DE2848141A1

DE2848141A1 - Legierung fuer ein magnetoresistives element und verfahren zur herstellung einer solchen legierung

Info

Publication number: DE2848141A1
Application number: DE19782848141
Authority: DE
Inventors: Yoshimi Makino; Tsutomu Okamoto
Original assignee: Sony Corp
Current assignee: Sony Corp
Priority date: 1978-02-27
Filing date: 1978-11-06
Publication date: 1979-08-30
Also published as: GB2015571A; GB2015571B; NL7811024A; FR2418274B1; JPS5823453B2; US4212688A; FR2418274A1; JPS54114427A; DE2848141C2; CA1105743A

Description

Dipl.-Ing. H. MITSCHERLICH Dipl.-Ing. K. GUNSCHMANN Dr. rer. not. W. KÖRBER

Dipl.-I η g. J. SCHMIDT-EVERS

PATENTANWÄLTE

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D-80C0 MDNCHFN 2 2 SteinsdorfsiraßelO

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G. November 197 8

SONY CORPORATION

7-35 Kitashinagawa 6-chome

Shinagawa-ku

Tokyo, Japan

Legierung für ein magnetoresistives Element und Verfahren zur Herstellung einer solchen Legierung

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Dipl.-Ing. H. MITSCHERLICH Dipl.-Ing. K. GUNSCHMANN Dr. rer. not. W. KÖRBER

Dipl.-I ng. J. SCHMIDT-EVERS

PATENTANWÄLTE

D-80C0 MüNCHFN 2 2 Steiiisdorfälraße 10

<§? (089) * 29 66 84

2848HI

Beschreibung

Die Erfindung bezieht sich auf eine Legierung, die sich eignet für die Anwendung bei einem magnetoresistiven Element, d.h. bei einem Element mit einem magnetischen Widerstand. Ferner bezieht sich die Erfindung auf ein Verfahren zur Herstellung einer derartigen Legierung.

Generell wird ein magnetoelektrischer Wandler in großem Umfang als berührungsloser Schalter, als Schalterelement für einen bürstenlosen Elektromotor oder dgl. verwendet. Beispiele für den magnetoelektrischen Wandler sind ein Halbleiter-Hall-Element, ein magnetoresistives Halbleiter-Element, ein planares Hall-Element und ein ferromagnetische s magnetoresistives Element.

In dem Halbleiterelement wird die Anzahl der Träger und die Beweglich-keit in starkem Ausmaß jedoch durch die Temperatur beeinflußt, und die Temperaturcharakteristiken sind schlecht. Demgemäß erfordert das Halbleiterelement eine äußere Schaltung zur Temperaturkompensation. Die Ausgangsspannung des planaren Hall-Elements ist niedrig. Wenn ein derartiges Element beispielsweise dazu benutzt wird, den bürstenlosen Elektromotor zu steuern bzw. anzutreiben, erfordert dies eine spezielle Außenschaltung, wie einen Verstärker mit hoher Verstärkung. Ferner ist die unkompensierte Spannung des magnetoresistiven Elements hoch im Vergleich zu der Ausgangsspannung dieses Elements, da das betreffende magnetoresistive Element ein Zweipolelement ist. Die Änderung der nichtkompensierten Spannung

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aufgrund der Änderung des Widerstands bzw. spezifischen Widerstands in Abhängigkeit von der Temperatur kann insbesondere nicht vernachlässigt werden im Vergleich zu der Ausgangsspannung. DemgemäiS kommt die auf die Temp era tür änderung zurückgehende Nullpunktabweichung für den praktischen Gebrauch in Frage.

Es ist bereits an anderer Stelle ein magnetoelektrisches Wandlerelement beschrieben worden (US-PS 3 928 836), mit dessen Hilfe die oben beschriebenen Mängel der herkömmlichen magnetoelektrischen Wandlerelemente überwunden werden. Das magnetoelektrische Element enthält zwei Streifen aus einem ferromagnetischen Material mit einem magnetoresistiven Effekt. Die beiden Streifen sind dabei elektrisch miteinander in Reihe geschaltet. Die Stromzweige der beiden Streifen verlaufen rechtwinklig zueinander. Ein Ausgangsanschluß ist an dem Verbindungspunkt zwischen den Streifen angeschlossen. An den gegenüberliegenden Enden der Streifen sind Stromspeiseanschlüsse angeschlossen. Dabei ist das betreffende bekannte magnetoelektrische Wandlerelement (gemäß der US-PS 3 928 836) als "ein maernetoresistives Element angegeben und zwar mit einer Isolations-Trägerschicht, auf der ein erster, einen Strom leitender ferromagnetischer Metallfilmstreifen vorgesehen ist, der die Fähigkeit, einen Strom zu führen, hauptsächlich in einer Richtung besitzt, wobei auf der betreffenden Trägerschicht ein zweiter, einen Strom führender ferromagnetischer Metallfilmstreifen vorgesehen ist, der eine Stromleitfähigkeit hauptsächlich in einer Richtung besitzt, die weitgehend rechtwinklig zu der genannten einen Richtung verläuft, wobei die ersten Enden der Streifen miteinander verbunden sind, wobei ein Stromeingangsanschluß mit den gegenüberliegenden Enden der Streifen verbunden ist und wobei ein Ausgangsanschluß mit dem Verbindungspunkt zwischen den beiden Streifen verbunden ist."

Wenn der Stromweg eines Streifens einem Magnetfeld mit zur

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Sättigung der ferromagnetisehen Streifen ausreichender Intensität unter einem Winkel von θ ausgesetzt wird, dann ändert sich die Ausgangsspannung im Verhältnis zu -^p- cos 2Θ, wobei Ap = γ/, - Yji- t 2po = ρ -„ + Q₁ , £ den Widerstand für den Fall, daß die sättigbare Magnetisierung und der Strom rechtwinklig zueinander verlaufen, und P// den Widerstand für den Fall bedeuten, daß die betreffende Magnetisierung und der Strom parallel zueinander verlaufen. Die Änderung der Ausgangsspannung hat bei dem Winkel θ = 0° ein Maximum und bei dem Winkel von 90° ein Minimum, wobei die Schaltoperation bewirkt wird. Die oben beschriebenen Nachteile der herkömmlichen magnetoelektrischen Wandlerelemente sind durch das zuvor beschriebene magnetoresistive Element zwar beseitigt.

