DE3610431C2

DE3610431C2 -

Info

Publication number: DE3610431C2
Application number: DE3610431A
Authority: DE
Inventors: Yasuo Ishizaka; Noboru Watanabe; 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: 1985-03-28
Filing date: 1986-03-27
Publication date: 1991-07-18
Also published as: DE3610431A1; GB2175013A; US4792486A; GB2175013B; GB8607797D0

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedien. Dabei geht die Erfindung von einem Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium mit den Merkmalen im Oberbegriff des Anspruchs 1 aus. Insbesondere betrifft die Erfindung Aufzeichnungsmedien mit senkrechter Magnetisierung oder auch Quermagnetisierung mit zufriedenstellender senkrechter Aufzeichnungs- und Wiedergabecharakteristik.

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 Aufzeichnungsmediums in Längsrichtung des magnetischen Aufzeichnungsmediums (d. h. in einer Schichtebenen-Richtung), wenn aufgezeichnet wird, und nimmt diese Aufzeichnung bei der Wiedergabe wieder auf. Jedoch ist im Zusammenhang mit diesen Längsrichtungsmagnetaufzeichnungssystemen 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 Entmagnetisierung zu beseitigen, ist bereits ein Quermagnetisierungsaufzeichnungssystem vorgeschlagen worden, bei dem der Magnetkopf die magnetische Schicht des Aufzeichnungsmediums in einer Richtung senkrecht zur magnetischen Schicht magnetisiert. Entsprechend dieser Quermagnetisierungsaufzeichnungssysteme wird das Entmagnetisierungsfeld mit wachsender Dichte der magnetischen Aufzeichnung gering, und es ist theoretisch möglich, eine zufriedenstellende magnetische Aufzeichnung hoher Dichte zu rea lisieren, in der keine Abnahme der remanenten Magnetisierung auftritt.

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

Jedoch weist wegen der Hinzufügung von Chrom (Cr) Kobalt (Co) eine derartige Orientierung auf, daß die Achse in der leichten Magnetisierung hiervon angenähert senkrecht zu dem Co-Cr-Film ist, jedoch keine vollständig senkrechte Achse der leichten Magnetisierung vorliegt. Es ist daher unmöglich, ein extrem starkes senkrechtes anisotropes magnetisches Feld für das Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium mit dem Co-Cr-Film zu erzielen. Folglich gibt es ein weiteres Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium, in dem ein drittes Element dem Co-Cr hinzugefügt ist, so daß die Achse der leichten Magnetisierung des Co in ausreichendem Maße senkrecht zum Film ist. Beispielsweise wird Niob (Nb) oder Tantal (Ta) dem Co-Cr als drittes Element hinzugefügt. In diesem Fall ist aufgrund der Hinzufügung von Nb oder Ta die Orientierung des Co so verbessert, daß die Achse der leichten Magnetisierung in ausreichendem Maße senkrecht zum Film ist, jedoch nimmt die Sättigungsmagnetisierung des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums mit dem Hinzufügen von Cr und Nb (oder Ta) ab, die im Gegensatz zu Co, welches ein ferromagnetisches Material ist, nichtmagnetische Materialien sind. Infolgedessen ergibt sich der Nachteil, daß wegen der Sättigungsmagnetisierung es nicht möglich ist, ein hohes Wiedergabeausgangssignal zu erzielen.

Aus diesem Grund ist ein Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium mit einer Doppelfilmanordnung vorgeschlagen worden. Entsprechend diesem Aufzeichnungsmedium ist ein Film mit hoher Permeabilität, d. h. ein Film geringer Koerzitivstärke wie beispielsweise ein Nickel-Eisen- (Ni-Fe)-Film zwischen dem Co-Cr-Film und dem Basisfilm ausgebildet. Der magnetische Fluß, der innerhalb des Film hoher Permeabilität streut, wird zu dem Magnetpol des Quermagnetisierungskopfes bei einer vorbestimmten magnetischen Aufzeichnungsposition hin konzentriert, um eine starke Magnetisierung zu erzielen, die in der senkrechten Richtung liegt und nicht in die Längsrichtung des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums streut. Jedoch ist im Fall des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums mit Doppelfilmanordnung die Koerzitivfeldstärke des Films hoher Permeabilität außerordentlich gering im Vergleich zur Koerzitivfeldstärke des Co-Cr-Filmes und es ergibt sich der Nachteil, daß Barkhausen-Rauschen erzeugt wird. Beispielsweise beträgt die Koerzitivfeldstärke des Co-Cr- Filmes mehr als 5,57×10⁴ A/m (700 Oe) und die Koerzitivfeldstärke des Films hoher Permeabilität beträgt weniger als 795,9 A/m (10 Oe). Um die Entstehung von Barkhausen- Rauschen zu verhindern, muß der Film oder die Schicht hoher Permeabilität eine Koerzitivfeldstärke aufweisen, die zumindest über 795,9 A/m (10 Oe) liegt, jedoch gibt es kein geeignetes Material, das dieser Forderung genügt und gleichzeitig als Film hoher Permeabilität benutzt werden kann.

Auch die Einbeziehung der im folgenden erläuterten Schriften löst die obigen Probleme nicht.

Die nicht vorveröffentlichte EP 01 40 513 A1 umfaßt neben einer Trägerschicht und einer oberen magnetischen Aufzeichnungsschicht im Gegensatz zum obigen Stand der Technik nur eine dazwischenliegende nichtmagnetische Schicht. Beide Schichten oberhalb der Trägerschicht enthalten z. -B. Co-Cr-Ta, jedoch liegt nur eine einzige magnetische Schicht vor, und die andere ist nichtmagnetisch.

