DE2848141C2 - - Google Patents

Description

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 ferromagnetisches magnetoresistive Element.

In dem Halbleiterelement wird die Anzahl der Träger und die Beweglichkeit in starkem Ausmaß jedoch durch die Temperatur beeinflußt, die Temperaturcharakteristiken sind jedoch sehr ungünstig. 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, einen bürstenlosen Elektromotor anzusteuern, 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 DT-polelement ist. Die Änderung der nichtkompensierten Spannung aufgrund der Änderung des Widerstands bzw. spezifischen Widerstands in Abhängigkeit von der Temperatur kann insbesondere nicht vernachlässigt werden im Vergleich zu der Ausgangsspannung. Demgemäß kommt die auf die Temperaturänderung zurückgehende Nullpunktabweichung für den praktischen Gebrauch in Frage.

Es ist bereits ein magnetoelektrisches Wandlerelement beschrieben worden (US-PS 39 28 836), mit dessen Hilfe die oben beschriebenen Mängel der herkömmlichen magnetoelektrischen Wandlerelemente teilweise überwunden werden. Die Zusammensetzung dieser magnetoresistiven Elements besteht aus Nickel- Kobalt-Legierungen. Für diesen Anwendungszweck werden Zusammensetzungsbereiche einer Legierung mit ungefähr 80% Nickel und 20% Kobalt bevorzugt. Die aus der oben genannten Patentschrift bekannten Legierungen weisen aber keine Superstruktur auf. Somit konnten die magnetischen Widerstandseigenschaften der Elemente, wie die Magnetostriktionskonstante und das magnetische Widerstands-Anisotropieverhältnis nicht entscheidend verbessert werden.

Aus Hansen & Anderco, "Constitution of binary alloys", MCGraw- Hill-Book Company, Inc. (1958), S. 485-487, sind zwar Nickel- Kobalt-Legierungen in verschiedenen Mischungsverhältnissen bekannt. Die Bildung von Superstruktur bei allen Variationen der Gehaltsbereiche konnte bislang aufgrund der großen Ähnlichkeit der Röntgenstreuung von Kobalt und Nickel nicht gemessen werden. Jedoch steht fest, daß in der Umgebung von CoNi₃ diese Superstruktur nachgewiesen ist. Über das Vorliegen von magnetischen Widerstandseigenschaften einer derartigen Legierung ist in diesem Zusammenhang jedoch nichts bekannt.

Aus den beiden oben genannten Veröffentlichungen sind keine Hinweise oder Anregungen bekannt, die sich mit magnetischen Widerstandseigenschaften einer Legierung, die eine Superstruktur aufweist, befassen, so daß ferner auch nicht bekannt ist, welcher Bereich von Legierungen mit Superstrukturen verwendet werden sollte, um die Magnetostriktionskonstante und das magnetische Widerstands-Anisotropieverhältnis zu verbessern.

In der DE-OS 25 55 826 wird ein Verfahren zur Herstellung einer im wesentlichen geordneten Legierung beschrieben, bei dem ein metallisches Element auf einem Träger bzw. einer Metallunterlage gebildet wird und dann der betreffende Träger und das metallische Element einer Wärmebehandlung ausgesetzt werden, um ein Überstrukturgitter zu bilden. Durch diese Maßnahmen sollen die magnetischen Eigenschaften positiv beeinflußt werden. Das oben beschriebene Verfahren unterscheidet sich aber in prinzipieller Weise von dem erfindungsgemäß beanspruchten Verfahren.

Ferner hat sich herausgestellt, daß noch einige weitere Probleme bei den oben beschriebenen, bekannten magnetoresistiven Elementen 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. Die Bruchfestigkeit der Si-Trägerschicht ist aufgrund ihrer dünnen Beschaffenheit gering, woraus eine Verschlechterung der Sättigungscharakteristik des Ausgangssignals des magnetoresistiven Elements resultiert. Die magnetischen Widerstandseigenschaften der Elemente sind weit gestreut; daher ergibt die Verringerung der Bruchfestigkeit aufgrund des Piezo-Widerstandseffekts eine Mittelpunkts-Potentialabweichung (der Potentialauslenkung des Verbindungspunkts zwischen den beiden ferromagnetischen Streifen). Daher müßte also für einen berührungslosen Schalter eine teure Aluminiumträgerschicht verwendet werden, da dieser eine hohe Genauigkeit erfordert. Überdies bevorzugt man bei magnetoresistiven Elementen ein Legierungssystem, dessen Anisotropieverhältnis Δρ/Δρo hinsichtlich des magnetischen Widerstands groß ist. Die bekannten Legierungen für diesen Zweck sind Legierungen aus 76 Ni-24 Co. Diese 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, enthält Nickel-Atome und Kobalt-Atome bekanntermaßen unregelmäßig an den Gitterpunkten der flächenzentrierten Struktur verteilt. Bei einem herkömmlichen magnetoresistiven Element mit einer Ni-Co-Legierung, beträgt das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen etwa 76/24 (76 Ni-24 Co). Diese Legierung besitzt jedoch eine große Magnetostriktionskonstante. Ferner ist ihre Bruchfestigkeit sehr mangelhaft. Aus diesen Gründen resultieren verschiedene Nachteile.