Es hat sich jedoch herausgestellt, daß noch einige weitere Probleme bei dem oben beschriebenen magnetoresistiven Element zu lösen sind.

Im allgemeinen wird bei der Herstellung des magnetoresistiven Elements ein Silicium-Substrat bzw. eine Si-Trägerschicht verwendet, und zwar unter Gesichtspunkten der Massenproduktion und der Kostensenkung. Da die Si-Trägerschicht dünn ist, ist ihre Brechfestigkeit gering. Demgemäß ist die Sättigungscharakteristik des Ausgangssignals des magnetoresistiven Elements verschlechtert. Die Charakteristiken der magnetoresistiven Elemente sind weit gestreut. Die Herabsetzung der Bruchfestigkeit resultiert in einer Mittelpunkts-Potentialabweichung (der Potentialauslenkung des Verbindungspunkts zwischen den beiden ferromagnetisehen Streifen), und zwar aufgrund des piezo-Widerstandseffekts. Demgemäß sollte für einen eine hohe Genauigkeit erfordernden berührungslosen Schalter eine teure Aluminiumträgerschicht verwendet werden. Überdies wird es bezüglich des magnetoresistiven Elements bevorzugt, ein Legierungssystem auszuwählen, dessen Anisotropieverhältnis -Tf-- hinsichtlich des magnetischen Widerstands groß ist. Die herkömmliche Legierung für diesen Zweck ist

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eine Legierung aus 76 Ni-24 Co. Diese Legierung besitzt jedoch eine große Magnetostriktionskonstante, und ilare Bruehfestigkeit ist nicht verbessert.

Der Erfindung liegt demgemäß die Aufgabe zugrunde, eine die oben beschriebenen Probleme überwindende Legierung für ein magnetoresistives Element sowie ein Verfahren zur Herstellung einer derartigen Legierung bzw« eines solchen Elements zu schaffen.

Darüber hinaus soll eine Legierung für ein magnetoresistives Element geschaffen werden, dessen Magnetostriktionskonstante klein ist und dessen Anisotropiarerhältnis bezüglich des magnetischen Widerstands groß ist- Überdies soll ein Verfahren zur Herstellung einer derartigen Legierung abgegeben werden.

Gelöst wird die vorstehend aufgezeigte Aufgabe durch die in den Patentansprüchen angegebene Erfindung.

Gemäß einem Aspekt der Erfindung weist eine Legierung für ein magnetoresistives Element eine geordnete Phase mit einer Supperstruktur (Überstrukturgitter) auf und enthält Hickel- und Kobalt-Atome, wobei das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen durch eine Atom-Zahl gegeben ist, die weitgehend innerhalb des Bereichs von 4O:60 bis 60;40 liegt.

Gemäß einem weiteren Aspekt der Erfindung umfaßt ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung für ein magnetoresistives Element folgende Verfahrensschritte s Herstellen eines Substrats bzw. einer Trägerschicht für ein magnetoresistives Element und Bilden eines Nickel-Kobalt-Legierungsfilmes auf der betreffenden Trägerschicht bei einer Temperatur von mehr als 250⁰C, bei der die betreffende Legierung eine geordnete Phase mit einer Superstruktur besitzt, wobei das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen so ge-

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wählt ist, daß die Atomzahl innerhalb des Bereichs von 40:60 bis 60:40 liegt.

Bs ist generell bekannt, daß eine Ni-Co-Legierung ein relativ großes Anisotropjeverhältnis 4^ hinsichtlich des magnetischen Widerstands im Vergleich zu anderen ferromagnetischen Legierungen aufweist. Die Ni-Co-Legierung weist kristallographisch eine flächenzentrierte Struktur auf, an deren Gitterpunkten Ni-Atome und Co-Atome angeordnet sind.

In einer Ni-Co-Legierungsmasse, die im allgemeinen durch Schmelzen und Abkühlen erhalten werden kann, oder in einer Ni-Co-Legierungsschicht, die auf einer Trägerschicht bei einer niedrigeren Temperatur gebildet werden kann, sind Nickel-Atome und Kobalt-Atome unregelmäßig an den Gitterpunkten der flächenzentrierten Struktur vorgesehen. Dabei existiert kein Bericht dahingehend, der die starke Regelmäßigkeit der Atom-Anordnung der Ni-Co-Legierung bestätigt. Bei einem herkömmlichen magnetorestistiven Element, wie einer verwendeten Ni-Co-Legierung, beträgt das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen etwa 76/24 (76 Ni-24Co) wobei lediglich der Effekt des magnetischen Widerstands berücksichtigt ist. Die Magnetostriktionskonstante einer eine solche Zusammensetzung besitzenden Ni-Co-Legierung ist jedoch groß, was zu verschiedenen Nachteilen führt.

Andererseits besitzt eine Ni-Co-Legierung mit der Zusammensetzung 40 Ni- 60 Co bis 60 Ni - 40 Co gemäß der Erfindung eine kleine Magnetostriktionskonstante und darüber hinaus ein hohes Anisotropißverhältnis bezüglich des magnetischen Widerstands aufgrund der Bildung der geordneten Phase mit der Superstruktur bzw. mit dem Überbau. Es hat sich nun gezeigt, daß die oben beschriebenen Probleme vollständig durch die Ni-Co-Legierung gelöst werden können, die die geordnete Phase mit der Superstruktur bzw. dem Überbau der Zusammensetzung aus 40 Ni - 60 Co bis 60 Ni - 40 Co besitzt.

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Anhand von Zeichnungen wird die Erfindung nachstehend beispielsweise näher erläutert.

