DE3836838C2 - - Google Patents
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- DE3836838C2 DE3836838C2 DE3836838A DE3836838A DE3836838C2 DE 3836838 C2 DE3836838 C2 DE 3836838C2 DE 3836838 A DE3836838 A DE 3836838A DE 3836838 A DE3836838 A DE 3836838A DE 3836838 C2 DE3836838 C2 DE 3836838C2
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- G11B11/105—Recording on or reproducing from the same record carrier wherein for these two operations the methods are covered by different main groups of groups G11B3/00 - G11B7/00 or by different subgroups of group G11B9/00; Record carriers therefor using recording by magnetic means or other means for magnetisation or demagnetisation of a record carrier, e.g. light induced spin magnetisation; Demagnetisation by thermal or stress means in the presence or not of an orienting magnetic field using a beam of light or a magnetic field for recording by change of magnetisation and a beam of light for reproducing, i.e. magneto-optical, e.g. light-induced thermomagnetic recording, spin magnetisation recording, Kerr or Faraday effect reproducing
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Description
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Ausbilden eines
photomagnetischen Speichermediums in einer Vakuum-Niederschlagskammer
der im Oberbegriff des Anspruchs 1 angegebenen
Gattung. Ein solches Verfahren ist bereits bekannt aus
"Journal of Applied Physics" 59 (1986), Seiten 551-556.
Mit Hilfe dieses bekannten Verfahrens können photomagnetische
Speichermedien mit nicht-säulenförmiger Struktur erhalten
werden, wenn das Diodensputtern mit Argonbrücken von weniger
als 70×10-3 Torr erfolgt. Bei den üblichen
Argon-Betriebsdrücken von mehr als 70×10-3 Torr werden
photomagnetische Speichermedien erhalten, die eine säulenförmige Struktur aufweisen.
Aus "Japanese Journal of Applied Physics", Vol. 22 (1983),
Seiten 1519-1522 ist das Herstellen von legierten Co-Pt-Filmen
mit Hilfe von Hochgeschwindigkeits-Sputtervorrichtungen
der sogenannten Target-Facing-Typs bekannt.
Ferner ist aus der DE 33 23 831 A1 eine Legierungszusammensetzung
entsprechend Fe0,79(Tb0,90Co0,10)0,21 bekannt.
Amorphe, dünne Legierungsfilme aus
Seltenerd-Übergangsmetallen sind in löschbaren
photomagnetischen Speichermedien bereits verwendet
worden. Insbesondere weist eine amorphe Legierung aus
Terbium, Eisen und Kobalt (TbFeCo), wenn sie
magnetisiert wird, einen annehmbaren photomagnetischen
Effekt und eine große vertikale magnetische Anisotropie,
die senkrecht zur Filmebene angeordnet ist, auf. Daher
ist die amorphe Legierung aus TbFeCo als ein
vorteilhaftes photomagnetisches Speichermedium
betrachtet worden.
Die Verfahren zur Bildung eines solchen dünnen Filmes
umfassen die Vakuumdeposition und das Sputtern
(Versprühen). Insbesondere das Sputtern wird weithin
verwendet, weil es zu einer guten Adhäsion zwischen
einem Substrat und dem darauf gebildeten dünnen Film
führt.
Das Sputtern ist ein Verfahren, in dem versprühte Atome
aus einem Feststoff in den Raum extrahiert werden,
sich infolge eines Austausches eines Momentes auf einem
Substrat aufbauen, wenn die beschleunigten Teilchen auf
die Oberfläche des Feststoffes prallen, und so einen
Feststoff bilden.
