DE3936519C2

DE3936519C2 - Schicht aus weichmagnetischer Legierung

Info

Publication number: DE3936519C2
Application number: DE3936519A
Authority: DE
Inventors: Naoya Hasegawa
Original assignee: Alps Electric Co Ltd
Current assignee: Alps Alpine Co Ltd
Priority date: 1988-11-02
Filing date: 1989-11-02
Publication date: 2001-01-25
Anticipated expiration: 2009-11-03
Also published as: KR920001939B1; KR900008548A; DE3936519A1

Description

Die Erfindung bezieht sich auf eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung. Die Legierung eignet sich für einen Magnet kopf, insbesondere einen Magnetkopf für ein magneti sches Aufzeichnungsgerät, z. B. eine Videobandeinheit.

Auf dem Gebiet der Magnetaufzeichnung wurden beträcht liche Anstrengungen unternommen, um die Koerzitivkraft der Aufzeichnungsträger, beispielsweise von Magnet bändern, zu erhöhen, um die Aufzeichnungsdichte des Aufzeichnungsträgers heraufzusetzen. Solche Verbesse rungen erfordern die Entwicklung von Materialien mit hoher magnetischer Sättigung (Bs), die sich für Magnet köpfe eignen.

Während üblicherweise als weichmagnetisches (Schicht-) Material mit hoher magnetischer Sättigung (hoher magnetischer Sättigungs-Flußdichte) die Legierung Fe-Si-Al (Sendust) verwendet wird, wurden in den letzten Jahren eine Kobalt (Co) enthaltende Schicht aus einer nicht-kristallinen Legierung, und ferromagnetisches Metall als Hauptbestandteil entwickelt.

In jüngster Zeit wurden Schichten mit hoher magnetischer Sättigung und hervorragenden weichmagnetischen Eigen schaften entwickelt, indem feinkristalline Legierungen (z. B. Fe-C- und Fe-Si-Legierungen) eingesetzt wurden, um den Einfluß der kristallinen magnetischen Anisotropie von Eisen herabzusetzen, welcher den Weichmagnetismus der Schichten zu beeinträchtigen vermag.

Von einem Magnetkopf dieses Typs wird gefordert, daß seine magnetischen Kennwerte eine hohe Aufzeichnungs dichte auf dem magnetischen Aufzeichnungsträger zu lassen, und daß weiterhin mechanische Eigenschaften wie Abriebfestigkeit und Formbarkeit gegeben sind.

Ein Beispiel für Magnetköpfe, die angesichts dieser Erfordernisse in der jüngsten Zeit entwickelt wurden, ist ein zusammengesetzter Magnetkopf (ein sogenannter MIG-Kopf), welcher dadurch hergestellt wird, daß man die Oberfläche eines Ferrit-Substrats, also ein all gemein übliches Element eines Magnetkopfs, mit einem weichmagnetischen Material überzieht, welches eine magnetische Sättigung aufweist, die größer als die jenige des Ferrits ist.

Ein derartiger Verbund-Magnetkopf hat üblicherweise einen Aufbau, bei dem eine weichmagnetische Schicht ebenso wie ein Spalt zwischen einem Paar Magnetkern hälften aus Ferrit und die Bauteile durch Glasbonden miteinander verbunden sind.

In den vergangenen Jahren ging der Trend in der Industrie dahin, die Größe und das Gewicht von Magnetköpfe ent haltenden elektronischen Geräten, z. B. Magnetband-Decks, zu verkleinern, auch wenn die Geräte unter ungünstigen Bedingungen gehandhabt werden, was den mit starken Er schütterungen verbundenen Transport einschließt. Dem entsprechend wird von einem Magnetkopf nicht nur ge fordert, daß er hervorragende magnetische Kennwerte und eine hohe Abriebfestigkeit bei der Berührung mit Magnetbändern aufweist, sondern ferner durch eine hervorragende Haltbarkeit in ungünstigen Umgebungs bedingungen, z. B. bei hohen Temperaturen und korrosiver Atmosphäre und starken Vibrationen überzeugt. Um eine solche Haltbarkeit zu gewährleisten, muß man auf die Glasbond-Technik zurückgreifen, wenn es um die Bildung des Spalts und den Einbau des Kopfs in das Gehäuse geht. Folglich wird für den Magnetkopf ein Material benötigt, welches hohen Temperaturen standhält und während des Herstellungsablaufs des Magnetkopfs stabil ist.

