Pd nur die Magneto­ striktionskonstante herabgesetzt werden kann, und zwar ohne große Änderung der magnetischen Kristallanisotropiekonstan­ ten. Die Koerzitivkraft war sehr stark vermindert, auch bei einer erhöhten Substrattemperatur infolge der Hinzufügung von Pd. Die gewünschte Substrattemperatur liegt üblicher­ weise im Bereich von 200 bis 400°C.

Die Zusammensetzung einer ternären Co-Ni-Fe-Legierung, die als Basis für einen Magnetkern in einem Dünnfilm-Magnetkopf nach der Erfindung dient, wird sowohl durch die magnetische Kristallanisotropiekonstante als auch durch die Sättigungs­ flußdichte bestimmt. Das bedeutet, daß der Zusammenset­ zungsbereich so definiert ist, daß sich die magnetische Kristallanisotropiekonstante so weit wie möglich dem Wert Null annähert, während die Sättigungsflußdichte so groß wie möglich werden soll. Da Pd ein nichtmagnetisches Element ist, nimmt mit zunehmendem Anteil an Pd die Sättigungsma­ gnetflußdichte ab, während die Koerzitivkraft ansteigt. Es ist daher erforderlich, die Zusammensetzung der Grundlegie­ rung unter Berücksichtigung dieser Fakten zu definieren. Das bedeutet, daß die Basis 20 bis 70 Atom-% an Co, 20 bis 60 Atom-% an Ni und 12 bis 30 Atom-% an Fe enthält. Die sich ergebende Zusammensetzung läßt sich dann wie folgt ausdrücken: (Co 20 bis 70 · Ni 20 bis 60 · Fe 12 bis 30) - Pda. Derjenige Wert a, der die Beziehung 5 ≦ a ≦ 32 Atom-% erfüllt, ist gewünscht.

Im folgenden wird der Grund näher beschrieben, warum Co auf den Bereich von 20 bis 70 Atom-% beschränkt ist. Ist der Anteil 20 Atom-% oder kleiner, so wird die magnetische Kri­ stallanisotropiekonstante klein, wobei auch die Koerzitiv­ kraft klein wird. Die Sättigungsflußdichte nimmt einen Wert von 1,0 Tesla oder weniger an und überschreitet nicht die­ jenige von gewöhnlichem Permalloy. Bei Hinzufügen von Pd nimmt die Sättigungsflußdichte weiter ab, so daß das ge­ wünschte Ziel nicht erreicht wird. Beträgt der Anteil 70 Atom-% oder mehr, so nimmt die magnetische Kristallaniso­ tropiekonstante signifikant große Werte an, wobei auch die Koerzitivkraft sehr groß wird. Ferner tritt in diesem Fall auch eine Kristallisation im Hexagonalsystem auf, wobei der Wert der Magnetostriktion instabil wird. Nachfolgend wird beschrieben, warum der Anteil an Fe auf den Bereich von 12 bis 30 Atom-% beschränkt ist. Beträgt der Anteil 12 Atom-% oder weniger, so befindet sich die Magnetostriktionskon­ stante sehr nahe am Wert Null, während die magnetische Kri­ stallanisotropiekonstante einen sehr großen Wert annimmt, wie dies auch bei einem großen Co-Anteil der Fall ist. Eine uniaxiale Anisotropie wird daher nicht erhalten, während die Koerzitivkraft 10 Oe oder mehr beträgt. Ist der Fe-An­ teil 30 Atom-% oder größer, so ist die magnetische Kri­ stallanisotropiekonstante klein, während auch die Koerzi­ tivkraft klein ist. In diesem Fall ist jedoch die Magneto­ striktionskonstante größer als 15×10^-6, so daß der Anteil an zusätzlichem Pd, der erforderlich ist, um die Magneto­ striktionskonstante nahe an den Wert Null zu bringen, sehr groß wird. Dies führt nachteiligerweise zu einer verminder­ ten Sättigungsmagnetflußdichte und zu einer vergrößerten Koerzitivkraft. Auf der Grundlage der Sättigungsmagnetfluß­ dichte und der magnetischen Kristallanisotropiekonstanten werden die Anteile an Co und Fe definiert. Ni dient nur da­ zu, den verbleibenden Anteil zu decken. Ist der Anteil an Ni 20 Atom-% oder weniger, so wird die Sättigungsmagnet­ flußdichte groß, während die Magnetostriktionskonstante un­ stabil wird, und zwar als Ergebnis der Kristallisation des kubisch-raumzentrierten Kristalls. Beträgt der Ni-Anteil 60 Atom-% oder mehr, so wird eine nur kleine Sättigungsmagnet­ flußdichte erhalten. Durch den Zusatz an Pd nimmt die Sät­ tigungsmagnetflußdichte weiter ab, wodurch das gewünschte Ziel nicht erreicht wird. Der Bereich von 20 bis 60 Atom-% wird daher als Ni-Anteil gewählt.