Ein amorpher, dünner TbFeCo-Legierungsfilm, der
beispielsweise mit einer Magnetron-Sputtervorrichtung,
wie in Fig. 13 gezeigt, erhalten wird, wird aus einer
Ausgangsschicht und einem säulenförmigen Kristallnetz
und Feinteilchen gebildet (Fig. 7). Diese
Magnetron-Sputtervorrichtung ist eine
Dioden-Sputtervorrichtung, deren Sputterquelle
modifiziert ist. Wie in Fig. 13 gezeigt wird, ist ein
Magnet 8 unter einem Target 5 angeordnet, um ein
tunnelförmiges magnetisches Feld von 0,02 bis 0,05 T
(200 bis 500 Gauß) zu bilden. Elektronen e werden
innerhalb des magnetischen Feldes gefangen und drehen
sich dann in einer spiralförmigen Weise über dem Target 5
entlang dem magnetischen Feld und erzeugen ein
Ar-Gasplasma. Die Teilchen des Ar-Plasmas kollidieren
mit dem Target, um so gesputterte Atome zu erzeugen. Die
Bildung einer säulenförmigen Kristallstruktur eines
TbFeCo-Films durch Sputtern ist bis jetzt nicht
vollkommen erklärt. Es wird allgemein angenommen, daß
dieser Film vom Volmer-Weber-Typ ist. Es wird
angenommen, daß das säulenförmige Kristallwachstum um
Kerne herum stattfindet, die an einer Adsorptionsstelle
mit einer infolge der Bewegung der sputternden Atome auf
der Oberfläche des Substrates großen Adsorptionsenergie
von Atomen erzeugt werden. Die Anzahl der Stellen ist
viel geringer als die Anzahl der Oberflächenatome. Daher
ist die Struktur des dünnen Filmes zu einem frühen
Zeitpunkt der Niederschlagung des dünnen Filmes
inselähnlich oder fleckenähnlich (Fig. 12a). Wenn das
Substrat amorph ist, ist die Oberfläche mit der höchsten
Dichte von Kristallen in vielen Fällen parallel zu der
Oberfläche des Substrates. Wenn jede Korngrenzlinie sich
vom Substrat bis zur oberen Oberfläche des Filmes
erstreckt, dann wird eine säulenförmige Kristallstruktur
erzeugt. Wenn die Breite der Inseln zunimmt und die
benachbarten Inseln berührt werden, hört das laterale
Wachstum der Inseln auf (Fig. 12b). Obwohl die
Seitenoberflächen der Inseln normalerweise verschieden
voneinander sind, kann eine Neuanordnung nur schwer
geschehen, wenn die Beweglichkeit der kondensierten
gesputterten Atome gering ist. Daher werden die
Korngrenzlinien so gebildet, wie sie sind. In Anbetracht
der Tatsache, daß es Lücken zwischen den Inseln gibt,
wird angenommen, daß die gesputterten Atome aus dem Raum
oberhalb der Inseln ankommen, aber tatsächlich sind die
Entladungs-Ar-Gasatome in zufälligen Richtungen
verteilt. Daher nimmt die Anzahl gesputterter Atome, die
in Richtungen schräg zu der normalen Richtung zum
Substrat vorkommen, zu. Diese Inseln stören die Atome,
die andernfalls in die beschatteten Anteile der Inseln
oder die Lücken zwischen den Inseln gehen würden
(Schattierungseffekt). Aufgrund dieses Effektes wachsen
die größeren Teile der Inseln disproportional, und so
werden säulenförmige Kristalle gebildet (Fig. 12c). Das
Verhältnis der Anzahl der Atome des Entladungs-Ar-Gases
zur Anzahl der gesputterten Atome steigt folglich und so
ist schließlich die Anzahl der Atome des
Entladungs-Ar-Gases erhöht, die durch die
Korngrenzlinien eingefangen werden, wodurch Leerstellen
zusätzlich zu den gewöhnlichen Korngrenzlinien erzeugt
werden. Es wird auf "Sputtering Phenomena" von Akira
Kanahara, Tokyo University Publishing Comittee,
hingewiesen.
Von den folgenden Faktoren wird angenommen, daß sie zur
Bildung der säulenförmigen Kristallstruktur beitragen.
- 1) Das Wachstum dünner Filme ist vom Volmer-Weber-Typ.