Fig. 1 zeigt eine Photographie einer Elektronenstrahl-Brechung an einer 50Ni - 50 Co-Legierung, die auf eine Trägerschicht bei einer Temperatur von 150⁰C aufgedampft ist. Fig. 2 zeigt eine Photographie einer Elektronenstrahl-Brechung an einer 50 Ni- 50 Co-Legierung, die auf eine Trägerschicht bei einer Temperatur von 300⁰C aufgedampft ist. Fig. 3A zeigt schematisch in einer Perspektivansicht die Kristallstruktur der Legierung gemäß Fig. 2. Fig. 3B zeigt schematisch in einer Perspektivansicht die Kristallstruktur von CuAu des Typs I.

Fig. 3C zeigt schematisch in einer Perspektivansicht die Kristallstruktur von CuAu des Typs II.

Fig. 4 zeigt in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Trägerschichttemperatur bei der Aufdampfung und der Anisotropie einer Legierung bezüglich des magnetischen Widerstands« Fig. 5 zeigt in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Trägerschichttemperatur bei dem Aufdampfen und der Anisotropie einer weiteren Legierung hinsichtlich des magnetischen Widerstands.

Fig. 6 veranschaulicht in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Meßtemperatur und der Anisotropie hinsichtlich des magnetischen Widerstands.

Fig. 7 zeigt in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Trägerschichttemperatur beim Aufdampfen und der Ausgangsspannung.

Fig. 8 veranschaulicht in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Bildung eines Ni-Co-Legierungssystems und der Mittelpunkts-Potentialabweichung.

Fig. 9 veranschaulicht schematisch in einer Perspektivansicht das Meßverfahren zur Ermittelung der Mittelpunkts-Potentialabweichung.

Fig. 10 veranschaulicht in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Bildung des Ni-Co-Legierungssystems und der Sättigungs-Magnetostriktionskonstanten. Fig. 11 veranschaulicht in einem Diagramm eine Hysteresis-

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kurve einer !i-Co-Legierung.

Fig. 12 veranschaulicht in einem Diagramm die Hysteresiskurve einer anderen M-Co-Legierung.

Im folgenden werden die bevorzugten Ausführungsformen Mosichtlich ihres Prinzips und Aufbaus näher erläutert.

Eine gemäß der Erfindung für ein magnetoresistives Element vorgesehene Legierung weist eine geordnete Phase mit einer Super- bzw. Überstruktur auf und enthält Nickel- und Xobalt-Atome, wobei das Verhältnis der Uickel-Atome zu den Kobalt-Atomen durch eine Atom-Zahl gegeben ist, die weitgehend innerhalb des Bereichs von 40 s 60 bis 60 : 40 liegt. Ferner ist durch die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer !Legierung für ein magnetoresistives Element geschaffen. Dieses Verfahren umfaßt folgende Yerfahrensschritte: Herstellen einer üErägerschicht für ein magnetoresistives Element und Bilden einer Mickel-Kobalt-Legierungsschicht auf der betreffenden trägerschicht bei einer Temperatur von »ehr als 250⁰C, so daB die Legierung eine geordnete Phase eit einer Super- bzw. Überstruktur besitzt und das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen zwischen 40 s 60 und 60 5 40 liegt.

Der Grund dafür, daß das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen in der Legierung (ISi - Co-Legierung) genäB der Erfindung auf den oben angegebenen Bereich beschränkt ist, wird zunächst erläutert. Eine Ni-Co-Legierung, die weniger als 40 Mi- 60 Co enthält, weist ein niedrigeres Anisotroptarerhältnis Αψ /f>o hinsichtlich des magnetischen Widerstands auf und ist daher schwierig als magnetoresistives Element zu verwenden. Eine Hi-Co-Legierung, die mehr Hi als entsprechend dem Verhältnis 60 Ni - 40 Co enthalt, weist eine größere JMagnetostriktionskonstante und eine schlechtere Bruchfestigkeit auf. Damit ist die Abweichung des Mittelpunktpotentials eines derartigen Elements größer, wodurch die Wirkung der Erfindung abgeschwächt ist.

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Die Schichtdicken des Ni-Co-Legierungsfilmes gemäß der Erfindung, der beispielsweise durch Vakuum-Aufdampfung auf der Trägerschicht gebildet ist - liegt vorzugsweise unter 10 000 Der Grund hierfür liegt darin, daß bei einer Schichtdicke von über 10 000 2. die Impedanz des Elements zu gering ist, wodurch die Steuerleistung erhöht wird. Ein praktischer Bereich der Schichtdicke liegt zwischen 1000 ~ 3000 2.

Es ist praktisch, daß die TrägerSchichttemperatur bei der Bildung der Ni-Co-Legierung, beispielsweise durch Vakuum-Auf dampf ung, gemäß der Erfindung im Bereich von 200⁰C bis 500⁰C und vorzugsweise im Bereich von 300⁰C bis 500⁰C liegt. Der Grund hierfür liegt darin, daß bei einer Trägerschichttemperatur unterhalb von 250⁰C die Legierung nicht die Superstruktur- bzw. Oberbauphase besitzt und daß daher der magnetische Widerstandseffekt gering ist. Wenn andererseits die TrägerSchichttemperatur zu hoch ist, existiert die Befürchtung, daß die Trägerschicht geschmolzen oder beschädigt wird und daß außerdem die Bearbeitungseigenschaft für die Herstellung des Elements vermindert ist, und zwar aufgrund der Tatsache, daß mehr Zeit benötigt wird, um die Temperatur anzuheben oder abzusenken.

Der Vakuum-Aufdampfprozeß gemäß der Erfindung wird praktisch mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 100 Ä/sec und vorzugsweise mit einer Geschwindigkeit von AO bis 80 £/sec ausgeführt. Dies heißt, daß bei einer Geschwindigkeit unterhalb von 20 Ä/sec die magnetische Sättigungseigenschaft des Elements schlechter ist und daß bei einer Geschwindigkeit über 100 Ä/sec die Schwierigkeit vorhanden ist, gleichmäßige Legierungsfilme bereitzustellen, und ferner zeigen die Eigenschaften der Elemente die Neigung, sich stärker zu ändern.