Herkömmliche Schichten aus einer weichmagnetischen Legierung, die aus Sendust bestehen, besitzen jedoch eine magnetische Sättigung bei etwa 10000 G (Gauß), wobei es sich um einen Wert handelt, der alles andere als zufriedenstellend ist bei den derzeitigen Erfor dernissen an eine hohe Aufzeichnungsdichte. Zwar können amorphe Legierungsschichten, die Kobalt enthalten, eine relativ hohe Sättigungs-Flußdichte von mehr als 13000 G aufweisen, jedoch führt jeder Versuch, eine Legierung mit hoher Sättigungs-Flußdichte zu erhalten, unvermeidlich zu einem geringeren Anteil eines Zusatzes von amorph-machenden Elementen wie Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo und W, was seinerseits wiederum abträglichen Einfluß hat auf die Stabilität der amorphen Struktur der Legierung, die soweit geht, daß die Legierung keiner hohen Tempe ratur standhält (etwa 500° und mehr) wie sie beim Glasbonden entsteht.

Weiterhin besteht bei einer Legierungs-Schicht (Fe-C- oder Fe-Si-Legierung) der oben beschriebenen Art, welche Feinkristalle enthält und hauptsächlich aus Eisen besteht, die Schwierigkeit, daß die Schicht bei hoher Temperatur wächst, wodurch die weich magnetischen Eigenschaften beeinträchtigt werden, und deshalb ungeeignet ist für das Glasbonden.

Es ist Aufgabe der Erfindung, eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung anzugeben, die eine geringe Koerzitivkraft, hohe magnetische Permeabilität, hitzebeständige magnetische Kennwerte und eine hohe Sättigungs-Flußdichte aufweist.

Zur Lösung dieser Aufgabe sind erfindungsgemäß weichmagnetische Legierungsschichten vorgesehen, wie sie in den unabhängigen Ansprüchen 1 bis 4 angegeben sind.

In der Druckschrift DE 38 10 244 A1 sind weichmagnetische Legierungsschichten beschrieben, die Fe als Hauptbestandteil, 1 bis 15 Mol-% mindestens eines in Eisen interstitiell löslichen Elements (B, C, N, P) und 0,5 bis 5 Mol-% mindestens eines der Elemente Ni, Rh, Ru, Pd, Zr, Nb, Ta, Ag, Os, Ir, Pt, Au, Cr, Mo, W, Ti, Bi, V, Co, Cu enthalten. Legierungsschichten mit Co als Hauptbestandteil sind nicht offenbart. Die Legierungsschichten sind kristallin. Feinkristalline Metallcarbidteilchen sind nicht beschrieben.

In der Druckschrift GB 2 147 608 A sind, neben einer Reihe anderer, weichmagnetische Legierungsschichten mit der Zusammensetzung (Co_70,5, Fe_4,5, Si₁₅, B₁₀)_{90 bis 99,5}(WC)_{10 bis 0,5}, statt WC insbesondere auch NbC, beschrieben. Feinkristalline VC-Teilchen sind nicht beschrieben. Diese Legierungsschichten werden durch Superabschrecken hergestellt und sind amorph.

Mit den erfindungsgemäßen Legierungsschichten lassen sich Magnetköpfe herstellen, wobei ein Paar Magnetkernhälften durch Glasbonden verbunden werden. Dabei treten normalerweise Temperaturen von 520°C und mehr auf.