Es ist daher Aufgabe der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung der Superstruktur für die bekannte Zusammensetzung der magnetoresistiven Elemente zu entwickeln, so daß eine Legierung für ein magnetoresistives Element geschaffen wird, dessen magnetische Widerstandseigenschaften, wie die Magnetostriktionskonstante und das magnetische Widerstands-Anisotropieverhältnis verbessert sind.

Die Aufgabe wird durch die kennzeichnenden Merkmale des Anspruchs 1 gelöst.

Die Erfindung wird durch die Merkmale der Unteransprüche weitergebildet.

Die durch die Erfindung erreichten Vorteile sind im wesentlichen darin zu sehen, daß eine Ni-Co-Legierung mit der Zusammensetzung 40 Ni-60 Co bis 60 Ni-40 Co gemäß der Erfindung hergestellt werden kann, die eine kleine Magnetostriktionskonstante und darüber hinaus ein hohes Anisotropieverhältnis bezüglich des magnetischen Widerstands aufgrund der Bildung der geordneten Phase mit Superstruktur besitzt. Es hat sich nun gezeigt, daß die oben beschriebenen Probleme vollständig durch die erfindungsgemäße Verfahrensführung, nämlich die Auswahl des Trägermaterials, des Dickenbereiches der Kobalt-Nickel-Schicht, der Aufdampfgeschwindigkeit, gelöst werden können, so daß eine Legierung hergestellt wird, die die geordnete Phase mit der Superstruktur der Zusammensetzung aus 40 Ni-60 Co bis 60 Ni-40 Co besitzt.

Das Herstellungsverfahren für ein magnetoresistives Element umfaßt nun erfindungsgemäß folgende Verfahrensschritte: 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 250°C, bei der die betreffende Legierung eine geordnete Phase mit einer Superstruktur besitzt, wobei das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen so gewählt ist, daß die Atomzahl innerhalb des Bereichs von 40 : 60 bis 60 : 40 liegt.

Die Erfindung wird anhand von Beispielen und graphischen Darstellungen näher erläutert. Es zeigt

Fig. 1 eine Photographie einer Elektronenstrahl-Brechung an einer 50 Ni-50 Co-Legierung, die auf eine Trägerschicht bei einer Temperatur von 150°C aufgedampft ist,

Fig. 2 eine Photographie einer Elektronenstrahl-Brechung an einer 50 Ni-50 Co-Legierung, die auf eine Trägerschicht bei einer Temperatur von 300°C aufgedampft ist,

Fig. 3A schematisch und perspektivisch die Kristallstruktur der Legierung gemäß Fig. 2,

Fig. 3B schematisch und perspektivisch die Kristallstruktur von CuAu-I,

Fig. 3C schematisch und perspektivisch die Kristallstruktur von CuAu-II,

Fig. 4 in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Trägerschichttemperatur beim Aufdampfen und der Anisotropie einer Legierung bezüglich des magnetischen Widerstands,

Fig. 5 in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Trägerschichttemperatur beim Aufdampfen und der Anisotropie einer weiteren Legierung hinsichtlich des magnetischen Widerstands,

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

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

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

Fig. 9 schematisch und perspektivisch das Meßverfahren zur Ermittlung der Mittelpunkts-Potentialabweichung,

Fig. 10 in einem Diagramm die Beziehung zwischen der Bildung des Ni-Co-Legierungssystems und der Sättigungs- Magnetostriktionskonstanten,

Fig. 11 in einem Diagramm eine Hysteresiskurve einer Ni-Co- Legierung,

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

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

Durch die Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung einer Legierung für ein magnetoresistives Element geschaffen, das folgenden Verfahrensschritte umfaßt:

Herstellen einer Trägerschicht für ein magnetoresistives Element und Bilden einer Nickel-Kobalt-Legierungsschicht auf der Trägerschicht bei einer Temperatur von mindestens 250°C, so daß die Legierung eine geordnete Phase mit einer Superstruktur besitzt und das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt-Atomen zwischen 40 : 60 und 60 : 40 liegt. Der Grund dafür, daß das Verhältnis der Nickel-Atome zu den Kobalt- Atomen in der Legierung (Ni-Co-Legierung) gemäß der Erfindung auf den oben angegebenen Bereich beschränkt ist, wird zunächst erläutert. Eine Ni-Co-Legierung, die weniger als 40 Ni-60 Co enthält, weist ein niedrigeres Anisotropieverhältnis Δρ/Δρo hinsichtlich des magnetischen Widerstands auf und ist daher schwierig als magnetoresistives Element zu verwenden. Eine Ni-Co-Legierung, die mehr Ni als entsprechend dem Verhältnis 60 Ni-40 Co enthält, weist eine größere Magnetostriktionskonstante und eine schlechtere Bruchfestigkeit auf. Damit ist die Abweichung des Mittelpunktspotentials eines derartigen Elements größer, wodurch die Wirkung der Erfindung abgeschwächt ist.

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

Die Trägerschichttemperatur bei der Bildung der Ni-Co-Legierung, beispielsweise durch Vakuum-Aufdampfung, liegt zweckmäßig im Bereich von 250°C bis 500°C und vorzugsweise im Bereich von 300°C bis 500°C. Der Grund hierfür liegt darin, daß bei einer Trägerschichttemperatur unterhalb von 250°C die Legierung nicht die Superstruktur- bzw. Überbauphase besitzt und daß daher der magnetische Widerstandseffekt gering ist. Oberhalb des oben genannten Bereiches können Nachteile bei der Bearbeitung der Trägerschicht auftreten, da die Trägerschicht angeschmolzen oder beschädigt werden kann. Die benötigte Zeit, um die Temperatur anzuheben oder abzusenken, würde die Bearbeitungseigenschaften zur Herstellung des Elements verschlechtern.

Der Vakuum-Aufdampfprozeß gemäß der Erfindung wird praktisch mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 100 Å/s und vorzugsweise mit einer Geschwindigkeit von 30 bis 80 Å/s ausgeführt. Dies heißt, daß bei einer Geschwindigkeit unterhalb von 20 Å/s die magnetische Sättigungseigenschaft des Elements schlechter ist und daß bei einer Geschwindigkeit über 100 Å/s 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 auf eine 50 Ni-50 Co-Legierung bezieht, die durch Aufdampfen im Vakuum bei einer Trägerschichttemperatur von 150°C abgelagert worden ist. In Fig. 2 ist eine Ausführungsform der Erfindung veranschaulicht, die die Ablagerung einer 50 Ni-50 Co- Legierung im Vakuum durch Aufdampfen bei einer Trägerschichttemperatur von 300°C 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 50 Ni-50 Co-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 50 Ni-50 Co-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 unregelmäßigen 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 Δρ/Δρo bezüglich des magnetischen Widerstands veranschaulicht. Dabei wurden Proben verwendet, die eine Legierungsschicht aus 50 Ni-50 Co aufweisen, welche im Vakuum in einer Dicke von 2500 bis 3000 Å abgelagert worden war. In diesem Fall lag die Meßtemperatur bei Zimmertemperatur (293 K) und bei 77 K, und ein Magnetfeld von 159,2 kA/m 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 Trägerschichttemperatur, die unterhalb der des Übergangsbereichs liegt. Die betreffende Anordnung der Atome befindet sich aber im geordneten Zustand innerhalb des Bereichs einer Trägerschichttemperatur, die höher ist als die des Übergangsbereichs. Die betreffenden Atome befinden sich insbesondere im Zustand starker Ordnung bei einer Trägerschichttemperatur oberhalb von 523 K (250°C). In Fig. 4 ist die Tatsache veranschaulicht, daß das Anisotropieverhältnis Δρ/Δρo 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 Δρ/Δρo beim höchsten Wert im geordneten Zustand konstant wird oder in die Sättigung gelangt. Wie aus Fig. 4 ferner hervorgeht, liegt der Wert 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 Δρ/Δρo 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 Δρ/Δρo bezüglich des magnetischen Widerstands bei den in Fig. 4 angesetzten Proben entsprechenden Proben für den geordneten Zustand (Trägerschichttemperatur Ts bei der Vakuumaufdampfung: 561 K) und im regellosen Zustand (Trägerschichttemperatur Ts bei der Vakuumaufdampfung: 419 K) 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 1,013 × 10⁵ Pa das geschmolzene Gemisch in eine Eisenform gegossen 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 1 mm. Zur Durchführung des Überzugs- Aufdampfungsverfahrens im Vakuum wurde das Widerstandsheizverfahren unter Verwendung eines elektrischen Wolfram-Widerstands benützt. Das Vakuum betrug 2,66 × 10^-3 Pa. Die Trägerschichttemperaturen beim Aufdampfen betrugen 150, 200, 250, 300 bzw. 350°C. Die Legierungsschichtdicke betrug etwa 1800 Å. Die Messungen wurden unter einer Steuergleichspannung von 10 V vorgenommen, und die Magnetfelder betrugen 15,92 bzw. 159,2 kA/m. Wie aus Fig. 7 deutlich hervorgeht, nimmt die Ausgangsspannung um die Trägerschichttemperatur von 250°C herum stark zu, d. h. um die Übergangstemperatur zwischen dem geordneten Zustand mit der Superstruktur und dem regellosen bzw. unregelmäßigen Zustand. Obwohl die Trägerschichttemperaturen in Fig. 7 in Richtung auf höhere Werte verschoben sind, und zwar mit Rücksicht auf die Schichtdickendifferenz im Vergleich zu der in Fig. 4 gezeigten Situation veranschaulicht Fig. 7 jedoch in entsprechender Weise die in Fig. 4 erkennbare Charakteristik. Dies ergibt sich ohne weiteres daraus, daß die Änderung der Ausgangsspannung im Verhältnis zu dem Anisotropieverhältnis Δρ/Δρo bezüglich des magnetischen Widerstands steht.

