DE3607500C2

DE3607500C2 -

Info

Publication number: DE3607500C2
Application number: DE3607500A
Authority: DE
Inventors: Noboru Watanabe; Yasuo Ishizaka; Kazuo Yokohama Kanagawa Jp Kimura; Eiichiro Sagamihara Kanagawa Jp Imaoka
Original assignee: Victor Company of Japan Ltd
Current assignee: Victor Company of Japan Ltd
Priority date: 1985-03-07
Filing date: 1986-03-07
Publication date: 1990-11-29
Also published as: US4731300A; DE3607500A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft Quermagneti sierungsaufzeichnungsmedien. Dabei geht die Erfindung von einem Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium mit den Merkmalen im Oberbegriff des Anspruchs 1 aus, wie es aus der DE-OS 34 26 178 A1 bekannt ist. Insbesondere betrifft die Erfindung Aufzeichnungsmedien mit zufrie denstellender senkrechter Aufzeichnungs- und Wiedergabe charakteristik und Herstellungsverfahren zur Herstellung solcher Aufzeichnungsmedien mit senkrechter Magnetisierung oder auch Quermagnetisierung.

Wenn ein Signal mit einem Magnetkopf auf einem Aufzeichnungsmedium aufgezeichnet wird oder von diesem mit dem Magnetkopf abgetastet wird, so magnetisiert der Magnetkopf eine Magnetschicht des magnetischen Auf zeichnungsmediums in Längsrichtung des magnetischen Aufzeichnungsmediums (d. h. in einer Schichtebene-Rich tung), wenn aufgezeichnet wird, und nimmt diese Auf zeichnung bei der Wiedergabe wieder auf. Jedoch ist im Zusammenhang mit diesen Längsrichtungsmagnetaufzeich nungssystemen bekannt, daß das Entmagnetisierungsfeld mit wachsender Aufzeichnungsdichte hoch wird, und das Entmagnetisierungsfeld bewirkt unerwünschte Effekte bei der magnetischen Aufzeichnung mit hoher Dichte. Um diese unerwünschten Effekte bezüglich der Entmagneti sierung zu beseitigen, ist bereits ein Quermagnetisie rungsaufzeichnungssystem vorgeschlagen worden, bei dem der Magnetkopf die magnetische Schicht des Aufzeichnungsmediums in einer Richtung senkrecht zur magneti schen Schicht magnetisiert. Entsprechend dieser Quer magnetisierungsaufzeichnungssysteme wird das Entmagne tisierungsfeld mit wachsender Dichte der magnetischen Aufzeichnung gering, und es ist theoretisch möglich, eine zufriedenstellende magnetische Aufzeichnung hoher Dichte zu realisieren, in der keine Abnahme der rema nenten Magnetisierung auftritt.

Ein gebräuchliches Quermagnetisierungsaufzeich nungsmedium, das in diesen Quermagnetisierungsaufzeich nungssystemen benutzt wird, ist ein Aufzeichnungsmedium, das einen Kobalt-Chrom (Co-Cr)-Film aufweist, der mit einem Bedampfungs- oder Sputterverfahren auf einem Basisfilm ausgebildet wird. Es ist allgemein bekannt, daß dieser Co-Cr-Film außerordentlich geeignet für Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedien ist, weil der Co-Cr-Film eine relativ hohe Sättigungsmagnetisierung (Ms) aufweist und die Magnetisierung in einer Richtung senkrecht zu dem Co-Ca-Film begünstigt (d. h., die Ko erzitivfeldstärke in Richtung senkrecht zum Co-Ca-Film ist groß, und die Achse der leichten Magnetisierung ist senkrecht zu dem Co-Cr-Film).

Führt jedoch ein Quermagnetisierungskopf bezüglich eines Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums mit einem auf gedampften Co-Ca-Film diese Quermagnetisierungsaufzeich nung- und Wiedergabe aus, so ist es unmöglich, den ma gnetischen Fluß an einer vorbestimmten magnetischen Aufzeichnungsposition auf dem Quermagnetisierungsauf zeichnungsmedium zu konzentrieren. Infolgedessen er gibt sich ein Nachteil darin, daß es unmöglich ist, eine starke Magnetisierung zu erzielen, die senkrecht zu dem Co-Ca-Film gerichtet ist und die in Längsrichtung des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums nicht streut. Wird ein Ringkernkopf zur Durch führung der Aufzeichnung auf dem Co-Cr-Film des Quer magnetisierungsaufzeichnungsmediums benutzt, weicht die Magnetisierungsrichtung in Längsrichtung des Quer magnetisierungsaufzeichnungsmediums geringfügig ab, da das von dem Ringkernkopf erzeugte Magnetfeld be trächtliche Komponenten in Schichtebenenrichtung ein schließt. Um entsprechend die Magnetisierungsrichtung in der senkrechten Richtung aufrecht zu erhalten, muß das Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium eine hohe senkrechte Anisotropiemagnetfeldstärke aufweisen, und eine Sättigungsmagnetisierung, die auf einen bestimmten Umfang unterdrückt ist. Jedoch weist der Co-Cr- Film derartige Eigenschaften nicht auf, und es besteht der Nachteil, daß es unmöglich ist, mit dem Quermagneti sierungskopf eine zufriedenstellende Quermagnetisie rungsaufzeichnung auszuführen außer in dem Fall, wenn der Quermagnetisierungskopf einen Hilfsmagnetpol auf weist, der einen Hauptmagnetpol gegenüberliegt. Darüber hinaus muß die Koerzitivfeldstärke in der senkrechten Richtung oder in der Querrichtung groß sein, um ein hohes Wiedergabeausgangssignal von dem Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium mit dem Co-Cr- Film zu erhalten. Andererseits ist es wünschenswert, die Dicke des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums groß zu machen, um das Entmagnetisierungsfeld zu ver mindern. Jedoch kann der Quermagnetisierungskopf nicht in ausreichendem Maße mit dem Quermagnetisierungsauf zeichnungsmedium in Kontakt geraten, wenn die Dicke des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums groß ist, weil das Aufzeichnungsmedium seine Flexibilität ein büßt und unelastisch wird. Weiterhin bestehen in diesem Fall Nachteile darin, daß dieses unelastische und starre Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium leicht beschädigt werden kann und so unerwünschte Effekte be züglich des Quermagnetisierungskopfes auftreten. Infolgedessen ist es nicht möglich, eine zufriedenstellende Quermagnetisierungsaufzeichnung und Wiedergabe aus zuführen.

Aus den oben beschriebenen Gründen wurden Quermagne tisierungsaufzeichnungsmedien vorgeschlagen, die eine Doppelfilmanordnung aufwiesen. Ein solches Querma gnetisierungsaufzeichnungsmedium weist einen Film oder eine Schicht hoher Permeabilität auf, d. h. einen Film, der eine geringe Koerzitivfeldstärke hat wie z. B. ein Nickel-Eisen (Ni-Fe)-Film. Dabei ist dieser Film zwischen dem Co-Cr-Film und dem Basisfilm ausgebildet. Der magnetische Fluß, der sich innerhalb der Schicht hoher Permeabilität ausbreitet, wird an einer vorbe stimmten magnetischen Aufzeichnungsposition zu dem Magnetpol des Quermagnetisierungskopfes hin konzen triert, um eine starke Magnetisierung zu erzielen, die in der Querrichtung oder Senkrechtrichtung liegt und nicht in die Längsrichtung des Quermagnetisierungsauf zeichnungsmediums streut. Jedoch ist in diesem Quer magnetisierungsaufzeichnungsmedium mit der Doppel schicht oder mit dieser Doppelfilmanordnung die Koer zitivfeldstärke der Schicht mit hoher Permeabilität außerordentlich klein im Vergleich zur Koerzitivfeld stärke des Co-Cr-Filmes, so daß nachteiligerweise Barkhausenrauschen erzeugt wird. Beispielsweise be trägt die Koerzitivfeldstärke der Co-Cr-Schicht über 5,571×10⁴ A/m (700 Oe), und die Koerzitivfeldstärke der Schicht hoher Permeabilität beträgt weniger als 795,9 A/m (10 Oe). Weiterhin wird zur Erzeugung dieses Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums mit Doppel schichtanordnung eine amorphe (Eisen-Nickel) Fe-Ni- Legierung oder ähnliche Legierungen auf der Basis schicht mit einem Sputterverfahren bei vorbestimmten Sputterbedingungen angelagert, die geeignet sind, eine Schicht hoher Permeabilität zu erzeugen. Danach wird auf dieser Schicht hoher Permeabilität Co-Cr mit einem Sputterverfahren bei einer bestimmten Sputterbedingung aufgedampft, die geeignet ist, um die Co-Cr-Schicht auszubilden. Folglich muß die Bedampfungs- oder Sput terbedingung, unter der das Sputterverfahren ausge führt wird, für die Bildung einer jeden Schicht ge ändert werden, und es muß jeweils das Target ausge tauscht werden. Daher kann das Sputterverfahren nicht kontinuierlich ausgeführt werden. Infolgedessen sind die Verfahren zur Herstellung des obigen Quermagnetisie rungsaufzeichnungsmediums kompliziert und für die Massenproduktion ungeeignet.

Diese Nachteile haften auch dem in der DE-OS 34 26 178 beschriebenen Aufzeichnungsmedium sowie dem weiter unten erläuterten Stand der Technik an.

In der DE-OS 34 26 178 A1 sind zwar auf der Träger schicht eines magnetischen Aufzeichnungsträgers zwei Schichten, eine erste mit niedriger Koerzitivkraft und eine zweite mit guter senkrechter Anisotropie ausgebildet. Jedoch sind beide Schichten wiederum aus unterschiedlichem magnetischem Material hergestellt. Es wird davon ausge gangen, daß für die zweite Schicht auf jeden Fall eine Kobalt-Chrom-Legierung oder eine ternäre Legierung aus Kobalt, Chrom und wahlweise Rhodium gewählt werden muß, um die erforderliche Anisotropie zu erzielen. Da diese Eigenschaft der zweiten Schicht jedoch durch die sonst darunter als erste Schicht verwendete Permalloyschichten beeinträchtigt wurde, war es die Aufgabe dieser Schrift, ein geeignetes Material für diese erste Schicht zu finden. Wie aus den einzelnen, sich ausschließlich auf diese erste Schicht beziehenden Untersuchungen hervorgeht, erbringen bestimmte Co-Hf-Ta-Legierungen die erforderliche geringe Koerzitivkraft und hohe Permeabilität. Auf dieser ersten Schicht wird in einem weiteren Arbeitsgang die Co-Cr- Legierungsschicht durch "Aufstäuben" ausgebildet. Die erste und zweite Schicht werden aus zwei verschiedenen Materialien gebildet und müssen, wie der Fachmann sofort sieht, auch in separaten Verfahrensschritten hergestellt werden. Das Wesen der dort erläuterten Erfindung besteht, darin, daß Kobalt-Hafnium-Tantal-Legierungen für die erste Schicht verwendet werden.