Das Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium der im Oberbegriff des Patentanspruchs 1 gewürdigten DE-OS 34 26 178 weist zwar zwei magnetische Schichten auf, von denen die obere aus einer Kobalt-Chrom-Legierung mit geeignetem Rh-Zusatz besteht. In der unteren Schicht hoher Permeabilität aus amorpher Kobaltlegierung müssen dem Basismaterial Kobalt sowohl Hf (1 bis 5 at% wegen der Aufrechterhaltung eines Mindestmaßes an Sättigungsmagnetisierung Bs) als auch Ta (4 bis 10 at%, um die Koerzitivkraft Hc in Richtung der Achse der schweren Magnetisierung zu verringern und die Permeabilität µ_e zu erhöhen) hinzugefügt werden. Nur für genau diese Zusammensetzungen der unteren Schicht können die guten magnetischen Eigenschaften der oberen Schicht zur Wirkung kommen. Somit ist ein Fall, daß auch die untere Schicht eine Kobalt-Chrom-Schicht ohne Hf ist, ausgeschlossen. Wie zudem aus den Fig. 1 und 2 dieser Schrift hervorgeht, liegt bei den erforderlichen Hf- und Ta-Gehalten die Koerzitivfeldstärke in Schichtebene der unteren Schicht deutlich unter 1 Oe. Mit einem derartig geringen Hc-Wert gegenüber der hohen senkrechten Koerzitivfeldstärke der darüberliegenden Schicht ist jedoch mit Barkhausenrauschen zu rechnen. Auch dürften bei hoher Aufzeichnungsdichte Entmagnetisierungsphänomene zwischen aneinandergrenzenden Magneten auftreten. Die beiden magnetischen Schichten bedingen zudem mit jeweils etwa 0,3 µm insgesamt eine sehr große Schichtdicke, was einer guten Flußdurchdringung/ Kopfkontaktierung nicht förderlich ist.

Die DE-OS 28 42 609 geht inhaltlich im wesentlichen nicht über den Umfang der DE-OS 34 26 178 hinaus. Außerdem ist, wie aus der Tabelle I dieser Schrift hervorgeht, die Schicht geringer Koerzitivkraft eine Ni-Fe-Mo-Schicht, die kein Kobalt enthält. Es ist lediglich an einer Stelle angegeben, daß die Koerzitivkraft der Schicht geringer Koerzitivfeldstärke nicht höher als 1/5 der der oberen Schicht sein soll, die eine Koerzitivfeldstärke von bis zu 2000 Oe aufweist. Ferner ist aus Gründen von Haft- und Diffusionsproblemen der Schichten zwischen diesen vorzugsweise eine nicht magnetische Zwischenschicht vorgesehen.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ausgehend von den Merkmalen im Oberbegriff des Patentanspruchs 1, ein neues und verbessertes Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium anzugeben, das gute Aufzeichnungs- und Wiedergabeeigenschaften ohne Auftreten von Rausch- und Entmagnetisierungsphänomenen hat.

Diese Aufgabe wird durch den Gegenstand des Patentanspruchs 1 gelöst.

Entscheidend ist, daß die untere und obere magnetische Schicht des erfindungsgemäßen Aufzeichnungsmediums unterschiedliche Koerzitivfeldstärken aufweisen. Die untere Schicht mit geringer Koerzitivfeldstärke wird als isotrope Schicht und die darüberliegende Co-Cr-Schicht mit hoher Sättigungsmagnetisierung und wesentlich größerer, ausreichend hoher senkrechter Koerzitivfeldstärke wird als Quermagnetisierungsschicht des Aufzeichnungsmediums benutzt.

Gute Wiedergabe- und Aufzeichnungseigenschaften werden insbesondere infolge der Eigenschaften und des Materials der unteren Schicht aus Co-Ct mit Ta- oder Niobzusatz und einer Koerzitivfeldstärke von 759,9 bis 1,75 · 10⁴ A/m (10 bis 200 Oe) erzielt.

Da die Koerzitivfeldstärke in Schichtebene einerseits nicht unter 10 Oe liegt, wird der Barkhauseneffekt vermieden. Durch geänderte prozentuale Zusammensetzungen und Sputterbedigungen kann dieser Wert bis auf 220 Oe erhöht werden, ohne daß hierbei die Zusammensetzungen die magnetischen Eigenschaften der unteren Schicht spürbar verändern.

Im erfindungsgemäßen Aufzeichnungsmedium werden bei senkrechter Magnetisierung eine Vielzahl von Magneten umgekehrter Magnetisierungsrichtung mit vorbestimmten Bitintervall alternierend ausgebildet. Wegen der Koerzitivfeldstärke der unteren Schicht im Bereich von 10 bis 220 Oe wird eine solche Flußkopplung in den unteren Bereichen der benachbarten Magnete innerhalb der unteren Schicht hervorgerufen, daß das Entmagnetisierungsphänomen aufgrund der magnetischen Kopplung benachbarter Magnete in der oberen Schicht auch bei hoher Aufzeichnungsdichte vermieden ist und so ein hohes Wiedergabeausgangssignal gewährleistet ist.

Es sind also hohe Sättigungsmagnetisierungen und remanente Magnetisierungen entmagnetisierungs- und rauschfrei auch für kurze Aufzeichnungswellenlängen mit dem erfindungsgemäßen Medium und den Eigenschaften der unteren und oberen Schichten dieses Mediums erzielbar.

Auch wenn ein vom Magnetkopf erzeugtes Magnetfeld beträchtliche Komponenten in Schichtebene aufweist, ist es möglich, die Aufzeichnung mit resultierender hoher remannenter Magnetisierung auszuführen und so die Effizienz bei Aufzeichnung und Wiedergabe zu verbessern. Darüber hinaus steigt eine Magnetisierungs-(M-H)-Hystereseschleife in Schichtebene in der gesamten Magnetschicht in der Umgebung ihres Ursprungs markant, steil und anormal an, und es tritt der sogenannte Magnetisierungssprung auf. Folglich können die Quermagnetisierungsaufzeichnungs- und -wiedergabecharakteristiken verbessert werden, indem als Magnetschicht die Schicht benutzt wird, in der der Magnetisierungssprung auftritt.