In Fig. 1 und 2 sind Photographien bzw. Abbildungen der Elektronenstrahlbrechung zur Erläuterung der Erfindung dargestellt. Dabei zeigt Fig. 1 ein Vergleichsbeispiel das sich

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auf eine 50 Ni-50Co-Legierung bezieht, die durch Aufdampfen im Vakuum bei einer TrägerSchichttemperatur von 15O⁰C abgelagert worden ist. In Fig. 2 ist eine Ausführungsform der Erfindung veranschaulicht, die die Ablagerung einer 50Ni-50Co-Legierung im Vakuum durch Aufdampfen bei einer Trägerschichttemperatur von 30O⁰C betrifft. Aus Fig. 1 ist ein Brechungsmuster der Ni-Co-Legierung mit einem typischen flächenzentrierten Raumgitter (FCC) veranschaulicht, wobei der innerste Brechungsring der Ebene (111) entspricht, während der nächste Brechungsring der Ebene (200) entspricht, usw.. Diese Tatsache veranschaulicht, daß die Anordnung der Ni-Atome und der Co-Atome in der Legierung gemäß Fig. 1 unregelmäßig ist, was auch durch die nachstehende Beschreibung noch ersichtlich werden wird. Andererseits kann aus Fig. 2 klar erkannt werden, daß viele neue Brechungsringe und Punkte sowie das flächenzentrierte Raumgitter FCC gemäß Fig. 1 vorhanden sind. Das in Fig. 2 dargestellte Brechungsmuster zeigt demgemäß die Struktur der 50Ni-50Co-Legierung gemäß der Erfindung auf der Grundlage des flächenzentrierten Raumgitters FCC, und überdies enthält die betreffende Legierung ein Gitter, das mehr Brechungsebenen aufweist als das flächenzentrierte Raumgitter FCC.

Infolge einer detaillierten Analyse bzw. Auswertung des Brechungsmusters gemäß Fig. 2 hat sich demgemäß gezeigt, daß die 50Ni-50Co-Legierung gemäß der Erfindung die in Fig.3A dargestellte Superstruktur bzw. den dort dargestellten Oberaufbau besitzt. In Fig. 3 sind mit schwarzen Kreisen Co-Atome und mit weißen Kreisen Ni-Atome angedeutet, wobei mit a, b und c die Hauptgitterachsen bezeichnet sind. Mit M ist die Länge des gegenphasigen Bereichs bezeichnet, und zwar gemessen in der Einheit der Gitterkonstante der Grundzelle bzw. ursprünglichen Zelle. Die Struktur gemäß Fig. 3A basiert auf den an sich bekannten Superstrukturen bzw. Aufbauten von CuAu des Typs I (Fig. 3B) oder von CuAu des Typs II (Fig. 3C). Dies bedeutet, daß die Anordnung der Ni- und Co-Atome in der herkömmlichen Ni-Co-Legierung unter dem vollständig unregel-

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mäßigen Zustand steht, daß allerdings die Ni-Co-Legierung gemäß der Erfindung eine geordnete bzw. regelmäßige Phase besitzt, die den Aufbau bzw. die Superstruktur auf der Grundlage von CuAu I oder CuAu II besitzt. Aufgrund des Vorhandenseins einer derartigen Superstruktur bzw. eines derartigen Aufbaus weist das Element gemäß der Erfindung einen bemerkenswert verbesserten magnetoresistiven Effekt im Vergleich zu den herkömmlichen Elementen auf«

In Fig. 4 ist in einem Diagramm eine Beziehung zwischen der Trägerschichttemperatur Ts und der Anisotropie Δ? /γο bezüglich des magnetischen Widerstands veranschaulicht. Dabei wurden Proben verwendet, die eine Legierungsschicht aus 50Ni-50Co aufwiesen, welche im Vakuum in einer Dicke von 2500 bis 3000 S abgelagert worden war. In diesem Fall lag die Meßtemperatur bei Zimmertemperatur (293° K) und bei 77⁰K, und ein Magnetfeld von 2KOe wurde benutzt. Durch den in Fig. 4 schraffiert dargestellten Bereich ist ein Übergangsbereich zwischen dem geordneten Zustand mit der Superstruktur und dem regellosen Zustand der Anordnung der Ni- und Co-Atome veranschaulicht. Die Anordnung der Ni- und Co-Atome befindet sich im regellosen Zustand innerhalb eines Bereichs der Träger Schichttemperatur, die unterhalb der des Übergangsbereichs liegt. Die betreffende Anordnung der Atome befindet sich aber im geordneten Zustand innerhalb des Bereichs einer Trägerschichttemperatur, die hoher ist als die des Übergangsbereichs. Die betreffenden Atome befinden sich insbesondere im Zustand starker Ordnung bei einer Trägerschichttemperatur oberhalb von 523⁰K (250⁰C). In Fig. 4 ist die Tatsache veranschaulicht, daß das Anisotropissrerhältnis Δψ /<?ο bezüglich des magnetischen Widerstands im Zustand der Regellosigkeit relativ niedrig ist und stark ansteigt, wenn die Trägerschichttemperatur von dem betreffenden. Verhältnis aus ansteigt oder um die Übergangstemperatur herum. Ferner geht aus Fig. 4 hervor, daß das Verhältnis &P /Po beim höchsten Wert im geordneten Zustand konstant wird oder in die Sättigung gelangt. Wie aus Fig. 4 ferner hervorgeht, liegt der Wert

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des Verhältnisses über dem gemessenen Wert in der Legierungsmenge, wie dies von L.Smit in der Zeitschrift "Physica", XVI, Nr. 6, 612 (1951), angegeben worden ist. Demgemäß dürfte verständlich sein, daß die Ni-Co-Legierung, die die Superstruktur bzw. den Aufbau im geordneten Zustand gemäß der Erfindung besitzt, ein deutlich höheres Anisotropieverhältnis 4f /^o bezüglich des magnetischen Widerstands besitzt als die herkömmliche Ni-Co-Legierung im nichtgeordneten bzw. regellosen Zustand. Überdies zeigt ein Vergleich der Fig. 5 mit der Fig. 4, daß der Spitzenpunkt oder Sättigungspunkt des Anisotropieverhältnisses bezüglich des magnetischen Widerstands der Ni-Co-Legierung gemäß der Erfindung die Neigung besitzt, generell sich zu Werten nach rechts in der Zeichnung hin zu verschieben, wenn die Dicke der Ni-Co-Legierungsschichten geringer ist als bei der oben beschriebenen Schicht.