Auch die Erfinder der DE-OS 28 42 609 bemühten sich, beide Schichten jeweils gesondert zu optimieren. Aus der Tabelle I in dieser Schrift sind die Materialien für die unterschiedlichen Zusammensetzungen beider Schichten entnehmbar. Auch ist zu entnehmen, daß diese in unterschied lichen Verfahren aufgebracht werden, nämlich in sogenannten "Zerstäubungsverfahren" oder "Hochfrequenzsprühverfahren". Zudem ist die erste Schicht nur bei Schichtdicken über 0,5 µm überhaupt zufriedenstellend. Auch die zweite Schicht soll diese Dicke nicht unterschreiten, so daß beide Schichten zusammen eine recht große Dicke aufweisen (größer als 1 µm und bis über 3 µm). Letztlich wird zur besseren Schichthaftung sogar eine nichtmagnetische Zwischenschicht zwischen erster und zweiter Schicht vorgeschlagen.

Eine nichtmagnetische Zwischenschicht ist auch in der DE-OS 24 03 401 vorgeschlagen. Mittels dieser Schicht werden zwei magnetische Schichten voneinander getrennt, von denen die dickere die Information niedriger Frequenzen und die dünnere äußere Schicht die Information höherer Frequenzen speichern soll. Auch ist hier die Gesamtschichtdicke sehr groß. Das Walzverfahren zur Herstellung der vorge schlagenen Musterbänder ist durch die verschiedenen Schichten bedingt, recht aufwendig. Auch ist es nicht möglich, die nichtmagnetische Schicht wegzulassen, denn diese be einflußt ganz wesentlich das obige Aufzeichnungsprinzip. Diese Vorschläge eignen sich zudem an sich nicht für Über legungen zur Verbesserung von Quermagnetisierungsaufzeich nungsmedien. Ein kontinuierliches Verfahren zur Herstellung des Mediums dieser Schrift ist schon deshalb nicht möglich, weil die Zwischenschicht nicht entfallen kann.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ausgehend von den Merkmalen im Oberbegriff des Anspruchs 1, ein Quermagnetisie rungsmedium anzugeben, das einerseits zufriedenstellende Eigen schaften aufweist und andererseits in einem für die Massenproduktion geeigneten kontinuierlich ablaufenden Verfahren, beispielsweise einem Sputterverfahren, herstellbar ist.

Diese Aufgabe wird durch den Gegenstand des Patent anspruchs 1 gelöst.

Dabei ist entscheidend, daß die Erfinder ermittelten, daß ein und dasselbe magnetische Material dazu benutzt werden kann, auf einer Basisschicht eine magnetische Schicht auszubilden, welche aus zwei unterscheidbaren Schichten mit verschiedenen Koerzitivfeldstärken besteht. Die magnetische Beschichtung des erfindungsgemäßen Quermagnetisierungsauf zeichnungsmediums ist aus einem einzigen magnetischen Material mit den im Patentanspruch 1 angegebenen Komponenten hergestellt und besteht aus einer Schicht geringer Koerzi tivfeldstärke und einer Schicht hoher Koerzitivfeldstärke, die oben auf die Schicht geringer Koerzitivfeldstärke auf gebracht ist. Die Schicht geringer Koerzitivfeldstärke weist eine hohe Permeabilität auf und dient als Schicht hoher Permeabilität, und die Schicht hoher Koerzitivfeldstärke wird als Quermagnetisierungsschicht benutzt. Da die magnetische Beschichtung, die aus einem magnetischen Material gebildet ist, aus zwei Schichten mit verschiedenen magnetischen Eigenschaften besteht, steigt die Magnetisierungs- (MH)-Hystereseschleife für die Richtung in Schichtebene der gesamten Magnetschicht steil und anomal in der Umgebung des Ursprungs an, und es tritt ein sogenannter Magnetisierungs sprung auf. Auf diese Weise können die Aufzeichnungs- und Wiedergabeeigenschaften des Quermagnetisierungsmediums verbessert werden, indem als magnetische Schicht des Quer magnetisierungsaufzeichnungsmediums die Schicht benutzt wird, in der der Magnetisierungssprung auftritt. In der vorliegenden Anmeldung wird eine plötzliche Änderung oder eine steil auftretende Neigung in der Schichtebenen-M-H- Hystereseschleife als Magnetisierungssprung bezeichnet.

Ferner wird die Größe des Magnetisierungssprungs als Magnetisierungssprunggröße bezeichnet.

Die Erfinder ermittelten, daß bei einer Schichtdicke der ersten, unteren Schicht geringer Koerzitivfeldstärke im Bereich von 0,05 µm bis 0,15 µm bei den angegebenen Wertebereichen für die Koerzitivfeldstärken beider Schichten ein solcher Magnetisierungssprung erzielbar ist.

Neben den produktionswirksamen Vereinfachungen hin sichtlich der Herstellungsverfahren für das erfindungsgemäße Aufzeichnungsmedium, das wegen des für beide Schichten gleichen Materials mit sehr geringen Kosten und hoher Produktivität, z. B. durch Sputterverfahren, herstellbar ist, weist das erfindungsgemäße Aufzeichnungsmedium gute Wiedergabeeigenschaften selbst bei kurzen Aufzeichnungs wellenlängen auf, weil das Demagnetisierungsphänomen nicht auftritt. Auch kann das erfindungsgemäße Medium sehr dünn ausgebildet werden, was wiederum die Aufzeichnungseigenschaften verbessert, weil hierdurch ein guter Kontakt zwischen Magnetkopf und Aufzeichnungsmedium erzielbar ist.

Bei bestimmten Koerzitivfeldstärkeverhältnissen kann zudem das Barkhausenrauschen verhindert werden. Kontinuierlich ablaufende Herstellungsverfahren für das erfindungsgemäße Medium sind optimierbar, wobei entweder ein einziges Target mit einem einzigen Anlagerungsmaterial oder auch beispiels weise zwei Targets mit separaten Anlagerungsmaterialien verwendet werden.

Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben. Im folgenden wird die Erfindung an Hand der Zeichnungen näher erläutert. Dabei zeigt

Fig. 1 eine M-H-Hystereseschleife in Schicht ebene für den Fall, daß eine Magnetschicht entsprechend einem Ausführungsbeispiel für das erfindungsgemäße Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium aus einer Kobalt-Chrom-Niob (Co-Cr-Nb)-Dünnschicht be steht, die eine Dicke von 0,2 µm aufweist, wobei ein Magnetfeld von 1,1194×10³ kA/m (15 kOe) angelegt ist;

Fig. 2 eine M-H-Hystereseschleife in Schicht ebene für den Fall, daß die Magnetschicht entsprechend dem Ausführungsbeispiel für das erfindungsgemäße Quer magnetisierungsaufzeichnungsmedium aus einer Co-Cr-Nb- Dünnschicht besteht, die eine Dicke von 0,05 µm auf weist, wobei ein Magnetfeld von 1,194×10³ kA/m (15 kOe) angelegt ist;

Fig. 3 bis 5 jeweils M-H-Hystereseschleifen in Schichtebenen, die dazu dienen, das Auftreten eines Ma gnetisierungssprunges zu erklären;

Fig. 6 eine graphische Darstellung, die eine Koerzitivfeldstärke Hc(//) in Schichtebenen, eine senk rechte Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) und eine Magnetisie rungssprunggröße s _j für jede Schichtdicke darstellt, wobei die Schichtdicke der dünnen Co-Cr-Nb-Schicht durch Änderung der Sputterzeit gesteuert eingestellt wird;

Fig. 7 eine graphische Darstellung, die eine Koerzitivfeldstärke Hc(//) in Schichtebene, eine senk rechte Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) und eine Magnetisie rungssprunggröße σ _j für jede Schichtdicke anzeigt, wobei die Schichtdicke einer dünnen Schicht aus Kobalt- Chrom-Tantal (Co-Cr-Ta) durch Änderung der Sputterzeit gesteuert eingestellt wird;

Fig. 8A bis 8C graphische Darstellungen jeweils einer Schichtebenen M-H-Hystereseschleife der dünnen Co-Cr-Nb-Schicht, wobei in diesen Schleifen kein Ma gnetisierungssprung auftritt;

Fig. 9 eine graphische Darstellung, die die Beziehung des Schwingkurvenhalbwertes (ΔR₅₀) der hcp (002) Ebene jeder dünnen Kobalt-Chrom (Co-Cr)- Schicht und dünnen Co-Cr-Nb-Schicht in Abhängigkeit von der jeweiligen Filmdicke zeigt,

Fig. 10A bis 10C graphische Darstellungen, die jeweils Drehmomentkurven für die dünnen Co-Cr-Schichten für Schichtdicken von 0,50, 0,20 und 0,05 µm zeigen;

Fig. 11A bis 11C graphische Darstellungen, die jeweils Drehmomentkurven der dünnen Co-Cr-Nb-Schichten für entsprechende Schichtdicken von 0,50, 0,18 und 0,05 µm zeigen;

Fig. 12A bis 12E graphische Darstellungen, die Schichtebenen M-H-Hystereseschleifen von in einer Tabelle I gezeigten dünnen Schichten darstellen;

Fig. 13 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Aufzeichnungswellenlänge und dem wiedergegebenen Ausgangssignal für den Fall zeigt, bei dem die Quermagnetisierungsaufzeichnung und Wiedergabe bezüglich der dünnen Co-Cr-Nb-Schichten und der dünnen Co-Cr-Schichten durchgeführt werden;

Fig. 14A bis 14C graphische Darstellungen, die jeweils Schichtebenen M-H-Hystereseschleifen von in Tabelle II gezeigten dünnen Schichten darstellen;

Fig. 15 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Aufzeichnungswellenlänge und des wiedergegebenen Ausgangssignals für den Fall zeigen, bei dem die Quermagnetisierungsaufzeichnung und Wiedergabe bezüglich der dünnen Co-Cr-Nb-Schicht und der dünnen Co-Cr-Schicht ausgeführt werden;

Fig. 16 und 17 graphische Darstellungen, die jeweils die Beziehung zwischen der Aufzeichnungswellenlänge und dem wiedergegebenen Ausgangssignal für den Fall zeigen, daß die Quermagnetisierungsaufzeichnung und Wiedergabe bezüglich von in Tabelle III ge zeigten dünnen Schichten ausgeführt werden;

Fig. 18 eine schematische Darstellung zur Er klärung des Verlaufsmusters der magnetischen Kraftlinien innerhalb des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums gemäß der vorliegenden Erfindung und zwar von der magnetischen Kraftlinie eines Magnetkopfes für den Fall, bei dem die Dicke des Quermagnetisierungsaufzeich nungsmediums klein ist;

Fig. 19 eine schematische Darstellung zur Erklärung des Verlaufsmusters der magnetischen Kraftlinie innerhalb des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums entsprechend der vorliegenden Erfindung und zwar von der magnetischen Kraftlinie des Magnetkopfes für den Fall, bei dem die Dicke des Quermagnetisierungsaufzeich nungsmediums groß ist;

Fig. 20 eine schematische Darstellung zur Er klärung, das ein tieferer Bereich des remanenten Ma gnetfeldes, das in einer zweiten Kristallschicht grober Körnung gebildet ist, durch eine erste Kristallschicht feiner Körnung übertragen wird;

Fig. 21 eine Übersichtsdarstellung eines Beispiels für ein Sputtergerät, das in einem gebräuchlichen Herstellungsverfahren für ein Quermagnetisierungs aufzeichnungsmedium mit einem Co-Cr-Film und einem Film hoher Permeabilität benutzt wird, und

Fig. 22 und 23 Übersichtsdarstellungen von Sputtergeräten, die in einem ersten und in einem zweiten Ausführungsbeispiel zur Herstellung des erfindungs gemäßen Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums benutzt werden.

