Die vorliegende Erfindung betrifft einen magnetischen Dünnfilm und eine magnetische Vorrichtung unter Verwendung von diesem. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung einen weichmagnetischen Dünnfilm, der für einen magnetischen Aufzeichnungskopf, einen magnetischen Wiedergabekopf, einen magnetischen Sensor mit einem magnetischen Impedanzsensor, eine magnetische Schaltungskomponente, wie eine magnetische Spule, und einen Induktor oder eine magnetische Induktionsheizeinrichtung, wie ein IH-Reiskocher und eine IH-Wärmeplatte und eine magnetische Vorrichtung wie einen Magnetkopf, einen magnetischen Sensor, eine magnetische Schaltungskomponente und eine magnetische Induktionsheizeinrichtung geeignet ist, wobei der weichmagnetische Dünnfilm verwendet wird.

JP-07-111221 offenbart ein magnetisches Sputter-Target und einen dieses verwendenden magnetischen Dünnfilm und einen Dünnfilm-Magnetkopf. Das magnetische Sputter-Target beinhaltet Si mit 4–20 Gew.%, Al mit 2–15 Gew.% und mindestens eine Art von Verbindung ausgewählt aus dem Oxid, Nitrid, Borid, Stickstoffborid, Karbid- und Bornitrid eines Elements der Gruppe IVA, der Gruppe VA, und der Gruppe VI mit 0,1–10 Gew.% und der Rest derselben besteht im wesentlichen aus Fe.

EP-0442760 offenbart einen weichmagnetischen Legierungsfilm bestehend im wesentlichen aus einer durchschnittlichen Zusammensetzung der folgenden Formel T_aM_bX_cN_d, wobei T mindestens ein Metall ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Fe, Co und Ni darstellt, M mindestens ein Metall ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Nb, Zr, Ti, Ta, Hf, Cr, Mo, W und Mn darstellt, X mindestens ein Halbmetall ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus B, Si, Ge und C darstellt, N Stickstoff ist, und a, b, c und d jeweils derartige Werte in Atomprozent sind, dass a 65–93 ist, b 0–20 ist, c 0–20 ist, d 1–20 ist, b + c ≥ 5 und a + b + c + d = 100.

DE-3927342 offenbart ein magnetisches Material für einen magnetischen Abnehmerkopf. Das Material besteht aus Eisen mit dem Zusatz von Sauerstoff und Stickstoff, d.h. 3–20 Atomprozent N und 1,5–15 Atomprozent 0. Ein Material mit der Zusammensetzung Fe_vN_wO_xM_y ist offenbart, in welchem M mindestens eins der Elemente Ta, Nb, Si ist, w 1–20 ist, x 1–20 ist und y 0,5–6 ist, mit x + y + w + v = 100. Auch offenbart sind Legierungen, wie oben definiert, in welchen x 1–10 ist oder w 1–10 ist. Die Legierung kann auch 0,3–3 Atomprozent eines Elements der Pt-Gruppe oder der Gruppe VIA, vorzugsweise Ru oder Cr, enthalten.

US-5154983 offenbart eine magnetische Legierung, dargestellt durch die Zusammensetzungsformel Fe_xN_yM_z, worin M mindestens eins der Elemente B, C, Al, Ga oder Ge darstellt, oder M M'_z, L_y ist, worin M' die gleichen Definition wie das obige M hat und L mindestens eins ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Ti, V, Cr, Co, Ni, Cu, Y, Zr, Nb, Mo, Ru, Rh, Pd, Ag, Sn, Sb, Hf, Ta, W, Re, Os, Ir, Pt, Au und Pb darstellt und worin y 1–20 ist, z 0,5–15 ist und x + y + z = 100 oder y 1–20 ist, z 0,5–15 ist, v 0,3–15 ist und x + y + z + v = 100 ist, jeweils in Atomprozent.

Auf dem Gebiet einer magnetischen Vorrichtung unter Verwendung eines weichmagnetischen Materials wurde ein magnetisches Material gefordert, das sowohl eine ausgezeichnete magnetische Eigenschaft als auch eine hohe magnetische Sättigungsflußdichte aufweist. Genauer gesagt sind eine Verbesserung der Schreibfähigkeit eines an der Verbesserung der magnetischen Aufzeichnungsdichte beteiligten Magnetkopfs, eine Verbesserung der Änderungsrate der magnetischen Impedanz eines magnetischen Impedanzsensors und eine Verbesserung der Wirksamkeit der Umwandlung von elektromagnetischer Energie in Wärme einer magnetischen Induktionsheizeinrichtung erwünscht. Auf der Suche nach einem diese Anforderungen erfüllenden Material wurden in letzter Zeit Übergangsmetall-(Fe, Co) – IIIa bis Va- oder IIIb bis Vb-basierte Materialien in einem breiten Bereich untersucht (beispielsweise Hasegawa: Journal of Japan Applied Magnetism, 14, 319–322 (1990), NAGO IEEE, Trans. magn., Band 28, Nr. 5 (1992)). Diese vielen Untersuchungen haben gezeigt, daß es wichtig ist, daß ein Material, das unter den vorstehend erwähnten Zusammensetzungen eine weichmagnetische Eigenschaft aufweist, unmittelbar nach der Bildung eines Films eine amorphe Phase oder eine mikrokristalline Phase nahe der amorphen Phase hat, daß dann durch eine Wärmebehandlung oder dergleichen Körner gezüchtet werden und daß das Material schließlich eine körnige Struktur aufweist. Weiterhin haben hinsichtlich der Kristallgröße der körnigen Teilchen viele Forscher einschließlich Herzer (IEEE, Trans. magn., MAG-26, 1397 (1990), Journal of Japan Applied Magnetism, Band 20, Nr. 6 (1996)) das Folgende bestätigt: Eine ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaft kann nur dann erzeugt werden, wenn die durchschnittliche Kristallgröße magnetischer Kristallkörner in ausreichendem Maße kleiner ist als der Austauschkopplungsabstand oder in ausreichendem Maße größer als dieser. Nach zahlreichen Berichten ist der Erzeugungsmechanismus hierfür der folgende. In einem Bereich mit großen Kristallkörnern erzeugt eine Domänenwandbewegung infolge von Defekten oder einer Verringerung der Korngrenzendichte oder der Einfachheit einer Magnetisierungsdrehung die weichmagnetische Eigenschaft. Andererseits wird in einem Bereich mit kleinen Kristallkörnern die weichmagnetische Eigenschaft folgendermaßen verwirklicht: Jeder Mikrokristall wechselwirkt in erheblichem Maße mit benachbarten Mikrokristallkörnern, woraus sich ein dreidimensionaler Austausch ergibt, so daß jede magnetische Kristallanisotropie ausgeglichen wird und dadurch die auftretende magnetische Kristallanisotropie verringert wird.

Ein mikrokristallines Material, in dem ausgefällte oder gewachsene Mikrokristallkörner im wesentlichen aus einem magnetischen Metall (beispielsweise Fe, FeCo) bestehen, insbesondere ein Material mit einer hohen magnetischen Sättigungsflußdichte von 1,2T oder mehr, stellt hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit ein Problem dar. Daher wird eine Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit durch Auflösen eines Elements wie Al, das in &agr;-Fe einen passiven Zustand bildet, versucht. Ein Antikorrosionselement, das einen passiven Zustand bildet, wie Al, reagiert jedoch im wesentlichen vorzugsweise mit einem leichten Element, wie Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff oder Bor, das zum Erzeugen eines amorphen Zustands oder zum Verkleinern der Kristallkörner verwendet wird, weil es eine niedrige freie Energie für die Bildung eines Oxids und eines Nitrids aufweist. Demgemäß ist es unwahrscheinlich, daß das Antikorrosionselement in einer Festlösung mit &agr;-Fe-Mikrokristallen bleibt. In dem Fall, in dem zu den &agr;-Fe-Mikrokristallen eine Menge hinzugefügt wird, die ausreicht, um eine Korrosionsbeständigkeit bereitzustellen, wird die magnetische Sättigungsflußdichte erheblich verringert.

Wenn diese magnetischen Materialien andererseits für einen Magnetkopf verwendet werden, wird das Material bei einem Prozeß zum Verschmelzen mit einem Glas, das zum Erzeugen eines Magnetkopfs erforderlich ist, einer Wärmebehandlung unterzogen. Der Schmelzpunkt des Glases, die Wärmeausdehnungskoeffizienten des Substrats, des Glases und des magnetischen Films, die optimale Mikrokristall-Ausfällungstemperatur des magnetischen Materials und die Abstimmung von ihnen beeinflussen die Eigenschaften des Magnetkopfs. Die Temperatur für die Wärmebehandlung zum Erzeugen eines Kopfs beträgt in Hinblick auf die Zuverlässigkeit des Glases und die optimale Temperatur für die Wärmebehandlung des magnetischen Materials vorzugsweise 500°C oder mehr.

Wenn der Magnetkopf ein Metal-In-Gap-Kopf (MIG-Kopf) ist, bei dem ein magnetischer Dünnfilm beispielsweise auf Ferrit gebildet ist, läuft an der Grenzfläche zwischen dem Ferrit und dem magnetischen Film eine Reaktion ab, wenn die Temperatur bei der Wärmebehandlung zu hoch ist, so daß eine hinsichtlich des Magnetismus beeinträchtigte Schicht, die an der Grenzfläche zwischen dem magnetischen Film und dem Ferrit erzeugt ist, dicker wird, wodurch das Pseudo-Spalt-Rauschen höher wird. Im Fall eines LAM-Kopfs, bei dem ein magnetischer Dünnfilm und ein isolierender Film laminiert auf ein nichtmagnetisches Substrat aufgebracht sind, hat der magnetische Film einen von demjenigen des Substrats verschiedenen Wärmeausdehnungskoeffizienten. Daher wird die thermische Spannung zwischen dem magnetischen Film und dem Substrat größer, wenn die Temperatur bei der Wärmebehandlung höher ist. Demgemäß wird die weichmagnetische Eigenschaft des Films durch eine Erhöhung der anisotropen Energie beeinträchtigt, die durch einen inversen Magnetostriktionseffekt hervorgerufen wird. Es ist daher erwünscht, daß die optimale Temperatur bei der Wärmebehandlung für das magnetische Material etwa 550°C oder weniger beträgt.

Wie vorstehend beschrieben wurde, muß jedoch das mikrokristalline Material, das eine ausreichende Menge eines Antikorrosionselements in der Festlösung mit Metallmikrokristallen aufweist, einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur in der Nähe von 600 und 700°C oder darüber unterzogen werden, um die Kristallstruktur zu stabilisieren und eine ausreichend geringe Magnetostriktionskonstante zu ermöglichen.

Weiterhin haben diese mikrokristallinen magnetischen Dünnfilme schon an sich eine Anzahl von Grenzflächen je Volumeneinheit, die zwischen magnetischen Teilchen vorhanden sind. Daher werden während einer Wärmebehandlung unter Verwendung der Grenzflächenenergie als treibende Kraft in erheblichem Maße magnetische Kristallkörner gezüchtet. Dies führt zu einem schmalen Bereich der optimalen Temperatur bei der Wärmebehandlung, in dem eine zufriedenstellende weichmagnetische Eigenschaft auftritt, zu heterogenen Eigenschaften und zu einem begrenzten Bereich der Temperatur für die Verwendung.

Andererseits sind das Abschälen eines Films von einem Substrat infolge innerer Spannungen und feine Risse auf einem Substrat Probleme, die bei vielen Dünnfilmmaterialien gewöhnlich auftreten. Beispielsweise schließt die innere Spannung eines durch Sputtern auf einem Substrat gebildeten Films im allgemeinen eine Druckspannung oder eine Zugspannung ein. Wenn die Haftfestigkeit zwischen einem Substrat und einem Film oder die Bruchfestigkeit eines Substratmaterials gering ist, tritt, abhängig von der Form oder von dem Oberflächenzustand des Substrats, das Problem des Abschälens des Films auf.

Angesichts der vorstehend erwähnten Probleme, wie der Wärmestabilität oder der Korrosionsbeständigkeit, die beim Erhöhen der magnetischen Sättigungsflußdichte eines weichmagnetischen Dünnfilmmaterials auftreten, besteht die Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, einen magnetischen Dünnfilm mit einer ausgezeichneten Zuverlässigkeit und einer weichmagnetischen Eigenschaft und eine magnetische Vorrichtung, bei der dieser verwendet wird, bereitzustellen.

Zum Lösen der im Stand der Technik auftretenden vorstehend erwähnten Probleme haben die Erfinder ein magnetisches Material mit einer Zwischenstruktur in einem Bereich, der zwischen einem Bereich, in dem eine körnige Struktur gebildet ist, und einem Bereich, in dem größere säulenartige Kristallkörner verwirklicht sind, wie in 3 dargestellt ist, liegt, von dem herkömmlicherweise angenommen wurde, daß er mangelhafte Merkmale aufweist, genauer untersucht.

Um die vorstehend erwähnten Probleme aus dem Stand der Technik zu lösen, haben die Erfinder auch die Zusammensetzung eines magnetischen Materials und die Bedingungen und die Zusammensetzung eines unterliegenden Films, die die optimale Struktur verwirklichen können, untersucht.

Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein magnetischer Dünnfilm, wie in Ansprüchen 1 und 2 beansprucht, und eine magnetische Vorrichtung, wie in Anspruch 3 beansprucht, bereitgestellt.

Ein magnetischer Dünnfilm gemäß der vorliegenden Erfindung umfaßt einen magnetischen Film, der magnetische Kristallkörner als eine Mutterphase (eine Hauptphase) aufweist.

Die magnetischen Kristallkörner haben eine näherungsweise säulenartige oder nadelartige Form oder eine verzweigte Form, die aus der Kombination der näherungsweise säulenartigen oder nadelartigen Form zusammengesetzt ist, und die magnetischen Kristallkörner haben eine durchschnittliche maximale Länge von mehr als 50 nm und eine durchschnittliche Kristallgröße in einer kurzen Richtung der näherungsweise säulenartigen oder nadelartigen Form von mehr als 5 nm und weniger als 60 nm.

Die magnetischen Kristallkörner des magnetischen Dünnfilms gemäß der vorliegenden Erfindung sind in dem Maße größer als bei einem herkömmlichen mikrokristallinen Material, das die durchschnittliche maximale Länge (durchschnittliche Kristallgröße) in Längsrichtung der näherungsweise nadelartigen oder säulenartigen Abschnitte der näherungsweise nadelartigen, säulenartigen oder verzweigten Kristalle 50 nm oder mehr beträgt. Dementsprechend ist die Grenzflächenenergie je Volumeneinheit klein, so daß kaum Kristallkörner gezüchtet werden. Daher kann die Wärmebehandlungsstabilität in einem breiten Temperaturbereich verwirklicht werden. Weiterhin wird im allgemeinen anerkannt, daß die säulenartige oder nadelartige Kristallstruktur infolge der Anisotropie der Form die Beeinträchtigung der magnetischen Eigenschaft hervorruft. Weil die Oberflächenenergie je Volumen eines Kristallkorns groß ist, Wechselwirken die Kristallkörner gemäß der vorliegenden Erfindung nichtsdestoweniger in erheblichem Maße in Form eines Austausches miteinander. Hierdurch wird die magnetische Anisotropie der Form unterdrückt und damit die weichmagnetische Eigenschaft verbessert. Wenn die Größe und die Form der magnetischen Kristallkörner weiterhin im vorstehend beschriebenen Bereich liegen, ist die elektrische Potentialdifferenz zwischen Kristallkörnern auf der Grundlage einer Ungleichmäßigkeit elektrochemischer Potentiale zwischen den Kristallkörnern verringert, und die Korrosion infolge des Effekts lokaler Zellen ist unterdrückt. Demgemäß ist die Korrosionsbeständigkeit verbessert. Für einen magnetischen Dünnfilm mit einer durchschnittlichen Kristallgröße in der kurzen Richtung von 60 nm oder darüber ist es schwierig, eine hohe magnetische Sättigungsflußdichte von 1,2T oder mehr und die weichmagnetische Eigenschaft und die Korrosionsbeständigkeit gleichzeitig zu verwirklichen. Wenn die durchschnittliche Kristallgröße 5 nm oder weniger beträgt, kann keine zufriedenstellende Wärmebehandlungsstabilität in einem weiten Temperaturbereich erhalten werden.