In der vorliegenden Anmeldung ist eine plötzliche Änderung oder eine steile Neigung der M-H-Hystereseschleife in Schichtebene als Magnetisierungssprung bezeichnet und die Höhe des Magnetisierungssprungs wird als Magnetisierungssprunggröße bezeichnet.

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

Fig. 1 eine M-H-Hystereseschleife in Schichtebene für den Fall, daß eine Magnetschicht entsprechend einem Ausführungsbeispiel für das erfindungsgemäße Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium aus einer Kobalt- Chrom-Niob-(Co-cr-Nb)-Dünnschicht besteht, die eine Dicke von 0,2 µm aufweist, wobei ein Magnetfeld von 1,194×10³ kA/m (15 kOe) angelegt ist;

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

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

Fig. 6 eine graphische Darstellung, die eine Koerzitivfeldstärke Hc (//) in Schichtebene, eine senkrechte Koerzitivfeldstärke Hc (┴) und eine Magnetisierungssprunggröße σ_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 senkrechte Koerzitivfeldstärke Hc (┴) und eine Magnetisierungssprunggröße 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 Magnetisierungssprung 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. 12 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Aufzeichnungswellenlänge und dem Wiedergabeausgangssignal für den Fall zeigt, daß die Quermagnetisierungsaufzeichung und -wiedergabe bezüglich jedes der Aufzeichnungsmedien aus Tabelle I mit Hilfe eines Ringkernkopfes durchgeführt werden;

Fig. 13 eine graphische Darstellung, die die Beziehung zwischen der Aufzeichnungswellenlänge und dem Wiedergabeausgangssignal für den Fall zeigt, daß die Quermagnetisierungsaufzeichnungs und -wiedergabe bezüglich jedes der Aufzeichnungsmedien aus Tabelle II mit Hilfe eines Ringkernkopfes durchgeführt werden;

Fig. 14 eine graphische Darstellung, die die M-H-Hystereseschleife in Schichtebene eines in Tabelle I aufgeführten Doppelfilmaufzeichnungsmediums darstellt;

Fig. 15 eine graphische Darstellung, die die M-H-Hystereseschleife in Schichtebene eines in Tabelle II aufgeführten Doppelfilmaufzeichnungsmediums darstellt;

Fig. 16 eine graphische Darstellung, die die M-H-Hystereseschleife in Schichtebene eines in Tabelle III aufgeführten Doppelfilmaufzeichnungsmediums darstellt;

Fig. 17 eine schematische Darstellung zur Erklärung einer Magnetschleife, die innerhalb des Doppelfilmaufzeichnungsmediums durch den Magnetfluß des Ringkernkopfes ausgebildet wird und

Fig. 18 eine schematische Darstellung zur Erklärung, daß untere Bereiche von remanenten Magnetfeldern in einer Kristallschicht grober Körnung über eine Kristallschicht feiner Körnung vereinigt 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 erstes und ein zweites magnetisches Material, die als Target benutzt werden, gesputtert werden. Dabei ist die Trägerschicht oder das Band beispielsweise aus einem Polyimidharz hergestellt, und das erste magnetische, auf die Basischicht gesputterte Material enthält Kobalt (Co), Chrom (Cr) und zumindest ein Element von Niob (Nb) und Tantal (Ta). Das zweite magnetische, auf die Schicht des ersten magnetischen Materials gesputterte magnetische Material besteht aus Co und Cr.

Wenn ein Metall, beispielsweise eine Co-Cr-Legierung auf eine Basisschicht gesputtert wird, so ist bekannt, daß die bedampfte oder gesputterte Schicht nicht dieselbe Kristallstruktur in senkrechter Richtung zur Schichtfläche aufweist. Aus verschiedensten Experimenten und aus Rasterelektronenmikroskopbildern (SEM), die die Oberfläche darstellen, ist bekannt, 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 Kristallschicht erzeugt wird. Beispielsweise wird die Tatsache, daß die erste Kristallschicht im Bodenbereich des gesputterten 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 Analytical 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- Legierung als Basisschicht aufwiesen und denen jeweils ein drittes Element zugefügt war. Dann wurden die physikalischen Eigenschaften der ersten Kristallschicht feiner Körnung, die sich im Bodenbereich des aufge dampften Metallfilms 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 Kristallschicht außerordentlich klein im Vergleich zu der senkrechten Koerzitivfeldstärke der zweiten Kristallschicht war. Die vorliegende Erfindung zeichnet sich dadurch aus, daß die erste Kristallschicht mit der geringen senkrechten Koerzitivfeldstärke als eine isotrope Schicht benutzt wird und daß eine Co-Cr-Schicht mit einer großen Sättigungsmagnetisierung auf der ersten Kristallschicht ausgebildet wird und als Quermagnetisierungsschicht 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 aus Co-Cr-Ta (im folgenden der Einfachheit halber als Dünnschicht bezeichnet) durch ein Sputterverfahren auf einer Basisschicht unter folgenden Bedingungen 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, das von Riken Denshi in Japan hergestellt wird, 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, der von Rigaku Denki in Japan hergestellt wird.