Das Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium (im folgenden der Einfachheit halber als Aufzeichnungsmedium bezeichnet) wird hergestellt, indem auf einer Trägerschicht oder einem Band, das zu einer Basisschicht ausgebildet wird, ein magnetisches Material, das als Target benutzt wird, aufgedampft oder gesputtert wird. Dabei ist die Trägerschicht oder das Band beispiels weise aus einem Polyimidharz hergestellt, und das ma gnetische Material enthält Kobalt (Co), Chrom (Cr) und zumindest ein Element von Niob (Nb) und Tantal (Ta).

Wenn ein Metall, beispielsweise eine Co-Cr-Legie rung auf eine Basisschicht gesputtert wird, so ist bekannt, daß die aufgedampfte oder aufgesputterte Schicht nicht dieselbe Kristallstruktur in senkrechter Richtung zur Schichtfläche aufweist. Aus verschiedensten Experimenten und aus Rasterelektronenmikroskop bildern (SEM), die die Oberfläche darstellen, ist be kannt, daß eine erste Kristallschicht feiner Körnung benachbart zu der Basisschicht über eine außerordentlich kleine Dicke ausgebildet wird und daß eine zweite Kristallschicht grober Körnung auf dieser ersten Kri stallschicht erzeugt wird. Beispielsweise wird die Tatsache, daß die erste Kristallschicht im Bodenbe reich des aufgedampften Filmes keine gut definierte säulenförmige Struktur aufweist, während die zweite Kristallschicht, die auf dieser ersten Kristallschicht ausgebildet ist, eine gut definierte und ausgebildete Säulenstruktur aufweist, von Edward R. Wuori und Professor J. H. Judy im "Initial Layer effects in Co-Cr films", IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, Vol. MAG-20, No. 5, September 1984, Seiten 774-775 und von William G. Haines, "VSM Profiling of CoCr Films: A New Analytically Technique", IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, Vol. MAG-20, No 5, September 1984, Seiten 812-814 beschrieben.

Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung schenkten den oben beschriebenen Punkten ihre Aufmerksamkeit und dampften verschiedene Metalle auf, die eine Co-Cr-Le gierung als Basisschicht aufwiesen und denen jeweils ein drittes Element hinzugefügt war. Dann wurden die physikalischen Eigenschaften der ersten Kristallschicht feiner Körnung, die sich im Bodenbereich des aufge dampften Metallfilmes gebildet hatte, und die zweite Kristallschicht grober Körnung, die sich auf dieser ersten Kristallschicht gebildet hatte, für jede der verschiedenen aufgedampften Metallfilme und Schichten untersucht. Es ergab sich bei diesen Untersuchungen als Ergebnis, daß bei Hinzufügen von Nb oder Ta als drittes Element zu dem Metall die senkrechte Koerzitivfeldstärke oder Koerzitivkraft der ersten Kristall schicht außerordentlich klein im Vergleich zu der senk rechten Koerzitivfeldstärke der zweiten Kristallschicht war. Die vorliegende Erfindung zeichnet sich dadurch aus, daß die erste Kristallschicht mit der geringen senkrechten Koerzitivfeldstärke als Schicht hoher Per meabilität benutzt wird und daß die zweite Kristall schicht mit großer senkrechter Koerzitivfeldstärke als eine Quermagnetisierungsschicht oder Senkrechtmagneti sierungsschicht des Aufzeichnungsmediums benutzt wird.

Im folgenden werden die experimentellen Ergebnisse, die bei der Messung der Koerzitivfeldstärken von der ersten und zweiten Kristallschicht, die sich bei der Besputterung oder Bedampfung der Basisschicht ergaben, beschrieben. Hierzu wurde eine dünne Schicht aus Co-Cr- Nb oder Co-Cr-Ta (im folgenden der Einfachheit halber als Dünnschicht bezeichnet) durch ein Sputterver fahren auf einer Basisschicht unter folgenden Bedin gungen aufgebracht:

(1) Sputtergerät: RF Magnetronsputtergerät,
(2) Sputterverfahren: Kontinuierliches Besputtern bei einem anfänglichen Verdichtungsdruck von 1,33×10^-4 Pa (1×10^-6 Torr) und Zuführen von Argon (Ar)-Gas, bis der Druck 0,133 Pa (1×10^-3 Torr) erreicht.
(3) Basisschicht: Eine Polyimidkunstharzschicht mit einer Dicke von 20 µm.
(4) Target: Ein zusammengesetztes Target, das durch Plazieren kleiner Stücke von Nb oder Ta auf der Co-Cr-Legierung gewonnen wird.
(5) Abstand zwischen Target und Basisschicht: 110 mm.

Die magnetischen Eigenschaften der dünnen Filme wurden mit Hilfe eines schwingenden Abtastmagnetometers gemessen, wobei die Zusammensetzung des dünnen Filmes mit Hilfe eines Energiedispersions-Mikroanalysators gemessen wurde, der von KEVEX in den Vereinigten Staaten hergestellt wird. Ferner wurde die Kristallorientierung der dünnen Filme durch einen X-Strahlanalysator gemessen.

Die Fig. 1 zeigt eine M-H-Hystereseschleife in Schichtebene oder auch Schichtebenen-M-H-Hystereseschleife für den Fall, bei dem ein Magnetfeld von 1,194×10³ kA/m (15 kOe) an ein Aufzeichnungsmedium gelegt wird, welches hergestellt wird, indem Nb als drittes Element Co-Cr hinzugefügt wird (das gleiche Phänomen ergibt sich, wenn Nb mit einer Verteilung von 2 bis 10 Atomgewichts prozent hinzugefügt wird) und diese Co-Cr-Nb-Mischung auf der Polyimidkunstharzbasisschicht mit einer Schicht dicke von 0,2 µm aufgedampft wird. Wie aus der Fig. 1 hervorgeht, steigt die Schichtebene-M-H-Hystereseschleife steil und anormal in der Nähe des Ursprungs an, wie dies durch einen Pfeil A angezeigt ist, und es tritt der sogenannte Magnetisierungssprung (im folgenden der Einfachheit halber als Sprung bezeichnet) auf. Geht man davon aus, daß ein gleichförmiges Kristall wachstum konstantermaßen auftritt, wenn Co-Cr-Nb auf der Basisschicht zur Bildung der Co-Cr-Nb-Dünnschicht aufgedampft wird, so würde der in Fig. 1 gezeigte Sprung nicht auftreten. Es kann folglich hieraus hypo thetisch geschlossen werden, daß mehrere Kristallschichten verschiedener magnetischer Eigenschaften innerhalb der Co-Cr-Nb-Dünnschicht nebeneinander vorliegen.

Die Fig. 2 zeigt eine Schichtebenen-M-H-Hystereseschleife für den Fall, bei dem ein Magnetfeld von 1,194×10³ kA/m (15 kOe) an ein Aufzeichnungsmedium gelegt wird, das gewonnen wird, indem die Co-Cr-Nb- Mischung auf der Polyimidkunstharzbasisschicht mit einer Schichtdicke von 0,05 µm bei gleichen Besputte rungsbedingungen aufgedampft wird. Entgegen dem in Fig. 1 gezeigten Fall, tritt in der Hystereseschleife aus Fig. 2 kein Sprung auf. Folglich ergibt sich, daß der Co-Cr-Nb-Dünnfilm mit einer Dicke im Bereich von 0,05 µm im wesentlichen durch eine gleichmäßige Kri stallschicht gebildet ist. Außerdem kann der Fig. 2 entnommen werden, daß eine Schichtebenen-Koerzitivfeldstärke Hc(//) (im folgenden der Einfachheit halber als Koerzitivfeldstärke Hc(//) bezeichnet, im Fall, bei dem die Filmdicke im Bereich von 0,05 µm liegt, außerordentlich klein ist und daher die Schichtebenen- Permeabilität außerordentlich hoch ist. Es ergibt sich hieraus, daß die Koerzitivfeldstärke Hc(//) einer An fangsschicht, die im Anfangsstadium in unmittelbarer Nähe auf der Basisschicht bei der Bedampfung wächst, klein ist, und diese Anfangsschicht kann als die erste Kristallschicht feiner Körnung (im folgenden der Ein fachheit halber als erste Kristallschicht bezeichnet) betrachtet werden, wobei diese Tatsache durch SEM- Bilder bestätigt wird, wie weiter oben erläutert ist. Eine Schicht, die auf dieser Anfangsschicht aufwächst, weist eine Koerzitivfeldstärke Hc(//) auf, die größer als die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der Anfangsschicht ist, und diese Schicht kann als die zweite Kristall schicht grober Körnung (im folgenden der Einfachheit halber als zweite Kristallschicht bezeichnet) betrachtet werden, wobei diese Tatsache ebenfalls durch die SEM-Bilder belegt ist.