Ein Magnetkern nach der Erfindung weist eine Hitzebestän­ digkeit auf, die in einem elektroplattierten Film nicht vorhanden ist, da der Film nach der Erfindung durch Sput­ tern hergestellt ist. Da der Magnetkern nach der Erfindung weiterhin Palladium enthält, weist er auch eine ausgezeich­ nete Korrosionswiderstandsfähigkeit auf, und zwar im Ver­ gleich zu einem ternären Co-Ni-Fe-Legierungsfilm.

Es ist gewünscht, ein Mischgas aus Argongas und Stickstoff­ gas als Atmosphäre zum Sputtern zu verwenden und den Anteil an Stickstoffgas zu 1 bis 6 Vol.-% zu wählen. Auf diese Weise wird eine kleinere Koerzitivkraft erhalten als im Falle einer Atmosphäre, die nur Argongas enthält.

Durch die Erfinder wurde bestätigt, daß der Effekt der Ver­ minderung der Koerzitivkraft infolge der Verwendung der Mischgasatmosphäre aus Argon und Stickstoff nicht bei einem gesputterten, ternären Co-Ni-Fe-(10 Atom-% oder weniger)- Legierungsfilm erhalten wird. Der Grund wird nachfolgend beschrieben. In einem Bereich des Fe-Anteils von 10 Atom-% oder weniger, in welchem die Magnetostriktionskonstante ne­ gativ ist, ist die magnetische Kristallanisotropie sehr groß. Die Anisotropiedispersion ist daher stark. Da H_CH an­ steigt, kann das Atmosphärengas keinen Fortschritt bewir­ ken.

Beträgt der Anteil an Fe 12 Atom-% oder mehr, so wird die magnetische Kristallanisotropie klein, so daß der durch die Sputteratmosphäre hervorgerufene Effekt erscheint. Beim Sputtern wird das Substrat vorzugsweise auf eine Temperatur von etwa 200 bis 400°C aufgeheizt. Dies dient ebenfalls da­ zu, die Koerzitivkraft zu vermindern.

Bei der Herstellung des Dünnfilm-Magnetkopfs kommt Wärme zur Anwendung, wenn ein Magnetkern erzeugt wird, und wenn ein nichtmagnetisches Isolationsmaterial in einen Raum ein­ gebracht wird, der durch die Leiterspule und den Magnetkern umgeben ist. Wird z. B. ein Polyimidharz als nichtmagneti­ sches Isolationsmaterial verwendet, so beträgt die Tempera­ tur etwa 350°C, um das Harzmaterial thermisch zu fixieren. Es ist dabei ein gesputterter Film gewünscht, so daß sich die magnetischen Eigenschaften des Magnetkerns auch unter dem Einfluß dieser Hitze nicht verschlechtern.

Bei einem Magnetkern nach der Erfindung wird vorzugsweise eine Zusammensetzung gewählt, die 20 bis 70 Atom-% Co, 12 bis 30 Atom-% Fe, 20 bis 60 Atom-% Ni und 5 bis 32 Atom-% Pd enthält, so daß eine Magnetostriktionskonstante im Be­ reich von +2×10^-6 bis -2×10^-6 und eine Sättigungsma­ gnetflußdichte von 1,2 Tesla oder mehr erhalten werden. In diesem Fall ist es sehr wünschenswert, die Koerzitivkraft bei 2 Oe oder geringer zu halten.

Es wird somit ein Magnetkern für eine Magnetplatteneinheit mit großer Speicherkapazität von etwa 20 Gigabytes oder mehr zu Verfügung gestellt.

Ein Magnetkern kann erhalten werden durch abwechselndes Aufeinanderschichten von Kobalt-Legierungsdünnfilmen und Filmen, die andere Materialien enthalten. Auf diese Weise läßt sich die Koerzitivkraft noch weiter vermindern. Dar­ über hinaus weist der gesputterte Film eine kristallsäulen­ förmige Struktur auf, wobei seine magnetischen Eigenschaf­ ten vermindert werden, wenn das Verhältnis h/d aus Höhe h des säulenförmigen Kristalls zu Breite d dieses Kristalls groß wird. Das Wachsen eines säulenförmigen Kristalls läßt sich jedoch dadurch unterdrücken, daß andere Filme zwischen den gesputterten Filmen zu liegen kommen.