In Fig. 6 ist die Temperaturabhängigkeit des Anisotrop Verhältnisses -4p/fo bezüglich des magnetischen Widerstands bei den in Fig. 4 angesetzten Proben entsprechenden Proben für den geordneten Zustand (Trägerschichttemperatur Ts bei der Vakuumaufdampfung: 561⁰K) und im regellosen Zustand (Trägerschichttemperatur Ts bei der Vakuumaufdampfung: 419⁰K) veranschaulicht. Auch aus diesen Daten ergibt sich, daß die Anisotropie bezüglich des magnetischen Widerstands beim geordneten Zustand gemäß der Erfindung über den gesamten Gebrauchstemperaturbereich höher gehalten wird, und zwar insbesondere bei der niederen Temperatur.

Fig. 7 zeigt in einem Diagramm eine Beziehung zwischen der Trägerschichttemperatur Ts bei der Vakuumaufdampfung und der Ausgangsspannung des magnetoresistiven Elements, welches den Legierungsfilm aus 54 Ni - 46 Co (entsprechend Fig. 5) aufweist. Die für die Verwendung vorgesehenen Proben wurden dadurch hergestellt, daß nach der Hochfrequenz-Schmelzung von Ni und Co im gewünschten Verhältnis in der Ar-Gasatmosphäre unter einem Druck von 1 atm das geschmolzene Gemisch in eine

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Eisenform gegossen wurde und daß die so gegossene Legierungsplatte in eine Bandform für die Vakuumaufdampfung gebracht wurde, indem ein Kaltwalzverfahren angewandt wurde. Die Trägerschicht für die Vakuumaufdampfung war eine ebene Glasplatte mit einer Dicke von 1mm. Zur Durchführung des Überzugs-Aufdampfungsverfahrens im Vakuum wurde das Widerstandsheizverfahren unter Verwendung eines elektrischen Wolfram-Widerstands benützt. Das Vakuum betrug 2 · 10 mmHg. Die Trägerschichttemperaturen beim Aufdampfen betrugen 150°, 200°, 250°, 300° bzw. 350⁰C. Die Legierungsschichtdicke betrug etwa 1800&. Die Messungen wurden unter einer Steuergleichspannung von 10V vorgenommen, und die Magnetfelder betrugen 200 Oe bzw. 2KOe. Wie aus Fig. 7 deutlich hervorgeht, nimmt die Ausgangsspannung um die Trägerschichttemperatur von 250°C herum stark zu, d.h. um die Übergangstemperatür zwischen dem geordneten Zustand mit der SuperStruktur und dem regellosen bzw. unregelmäßigen Zustand. Obwohl die Trägerschichttemperatur den oben erwähnten Übergang in Fig. 7 etwas nach rechts (in der Zeichnung) verschiebt, und zwar mit Rücksicht auf die Differenz in der Schichtdicke im Vergleich zu der in Fig. 4 gezeigten Lage, veranschaulicht die Fig. 7 jedoch in entsprechender Weise Verhältnisse wie Fig. 4 insgesamt. Dies ist ohne weiteres mit Rücksicht darauf vermutet worden, daß die Änderung der Ausgangsspannung im Verhältnis zu dem Anisotropjßverhältnis A? /t>o bezüglich des magnetischen Widerstands steht.

Die Ausgangsspannungen des Elementes, in welchem ein Si-Substrat verwendet wurde, sind in der nachstehenden Tabelle aufgeführt. Die Messungen wurden unter einer Steuergleichspannung von 10V und einem Magnetfeld von 100 Oe durchgeführt. Ein Element mit einer Legierungsschicht aus 76 Ni 24 Co wurde als Vergleichsbeispiel verwendet. Diese Schicht wurde durch Anwendung eines ÜberzugaufdampfVerfahrens im Vakuum auf die Trägerschicht bei einer Temperatur von 25O⁰C abgelagert. Ein Element mit einer Legierungsschicht aus

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54Ni-46Co wurde im Vakuum im Zuge eines ÜberzugaufdampfVerfahrens auf der Trägerschicht bei einer Trägerschichttemperatur von 30O⁰C abgelagert. Diese Legien Ausführungsform der Erfindung benutzt.

tür von 30O⁰C abgelagert. Diese Legierungsschicht wurde als

Aus-Trägerschicht- gangs-Zusammensetzung temperatur spamuTg

Vergleichs-Beispiel	27Ni -	24 Co	250	⁰C	240
Ausführungsform	54Ni -	46 Co	300	⁰C	230

Aus der vorstehenden Tabelle geht hervor, daß die Abnahme der Ausgangsspannung der 54Ni-46Co-Legierung gemäß der Erfindung geringer ist als bei der herkömmlichen 76Ni-24Co-Legierung mit dem höchsten Anisotropieverhältnis A^/^o hinsichtlich des magnetischen Widerstands. Der Abfall der Ausgangsspannung der Legierung gemäß der Erfindung ruft in der Praxis nahezu kein Problem hervor. Dies dürfte ohne weiteres aus der Tatsache heraus zu verstehen sein, daß das Anisotropieverhältnis AV /^o bezüglich des magnetischen Widerstands und die Ausgangsspannung des Elements derutlich durch einen solchen Aufbau des Elements verbessert sind, wie dies für die Erfindung gemäß Fig. 4 und 7 zutrifft.