Im folgenden wird nun an Hand der Fig. 3 bis 5 begründet, warum der Sprung in dem dünnen Co-Cr-Nb- Film auftritt, in dem die erste und zweite Kristall schicht koexistieren. Es soll an dieser Stelle darauf hingewiesen werden, daß dieser Sprung nicht für alle Co-Cr-Nb-Dünnfilm der verschiedenen Zusammensetzungen und bei verschiedenen Sputterbedingungen auftritt, wie weiter unten näher erläutert werden wird. Wird der Co-Cr-Nb-Dünnfilm bei vorbestimmten Sputterbedingungen ausgebildet und die Schichtebenen-M-H-Hystereseschleife für diesen Dünnfilm aus der Messung gewonnen, so weist diese Hystereseschleife in der Nähe des Ursprungs einen in Fig. 3 gezeigten steilen Anstieg auf, und der Sprung tritt auf. Eine in Fig. 4 gezeigte Schichtebenen-M-H- Hystereseschleife für einen Dünnfilm, der nur aus der ersten Kristallschicht besteht, kann aus der Messung gewonnen werden, indem ein dünner Film mit einer kleinen Filmdicke hergestellt wird. Die zweite Kristallschicht kann als eine Schicht mit gleichmäßiger Kristallstruktur betrachtet werden, und darüber hinaus kann die Schichtebenen-M-H-Hystereseschleife aus Fig. 3 als eine Zusammensetzung der Schichtebenen-M-H-Hystereseschleife der ersten Kristallschicht und einer Schicht ebenen-M-H-Hystereseschleife der zweiten Kristall schicht angesehen werden. Folglich kann die Schicht ebenen-M-H-Hystereseschleife der zweiten Kristallschicht mit einer glatten, in Fig. 5 gezeigten Hystereseschleife gleichgesetzt werden, wobei in dieser Hystereseschleife die Koerzitivfeldstärke Hc(//) größer ist als die der ersten Kristallschicht und in dieser Hystereseschleife kein Sprung auftritt. Mit anderen Worten zeigt die Existenz des Sprunges in Fig. 3 an, daß beide Schichten, die unterschiedliche magnetische Eigenschaften aufweisen, in demselben Dünnfilm gemeinsam vorliegen. Aus diesem Grund ist es auch verständlich, daß die beiden Schichten mit verschiedenen magnetischen Eigenschaften auch im Fall des Co-Cr-Nb-Dünnfilms gemeinsam vorliegen, der die in Fig. 1 gezeigte Schichtebenen-M-H- Hystereseschleife aufweist. Die Koerzitivfeldstärke der zweiten Kristallschicht kann aus einer Hystereseschleife gewonnen werden, die man erhält, indem man die Schichtebenen-M-H-Hystereseschleife des Co-Cr-Nb- Dünnfilms, der nur aus der ersten Kristallschicht be steht, von der Schichtebenen-M-H-Hystereseschleife des Co-Cr-Nb-Dünnfilms subtrahiert, in dem die erste und die zweite Kristallschicht koexistieren. Die experi mentellen Ergebnisse belegen, daß zwei Schichten mit verschiedenen magnetischen Eigenschaften in dem Co-Cr-Nb- Dünnfilm koexistieren, wenn die Schichtebenen-M-H- Hystereseschleife des Co-Cr-Nb-Dünnfilms einen steilen Anstieg in der Nähe des Ursprungs aufweist und der Sprung auftritt.

Im folgenden werden die magnetischen Eigenschaften der beiden Schichten beschrieben, die den Co-Cr-Nb- Dünnfilm bilden, welcher auf die Basisschicht aufgedampft ist, wobei die Beschreibung der magnetischen Eigenschaften in Abhängigkeit von der Filmdicke an Hand der Fig. 6 näher erläutert wird. Fig. 6 ist eine graphische Darstellung, die die Koerzitivfeldstärke Hc(//), eine senk rechte Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) (im folgenden der Einfachheit halber als Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) be zeichnet) und eine Magnetisierungssprungröße (im folgenden der Einfachheit halber als Sprunggröße bezeichnet) σ _j für alle Filmdicken angibt, die durch gesteuerte Variation der Sputterzeiten des Co-Cr-Nb-Dünnfilms eingestellt werden.

Dabei ist die Koerzitivfeldstärke Hc(//) für Film dicken unter 0,15 µm kleiner als 1,433×10⁴ A/m (180 Oe), und es kann davon ausgegangen werden, daß die Schichtebenen-Permeabilität groß ist. Weiterhin ist aus der Fig. 6 entnehmbar, daß die Koerzitivfeldstärke Hc(//) sich auch dann nicht merklich ändert, wenn die Filmdicke vergrößert wird. Demgegenüber steigt die Sprunggröße σ _j bei einer Filmdicke von angenähert 0,075 µm steil an und beschreibt für Dicken über 0,05 µm eine nach oben hin offene Parabel. Weiterhin steigt die Ko erzitivfeldstärke Hc(⟂) bei Filmdicken von 0,05 bis 0,15 µm von 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) steil an und beträgt bei Film dicken über 0,15 µm mehr als 7,163×10⁴ A/m (900 Oe). Aus den obigen Ergebnissen resultiert, daß zwischen der ersten und zweiten Kristallschicht bei einer Filmdicke von angenähert 0,05 bis 0,15 µm eine Grenze vorliegt. Mit anderen Worten sind die Koerzitivfeldstärken Hc(//) und Hc(⟂) der ersten Kristallschicht bei den Filmdicken unter 0,05 µm beide unterhalb 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) und klein, während die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der zweiten Kristallschicht bei Filmdicken über 0,15 µm unter ungefähr 1,433×10⁴ A/m liegt und klein ist und die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) dieser zweiten Schicht dicke über 7,163×10⁴ A/m (900 Oe) liegt und groß ist. Daher ist die zweite Kristallschicht eine Schicht hoher Koerzitivfeldstärke, die für die Quermagnetisierungs aufzeichnung und Wiedergabe geeignet ist. Bei solchen Filmdicken, bei denen dieser Sprung nicht auftritt, betragen die Koerzitivfeldstärken Hc(//) und Hc(⟂) beide weniger als 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) und sind gering. Jedoch nimmt bei einer derart großen Filmdicke, bei der der Sprung auftritt, die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) stark zu. Folglich zeigt auch dieser Gesichts punkt, daß die Co-Cr-Nb-Dünnfilmschicht aus zwei Schichten mit verschiedenen magnetischen Eigenschaften be steht, wenn der Sprung auftritt. Entsprechend den von den vorliegenden Erfindern ausgeführten Experimenten ergab sich, wenn die Zusammensetzung und/oder die Sputterbedingungen geringfügig geändert wurden, daß eine geringfügige Änderung in der Filmdicke, bei der die Sprunggröße σ _j und die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) jeweils steil ansteigen, auftritt. Diese geringfügige Änderung in dieser Filmdicke tritt innerhalb des Be reiches von 0,05 bis 0,15 µm auf. Das bedeutet, daß davon ausgegangen werden kann, daß der Sprung auf tritt, wenn die erste Kristallschicht eine Dicke im Bereich von 0,05 bis 0,15 µm aufweist.

Im folgenden werden die Ergebnisse, die in Fig. 7 dargestellt sind, näher erläutert, die ähnliche Experimente zeigen, die für den Fall durchgeführt wurden, daß Tantal (Ta) dem Co-Cr als drittes Element hinzugefügt wurde. (Dabei traten die gleichen Phänomene auf, wenn das Ta in einem Bereich von 2 bis 10 at% hinzugefügt wurde). Wiederum wurde die Co-Cr-Ta-Mischung mit verschiedenen Filmdicken auf der Polyimid kunstharzbasisschicht aufgedampft. Die Fig. 7 zeigt eine graphische Darstellung, in der die Koerzitiv feldstärke Hc(//), die senkrechte Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) und die Sprunggröße σ _j für alle Filmdicken dargestellt sind, die durch eine gesteuerte Änderung der Besputterungszeit für die Co-Cr-Ta-Schicht einge stellt wurden. Es ergab sich bei dem Hinzufügen des Ta zu dem Co-Cr ähnliche Ergebnisse wie im Fall, bei dem das Nb zu dem Co-Cr hinzugefügt wurde. Aus der Fig. 7 geht hervor, daß die Grenze zwischen der ersten und zweiten Kristallschicht bei Filmdicken von 0,05 bis 0,15 µm vorkommt. Bei Filmdicken unterhalb 0,05 µm sind in der ersten Kristallschicht sowohl die Koerzi tivfeldstärke Hc(//) und Hc(⟂) unterhalb 1,353×10⁴ A/m (170 Oe) und klein, so daß eine Schicht geringer Koerzitivfeldstärke bei Filmdicken unterhalb von 0,05 µm vorliegt. Andererseits ist bei Filmdicken über 0,075 µm, d. h. in der zweiten Kristallschicht, die Koerzitivfeldstärke Hc(//) gering, und die Koerzi tivfeldstärke Hc(⟂) steigt von 1,592×10⁴ A/m bis auf 5,969×10⁴ A/m (200 Oe bis auf über 750 Oe) in dem Berich der Filmdicken an, in denen der Sprung auftritt. Anschließend nimmt die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) der zweiten Schicht allmählich mit der Film dicke zu. Mit anderen Worten liegt eine Schicht hoher Koerzitivfeldstärke bei Filmdicken von über 0,075 µm vor.

Zu den zuvor beschriebenen Experimenten muß er wähnt werden, daß der Sprung nicht auftritt, wenn die Sputterbedingung und die Menge des hinzugefügten Nb oder Ta (2 bis 10 Atomgewichtsprozent im Fall des Nb und 1 bis 10 Atomgewichtsprozent im Fall des Ta) von den zuvor erwähnten Werten abweichen. Jedoch werden die erste und zweite Kristallschicht innerhalb des Co-Cr-Nb-Dünnfilms und des Co-Cr-Ta-Dünnfilms, in dem kein Sprung auftritt, auch ausgebildet, wie insbe sondere aus dem am Anfang der Figurenbeschreibung zitierten Schriften hervorgeht. Ein Beispiel für eine Schichtebenen M-H-Hystereseschleife des Co-Cr-Nb-Dünnfilms, in dem kein Sprung auftritt, wird an Hand der Fig. 8A bis 8C näher erläutert. Die Fig. 8A zeigt eine Schichtebenen M-H-Hystereseschleife sowohl für die erste als auch für die zweite Schicht, die Fig. 8B zeigt eine Schichtebenen M-H-Hystereseschleife nur für die erste Kristallschicht und die Fig. 8C zeigt eine Schicht ebenen M-H-Hystereseschleife nur für die zweite Kristallschicht. Aus den Fig. 8A bis 8C geht hervor, daß die remanente Magnetisierung in Schichtebene MR _B(//) der ersten Kristallschicht größer als die remanente Magneti sierung in Schichtebene Mr_C der zweiten Kristallschicht ist. Ferner ist die remanente Magnetisierung in Schichtebene Mr _A(//) von beiden zuammen, der ersten und der zweiten Kristallschicht, im Vergleich zu der remanenten Magnetisierung in Schichtebene Mr _C(//) der zweiten Kristallschicht ungünstig, so daß die anisotrope magnetische Feldstärke Mk klein ist. Darüber hinaus ist bekannt, daß die Orientierung der ersten Kristallschicht schlecht ist (der ΔR₅₀-Wert ist groß), und die erste Kristallschicht ist für die senkrechte Magnetisierungs aufzeichnung oder die Quermagnetisierungsaufzeichnung ungeeignet.