Bei einer Ausführungsform des erfindungsgemäßen magnetischen Dünnfilms haben die magnetischen Kristallkörner ein durchschnittliches Volumen Va und eine durchschnittliche Oberfläche Sa, welche die folgende Ungleichung erfüllen: Sa > 4,84 Va^2/3[1]

Gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung umfaßt ein magnetischer Dünnfilm einen magnetischen Film mit näherungsweise säulenartigen oder nadelartigen magnetischen Kristallkörnern als eine Mutterphase. Eine durchschnittliche Kristallgröße dS in einer kurzen Richtung der magnetischen Kristallkörner und die durchschnittliche Kristallgröße dL in Längsrichtung der magnetischen Kristallkörner erfüllen jeweils die folgenden Ungleichungen: 5 nm < dS < 60 nm[2] dL > 100 nm[3]

Gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung umfaßt ein magnetischer Dünnfilm einen magnetischen Film mit magnetischen Kristallkörnern. Die magnetischen Kristallkörner umfassen verzweigte Kristallkörner, die aus der Kombination näherungsweise säulenartiger oder nadelartiger Formen als eine Mutterphase zusammengesetzt sind. Eine durchschnittliche Kristallgröße ds in der kurzen Richtung der näherungsweise säulenartigen oder nadelartigen Form und eine durchschnittliche maximale Länge dl der verzweigten Kristallkörner erfüllen die folgenden jeweiligen Ungleichungen: 5 nm < ds < 60 nm[4] dl > 150 nm[5]

Gemäß diesen Ausführungsformen können eine ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaft und eine Wärmebehandlungsstabilität der weichmagnetischen Eigenschaft in einem weiten Temperaturbereich verwirklicht werden, während eine hohe magnetische Sättigungsflußdichte (beispielsweise 1,2T oder mehr) erhalten bleibt. Zusätzlich ist die Korrosionsbeständigkeit verbessert. Die magnetischen Kristallkörner des magnetischen Dünnfilms gemäß der vorliegenden Erfindung sind näherungsweise nadelartige oder säulenartige oder verzweigte Kristallkörner, und der durchschnittliche Durchmesser der Kristallkörner ist größer als derjenige eines herkömmlichen mikrokristallinen Materials. Demgemäß ist die Grenzflächenenergie je Volumeneinheit klein, so daß nur schwierig ein Kristallkornwachstum auftritt. Daher kann die Wärmebehandlungsstabilität in einem weiten Temperaturbereich verwirklicht werden. Weiterhin wechselwirken die Kristallkörner erheblich miteinander, so daß die magnetische Anisotropie in der Form unterdrückt wird und die magnetische Kristallanisotropie in der kurzen Richtung zwischen Kristallkörnern ausgeglichen wird, so daß eine ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaft erzeugt wird. Wenn die Größe und die Form der magnetischen Kristallkörner weiterhin in dem in den Ungleichungen [2] und [3] (oder den Ungleichungen [4] und [5]) dargestellten Bereich liegen, wird eine elektrische Potentialdifferenz zwischen den Kristallkörnern auf der Grundlage der Ungleichmäßigkeit elektrochemischer Potentiale zwischen den Kristallkörnern verringert, und die Korrosion infolge des Effekts lokaler Zellen wird unterdrückt. Demgemäß wird die Korrosionsbeständigkeit verbessert. Wenn dS (oder ds) 60 nm oder mehr beträgt, ist es schwierig, eine hohe magnetische Sättigungsflußdichte von 1,2T oder mehr und die weichmagnetische Eigenschaft und die Korrosionsbeständigkeit gleichzeitig zu verwirklichen. Wenn dS (oder ds) 5 nm oder kleiner ist, ist die Wärmebehandlungsstabilität in einem weiten Temperaturbereich nicht sehr gut. In ähnlicher Weise ist die Wärmebehandlungsstabilität nicht sehr gut, wenn dL 100 nm oder kleiner (oder dl 50 nm oder kleiner) ist.

Bei einer Ausführungsform des erfindungsgemäßen magnetischen Dünnfilms sind die Kristallorientierungen benachbarter magnetischer Kristallkörner zumindest in einer in einer Ebene liegenden Richtung vorzugsweise verschieden. Gemäß dieser bevorzugten Ausführungsform ist das Versatzverhältnis der magnetischen Anisotropie verbessert, und die magnetische Kristallanisotropie benachbarter nadelartiger, säulenartiger oder verzweigter Kristallkörner ist anscheinend verringert. Demgemäß kann die weichmagnetische Eigenschaft verbessert werden.

Ein magnetischer Dünnfilm ist offenbart, der wenigstens ein Element, das aus der aus C, B, O und N bestehenden Gruppe ausgewählt ist, und ein Element, das eine niedrigere freie Energie für die Bildung eines Oxids und/oder eines Nitrids als Fe hat, enthält.

Beispielsweise ermöglicht in dem Fall, in dem der magnetische Film durch Sputtern erzeugt wird, die Bildung einer Festlösung eines leichten Elements, wie C, B, O und N mit einem magnetischen Metallelement und die Reaktion des leichten Elements mit einem Element, das eine niedrigere freie Energie für die Bildung eines Oxids und/oder eines Nitrids als Fe hat, daß die Kopplung von Insel-Kristallstrukturen in einem frühen Stadium des Wachstums auf einem Substrat oder die Kopplung zwischen den Kristallkörnern während des Wachstums gesteuert wird. Demgemäß kann die Filmstruktur verwirklicht werden, bei der die Kristallkörner bevorzugte Formen, wie nadelartige, säulenartige oder verzweigte Formen aufweisen, so daß eine große Oberfläche je Volumen des Kristallkorns verwirklicht werden kann. Insbesondere erzeugt die Kombination einer Vielzahl der vorstehend beschriebenen Elemente Reaktionsprodukte mit verschiedenen freien Energien und Zwischenprodukte von diesen. Daher kann ein kleiner Anteil der Zusätze als Ganzes die vorstehend beschriebene Filmstruktur verwirklichen. Dadurch kann die hohe magnetische Sättigungsflußdichte des magnetischen Materials aufrechterhalten werden.

Ein magnetischer Dünnfilm ist offenbart, wobei die magnetischen Kristallkörner vorzugsweise ein Element aufweisen, das eine niedrigere freie Energie für die Bildung eines Oxids und/oder eines Nitrids als Fe hat.

Bei einem durch das Ausfällen einer amorphen Quelle erhaltenen herkömmlichen mikrokristallinen Material fällt durch einen Wärmebehandlungsprozeß ein großer Teil des Elements in der Korngrenze aus. Andererseits wird gemäß dieser bevorzugten Ausführungsform ein Film in dem Zustand gebildet, in dem das Element als eine Festlösung in den Kristallkörnern des magnetischen Metalls gelöst ist. Daher kann eine kleine Menge des hinzugefügten Elements ausreichen, um auf den Oberflächen der magnetischen Kristallkörner einen Oxid-Schutzfilm zu bilden. Weiterhin steuert das Element die frühe Kristallform auf dem Substrat, und es dient folglich dazu, einen magnetischen Film mit der bevorzugten Kristallkorngröße und der bevorzugten Form gemäß der vorliegenden Erfindung zu bilden.

Ein magnetischer Dünnfilm ist offenbart, wobei das Element, das eine niedrigere freie Energie für die Bildung eines Oxids und/oder eines Nitrids als Fe hat, wenigstens ein Element ist, das aus der aus Elementen der Gruppe IVb (Ti, Zr, Hf), Elementen der Gruppe Vb (V, Nb, Ta), Al, Ga, Si, Ge und Cr bestehenden Gruppe ausgewählt ist.

Gemäß dieser Spezifikation sind Elemente der Gruppen IIIb, IVb und Vb Übergangselemente.

Durch die Verwendung dieser Elemente in einer kleinen Menge kann die bevorzugte Filmstruktur der vorliegenden Erfindung erreicht werden, und es können gleichzeitig eine hohe Korrosionsbeständigkeit und eine ausgezeichnete magnetische Eigenschaft verwirklicht werden. Es wird angenommen, daß daran eine verhältnismäßig hohe Diffusionsrate dieser Elemente in den magnetischen Metallkristallen beteiligt ist.

Bei einer weiteren Anordnung des erfindungsgemäßen magnetischen Dünnfilms ist an einer Korngrenze der magnetischen Kristallkörner ein Mikrokristall oder ein amorpher Korngrenzenverbund vorhanden, der aus wenigstens einem ausgewählten aus der aus einem Carbid, einem Borid, einem Oxid, einem Nitrid und einem Metall bestehenden Gruppe gebildet ist.

Gemäß dieser Anordnung wird die Kornform der magnetischen Kristallkörner durch den Korngrenzenverbund gesteuert, so daß die Kristallkornstruktur verwirklicht werden kann und die Wärmebehandlungsstabilität der magnetischen Eigenschaft verbessert werden kann.

Bei einer weiteren Anordnung erfüllt die durchschnittliche minimale Länge von wenigstens 30% des Korngrenzenverbunds die folgende Ungleichung: 0,1 nm ≤ T ≤ 3 nm[6]

Wenn die durchschnittliche minimale Länge T des Korngrenzenverbunds kleiner als 0,1 nm ist, kann das Kristallkornwachstum nicht ausreichend unterdrückt werden. Wenn sie andererseits größer als 3 nm ist, wird die Austauschkopplung zwischen den magnetischen Kristallkörnern verhindert, und es wird demgemäß möglicherweise die magnetische Sättigungsflußdichte verringert. Es wurde insbesondere bestätigt, daß wenn wenigstens 30% des Korngrenzenverbunds eine durchschnittliche minimale Länge T zwischen 0,1 nm und 3 nm aufweist, gleichzeitig eine ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaft und eine ausgezeichnete Wärmebehandlungsstabilität verwirklicht werden können.

Bei einer weiteren Ausführungsform des erfindungsgemäßen magnetischen Dünnfilms weist der magnetische Dünnfilm einen aus wenigstens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Wenigstens eine Schicht des unterliegenden Films enthält vorzugsweise ein Element, das eine niedrigere freie Energie für die Bildung eines Oxids und/oder eines Nitrids als Fe aufweist.

Gemäß dieser bevorzugten Ausführungsform wird die Diffusionsreaktion zwischen dem magnetischen Film und dem unterliegenden Film unterdrückt, und es kann die Wärmestabilität in der Nähe des früh gebildeten Films mit der bevorzugten Kristallkornstruktur verwirklicht werden. In dem Fall, in dem das Element beispielsweise in Form einer Festlösung vorliegt, reagiert es mit einem aktiven Element, wie Sauerstoff, Stickstoff oder Kohlenstoff, das aus dem magnetischen Film oder dem unterliegenden Film diffundiert ist, und die so gebildete Reaktionsproduktschicht wirkt als eine Sperre zum Verhindern einer Diffusion. In dem Fall, in dem das Element als ein stabiler Verbund vorliegt, verschmälern die Verbundstrukturen den Diffusionsweg, wodurch das Diffundieren der aktiven Elemente verhindert wird, und sie bilden in der Nähe des Diffusionswegs Reaktionsprodukte. Daher wird die Diffusionsreaktion unterdrückt.

Bei einer weiteren Ausführungsform des erfindungsgemäßen magnetischen Dünnfilms weist der magnetische Dünnfilm einen aus mindestens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Wenigstens eine Schicht, die von den Schichten, die den unterliegenden Film bilden, in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, besteht vorzugsweise aus einer Substanz, die eine niedrigere freie Oberflächenenergie als Fe hat.

In dem Fall, in dem der magnetische Film beispielsweise durch Sputtern gebildet wird, wird das Kristallkornwachstum insbesondere in einem frühen Stadium des Wachstums des magnetischen Films unterdrückt, so daß die Kristallkornstruktur ausgehend von der Umgebung des Substrats verwirklicht werden kann. Falls die freie Oberflächenenergie größer als diejenige von Fe ist, werden die Kristallkörner in der Umgebung des Substrats zu groß, wodurch in der Umgebung des Substrats eine hinsichtlich des Magnetismus beeinträchtigte Schicht gebildet wird. Im Fall eines MIG-Kopfs, bei dem ein magnetischer Film auf Ferrit gebildet ist, bewirkt eine solche hinsichtlich des Magnetismus beeinträchtigte Schicht beispielsweise die Bildung eines Pseudo-Spalts oder das Beeinträchtigen der Empfindlichkeit des Wiedergabekopfs. Weiterhin beeinflußt die Kristallinität der Kristallkörner, die in einer frühen Phase übermäßig gewachsen sind, wie im Fall eines LAM-Kopfs in dem Fall, in dem der magnetische Film durch isolierende Schichten in verhältnismäßig kleinen Intervallen von einigen zehn nm bis mehreren &mgr;m unterteilt ist, den ganzen Film. Weil der unterliegende Film weiterhin die an der Grenzfläche angesammelte freie Energie steuern kann, kann die innere Spannung zwischen dem magnetischen Film und dem unterliegenden Film oder dem Substrat verringert werden. Demgemäß kann auch die Beeinträchtigung des Magnetismus infolge des inversen Magnetostriktionseffekts unterdrückt werden. Eine Schicht, die aus einer Substanz gebildet ist, dessen freie Oberflächenenergie kleiner ist als diejenige des magnetischen Films in dem unterliegenden Film, hat vorzugsweise eine Dicke von 0,1 nm oder mehr.

Bei einer weiteren Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm einen unterliegenden Film, der aus wenigstens einer Schicht gebildet ist, und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Wenigstens eine Schicht, die von den Schichten, die den unterliegenden Film bilden, in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, besteht vorzugsweise aus einem Verbund aus einer ausgewählten aus der Gruppe, die aus einem Carbid, einem Oxid, einem Nitrid und einem Borid von wenigstens einem Element besteht, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Al, Ba, Ca, Mg, Si, Ti, V, Zn, Ga und Zr besteht.

Gemäß dieser Ausführungsform kann die Reaktion zwischen dem magnetischen Film und dem unterliegenden Film unterdrückt werden, und es kann die Form der in einem frühen Stadium des magnetischen Films gewachsenen Kristallkörner gesteuert werden, so daß die bevorzugte Kristallkornstruktur des erfindungsgemäßen magnetischen Films, ausgehend von der Umgebung des in einem frühen Stadium gebildeten Films verwirklicht werden kann. Zusätzlich kann die innere Spannung gesteuert werden.

Bei einer weiteren Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm einen aus mindestens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Wenigstens eine Schicht, die von den Schichten, die den unterliegenden Film bilden, in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, besteht vorzugsweise aus wenigstens einer Substanz, die aus der aus C, Al, Si, Ag, Cu, Cr, Mg, Au, Ga und Zn bestehenden Gruppe ausgewählt ist.