- 2) Das Wachstum der Faserstruktur oder in epitaxialer Orientierung erfolgt leicht und nimmt schnell in einer bestimmten Richtung zu.
- 3) Die Wanderung und Diffusion der kondensierten gesputterten Atome ist annehmbar gering.
- 4) Die Atome erreichen das Substrat infolge der Entladungs-Gasatome aus zufälligen Richtungen, und verursachen den Schattierungseffekt.
Es wird angenommen, daß eine Einheit des dünnen Filmes
mit säulenförmiger Kristallstruktur, die infolge der
oben erwähnten Faktoren gebildet wird, dazu beiträgt,
den photomagnetischen Effekt und die magnetische
Anisotropie zu verursachen, in der die Magnetisierung
des dünnen Filmes senkrecht zu seiner Oberfläche
ausgerichtet ist.
Wenn die photomagnetische Speicherschicht aus einem
amorphen dünnen Legierungsfilm mit solch einer
säulenförmigen Kristallstruktur gebildet ist, reichen
die photomagnetischen Eigenschaften immer noch nicht für
ein photomagnetisches Speichermedium aus. Daher wird die
photomagnetische Speichereigenschaft durch Zusetzen
anderer Elemente zu der Legierung zu einem
Multi-Elementfilm oder indem ein schützender Film mit
einem verstärkenden Effekt über dem Legierungsfilm für
eine vielschichtige Konstruktion zur Verfügung gestellt
wird, verbessert. Obwohl die amorphen dünnen
Legierungsfilme solcher Seltenerd-Übergangsmetalle, die
Feinstruktur ihrer dünnen Filme, und die chemischen,
magnetischen und magneto-optischen Eigenschaften
untersucht worden sind, ist ein photomagnetisches
Speichermedium mit einem angemessenem CN-Verhältnis
praktisch noch nicht entwickelt worden. Außerdem sind
deren photomagnetische Eigenschaften bis jetzt nicht
ausreichend stabil, da die Seltenerd-Übergangsmetalle
sehr leicht oxidiert werden.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren der
im Oberbegriff des Patentanspruchs 1 angegebenen Gattung so
auszubilden, daß photomagnetische Aufzeichnungsfilme mit
verbesserten photomagnetischen Merkmalen sowie verbesserter
Stabilität gegenüber äußeren Einflüssen hergestellt werden
können.
Diese Aufgabe wird durch die im Patentanspruuch 1 angegebene
Erfindung gelöst.
Die Erfindung wird im folgenden anhand von
Ausführungsbeispielen sowie unter Bezug auf die Zeichnung
näher beschrieben.
Fig. 1 ist eine allgemeine Querschnittsansicht einer
Counter-Target Sputtervorrichtung, wie sie bei der
vorliegenden Erfindung verwendet wird;
Fig. 2 und Fig. 3 sind allgemeine Querschnittsansichten
anderer Ausführungsformen einer solchen Counter-Target
Sputtervorrichtung;
Fig. 4a und Fig. 4b sind allgemeine
Querschnittsansichten, um den Betrieb der Counter-Target
Sputtervorrichtung gemäß der vorliegenden Erfindung zu
zeigen;
Fig. 5 ist eine allgemeine, vergrößerte perspektivische
Teil-Ansicht eines erfindungsgemäß ausgebildeten photomagnetischen
Speichermediums;
Fig. 6 und Fig. 7 sind allgemeine, vergrößerte
perspektivische Teil-Ansichten gebräuchlicher
photomagnetischer Speichermedien;
Fig. 8a ist eine von einem Mikrodensitometer erhaltene
graphische Darstellung der Feinstruktur eines amorphen
dünnen Legierungsfilmes, der mit
Magnetron-Sputtervorrichtungen erhalten wurde, und die
Fig. 8b und 8c sind mit einem Mikrodensitometer
erhaltene graphische Darstellungen dieser Feinstrukturen
von einem amorphen dünnen Legierungsfilm, der durch eine
Magnetron-Sputtervorrichtung erhalten wurde;
die Fig. 9a bis 9c sind vergrößerte Ansichten der
Spitzenteile in den Fig. 8a bis 8c;
Fig. 10 ist eine graphische Darstellung der Veränderung
des Kerr-Rotationswinkels des photomagnetischen
Speichermediums in Abhängigkeit von der Menge des in dem
dünnen Film enthaltenen Terbiums;
Fig. 11 ist eine graphische Darstellung der Veränderung
des CN-Verhältnisses des photomagnetischen Speichermediums
in Abhängigkeit von der Länge eines Bits;
Fig. 12 ist eine allgemeine Querschnittsansicht der
Wachstumsstufen eines amorphen dünnen
Legierungsfilmes während des Sputterns;
Fig. 13 ist eine allgemeine Querschnittsansicht einer
Magnetron-Sputtervorrichtung im Betrieb.