Fig. 9 zeigt eine graphische Darstellung, die die Beziehung des Schwingkurvenhalbwerts, d. h. der Halbwerts breite der vom Analysator gelieferten Kurve, (ΔR₅₀) der hcp (002)-Ebene (hexagonal closed packed) jeweils für einen Kobalt-Chrom (Co-Cr)-Dünnfilm (Zusammensetzung von Co₈₁Cr₁₉ at%) und den Co-Cr-Nb-Dünnfilm in Abhängig keit von den Filmdicken darstellt. Der Co-Cr-Dünnfilm ist, abgesehen von der unter (4) beschriebenen Bedin gung, bei denselben Sputterbedingungen hergestellt, wie diese weiter oben beschrieben wurden. In diesem Fall wurde die Co-Cr-Legierung allein als Target benutzt. Aus der Fig. 9 geht hervor, daß die Orientierung des Co-Cr-Nb-Dünnfilm im Anfangsstadium der Filmformation außerordentlich schlecht ist, während die Orientierung des Co-Cr-Dünnfilms im Anfangsstadium der Filmformation zufriedenstellend ist. Jedoch verbessert sich die Orien tierung des Co-Cr-Nb-Dünnfilms rapide mit zunehmender Filmdicke. Insbesondere ist die Orientierung des Co-Cr-Nb-Dünnfilms bei Filmdicken über ungefähr 0,15 µm zufriedenstellender und besser als die des Co-Cr-Nb-Dünnfilmes. Mit anderen Worten ist die Orientierung des Co-Cr-Nb-Dünnfilmes im Anfangsstadium der Filmformation schlecht, d. h. während der Ausbildung der ersten Kri stallschicht, jedoch verbessern sich die Orientierungen des Co-Cr-Nb-Dünnfilmes schlagartig, wenn die Filmdicke über 0,15 µm zunimmt, d. h., wenn die zweite Kristall schicht gebildet wird. Folglich ist verständlich, daß in dem Fall des Co-Cr-Nb-Dünnfilmes zwei Schichten mit verschiedenen magnetischen Eigenschaften in Abhängigkeit von der Filmdicke gebildet werden, und daß die Orientierung der zweiten Kristallschicht zufrieden stellender und besser als die des Co-Cr-Dünnfilmes ist.

Im folgenden wird der Co-Cr-Nb-Dünnfilm im Hinblick auf die magnetische Anisotropie untersucht. Die Fig. 10A bis 10C zeigen graphische Darstellungen, in denen jeweils Drehmomentkurven des Co-Cr-Dünnfilmes in Abhängigkeit von Filmdicken 0,50, 0,20 und 0,05 µm gezeigt sind. Die Fig. 11A bis 11C zeigen graphische Darstellungen, in denen Drehmomentkurven des Co-Cr-Nb- Dünnfilmes jeweils entsprechend für Filmdicken von 0,50, 0,18 und 0,05 µm gezeigt sind. In den graphischen Dar stellungen der Fig. 10 und 11 ist auf der Abszisse jeweils der Winkel R abgetragen, der zwischen der Film oberflächennormalen und dem angelegten magnetischen Feld vorliegt. Auf der Ordinate ist das Drehmoment ab getragen und das an den Dünnfilm angelegte Magnetfeld beträgt 795,9 kA/m (10 kOe). Darüber hinaus weisen die Co-Cr-Dünnfilme und die Co-Cr-Nb-Dünnfilme jeweils die Zusammensetzung von entsprechend Co₈₁Cr₁₉ at% und Co_77,9Cr_16,0Nb_6,1 at% sowie die Sättigungsmagnetisierung Ms von 4,0×10⁵ A/m und 3,5×10⁵ A/m (400 emu/cc und 250 emu/cc) auf.

Im Fall des in Fig. 10A bis 10C dargestellten Co-Cr-Dünnfilms ist die Polarität der Drehmoment kurven für alle drei Filme dieselbe, und die Achse der leichten Magnetisierung ist senkrecht zur Film oberfläche. Im Falle des Co-Cr-Nb-Dünnfilms in den Fig. 11A und 11B mit den jeweiligen Filmdicken 0,50 und 0,18 µm ist die Polarität der Drehmomentkurven dieselbe für diese beiden Dünnfilme, und die Achse der leichten Magnetisierung ist senkrecht zu der Filmoberfläche. Jedoch ist im Fall des Co-Cr-Nb-Dünnfilms mit der Filmdicke von 0,05 µm (Fig. 11C) die Polarität der Drehmomentkurve zu der Polarität der Drehmomentkurven der anderen beiden Filmdicken ent gegengesetzt, und die Achse der leichten Magnetisierung ist in Schichtebene des Dünnfilmes. Wie weiter oben schon beschrieben wurde, kann davon ausgegangen werden, daß nur die erste Kristallschicht ausgebildet ist, wenn der Co-Cr-Nb-Dünnfilm mit einer Filmdicke von 0,05 µm hergestellt wird. Dabei ist die Achse der leichten Magnetisierung der ersten Kristallschicht in Schichtebene dieser ersten Kristallschicht. Mit wachsender Filmdicke wird die Achse der leichten Ma gnetisierung senkrecht zur Filmoberfläche, und es kann davon ausgegangen werden, daß die zweite Kristallschicht eine starke Achse der leichten Magnetisierung aufweist, die senkrecht zu der Filmoberfläche ist. Ferner sei erwähnt, daß in den Drehmomentkurven des Co-Cr-Nb- Dünnfilmes mit den Filmdicken von mehr als 0,05 µm anormale Bereiche auftreten, die in den Fig. 11A und 11B durch die Pfeile B angezeigt sind. Es kann davon ausgegangen werden, daß diese anormalen Bereiche in den Drehmomentkurven aufgrund der magnetischen Eigen schaften der ersten Kristallschicht auftreten. Das bedeutet, daß bei anwachsender Dicke des dünnen Films über einen vorbestimmten Wert die zweite Kristallschicht, die eine Achse der leichten Magnetisierung senkrecht zu der Filmoberfläche aufweist, auf der ersten Kristall schicht gebildet wird, welche eine leichte Magnetisierungsachse in Schichtebene der ersten Kristallschicht aufweist. Es kann hieraus geschlossen werden, daß die erste und zweite Kristallschicht mit den verschiedenen magnetischen Eigenschaften sich gegenseitig beein flussen, so daß die anormalen Bereiche in den Drehmo mentkurven des als ganzes gemessenen Dünnfilms auf treten. Somit ist auch Hand der Drehmomentkurven belegt, daß in dem einzigen Co-Cr-Nb-Dünnfilm zwei Schichten mit verschiedenen magnetischen Eigenschaften koexistieren.

Werden der Co-Cr-Nb- oder Co-Cr-Ta-Dünnfilm, der durch die erste und zweite Kristallschicht gebildet ist, als magnetische Schicht des Quermagnetisierungs aufzeichnungsmediums benutzt und wird versucht, den gesamten dünnen Film in Richtung senkrecht zur Film oberfläche entsprechend dem üblichen Konzept zu ma gnetisieren, so liegt durch die Existenz der ersten Kristallschicht ein außerordentlich ungünstiger primärer Faktor für die senkrechte Magnetisierung vor. Dabei ist die Existenz der ersten Kristallschicht für beide Fälle, d. h. für Anordnungen mit und ohne Sprung, ein ungünstiger primärer Faktor. Tritt der oben be schriebene Sprung auf, so sind die Koerzitivfeldstärke Hc(//) und Hc(⟂) der ersten Kristallschicht außerordentlich klein, und es kann davon ausgegangen werden, daß in der ersten Kristallschicht scheinbar keine senkrechte Magnetisierung vorhanden ist. Tritt auf der anderen Seite kein Sprung auf, so ist die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Koerzitivfeldstärke größer als im Fall, bei dem Sprung auftritt, jedoch ist die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) der ersten Kristallschicht unzureichend für die Realisierung einer senkrechten Magnetisierungsaufzeichnung. Folglich muß geschlossen werden, daß es unmöglich ist, eine zufriedenstellende senkrechte Magnetisierungsauf zeichnung auszuführen. Entsprechend kann auch bei Durchführung der Magnetisierung in der senkrechten Richtung zur Filmoberfläche scheinbar keine senkrechte Magnetisierung oder Quermagnetisierung in der ersten Kristallschicht auftreten. Infolgedessen ist die Wirk samkeit und Effizienz der senkrechten Magnetisierung der dünnen Schicht insgesamt verschlechtert. Eine solche Verschlechterung in der Effizienz der Quermagneti sierung ist insbesondere bei Benutzung von Magnetköpfen, wie beispielsweise dem Ringmagnetkopf, zu beobachten, der ein Magnetfeld erzeugt, das beträchtliche Komponenten in der Schichtebenenrichtung einschließt. Wird darüber hinaus die Filmdicke mit in Betracht gezogen, so beträgt die Dicke der ersten Kristallschicht weniger als 0,15 µm und ist angenähert konstant und unabhängig von der Filmdicke des gesamten dünnen Films. Wird folglich die Filmdicke des Dünnfilms vermindert, um die Flexibilität des Aufzeichnungsmediums nicht ein zubüßen, so nimmt die relative Dicke der ersten Kri stallschicht bezüglich der Filmdicke des gesamten Dünn filmes zu, und die senkrechte Magnetisierungscharakteristik oder Quermagnetisierungscharakteristik wird weiterhin verschlechtert.

Jedoch fanden die Erfinder der vorliegenden An meldung heraus, daß die erste Kristallschicht eine solche magnetische Charakteristik hat, daß die Koerzi tivfeldstärke Hc(//) gering ist und die Permeabilität relativ hoch ist, so daß die magnetische Eigenschaft der ersten Kristallschicht ähnlich der einer Schicht hoher Permeabilität (beispielsweise einen Fe-Ni-Dünn film) ist, die zwischen der Basisschicht und dem Co-Cr- Dünnfilm des gebräuchlichen Aufzeichnungsmediums vor gesehen ist. Folglich kann die erste Kristallschicht mit geringer Koerzitivfeldstärke Hc(//) als Schicht hoher Permeabilität benutzt werden, und die zweite Kristallschicht mit großer Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) kann als die senkrechte Magnetisierungsschicht oder Quermagnetisierungsschicht benutzt werden. Daher kann das Aufzeichnungsmedium mit einem einzigen Dünnfilm, der auf der ersten und zweiten Kristallschicht auf gebaut ist, als Film gelten, der dieselben Funktionen wie ein gebräuchliches Quermagnetisierungsaufzeich nungsmedium aufweist, das eine Doppelfilmanordnung oder Doppelschichtanordnung aufweist.

Im folgenden wird beschrieben, wie sich die ma gnetischen Eigenschaften ändern und die Wiedergabeaus gangssignale unterscheiden, wenn die Zusammensetzung und die Dicke des Co-Cr-Nb-Dünnfilmes und des Co-Cr-Ta- Dünnfilmes geändert werden. Die Beschreibung erfolgt an Hand der Tabelle I bis III und der Fig. 12A bis 17. Die Tabelle I zeigt verschiedene magnetische Eigen schaften für Fälle bei denen die Zusammensetzung und die Filmdicken des Co-Cr-Dünnfilmes und des Co-Cr-Nb- Dünnfilmes geändert sind. Die Fig. 12A bis 12E sind graphische Darstellungen, die die Schichtebenen M-H- Hystereseschleifen des dünnen Filmes aus Tabelle I darstellen. In der Tabelle I gibt δ die Filmdicke an, Ms die Sättigungsmagnetisierung, Hc(⟂) die senkrechte Magnetisierung, Hc(//) die Schichtebenenmagnetisierung, Mr(//)Ms das Schichtebenenrechteckigkeitsverhältnis und Mr(//) die remanente Magnetisierung des Dünnfilmes in Schichtebene. In der letzten Spalte gibt Hk die senkrechte anisotrope magnetische Feldstärke an.