Ein genannter anderer Film zwischen den Kobalt-Legierungs­ filmen kann entweder ein magnetischer Film oder ein nicht­ magnetischer Film sein. Da kein magnetischer Einfluß auf den Kobalt-Legierungsfilm ausgeübt zu werden braucht, wird ein nichtmagnetischer Film bevorzugt. Als nichtmagnetischer Film kann z. B. ein Keramikfilm zum Einsatz kommen, bei­ spielsweise ein Film aus Aluminiumoxid.

Die Gesamtdicke der Kobalt-Legierungsfilme und der anderen Filme ist gleich der Dicke des Magnetkerns, der nur einen einzigen Kobalt-Legierungsfilm enthält.

Das Co-Ni-Fe-Pd-Magnetkern-Legierungsmaterial nach der Er­ findung kann eines oder mehrere der nachfolgenden Elemente Yttrium, Titan, Zirkon, Hafnium, Molybdän, Kupfer, Indium, Silicium, Wismuth, Aluminium, Iridium, Rhodium und Platin enthalten, wobei dieser Zusatz insgesamt 1 Atom-% oder we­ niger beträgt.

Im folgenden werden Ausführungsbeispiele unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher beschrieben.

Ausführungsbeispiel 1

Entsprechend der Fig. 1 liegt auf einem Keramiksubstrat 1, dessen Oberfläche hinreichend gerieben und gesäubert worden ist, ein Co-Ni-Fe-Pd-Legierungsdünnfilm mit einer Dicke von 1,0 µm, der mit Hilfe eines RF-Sputterverfahrens als ein erster Magnetkern 2 niedergeschlagen ist. Dieser Magnetfilm besteht zu dieser Zeit aus einem Viersystem-Co-Ni-Fe-Pd-Le­ gierungsdünnfilm mit 33 Atom-% Co, 24 Atom-% Ni, 18 Atom-% Fe und 25 Atom-% Pd. Eine Untersuchung der magnetischen Ei­ genschaften eines zur selben Zeit gesputterten Proben- oder Blindsubstrats führte zu dem Ergebnis, daß die Sättigungs­ magnetflußdichte 1,3 Tesla, die Koerzitivkraft 1,5 Oe und die Magnetostriktionskonstante +0,8×10^-6 betrugen.

Ein Sputtertarget wurde durch Anordnen einer Mehrzahl von 10×10 mm Pd-Chips auf Co-Ni-Fe-Legierungen gebildet. Es wurde bei einer Substrattemperatur von 250°C gesputtert, wobei das Sputtergas Ar war und der Gasdruck 0,6 m Torr be­ trug. Die Substrattemperatur kann aber auch in einem Be­ reich von 20°C bis 400°C liegen, vorzugsweise in einem Be­ reich zwischen 200°C bis 400°C. Als Sputtergas können Ar oder Ar + N2 zum Einsatz kommen. Der Gasdruck kann im Be­ reich von 0,3 bis 1,0 mTorr liegen. Die Zusammensetzung des magnetischen Dünnfilms läßt sich in diesem Fall durch Sput­ terverhältnisse der jeweiligen chemischen Elemente einstel­ len, wobei die Sputterverhältnisse durch die Sputterbedin­ gungen sowie durch das Verhältnis der Oberflächenbereiche der Co-Ni-Fe-Legierungen zu denjenigen der Pd-Chips defi­ niert sind. Unter Berücksichtigung der Sputterverhältnisse der jeweiligen Elemente auf der Grundlage des gewünschten Komponentenverhältnisses des magnetischen Dünnfilms wird das oben beschriebene Oberflächenverhältnis definiert, und zwar unter Wahl der Anzahl der Pd-Chips. Ferner kann als Target auch eine Co-Ni-Fe-Pd-Legierung zum Einsatz kommen, deren Zusammensetzung zu dem gewünschten Komponentenver­ hältnis führt.

Wie oben beschrieben, werden magnetische Felder, die parallel zur Oberfläche des magnetischen Dünnfilms und senkrecht zueinander verlaufen, abwechselnd während des ge­ samten Sputterverfahrens und weiterhin auch noch nach Been­ digung des Sputterverfahrens erzeugt bzw. angelegt, bis die Substrattemperatur auf etwa 150°C abgefallen ist, um einen Dünnfilm mit weichmagnetischen Eigenschaften und uniaxialer Anisotropie zu erhalten.

Nach dem Sputtern wird der erste Magnetkern so struktu­ riert, daß eine vorbestimmte Kernform erhalten wird, und zwar mit Hilfe der Ionen-Zerkleinerungstechnik.