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 Atomgewichtsprozent 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 Schichtebenen-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 Kristallwachstum 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 hypothetisch 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 Besputterungsbedingungen 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 Kristallschicht 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 Anfangsschicht, 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 Einfachheit 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 Kristallschicht 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 Kristallschicht koexistieren. Es soll an dieser Stelle darauf hingewiesen werden, daß dieser Sprung nicht für alle Co-Cr-Nb-Dünnfilme 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 Kristallschicht angesehen werden. Folglich kann die Schichtebenen- 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 als der ersten Kristallschicht besteht, von der Schichtebenen-M-H-Hystereseschleife des Co-Cr-Nb-Dünnfilms subtrahiert, in dem die erste und die zweite Kristallschicht koexistieren. Die experimentellen 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 gesputtert 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 Darstel lung, die die Koerzitivfeldstärke Hc (//), eine senkrechte Koerzitivfeldstärke Hc (┴) (im folgenden der Einfachheit halber als Koerzitivfeldstärke Hc (┴) bezeichnet) und eine Magnetisierungssprunggröße (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 (//) kleiner als 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) und für Schichtdicken unter ,15 µm außerordentlich klein und es kann davon ausgegangen werden, daß die Schichtebenen-Permeabilität groß ist. Darüber hinaus ist eine Differenz zwischen den Koerzitivfeldstärken Hc (┴) und Hc (//) in der Umgebung der Filmdicke, bei der der Sprung auftritt, relativ klein, und es kann geschlossen werden, daß der Co-Cr-Nb-Dünnfilm eine isotrope Schicht 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 Koerzitivfeldstärke Hc (┴) bei Filmdicken von 0,05 bis 0,15 µm von 180 Oe steil an und beträgt bei Filmdicken 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. Die Koerzitivfeldstärken Hc (//) und Hc (┴) der ersten Kristallschicht sind beide unterhalb 1,433×10⁴ A/m (180 Oe) und klein und die erste Kristallschicht ist eine isotrope Schicht, in der die Differenz zwischen den Koerzitivfeldstärken Hc (//) und Hc (┴) klein 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 Gesichtspunkt, daß die Co-Cr-Nb-Dünnfilmschicht aus zwei Schichten mit verschiedenen magnetischen Eigenschaften besteht, 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 Bereiches von 0,05 bis 0,15 µm auf. Ferner ergeben sich geringfügige Änderungen in den Koerzitivfeldstärken Hc (//) und Hc (┴), wenn die obigen Bedingungen geändert werden, und der Wert der Feldstärke Hc (//) ändert sich in einem Bereich von angenähert 795,9 bis 1,75×10⁴ A/m (10 bis 220 Oe). Folglich tritt der Sprung dann auf, wenn die erste Kristallschicht eine Dicke im Bereich von 0,05 bis 0,15 µm aufweist und die Koerzitivfeldstärke im Bereich von angenähert 10 bis 220 Oe liegt.

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 1 bis 10at% hinzugefügt wurde). Wiederum wurde die Co-Cr-Ta-Mischung mit verschiedenen Filmdicken auf der Polyimidkunstharzbasisschicht aufgedampft. Die Fig. 7 zeigt eine graphische Darstellung, in der die Koerzitivfeldstärke Hc (//), die senkrechte Koerzitivfeldstärke Hc (┴), die größe σ_j für alle Filmdicken dargestellt sind, die durch eine gesteuerte Änderung der Besputterungszeit für die Ca-Cr-Ta-Schicht eingestellt wurden. Es ergaben 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. Die Koerzitivfeldstärke Hc (//) und Hc (┴) der ersten Kristallschicht sind beide unterhalb 1,353×10⁴ A/m (170 Oe) und klein, und die erste Kristallschicht ist eine isotrope Schicht, in der die Differenz zwischen den Koerzitivfeldstärken Hc (//) und Hc (┴) klein ist.

Zu den zuvor beschriebenen Experimenten muß erwähnt 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 insbesondere aus den 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 erläuert. 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 Schichtebenen- 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 Magnetisierung in Schichtebene Mr_C der zweiten Kristallschicht ist. Ferner ist die remanente Magnetisierung in Schichtebene Mr_A (//) von beiden zusammen, 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 Magnetisierungsaufzeichnung oder die Quermagnetisierungsaufzeichnung ungeeignet.

Fig. 9 zeigt eine graphische Darstellung, die die Beziehung des Schwingkurvenhalbwerts, d. h. der Halbwertsbreite 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 Abhängigkeit von den Filmdicken darstellt. Der Co-Cr-Dünnfilm ist, abgesehen von der unter (4) beschriebenen Bedingung, 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-Dünnfilms im Anfangsstadium der Filminformation außerordentlich schlecht ist, während die Orientierung des Co-Cr-Dünnfilms im Anfangsstadium der Filmformation zufriedenstellend ist. Jedoch verbessert sich die Orientierung 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-Dünnfilmes. Mit anderen Worten ist die Orientierung des Co-Cr-Nb-Dünnfilms im Anfangsstadium der Filmformation schlecht, d. h. während der Ausbildung der ersten Kristallschicht, jedoch verbessern sich die Orientierungen des Co-Cr-Nb-Dünnfilms schlagartig, wenn die Filmdicke über 0,15 µm zunimmt, d. h., wenn die zweite Kristallschicht gebildet wird. Folglich ist verständlich, daß in dem Fall des Co-Cr-Nb-Dünnfilms zwei Schichten mit verschiedenen magnetischen Eigenschaften in Abhängigkeit von der Filmdicke gebildet werden, und daß die Orientierung der zweiten Kristallschicht zufriedenstellender 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 Darstellungen der Fig. 10 und 11 ist auf der Abszisse jeweils der Winkel R abgetragen, der zwischen der Filmoberflächennormalen und dem angelegten magnetischen Feld vorliegt. Auf der Ordinate ist das Drehmoment abgetragen 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 400 emu/cc und 350 emu/cc (4,0×10⁵ A/m und 3,5×10⁵ A/m) auf.