Tabelle I

Aus den Fig. 12A bis 12E und der Tabelle kann geschlossen werden, daß auch dann, wenn das Nb als drittes Element dem Co-Cr hinzugefügt wird, die Ko erzitivfeldstärke Hc(⟂), die zur senkrechten Ma gnetisierung beiträgt, groß ist, wenn der Sprung auf tritt, wie dies durch die Pfeile C und D in den Fig. 12A und 12D angezeigt ist. Jedoch ist die Koerzitiv feldstärke Hc(⟂) klein, wenn der Sprung nicht auf tritt. Tritt der Sprung auf, so ist darüber hinaus die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristall schicht geringer als angenähert 1,433×10⁴ A/m (180 Oe), die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) der zweiten Schicht ist angenähert größer als 1,592×10⁴ A/m (200 Oe), die senkrechte Anisotropiemagnetfeldstärke Hk ist klein, und das Schichtebenenrechteckigkeits verhältnis Mr(//)/Ms ist im Vergleich zu dem des Co-Cr-Dünnfilmes groß, der angenähert dieselbe Film dicke aufweist. Das Schichtebenenrechteckigkeitsver hältnis Mr(//)/Ms nimmt allmählich von einer unteren Grenze 0,2 mit abnehmender Filmdicke σ zu. Mit anderen Worten tritt der Sprung auf, der wenn das Schicht ebenenrechteckigkeitsverhältnis Mr(//)/Ms des magnetischen Dünnfilmes insgesamt über 0,2 ist. Eine solche Eigenschaft wurde bislang allgemein als eine ungünstige Bedingung bewertet, wenn der Ringkern mit einer großen magnetischen Flußverteilung als Magnetkopf be nutzt wurde. Wird jedoch die Wiedergabeausgangscharak teristik in Abhängigkeit von der Aufzeichnungswellen länge von diesem Quermagnetisierungsaufzeichnungsme dium mit Co-Cr-Nb-Dünnfilm an Hand der Fig. 13 unter sucht, so geht aus dieser Figur hervor, daß das Wie dergabeausgangssignal, welches mit dem Co-Cr-Nb-Dünnfilm, in dem der Sprung auftritt, erhalten wird, zufriedenstellender als das Wiedergabeausgangssignal ist, welches mit einem Co-Cr-Nb-Dünnfilm, bei dem kein Sprung auftritt, gewonnen wird. Insbesondere ist das Wiedergabeausgangssignal in dem Bereich, in dem die Aufzeichnungswellenlänge kurz ist, besser und zufriedenstellend. Im Bereich kurzer Wellenlängen, d. h. im Bereich, in dem die Aufzeichnungswellenlänge im Bereich von 0,2 bis 1,0 µm liegt, nimmt das Wiedergabeausgangssignal für den Co-Cr-Dünnfilm und auch für den Co-Cr-Nb-Dünnfilm, in dem kein Sprung auftritt, zu. Jedoch ist in dem Fall des Co-Cr-Nb- Dünnfilms, in dem der Sprung auftritt, die Rate, mit der das Wiedergabeausgangssignal zunimmt, größer als die Rate, mit der das Wiedergabeausgangssignal im Fall der Dünnfilme mit den zuvor beschriebenen Film dicken zunimmt. Es kann gefolgert werden, daß der Co-Cr-Nb-Dünnfilm, in dem der Sprung auftritt, ins besondere für die Quermagnetisierung mit kurzer Auf zeichnungswellenlänge geeignet ist. Der Verlauf des Wiedergabeausgangssignals ist eine im kurzen Wellen längenbereich nach unten offene Parabel, jedoch ist im Fall des Co-Cr-Nb-Dünnfilms, bei dem der Sprung auftritt, das Wiedergabeausgangssignal größer als diejenigen, die mit dem Co-Cr-Dünnfilm und dem Co-Cr-Nb-Dünnfilm gewonnen werden, bei denen kein Sprung auftritt, wobei das Ausgangssignal im ganzen Wellenlängenbereich größer ist.

Ähnliche Ergebnisse wie im Fall des beschriebenen Co-Cr-Nb-Dünnfilmes wurden auch für den Co-Cr-Ta-Dünn film erhalten. Die Tabelle II zeigt verschiedene ma gnetische Eigenschaften für Fälle, bei denen die Film dicke des Co-Cr-Dünnfilmes und des Co-Cr-Ta-Dünnfilmes geändert wurden. Die Tabelle II weist dieselben Be zeichnungen wie die Tabelle I auf. Die Fig. 14A bis 14E zeigen entsprechend die graphischen Darstellungen der Schichtebenen M-H-Hystereseschleifen für die in Tabelle II aufgeführten Dünnfilme. Die Fig. 15 zeigt den Verlauf des wiedergegebenen Ausgangssignals in Ab hängigkeit von der Aufzeichnungswellenlänge für das Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium mit dem Co-Cr-Ta- Dünnfilm.

Tabelle II

Wie bereits beschrieben wurde, kann davon ausge gangen werden, daß die Verbesserung in der Wiederga beausgangscharakteristik im kurzen Wellenlängenbereich aufgrund des Sprunges auftritt. Die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristallschicht im Magnetfilm, in dem der Sprung auftritt, ist geringer als die Ko erzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristallschicht in dem Magnetfilm, in dem kein Sprung auftritt.

Im folgenden wird an Hand der Tabelle III und der Fig. 16 und 17 der Bereich des Koerzitivfeld stärkenverhältnisses beschrieben, bei dem der Sprung auftritt. Hierbei entspricht das Koerzitivfeldstärken verhältnis dem Verhältnis Hc(//)/Hc(⟂) zwischen der Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristall schicht und der Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) der zweiten Kristallschicht. Die Tabelle III zeigt einen Vergleich von verschiedenen magnetischen Eigenschaften der Co-Cr-Nb-Dünnfilme und der Co-Cr-Ta-Dünnfilme, in denen jeweils der Magnetisierungssprung auftritt, und die verschiedenen magnetischen Eigenschaften des Co-Cr-Nb-Dünnfilmes und des Co-Cr-Dünnfilmes, in denen kein solcher Sprung auftritt. Die Bezeichnungen in der Tabelle III entsprechen den bereits in Tabelle I und II benutzten Bezeichnungen. Darüber hinaus zeigen in Tabelle III die römischen Ziffern I bis VI in der linken Spalte der Tabelle die sechs verschiedenen Fälle an, und diese Bezeichnung ist auch in den Fig. 16 und 17 benutzt. Die Fälle I bis VI repräsentieren jeweils die Fälle, bei denen die Zusammensetzung des Dünnfilmes den folgenden at-Prozenten entspricht: Co_84,8Cr_13,4Ta_1,8, Co_84,1Cr_13,2Nb_2,7, Co_83,3Cr_13,1Nb_3,6, Co_83,3Cr_13,1Nb_3,6 Co_85,3Cr_13,4Nb_1,3 und Co₈₁Cr₁₉. Ferner zeigt das Wort "ja" der letzten Zeile "Sprung" an, daß der Sprung auftritt und entsprechend das Wort "nein", daß der Sprung jeweils nicht auftritt. Die angegebenen Daten für die Fälle II, V und VI entsprechen den Daten in Tab. I.

Tabelle III

Die Fig. 16 und 17 zeigen graphische Darstel lungen, die jeweils die Beziehung zwischen der Auf zeichnungswellenlänge und dem wiedergegebenen Aus gangssignale verdeutlichen, wobei die Quermagnetisie rungsaufzeichnung und Wiedergabe jeweils mit den in Tabelle III aufgeführten dünnen Filmen durchgeführt wurde.

Werden Nb oder Ta dem Co-Cr als drittes Element, hinzugefügt, wie in der Tabelle III aufgeführt ist, so ist die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂), die zu der senkrechten Magnetisierung beiträgt, groß, wenn der Sprung auftritt, jedoch ist die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) klein, wenn der Sprung nicht auftritt. Wird der Verlauf des Ausgangssignals in Abhängigkeit von der aufgezeichneten Wellenlänge für den Co-Cr-Nb-Dünnfilm und den Co-Cr-Ta-Dünnfilm (im folgenden der Einfachheit halber als Co-Cr-Nb(Ta)-Dünnfilme be zeichnet) an Hand der Fig. 16 und der Fig. 17 verglichen, so wird deutlich, daß die wiedergegebenen Aus gangssignale, die mit den Co-Cr-Nb(Ta)-Dünnfilmen ge wonnen werden, zufriedenstellender sind als die wie dergegebenen Ausgangssignale, die mit Co-Cr-Nb(Ta)- Dünnfilmen, in denen kein Sprung auftritt, und dem Co-Cr-Dünnfilm gewonnen werden.

Andererseits beträgt, wie in der Tabelle III auf geführt ist, das Koerzitivverhältnis Hc(//)/Hc(⟂) für den Dünnfilm, bei dem der Sprung auftritt, weniger als 1/5. Ferner weist der Dünnfilm, in dem kein Sprung auftritt, ein großes Koerzitivfeldstärkenverhältnis Hc(//)/Hc(⟂) in der Größenordnung von 1,6, auf, entsprechend den experimentellen Ergebnissen, die die Er finder der vorliegenden Anmeldung ermittelten, kann davon ausgegangen werden, daß die Obergrenze für das Koerzitivfeldstärkenverhältnis Hc(//)/Hc(⟂), bei dem der Sprung auftritt, angenähert 1/5 ist. Im allgemeinen kann angenommen werden, daß die Koerzitivfeld stärke Hc(⟂) der für die Quermagnetisierungsauf zeichnung und Wiedergabe geeigneten Quermagnetisie rungsschicht angenähert 1,194×10⁵ A/m (1500 Oe) be trägt. Die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten für die Funktion als Schicht hoher Permeabilität geeigneten Kristallschicht liegt im Mittel in der Größenordnung 2,388×10³ A/m (30 Oe). Folglich kann davon ausgegangen werden, daß die untere Grenze des Koerzitivfeld stärkenverhältnisses Hc(//)/Hc(⟂) nahezu 1/50 ist. Es ist mit anderen Worten nötig, ein Quermagnetisierungs aufzeichnungsmedium zu realisieren, das inbesondere im kurzen Wellenlängenbereich ein zufriedenstellendes Wiedergabeausgangssignal liefert, indem das Koerzitiv feldstärkenverhältnis Hc(//)/Hc(⟂) zu einem ausge wählten Wert angesetzt ist, der größer oder gleich 1/50 ist und kleiner oder gleich 1/5, wenn die Magnetschicht gebildet wird, so daß der Sprung auftritt. Der Wert des Koerzitivfeldstärkenverhältnisses Hc(//)/Hc(⟂) kann eingestellt werden, indem die Zusammensetzung des magnetischen Materials verändert wird und die Sputter bedingungen geeignet ausgewählt werden.