Zur Herstellung der erfindungsgemäßen Legierungsschicht kann das Zerstäuben oder das Aufdampfen in einer Schichtbildungsapparatur eingesetzt werden. Für die Zer stäubung kommen praktisch sämtliche bekannten Zer stäubungsanlagen in Betracht, z. B. RH-Bipolar-Anlagen, Gleichstromanlagen, ein Magnetron, eine Tripolar-Anlage, eine Ionenstrahlanlage, oder eine Zerstäubungsanlage mit gegenüberliegendem Target. Um einer Schicht Kohlen stoff beizufügen, kann Gebrauch gemacht werden von einem Verfahren zur Bildung eines komplexen Targets, indem eine Anzahl von Graphitpellets auf einer Targetplatte angeordnet werden und das Target zerstäubt wird, oder es kann vom reaktiven Zerstäubungsverfahren mit Hilfe einer Targetplatte, die keinen Kohlen stoff enthält, Gebrauch gemacht werden, um diese in einer Atmosphäre zu zerstäuben, die ein Gemisch aus Ar oder einem anderen inaktiven Gas und Methan (CH₄) oder einem anderen Kohlenwasserstoffgas enthält. Das reaktive Zerstäubungsverfahren hat den Vorteil, daß eine Schicht mit jeglicher gewünschter Kohlenstoff konzentration entsteht, da das Verfahren eine einfache Steuerung der Kohlenstoffkonzentration innerhalb der Schicht ermöglicht. Eine in der oben beschriebenen Weise gebildete Schicht enthält eine amorphe Phase in einem beträchtlichen Anteil und ist daher instabil. Zur Stabilisierung können in der Schicht kristalline Par tikel eingebaut sein, wodurch die weichmagnetischen Eigenschaften verbessert werden. Dies kann durch Warm behandlung der Schicht bei einer Temperatur zwischen 400 und 700°C geschehen, vorzugsweise in einem statischen Magnetfeld oder einem Dreh-Magnetfeld. Die Warmbehand lung kann gleichzeitig mit dem Glasschmelz-Bondvorgang zur Herstellung eines Magnetkopfs erfolgen.

Der Einbau feiner kristalliner Partikel muß nicht notwendigerweise durchgehend erfolgen. Vielmehr wird dieser Einbau dann als ausreichend betrachtet, wenn er bis zu einem beträchtlichen Ausmaß vonstatten gegangen ist (mehr als 50%), ungeachtet der Tat sache, ob irgendwelche amorphen Anteile übrig bleiben, da sie kein Hindernis darstellen bei der Verbesserung der Produkteigenschaften.

Die oben erwähnten Bestandteile werden aus folgenden Gründen gewählt:
Co, welches der Hauptbestandteil des Produkts ist, ist verantwortlich für den Magnetismus des Produkts, so daß a ≧ 55% eine Vorbedingung ist dafür, daß eine magnetische Sättigung erreicht wird, die größer oder gleich der von Ferrit ist (Bs = 5000 G). Es sei allerdings darauf hingewiesen, daß bei den Legierungsschichten gemäß den Ansprüchen 3 und 4 a ≧ 50% zulässig ist, weil das Element T ebenfalls zu dem erforderlichen Magnetismus beiträgt.

Wenn die Schicht aus weichmagnetischer Legierung das Element V und kein M enthält, wie es gemäß den Ansprüchen 1 und 3 der Fall ist, verschmälert sich der Bereich des Co-Anteils auf a ≦ 93% zur Erzielung guter weichmagnetischer Charakteristika. Wenn andererseits beide Elemente M und V hinzugegeben werden, reicht a ≦ 96% für gute weich magnetische Charakteristika aus.