Gemäß dieser Ausführungsform kann die Form der in einem frühen Stadium des magnetischen Films gewachsenen Kristallkörner gesteuert werden, so daß die Kristallkornstruktur des magnetischen Films ausgehend von der Umgebung des in dem frühen Stadium gebildeten Films verwirklicht werden kann.

Gemäß einer weiteren Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm einen aus wenigstens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Der unterliegende Film weist eine unterliegende Schicht A, die in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, und eine unterliegende Schicht B, die in Kontakt mit dem unterliegenden Film A steht, auf. Die unterliegende Schicht B besteht vorzugsweise aus wenigstens einer Substanz, die aus der aus Al, Ba, Ca, Mg, Si, Ti, V, Zn, Ga und Zr bestehenden Gruppe ausgewählt ist. Die unterliegende Schicht A besteht vorzugsweise aus einem Verbund aus einer ausgewählten aus der Gruppe, die aus einem Carbid, einem Oxid, einem Nitrid und einem Borid der die unterliegende Schicht B bildenden Substanz besteht.

Gemäß dieser Ausführungsform kann die Reaktion zwischen dem magnetischen Film und dem unterliegenden Film oder dem Substrat unterdrückt werden, und es kann die Form der in einem frühen Stadium des magnetischen Films gewachsenen Kristallkörner gesteuert werden, so daß die Kristallkornstruktur des magnetischen Films ausgehend von der Umgebung des in einem frühen Stadium gebildeten Films verwirklicht werden kann. Zusätzlich kann die innere Spannung gesteuert werden.

Bei einer Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm einen aus wenigstens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Der unterliegende Film weist eine unterliegende Schicht A, die in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, und eine unterliegende Schicht B, die in Kontakt mit dem unterliegenden Film A steht, auf. Die unterliegende Schicht A besteht vorzugsweise aus wenigstens einer Substanz, die aus der aus Al, Ba, Ca, Mg, Si, Ti, V, Zn, Ga und Zr bestehenden Gruppe ausgewählt ist. Die unterliegende Schicht B besteht vorzugsweise aus einem Verbund aus einer ausgewählten aus der Gruppe, die aus einem Carbid, einem Oxid, einem Nitrid und einem Borid der die unterliegende Schicht A bildenden Substanz besteht.

Gemäß dieser Ausführungsform kann die Reaktion zwischen dem magnetischen Film und dem unterliegenden Film oder dem Substrat unterdrückt werden, und es kann die Form der in einem frühen Stadium des magnetischen Films gewachsenen Kristallkörner gesteuert werden, so daß die bevorzugte Kristallkornstruktur des magnetischen Films ausgehend von der Umgebung des im frühen Stadium gebildeten Films verwirklicht werden kann.

Bei einer weiteren Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm einen aus wenigstens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Der unterliegende Film weist eine unterliegende Schicht A, die in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, und eine unterliegende Schicht B, die in Kontakt mit dem unterliegenden Film A steht, auf. Die unterliegende Schicht A weist vorzugsweise wenigstens ein Element, das aus in dem magnetischen Film enthaltenen Hauptkomponentenelementen ausgewählt ist, und wenigstens ein Element, das aus der aus Sauerstoff und Stickstoff bestehenden Gruppe ausgewählt ist, auf, und sie weist bevorzugt mehr Sauerstoff oder Stickstoff als der magnetische Film auf. Die unterliegende Schicht B besteht vorzugsweise aus einem Verbund aus einer ausgewählten aus der Gruppe, die aus einem Carbid, einem Oxid, einem Nitrid und einem Borid besteht.

Gemäß dieser Ausführungsform kann die Reaktion zwischen dem magnetischen Film und dem unterliegenden Film oder dem Substrat unterdrückt werden, und es kann die Form der in einem frühen Stadium des magnetischen Films gewachsenen Kristallkörner gesteuert werden, so daß die bevorzugte Kristallkornstruktur des magnetischen Films der vorliegenden Erfindung ausgehend von der Umgebung des in einem frühen Stadium gebildeten Films verwirklicht werden kann.

Hier bezeichnet "Hauptkomponentenelement" ein Element, das eine Komponente des magnetischen Films ist und das in einem Anteil enthalten ist, der eine Analyse ermöglicht. Insbesondere ist das Element in dem magnetischen Film in einem Anteil von wenigstens 0,5 Atomprozent enthalten.

Bei einer weiteren Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm einen aus wenigstens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Der unterliegende Film weist eine unterliegende Schicht A, die in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, und eine unterliegende Schicht B, die in Kontakt mit dem unterliegenden Film A steht, auf. Die unterliegende Schicht A weist vorzugsweise wenigstens eine sekundäre magnetische Schicht und wenigstens eine Trennschicht auf. Die sekundäre magnetische Schicht und die Trennschicht sind alternierend laminiert. Die unterliegende Schicht B besteht vorzugsweise aus einem Verbund aus einer ausgewählten aus der Gruppe, die aus einem Carbid, einem Oxid, einem Nitrid und einem Borid besteht.

Gemäß dieser Ausführungsform sind die Kristallkörner des früh geformten Films durch die Trennschicht kleiner gemacht, so daß das Wachstum der Kristallkörner in einem frühen Stadium unterdrückt wird. Weiterhin unterdrückt die unterliegende Schicht B die Reaktion zwischen dem magnetischen Film und dem Substrat oder dem unterliegenden Film. Hier kann eine "Trennschicht" jede beliebige Schicht sein, solange sie ein Metall aufweist, das eine andere Zusammensetzung als der magnetische Film und der sekundäre magnetische Film aufweist, und sie kann eine Schicht sein, die aus einer Legierung, einem Carbid, einem Oxid, einem Nitrid, einem Borid oder dergleichen zusammengesetzt ist.

In dem Fall, in dem der magnetische Dünnfilm eine Trennschicht aufweist, weist die Trennschicht vorzugsweise mindestens ein Element, das sie mit dem magnetischen Film gemeinsam hat, und mehr Sauerstoff oder Stickstoff als der magnetische Film auf. Gemäß dieser Ausführungsform weist die Trennschicht eine gemeinsame Komponente mit dem magnetischen Film auf, so daß die Diffusion an der Grenzfläche unterdrückt werden kann, wodurch die Wärmebehandlungswiderstandsfähigkeit der magnetischen Eigenschaft hoch wird.

Bei einer weiteren Ausführungsform des magnetischen Dünnfilms erfüllen eine Dicke t_M der sekundären magnetischen Schicht und eine Dicke t_S der Trennschicht vorzugsweise die folgenden Ungleichungen: 0,5 nm ≤ t_M ≤ 100 nm[7] 0,05 nm ≤ t_S ≤ 10 nm[8]

Gemäß dieser Ausführungsform kann das Wachstum der Kristallkörner in einem frühen Stadium wirksam unterdrückt werden.

Es ist bevorzugt, daß die Gesamtdicke der sekundären magnetischen Schicht und der Trennschicht 300 nm oder weniger beträgt. Wenn die Dicke t_M kleiner als 0,5 nm oder größer als 100 nm ist, ist die magnetische Eigenschaft des laminierten unterliegenden Films beeinträchtigt. Wenn die Dicke t_M kleiner als 30 nm ist, nimmt die innere Spannung in der Umgebung des früh gebildeten Films ab, wodurch die Spannung zwischen dem Substrat und dem magnetischen Dünnfilm verringert werden kann. Wenn die Dicke der Trennschicht andererseits kleiner als 0,05 nm ist, läßt sich die vorteilhafte Wirkung schwer erreichen. Eine Dicke von mehr als 10 nm ist auch nicht vorteilhaft, weil die magnetische Kopplung zwischen dem unterliegenden Film und dem magnetischen Hauptfilm abgeschwächt wird.

Bei einer weiteren Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm ein Substrat, einen auf wenigstens einer auf dem Substrat gebildeten Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Unter den unterliegenden Filmen ist wenigstens eine Schicht in Kontakt mit dem Substrat vorzugsweise eine magnetische Schicht mit Feinstruktur, die einen magnetischen, amorphen Körper oder magnetische Kristallkörner aufweist, deren durchschnittlicher Korndurchmesser d die folgende Ungleichung als eine Mutterphase erfüllt: d ≤ 20 nm[9]

Ein durch Sputtern gebildetes Dünnfilmmaterial hat im allgemeinen unmittelbar nach der Bildung des Films eine innere Spannung, und ein Abschälen des Films oder ein Brechen des Substrats tritt abhängig vom Wert der inneren Spannung, der Haftfestigkeit zwischen dem Substrat und dem Film, der Dicke des Films, der Bruchfestigkeit des Substrats und dergleichen auf. Die Hauptursache besteht in der inneren Spannung des Films. Die Bedingungen zum Erhalten eines Films mit einer hohen Leistungsfähigkeit sind jedoch gewöhnlich von denen zum weitestgehenden Verringern der inneren Spannung verschieden. Die Erfinder haben verschiedene Forschungen ausgeführt, um die Bedingungen zu erhalten, die es ermöglichen, daß durch die innere Spannung ein geringeres Abschälen eines Films und ein vermindertes Brechen des Substrats hervorgerufen werden. Die Erfinder haben daher den folgenden Mechanismus vorgeschlagen und ihn überprüft bzw. verifiziert, bis sie die vorstehend erörterten Aspekte der Erfindung entdeckt haben.

Wenngleich mit anderen Worten die Rauhigkeit einer Oberfläche eines Substrats, auf dem ein Film zu bilden ist, im Bereich zwischen einigen nm und mehreren hundert nm (beispielsweise zwischen 3 nm und 800 nm) liegt, verbleiben tatsächlich andere durch das Polieren markierte Spuren mit scharfen Kanten in der atomaren Größenordnung auf der Oberfläche des Substrats. Im allgemeinen wird in dem Fall, in dem ein Film durch Sputtern auf einem Substrat gebildet wird, in einem frühen Stadium der Filmbildung eine Inselstruktur auf dem Substrat erzeugt, und es ist in dem Spalt zwischen den inselartigen Kristallen eine Rille vorhanden, wie vorstehend beschrieben wurde. Einer der Faktoren, der das Abschälen eines Films bewirkt, ist das Vorhandensein eines durch einen solchen Rillenabschnitt gebildeten Spalts an der Grenzfläche zwischen der Oberfläche des Substrats und dem Film. In dem Fall, in dem der Film eine innere Spannung aufweist, konzentriert sich die innere Spannung in der Rille, und es ist demgemäß wahrscheinlich, daß ein Brechen des Substrats ausgehend von der scharfkantigen Rille auftritt. Daher besteht eine Lösung darin, die Rillen von der Oberfläche des Substrats zu entfernen. Eine weitere Lösung besteht darin, die scharfkantigen Rillen aufzufüllen.

In Hinblick auf die vorstehend beschriebenen Punkte können das Abschälen des Films und das Brechen des Substrats durch die Verwendung eines magnetischen, amorphen Körpers als eine Mutterphase oder durch Bilden einer unterliegenden Schicht, die kleine Kristallkörner mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 20 nm oder weniger unter dem Dünnfilm aufweist, unterdrückt werden. Wenn der durchschnittliche Korndurchmesser größer als 20 nm ist, verschwindet dieser Effekt allmählich, wenn er größer wird.

Wie vorstehend beschrieben wurde, sind das Abschälen eines Films und das Brechen des Substrats Probleme, die bei Dünnfilmmaterialien üblich sind. Es ist erforderlich, daß ein magnetisches Material nach der Bildung eines Films einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur unterzogen wird, die um mehrere hundert Grad höher liegt als eine Temperatur zum Bilden des Films, und daß die innere Spannung unter Einschluß der Wärmespannung des Substrats und des Films im erwärmten Zustand auf etwa Null verringert wird. Das Aufheben der inneren Spannung des Films durch die Wärmebehandlung führt zu einem erheblichen Unterschied in der inneren Spannung des Films unmittelbar nach der Filmbildung und nach der Wärmebehandlung. Daher ist es insbesondere bei dem magnetischen Dünnfilmmaterial unter Dünnfilmmaterialien wahrscheinlich, daß das Abschälen eines Films oder das Brechen eines Substrats auftritt, selbst wenn die Filmdicke lediglich einige &mgr;m beträgt. Daher ist die Bildung der unterliegenden Schicht, die kleinere Kristallkörner im Bereich der vorliegenden Erfindung aufweist, sehr wichtig und wirkungsvoll.

Wenn die zwischen dem Ferrit und einem magnetischen Film gebildete Feinstrukturschicht weiterhin nichtmagnetisch ist, wird, insbesondere für einen MIG-Kopf, ein Pseudo-Spalt gebildet. Daher wird die Feinstrukturschicht vorzugsweise aus einem magnetischen Material gebildet.

Bei einer weiteren Ausführungsform erfüllen eine Dicke der magnetischen Feinstrukturschicht t_r und die Dicke des magnetischen Films t_f vorzugsweise die folgende Ungleichung: 10 nm < t_r < t_f/3[10]

Wenn die Dicke der magnetischen Feinstrukturschicht 10 nm oder weniger beträgt, kann das Brechen des Substrats nicht ausreichend unterdrückt werden. Dies wird angenommen, weil die Rauhigkeit an der Oberfläche des Substrats nicht ausreichend ausgefüllt werden kann. Weiterhin können die Eigenschaften des magnetischen Hauptfilms kaum ausreichend wirksam sein, wenn die Dicke der magnetischen Feinstrukturschicht etwa 1/3 oder mehr derjenigen des magnetischen Films beträgt. Die maximale Dicke der magnetischen Feinstrukturschicht t_r beträgt vorzugsweise etwa 300 nm, und diese Dicke kann leicht gleichzeitig die Unterdrückung des Brechens des Substrats und die magnetische Eigenschaft bereitstellen.

Bei einer weiteren Ausführungsform des erfindungsgemäßen magnetischen Dünnfilms weist die Feinstrukturschicht vorzugsweise wenigstens ein mit dem magnetischen Film gemeinsames Element auf.

Gemäß dieser Ausführungsform haben die magnetische Feinstrukturschicht und der magnetische Film ein gemeinsames Element, so daß die elektrochemischen Potentiale der magnetischen Feinstrukturschicht und des magnetischen Films nahe beieinander liegen, wodurch eine Korrosion durch die Wirkung lokaler Zellen zwischen den Filmen verschiedener Typen unterdrückt wird. Zusätzlich unterdrückt in dem Fall, in dem die magnetische Feinstrukturschicht und der magnetische Film nacheinander gebildet werden, eine geeignete wechselseitige Diffusion der jeweiligen Filme das Abschälen zwischen den Filmen verschiedener Typen.

Bei einer weiteren Ausführungsform des magnetischen Dünnfilms umfaßt das gemeinsame Element vorzugsweise ein Element mit einer niedrigsten freien Energie für die Bildung eines Oxids und/oder eines Nitrids unter den in der magnetischen Feinstrukturschicht oder in dem magnetischen Film enthaltenen Elementen.

Gemäß dieser Ausführungsform ist die Korrosion zwischen der magnetischen Feinstrukturschicht und dem magnetischen Film weiter unterdrückt. Weiterhin kann gemäß einer bevorzugteren Ausführungsform, bei der die magnetische Feinstrukturschicht und der magnetische Film nacheinander gebildet werden, die Bildung einer hinsichtlich des Magnetismus beeinträchtigten Schicht, die durch eine übermäßige wechselseitige Diffusion zwischen den Schichten hervorgerufen wird, unterdrückt werden.