Danach werden mit Hilfe der Dünnfilmtechnik ein nichtmagne­ tischer Spaltfilm 3 aus Al₂O₃ oder dergleichen, ein organi­ scher Isolationsfilm 4 aus z. B. einem Polyimidharz und ei­ ne Leiterspule 5 der Reihe nach aufgebracht und in vorbe­ stimmter Weise mit Hilfe des Ionen-Zerkleinerungsverfahrens oder mit Hilfe des Naßätzverfahrens strukturiert. Die Lei­ terspule 5 kommt innerhalb des Films 4 zu liegen. Auf die so erhaltene Struktur wird ein Film mit einer Zusammenset­ zung, die ähnlich derjenigen des ersten Magnetkerns 2 ist, als zweiter Magnetkern 6 aufgesputtert und mit Hilfe der Ionen-Zerkleinerungstechnik so strukturiert, daß eine vor­ bestimmte Magnetkernform erhalten wird. Sodann wird ein Aluminiumoxidfilm auf der gesamten Oberfläche des Substrats bzw. der gebildeten Struktur erzeugt, der ein Isolations­ film ist und als Schutzfilm 7 dient.

Als nächstes wird die Kopfeinrichtung aus dem Substrat 1 herausgeschnitten. Die vordere Endseite des Magnetkopfs wird auf eine vorbestimmte Abmessung poliert, wobei ein Ma­ gnetspalt g erhalten wird. Leitungsdrähte werden mit den Enden der Leiterspule 5 verbunden, um einen einzelnen Dünn­ film-Magnetkopf zu bilden. Die Abmessung des Magnetspalts g beträgt etwa 0,5 µm (Spaltbreite). Die Poldicke d, die sich durch Summation der Breite des Magnetspalts, der Dicke des oberen Magnetkerns und der Dicke des unteren Magnetkerns ergibt, beträgt etwa 3,5 µm. Die Fig. 1 zeigt einen Quer­ schnitt durch einen Teil des Magnetkopfs. Dagegen zeigt die Fig. 2 eine perspektivische Ansicht des herausgeschnittenen Dünnfilm-Magnetkopfs. Die Form des Magnetkernschnitts ist trapezförmig, was sich durch Anwendung der Ionen-Zerkleine­ rungstechnik ergibt. Die Länge der oberen Fläche ist größer als die der unteren Fläche. Mit dem Bezugszeichen 8 in Fig. 2 sind Anschlüsse versehen.

Beim vorliegenden Ausführungsbeispiel besteht sowohl der erste Magnetkern als auch der zweite Magnetkern jeweils aus einem einzigen Magnetfilm. Allerdings ist die Erfindung hierauf nicht beschränkt.

Die Fig. 1 zeigt einen Querschnitt durch den Zentralteil des Dünnfilm-Magnetkopfs. Der erste Magnetkern 2 und der zweite Magnetkern 6 weisen zwischen sich einen Magnetspalt g mit vorbestimmter Dicke bzw. Breite auf, der sich am vor­ deren Ende des Kopfs (an der linken Seite in Fig. 1) befin­ det und einem magnetischen Aufzeichnungsmedium (nicht dar­ gestellt) gegenüberliegt. Ferner sind der erste Magnetkern 2 und der zweite Magnetkern 6 zur Bildung eines magneti­ schen Kreises magnetisch miteinander verbunden, und zwar an der hinteren Seite des Magnetkopfs an einer Stelle, die re­ lativ weit vom Magnetspalt entfernt liegt. Die zwischen dem ersten Magnetkern 2 und dem zweiten Magnetkern 6 liegende Leiterspule 5 weist eine vorbestimmte Anzahl von Windungen auf, wobei die Leiterspule 5 den magnetischen Kreis schnei­ det. Der Raum, der von dem ersten Magnetkern 2, dem zweiten Magnetkern 6 und der Leiterspule 5 eingegrenzt ist, wird mit einem organischen Isolationsfilm 4 gefüllt, der einen elektrischen Isolator enthält. Konkret wird der Raum z. B. mit einem Polyimidharz ausgefüllt.