M kann für gute weichmagnetische Charakteristika des Produkts vorhanden sein und trägt bei zur Bildung feiner Carbid kristalle. Für gute weichmagnetische Charakteristika bei den Legierungsschichten soll d ≧ 0,5% und c + d ≧ 2% bei den Legierungsschichten gemäß Anspruch 2 sein, obschon die magnetische Sättigung des Pro dukts reduziert werden kann, wenn der Wert von d zu hoch ist. Deshalb wird d ≦ 25% für die Legierungs schichten gemäß den Ansprüchen 2 und 4 gefordert.

C ist ein zur Erzielung guter weichmagnetischer Charakteristika sowie guter Wärmebeständigkeit unerläßlicher Bestandteil. Es trägt auch bei zur Bildung von Fein kristallen von Carbiden, wenn es in Verbindung mit dem Element V, ggf. V und M, verwendet wird.

Feinkristalle von Carbiden des Elements V, ggf. der Elemente V und M, dienen als große Anzahl von Stiftstellen für magnetische Domänenwände zur Verbesserung der Hochfrequenzeigen schaften der magnetischen Permeabilität des Produkts. Sind sie in der Schicht gleichförmig verteilt, tragen sie dazu bei, eine Beeinträchtigung des Weichmagnetis mus des Produkts aufgrund des Wachstums feiner Kobalt kristalle während der Warmbehandlung zu verhindern. In anderen Worten: Wenn kristalline Partikel aus Kobalt wachsen, kann der nachteilige Effekt der magnetischen Anisotropie zu stark werden, jedoch hindern die fein kristallinen Partikel der Carbide von M und V jene daran, zu wachsen, so daß demzufolge jegliche Beein trächtigung der weichmagnetischen Charakteristika des Produkts verhindert wird.

Da das metallische Gefüge des Produkts grundsätzlich aus Feinkristallen mit einem mittleren Durchmesser von weniger als 0,05 µm besteht, ist das Produkt thermisch weit stabiler als ein nicht-kristallines Gefüge, dem zufolge sich die magnetische Sättigung verbessern läßt, ohne daß es erforderlich ist, große Mengen additiver Elemente vorzusehen.

Das Element T (Fe, Ni, oder Mn) ist ein Element, welches zur Korrektur der Magnetostriktion hinzugegeben wird. Während in einem Co_a V_cM_dC_e System die Magneto striktion einen negativen Wert um 10^-6 annimmt und für den tatsächlichen Gebrauch kein Hindernis darstellt, sollte der Wert der Magnetostriktion vorzugsweise sehr nahe bei Null liegen, um die Beeinträchtigung der magnetischen Charakteristika des Produkts zu minimieren, welche zurückzuführen ist auf die Störung, die während der Oberflächenbearbeitung und/oder dem Glasbonden herbeigeführt wird. Zu diesem Zweck ist die Zugabe des Elements Fe, Ni oder Mn sehr wirksam, da diese Elemente die Wirkung haben, den Wert der Magnetostriktion positiv zu machen. Die Obergrenze der Menge des hinzuzufügenden Elements T sollte so bestimmt sein, daß die Magneto striktion niedriger als +10^-5 ist. Es sei angemerkt, daß Fe, Ni oder Mn die Wirkung einer Stabilisierung der Kristall struktur von Co in der Form fcc (face-centered cubic lattice, flächenzentriertes kubisches Gitter) hat, welches der Form hcp (hexagonal closest packing, hexago nale dichteste Packung), der anderen Kristallform von Co, überlegen ist hinsichtlich Weichmagnetismus und magnetischer Anisotropie und mithin beiträgt zur besseren Leistungsfähigkeit einer Schicht aus weich magnetischer Legierung.

Wenn zwei oder sämtliche der Elemente Fe, Ni und Mn kombiniert und dem Material der weichmagnetischen Schicht hinzugefügt werden, können sie wirksam dessen Magnetostriktion korrigieren und seine weichmagnetischen Charakteristika verbessern.