Bei einer weiteren Ausführungsform des magnetischen Dünnfilms ist das gemeinsame Element vorzugsweise wenigstens ein Element, das aus der aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor bestehenden Gruppe ausgewählt ist. Durch das Hinzufügen dieser Elemente können leicht die bevorzugten Strukturen der Kristallkörner des magnetischen Films und der magnetischen Feinstrukturschicht verwirklicht werden.

Bei einer weiteren Anordnung weist die magnetische Feinstrukturschicht vorzugsweise wenigstens ein Element auf, das aus der aus Elementen der Gruppe IIIb, IVb und Vb bestehenden Gruppe ausgewählt ist. Die Elemente, die zur Gruppe IIIb, zur Gruppe IVb und zur Gruppe Vb gehören, haben niedrigere freie Energien für die Bildung eines Oxids oder eines Nitrids als Fe, und sie weisen demgemäß eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit auf. Es ist leicht zu ermöglichen, daß Co und Fe kleinere Kristallkörner aufweisen, indem die hinzugefügte Menge dieser Elemente gesteuert wird, und es kann demgemäß die magnetische Feinstrukturschicht leicht gebildet werden.

Gemäß einer weiteren Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm einen aus wenigstens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Der unterliegende Film weist eine unterliegende Schicht A, die in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, und eine unterliegende Schicht B, die in Kontakt mit der unterliegenden Schicht A steht, auf. Eine Konzentration C₁ (Atomprozent) einer Elementgruppe, die aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor in dem magnetischen Film besteht, eine Konzentration C₂ (Atomprozent) einer Elementgruppe, die aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor in der unterliegenden Schicht A besteht, und eine Konzentration C₃ (Atomprozent) einer Elementgruppe, die aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor in der unterliegenden Schicht B besteht, erfüllen vorzugsweise die folgende Ungleichung: 0 ≤ C₁ ≤ C₃ < C₂[11]

Gemäß dieser Ausführungsform dient wenigstens eine der unterliegenden Schichten A und B als die magnetische Feinstrukturschicht. Insbesondere wirkt die unterliegende Schicht B, die näher am Substrat liegt, vorherrschend auf diese Weise. Die unterliegende Schicht A, die in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, enthält einen großen Anteil von wenigstens einem Element, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor besteht, und sie weist kleinere Kristallkörner auf, so daß die unterliegende Schicht A nicht nur als die magnetische Feinstrukturschicht wirkt, sondern auch die Wirkung des Unterdrückens des Wachstums von Kristallkörnern in einem frühen Stadium des magnetischen Films bereitstellt, wodurch die magnetische Eigenschaft des magnetischen Dünnfilms insgesamt verbessert wird.

Gemäß einer weiteren Ausführungsform weist der magnetische Dünnfilm einen aus wenigstens einer Schicht gebildeten unterliegenden Film und einen auf dem unterliegenden Film gebildeten magnetischen Film auf. Der unterliegende Film weist eine unterliegende Schicht A, die in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, und eine unterliegende Schicht B, die in Kontakt mit der unterliegenden Schicht A steht, auf. Eine Konzentration C₁ (Atomprozent) einer Elementgruppe, die aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor in dem magnetischen Film besteht, eine Konzentration C₂ (Atomprozent) einer Elementgruppe, die aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor in der unterliegenden Schicht A besteht, und eine Konzentration C₃ (Atomprozent) einer Elementgruppe, die aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor in der unterliegenden Schicht B besteht, erfüllen vorzugsweise die folgende Ungleichung: 0 ≤ C₁ ≤ C₂ ≤ C₃[12]

Gemäß dieser Ausführungsform dient wenigstens eine der unterliegenden Schichten A und B als die magnetische Feinstrukturschicht. Insbesondere wirkt die unterliegende Schicht B, die näher an dem Substrat liegt, vorherrschend auf diese Weise. Die unterliegende Schicht A, die in Kontakt mit dem magnetischen Film steht, enthält einen größeren Anteil von wenigstens einem Element, das aus der aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor bestehenden Gruppe ausgewählt ist, so daß die unterliegende Schicht A das Wachstum von Kristallkörnern, die leicht übermäßig wachsen, in einem frühen Stadium des magnetischen Films unterdrückt, wodurch die magnetische Eigenschaft des magnetischen Dünnfilms insgesamt verbessert wird.

Bei einer weiteren Ausführungsform des magnetischen Dünnfilms ist es bevorzugt, daß die Elementgruppenkonzentrationen C₁ und C₃ voneinander verschieden sind und daß sich die Elementgruppenkonzentration C₂ in Dickenrichtung im wesentlichen kontinuierlich ändert, um die Konzentrationsdifferenz an der Grenzfläche zwischen den Schichten zu verringern.

Gemäß dieser Ausführungsform ändert sich der Anteil von wenigstens einem Element, das aus der aus Sauerstoff, Stickstoff, Kohlenstoff und Bor bestehenden Gruppe ausgewählt ist, in der unterliegenden Schicht A kontinuierlich, so daß die Bildung einer hinsichtlich des Magnetismus beeinträchtigten Schicht durch eine übermäßige wechselseitige Diffusion zwischen den Schichten unterdrückt werden kann. Weil die Form und die Größe der Kristallkörner weiterhin kontinuierlich geändert werden, ist die magnetische Kontinuität von der unterliegenden Schicht B zum magnetischen Film verbessert, wodurch die weichmagnetische Eigenschaft verbessert ist.

Bei einer weiteren Ausführungsform ist der magnetische Dünnfilm vorzugsweise auf einem Substrat gebildet, das Konvexitäten und/oder Konkavitäten aufweist.

In manchen Fällen, beispielsweise bei einem Prozeß zum Herstellen eines MIG-Kopfs, ist ein Film in einer Richtung parallel zu einem Substrat auf dem Substrat, das vertikal zum Substrat Konvexitäten und Konkavitäten von mehreren &mgr;m bis mehreren mm (beispielsweise 1 &mgr;m bis 3 mm) aufweist, in einem Intervall von mehreren &mgr;m bis mehreren hundert &mgr;m (beispielsweise 5 &mgr;m bis 500 &mgr;m) zu bilden. Weil in diesem Fall die Fläche, an der der Film haftet, je Volumeneinheit des Substrats zunimmt, nimmt die Gesamtspannung des Films in der Nähe des Substrats zu. Folglich nimmt die Wahrscheinlichkeit des Abschälens des Films und des Brechens des Substrats zu. In dem Fall, in dem das Substrat Konvexitäten und Konkavitäten aufweist, unterdrückt daher die Bildung der eine Feinstruktur aufweisenden unterliegenden Schicht das Abschälen des Films und das Reißen des Substrats.

Bei einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird der magnetische Dünnfilm vorzugsweise auf einem Substrat mit einem hohen Widerstand oder einem Material mit einem hohen Widerstand gebildet.

Wenn der spezifische Widerstand des Substrats oder des Materials etwa einige zehn &mgr;&OHgr;cm oder weniger beträgt, wird zwischen dem Substrat und dem magnetischen Film, der unterliegenden Schicht oder dem magnetischen Dünnfilm eine lokale Zelle gebildet, so daß es wahrscheinlich ist, daß eine Korrosion auftritt. Der spezifische Widerstand des Substrats, auf dem die unterliegende Schicht oder der magnetische Film gebildet ist, oder des Materials, mit dem die unterliegende Schicht oder der magnetische Film gebildet ist, beträgt vorzugsweise einige hundert &mgr;&OHgr;cm oder mehr (beispielsweise 200 &mgr;&OHgr;cm oder mehr).

Bei einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wird der magnetische Dünnfilm vorzugsweise auf einem mit einer Sperrschicht versehenen Substrat gebildet. Die Sperrschicht besteht aus einem Oxid oder einem Nitrid von wenigstens einem Element, das aus der aus Al, Si, Cr und Zr bestehenden Gruppe ausgewählt ist, und hat eine Dicke du, die die folgende Ungleichung erfüllt: 0,5 nm < du < 10 nm[13]

Ein Oxid oder ein Nitrid von wenigstens einem Element, das aus der aus Al, Si, Cr und Zr, die einen hohen Widerstand aufweisen, bestehenden Gruppe ausgewählt ist, wird auf einem Substrat gebildet, so daß selbst dann, wenn das Substrat einen hohen spezifischen Widerstand aufweist, die Korrosion infolge der lokalen Zelle zwischen dem Substrat und dem unterliegenden Film oder dem magnetischen Film unterdrückt wird. Zusätzlich kann während einer Wärmebehandlung die Diffusionsreaktion zwischen dem Substrat und dem unterliegenden Film oder dem magnetischen Film unterdrückt werden. Eine Dicke des Sperrfilms von mehr als 0,5 nm liefert die erwähnte vorteilhafte Wirkung, eine Dicke von 10 nm oder mehr ist jedoch nicht bevorzugt, weil dadurch ein Pseudo-Spalt hervorgerufen wird, beispielsweise dann, wenn daraus ein MIG-Kopf gebildet wird.

Gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst ein magnetischer Dünnfilm einen Magnetfilm mit einer Zusammensetzung, welche durch (M_aX¹ _bZ¹ _c)_100-d A_d ausgedrückt wird, wobei M mindestens ein magnetisches metallisches Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Fe, Co und Ni ist, X¹ mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Si, Al, Ga und Ge ist, Z¹ mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus den Elementen der Gruppe IVb, Gruppe Vb und Cr ist, A mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus O und N ist, und a, b, c und d Werte sind, die die folgenden Ungleichungen erfüllen:

0,001 ≤ b ≤ 0,26

0, 001 ≤ c ≤ 0, 05

a + b + c = 1

1 ≤ d ≤ 10

Vorzugsweise setzt sich M in der Hauptsache aus Fe zusammen. Im allgemeinen existiert X¹ teilweise aus Kristallen in der Form einer festen Lösung, um so den Korrosionswiderstand zu verbessern, und steuert die Form der Kristallkörner in einem Diffusionsprozess innerhalb der Kristalle und weiter in einem Prozess einer Reaktion mit A. Wenn die an X¹ hinzugefügte Menge 26 at.% (Atomprozent) übersteigt, wird die Sättigungsmagnetflussdichte zu niedrig. Auf der anderen Seite ist eine Menge kleiner als 0,1 at.% nicht wirksam. Weiterhin dient Z¹, um eine positive Magnetostriktion zu machen, und verbessert die Korrosionsbeständigkeit und steuert zusammen mit dem Element X¹ die Form der Kristallkörner. Obwohl eine Menge Z¹ von 0,1 at.% oder mehr für einen vorteilhaften Effekt sorgt, senkt eine Menge von mehr als 5 at.% nicht nur die Sättigungsmagnetflussdichte, sondern erlaubt einem amorphen Zustand auch unmittelbar nach der Filmbildung, bspw. im Falle, dass der Film durch Sputtern gebildet ist, zu überwiegen. Dies macht es schwierig, die bevorzugte Kristallkornstruktur der vorliegenden Erfindung zu bilden. Obwohl die Elemente X¹ und Z¹ im wesentlichen ähnliche Funktionen in bezug auf die Korrosionsbeständigkeit und die Steuerung der Kristallkornform haben, haben sie unterschiedliche Diffusionsraten, unterschiedliche freie Energien zur Bildung eines Oxid oder eines Nitrids und unterschiedliche Größen der kritischen Kerne für Reaktionsprodukte. Demnach arbeitet ein Reaktionsprozess, der eine Vielzahl von Zwischenreaktionen umfasst, bspw. in dem Fall, dass der magnetische Dünnfilm der vorliegenden Erfindung durch Sputtern gebildet ist, über eine Periode von unmittelbar nach der Filmbildung bis zu einer Wärmebehandlung. Der magnetische Dünnfilm der vorliegenden Erfindung hat eine höhere Wärmebehandlungsstabilität als ein magnetischer Dünnfilm, dessen Bildungsprozess einen einzigen Reaktionsprozess umfasst, selbst wenn die Menge der zugesetzten Elemente klein ist. Ferner bildet A in dem Bereich zwischen 1 at.% und 10 at.% die bevorzugte Kristallkornstruktur der vorliegenden Erfindung. Eine Menge mehr als 10 at.% bewirkt jedoch das Vorherrrschen eines amorphen Zustands unmittelbar nach der Filmbildung, die Herabsetzung der Korrosionsbeständigkeit aufgrund der Reaktion mit einer bevorzugten Menge von Elementen X¹ und Z¹, die in den Kristallkörner in der Form einer festen Lösung existieren, die Herabsetzung der magnetischen Eigenschaft und ferner die Herabsetzung der weichmagnetischen Eigenschaft aufgrund einer Zunahme der Menge des Elements A, das in den Kristallkörnern in der Form einer festen Lösung existiert.

Vorzugsweise ist dieser magnetische Film in geeigneter Weise kombiniert mit einer unterliegenden Schicht, einer Grenzschicht oder eines Substrats, um einen magnetischen Dünnfilm zu bilden.

Gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung umfasst ein magnetischer Dünnfilm einen magnetischen Dünnfilm mit einer Zusammensetzung ausgedrückt durch (M_aX² _bZ² _c)_100-dAd, wobei M mindestens ein magnetisches Metallelement ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Fe, Co und Ni ist, X² mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Si und Ge ist, Z² mindestens ein Element ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus den Elementen der Gruppe IVb, der Gruppe Vb, Al, Ga und Cr ist, A mindestens ein Element aus der Gruppe bestehend aus O und N ist, und a, b, c und d Werte sind, die den folgenden Ungleichungen genügen:

0,001 ≤ b ≤ 0,23

0,001 ≤ c ≤ 0,08

a + b + c = 1

1 ≤ d ≤ 10

Vorzugsweise besteht M in der Hauptsache aus Fe. Im allgemeinen existiert X² teilweise aus Kristallen in der Form einer festen Lösung und dient dazu, eine Magnetostriktion anzupassen, um positiv oder negativ zu sein. Zusätzlich reduziert X² nicht nur die magnetische Kristallanisotopie der magnetischen Kristalle, sondern verbessert auch die Korrosionsbeständigkeit und steuert die Form der Kristallkörner in einem Diffusionsprozess in den Kristallen und ferner in einem Prozess einer Reaktion mit A. Wenn der Betrag von X², der zugesetzt ist, 23 at.% überschreitet, wird die Sättigungsmagnetflussdichte zu niedrig. Auf der anderen Seite ist ein Betrag kleiner als 0,1 at.% nicht effektiv. Ferner dient Z² dazu, eine positive Magnetostriktion zu schaffen und verbessert die Korrosionsbeständigkeit und steuert die Form der Kristallkörner zusammen mit dem Element X². Auch wenn eine Menge von Z² von 0,1 at.% oder mehr einen vorteilhaften Effekt darstellt, setzt eine Menge größer als 8 at.% nicht nur die Sättigungsmagnetflussdichte herab, sondern erlaubt es einem amorphen Zustand, unmittelbar nach der Filmbildung vorzuherrschen, bspw. in dem Fall, dass der Film durch Sputtern gebildet ist. Dies macht es schwierig, die bevorzugte Kristallkornstruktur der vorliegenden Erfindung zu bilden. Auch wenn die Elemente X² und Z² im wesentlichen dieselben Funktionen in bezug auf Korrosionsbeständigkeit und der Kontrolle der Kristallkornform haben, haben sie unterschiedliche Diffusionsraten, unterschiedliche freie Energien zu der Bildung eines Oxid oder eines Nitrids, und unterschiedliche Größen der kritischen Kerne für Reaktionsprodukte. Demnach arbeitet ein Reaktionsprozess, der eine Vielzahl von Zwischenreaktionen umfasst, bspw. in dem Fall, dass der magnetische Dünnfilm der vorliegenden Erfindung durch Sputtern gebildet ist, über eine Periode von unmittelbar nach der Filmbildung bis zu einer Wärmebehandlung. Der magnetische Dünnfilm der vorliegenden Erfindung hat eine höhere Wärmebehandlungsstabilität als ein magnetischer Dünnfilm, dessen Bildungsprozess einen einzigen Reaktionsprozess umfasst, selbst wenn die Menge der zugesetzten Elemente klein ist. Ferner bildet A in dem Bereich zwischen 1 at.% und 10 at.% die bevorzugte Kristallkornstruktur der vorliegenden Erfindung. Jedoch bewirkt eine Menge größer als 10 at.% das Vorherrschen eines amorphen Zustands unmittelbar nach der Filmbildung, das Herabsetzen der Korrosionsbeständigkeit aufgrund der Reaktion mit einer bevorzugten Menge der Elemente X² und Z², die in den Kristallkörner in der Form einer festen Lösung existieren, die Herabsetzung der magnetischen Eigenschaft, und ferner die Herabsetzung der weichmagnetischen Eigenschaft aufgrund eines Anstiegs der Menge des Elements A, das in den Kristallkörnern in der Form einer festen Lösung existiert. Vorzugsweise ist dieser magnetische Film geeignet kombiniert mit einer unterliegenden Schicht, einer Grenzschicht oder eines Substrats, um einen magnetischen Dünnfilm zu bilden.