In einem Experiment wurde festgestellt, daß, obwohl
einem solchen dünnen Film einer amorphen Legierung mit
nicht-säulenförmiger Kristallstruktur die säulenförmige
Struktur fehlt, er einen ausreichenden photomagnetischen
Effekt und vertikal magnetisierende Merkmale sowie
angemessene Stabilität gegenüber äußeren Einflüssen hat.
Eine solche nicht-säulenförmige Kristallstruktur in
einem dünnen Film einer amorphen Legierung wird mit
einer Counter-Target Sputtervorrichtung, wie sie in Fig.
1 gezeigt wird, erhalten. Eine solche Vorrichtung wird
aus einem hohlen, kreisförmigen zylindrischen Behälter
gebildet, der an beiden Enden geschlossen ist, um einen
Raum darin zu definieren. Dieser Behälter wird an seiner
Seitenwand mit einem Zufuhrweg für ein inertes Gas,
beispielsweise Ar, einer Vakuumpumpe zum Erzeugen eines
negativen Druckes darin und einem Abzugsweg 3, der mit
einer Diffusionspumpe in Verbindung steht, ausgerüstet.
Zwei Sputterquellen 4 werden aus zwei hohlen
zylindrischen Teilen 6 gebildet, deren Endanteile die
beiden Targets 5 tragen. Die hohlen zylindrischen Teile
6 sind mit einem Kühlmittelweg versehen, um Wasser zum
Kühlen zu zirkulieren. Die Targets 5 sind gegen die
Sputterquelle 4 gesichert und sind mit einer Entfernung
D voneinander parallel zueinander angeordnet.
Ein hohler zylindrischer permanenter Magnet 8 wird an
der inneren Wand jedes hohlen zylindrischen Teiles 6
nahe dem Target 5 zur Verfügung gestellt. Jeder der
permanenten Magneten 8 steht dem anderen mit den
gegenüberliegenden Targets 5 dazwischen in einer solchen
Weise gegenüber, daß die Polarität eines Magnetes der
des anderen entgegengesetzt ist. Um die Sputterquellen 4
werden zwei Anoden 9 zur Verfügung gestellt, die von den
Targets 5 isoliert und geerdet sind. Die hohlen
zylindrischen Teile 6 und die Targets 5 werden mit einem
negativen Potential von den jeweiligen externen
Leistungsquellen 10 versorgt. Die Form des hohlen
zylindrischen Teiles 6 wird dahingehend verändert, daß
es einen quadratischen Querschnitt aufweist, wenn das
Target 5 ein quadratisches Target ist. Entsprechend wird
dann der permanente Magnet 8 innerhalb des Teiles 6
ebenso mit einem quadratischen Querschnitt gebildet.
Wenn das Target 5 kreisförmig ist, dann werden das hohle
zylindrische Teil 6 und der permanente Magnet 8
entsprechend mit kreisförmigem Querschnitt gebildet.