Fig. 8 zeigt in einem Diagramm eine Beziehung zwischen den Zusammensetzungen von Ni-Co-Legierungen und den Mittelpunkts-Potentialabweichungen der Elemente. Die Messung bezüglich der Mittelpunkts-Potentialabweichung wurde in der aus Fig. 9 ersichtlichen Weise vorgenommen. Dabei wurde ein magnetoresistives Element verwendet, welches eine Isolations-Trägerschicht, einen ersten, einen stromleitenden ferromagnetischen Metallfilmstreifen auf der Trägerschicht, der eine Stromleifc· fähigkeit hauptsächlich in einer Richtung besitzt, und einen zweiten stromleitenden ferromagnetischen Metallfilmstreifen auf der Trägerschicht mit einer Stromleiteigenschaft, die

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hauptsächlich in einer weitgehend rechtwinklig zu der genannten einen Richtung verlaufenden Richtung verläuft, aufweist. Dabei sind die ersten Enden der Streifen miteinander verbunden. Ein Stromeingangsanschluß ist mit den gegenüberliegenden Enden der Streifen verbunden, und ein Ausgangsanschluß ist mit dem Verbindungspunkt zwischen den beiden Streifen verbunden. Das Probenelement 1 mit einer Abmessung von 5 · 3 · 1mm wurde auf einer Trägerplatte 2 mit einem Spalt von 4 mm aufgebracht. Ein Gewicht 3 von 1000 g und einer Gewichtsfläche von 2,5 mmjtf wurde auf das Element aufgesetzt. Die Mittelpunkts-Potentialabweichung des Elements, d.h. die Ausgangsspannung an einem Ausgangsanschluß 6, wurde mittels einer externen Widerstandsbrücke unter der Belastung durch das Gewicht 3 gemessen. Dabei wurden 22 Arten von Legierungszusammensetzungen verwendet, die aus dem Bereich von 40Ni-60Co bis 81Ni-19Co ausgewählt waren. Legierungen mit einer außerhalb des angegebenen Bereichs liegenden Zusammensetzung wurden aus der Messung herausgenommen, und zwar auf» grund der abrupten Abnahme ihres Anisotropfeeffekts bezüglich des magnetischen Widerstands. Proben waren die Legierungen für die Vakuumaufdampfung, welche Legierungen in derselben Weise hergestellt wurden, wie dies oben unter Bezugnahme auf Fig. 7 beschrieben worden ist. Ferner wurden ebene Glasplatten mit einer Dicke von 1 mm als Trägerschichten für den im Vakuum aufgebrachten Aufdampf überzug verwendet. Das Widerstandsheizverfahren unter der Verwendung eines elektrischen Wolframwiderstands wurde im Zuge der Durchführung des Vakuum-Auf dampf Überzugsverfahrens benutzt. In diesem Fall betrugt das Vakuum 1 . 10 ^mmHg, die Trägerschichttemperatur betrug 250 C, und die mittlere Überzugsgeschwindigkeit lag bei 2500 S/min, wobei die Abkühlungsgeschwindigkeit 1,5 bis 2,0 Grad/min betrug. Ein Probenstück 5 des magnetoresistiven Elements enthielt ein Muster mit drei Anschlüssen, nämlich einem Ausgangsanschluß 6 und Stromspeisungsanschlüssen7 und 8. Das Muster 5 hatte einen Elektrodenteil mit einer großen Fläche. Ein Photolack wurde als Maske für die Herstellung des Musters verwendet (als Photolack wurde ein Lack mit der Handelsbe-

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zeichnung OFPR verwendet). Ferner wurde zur Herstellung des Musters als Ätzmittel eine Mischung aus konzentrierter HNO^ und HpO verwendet (konzentrierte HNO, : HpO =1 : 4). Um die Trägerschicht 4 zu schneiden, wurde ein Diamantschneider verwendet. Die Aluminiumschichtdicke betrug selektiv etwa 2500Ά*, bei der die Dickenabhängigkeit der Magnetwiderstands-Anisotropie unberücksichtigt bleiben konnte.

In Fig. 8 ist klar gezeigt, daß der Verformungseffekt (Mittelpunkts-Potentialabweichung) bei der Zusammensetzung von etwa 54Ni-46Co Null wird. Aus einem weiteren experimentellen Ergebnis (hier nicht beschrieben) hat sich ferner gezeigt, daß der Nullpunkt des Verformungseffekts unabhängig von der Trägerschichttemperatur ist. Die Mittelpunkts-Potentialabweichung des Elementes mit einer Legierungsschicht, die mehr Ni enthält als 54Ni-46Co, zeigt negative Werte, wobei der jeweilige absolute Wert nahezu linear mit zunehmendem Ni-Gehalt zunimmt. Andererseits weist die Mittelpunkts-Potentialabweichung des Elements mit einer Legierungsschicht, die weniger Ni enthält als 54Ni-46Co, positive Werte auf, wobei die Werte allmählich mit abnehmendem Ni-Gehalt zunehmen und schließlich bei der Zusammensetzung von 40Ni-60Co in die Sättigung gelangen. Ein negativer Wert von -AV der Abweichung, dessen absoluter Wert gleich dem Sättigungswert Δ V der Abweichung etwa der 50Ni-60Co-Legierung ist, wird bei der Zusammensetzung von 60Ni-40Co erhalten. Daraus ergibt sich, daß die Zusammensetzungen der Ni im Bereich von 40 bis 60 Atomprozent enthaltenden Legierungen unerläßlich sind für die Legierung gemäß der Erfindung, um die Magnetwiderstands-Anisotropie hochzuhalten und um die Mittelpunkts-Potentialabweichung innerhalb des gewünschten Bereichs (-v4V bis «Δ V) klein zu halten. Aus Fig. 8 dürfte ersichtlich sein, daß die Mittelpunkts-Potentialabweichung der Legierung von 40Ni-60Co bis 60Ni-40Co deutlich kleiner ist als die der herkömmlichen Legierung von 76Ni-24Co. Der Grund hierfür wird durch die Tatsache gestützt, daß die Legierung mit einer Zusammensetzung im Bereich von 40Ni-60Co bis 60Ni-40Co gemäß

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der Erfindung eine kleine Magnetostriktionskonstante besitzt und daß die Bruchfestigkeit des Elements verbessert ist.

Fig. 10 zeigt in einem Diagramm die Abhängigkeit der Zusammensetzung des Legierungssystems von der Sättigungs-Magnetostrikt ionskonstanten, wie sie von R.M.Bozorth in "Ferromagnetism", Seite 673 (1951), D. Van Nostrand Company,Inc., New York, angegeben worden ist. Die Kurve in Fig. 10 ist der in Fig. 8 gezeigten Kurve äußerst ähnlich, woraufhin ermittelt worden ist, daß eine enge Beziehung zwischen dem Verformungseffekt und der Sättigungs-Magnetostriktionskonstanten vorhanden zu sein scheint.