Im Fall des in Fig. 10A bis 10C dargestellten Co-Cr-Dünnfilms ist die Polarität der Drehmomentkurven für alle drei Filme dieselben, und die Achse der leichten Magnetisierung ist senkrecht zur Filmoberfläche. Im Fall 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 entgegengesetzt, 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 Magnetisierung 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 Eigenschaften 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 Kristallschicht 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 beeinflussen, so daß die anormalen Bereiche in den Drehmomentkurven des als ganzes gemessenen Dünnfilms auftreten. Somit ist auch an 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 Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums benutzt und wird versucht, den gesamten dünnen Film in Richtung senkrecht zur Filmoberfläche entsprechend dem üblichen Konzept zu magnetisieren, 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 beschriebene Sprung auf, so sind die Koerzitivfeldstärken 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 Kristallschicht größer als im Fall, bei dem der 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 Magnetisierungsaufzeichnung 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 Wirksamkeit und Effizienz der senkrechten Magnetisierung der dünnen Schicht insgesamt verschlechtert. Eine solche Verschlechterung in der Effizienz der Quermagnetisierung ist insbesondere bei Benutzung von Magnetköpfen, wie beispielsweise dem Ringkernmagnetkopf, zu beobachten, der ein Magnetfeld erzeugt, das beträchtliche Komponenten in der Schichtebenenrichtung einschließt. Jedoch weist die erste Kristallschicht des erfindungsgemäßen Aufzeichnungsmediums solche Eigenschaften auf, daß die Koerzitivfeldstärke Hc (//) klein ist, d. h. die erste Kristallschicht besitzt eine relativ hohe Permeabilität und isotrope magnetische Eigenschaften. Die Eigenschaften der ersten Kristallschicht sind daher ähnlich denen der Schicht hoher Permeabilität des gebräuchlichen Aufzeichnungsmediums, welche zwischen der Basisschicht und dem Co-Cr-Film vorgesehen ist. Folglich kann davon ausgegangen werden, daß in dem Co- Cr-Nb- oder Co-Cr-Ta-Dünnfilm die erste Kristallschicht mit der geringen Koerzitivfeldstärke Hc (//) als Schicht hoher Permeabilität des Aufzeichnungsmediums benutzt werden kann.

Entsprechend kann man in Betracht ziehen, die erste Kristallschicht als die Schicht hoher Permeabilität zu benutzen, wobei die einzelne Schicht des Co-Cr-Nb- oder Co-Cr-Ta-Dünnfilmes gesputtert wird, und die zweite Kristallschicht als die Quermagnetisierungsschicht oder senkrechte Magnetisierungsschicht zu benutzen. Jedoch ist in dieser einzigen Schicht des Co-Cr-Nb- oder Co- Cr-Ta-Dünnfilms die Menge des zu dem Co-Cr hinzugefügten Nb oder Ta auf eine vorbestimmte Menge, bei der der Sprung auftritt, beschränkt. Wird weiterhin Nb oder Ta, welches nichtmagnetische Materialien sind, zum Co, welches ein ferromagnetisches Material ist, hinzugefügt, so wird die Sättigungsmagnetisierung Ms im Vergleich zu der des Co-Cr-Dünnfilmes klein und es ist unmöglich, eine Quermagnetisierungsaufzeichnung und -wiedergabe mit einem hohen Wiedergabeausgangssignal durchzuführen.

Zieht man die obigen Überlegungen in Betracht, so ergeben sich für das erfindungsgemäße Aufzeichnungsmedium die folgenden Bildungsbedingungen. Demnach wird eine Kristallschicht feiner Körnung eines Co-Cr-Nb- oder Co-Cr-Ta-Dünnfilms auf einer Basis mit solchen Bedingungen ausgebildet, bei denen der zuvor beschriebene Sprung auftritt. Dann wird eine Kristallschicht grober Körnung eines Co-Cr- Dünnfilms mit einer hohen Sättigungsmagnetisierung Ms auf die Kristallschicht des Co-Cr-Nb- oder Co-Cr- Ta-Dünnfilms gesputtert, wobei diese Kristallschicht grober Körnung als eine Schicht benutzt wird, welche zur Quermagnetisierungsaufzeichnung und -wiedergabe beiträgt. In dem Co-Cr-Dünnfilm beträgt die Menge des hinzugefügten Cr in bezug auf Co angenähert 5 bis 20 at%. Die Tabelle I zeigt verschiedene magnetische Eigenschaften eines Aufzeichnungsmediums I mit einem einzigen Film, welches einen einzigen Dünnfilm aus Co-Cr-Nb aufweist, in welchem der Sprung auftritt, ein Aufzeichnungsmedium II mit einem einzigen Film, welches einen einzigen Dünnfilm aus Co-Cr aufweist, und ein Aufzeichnungsmedium III mit Doppelfilmanordnung, welches den zuvor beschriebenen Aufbau aufweist, in dem der Co-Cr-Nb-Dünnfilm als die Kristallschicht feiner Körnung benutzt ist.

Tabelle I

Tabelle II

Das Doppelfilmaufzeichnungsmedium III weist die Kristallschicht feiner Körnung (tiefere Schicht) aus Co- Cr-Nb auf, welche mit solchen Bedingungen auf einer Basisschicht ausgebildet wird, bei denen der Sprung auftritt. Ferner ist die Kristallschicht grober Körnung (obere Schicht) aus Co-Cr auf dieser tieferen Schicht ausgebildet. Die Beziehungen zwischen der Aufzeichnungswellenlänge und dem Wiedergabeausgangssignal sind für Quermagnetisierungsaufzeichnungen und -wiedergaben für jedes der Aufzeichnungsmedien aus Tabelle I und mit Hilfe eines Ringkernkopfes in Fig. 12 dargestellt. Die Tabelle II zeigt verschiedene magnetische Eigenschaften eines Aufzeichnungsmediums IV mit einem einzigen Film, welches einen einzigen Dünnfilm aus Co-Cr-Ta aufweist, in welchem der Sprung auftritt, ein Aufzeichnungsmedium V mit einem einzigen Film, welches einen einzigen Dünnfilm aus Co-Cr aufweist und ein Aufzeichnungsmedium VI mit einer Doppelfilmanordnung, welches den zuvor beschriebenen Aufbau aufweist, in dem der Co-Cr-Ta-Dünnfilm als die Kristallschicht feiner Körnung benutzt wird.