Ein Substrathalter 12 wird in einer solchen Weise
angebracht, daß das Substrat 11 in einer Entfernung L
von der Mittelachse der gegenüberliegenden Targets 5
parallel zu dieser Achse angeordnet ist und die flache
Oberfläche des Substrates 11 dem Raum zwischen den
beiden Targets 5 zugewandt ist. Der Substrathalter 12
ist ebenso mit einer Leitung 13 für zirkulierende
Flüssigkeit zum Kühlen des Substrates ausgerüstet.
Eine andere Art, den Substrathalter 12 anzuordnen, ist
in Fig. 2 gezeigt, in der eine Vielzahl von Substraten
11 und Substrathaltern 12 um den Raum, der zwischen den
Sputterquellen 4 definiert ist, angeordnet sind, so daß
die flachen Oberflächen des Substrates 11 dem
magnetischen Fluß zugewandt sind.
Weiterhin kann der Substrathalter 12 eine drehbare
Scheibe sein, wie es in Fig. 3 gezeigt ist. In diesem
Fall werden eine Vielzahl von Substraten auf dem
Substrathalter 12 befestigt und der Halter 12 dreht
sich, so daß die Substrate 11 nacheinander der
Sputterverdampfung ausgesetzt sind. Auf diese Weise ist
es auch möglich, eine große Anzahl Substrate für die
Filmherstellung anzuordnen.
In der Counter-Target Sputtervorrichtung, die bis jetzt
beschrieben wurde, stellen die permanenten Magnete 8
eine ausreichend starke magnetische Kraft bereit.
Beispielsweise wird die magnetische Feldintensität am
Mittelpunkt zwischen den beiden Magneten entlang der
Mittelachse der permanenten Magneten 8 mit 220 Gauß
gewählt. Bei der Wahl eines permanenten Magneten 8 mit
hoher magnetischer Kraft wird ein Plasma P, das durch
die unterbrochene Linie in Fig. 4a gezeigt wird und im
Raum zwischen den gegenüberliegenden Targets 5 erzeugt
wird, in einem Verfahren, das Plasmakonvergenz genannt
wird, in dem Raum konvergieren und die Substrate 11
nicht erreichen. Daher werden sich nur gesputterte
Atome, die aus den Targets 5 extrahiert sind, auf der
Oberfläche des Substrates 11 aufbauen, so daß der dünne
Film auf dem Substrat 11 wachsen wird. Wenn auf diese
Weise dafür gesorgt wird, daß das Substrat Plasma-frei
ist, mischen sich keine Plasmateilchen in die
niedergeschlagenen gesputterten Atome, wenn sich die
gesputterten Atome aufbauen, wodurch eine
niedergeschlagene Schicht oder ein dünner Film mit
gleichmäßiger Qualität erzeugt wird. Weiterhin wird ein
Erwärmen des Substrates und der niedergeschlagenen
Schicht als Folge von γ -Elektronen oder ähnlichem in
den Plasmateilchen verhindert, wodurch eine minimale
Temperaturerhöhung des Substrates gesichert ist. Daher
kann die Sputtergeschwindigkeit erhöht werden und es
können ebenso Kunststoffsubstrate mit einer niedrigen
Wärmebeständigkeit verwendet werden. Zusätzlich können,
während die Sputtergeschwindigkeit im wesentlichen
positiv mit der zwischen dem Target und der Anode
angelegten Leistung, und im wesentlichen negativ mit dem
Ar-Gasdruck korreliert, niedrigere Ar-Gasdrucke noch
eine Emission von Sputteratomen mit der gleichen Menge
der angelegten Leistung erzeugen, wodurch höhere
Sputtergeschwindigkeiten bei gleicher angelegter
Leistung erlaubt werden, um die Effizienz zu erhöhen.
Auf der anderen Seite wird das Plasma in dem Fall, in
dem permanente Magnete 8 mit schwächerer magnetischer
Kraft gewählt sind, so daß die magnetische
Feldintensität um den mittleren Teil der zentralen Achse
des Magneten 160 Gauß beträgt, nicht angemessen
konvergieren, und das Plasma wird die Substrate 11
erreichen, wie es durch die unterbrochene Linie in Fig.