Es sollte 5 ≦ c ≦ 25% für das Element V bei den Legierungsschichten gemäß den Ansprüchen 1 und 3 beachtet werden, da eine Legierungsschicht, die das Element V, nicht jedoch das Element M enthält, keine feinkristallinen Partikel nach der Warmbehandlung zu bilden vermag, wenn der V-Anteil zu gering ist. Im Gegensatz dazu gilt die Formel 0,5 ≦ c ≦ 25 für die Legierungsschicht gemäß den Ansprüchen 2 und 4, da das Element M deutlich beiträgt zur Bildung feinkristalliner Partikel, wenn es in Verbindung mit V verwendet wird.

Da eine Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung gemäß der Erfindung prinzipiell aus Co besteht und die Menge additiver Elemente beschränkt ist auf einen sehr niedrigen Wert hinsichtlich der Vermeidung der Verringerung der magnetischen Sättigung, besitzt das Produkt normalerweise eine hohe magnetische Sättigungs flußdichte von bis zu 16000 G. Die Tatsache, daß die Elemente V oder V + M sowie C hinzugefügt werden und das Produkt aus feinkristallinen Partikeln besteht, trägt bei zu einer signifikanten Verringerung der nach teiligen Wirkung der kristallinen magnetischen Aniso tropie auf den Weichmagnetismus, so daß gute weichma gnetische Charakteristika des Produkts erzielt werden. Das Einbringen von Carbiden der Elemente V oder V + M unter drückt das Wachstum von kristallinen Partikeln, die Co als Hauptbestandteil enthalten, auch dann, wenn sie bis zu 600°C und darüber während des Glasbondens er wärmt werden.

Proben von weichmagnetischen Schichten (1) Vorbereitung der Schichten

Unter Verwendung einer Hf-Bipolar-Zerstäubungsanlage wurden Legierungsschichten mit den Zusammensetzungen gemäß Tabelle 1 vorbereitet.

Ein Verbundtarget aus Co-Targets, auf denen Pellets aus V, Nb und Fe in geeigneter Weise angeordnet waren, wurde zur Herstellung der Proben verwendet. Proben schichten mit Dicken von 5 bis 6 µm wurden auf dem Verbundtarget dadurch erzeugt, daß ein Zerstäubungs prozeß in einer Atmosphäre durchgeführt wurde, die ein Gemisch aus Ar-Gas und CH₄-Gas enthielt. Die Kohlenstoff konzentration der Schicht läßt sich durch Variieren der CH₄-Konzentration steuern (Partialdruck).

2) Warmbehandlung

Nach der Bildung der Schichten wurden diese 20 Minuten lang einer Warmbehandlung bei 550°C in einem magneti schen Drehfeld unterzogen.

(3) Messung

Die oben beschriebenen Legierungsschichten sowie eine zum Vergleich dienende Sendust-Legierungsschicht, her gestellt durch Zerstäuben, wurden hinsichtlich Sätti gungsflußdichte (Bs), magnetischer Permeabilität (µ) und Koerzitivkraft (Hc) sowie Magnetostriktion geprüft. Die Meßergebnisse sind in Tabelle 1 niedergelegt.

Wie aus Tabelle 1 hervorgeht, zeigt die Probe A₂ eine magnetische Sättigung (13500 G), die viel höher als bei der Sendust-Schichtprobe ist. Es sei angemerkt, daß sämtliche bekannten amorphen Legierungsschichten mit einer magnetischen Sättigung der Höhe von 13000 G ohne weiteres während der Warmbehandlung unter ähnlichen Bedingungen (550°C während 20 Minuten) kristallisieren, wobei ihre magnetische Permeabilität unter den Wert 100 abfällt, was zu einer Verschlechterung der magneti schen Charakteristika führt, nachdem die Proben einem Glas bond-Prozeß unterzogen sind. Damit entstehen also unter Verwendung der bekannten Schichten Magnetköpfe mit nicht akzeptierbaren Charakteristika. Die Schicht nach der erfindungsgemäßen Probe A₂ hingegen, erwies sich als ausgezeichnete Schicht mit hoher Sättigung nach der Warmbehandlung bei hoher Temperatur. Während die magnetische Permeabilität und die Koerzi tivkraft der Probe A₂ niedriger waren als bei der Schicht aus der Sendust-Legierung, hatten die Proben B₂ und C₂ in dieser Hinsicht hervorragende Werte.