Fließt ein elektrischer Strom durch die Leiterspule 5 des so hergestellten Dünnfilm-Magnetkopfs, so wird im Magnet­ spalt g ein starkes Magnetfeld erzeugt. Durch dieses Ma­ gnetfeld wird Information auf einem magnetischen Aufzeich­ nungsmedium aufgezeichnet. Bewegt sich dagegen das magneti­ sche Aufzeichnungsmedium, auf dem Information gespeichert ist, am Magnetspalt g vorbei, so wird ein Magnetfluß er­ zeugt, der abwechselnd in sehr kurzen Zeitintervallen vom zweiten Magnetkern 6 zum ersten Magnetkern 2, und umge­ kehrt, gerichtet ist. Hierdurch wird eine Spannung in der Leiterspule 5 induziert, so daß auf dem magnetischen Auf­ zeichnungsmedium aufgezeichnete Information reproduziert wird.

Die elektrischen Eigenschaften eines nach der Erfindung hergestellten Dünnfilm-Magnetkopfs wurden mit denjenigen eines konventionellen Dünnfilm-Magnetkopfs verglichen, bei dem lediglich Permalloy verwendet worden ist. Es wurde festgestellt, daß der Dünnfilm-Magnetkopf nach der Erfin­ dung gegenüber dem konventionellen Dünnfilm-Magnetkopf eine etwa um 4 bis 5 dB verbesserte Überschreib-Charakteristik aufwies, bei einer um etwa 30% verbesserten Aufzeichnungs­ Magnetfeldintensität. Der Dünnfilm-Magnetkopf nach der Er­ findung kann daher gut mit einem eine hohe Koerzitivkraft aufweisenden Medium zur Erzielung einer hohen Aufzeich­ nungsdichte zusammenarbeiten.

Ausführungsbeispiel 2

Unter ähnlichen Bedingungen wie beim Ausführungsbeispiel 1 werden vier Magnetschichten, jede mit einer Dicke von 0,25 µ, aufeinandergeschichtet, wobei Al₂O₃-Filme, die jeweils eine Dicke von 0,004 µm aufweisen, zwischen diesen Magnet­ schichten zu liegen kommen. Die so erhaltene Struktur wird als Magnetkern verwendet. Es wurden die elektrischen Eigen­ schaften eines Dünnfilm-Magnetkopfs untersucht, dessen Ma­ gnetkerne derart strukturiert waren. Dabei wurden eine Überschreib-Eigenschaft und eine zum Schreiben erforderli­ che Magnetfeldintensität ähnlich wie beim Ausführungsbei­ spiel 1 erhalten. Darüber hinaus wurde eine um etwa 20% verbesserte Lesefähigkeit festgestellt. Der Dünnfilm-Ma­ gnetkopf nach dem zweiten Ausführungsbeispiel weist somit ausgezeichnete Eigenschaften auf. Dies liegt daran, daß durch die als Mehrschichtsystem aufgebauten Kerne die Koer­ zitivkraft vermindert und die Permeabilität verbessert wer­ den, wie nachfolgend noch im Zusammenhang mit dem Ausfüh­ rungsbeispiel 6 näher beschrieben wird.

Ausführungsbeispiel 3

Auf einem Legierungstarget einer ternären Co-Ni-Fe-Legie­ rung mit einer Zusammensetzung von 44 Atom-% Co, 32 Atom-% Ni und 24 Atom-% Fe wird eine geeignete Anzahl von Pd-Chips (10 mm²) angeordnet, um mit Hilfe eines Sputtervorgangs ei­ nen Viersystem-Co-Ni-Fe-Pd-Legierungsdünnfilm zu bilden. Die erhaltenen Beziehungen zwischen der Zusammensetzung und den magnetischen Eigenschaften sind in Fig. 3 dargestellt. Die Zusammensetzung des Targets besteht aus 44 Atom-% Co, 32 Atom-% Ni und 24 Atom-% Fe, wobei bei dieser Targetzu­ sammensetzung die magnetische Kristallanisotropiekonstante nahe bei Null liegt.

Daher ist die Koerzitivkraft klein. Die Magnetostriktions­ konstante zeigt jedoch einen großen positiven Wert von etwa 12×10^-6. Die Sättigungsmagnetflußdichte beträgt etwa 1,6 Tesla. Die Sputterbedingungen werden durch eine Substrat­ temperatur von 300°C, ein Sputtergas von Ar+2% N₂ als Mischgas und durch einen Gasdruck von 6×10^-4 Torr gebil­ det.