4b gezeigt wird. Daher werden sich Plasmateilchen,
beispielsweise Ar, in die niedergeschlagene Schicht
mischen und die Bildung eines gleichmäßig dünnen Filmes
stören. Weiterhin werden die Substrate durch
γ-Elektronen erwärmt, wodurch eine hohe
Sputtergeschwindigkeit nicht zugelassen wird.
Erfindungsgemäß wird die Sputtergeschwindigkeit
ausreichend hoch gewählt, beispielsweise 100 nm/min, um
einen amorphen dünnen Legierungsfilm mit
nicht-säulenförmiger Struktur zu erhalten. Eine hohe
Sputtergeschwindigkeit kann den Aufbau der gesputterten
Atome eines nach dem anderen fördern, während die
kinetische Energie der gesputterten Atome groß ist.
Daher wird die Bildung säulenförmiger Kristalle durch
die Vibration von Atomen in der niedergeschlagenen
Schicht gestört. Die Feinstruktur des erfindungsgemäßen
amorphen dünnen Legierungsfilmes mit
nicht-säulenförmiger Struktur ist in Fig. 5 gezeigt. Das
heißt, daß ein dünner Film ohne große
Oberflächenunregelmäßigkeiten auf einem Substrat 11
erzeugt wird, auf dem Feinteilchen 22 der Legierung
gleichmäßig verteilt sind.
Auf der anderen Seite ist die Filmstruktur eines
gebräuchlichen amorphen dünnen Legierungsfilmes, der mit
Magnetron-Sputtervorrichtungen erhalten wurde, wie in
Fig. 7 gezeigt säulenförmig, wobei die Größe der
Oberflächenunregelmäßigkeiten in der Größe von
beispielsweise mehreren Nanometern in der Höhe liegt.
Weiterhin ist die Counter-Target Sputtervorrichtung im
Bereich der Substrate nicht zuverlässig plasmafrei, wie
es in Fig. 4b gezeigt ist. Die Feinstruktur des dünnen
Filmes, die erhalten wird, während er dem Plasma
ausgesetzt ist, hat immer noch
Oberflächenunregelmäßigkeiten in der Größenordnung von
mehreren Nanometern. Weiterhin ist die resultierende
Dichte nicht gleichmäßig. Der dünne Film, der mit
gebräuchlichen Magnetron-Sputtervorrichtungen erhalten
wird, ist in Fig. 7 gezeigt und besteht aus einer
Ausgangsschicht 20 über einem Substrat 11, einem
säulenförmigen Kristallnetz 21 und Feinteilchen 22. Die
Feinteilchen 22 sind relativ groß und haben eine
ungleichmäßige Reliefstruktur auf der Oberfläche.
Außerdem wird der dünne Film, der erhalten wird, während
er dem Plasma ausgesetzt ist, in Fig. 6 gezeigt; er ist
aus einem säulenförmigen Kristallnetz 21 und den
Feinteilchen 22 gebildet, aber er hat nicht die
Ausgangsschicht. Der im Gegensatz dazu unter
plasmafreien Bedingungen erhaltene dünne Film wird in
Fig. 5 gezeigt; er hat keine säulenförmige
Kristallstruktur, sondern eine nicht-säulenförmige
Kristallstruktur, die nur aus Feinteilchen 22 besteht,
die sehr klein sind. Es wurde festgestellt, daß ein
amorpher dünner Film ohne säulenförmige Struktur, der
bei einer hohen Sputtergeschwindigkeit auf einem
plasmafreien Substrat erzeugt wird, ein hohes
CN-Verhältnis hat und effektiv korrosionsbeständig ist.