Die Legierungsschicht der Probe B₂ in Tabelle 1 enthält als additiven Bestandteil Nb, was beiträgt zu einer Aufrechterhaltung der hohen Sättigungsfluß dichte nach der Warmbehandlung sowie einer magnetischen Permeabilität und einer Koerzitivkraft, die so groß ist wie bei der Schicht aus der Sendust-Legierung.

Die Legierungsschicht der Probe C₂ in Tabelle 1 enthält zusätzlich Nb und Fe, welche Elemente beitragen zu einer Aufrechterhaltung einer hohen Sättigungsfluß dichte nach der Warmbehandlung sowie einer hohen magnetischen Permeabilität und einer hohen Koerzitiv kraft. Die Beigabe von Fe trägt ferner bei zu einer verringerten Magnetostriktions-Konstanten der Legie rung, die einen niedrigen Wert von 10^-7 aufweist.

Dann wurde das Röntgenstrahl-Beugungsmuster für jede der Proben erstellt, um deren metallurgische Zusammen setzung zu bestimmen. Die Beugungsmuster "1" und "2" in Fig. 1 gehören zur Probe A₂ vor bzw. nach der Warmbehandlung.

Muster "1" in Fig. 1 besitzt nur eine sehr verbreiterte Beugungs-Spitze, hervorgerufen durch feinkristalline Partikel aus Co (von beiden Formen, also hcp-Co (dich teste hexagonale Packung) und fcc-Co (flächenzentriertes kubisches Gitter)). (Es sei angemerkt, daß die magne tische Sättigung der Probe in diesem Zustand kleiner ist als der in Tabelle 1 gezeigte Wert.)

Das Muster "2" in Fig. 1 zeigt eine Spitze für feine Co-Kristalle sowie eine Spitze, die auf die Existenz von feinen Kristallen von Carbiden hinweist, z. B. V₄C₃ und V₂C. Durch Berechnungen auf der Grund lage der halben Breite der Beugungsspitze des Musters "2" wurde herausgefunden, daß der mittlere Durchmesser der kristallinen Partikel dieser Probenschicht sehr klein ist und zwischen 60 und 70 Å liegt. Die Tatsache, daß die Co-Kristalle nach der Warmbehandlung bei hoher Temperatur nicht wuchsen, bedeutet, daß fein kristalline Partikel von thermisch stabilen Carbiden von V gleichmäßig innerhalb der Schicht verteilt sind und ein Wachstum kristalliner Partikel von Co verhin dern. Wenn die kristallinen Partikel von Co in einer Legierungsschicht sehr klein bleiben, wird die magne tische Anisotropie des Kristalls von Co gleichmäßig in der Schicht beibehalten, ohne irgendeine signifikante Diffusion zu verursachen, so daß demzufolge wünschens werte weichmagnetische Charakteristika der Schicht erhalten werden.

Da die erfindungsgemäße Legierungsschicht gemäß Anspruch 2 ein Element oder Elemente M (Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo und W) sowie V und C enthält, die zu einer Verbesserung des Weich magnetismus des Produkts beitragen, und da das Metall gefüge der Schicht aus feinkristallinen Partikeln be steht, die die abträglichen Einflüsse der magnetischen Anisotropie von Kristallen reduzieren, lassen sich sehr wünschenswerte weichmagnetische Eigenschaften der Schicht realisieren. Da weiterhin die Legierungsschicht aus feinkristallinen Partikeln besteht, wobei M oder V mit C zur Bildung von Carbiden von M oder V kombiniert ist, sind die Partikel an einem Wachstum gehindert, auch wenn Sie über 600°C während des Glasbondens er wärmt werden, so daß die hervorragenden weichmagnetischen Charakteristika des Produkts während des gesamten Herstellungsvorgangs des Magnetkopfs beibehalten werden. Dies entspricht dem Erfordernis einer hohen Aufzeich nungsdichte sowie weiteren Erfordernissen eines Hoch leistungs-Magnetkopfs.