Auf diesem Target werden Pd-Chips angeordnet. Es wurde her­ ausgefunden, daß mit steigender Anzahl der Chips die Sätti­ gungsmagnetflußdichte und die Magnetostriktionskonstante nahezu linear abfallen, während im Gegensatz dazu die Koer­ zitivkraft nahezu linear und allmählich ansteigt. Der An­ teil an Pd, bei dem die Magnetostriktionskonstante den Wert +2×10^-6 annimmt, beträgt etwa 23 Atom-%. Unter dieser Be­ dingung wird eine Sättigungsmagnetflußdichte von etwa 1,32 Tesla erhalten, während dann die Koerzitivkraft ungefähr 1,7 Oe beträgt. Dies sind ausgesprochen gute Eigenschaften. Es wurde ferner festgestellt, daß der Anteil an Pd, bei dem die Magnetostriktionskonstante einen sehr kleinen negativen Wert von -2×10^-6 aufweist, bei etwa 30 Atom-% liegt. In diesem Fall beträgt die Sättigungsmagnetflußdichte nahezu 1,24 Tesla, während die Koerzitivkraft bei etwa 2,0 Oe liegt. Durch Vergleich dieser Resultate mit denjenigen von Permalloy bei derselben Magnetostriktionskonstanten wurde herausgefunden, daß nach der Erfindung eine um etwa 25 bis 30% erhöhte Sättigungsmagnetflußdichte vorhanden ist. Der Zusatz an Pd bewirkt offenbar denselben Effekt wie ein Zu­ satz an Ni, da dadurch die Magnetostriktionskonstante ver­ ringert wird. In diesem Fall wird jedoch eine leichte Erhö­ hung der Koerzitivkraft erhalten. Anders als durch Ni wird durch Pd nur die Magnetostriktionskonstante reduziert, ohne daß dadurch die magnetische Kristallanisotropiekonstante zu sehr geändert wird.

Ausführungsbeispiel 4

In ähnlicher Weise wie beim Ausführungsbeispiel 3 wird eine Targetzusammensetzung mit 26 Atom-% Co, 44 Atom-% Ni und 30 Atom-% Fe gebildet, so daß eine Sättigungsmagnetflußdichte von etwa 1,5 Tesla erhalten wird. Dieser Wert liegt etwas niedriger als beim Target nach dem Ausführungsbeispiel 3. Ferner liegt hier auch die magnetische Kristallanisotropie­ konstante näher am Wert Null im Vergleich zum Ausführungs­ beispiel 3, um die Koerzitivkraft zu vermindern. Pd-Chips werden auf dem Target angeordnet und gesputtert, um einen Viersystem-Co-Ni-Fe-Pd-Dünnfilm zu erhalten. Die Sputterbe­ dingungen und das Sputterverfahren sind in Übereinstimmung mit dem Ausführungsbeispiel 3 gewählt, mit der Ausnahme, daß im vorliegenden Fall die Substrattemperatur bei 350°C liegt. Das Ergebnis ist in Fig. 4 dargestellt. Steigt die Anzahl der Pd-Chips, so vermindern sich die Sättigungsma­ gnetflußdichte und die Magnetostriktionskonstante nahezu linear, wie auch beim Ausführungsbeispiel 3. Die Koerzitiv­ kraft steigt nahezu linear und allmählich mit steigendem Pd-Anteil an. Wird ein Pd-Anteil von 32,5 Atom-% oder mehr erreicht, so steigt jedoch die Koerzitivkraft abrupt an, wobei die uniaxiale Anisotropie verschwindet.

Es sei angenommen, daß die Magnetostriktionskonstante +2×10^-6, die Sättigungsmagnetflußdichte etwa 1,2 Tesla und die Koerzitivkraft etwa 1,5 Oe betragen. In diesem Fall beträgt der Pd-Anteil 27 Atom-%. Zeigt die Magnetostriktionskon­ stante einen kleinen negativen Wert von -1×10^-6, so be­ trägt der Pd-Anteil etwa 32 Atom-%. In diesem Fall liegt die Sättigungsmagnetflußdichte bei nahezu 1,1 Tesla, wäh­ rend die Koerzitivkraft den Wert 1,5 Oe annimmt. Da die Ko­ erzitivkraft bei einem Pd-Anteil von 32,5 Atom-% oder mehr abrupt ansteigt, liegt der Maximumwert von Pd bei 32 Atom­ %.

Wie im Zusammenhang mit den Ausführungsbeispielen 3 und 4 beschrieben, zeigt der Film, wenn die Zusammensetzung des ternären Co-Ni-Fe-Legierungsfilms so bestimmt ist, daß die Magnetostriktionskonstante nahe bei Null liegt und die Sät­ tigungsmagnetflußdichte auf einem hohen Wert gehalten wird, keine uniaxiale Anisotropie, da die magnetische Kristallan­ isotropiekonstante groß ist, was zu einer signifikant gro­ ßen Koerzitivkraft führt. Durch Hinzufügen von Pd zwecks Bildung eines Viersystem-Co-Ni-Fe-Pd-Legierungsfilms ist es jedoch möglich, die Koerzitivkraft auf einen kleineren Wert zu verringern, auch wenn die Magnetostriktionskonstante in der Nähe von Null liegt.