Diese und andere Vorteile der vorliegenden Erfindung werden Fachleuten beim Lesen und Verstehen der folgenden detaillierten Beschreibung anhand der anliegenden Figuren offensichtlich werden.

1 zeigt eine schematische Ansicht in Wachstumsrichtung eines magnetischen Films mit verzweigten Kristallkörnern (ein unterliegender Film und ein Substrat sind nicht dargestellt).

2 zeigt eine schematische Ansicht in Wachstumsrichtung eines magnetischen Films mit säulenartigen oder nadelartigen Kristallkörnern (ein unterliegender Film und ein Substrat sind nicht dargestellt).

3 zeigt eine schematische Ansicht eines magnetischen Films, worin die Änderungen der Filmstruktur in Abhängigkeit von der Kristallgröße dargestellt sind.

Ein magnetischer Dünnfilm mit der Struktur und der Zusammensetzung der vorliegenden Erfindung kann in einer Atmosphäre mit einem niedrigen Gasdruck durch Sputtern, typischerweise durch Hochfrequenz-Magnetron-Sputtern, Gleichstrom-Sputtern, Sputtern mit entgegengesetztem Target, Ionenstrahl-Sputtern und ECR-Sputtern (Elektronenzyklotronresonanz-Sputtern), gebildet werden. Insbesondere wird ein Film auf einem Substrat durch die folgenden Verfahren gebildet: ein Legierungs-Target, dessen Zusammensetzung in Hinblick auf einen Unterschied gegenüber der Zusammensetzung des magnetischen Films gemäß der vorliegenden Erfindung bestimmt wird, wird in einem Inertgas gesputtert, Element-Pellets, die hinzuzufügen sind, werden auf ein Metall-Target gegeben und gleichzeitig gesputtert, oder es wird ein Anteil eines Zusatzstoffs in Gasform in eine Vorrichtung eingeführt, und es wird ein reaktives Sputtern ausgeführt. Bei diesem Herstellungsprozeß können die Struktur und der Wärmeausdehnungskoeffizient des magnetischen Dünnfilms und die durch die Positionen des Substrats und des Targets bestimmten Eigenschaften des Films durch Ändern des Entladungsgasdrucks, der elektrischen Leistung der Entladung, der Temperatur des Substrats, des Vorspannungszustands des Substrats, der Magnetfeldwerte auf dem Target und in der Nähe des Substrats, der Form des Targets, der Richtung der in das Substrat eingebrachten Teilchen und dergleichen gesteuert werden.

Weiterhin kann ein magnetischer Dünnfilm durch Aufdampfen, typischerweise durch Wärmeaufdampfen, Ionenbeschichten, Cluster-Ionenstrahlaufdampfen, reaktives Aufdampfen, EB-Aufdampfen (Elektronenstrahlaufdampfen), MBE (Molekularstrahlepitaxie) oder eine Super-Quentsch-Technik gebildet werden.

Hinsichtlich eines zu verwendenden Substrats wird in dem Fall, in dem der magnetische Dünnfilm gemäß der vorliegenden Erfindung zu einem MIG-Kopf geformt wird, vorzugsweise ein Ferritsubstrat verwendet. In dem Fall, in dem er zu einem LAM-Kopf geformt wird, wird vorzugsweise ein nichtmagnetisches isolierendes Substrat verwendet. In beiden Fällen kann ein unterliegender Film oder eine Sperrschicht zuvor auf dem Substrat gebildet werden, um die Reaktion zwischen dem Substrat und dem magnetischen Film zu verhindern oder den Kristallzustand zu steuern.

In dem Fall, daß der magnetische Film als ein Magnetkopf verwendet wird, wird die Kopfverarbeitung ausgeführt, um die beabsichtigte Form des Magnetkopfs zu erhalten. Die magnetische Eigenschaft des magnetischen Films wird gemessen, nachdem er einer Wärmebehandlung der Kopfverarbeitung unterzogen wird. Alle magnetischen Filme, die die in den folgenden Beispielen beschriebene Zusammensetzung aufweisen, weisen unmittelbar nach der Bildung des Films durch Steuern des Filmbildungsprozeßes die weichmagnetische Eigenschaft auf, und der magnetische Dünnfilm gemäß der vorliegenden Erfindung kann demgemäß für einen Dünnfilmkopf verwendet werden, der einen Niedertemperatur-Herstellungsprozeß benötigt.

In den nachstehend beschriebenen Beispielen wurde die Struktur des Films durch Röntgenbeugung (XRD), ein Transmissionselektronenmikroskop (TEM) und ein hochauflösendes Rasterelektronenmikroskop (HR-SEM) analysiert. Ein in den Beispielen beschriebenes "magnetisches Kristallkorn" bezeichnet einen zusammenhängenden Kristallbereich, von dem kristallographisch anhand des Vergleichs eines hellen Bilds und eines dunklen Bilds des TEMs angenommen wird, daß er eine im wesentlichen gleichmäßige Kristallorientierung aufweist. Die Analyse der Zusammensetzung wird durch EPMA (Elektronensonden-Mikroanalyse) und RBS (Rutherford-Rückstreuung) vorgenommen. Insbesondere wird die Analyse der Zusammensetzung in einem Mikrobereich durch EDS (Energiedispersionsspektroskopie) in Zusammenhang mit dem TEM vorgenommen, wird die Koerzitivkraft durch eine BH-Schleifen-Verfolgungseinrichtung ausgewertet, wird die magnetische Sättigungsflußdichte durch VSM (Schwingungsproben-Magnetometrie) ausgewertet und wird die Korrosionsbeständigkeit nach einem Salzsprühtest eines Umgebungstests von JIS (japanische Industrienorm) 00024 oder durch Eintauchen einer Probe in reines Wasser ausgewertet.

Nachstehend wird die vorliegende Erfindung anhand von Beispielen detailliert beschrieben.

In Beispiel 1 wurden Zusammensetzungen und Filmstrukturen in der Art einer Kristallform bei einem durch HF-Magnetron-Sputtern unter verschiedenen Sputter-Bedingungen, wie Entladungsgasdruck und Substrattemperaturen, mit verschiedenen hinzugefügten Elementen bei unterschiedlichen Reaktanten-Gasflußraten gebildeten magnetischen Film untersucht. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 1 bis 3 dargestellt. Wie in einer durch ein TEM aufgenommenen schematischen Schnittansicht in 2 dargestellt ist, hatte der Querschnitt des Films eine Struktur, bei der näherungsweise nadelförmige oder säulenförmige magnetische Kristallkörner im wesentlichen senkrecht zu der Oberfläche eines Substrats aufgewachsen waren.

Die Kristallform wurde in Hinblick auf eine durchschnittliche Größe dL in Längsrichtung des Kristallkorns und eine durchschnittliche Größe dS in einer kurzen Richtung des Kristallkorns beurteilt. Die Größe in Längsrichtung wurde durch Betrachten eines herausgebrochenen Abschnitts parallel zum Kornwachstum des Films durch ein SEM oder durch Betrachten durch ein TEM nach dem Ionenätzen einer polierten Fläche geschätzt. Weil es schwierig ist, einen Querschnitt des Films vollkommen parallel zu der Kornwachstumsrichtung zu betrachten, könnte die tatsächliche Größe dL die in der Tabelle dargestellten Werte übertreffen. Es werden jedoch durch die Betrachtung eines Abschnitts des Films im wesentlichen parallel zu der Kornwachstumsrichtung erhaltene Werte zum Erhalten der durchschnittlichen Größe dL verwendet. Ein Durchschnittswert einer Gruppe von Kristallkörnern mit der größten Breite in dem Bereich, in dem der Querschnitt betrachtet wird, wird in Hinblick auf die Form des Kristallkorns und die Schwierigkeit des Betrachtens eines vollkommen parallelen Querschnitts wie im Fall der Größe dL als der Durchschnitt der Größe dS in der kurzen Richtung gewählt.

Die Filmdicken der folgenden Proben betrugen 3 &mgr;m, und die magnetische Eigenschaft wurde nach einer Wärmebehandlung unter einem Vakuum bei 520°C erhalten.

Die Filmbildungsbedingungen in Beispiel 1 sind die folgenden:

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 1 bis 4 mTorr (0,133–0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 2 bis 4%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0,5 bis 2%
• Entladungsleistung: 400 W

Experimente für Vergleichsbeispiele werden durch Ändern der Bedingungen für das vorstehende Beispiel zu den folgenden Bedingungen vorgenommen.

• Substrattemperatur: von Zimmertemperatur bis 300°C

• Entladungsgasdruck: von 1 bis 4 mTorr (0,133–0,532 Pa) bis 8 bis 12 mTorr (1,064–1,596 Pa)

• Stickstoff-Flußverhältnis: von 2 bis 4% bis 5 bis 7%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: von 0,5 bis 2% bis 2 bis 7%

In dem Fall, in dem O und N in den vorstehenden Beispielen teilweise oder vollständig durch B und C ersetzt wurden, ergab sich für die magnetische Eigenschaft und die Kristallstruktur im wesentlichen die gleiche Korrelation wie vorstehend erwähnt.

Weiterhin waren bei den Proben in Beispiel 1 alle Kristallorientierungen benachbarter magnetischer Kristallkörner in der in einer Ebene liegenden Richtung zufällig.

Wenn der magnetische Film aus Beispiel 1 weiterhin durch Gleichstrom-Magnetron-Sputtern erzeugt wurde, ergaben sich durch Ändern des Entladungsgasdrucks auf 0,5 bis 2 mTorr (0,067–0,266 Pa) und der Leistung auf 100 W im wesentlichen die gleiche Zusammensetzung und Kristallstruktur wie vorstehend angegeben. Überdies wurde bestätigt, daß der magnetische Film unmittelbar nach seiner Herstellung eine ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaft aufwies.

Wenn die Filmstruktur auf einer Fläche parallel zu der Oberfläche des Substrats für alle Proben aus den vorstehenden Beispielen betrachtet wurde, wurde bestätigt, daß der magnetische Film transformierte Kreise, transformierte Ellipsen oder Kombinationen dieser Formen aufwies und daß die durchschnittliche Oberfläche Sa und das durchschnittliche Volumen Va des magnetischen Kristallkorns die Beziehung Sa > 4,84 Va^2/3 ausreichend erfüllten.

Wenn die Proben aus den Beispielen und den Vergleichsbeispielen 6 Stunden lang in reines Wasser eingetaucht wurden, korrodierten die Proben aus den Vergleichsbeispielen ca bis cf in solchem Maße, daß die Oberfläche des Substrats freigelegt wurde. Andererseits korrodierten die Proben aus den Beispielen nicht vollständig, wenngleich eine gewisse Korrosion ersichtlich war. Die Proben aus den Vergleichsbeispielen cg und ch hatten die zufriedenstellendste Korrosionsbeständigkeit, ihre magnetischen Sättigungsflußdichten waren jedoch in allen Proben deutlich die niedrigsten.

In Beispiel 2 wurde die Beziehung zwischen Sputter-Bedingungen, wie dem Entladungsgasdruck, der Substrattemperaturen, den Target-Formen und den Richtungen der eingeleiteten Teilchen und Filmstrukturen, wie Kristallformen und magnetischen Eigenschaften, auf einem durch HF-Magnetron-Sputtern gebildeten magnetischen Film untersucht. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 4 und 5 dargestellt.

Bei der Untersuchung der Kristallform für das magnetische Kristallkorn, das eine näherungsweise säulenartige oder nadelartige Form aufweist, wird die durchschnittliche Größe in Längsrichtung des Kristallkorns mit dL bezeichnet und die durchschnittliche Größe in der kurzen Richtung des Kristallkorns mit dS bezeichnet. Für das magnetische Kristallkorn mit einer verzweigten Form, die näherungsweise säulenartige und nadelartige Abschnitte aufweist, wird die kurze Richtung jeder Stelle mit ds bezeichnet und wird die minimale Länge des verzweigten magnetischen Kristallkorns mit dl bezeichnet. Ein Verfahren zum Messen von dL, dS, ds und dl gleicht demjenigen aus Beispiel 1. Die Filmdicken der folgenden Proben betrugen 3 &mgr;m, und die magnetische Eigenschaft wurde nach einer Wärmebehandlung im Vakuum bei 520°C erhalten.

Die Filmbildungsbedingungen in Beispiel 2 sind die folgenden:

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Wasserkühlung auf 250°C
• Magnetisches Film-Target: FeAlSiTi-Legierungs-Target
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 1 bis 4 mTorr (0,133–0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 2 bis 4%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0,5 bis 2%
• Entladungsleistung: 400 W

Experimente für Vergleichsbeispiele werden durch Ändern der Bedingungen für die Beispiele aa bis ag zu den folgenden Bedingungen vorgenommen.

• Substrattemperatur: auf 300°C geändert oder Kühlen durch flüssigen Stickstoff

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Wasserkühlung auf 250°C
• Magnetisches Film-Target: FeAlSiTi-Legierungs-Target
• Target-Größe: 5 Zoll × 15 Zoll (12,7 × 38,1 cm)
• Entladungsgasdruck: 1 bis 4 mTorr (0,133–0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 2 bis 4%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0,5 bis 2%
• Entladungsleistung: 2 kW

Experimente für Vergleichsbeispiele werden durch Ändern der Bedingungen für die Beispiele ba bis bg zu den folgenden Bedingungen vorgenommen.