Darüberhinaus ist der Oberflächenzustand des Filmes
gleichmäßiger, da der Film keine säulenförmigen
Strukturen hat, was die geringste Abnahme des
Kerr-Rotationswinkels infolge von Laserlicht oder
ähnlichem sichert. Weiterhin erniedrigt die verringerte
Oberfläche (unit surface area) den Wechsel der Reaktion
infolge des Kontaktes mit Luft, und erhöht so die
Witterungsbeständigkeit. Mit der Counter-Target
Vorrichtung wird das Anprallen von Ionen oder das
Anprallen von Elektronen auf den wachsenden Film
durch eine effektive Plasmakonvergenz limitiert. Auf
diese Weise wird die Counter-Target Sputtervorrichtung
einen plasmafreien Zustand bereitstellen, nämlich einen
Zustand, in dem das Plasma zwischen einem Paar von
Counter-Targets durch ein magnetisches Feld begrenzt
ist. Daher ist das Substrat nicht dem Plasma ausgesetzt
und die Filmbildung kann auf dem Substrat bei einer
niedrigen Temperatur und einer hohen
Sputtergeschwindigkeit durchgeführt werden. Der dünne
TbFeCo-Film, der durch die Counter-Target
Sputtervorrichtung erzeugt wird, hat eine amorphe
Struktur hoher Dichte und eine säulenförmige Struktur.
Dieser Film kann senkrecht zur Filmoberfläche
magnetisiert werden. Die Konvergenz des Plasmas durch
die Counter-Target Sputtervorrichtung kann leicht
gesteuert werden, wenn das magnetische Feld wie gezeigt
eingestellt wird. Eine annehmbare Konvergenz des Plasmas
kann einen gleichmäßigen und stabilen dünnen Film aus
TbFeCo ohne eine klare säulenförmige Kristallstruktur
auf einem Substrat unter plasmafreien Bedingungen
erzeugen.
Wie vorstehend beschrieben, kann mit der Erfindung
ein photomagnetisches
Speichermedium mit einem hohen CN-Verhältnis erhalten
werden, das witterungsbeständig ist.
Es wurden Experimente mit einer gebräuchlichen
Magnetron-Sputtervorrichtung und einer Counter-Target
Sputtervorrichtung unter den Sputterbedingungen
durchgeführt, die in Fig. 1 und Tabelle 2 gezeigt sind,
um 1. Feinstruktur, 2. Witterungsbeständigkeit und 3.
opto-magnetische Eigenschaften der dünnen TbFeCo-Filme
zu vergleichen, die bei verschiedenen
Sputtergeschwindigkeiten und magnetischen
Feldintensitäten erzeugt wurden. Die Experimente
bestimmten 4. die Eingabe- und Ausgabemerkmale der
photomagnetischen Scheibe, die aus dem dünnen
TbFeCo-Film gemacht wurde. Die Daten für den Film, der
unter Verwendung einer Magnetron-Sputtervorrichtung
hergestellt wurde, sind Probedaten zum Vergleich mit den
erfindungsgemäß erhaltenen Daten.
Restlicher Gasdruck PB | |
7 × 10-7 Torr | |
Argongasdruck PAr | 3,6 mTorr |
angelegte Spannung | 280 V-430 V |
Entladungsstrom | 1,4 A-2,7 A |
angelegte Leistung | 392 W-1161 W |
Sputtergeschwindigkeit Rd | 50 nm/min-100 nm/min |
Jedes der Counter-Targets wurde aus einer Fe90Co10
Legierungsplatte und einem reinen Tb-Streifen gebildet,
um ein zusammengesetztes Target zu bilden. Die Targets
waren rechteckig und 100 mm breit, 160 mm lang, 5 mm
dick. Der Abstand D zwischen den Targets betrug 150 mm
und die Lage L des Substrates betrug 75 mm.
Zusammengesetzte Targets oder Legierungstargets aus
TbFe, GdTbFeCo und GdFeCo sowie zusammengesetzte Targets
aus TbFeCo können zum Sputtern ebenso verwendet werden.