Die untere Grenze des Pd-Anteils ist durch die als Basis dienende Zusammensetzung der Co-Ni-Fe-Legierung definiert. Bei Annäherung an die Ni-Basisseite vermindert sich der An­ teil an Pd. Vom Standpunkt des Abgleichs der Sättigungsma­ gnetflußdichte soll die Magnetostriktionskonstante nahe Null bei 5 Atom-% liegen, wenn der Anteil an Ni 60 Atom-% beträgt.

Ausführungsbeispiel 5

Die Koerzitivkraft des Films wurde weiterhin für den Fall untersucht, daß das Sputtergas reines Argongas (Ar) ist, und für den Fall, daß das Sputtergas aus Argongas und einem kleinen Anteil von N₂ besteht. Das Ergebnis ist in Fig. 5 dargestellt.

Die Sputterbedingungen bei diesem Ausführungsbeispiel stim­ men mit Ausnahme des Sputtergases mit denjenigen beim vier­ ten Ausführungsbeispiel überein. Da sich die Magnetostrik­ tionskonstante nur wenig ändert, ist nur die Koerzitivkraft gezeigt. Wie in Fig. 5 zu erkennen ist, tritt keine uni­ axiale Anisotropie auf, wenn das Sputtergas nur aus Argon­ gas besteht. In diesem Fall nimmt die Koerzitivkraft einen signifikant hohen Wert an. Wird ein kleiner Anteil von N₂ zum Argongas hinzugemischt, so tritt eine uniaxiale Aniso­ tropie auf, wobei die Koerzitivkraft vermindert wird. Mit zunehmendem Anteil von N₂-Gas läuft die B-H-Kurve jedoch nicht in die Sättigung, so daß die Koerzitivkraft weiter ansteigt und einen Wert annimmt, der größer ist als derje­ nige bei einem Sputtergas, das nur Argon enthält. Ein ge­ eigneter Anteil an N₂-Gas, das mit dem Argongas gemischt ist, beträgt 1 bis 6 Vol.-%. Ist der Anteil an N₂-Gas klein, so bewirkt das N₂-Gas, daß statt säulenförmiger Kri­ stalle beim Filmwachstum körnchenförmige Kristalle wachsen, wobei diese Kristallkörnchen relativ klein sind. Dadurch wird der Effekt der magnetischen Kristallanisotropie unter­ drückt, was zu einer Verringerung der Koerzitivkraft führt. Andererseits sind im Film Nitride bzw. Stickstoffverbindun­ gen vorhanden, wenn der entsprechende Anteil der Mischung steigt.

Ausführungsbeispiel 6

In der Fig. 6 sind B-H-Kurven eines Vierschichtfilms (b), bei dem jede Schicht 0,25 µm dick ist, und der in Überein­ stimmung mit dem Ausführungsbeispiel 3 hergestellt worden ist, und eines Einzelschichtfilms (a) mit einer Dicke von 1,0 µm dargestellt, die nachfolgend verglichen werden. Zwi­ schen den einzelnen Schichten des Mehrschichtfilms (b) liegt jeweils ein Al₂O₃-Film mit einer Dicke von 0,004 µm.

Anhand der Fig. 6 läßt sich erkennen, daß die Koerzitiv­ kraft in Richtung der harten Achsen der Magnetisierung auf 0,5 Oe vermindert ist, also auf etwa ein Viertel, wenn der Vierschichtfilm zum Einsatz kommt.

Bei Verwendung dieses Vierschichtfilms als Magnetfilm im Dünnfilm-Magnetkopf nach der Erfindung läßt sich das Ausle­ severmögen um etwa 20% verbessern. Dies liegt daran, daß eine verbesserte Permeabilität aufgrund der Verringerung der Koerzitivkraft vorhanden ist.

Geräte, in denen die oben beschriebenen Ausführungsbeispie­ le zum Einsatz kommen können, können Geräte bekannter Art sein, wie sie z. B. in "Jisei Hakumaku Kogaku (Magnetic Thin Film Technology)" Jiki Kogaku Koza 5, von Shuichi Iida, usw., veröffentlicht durch Maruzen K.K. am 30. Juni 1977, beschrieben worden sind.