Die Ausgangsspannungen des Elements, in welchem ein Si-Substrat verwendet wurde, sind in der nachstehenden Tabelle aufgeführt. Die Messungen wurden unter einer Steuergleichspannung von 10 V und einem Magnetfeld von 7,96 kA/m 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 250°C abgelagert. Ein Element mit einer Legierungsschicht aus 54 Ni-46 Co wurde im Vakuum im Zuge eines Überzugaufdampfverfahrens auf der Trägerschicht bei einer Trägerschichttemperatur von 300°C abgelagert. Diese Legierungsschicht wurde als Ausführungsform der Erfindung benutzt.

Aus der vorstehenden Tabelle geht hervor, daß die Abnahme der Ausgangsspannung der 54 Ni-46 Co-Legierung gemäß der Erfindung geringer ist als bei der herkömmlichen 76 Ni-24 Co-Legierung mit dem höchsten Anisotropieverhältnis Δρ/Δρo 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 Δρ/Δρo bezüglich des magnetischen Widerstands und die Ausgangsspannung des Elements deutlich 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 Stromleitfähigkeit hauptsächlich in einer Richtung besitzt, und einen zweiten stromleitenden ferromagnetischen Metallfilmstreifen auf der Trägerschicht mit einer Stromleiteigenschaft, die 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 · 1 mm³ wurde auf einer Trägerplatte 2 mit einem Spalt von 4 mm aufgebracht. Ein Gewicht 3 von 1000 g und einer Gewichtsfläche von 2,5 mm ⌀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 40 Ni-60 Co bis 81 Ni-19 Co ausgewählt waren. Legierungen mit einer außerhalb des angegebenen Bereichs liegenden Zusammensetzung wurden aus der Messung herausgenommen, und zwar aufgrund der abrupten Abnahme ihres Anisotropieeffekts 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 Aufdampfüberzug verwendet. Das Widerstandsheizverfahren unter der Verwendung eines elektrischen Wolframwiderstands wurde im Zuge der Durchführung des Vakuum- Aufdampfüberzugverfahrens benutzt. In diesem Fall betrug das Vakuum 1,33 × 10^-3 Pa, die Trägerschichttemperatur betrug 250°C, und die mittlere Überzugsgeschwindigkeit lag bei 2500 Å/min, wobei die Abkühlungsgeschwindigkeit 1,5 bis 2,0 K/min betrug. Ein Probenstück 5 des magnetoresistiven Elements enthielt ein Muster mit drei Anschlüssen, nämlich einem Ausgangsanschluß 6 und Stromspeisungsanschlüssen 7 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 Handelsbezeichnung OFPR verwendet). Ferner wurde zur Herstellung des Musters als Ätzmittel eine Mischung aus konzentrierter HNO₃ und H₂O verwendet (konzentrierte HNO₃ : H₂O = 1 : 4). Um die Trägerschicht 4 zu schneiden, wurde ein Diamantschneider verwendet. Die Aluminiumschichtdicke betrug selektiv etwa 2500 Å, 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 54 Ni-46 Co 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 54 Ni-46 Co, 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 54 Ni-46 Co, positive Werte auf, wobei die Werte allmählich mit abnehmendem Ni-Gehalt zunehmen und schließlich bei der Zusammensetzung von 40 Ni-60 Co in die Sättigung gelangen. Ein negativer Wert von -Δ V der Abweichung, dessen absoluter Wert gleich dem Sättigungswert Δ V der Abweichung etwa der 50 Ni-60 Co-Legierung ist, wird bei der Zusammensetzung von 60 Ni-40 Co 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 (-Δ V bis Δ V) klein zu halten. Aus Fig. 8 dürfte ersichtlich sein, daß die Mittelpunkts-Potentialabweichung der Legierung von 40 Ni-60 Co deutlich kleiner ist als die der herkömmlichen Legierung von 76 Ni-24 Co. Der Grund hierfür wird durch die Tatsache gestützt, daß die Legierung mit einer