• Substrattemperatur: auf 300°C geändert oder Kühlen durch flüssigen Stickstoff

In den Beispielen aa bis ag wurden die magnetischen Kristallkörner im wesentlichen senkrecht zu dem Substrat mit näherungsweise säulenartigen oder nadelartigen Kristallkörnern als eine Mutterphase gezüchtet, wie in der schematischen TEM-Schnittansicht aus 2 dargestellt ist. Andererseits weisen die magnetischen Kristallkörner in den Beispielen ba bis bg, wie in der schematischen TEM-Schnittansicht aus 1 dargestellt ist, verzweigte Kristallkörner auf, an denen wenigstens zwei näherungsweise säulenartige oder nadelartige Kristallabschnitte zusammengefügt waren und näherungsweise säulenartige und nadelartige Körner als Mutterphase vorlagen. Es wird angenommen, daß dies daran lag, daß die Target-Größe diejenige in den Beispielen aa bis ag übertrifft, so daß mehr Teilchen schräg in das Substrat eingeführt werden, so daß sich die Bedingungen für das Wachstum der Kristallkörner geändert haben. Es wurde weiterhin bestätigt, daß die verzweigte Form verwirklicht werden konnte, beispielsweise durch eine Technik zum Bilden eines Films, während die Positionsbeziehung zwischen dem Substrat und dem Target geändert wurde, so daß ein Winkel der in das Substrat eingeführten Teilchen periodisch geändert wurde.

Wenn die Filmstruktur auf einer Fläche parallel zu der Oberfläche des Substrats in allen Proben des Beispiels 2 sowie des Beispiels 1 betrachtet wurde, wurde bestätigt, daß der magnetische Film transformierte Kreise, transformierte Ellipsen oder Kombinationen dieser Formen aufwies und daß die durchschnittliche Oberfläche Sa und das durchschnittliche Volumen Va des magnetischen Kristallkorns die Beziehung Sa > 4,84 Va^2/3 ausreichend erfüllten.

Weiterhin hatten die Proben der Vergleichsbeispiele, die nicht wenigstens eine der folgenden Bedingungen erfüllten, schlechte magnetische Eigenschaften: (1) dl > 50 nm, (2) 5 nm < dS < 60 nm und (3) dL > 100 nm.

Wenn die Zusammensetzungen der Proben aus den Vergleichsbeispielen durch eine Zusammensetzungsformel (Fe_aSi_bAl_cTi_d)_100-e-fN_eO_f ausgedrückt wurden, lag die Zahl a im Bereich von 75 bis 77, die Zahl b im Bereich von 18 bis 21, die Zahl c im Bereich von 1 bis 4, die Zahl d im Bereich von 1 bis 4, die Zahl e im Bereich von 1 bis 2 und die Zahl f im Bereich von 4 bis 9. In dem Fall, in dem im wesentlichen der gleiche Film unter den gleichen Bedingungen gebildet wurde, ergab sich bei einer Zusammensetzungsänderung innerhalb des vorstehend erwähnten Bereichs kein solcher Unterschied der magnetischen Eigenschaft, daß er zwischen den Beispielen und den Vergleichsbeispielen ersichtlich wäre.

Weiterhin hatte auch in dem Fall, in dem O und N in Beispiel 2 teilweise oder vollständig durch B und C ersetzt waren, oder in dem Fall, in dem die verzweigten Kristallkörner durch Ändern der Target-Größe oder dergleichen mit der gleichen Zusammensetzung wie in Beispiel 1 erhalten wurden, der magnetische Film mit Kristallkörnern, deren Größe im vorstehend erwähnten bevorzugten Bereich lag, eine ausgezeichnete magnetische Eigenschaft.

Weiterhin waren bei allen Proben in Beispiel 2 alle Kristallorientierungen angrenzender magnetischer Kristallkörner in der in einer Ebene liegenden Richtung zufällig.

Wenn der magnetische Film aus Beispiel 2 weiterhin durch Gleichstrom-Magnetron-Sputtern erzeugt wurde, ergaben sich durch Ändern des Entladungsgasdrucks auf 0,5 bis 2 mTorr (0,067–0,266 Pa) und der Leistung auf 100 W im wesentlichen die gleiche Zusammensetzung und Kristallstruktur wie vorstehend angegeben. Überdies wurde bestätigt, daß der magnetische Film unmittelbar nach seiner Herstellung eine ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaft aufwies.

Wenn die Proben aus den Beispielen und den Vergleichsbeispielen 50 Stunden lang in 0,5 normales Salzwasser eingetaucht wurden, wurden die Proben aus den Vergleichsbeispielen an der Oberfläche des Films oder der Grenzfläche zwischen dem Film und dem Substrat befleckt. Andererseits wurden die Proben aus den Beispielen nicht befleckt.

In Beispiel 3 wurden die Zusammensetzungen und Filmstrukturen, wie Kristallformen, auf einem durch HF-Magnetron-Sputtern gebildeten magnetischen Film unter verschiedenen Bedingungen durch Ändern der Sputter-Bedingungen, wie des Entladungsgasdrucks und der Substrattemperaturen bei verschiedenen hinzugefügten Elementen bei verschiedenen Reaktanten-Gasflußraten untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 dargestellt.

Die Form der Kristallkörner und der Korngrenzenzustand wurden durch TEM-Betrachtung im Querschnitt, wobei die Fläche parallel zu dem Film verlief, ebenso wie vorstehend erwähnt geschätzt. Die durchschnittliche minimale Dicke T des Korngrenzenverbunds wurde auch durch die TEM-Betrachtung geschätzt. Die Filmdicken der folgenden Proben betrugen 3 &mgr;m.

Die Filmbildungsbedingungen in Beispiel 3 sind die folgenden:

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein
• Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 2 bis 4 mTorr (0,266–0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 2 bis 4%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0,5 bis 2%
• Entladungsleistung: 400 W
• Wärmebehandlungstemperatur unter Vakuum: 500°C

Zusätzliche Experimente wurden durch Ändern der Bedingungen für die vorstehenden Proben zu den folgenden Bedingungen ausgeführt.

• Wärmebehandlungstemperatur unter Vakuum: 500°C bis 600°C

In Beispiel 3 liegen die Kristallkorngrößen aller Proben innerhalb des vorstehend beschriebenen bevorzugten Bereichs, und es wird angenommen, daß sich der Unterschied der magnetischen Eigenschaften aus der Dicke des Korngrenzenverbunds ergab. Weiterhin wurde auch in dem Fall, in dem O und N in Beispiel 3 teilweise oder vollständig durch B und C ersetzt wurden, die gleiche Korrelation zwischen der magnetischen Eigenschaft und der Korngrenzenstruktur erhalten.

Nachdem die Proben a bis i 24 Stunden lang in reines Wasser eingetaucht wurden, korrodierten die Proben nicht. Zwischen den Beispielproben aa bis az aus Beispiel 1 und den Beispielproben a bis i aus Beispiel 3 war kein Grundunterschied in der Struktur der Kristallkörner, der Größe des Korngrenzenverbunds oder dergleichen ersichtlich. Wenn jedoch mit einem EDS in Zusammenhang mit dem TEM untersucht wurde, ergab sich, daß die Kristallkörner aus den Beispielen aa bis az im wesentlichen kein Element mit einer niedrigeren freien Energie zur Bildung eines Oxids oder eines Nitrids als Fe aufwiesen. Andererseits wiesen die Kristallkörner aus den Beispielen a bis i wenigstens etwa 10 Atomprozent des Elements auf.

Weiterhin wurde auch in dem Fall, in dem der magnetische Film des vorliegenden Beispiels durch Sputtern, das ermöglicht, daß mehr Komponenten schräg eingeführt werden, so gebildet wurde, daß er verzweigte Kristallkörner mit der bevorzugten Größe aufwies, der gleiche Effekt bestätigt.

Wenn der magnetische Film aus Beispiel 3 weiterhin durch Gleichstrom-Magnetron-Sputtern erzeugt wurde, ergaben sich durch Ändern des Entladungsgasdrucks auf 0,5 bis 2 mTorr und der Leistung auf 100 W im wesentlichen die gleiche Zusammensetzung und Kristallstruktur wie vorstehend angegeben. Überdies wurde bestätigt, daß der magnetische Film unmittelbar nach der Herstellung eine ausgezeichnete weichmagnetische Eigenschaft aufwies.

In Beispiel 4 wurden verschiedene unterliegende Filme auf einem Substrat durch HF-Magnetron-Sputtern gebildet, und es wurde auf jedem unterliegenden Film ein magnetischer Film gebildet. Daraufhin wurden die Filmstruktur und die magnetische Eigenschaft untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 dargestellt. In den vorliegenden Beispielen und Vergleichsbeispielen wurde (Fe_0,80Si_0,17Al_0,01Nb_0,02)₉₄O₁N₅ (Fe_0,0752Si_0,1598Al_0,0094Nb_0,0188O_0,01N_0,05), das unter den gleichen Bedingungen gebildet wurde, als der magnetische Film verwendet.

Die Filmbildungsbedingungen für den magnetischen Film sind die folgenden:

• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 2 bis 4 mTorr (0,266–0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 2%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0,5%
• Entladungsleistung: 400 W

Der Kristallzustand des magnetischen Films wurde mit XRD untersucht. Die Dicken der folgenden Proben betrugen 1 &mgr;m, und die magnetische Eigenschaft in Tabelle 7 wurde nach einer Wärmebehandlung bei 500°C unter einem Vakuum für 30 Minuten erhalten.

Die Filmbildungsbedingungen für den unterliegenden Film sind die folgenden:

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Unterliegendes Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 0 bis 20%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0 bis 20%
• Entladungsleistung: 400 W

Die Dicke des unterliegenden Films beträgt 2 &mgr;m.

Weil der Wert der freien Oberflächenenergie von dem Meßverfahren abhängt, ist in Tabelle 7 nur ein Betrag in bezug auf Fe dargestellt. Aus den Ergebnissen der XRD- und der TEM-Analyse ergibt sich, daß Körner in den Proben r bis v in erheblichem Maße wachsen, wodurch die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaft hervorgerufen zu werden scheint. Weiterhin weist der unterliegende Film einen amorphen Abschnitt mit einem hohen Verhältnis auf. Daher ist der unterliegende Film in Tabelle 7 aus Zweckmäßigkeitsgründen durch eine molekulare Formel ausgedrückt, die tatsächliche Zusammensetzung stimmt jedoch nicht genau mit dem stöchiometrischen Verhältnis überein. Zusätzlich wurden zum Beurteilen der Wirkung des vorliegenden Beispiels die magnetischen Eigenschaften der Proben a und i mit einem MgO- bzw. einem Aluminiumoxidsubstrat untersucht, welche einkristalline Substrate sind. Die Ergebnisse zeigten, daß die magnetischen Eigenschaften der Proben weiter verbessert waren. Es wurde weiterhin bestätigt, daß der unterliegende Film des vorliegenden Beispiels die gleiche Wirkung mit anderen magnetischen Dünnfilmen liefert, solange der magnetische Dünnfilm die vorstehend beschriebene bevorzugte Kristallkornstruktur aufweist.

In Beispiel 5 wurden verschiedene unterliegende Filme durch HF-Magnetron-Sputtern auf einem Substrat gebildet, und es wurde ein magnetischer Film auf jedem unterliegenden Film gebildet. Daraufhin wurde die Reaktion zwischen dem Substrat und dem Film untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 8 dargestellt. In den vorliegenden Beispielen und Vergleichsbeispielen wurde (Fe_0,80Si_0,17Al_0,01Nb_0,02)₉₄O₁N₅, das unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 4 gebildet wurde, als der magnetische Film verwendet.

Die Filmbildungsbedingungen für den magnetischen Film sind die folgenden:

• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein
• Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 2%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0,5%
• Entladungsleistung: 400 W

Die Filmbildungsbedingungen für den unterliegenden Film sind die folgenden:

• Substrat: Ferritsubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Unterliegendes Film-Target: ein Element- oder Verbund-Target
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 0 bis 20%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0 bis 20%
• Entladungsleistung: 100 W

Für die unterliegenden Filme der Proben a bis k wurde ein aus einem in Tabelle 8 dargestellten einzelnen Element bestehender Film mit einer Dicke von 2 nm auf einem Ferritsubstrat gebildet, und es wurde dann ein Oxid, ein Carbid oder ein Nitrid des gleichen Elements mit einer Dicke von 1 nm gebildet. Für die unterliegenden Filme aus den Beispielen l bis v wurde nur ein Oxid, ein Carbid oder ein Nitrid des gleichen Elements mit einer Dicke von 2 nm gebildet.

Nach der Bildung des unterliegenden Films wurde der magnetische Film mit einer Dicke von 15 nm gebildet, und es wurde dann Aluminiumoxid mit einer Dicke von 5 nm als ein Antioxidationsfilm gebildet. Weiterhin wurde eine Wärmebehandlung bei 700°C ausgeführt, und die Reaktion zischen dem Ferritsubstrat und dem Film wurde durch Beobachten der Entfärbung an der Oberfläche des Films untersucht.

Wie anhand Tabelle 8 ersichtlich ist, ermöglicht die unterliegende Filmstruktur der Proben a bis k das Unter rücken einer wechselseitigen Diffusion zwischen dem Substrat und dem Film, selbst wenn ein reaktives Substrat, wie Ferrit, verwendet wird. Wenn weiterhin ein magnetischer Film mit einer Dicke von 3 &mgr;m auf dem unterliegenden Film der Proben a bis k gebildet wurde, war die magnetische Eigenschaft im wesentlichen die gleiche wie in Beispiel 4.

Weiterhin wurde der gleiche Effekt auch in dem Fall bestätigt, in dem der magnetische Film des vorliegenden Beispiels durch Sputtern, das ermöglicht, daß mehr Komponenten schräg eingeführt werden, so gebildet wird, daß er verzweigte Kristallkörner mit der bevorzugten Größe aufweist.

In Beispiel 6 wurden verschiedene unterliegende Filme durch HF-Magnetron-Sputtern auf einem Substrat gebildet, und es wurde auf jedem unterliegenden Film ein magnetischer Film gebildet. Daraufhin wurden die Filmstruktur und die magnetische Eigenschaft untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 9 dargestellt. In den vorliegenden Beispielen und Vergleichsbeispielen wurde (Fe_0,79Si_0,17Al_0,01Ta_0,03)₉₂N₈, das unter den gleichen Bedingungen gebildet wurde, als der magnetische Film verwendet.

Die Filmbildungsbedingungen für den magnetischen Film sind die folgenden:

• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 4%
• Entladungsleistung: 400 W

Der Kristallzustand des magnetischen Films wurde mit einem XRD untersucht. Die Dicken der folgenden Proben betrugen 1 &mgr;m, und die magnetische Eigenschaft in Tabelle 9 wurde nach einer Wärmebehandlung bei 500°C unter einem Vakuum für 30 Minuten erhalten.

Die Filmbildungsbedingungen für den unterliegenden Film sind die folgenden:

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Unterliegendes Film-Target: jedes Element-Target
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Sputter-Gas: Ar
• Entladungsleistung: 100 W

Die Dicke des unterliegenden Films beträgt 2 &mgr;m.

Aus den Ergebnissen der XRD- und der TEM-Analyse ergibt sich, daß in den Proben r bis u Körner in erheblichem Maße wachsen, wodurch die Verschlechterung der magnetischen Eigenschaft hervorgerufen zu werden scheint. Es wurde bestätigt, daß die unterliegenden Filme aus den Proben a bis j mit anderen magnetischen Dünnfilmen wirksam waren, solange der magnetische Film die vorstehend beschriebene bevorzugte Kristallkornstruktur aufwies. Weiterhin wurden die unterliegenden Filme aus Beispiel 6 direkt auf dem Substrat gebildet, es wurde jedoch bestätigt, daß eine Reaktion an der Grenzfläche zwischen dem Substrat und dem unterliegenden Film durch sandwichförmiges Anordnen eines Dünnfilms aus einer Verbindung aus einem Oxid, einem Carbid, einem Nitrid oder einem Borid zwischen dem Substrat und dem unterliegenden Film unterdrückt werden kann.