Im folgenden wird näher begründet, warum das wiedergegebene Ausgangssignal verbessert ist, wenn der Sprung in der Magnetschicht auftritt. Wird die Magnet schicht durch Aufsputtern des Co-Cr-Nb oder Co-Cr-Ta gebildet, so entsteht eine erste Kristallschicht 12 feiner Körnung mit einer kleinen Koerzitivfeldstärke Hc(//) von weniger als 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) in unmittelbarer Nähe auf einer Basisschicht 11. Ferner bildet sich eine zweite Kristallschicht 13 grober Körnung mit einer hohen Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) von angenähert über 1,592×10⁴ A/m (200 Oe) auf der ersten Kristallschicht 12, wie dies in Fig. 18 darge stellt ist. Folglich ist die magnetische Schicht aus der ersten und zweiten Kristallschicht 12 und 13 aufgebaut. Da das Koerzitivfeldstärkenverhältnis Hc(//)/Hc(⟂) zwischen der Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristallschicht 12 und der Koerzitivfeld stärke Hc(⟂) der zweiten Kristallschicht 13 auf einen Wert größer oder gleich 1/50 und kleiner oder gleich 1/5 festgesetzt ist, tritt der Sprung in der Magnetschicht auf, die aus der ersten und zweiten Kristallschicht 12 und 13 gebildet ist. Aus diesem Grund kann davon ausgegangen werden, daß der magnetische Fluß von einem Magnetkopf 14 die zweite Kristall schicht 13 durchdringt, die erste Kristallschicht 12 erreicht und in Schichtebenenrichtung innerhalb der ersten Kristallschicht 12, die die geringe Koerzitiv feldstärke Hc(//) und die hohe Permeabilität aufweist, fortschreitet. Dabei wird die zweite Kristallschicht 13 in der Querrichtung oder in der senkrechten Richtung durch den magnetischen Fluß magnetisiert, der außer ordentlich schnell den Magnetpolbereich des Magnetkopfes 14 erreicht. Folglich beschreibt das Verlaufs muster der magnetischen Kraftlinien vom Magnetkopf 14 einen im wesentlichen U-förmigen Verlauf, wie durch die Pfeile in Fig. 18 angedeutet ist. Da der magnetische Fluß die zweite Kristallschicht 13 bei einer vor bestimmten Quermagnetisierungsaufzeichnungsposition scharf und deutlich durchdringt, wird die zweite Kri stallschicht 13 der Quermagnetisierung unterworfen, die eine große remanente Magnetisierung bewirkt. Be trachtet man die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristallschicht 12 für den Fall, bei dem der Sprung auftritt und für den Fall, bei dem der Sprung nicht auftritt, wenn die Schichtebenen M-H-Hysteresescharak teristik so ist, daß das Schichtebenenrechteckigkeits verhältnis Mr(//)/Ms über 0,2 ist, so ist die Koerzi tivfeldstärke Hc(//) für den Fall des auftretenden Sprunges kleiner als die Koerzitivfeldstärke Hc(//) für den Fall, bei dem kein Sprung auftritt. Es ist wünschenswert, daß die erste Kristallschicht 12 eine hohe Permeabilität aufweist, so daß die erste Kri stallschicht 12 die zuvor beschriebene Funktion einer Schicht hoher Permeabilität aufweist. Folglich kann man davon ausgehen, daß ein zufriedenstellendes Wie dergabeausgangssignal mit der magnetischen Schicht, die beispielsweise aus den Co-Cr-Nb(Ta)-Dünnfilmen besteht, erhalten werden kann, wobei diese magnetische Schicht eine Inschichtebene M-H-Hysteresecharakteristik aufweist, in der ein steiler Anstieg in der Umgebung des Ursprungs vorliegt und der Sprung auftritt. Ent sprechend den von den Erfindern durchgeführten Ex perimenten wurde ein zufriedenstellendes Wiedergabe ausgangssignal gewonnen, wenn die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristallschicht 12 unter 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) betrug die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) der zweiten Kristallschicht 13 über 1,592×10⁴ A/m (200 Oe) war, wobei der Meßfehler und andere Einflüsse in Betracht gezogen wurden.

Betrachtet man andererseits die Dicke der dünnen Co-Cr-Nb(Ta)-Filme, so nimmt die Dicke der zweiten Kristallschicht 13 zu, wenn die Filmdicke des Dünn filmes ansteigt, wohingegen die Dicke der ersten Kri stallschicht 12 angenähert konstant bleibt. Infolgedessen nimmt der Abstand zwischen dem Magnetkopf 14 und der ersten Kristallschicht 12 zu, wenn die Filmdicke des Dünnfilmes vergrößert wird. Infolgedessen erreichen die magnetischen Kraftlinien des Magnetkopfes 14 bei einer großen Dicke des Dünnfilmes die erste Kristall schicht 12 nicht, sondern erreichen den Magnetpol des Magnetkopfes 14 lediglich, indem sie durch die zweite Kristallschicht 13 hindurchgehen, wie dies in Fig. 19 dargestellt ist. Folglich ist die Magnetisierungsrichtung gestreut, und es ist nicht möglich, eine starke senkrechte Magnetisierung zu erzielen.

Wie weiter oben bereits beschrieben wurde, be trägt die untere Grenze für die Filmdicke der Magnet schicht insgesamt, bei welcher die Sprunggröße σ _j und die Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) noch steil an steigen, d. h. der Sprung auftritt, ungefähr 0,05 µm bis 0,15 µm. Andererseits weist die erste Kristall schicht 12 eine außerordentlich geringe Dicke in dem Bereich 0,05 bis 0,15 µm auf, und die zweite Kristall schicht 13 funktioniert zufriedenstellend als Quer magnetisierungsschicht, wenn die Dicke der zweiten Kristallschicht 13 in der Größenordnung 0,2 µm liegt. Folglich kann die Filmdicke der magnetischen Schicht, die durch die erste und zweite Kristallschicht 12 und 13 aufgebaut ist, außerordentlich gering, d. h. unter 0,3 µm sein.

Ist die Filmdicke der Co-Cr-Nb(Ta)-Dünnfilme klein ausgebildet, so ist der Abstand zwischen dem Magnetkopf 14 und der ersten Kristallschicht 12 ebenfalls gering. Infolgedessen erreichen die magnetischen Kraftlinien vom Magnetkopf mit Sicherheit die erste Kristallschicht 12 und dringen in diese ein, und das Verlaufsmuster der magnetischen Kraftlinien beschreibt die im wesentlichen U-förmige Verlaufsform, wie sie zuvor in Ver bindung mit Fig. 18 bereits erläutert wurde. In diesem Fall ist der magnetische Fluß, der zur Quermagnetisie rung beiträgt, in der senkrechten Richtung außerordentlich scharf ausgebildet, und es ist daher möglich, eine zufriedenstellende Quermagnetisierungsaufzeichnung aufgrund der großen remanenten Magnetisierung durchzu führen. Folglich kann eine zufriedenstellende Quer magnetisierungsaufzeichnung erzielt werden, wenn die Filmdicke der Co-Cr-Nb(Ta)-Dünnfilm klein ist. Darüber hinaus kann die Dicke des Aufzeichungsmediums klein ausgebildet sein, um sicherzustellen, daß die erwünschte Flexibilität des Aufzeichnungsmediums ge währleistet ist, so daß stets ein zufriedenstellender Kontaktzustand zwischen dem Magnetkopf und dem Auf zeichnungsmedium aufrechterhalten werden kann, ent sprechend den durchgeführten Experimenten war es möglich, ein zufriedenstellendes Wiedergabeausgangssignal auch dann zu erhalten, wenn die Filmdicke des Dünn filmes im Bereich von 0,1 bis 0,3 µm lag.

Da die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristallschicht 12 nicht Null ist, sondern in der Größenordnung von 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) liegt, ist es möglich, die erste Kristallschicht 12 bis zu einem Ausmaß zu magnetisieren, welches dieser kleinen Ko erzitivfeldstärke Hc(//) entspricht. Wird die Quer magnetisierung ausgebildet, so werden eine Vielzahl von Magneten, die in Übereinstimmung mit einem vorbestimmten Bitintervall umgekehrte Magnetisierungsrichtungen aufweisen, alternierend in der zweiten Kristallschicht 12 ausgebildet, wie dies in Fig. 20 angezeigt ist. Anderer seits bildet sich ein magnetischer Fluß in der ersten Kristallschicht 12 aus, der durch die Pfeile in Fig. 20 angedeutet ist und der die unteren Enden von aneinander grenzenden Magneten verbindet. Infolgedessen tritt kein Demagnetisierungsphänomen zwischen den aneinandergrenzenden Magneten in der zweiten Kristallschicht 13 auf, wobei dieses Phänomen insbesondere zu beobachten ist, wenn die Dichte zwischen den aneinandergrenzenden Ma gneten hoch ist. Mit anderen Worten tritt dieses Phänomen insbesondere dann auf, wenn die Aufzeichnungswellenlänge kurz ist, und aus diesem Grund ist es möglich, das Wie dergabeausgangssignal im kurzen Wellenlängenbereich be trächtlich zu verbessern. Darüber hinaus werden die Co-Cr-Nb(Ta)-Dünnfilme, die jeweils aus der Schicht hoher Koerzitivfeldstärke und der Schicht geringer Koerzitiv feldstärke aufgebaut sind, durch ein kontinuierliches Sputterverfahren hergestellt. Folglich ist es unnötig, die Sputterbedingungen zu variieren, noch ist es nötig, das Target zur Ausbildung dieser beiden Schichten, die den Dünnfilm bilden, auszutauschen. Infolgedessen sind die Verfahren zur Herstellung des Co-Cr-Nb(Ta)- Dünnfilms vereinfacht, die Sputterzeit kann redu ziert werden und es ist möglich, das Quermagnetisie rungsaufzeichnungsmedium mit geringen Kosten und einer hohen Produktivität herzustellen. Darüber hinaus wird das Barkhausenrauschen nicht erzeugt, und es ist möglich, eine zufriedenstellende Quermagnetisierungsauf zeichnung und Wiedergabe zu erzielen, weil das Koerzitiv feldstärkenverhältnis Hc(//)/Hc(⟂) auf einen Wert festgesetzt ist, der größer oder gleich 1/50 und kleiner oder gleich 1/5 ist und die Koerzitivfeldstärke Hc(//) der ersten Kristallschicht 12 im Vergleich zu der Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) der zweiten Kristallschicht 13 nicht beträchtlich klein ist.