Die Magnetostriktion stellt ein Phänomen dar, gemäß dem die äußere Form eines ferromagnetischen Materials verformt wird, wenn das Material magnetisiert wird. Wenn man annimmt, daß das Material im entmagnetisierten Zustand eine Länge von Io besitzt und eine Verlängerung des in die Sättigung magnetisierten Materials mit Δ 1 bezeichnet wird, dann ist die Sättigungs-Magnetostriktion definiert als λβ = 41/lo, wobei /\s als Sättigungs-Magnetostriktionskonstante bezeichnet wird. Diese Kontante A s weist einen positiven Wert auf, d.h., daß /Vs >0 ist, wenn die Verlängerungsrichtung parallel "zu der Magnetisierungsrichtung verläuft; die betreffende Konstante weist einen negativen Wert auf, was bedeutet, daß As<£0 ist, wenn die Verlängerungsrichtung senkrecht zu der Magnetisierungsrichtung verläuft und wenn das Material in der Magnetisierungsrichtung zusammenschrumpft. Wenn demgegenüber eine Kraft bzw. Spannung auf das Material ausgeübt wird, wird die Magnetisierungsrichtung jedes magnetischen Bereichs dieses Materials durch die resultierende Beanspruchung "geändert. In dem Fall, daß das Material durch eine Dehnungsspannung verlängert wird und As positiv ist (λε>0), wird die Magnetisierung jedes magnetischen Bereichs parallel zu der Belastung verändert, und wenn As negativ ist (/ls<0), dann ändert sich die Magnetisierung senkrecht zu der Beanspruchung. Diese Änderungen in der Magnetisierungsrichtung treten in jedem

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magnetischen Bereich auf, wobei die positiven Magnetisierungen und die negativen Magnetisierungen einander äquivalent sind. Deshalb erscheint die Magnetisierung nicht immer als Gesamtheit im Zustand vollständiger Entmagnetisierung. Wenn das Material einer Druckbeanspruchung ausgesetzt wird, und zwar in positiver bzw. negativer Richtung, dann kehrt sich die Magnetisierung im Vergleich zu der obigen Spannungsbeanspruchung um. Sogar dann, wenn die Magnetisierung in dem Material nicht durch die Beanspruchung erzeugt wird, hängt der Magnetwiderstands-Anisotropieeffekt von dem Winkel der Magnetisierungsrichtung ab, wobei die Stromrichtung durch die Änderung der Magnetisierungsrichtung des jeweiligen
magnetischen Bereichs beeinflußt wird (außerdem sind in diesem Fall die positive Magnetisierung und die negative Magnetisierung einander gleichwertig). Wenn demgemäß ein Material, welches eine das Material deformierende Magnetostriktion besitzt, einer äußeren Belastung ausgesetzt wird, dann wird die Magnetisierungsrichtung des jeweiligen magnetischen
Bereichs generell durch die Magnetostriktion geändert, und außerdem wird der elektrische Widerstand im allgemeinen aufgrund des Magnetwiderstands-Anisotropieeffekts geändert. Wenn demgemäß ein Material mit geringer Magnetostriktion gemäß der Erfindung für ein magnetoresistives Element auf der Grundlage der Ergebnisse gemäß Fig. 8 und 10 ausgewählt wird, dann
können die Nachteile aufgrund des oben erwähnten Effekts bei einem derartigen Element klar vermieden werden. Mit anderen Worten ausgedrückt heißt dies, daß dann, wenn ein magnetoresistives Element aus einem Material hergestellt wird, welches die geringe Magnetostriktion gemäß der Erfindung aufweist, ein eine Zerbrechungsfestigkeit besitzendes Element erhalten werden kann, welches durch die Belastung der
Trägerschicht nicht beeinflußt wird.

Fig. 11 und 12 zeigen die Sättigungscharakteristiken der
Ausgangsspannung des magnetoresistiven Elements. Fig. 11
zeigt dabei ein Vergleichsbeispiel der herkömmlichen

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76Ni-24Co-Zusammensetzung, und Fig. 12 zeigt eine Ausführungsform der 54Ni-46Co-Zusammensetzung gemäß der Erfindung. In diesen Fällen beträgt die Steuergleichspannung 10V. Bei einem durch Aufdampfen aufgebrachten Film unterscheidet sich das abgelagerte Schichtmaterial im allgemeinen von dem Trägerschichtmaterial, weshalb eine im Zuge der langsamen Abkühlung infolge des Unterschieds zwischen den Wärmeausdehnungskoeffizienten hervorgerufene Beanspruchung von der niedergeschlagenen Schicht absorbiert wird. Dabei existiert ein Fall, daß die innere Spannung der betreffenden Schicht die Bruchspannung der Schicht hervorruft. Je stärker das Anhaften zwischen der Trägerschicht und der Filmoberfläche bzw. Schichtoberfläche ist, umso niedriger ist die absorbierte Spannung in der Grenzfläche zwischen den beiden Schichten und umso höher ist die akkumulierte Spannung in der Filmschicht. Demgemäß neigt die akkumulierte Spannung in der Filmschicht dazu anzusteigen, wenn der Unterschied zwischen den Wärmeausdehnungskoeffizienten des Substrats und der Filmschicht größer wird und wenn die Haftfestigkeit zwischen den betreffenden Schichten größer wird. Die sich so ergebende innere Spannung in dem Film ruft die Magnetostriktionsenergie hervor und beeinflußt die magnetische Eigenschaft des Films. Andererseits ist das die Sättigungseigenschaft eines magnetoresistiven Elements bestimmende Sättigungs-Magnetfeld als äußeres Magnetfeld definiert, welches erforderlich ist, um die Magnetisierungsrichtung Jedes magnetischen Bereichs in der Magnetfeinrichtung gleich zu machen. Das Sättigungs-Magnetfeld ist durch ein Magnetfeld bestimmt, welches die Entmagnetisierungsfeldenergie in Abhängigkeit vom Verhältnis der Breite zur Länge des Streifenmusters des Elements überwindet. Wenn jedoch ein weiterer Zustand des im Vakuum aufgedampften Überzugs oder eine andere Art von Trägerschicht verwendet wird, dann existiert eine größere Möglichkeit dafür, daß die Sättigungseigenschaft eines derartigen Elements infolge der Magnetostriktionsenergie beeinträchtigt wird.