Wie zuvor ausführlich diskutiert, wird ein Dünnfilm-Magnet­ kopf nach der Erfindung mit einem Magnetkern aus einer Co- Ni-Fe-Pd-Legierung keine Verschlechterung seiner magneti­ schen Eigenschaften zeigen, wenn der Film beim Herstellen des Magnetkopfs einer erhöhten Temperatur ausgesetzt wird, wobei seine magnetischen Eigenschaften keinesfalls schlech­ ter sind als die eines plattierten Films aus einer ternären Co-Ni-Fe-Legierung.

Claims (18)

1. Dünnfilm-Magnetkopf, mit

• - einem Substrat (1),
• - einem ersten Magnetkern (2) auf dem Substrat (1),
• - einem zweiten Magnetkern (6) zur Bildung eines magnetischen Weges in Verbindung mit dem ersten Magnetkern (2),
• - einer Leiterspule (5), die um den magnetischen Weg herumgewickelt ist,
• - einem Spalt (g) zwischen den Enden des ersten Magnetkerns (2) und des zweiten Magnetkerns (6),
• - wobei wenigstens einer der Magnetkerne (2, 6) einen Dünnfilm aus einer Kobaltlegierung enthält,

dadurch gekennzeichnet, daß die Kobaltlegierung kristallin ist und 20 bis 70 Atomprozent Kobalt,
20 bis 60 Atomprozent Nickel,
12 bis 30 Atomprozent Eisen und
 5 bis 32 Atomprozent Palladium enthält.

2. Dünnfilm-Magnetkopf nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß wenigstens der erste (2) oder der zweite Magnetkern (6) eine Dicke von 2 µm oder weniger aufweist.

3. Dünnfilm-Magnetkopf nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm weichmagnetische Eigenschaften und eine uniaxiale Anisotropie aufweist, und daß er ferner eine harte Achse der Magnetisierung in Richtung des magnetischen Weges besitzt.

4. Dünnfilm-Magnetkopf nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm eine säulenförmige Kristallstruktur aufweist.

5. Dünnfilm-Magnetkopf nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die säulenförmige Kristallstruktur senkrecht zur Filmoberfläche aufgewachsene Kristalle aufweist.

6. Dünnfilm-Magnetkopf nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis h/d von Säulenhöhe h der säulenförmigen Kristallstruktur zu Säulenbreite d im Mittel 10 oder kleiner ist.

7. Dünnfilm-Magnetkopf nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm einen durch Sputtern gebildeten Dünnfilm enthält.

8. Dünnfilm-Magnetkopf nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm eine Magnetostriktionskonstante von +2×10^-6 bis -2×10^-6 sowie eine Sättigungsmagnetflußdichte von 1,2 Tesla oder mehr aufweist.

9. Dünnfilm-Magnetkopf nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm einen trapezförmigen Querschnitt aufweist, bei dem die Länge der unteren Fläche des Dünnfilms größer als die Länge der oberen Fläche des Dünnfilms ist.

10. Dünnfilm-Magnetkopf nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß wenigstens einer der Magnetkerne (2, 6) zwei Schichten des Legierungsdünnfilms enthält, wobei der Legierungsdünnfilm und ein anderer Materialfilm wechselweise aufeinandergeschichtet sind.

11. Dünnfilm-Magnetkopf nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß der andere Materialfilm ein nichtmagnetisches Material enthält.

12. Dünnfilm-Magnetkopf nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß das nichtmagnetische Material Keramikmaterial enthält.

13. Magnetischer Dünnfilm mit wenigstens einer Schicht eines Dünnfilms aus einer Kobalt-Legierung auf einem nichtmagnetischen Substrat (1), dadurch gekennzeichnet, daß die Kobaltlegierung kristallin ist und 20 bis 70 Atomprozent Kobalt,
20 bis 60 Atomprozent Nickel,
12 bis 30 Atomprozent Eisen und
 5 bis 32 Atomprozent Palladium enthält.

14. Magnetischer Dünnfilm nach Anspruch 13 dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm eine säulenförmige Kristallstruktur mit in einer Richtung senkrecht zur Oberfläche des Substrats aufgewachsenen Kristallen aufweist.

15. Magnetischer Dünnfilm nach Anspruch 13 oder 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm einen durch Sputtern gebildeten Film enthält.

16. Magnetischer Dünnfilm nach einem der Ansprüche 13 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm zwei oder mehrere Schichten enthält, wobei der Legierungsdünnfilm und ein anderer Materialfilm wechselweise aufeinandergeschichtet sind.

17. Magnetischer Dünnfilm einem der Ansprüche 13 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierungsdünnfilm weichmagnetische Eigenschaften und eine uniaxiale Anisotropie sowie eine harte Achse der Magnetisierung in einer Richtung parallel zur Oberfläche des Substrats aufweist.