Das Doppelfilmaufzeichnungsmedium VI weist die Kristallschicht feiner Körnung (untere Schicht) aus Co-Cr-Ta auf, die auf der Basisschicht bei Bedingungen ausgebildet ist, bei denen der Sprung auftritt, und die Kristallschicht grober Körnung (obere Schicht) aus Co-Cr ist auf dieser unteren Schicht ausgebildet. Die Beziehungen zwischen der Aufzeichnungswellenlänge und dem Wiedergabeausgangssignal bei Durchführung von Quermagnetisierungsaufzeichnungen und -wiedergaben mit Hilfe eines Ringkernkopfes sind in Fig. 13 für jedes der Aufzeichnungsmedien aus Tabelle II dargestellt. In den Tabellen I und II stellen U und L jeweils obere und untere Schichten des Doppelfilmaufzeichnungsmediums dar, δ gibt die Filmdicken an, Ms die Sättigungsmagnetisierung, Hc (┴) stellt die senkrechte Koerzitivfeldstärke dar, Hc (//) stellt die Koerzitivfeldstärke in Schichtebene dar, Mr (//)/Ms gibt das Rechteckigkeitsverhältnis in Schichtebene wieder, Mr (//) gibt die remanente Magnetisierung in Schichtebene wieder und ΔR50 gibt den Schwingkurvenhalbwert, bzw. die Halbwertsbreite der vom Analysator gelieferten Kurve der hcp-(hexagonal closed packed)-(002)-Ebene an. In den Fig. 12 und 13 sind dieselben Bezeichnungen wie in den Tabellen I und II benutzt, um die Wiedergabeausgangscharakteristik in Abhängigkeit von der Wellenlänge für jedes der Aufzeichnungsmedien I bis VI darzustellen.

Wie aus Tabelle I entnehmbar ist, ist die Sättigungsmagnetisierung Ms des Doppelfilmaufzeichnungsmediums III größer als die Sättigungsmagnetisierung Ms des Aufzeichnungsmediums I mit nur einem einzigen Film, welches den Co-Cr-Nb-Dünnfilm aufweist, in dem der Sprung auftritt. In ähnlicher Weise ist die Sättigungsmagnetisierung Ms des Doppelfilmaufzeichnungsmediums VI größer als die Sättigungsmagnetisierung Ms des Aufzeichnungsmediums IV mit einem einzigen Dünnfilm, welches den Co-Cr-Ta-Dünnfilm aufweist, in dem der Sprung auftritt. Darüber hinaus sind die Koerzitivfeldstärken Hc (┴) der Doppelfilmaufzeichnungsmedien III und VI ausreichend hoch und die magnetischen Eigenschaften der Doppelfilmaufzeichnungsmedien III und VI eigenen sich für die Quermagnetisierungsaufzeichnung und -wiedergabe.

Entsprechend den von den Erfindern durchgeführten Experimenten, wies das Rechteckigkeitsverhältnis Mr (//)/Ms in Schichtebene des unter den vorbestimmten, zuvor beschriebenen Bedingungen hergestellten Doppelfilmaufzeichnungsmediums einen Wert gleich groß oder größer als einen Minimalwert von 0,25 auf.

Andererseits kann man auf der Wiedergabecharakteristik in Abhängigkeit von der Wellenlänge aus Fig. 12 entnehmen, daß das mit der Doppelfilmanordnung III gewonnene Wiedergabeausgangssignal höher als die Wiedergabeausgangssignale der beiden Aufzeichnungsmedien I und II mit einem einzigen Film über den gesamten Aufzeichnungswellenlängenbereich erzielt. Dabei nehmen zwar die Wiedergabeausgangssignale der Aufzeichnungsmedien I und II mit einem einzigen Film im Wellenlängenbereich kurzer Wellenlängen von 1 bis 0,2 µm zu, jedoch nimmt das mit der Doppelfilmanordnung III gewonnene Wiedergabeausgangssignal mit einer wesentlich höheren Rate zu. Infolgedessen ist verdeutlicht, daß das Doppelfilmaufzeichnungsmedium III insbesondere für Quermagnetisierungsaufzeichnungen und -wiedergaben im kurzen Aufzeichnungswellenlängenbereich geeignet sind.

Ähnliche Ergebnisse wie in Fig. 12 werden auch für das Doppelfilmaufzeichnungsmedium VI erhalten, wie dies in Fig. 13 zu sehen ist.

Die Fig. 14 und 15 zeigen jeweils M-H- Hystereseschleifen der Doppelfilmaufzeichnungsmedien III und VI aus den Tabellen I und II für den Fall, daß ein Magnetfeld von 1194 A/m (15 kOe) an die Doppelfilmaufzeichnungsmedien III und VI gelegt wird. Aus den Fig. 14 und 15 geht hervor, daß die M-H- Hystereseschleifen in Schichtebene der Doppelfilmaufzeichnungsmedien III und VI jeweils in der Umgebung ihres Ursprungs einen steilen Anstieg aufweisen, d. h. der sogenannte Sprung tritt auf. Die Sprunggröße des Aufzeichnungsmediums III ist größer als die Sprunggröße des Aufzeichnungsmediums I mit nur einem einzigen Film, welches die in Fig. 1 gezeigte MH-Hystereseschleife in Schichtebene aufweist. In ähnlicher Weise ist die Sprunggröße des Doppelfilmaufzeichnungsmediums VI größer als die Sprunggröße des Aufzeichnungsmediums IV mit dem einzigen Film. Mit anderen Worten weisen die MH-Hystereseschleifen in Schichtebene der Doppelfilmaufzeichnungsmedien III und VI jeweils einen steilen Anstieg in der Umgebung ihres Ursprungs auf, verglichen mit den M-H-Hystereseschleifen in Schichtebene der übrigen Aufzeichnungsmedien mit nur einem einzigen Film, und anhand der Fig. 12 und 13 wird deutlich, daß die Quermagnetisierungsaufzeichnungs- und -wiedergabecharakteristiken dieser Aufzeichnungsmedien III und VI im Vergleich zu denjenigen der Aufzeichnungsmedien mit nur einem einzigen Film außerordentlich effizient sind.