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Wie aus Fig. 11 und 212 hervorgeht, liegt das Sättigungs-Magnetfeld des Elementes mit der herkömmlichen Zusammensetzung über 200 Oe; dieser Wert ist wesentlich höher als der gemäß der Erfindung. Da die Be dingur^enbe züglich des im Vakuum aufgedampften Überzugs und bezüglich der Art der Trägerschicht des Elements in Fig. 11 und in Fig. 12 gleich sind, basiert der oben aufgezeigte Unterschied bezüglich des Sättigungs-Magnetfeldes kla.r auf der Magnetostriktionskonstanten. Damit kann angenommen werden, daß die Magnetostriktionsenergie, d.h. das äquivalente Magnetfeld, die Sättigungseigenschaft des Elements beeinflußt. Andererseits zeigen die Fig. 11 und 12,'daß die Hysteresis des Elementes mit der herkömmlichen Zusammensetzung wesentlich größer ist als jene der Zusammensetzung gemäß der Erfindung. Die Hysteresis hängt von der Energie und Beweglichkeit der magnetischen Bereichswände ab. Die Energie der magnetischen Bereichswände steht außerdem in dichter Beziehung zu der Magnetostriktionsenergie. Die Beweglichkeit der magnetischen Bereichswände steht im übrigen in Beziehung zu der Magnetostriktionsenergie, und zwar durch die Verteilung der inneren Spannung. Demgemäß ist die Hysteresis des Elements mit der Zusammensetzung, die eine kleine Magnetostriktionskonstante besitzt, natürlich klein. Daneben ist bei dem herkömmlichen magnetoresistiven Element die Sättigungseigenschaft relativ schlecht, und die Hysteresis innerhalb der Elementmengen und zwischen den Elementmengen weicht erheblich voneinander ab. Dies wird als natürliches Ergebnis mit Rücksicht auf die Art und Weise der Akkumulation der Magnetostriktionsenergie angenommen, d.h., daß die inneren Spannungen innerhalb der Elementmengen und zwischen den Elementmengen nicht als " einander gleich angenommen werden. Außerdem folgt hieraus, daß die Zusammensetzung mit der kleinen Magnetostriktionskonstante gemäß der Erfindung von Vorteil ist.

Wie oben beschrieben, weist die Legierung gemäß der Erfindung eine geordnete Phase mit einer Superstruktur auf, wobei die Zusammensetzung im Bereich von 40Ni-60Co bis 60Ni-40Co liegt.

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Diese Zusammensetzung wird auf der Trägerschicht bei einer Trägerschichttemperatur von mehr als 250⁰C abgelagert, was dazu führt, daß die Magnetostriktionskonstante des Elements einen bemerkenswerten kleinen Wert besitzt. Damit kann ein magnetoresistives Element bzw. ein Magnetwiderstandselement bereitgestellt werden, welches eine gute Zerbrechungsfestigkeit und eine gute Sättigungseigenschaft sowie eine geringe Eigenschaftsschwankung besitzt und das in keinerlei Hinsicht gegenüber dem herkömmlichen magnetoresisitven Element hinsichtlich des Magnetwiderstands-Anisotropieeffekts und der Ausgangsspannung unterlegen ist.

Patentanwalt

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Claims

Patentansprüche

1. Legierung für ein magnetoresistives Element, enthaltend Nickel-Atome und Kobalt-Atome in einem solchen Verhältnis, daß die Anzahl der Nickel-Atome zur Anzahl der Kobalt-Atome innerhalb des Bereichs von 40:60 bis 60:40 liegt, dadurch gekennzeichnet, daß das Legierungsmaterial in einer geordneten Phase mit einer Superstruktur vorliegt.

2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen 54:46 beträgt.

3. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Superstruktur auf CuAu vom Typ I basiert.

4. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Superstruktur auf CuAu vom Typ II basiert.

5. Verfahren zur Herstellung einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei eine Trägerschicht für ein magnetorestriktives Element bereitgestellt wird, dadurch gekennzeichnet, daß auf der Trägerschicht (4) ein Nickel-Kobalt-Legierungsfilm bei einer Temperatur von mehr als 250⁰C derart gebildet wird, daß die Legierung eine geordnete Phase mit einer Superstruktur erhält.

6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt- , Atomen mit 54:46 gewählt wird.

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7. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierung eine Superstruktur auf der Grundlage von CuAu des Typs I gegeben wird.

8. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß der Legierung eine Superstruktur auf der Basis von CuAu des Typs II gegeben wird.

9. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß der Nickel-Kobalt-Legierungsfilm auf der Trägerschicht (4) durch Aufdampfen gebildet wird.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß dem Nickel-Kobalt-Legierungsfilm eine Dicke von weniger als 10 000 A* gegeben wird.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß dem Nickel-Kobalt-Legierungsfilm eine Dicke im Bereich von 1000 bis 3000 Ä gegeben wird.

12. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß

der Nickel-Kobalt-Legierungsfilm auf der Trägerschicht durch Aufdampf ι
gebildet wird.

durch Aufdampfen bei einer Temperatur von 250 bis 500⁰C

13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß der Nickel-Kobalt-Legierungsfilm auf der Trägerschicht (4) durch Aufdampfen bei einer Temperatur von 300 bis 500⁰C gebildet wird.

14. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß der Nickel-Kobalt-Legierungsfilm auf der Trägerschicht durch Aufdampfen mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 100 S/see gebildet wird.

-3- 2848H1

15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß der Nickel-Kobalt-Legierungsfilm auf der Trägerschicht (4) durch Aufdampien mit einer Geschwindigkeit von 40 bis 80 8/sec gebildet wird.

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