In Beispiel 7 wurden verschiedene unterliegende Filme durch HF-Magnetron-Sputtern auf einem Substrat gebildet, und es wurde auf jedem unterliegenden Film unter den gleichen Bedingungen ein magnetischer Film gebildet. Daraufhin wurden die Filmstruktur und die magnetische Eigenschaft untersucht. Die Ergebnisse sind in der nachstehenden Tabelle 10 dargestellt. In den vorliegenden Beispielen und Vergleichsbeispielen wurde (Fe_0,75Si_0,20Al_0,03Ti_0,02)₉₄O₁N₅, das unter den gleichen Bedingungen gebildet wurde, als der magnetische Film verwendet.

Die Filmbildungsbedingungen für den magnetischen Film sind die folgenden:

• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: FeSiAlTi-Legierungs-Target
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 2%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0,5%
• Entladungsleistung: 300 W

Die Gesamtdicke der folgenden Proben betrug 3 &mgr;m, und die in Tabelle 10 dargestellte magnetische Eigenschaft wurde nach einer Wärmebehandlung bei 500°C unter einem Vakuum für 30 Minuten erhalten. Nachstehend werden die unterliegenden Filme der Proben a bis o als "unterliegende Filme a bis o" bezeichnet (im Fall einer Mehrfachschicht wird die Schicht, die dem Substrat am nächsten liegt, mit a₁ bezeichnet, und die nächste Schicht wird mit a₂ bezeichnet usw.).

Für die unterliegenden Filme a bis c wurde Aluminiumoxid mit einer Dicke von 4 nm auf einem Substrat als Sperrfilme a₁ bis c₁ gebildet, und es wurden dann Nitridschichten oder Oxidschichten mit einer Dicke von 0,5 nm bis 10 nm in einem Ar- und Stickstoffgas oder einem Ar- und Sauerstoffgas als unterliegende Filme a₂ bis c₂ unter Verwendung des gleichen Targets als magnetischer Film gebildet.

Die Filmbildungsbedingungen für die unterliegenden Filme a bis c sind die folgenden:

• Substrat: Ferritsubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Unterliegender Film und Sperrfilm-Target: Aluminiumoxid-Target,
• FeSiAlTi-Legierungs-Target
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Sputter-Gas: (Aluminiumoxid-Formation) Ar
  
  (Nitridschicht-Formation) Ar + N₂; N₂-Flußverhältnis 15%
  
  (Oxidschicht-Formation) Ar + O₂; O₂-Flußverhältnis 10%
• Entladungsleistung: 100 W

Für die unterliegenden Schichten d bis l wurde Aluminiumoxid auf einem Substrat mit einer Dicke von 4 nm als Sperrschichten d₁ bis l₁ gebildet, und es wurden Filme mit einer Dicke von 0,3 nm bis 200 nm als sekundäre magnetische Schichten d₂ bis l₂ unter den gleichen Bedingungen wie beim magnetischen Film gebildet. Danach wurden Oxidfilme mit einer Dicke von 0,03 bis 15 nm in einem Ar- und O₂-Gas als Trennschichten d₃ bis l₃ unter Verwendung des gleichen Targets wie beim magnetischen Film gebildet.

Die Filmbildungsbedingungen für die unterliegenden Filme d bis l sind die folgenden:

• Substrat: Ferritsubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Unterliegender Film- und Sperrfilm-Target: Aluminiumoxid-Target,
• FeSiAlTi-Legierungs-Target
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Sputter-Gas: (Aluminiumoxid-Formation) Ar
  
  (Sekundäre Magnetschicht-Formation) Ar + O₂ + N₂;
  
  O₂-Flußverhältnis 0,5%
  
  N₂-Flußverhältnis 2%
  
  (Trennschicht-Formation) Ar + O₂; O₂-Flußverhältnis 5%
• Entladungsleistung: (Aluminiumoxid- und Trennschicht-Formation) 100 W
  
  (Sekundäre Magnetschicht-Formation) 300 W

Für die unterliegenden Schichten m und n wurde Aluminiumoxid mit einer Dicke von 4 nm auf einem Substrat als Sperrschichten m₁ und n₁ gebildet, und es wurde dann (Fe_0,75Si_0,20Al_0,03Ti_0,02)₉₄O₁N₅, das demjenigen beim magnetischen Hauptfilm gleicht, mit einer Dicke von 10 nm oder 100 nm als sekundäre magnetische Schichten m₂ und n₂ gebildet. Daraufhin wurden Siliciumnitridfilme mit einer Dicke von 2 nm in einem Ar- und O₂-Gas als Trennschichten m₃ und n₃ unter Verwendung eines Siliciumnitrid-Targets gebildet.

Die Filmbildungsbedingungen für die unterliegenden Filme m und n sind die folgenden:

• Substrat: Ferritsubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Unterliegender Film- und Sperrfilm-Target: Aluminiumoxid-Target,
  
  FeSiAlTi-Legierungs-Target
  
  Si₃N₄-Target
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Sputter-Gas: (Aluminiumoxid-Formation) Ar
  
  (Sekundäre Magnetschicht-Formation) Ar + O₂ + N₂;
  
  O₂-Flußverhältnis 0,5%
  
  N₂-Flußverhältnis 2%
  
  (Trennschicht-Formation) Ar + N₂; N₂-Flußverhältnis 10%
• Entladungsleistung: (Aluminiumoxid und Trennschicht-Formation) 100 W
  
  (Sekundäre Magnetschicht-Formation) 300 W

Für die unterliegende Schicht o wurde nur Aluminiumoxid mit einer Dicke von 4 nm als eine Sperrschicht gebildet.

Die Filmbildungsbedingungen für den unterliegenden Film o sind die folgenden:

• Substrat: Ferritsubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Sperrfilm-Target: Aluminiumoxid-Target
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 4 mTorr (0,532 Pa)
• Sputter-Gas: Ar
• Entladungsleistung: 100 W

Weil der Film aus dem vorliegenden Beispiel selbst die bevorzugte Kristallkornstruktur und Zusammensetzung aufweist, behält er die ausgezeichnete magnetische Eigenschaft. Die Proben a bis c, e und g bis n haben weiter verbesserte magnetische Eigenschaften. Die in Tabelle 10 mit * bezeichnete Probe j hat eine Trennschicht mit einer erheblichen Dicke von 15 nm. In dem Fall, in dem die Probe j als ein MIG-Kopfmaterial verwendet wird, kann diese Trennschicht daher einen Pseudo-Spalt erzeugen. Es ergibt sich jedoch kein Problem bei der Verwendung der Probe j für einen LAM-Kopf. Die mit ** markierte Probe l hat eine niedrige Koerzitivkraft, es ist jedoch nicht vorteilhaft, die Probe l für einen MIG-Kopf zu verwenden, weil sie eine abgestufte Hysteresekurve aufweist und die magnetische Eigenschaft dieser zweiten magnetischen Schicht eine Kopf-Ausgangsleistungseigenschaft bestimmt. Es gibt jedoch wiederum kein Problem bei der Verwendung von ihr für einen LAM-Kopf.

Die unterliegende Struktur des vorliegenden Beispiels bietet die vorteilhafte Wirkung des Verbesserns der magnetischen Eigenschaft, solange der magnetische Film die bevorzugte Struktur oder die bevorzugte Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung aufweist. Weiterhin ist die Zusammensetzung, die für den unterliegenden Film verwendet werden kann, nicht besonders beschränkt, und sie kann beispielsweise ein Oxid, ein Nitrid, ein Carbid und ein Borid sein, das an Stelle von Aluminiumoxid verwendet werden kann, um die gleiche vorteilhafte Wirkung zu erhalten. Weiterhin wurde im Fall der Proben a bis c ein Oxid oder ein Nitrid eines magnetischen Targets verwendet, es kann jedoch auch ein Borid oder ein Carbid verwendet werden. Bei den Proben e bis n wurde der gleiche magnetische Film wie der magnetische Hauptfilm als die zweite magnetische Schicht gebildet, jede magnetische Metallschicht liefert jedoch die gleiche vorteilhafte Wirkung. Weiterhin wurde ein Oxid des magnetischen Hauptfilms oder Siliciumnitrid für die Trennschicht verwendet, es wurde jedoch bestätigt, daß die gleiche vorteilhafte Wirkung mit einem amorphen Material, einem Metallelement oder einem Nicht-Metallelement erhalten werden kann, das eine vom magnetischen Hauptfilm verschiedene Kristallstruktur aufweist.

In Beispiel 8 wurden die magnetischen Eigenschaften auf einem Substrat durch HF-Magnetron-Sputtern gebildeter magnetischer Filme mit verschiedenen hinzugefügten Elementen bei verschiedenen Reaktanten-Gasflußverhältnissen untersucht. Die Ergebnisse sind in der nachstehenden Tabelle 11 dargestellt. Die Dicken der folgenden Proben betrugen 3 &mgr;m, und die magnetische Eigenschaft wurde nach einer Wärmebehandlung bei 520°C unter einem Vakuum erhalten.

Die Filmbildungsbedingungen für den magnetischen Film sind die folgenden:

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein
• Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 1 bis 4 mTorr (0,133–0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 0 bis 8%
• Entladungsleistung: 400 W

Wenn alle vorstehenden Proben einem Salzsprühtest nach JIS unterzogen wurden, wiesen alle Proben aus Beispiel 8 eine zufriedenstellende Korrosionsbeständigkeit auf.

Die Probe aus dem Vergleichsbeispiel ag hat die gleiche Zusammensetzung wie die Probe aus dem Beispiel ah mit Ausnahme von Stickstoff. Die Probe aus dem Vergleichsbeispiel ag wies eine niedrigere Korrosionsbeständigkeit auf als die Probe aus Beispiel ah, wenngleich infolge des Nichtvorhandenseins von Stickstoff mehr Antikorrosionselemente in den magnetischen Kristallkörnern vorhanden sind. Es ist demgemäß wirksam, zum Verbessern der Korrosionsbeständigkeit eine Spur Stickstoff hinzuzufügen. Weiterhin wies die Probe aus dem Vergleichsbeispiel ac nach der Wärmebehandlung auf 400°C eine zufriedenstellende magnetische Eigenschaft auf, sie verschlechterte sich jedoch bei 520°C. Es wurde andererseits bestätigt, daß die Probe aus dem Beispiel ae durch das Hinzufügen einer Spur Ta eine verbesserte Wärmebehandlungsstabilität der magnetischen Eigenschaft aufwies.

Die mit * markierte Probe aus dem Beispiel aa wies eine zufriedenstellende weichmagnetische Eigenschaft und Korrosionsbeständigkeit auf, die magnetische Sättigungsflußdichte nahm jedoch einen niedrigen Wert von 1T oder weniger an. Die magnetische Sättigungsflußdichte ist jedoch höher als diejenige von Ferrit, und weil die Probe aus dem Beispiel aa die hervorragendste Korrosionsbeständigkeit aufweist, weist sie ausreichende Merkmale für eine Verwendung in einer Magnetspule auf. Die Probe aus dem mit ** markierten Beispiel bd wies eine ausreichende weichmagnetische Eigenschaft auf, sie korrodierte jedoch leicht infolge des Salzsprühtests. Die Probe aus dem Beispiel bd wies jedoch eine ausreichende Funktionsweise zur Verwendung in einem nicht transportablen VTR (Videorecorder) oder einer Festplatte auf, die hinsichtlich der Widerstandsfähigkeit gegenüber der Umgebung weniger anspruchsvoll ist. Das in Beispiel 8 verwendete FeSiAlTaN-Material verbessert weiter die magnetische Eigenschaft durch Bilden eines Films dieses Materials auf dem bevorzugten unterliegenden Film gemäß der vorliegenden Erfindung.

Wenn der magnetische Film aus dem vorliegenden Beispiel weiterhin so gebildet wurde, daß er verzweigte Kristallkörner mit der bevorzugten Größe durch Sputtern aufwies, wodurch das schräge Einführen von weiteren Komponenten ermöglicht wurde, wurde die gleiche Wirkung bestätigt.

In Beispiel 9 wurden die magnetischen Eigenschaften auf einem Substrat durch HF-Magnetron-Sputtern gebildeter magnetischer Filme mit verschiedenen hinzugefügten Elementen bei verschiedenen Reaktanten-Gasflußverhältnissen untersucht. Die Ergebnisse sind in der nachstehenden Tabelle 12 dargestellt. Die Dicken der folgenden Proben betrugen 3 &mgr;m, und die magnetischen Eigenschaft wurde nach einer Wärmebehandlung bei 520°C unter einem Vakuum erhalten.

Die Filmbildungsbedingungen für den magnetischen Film sind die folgenden:

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein
• Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 1 bis 4 mTorr (0,133–0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 0 bis 8%
• Entladungsleistung: 400 W

Wenn alle vorstehenden Proben einem Salzsprühtest nach JIS unterzogen wurden, wiesen alle Proben aus Beispiel 9 eine zufriedenstellende Korrosionsbeständigkeit auf. Wie in Beispiel 8 zeigte der Vergleich zwischen dem Vergleichsbeispiel ag und dem Beispiel ah, daß es wirksam ist, eine Spur Stickstoff hinzuzufügen, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Weiterhin zeigte der Vergleich zwischen dem Vergleichsbeispiel ac und dem Beispiel ae, daß die Wärmebehandlungsstabilität der magnetischen Eigenschaft infolge des Hinzufügens einer Spur Ti verbessert war.

Die mit * markierte Probe aus dem Beispiel aa wies eine zufriedenstellende weichmagnetische Eigenschaft und Korrosionsbeständigkeit auf, die magnetische Sättigungsflußdichte nahm jedoch einen niedrigen Wert von 1T oder weniger an. Die magnetische Sättigungsflußdichte ist jedoch höher als diejenige von Ferrit, und weil die Probe aus dem Beispiel aa die hervorragendste Korrosionsbeständigkeit aufweist, weist sie ausreichende Merkmale für eine Verwendung in einer Magnetspule auf. Die Probe aus dem mit ** markierten Beispiel bd wies eine ausreichende weichmagnetische Eigenschaft auf, sie korrodierte jedoch leicht infolge des Salzsprühtests. Die Probe aus dem Beispiel bd wies jedoch eine ausreichende Funktionsweise zur Verwendung in einem nicht transportablen VTR oder einer Festplatte auf, die hinsichtlich der Widerstandsfähigkeit gegenüber der Umgebung weniger anspruchsvoll ist. Das in Beispiel 9 verwendete FeSiAlTiN-Material verbessert weiter die magnetische Eigenschaft durch Bilden eines Films dieses Materials auf dem bevorzugten unterliegenden Film der vorliegenden Erfindung.

In Beispiel 8 wurde Ta verwendet, und in Beispiel 9 wurde Ti verwendet. Es wurde jedoch bestätigt, daß selbst dann, wenn Ta oder Ti teilweise oder vollständig durch wenigstens eines aus der aus Zr, Hf, V, Nb und Cr bestehenden Gruppe ersetzt wurde, Si teilweise oder vollständig durch Ge ersetzt wurde oder Al teilweise oder vollständig durch Ga oder Cr ersetzt wurde, der magnetische Film eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und magnetische Eigenschaft aufwies.

Wenn der magnetische Film aus dem vorliegenden Beispiel weiterhin durch Sputtern, das es ermöglicht, daß mehr Komponenten schräg eingeführt werden, so gebildet wurde, daß er verzweigte Kristallkörner mit der bevorzugten Größe aufwies, wurde die gleiche Wirkung bestätigt.