Im folgenden wird ein Ausführungbeispiel für ein Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäßen Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums beschrieben, welches die zuvor erläuterten überlegenen Eigenschaften aufweist. Zunächst wird jedoch ein Beispiel für ein gebräuchliches Verfahren zur Herstellung eines Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums mit Doppel filmanordnung beschrieben. Das mit diesem gebräuchlichen Verfahren hergestellte Quermagnetisierungsauf zeichnungsmedium weist eine Basisschicht, eine Schicht hoher Permeabilität (beispielsweise ein Ni-Fe-Film) auf, der auf der Basisschicht ausgebildet ist, und einen Co-Cr-Film, der auf dem Ni-Fe-Film vorgesehen ist.

Wie in der Fig. 21 gezeigt ist, weist ein Sputtergerät 25 im wesentlichen eine Kammer 22 auf, die eine Ni-Fe-Legierung als Target 21 enthält. Weiterhin weist diese Kammer 22 eine Kammer 24 auf, die eine Co-Cr-Legierung als ein Target 23 aufweist, sowie Vorrats- und Aufwickelspulen 32 und 33. Der Ni-Fe-Film wird innerhalb der Kammer 22 auf einer Basisschicht oder einem Basisfilm 28 aufgedampft, welcher aus der Vorratsspule 26 gespendet wird und auf der Aufwickelspule 27 aufgenommen wird. Daraufhin wird der Co-Cr-Film innerhalb der Kammer 24 auf dem Ni-Fe-Film, der zuvor auf dem Basisfilm 28 ausgebildet wurde, aufgesputtert. Als Ergebnis liegt das Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium mit Doppel filmanordnung vor, wobei in diesem Quermagnetisierungs aufzeichnungsmedium die Magnetschicht aus zwei unab hängig voneinander hergestellten Filmen besteht.

Jedoch wird gemäß dieses gebräuchlichen Verfahrens eine amorphe Ni-Fe-Legierung oder auch eine ähnliche Legierung auf dem Basisfilm 28 bei vorbestimmten Sputterbedingungen, die für die Aufbildung eines Films hoher Permeabilität geeignet sind, aufgedampft, und die Co-Cr-Legierung wird auf diesem Ni-Fe-Film, der sich auf dem Basisfilm 28 befindet, unter anderen vorbestimmten, für die Ausbildung der Co-Cr-Schicht geeigneten Sputterbedingungen ausgeführt. Infolgedessen muß zur Herstellung des Quermagnetisierungsaufzeich nungsmediums die Sputterbedingung jedesmal, wenn jeder Film auf der Basisschicht 28 aufgebracht wird, geändert werden, und das Target muß jweils jedesmal aus getauscht werden. Daher ist das gebräuchliche Verfahren insofern ungünstig, weil es unmöglich ist, eine kontinuierliche Bedampfung auszuführen, und die Ver fahrensschritte sind komplex, so daß die Produktivität gering ist.

In Fig. 22 ist ein erstes Ausführungsbeispiel für ein erfindungsgemäßes Sputtergerät 29 dargestellt, welches zur Herstellung des erfindungsgemäßen Quer magnetisierungsaufzeichnungsmediums dient. Das Sput tergerät 29 weist im wesentlichen eine einzige Kammer 30 mit einem einzigen Target 31 auf und entsprechende Vorrats- und Aufwickelspulen 32 und 33. Die Kammer 30 ist mit einem (nicht dargestellten) Vakuumeinstell system verbunden und so ausgelegt, daß innerhalb der Kammer 30 der Restvakuumdruck jeweils eingestellt werden kann. Eine Co-Cr-Nb oder Co-Cr-Ta-Legierung mit vorbestimmter Zusammensetzung wird als das Target 31 verwendet. Ein Basisfilm 34 wird aus der Vorratsspule 32 gespendet, mit der Co-Cr-Nb- oder Co-Cr-Ta-Legierung bedampft, so daß eine Co-Cr-Nb- oder Co-Cr-Ta- Schicht bzw. ein dünner Film auf dem Basisfilm 34 hergestellt wird und wird auf der Aufwickelspule 33 wieder aufgenommen. Wenn die Co-Cr-Nb- oder Co-Cr-Ta- Legierung auf den Basisfilm 34 aufgesputtert wird, bildet sich zunächst die erste Kristallschicht feiner Körung auf dem Basisfilm 34, bis die Filmdicke einen vorbestimmten Wert erreicht und die zweite Kristall schicht grober Körnung kontinuierlich auf der ersten Schicht ausgebildet wird. Infolgedessen kann der ma gnetische Film, der aus der ersten und zweiten Kri stallschicht aufgebaut ist, die die jeweils dieselbe Zusammensetzung aufweisen, jedoch unterschiedliche Korngrößen besitzen und auf dem Film 34 ausgebildet sind, ohne die Notwendigkeit, das Target auszutauschen, oder die Sputterbedingungen in irgendeiner Weise zu ändern, hergestellt werden. Der auf der ersten und zweiten Kristallschicht gebildete Film wird demnach in einem einzigen Sputterverfahrensschritt herge stellt, und die erste und zweite Schicht werden unter genau denselben Sputterbedingungen ausgebildet.

In Fig. 23 ist ein zweites Ausführungsbeispiel für ein erfindungsgemäßes Sputtergerät 37 zur Herstellung des erfindungsgemäßen Quermagnetisierungs aufzeichnungsmediums dargestellt. In Fig. 23 sind die Teile, die denen in Fig. 22 entsprechen, mit denselben Bezugszeichen versehen, und auf ihre Be schreibung ist verzichtet. Die Kammer 30 des Sputter geräts 37 weist mehrere Targets 35 und 36 auf. Bei spielsweise wird eine Co-Cr-Legierung als Target 35 und ein drittes Element Nb (oder Ta) als Target 36 benutzt. In diesem Fall werden das Co-Cr- und Nb (oder Ta) gemischt, bevor sie den Basisfilm 34 er reichen, und ein Co-Cr-Nb (oder Co-Cr-Ta)-Dünnfilm wird durch Aufdampfen auf den Basisfilm 34 ausgebildet. Es ist infolgedessen möglich, die in großen Mengen benötigte Co-Cr-Legierung und das nur in ge ringen Mengen benötigte dritte Element unabhängig von einander zu handhaben. Die Zusammensetzung des Ma gnetfilmes kann dann durch eine unabhängige Steuerung der Targets 35 und 36 eingestellt werden. Infolgedessen ist es möglich, die Verfahrensschritte zur Aus bildung und Herstellung des Magnetfilmes zu vereinfachen, die Sputterzeit zu reduzieren, so daß das Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium mit geringen Kosten und einer hohen Produktivität herstellbar ist.

In den beschriebenen ersten und zweiten Ausfüh rungsbeispielen werden Sputtergeräte 29 und 37 zur Herstellung des Magnetfilms auf dem Basisfilm beschrieben, wobei Sputterverfahren angewendet werden. Jedoch ist das Verfahren zur Herstellung des Magnetfilmes auf dem Basisfilm nicht auf diese Sputterverfahren begrenzt, sondern es ist beispielsweise möglich, andere Verfahren zur Herstellung des dünnen Filmes, wie beispielsweise Vakuumablagerungsverfahren und chemische Dampfanlage rungsverfahren, zu verwenden.

Die vorliegende Erfindung, d. h. das erfindungs gemäße Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium und das Herstellungsverfahren hierfür, sind nicht auf die beschriebenen Ausführungsbeispiele beschränkt, sondern es sind statt dessen zahlreiche Abwandlungen und Änderungen denkbar, ohne von der Erfindungsidee abzuweichen oder den Schutzumfang der vorliegenden Erfindung zu verlassen.

Claims

1. Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium, auf dem ein Signal aufgezeichnet wird und von dem dieses Signal mit einem Magnetkopf abgetastet wird, wobei das Quermagnetisie rungsaufzeichnungsmedium eine Aufzeichnungsträgerschicht aufweist, eine auf dieser Aufzeichnungsträgerschicht aus gebildete Schicht geringer Koerzitivfeldstärke, die in Schichtebene dieser Schicht eine geringe Koerzitivfeld stärke aufweist, und eine Schicht hoher Koerzitivfeldstärke, die unmittelbar auf dieser Schicht geringer Koerzitivfeld stärke ausgebildet ist und eine hohe Koerzitivfeldstärke in einer Richtung senkrecht zur Oberfläche der Schicht geringer Koerzitivfeldstärke aufweist, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht geringer Koerzitivfeldstärke (12) und die Schicht hoher Koerzitivfeldstärke (13) aus demselben magnetischen Material hergestellt sind, das Kobalt-Chrom, dem zumindest eines der Elemente Niob oder Tantal hinzugefügt ist, enthält, das die Schicht geringer Koerzitivfeldstärke (12) eine Koerzitivfeldstärke in Schichtebene im Bereich von 795,9 A/m (10 Oe) und 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) sowie eine Schichtdicke im Bereich von 0,05 µm bis 0,15 µm aufweist und daß die Schicht (13) hoher Koerzitivfeldstärke eine senkrecht gerichtete Koerzitivfeldstärke gleich oder größer als 1,592×10⁴ (200 Oe) aufweist.

2. Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht (12) geringer Koerzitivfeldstärke eine erste Kristallschicht (12) mit feiner Körnung aufweist und daß die Schicht (13) hoher Koerzitivfeldstärke eine zweite Kristallschicht (13) von grober Körnung aufweist.

3. Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht (12) geringer Koerzitivfeldstärke und die Schicht (13) hoher Koerzitivfeldstärke eine magnetische Schicht bilden, die in Schichtebene eine M-H- Hysteresekennlinie aufweist, die in Schichtebene durch eine M-H-Hystereseschleife beschrieben wird, welche in der Nähe des Ursprungs einen steilen Anstieg auf weist.

4. Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß diese magnetische Schicht in Schichtebene eine M-H-Hysteresekennlinie aufweist, die in Schichtebene durch eine M-H-Hystereseschleife beschrieben wird, in der in Schichtebene ein Rechteckigkeitsverhältnis von über 0,2 vorliegt.

5. Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht (12) geringer Koerzitivfeldstärke und die Schicht (13) hoher Koerzitivfeldstärke eine ma gnetische Schicht bilden, die insgesamt eine Dicke von weniger als 0,3 µm aufweist.

6. Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Schicht (12) geringer Koerzitivfeldstärke und die Schicht (13) hoher Koerzitivfeldstärke eine ma gnetische Schicht bilden, die in senkrechter Richtung eine Anisotropiemagnetfeldstärke unter 3,184×10⁵ A/m (4000 Oe) aufweist.

7. Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß ein Koerzitivfeldstärkenverhältnis Hc(//)/Hc(⟂) zwischen der Koerzitivfeldstärke in Schichtebene Hc(//) der Schicht (12) geringer Koerzitivfeldstärke und der senkrechten Koerzitivfeldstärke Hc(⟂) der Schicht (13) hoher Koerzitivfeldstärke größer oder gleich 1/50 oder kleiner gleich 1/5 ist.