Wie weiter oben beschrieben wurde, wird die magnetische Eigenschaft der Kristallschicht feiner Körnung, die auf der Basisschicht ausgebildet ist, geringfügig mit veränderter Zusammensetzung und veränderten Sputterbedingungen geändert. Beispielsweise ändert sich der Wert der Koerzitivfeldstärke Hc (//) im Bereich von angenähert 79,57 bis 1,75×10⁴ A/m (10 bis 220 Oe). Beispielsweise ergab sich in einem von den durchgeführten Experimenten die Koerzitivfeldstärke Hc (//) der Kristallschicht feiner Körnung des Doppelfilmaufzeichnungsmediums zu 1,97×10⁴ A/m (248 Oe), dabei wurde der Co-Cr-Dünnfilm auf dieser Kristallschicht feiner Körnung ausgebildet und die M-H- Hystereseschleife in Schichtebene dieses Doppelfilmaufzeichnungsmediums mit den in Tabelle III gezeigten Eigenschaften entsprachen der Fig. 16.

In Tabelle III (nächste Seite) werden dieselben Bezeichnungen und Zeichen benutzt wie in den Tabellen I und II. Wie aus der Fig. 16 hervorgeht, existieren Fälle, bei denen der Sprung auch auftritt, wenn die Koerzitivfeldstärke Hc (//) größer als 1,75×10⁴ A/m (220 Oe) ist. Zieht man jedoch experimentelle Bedingungen, beispielsweise Meßfehler usw., mit in Betracht so kann davon ausgegangen werden, daß der obere Grenzwert der Koerzitivfeldstärke Hc (//), bei der der Sprung noch auftritt, im Bereich von 220 Oe liegt.

Tabelle III

Die Gründe für das zuvor beschriebene Phänomen werden im folgenden in Verbindung mit der Fig. 17 näher erläutert. Wird Co-Cr-Nb oder Co-Cr-Ta (im folgenden der Einfachheit halber als Co-Cr-Nb (Ta) bezeichnet), auf eine Basisschicht 11 (beispielsweise auf Polyimidkunstharz, mit einer Filmdicke von angenähert 0,1 µm gesputtert, so kann davon ausgegangen werden, daß eine Kristallschicht 12 feiner Körnung über angenähert den vollständigen Co-Cr-Nb- (Ta)-Dünnfilm ausgebildet ist. Die Koerzitivfeldstärke Hc (//) dieser Kristallschicht 12, die Co-Cr mit hinzugefügtem Nb oder Ta aufweist, ist gering. Darüber hinaus ist eine Differenz zwischen den Koerzitivfeldstärken Hc (//) und Hc (┴) dieser Kristallschicht 12 gering. Mit anderen Worten ist die Kristallschicht 12 eine isotrope Schicht. Aus diesem Grund ist es möglich, die Kristallschicht 12 als sogenannte Schicht hoher Permeabilität des Aufzeichnungsmediums zu benutzen, so daß die Kristallschicht 12 ähnlich wie die Schicht hoher Permeabilität wirkt.

Co-Cr wird auf diese Kristallschicht 12 mit einer Filmdicke von angenähert 0,1 µm aufgesputtert. Bei einem Aufsputtern des Co-Cr auf den Co-Cr-Nb-(Ta)- Dünnfilm wird in der Begrenzung zwischen Co-Cr und Co-Cr-Nb (Ta) eine Kristallschicht feiner Körnung von Co-Cr im wesentlichen nicht ausgebildet, weil Co-Cr und Co-Cr-Nb (Ta) sowohl bezüglich ihrer Zusammensetzung als auch ihrer Kristallstruktur ähnlich sind. Auch wenn die Kristallschicht feiner Körnung aus Co-Cr sich im Grenzbereich ausbilden sollte, so kann doch davon ausgegangen werden, daß diese Kristallschicht keine solche Filmdicke erreicht, die Quermagnetisierungsaufzeichnungs- und -wiedergabeeigenschaften zu beeinträchtigen.

Daher kann geschlossen werden, daß eine Kristallschicht 13 grober Kürzung aus Co-Cr unmittelbar auf der Kristallschicht 12 feiner Körnung aus Co-Cr-Nb (Ta) ausgebildet wird.