Zusammensetzung im Bereich von 40 Ni-60 Co bis 60 Ni-40 Co gemäß 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-Magnetostriktionskonstanten, 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 l₀ das Material im entmagnetisierten Zustand eine Länge von l₀ besitzt und eine Verlängerung des in die Sättigung magnetisierten Materials mit Δ l bezeichnet wird, dann ist die Sättigungs-Magnetostriktion definiert als λ s=Δ l/l₀, wobei λ s als Sättigungs-Magnetostriktionskonstante bezeichnet wird. Diese Konstante λ s weist einen positiven Wert auf, d. h., daß λ s<0 ist, wenn die Verlängerungsrichtung parallel zu der Magnetisierungsrichtung verläuft; die betreffende Konstante weist einen negativen Wert auf, was bedeutet, daß λ s<0 ist, wenn die Verlängerungsrichtung senkrecht zu der Magnetisierungsrichtung verläuft und wenn das Material in der Magnetisierungsrichtung zusammenschrumpft. Wenn demgegenüber eine Kraft bzw. Spanung 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 λ s positiv ist (λ s<0), wird die Magnetisierung jedes magnetischen Bereichs parallel zu der Belastung verändert, und wenn λ s negativ ist (λ s<0), dann ändert sich die Magnetisierung senkrecht zu der Beanspruchung. Diese Änderungen in der Magnetisierungsrichtung treten in jedem 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 Magnetsierungsrichtung 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 76 Ni-24 Co-Zusammensetzung, und Fig. 12 zeigt eine Ausführungsform der 54 Ni-46 Co-Zusammensetzung gemäß der Erfindung. In diesen Fällen beträgt die Steuergleichspannung 10 V.

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 Magnetfeldrichtung 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.

Wie aus Fig. 11 und 12 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 Bedingungen bezüglich 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 klar 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 40 Ni-60 Co bis 60 Ni-40 Co liegt.

Diese Zusammensetzung wird auf der Trägerschicht bei einer Trägerschichttemperatur von mehr als 250°C 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 magnetoresistiven Element hinsichtich des Magnetwiderstands-Anisotropieeffekts und der Ausgangsspannung unterlegen ist.

Claims (6)

1. Verfahren zur Herstellung eines magnetoresistiven Elements, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schicht auf ein Trägermaterial aufgedampft wird, in welcher die Anzahlen der Nickelatome und Kobaltatome innerhalb eines Bereichs von 40 : 60 bis 60 : 40 liegen, wobei ein Trägermaterial ausgewählt wird, dessen Ausdehnungskoeffizient dem der Ni-Co-Schicht weitgehend entspricht und durch das eine zu hohe Haftung der Ni-Co-Schicht vermieden wird, wobei das Trägermaterial auf mindestens 250°C erwärmt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß als Trägermaterial Glas verwendet wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Ni-Co-Schicht auf dem Trägermaterial bei einer Temperatur des Trägermaterials von 250 bis 500°C, vorzugsweise 300 bis 500°C, aufgedampft wird.

4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Ni-Co-Schicht mit einer Dicke von weniger 10 000 Å, vorzugsweise mit einer Dicke im Bereich von 1000 bis 3000 Å aufgedampft wird.

5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Ni-Co-Schicht auf das Trägermaterial mit einer Geschwindigkeit von 20 bis 100 Å/s, vorzugsweise einer Geschwindigkeit von 40 bis 80 Å/s aufgedampft wird.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Anzahlen der Ni-Atome und der Co-Atome zu 54 : 46 gewählt sind.