Durch Zugabe von T (Fe, Ni und Mn) zum Steuern der Magnetostriktion sowie des Kristallgefüges des Produkts lassen sich die die oben angegebenen Wirkungen weiter fördern.

Tabelle 1

Claims

1. Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung mit der Zusammensetzung CO_aV_cC_e,
wobei a, c, e die in Atom-% angegebenen Verhältnisse der jeweiligen Elemente in der Gesamtzusammensetzung bedeuten;
wobei ferner
55 ≦ a ≦ 93
5 ≦ c ≦ 25
0,5 ≦ e ≦ 25
a + c + e = 100
und wobei die Legierung zu mehr als 50% aus kristallinen Partikeln mit einem mittleren Durchmesser von weniger als 0,05 µm besteht, wobei die Legierung Cabrid(e) des Elements V enthält, und im übrigen aus einer amorphen Phase besteht.

2. Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung mit der Zusammensetzung Co_aV_cM_dC_e,
wobei M eines oder mehrere der Elemente Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W bedeutet
und a, c, d, e die in Atom-% angegebenen Verhältnisse der jeweiligen Elemente in der Gesamtzusammensetzung bedeuten;
wobei ferner
55 ≦ a ≦ 96
0,5 ≦ c ≦ 25
0,5 ≦ d ≦ 25
0,5 ≦ e ≦ 25
2 ≦ c + d
a + c + d + e = 100
und wobei die Legierung zu mehr als 50% aus kristallinen Partikeln mit einem mittleren Durchmesser von weniger als 0,05 µm besteht, wobei die Legierung Carbid(e) der Elemente V und M enthält, und im übrigen aus einer amorphen Phase besteht.

3. Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung mit der Zusammensetzung Co_aT_bV_cC_e,
wobei T eines oder mehrere der Elemente Fe, Ni, Mn bedeutet und a, b, c, e die in Atom-% angegebenen Verhältnisse der jeweiligen Elemente in der Gesamtzusammensetzung bedeuten;
wobei ferner
50 ≦ a ≦ 93
0,1 ≦ b ≦ 20
5 ≦ c ≦ 25
0,5 ≦ e ≦ 25
a + b + c + e = 100
und wobei die Legierung zu mehr als 50% aus kristallinen Partikeln mit einem mittleren Durchmesser von weniger als 0,05 µm besteht, wobei die Legierung Carbid(e) des Elements V enthält, und im übrigen aus einer amorphen Phase besteht.

4. Schicht aus einer weichmagnetischen Legierung mit der Zusammensetzung Co_aT_bV_cM_dC_e,
wobei T eines oder mehrere der Elemente Fe, Ni, Mn bedeutet, M eines oder mehrere der Elemente Ti, Zr, Hf, Nb, Ta, Mo, W bedeutet
und a, b, c, d, e die in Atom-% angegebenen Verhältnisse der jeweiligen Elemente in der Gesamtzusammensetzung bedeuten;
wobei ferner
50 ≦ a ≦ 96
0,1 ≦ b ≦ 20
0,5 ≦ c ≦ 25
0,5 ≦ d ≦ 25
0,5 ≦ e ≦ 25
a + b + c + d + e = 100
und wobei die Legierung zu mehr als 50% aus kristallinen Partikeln mit einem mittleren Durchmesser von weniger als 0,05 µm besteht, wobei die Legierung Carbid(e) der Elemente V und M enthält, und im übrigen aus einer amorphen Phase besteht.