Wie zuvor beschrieben wurde, weist die Kristallschicht 13 eine hohe Sättigungsmagnetisierung Ms auf und ebenso eine hohe Koerzitivfeldstärke Hc (┴). Wird folglich mit Hilfe eines Ringkernkopfes 15 eine Quermagnetisierungsaufzeichnung bezüglich eines Doppelfilmaufzeichnungsmediums 14 durchgeführt, so durchdringen die Feldlinien des magnetischen Flußes vom Ringkernkopf 15 die Kristallschicht 13 und erreichen die Kristallschicht 12. Dabei kann davon ausgegangen werden, daß die Linien des magnetischen Flußes innerhalb der Kristallschicht 12, die eine isotrope Schicht geringer Koerzitivfeldstärke ist, in Schichtebene fortschreiten und sich anschließend zum Magnetpolbereich des Ringkernkopfes 15 durch die Kristallschicht 13 senkrecht, d. h. quer, ausbreiten, um die Kristallschicht 13 in dieser Querrichtung oder senkrechten Richtung zu magnetisieren. Folglich weist die vom Magnetfluß erzeugte Magnetschleife im wesentlichen die in Fig. 17 gezeigte U-Form auf. Entsprechend dieser Quermagnetisierungsaufzeichnung verbleibt eine hohe remanente Magnetisierung innerhalb der Kristallschicht 13, da der magnetische Fluß bei einer vorbestimmten Position, bei der die Quermagnetisierung ausgeführt wird, konzentriert ist und die Kristallschicht 13, die die hohe Sättigungsmagnetisierung Ms aufweist, senkrecht durchdringt.

Wird die Quermagnetisierungsaufzeichnung bezüglich dieses Doppelfilmaufzeichnungsmediums 14 durchgeführt, werden eine Vielzahl von Magneten, die umgekehrte Magnetisierungsrichtungen in Übereinstimmung mit einem vorbestimmten Bitintervall aufweisen, alternierend in der Kristallschicht 13 ausgebildet, wie dies in Fig. 18 dargestellt ist, wobei die Pfeile die Magnetsierungsrichtungen anzeigen. Da die Kristallschicht 12 eine Koerzitivfeldstärke im Bereich von 796 bis 1,75×10⁴ A/m (10 bis 220 Oe) aufweist, bildet sich ein magnetischer Fluß, der die unteren Bereiche von 2 aneinander angrenzenden Magneten verbindet, in der Kristallschicht 12, wie dies durch die Pfeile in Fig. 18 angezeigt ist. Infolgedessen tritt kein Entmagnetisierungsphänomen zwischen zwei aneinandergrenzenden Magneten in der Kristallschicht 13 auf, weil die zueinander benachbarten Magnete jeweils magnetisch aneinandergekoppelt sind. Dieses Phänomen ist insbesondere dann festzustellen, wenn die Dichte der aneinandergrenzenden Magnete hoch ist. Infolgedessen ist es möglich, ein hohes Wiedergabeausgangssignal zu erzielen.

Andererseits ist es möglich, die Dicke des Aufzeichnungsmediums 14 außerordentlich klein zu gestalten, da die Filmdicke der Kristallschicht 12 im Größenordnungsbereich von 0,15 µm liegt und damit außerordentlich klein ist. Infolgedessen ist die Elastizität der Magnetschicht des Aufzeichnungsmediums besonders zufriedenstellend und es ist möglich, einen zufriedenstellenden Kontakt zwischen dem Ringkernkopf 15 und dem Aufzeichnungsmedium 14 (d. h. der Kristallschicht 13) herzustellen.

Darüber hinaus ist die zur Ausbildung des Aufzeichnungsmediums 14 erforderliche Sputterzeit wegen der außerordentlich geringen Dicke des Aufzeichnungsmediums 14 kurz und das Aufzeichnungsmedium 14 kann mit hoher Produktivität und geringen Kosten hergestellt werden.

Da darüber hinaus die Koerzitivfeldstärke Hc (//) der Kristallschicht 12 im Vergleich zu der Koerzitivfeldstärke Hc (┴) der Kristallschicht 13 nicht außer ordentlich klein ist, wird das Barkhausen-Rauschen nicht erzeugt und es ist möglich, eine zufriedenstellende Quermagnetisierungsaufzeichnung und -wiedergabe auszuführen.

Claims

1. Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium, auf dem ein Signal aufgezeichnet wird und von dem dieses Signal mit einem Magnetkopf abgetastet wird, wobei das Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium eine Aufzeichnungsmediumbasisschicht, eine auf dieser Aufzeichnungsmediumbasisschicht ausgebildete untere, Kobalt enthaltende magnetische Schicht und eine auf dieser unteren Schicht ausgebildete obere Schicht aufweist, die aus Kobalt-Chrom hergestellt ist, dadurch gekennzeichnet,
daß die untere Schicht (12) aus einem Material hergestellt ist, das außer Kobalt zumindest eines der Elemente Niob und Tantal enthält,
daß die untere Schicht (12) in Schichtebene eine Koerzitivfeldstärke im Bereich von 795,9 bis 1,75 · 10⁴ A/m (10 bis 220 Oe) und eine Dicke im Bereich von 0,075 µm bis 0,15 µm aufweist; und
daß die obere Schicht (13) eine Koerzitivfeldstärke senkrecht zur Schichtebene im Bereich von 2,39 · 10⁴ A/m bis 1,27 · 10⁵ A/m (300 Oe bis 1600 Oe), eine Sättigungsmagnetisierung im Bereich von 2 · 10⁵ A/m bis 1,15 · 10⁶ A/m (200 emu/cc bis 1150 emu/cc) und eine Dicke im Bereich von 0,025 µm bis 0,5 µm aufweist.

2. Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Rechteckigkeitsverhältnis einer M-H- Hystereselinie in Schichtebene der oberen und unteren Schicht (F13, 12) insgesamt 0,25 oder mehr beträgt.

3. Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß die obere und untere Schicht (13, 12) eine magnetische Schicht des Quermagnetisierungsaufzeichnungsmediums bilden und
daß diese magnetische Schicht eine M-H-Hystereseschleife in Schichtebene aufweist, die in der Umgebung ihres Ursprungs einen steilen Anstieg hat.

4. Quermagnetisierungsaufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die untere Schicht (12) als einzige Schicht in Schichtebene eine M-H-Hystereseschleife aufweist, welche in der Umgebung ihres Ursprungs einen steilen Anstieg hat.