In Beispiel 10 wurden die magnetischen Eigenschaften auf einem Substrat durch HF-Magnetron-Sputtern gebildeter magnetischer Filme mit verschiedenen hinzugefügten Elementen bei verschiedenen Reaktanten-Gasflußverhältnissen untersucht. Die Ergebnisse sind in den nachstehenden Tabellen 13 bis 15 dargestellt. Die Dicken der folgenden Proben betrugen 3 &mgr;m, und die magnetischen Eigenschaft wurde nach einer Wärmebehandlung bei 520°C unter einem Vakuum erhalten.

Die Filmbildungsbedingungen für den magnetischen Film sind die folgenden:

• Substrat: nichtmagnetisches Keramiksubstrat
• Substrattemperatur: Zimmertemperatur
• Magnetisches Film-Target: ein komplexes Target, bei dem ein Element oder ein Verbund-Chip auf einem Fe-Target angeordnet ist
• Target-Größe: 3 Zoll (7,62 cm)
• Entladungsgasdruck: 1 bis 4 mTorr (0,133–0,532 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 0 bis 8%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0,5 bis 2%
• Entladungsleistung: 400 W

Wenn alle vorstehenden Proben einem Salzsprühtest nach JIS unterzogen wurden, wiesen alle Proben aus Beispiel 10 eine zufriedenstellende Korrosionsbeständigkeit auf. In Beispiel 9 wurde Stickstoff als ein hinzugefügtes leichtes Element verwendet, während in Beispiel 10 Stickstoff und Sauerstoff als hinzugefügte leichte Elemente verwendet wurden. Der Vergleich zwischen den Beispielen 9 und 10 zeigte, daß das Hinzufügen von Stickstoff und Sauerstoff zum Verbessern der magnetischen Eigenschaft wirksamer war als das Hinzufügen nur von Stickstoff.

Die Proben aus den mit * markierten Beispielen aa und ab wiesen eine zufriedenstellende weichmagnetische Eigenschaft und Korrosionsbeständigkeit auf, die magnetische Sättigungsflußdichte nahm jedoch einen niedrigen Wert von 1T oder weniger an. Die magnetische Sättigungsflußdichte ist jedoch höher als diejenige von Ferrit, und weil die Probe aus dem Beispiel aa die hervorragendste Korrosionsbeständigkeit aufweist, weist sie ausreichende Merkmale für eine Verwendung in einer Magnetspule auf. Die Probe aus dem mit ** markierten Beispiel bd wies eine ausreichende weichmagnetische Eigenschaft auf, sie korrodierte jedoch leicht infolge des Salzsprühtests. Die Probe aus dem Beispiel bd wies jedoch eine ausreichende Funktionsweise zur Verwendung in einem nicht transportablen VTR oder einer Festplatte auf, die hinsichtlich der Widerstandsfähigkeit gegenüber der Umgebung weniger anspruchsvoll ist. Das in Beispiel 10 verwendete FeSiAlTiON-Material verbessert weiter die magnetische Eigenschaft durch Bilden eines Films dieses Materials auf dem bevorzugten unterliegenden Film der vorliegenden Erfindung.

Weiterhin wurde bestätigt, daß selbst dann, wenn Ti teilweise oder vollständig durch wenigstens eines aus der aus Ta, Zr, Hf, V, Nb und Cr bestehenden Gruppe ersetzt wurde, Si teilweise oder vollständig durch Ge ersetzt wurde oder Al teilweise oder vollständig durch Ga oder Cr ersetzt wurde, der magnetische Film auch eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit und magnetische Eigenschaft aufwies.

Wenn der magnetische Film aus dem vorliegenden Beispiel weiterhin durch Sputtern, das es ermöglicht, daß mehr Komponenten schräg eingeführt werden, so gebildet wurde, daß er verzweigte Kristallkörner mit der bevorzugten Größe aufwies, wurde die gleiche Wirkung bestätigt.

Im allgemeinen korrodiert ein auf Ferrit gebildeter magnetischer Metallfilm allmählich infolge eines durch die Wechselwirkung mit dem Ferrit gebildeten Lokalzelleneffekt oder eines an der Grenzfläche zwischen dem Film und dem Ferrit gebildeten Spalteffekt, so daß im Laufe der Zeit eine Änderung der Funktion als ein Magnetkopf hervorgerufen wird. In Beispiel 11 wurde zum Bestätigen der Zuverlässigkeit als ein Magnetkopf ein MIG-Kopf hergestellt, und die Selbstaufzeichnungs/Wiedergabe-Merkmale des MIG-Kopfs wurden beurteilt. Daraufhin wurde der MIG-Kopf einem Salzsprühtest unterzogen, um eine Änderung der magnetischen Eigenschaft nach dem Test zu beobachten. Beispielsweise ist eine Änderung der Merkmale eines mit Sendust (FeAlSi/unterliegende Schicht Bi) als Metallkern hergestellten MIG-Kopfs dargestellt.

Die Spezifikation des Kopfs ist die folgende:

• Spurbreite: 17 &mgr;m
• Spalttiefe: 12,5 &mgr;m
• Spaltlänge: 0,2 &mgr;m
• Wicklungszahl N: 16
• Sperrfilm auf Ferrit: Aluminiumoxid 4 nm
• Magnetische Filmdicke: 4,5 &mgr;m
• C/N-Merkmale:
  
  Relative Rate = 10,2 m/s
  
  Aufzeichnungs-/Wiedergabefrequenz = 20,9 MHz
  
  Band: MP-Band

Wie vorstehend beschrieben wurde, verbessert der magnetische Film gemäß der vorliegenden Erfindung, wenn er für den Magnetkopf verwendet wird, die Kopfmerkmale und bietet einen Magnetkopf mit einer hohen Zuverlässigkeit.

In Beispiel 12 wurden verschiedene unterliegende Filme durch HF-Magnetron-Sputtern auf einem rauhen Substrat gebildet, und die unterliegenden Filme wurden untersucht, um einen unterliegenden Film zu erhalten, der hinsichtlich der Unterdrückung von Substratbrüchen und der magnetischen Eigenschaft ausgezeichnet war.

Zuerst wurden 100 15 &mgr;m × 2 mm × 15 &mgr;m (Dicke: 15 &mgr;m) messende raube Abschnitte auf einem 2 mm × 28 mm × 1 mm (Dicke: 1 mm) messenden Ferritsubstrat gebildet, um ein Substrat für einen Bruchtest vorzubereiten. Eine Aluminiumoxid-Sperrschicht mit einer Dicke von 3 nm wurde auf dem Testsubstrat gebildet, und es wurden dann verschiedene 100 nm aufweisende unterliegende Filme hergestellt, während der Durchmesser der Kristallkörner durch Ändern des Anteils von Stickstoff, Sauerstoff, Nb, Y oder Hf gesteuert wurde. Daraufhin wurde darauf ein FeSiAlTiON-Film mit einer Dicke von 10 &mgr;m als oberster Film gebildet. Nachdem dieser magnetische Dünnfilm einer Wärmebehandlung bei 520°C unterzogen wurde, wurde nur der Film durch chemisches Ätzen entfernt, und es wurden die Bruchverhältnisse der rauben Abschnitte des Substrats beurteilt. Andererseits wurde eine Einzelschicht von jedem unterliegenden Film mit einer Dicke von 3 &mgr;m auf einem glatten Glassubstrat gebildet, und der Durchmesser der Kristallkörner nach der Wärmebehandlung wurde mit einem XRD untersucht. Tabelle 17 zeigt das Bruchverhältnis und den durchschnittlichen Kristallkorn-durchmesser.

Die Filmbildungsbedingungen für den unterliegenden Film sind die folgenden:

• Substrattemperatur: Wasserkühlung
• Target: FeSiAlTi
• Target-Größe: 5 × 15 Zoll (12,7 × 38,1 cm)
• Entladungsgasdruck: 8 mTorr (1,064 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 2 bis 20%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0%
• Entladungsleistung: 2 kW

• Substrattemperatur: Wasserkühlung
• Target: FeSiAlTi
• Target-Größe: 5 × 15 Zoll (12,7 × 38,1 cm)
• Entladungsgasdruck: 8 mTorr (1,064 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 0%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 2 bis 10%
• Entladungsleistung: 2 kW

• Substrattemperatur: Wasserkühlung
• Target: mehrere 10 mm × 10 mm messende, auf einem FeSiAl-Target angeordnete Nb-, Y- oder Hf-Chips
• Target-Größe: 5 × 15 Zoll (12,7 × 38,1 cm)
• Entladungsgasdruck: 8 mTorr (1,064 Pa)
• Haupt-Sputter-Gas: Ar
• Stickstoff-Flußverhältnis: 0%
• Sauerstoff-Flußverhältnis: 0%
• Entladungsleistung: 2 kW

Beispiel 12 bestätigte, daß das Brechen des Substrats unterdrückt werden kann, wenn der unterliegende Film ungeachtet des Materials des unterliegenden Films einen durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser von 20 nm oder weniger aufweist.

Angesichts dieser Ergebnisse wurde der folgende MIG-Kopf unter Verwendung eines mit Stickstoff mit einer Dicke von 100 nm bereitgestellten unterliegenden Films mit Kristallkörnern mit einem durchschnittlichen Durchmesser von 30 nm oder 20 nm erzeugt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 18 dargestellt.

Die Spezifikation des Kopfs ist die folgende:

• Spurbreite: 17 &mgr;m
• Spalttiefe: 12,5 &mgr;m
• Spaltlänge: 0,2 &mgr;m
• Wicklungszahl N: 16
• Sperrfilm auf Ferrit: Aluminiumoxid 3 nm
• Magnetische Filmdicke: 9 &mgr;m
• C/N-Merkmale:
  
  Relative Rate = 10,2 m/s
  
  Aufzeichnungs-/Wiedergabefrequenz = 20,9 MHz
  
  Band: MP-Band

Wie vorstehend beschrieben wurde, sind die Merkmale des Magnetkopfs verbessert, wenn der unterliegende Film innerhalb des bevorzugten Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt.

Als nächstes wurde eine unterliegende Schicht (eine unterliegende Schicht A) mit einer Dicke von 2 nm auf einer unterliegenden Schicht (einer unterliegenden Schicht B) mit einer Dicke von 100 nm mit Kristallkörnern mit einem Durchmesser von 20 nm, die durch Hinzufügen von Stickstoff, dessen Wirkung anhand Tabelle 18 ersichtlich ist, kleiner gemacht wurden, gebildet. Die Kristallkörner der unterliegenden Schicht wurden durch Erhöhen der Menge des hinzugefügten Stickstoffs bis auf einen Durchmesser von 2 nm verkleinert. Daraufhin wurde daraus unter den gleichen Bedingungen wie vorstehend angegeben ein Magnetkopf erzeugt. In ähnlicher Weise wurde eine unterliegende Schicht (eine unterliegende Schicht A) mit einer Dicke von 30 nm auf einer unterliegenden Schicht (einer unterliegenden Schicht B) mit einer Dicke von 100 nm mit Kristallkörnern mit einem Durchmesser von 20 nm, die durch Hinzufügen von Stickstoff kleiner gemacht wurden, gebildet. Im letztgenannten Fall wurde die Menge des zur unterliegenden Schicht A hinzugefügten Stickstoffs allmählich bis zu der Menge für einen darauf zu bildenden magnetischen Film verringert. Daraufhin wurde daraus unter den gleichen Bedingungen wie vorstehend erwähnt ein Magnetkopf hergestellt.

Die Ergebnisse sind in Tabelle 19 dargestellt.

Wie vorstehend beschrieben wurde, werden die Merkmale des Magnetkopfs weiter verbessert, wenn der unterliegende Film innerhalb des bevorzugten Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt.

Als nächstes wurden die unterliegenden Schichten mit feinen Kristallkörnern (Feinstruktur-Magnetfilm), die in Tabelle 17 dargestellt sind, 100 Stunden in 0,5 normales Salzwasser getaucht. Dabei korrodierten ein mit Stickstoff versehener Film und ein mit Sauerstoff versehener Film mit kleinen Kristallkörnern von 5 nm leicht. Die Proben der unterliegenden Schichten mit kleineren Kristallen mit kleineren Kristallkörnern, die mit Elementen der Gruppe IIIb (Y), der Gruppe IVb (Hf) und der Gruppe Vb (Nb) versehen waren, korrodierten jedoch überhaupt nicht.

Als nächstes wurde zum Erhalten einer optimalen Dicke des unterliegenden Films ein Bruchverhältnis durch Ändern der Dicke der mit Stickstoff versehenen unterliegenden Schicht von 1 auf 500 nm untersucht. Die Ergebnisse sind in Tabelle 20 dargestellt. Ebenso wie für die Bedingungen zum Erzeugen der mit Stickstoff versehenen unterliegenden Schicht wurden die Bedingungen für einen durchschnittlichen Kristalldurchmesser von 20 nm gewählt.

Die vorstehend beschriebenen Beispiele bestätigten, daß eine bevorzugte Dicke für den Feinstruktur-Magnetfilm 10 nm oder mehr beträgt, und daß eine bevorzugtere Dicke 300 nm oder mehr beträgt. In Beispiel 12 wurde Ferrit als Substrat verwendet, und es wurde ein magnetischer Körper als Film verwendet. Der unterliegende Film mit kleineren Kristallkörnern gemäß der vorliegenden Erfindung ist im wesentlichen insgesamt für einen Dünnfilm wirksam, bei dem innere Spannungen vorhanden sind.

Wie vorstehend beschrieben wurde, ist beim magnetischen Dünnfilm gemäß der vorstehenden Ausführungsform der vorliegenden Erfindung der Gesamtbetrag der Grenzflächenenergie je Volumeneinheit, verglichen mit einem herkömmlichen Mikrokristallmaterial mit Kristallkörnern, die einen geringen Durchmesser aufweisen, klein. Daher kann das Kornwachstum durch eine Wärmebehandlung unterdrückt werden, und die weichmagnetische Eigenschaft kann in einem weiten Temperaturbereich stabilisiert werden. Weiterhin ist der magnetische Film unmittelbar nach der Bildung des Films kristallin. Demgemäß kann die magnetische Sättigungsflußdichte hoch sein, und der magnetische Film kann unmittelbar nach der Bildung des Films als ein Material für einen Kopf mit einer hohen magnetischen Sättigungsflußdichte verwendet werden. Zusätzlich ermöglicht die geringe Größe des Kristallkorns das Erhalten des magnetischen Films, der kaum infolge lokaler Zellen korrodiert und eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit aufweist.

Weiterhin ist es gemäß der bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung, bei der der unterliegende Film zwischen dem Substrat und dem magnetischen Film eine Schicht mit kleinen Kristallkörnern aufweist, weniger wahrscheinlich, daß der Film vom Substrat abgezogen wird, und es ist, unabhängig vom Zustand oder von der Form der Oberfläche des Substrats weniger wahrscheinlich, daß das Substrat reißt.

Die Erfindung kann auch in anderen Formen verwirklicht werden, ohne von ihren wesentlichen Merkmalen abzuweichen. Die in dieser Anmeldung offenbarten Ausführungsformen sind in allen Hinsichten als erläuternd und nicht als einschränkend anzusehen, wobei der Schutzumfang der Erfindung durch die anliegenden Ansprüche und nicht durch die vorstehende Beschreibung angegeben wird, und es sollen darin alle Änderungen, die innerhalb der Bedeutung und des Äquivalenzbereichs der Ansprüche liegen, eingeschlossen sein.