Im Gegensatz zur Magnetron-Sputtervorrichtung wurde die
magnetische Feldintensität BP, die senkrecht zu den
jeweiligen Targetoberflächen angelegt wurde, auf 160
bzw. 220 Gauß variiert, indem die permanenten Magneten
für die Bildung des konvergenten Plasmas zwischen den
Targets ersetzt wurden. Ein Substrathalter wurde bei
einem variablen (floating) Potential gehalten. Das
Substrat bestand aus einer biegefesten Glasplatte und
einer Glasplatte mit Führungsrillen mit einem
Durchmesser von 30,48 cm (12 Zoll).
Ein dünner Film aus Tbx (Fe100-yCoy)100-x(y = 9,7) wurde
gebildet, wie mit Fluoreszenzröntgenbeugung bestimmt
wurde.
Transmissionselektronenmikrographien (TEM) und
Elektronenbeugungsmuster selektiver Bereiche (SAED)
wurden mit einem JEM-200 FX Elektronenmikroskopsatz mit
einer Beschleunigungsspannung von 200 kV und einer
Auflösung 0,14 nm beobachtet. Diese Muster wurden mit
einem Mikrodensitometer in ein Standard X-Y Format
konvertiert. Der Reflexionskoeffizient R, der
Kerr-Rotationswinkel k und die Koerzitivkraft Hc wurden
mit einem Laser einer Wellenlänge von 830 nm mit einem
externen magnetischen Feld von 15 kOe bei
Umgebungstemperatur bestimmt. Der
Witterungsbeständigkeitstest wurde durchgeführt, indem
die erhaltenen dünnen TbFeCo-Filme 250 Tage der Luft
ausgesetzt wurden. Weiterhin wurde ein Laser einer
Wellenlänge von 830 nm verwendet, um die Eingabe- und
Ausgabemerkmale der photomagnetischen Platte, die aus
dem dünnen TbFeCo-Film hergestellt worden war, zu
untersuchen. In der folgenden Diskussion bezeichnen a),
b) und c) die dünnen TbFeCo-Filme, die mit einer
Magnetron-Sputtervorrichtung bei dem Plasma ausgesetzten
Substrat mit einer Counter-Target Sputtervorrichtung mit
dem Plasma ausgesetzten Substrat bzw. mit einer
Counter-Target Vorrichtung unter plasmafreien
Bedingungen erhalten wurden.
Die jeweiligen SAED-Muster der dünnen Filme zeigen, daß
alle die erhaltenen dünnen Filme amorph sind. Ein
solches SAED-Muster wurde mit einem Mikrodensitometer in
das Standard X-Y-Format konvertiert, um die graphischen
Darstellungen in den Fig. 8a, 8b und 8c, die den
jeweiligen dünnen Filmen entsprechen, zu erhalten. Es
sollte festgestellt werden, daß die Gipfel graduell
weniger ausgeprägt in der Reihenfolge a, b und c sind
und in c kein säulenförmiges Kristall existiert. Fig. 9
zeigt aufgelöste und vergrößerte Ansichten der
allgemeinen Form der Gipfel in Fig. 8. Die
Referenzziffern der jeweiligen Kurven bezeichnen die
Struktur des dünnen Filmes oder die Ausgangsschicht 20
das säulenförmige Kristallnetz 21 und die Feinteilchen
22.
Ein Substrat mit einem dünnen Film von 170 nm Dicke
einer Legierung mit der Zusammensetzung
Tb19,1(Fe90,3Co9,7)80,9 wurde mit der Counter-Target
Sputtervorrichtung bei einem Argongasdruck PAr von 3,6 mTorr,
einer Sputtergeschwindigkeit Rd von 100 nm/min,
und einer magnetischen Feldstärke Bp von entweder 160
Gauß oder 220 Gauß am Mittelpunkt zwischen den Targets
erzeugt. Anschließend wurde der so erzeugte Film einem
Witterungsbeständigkeitstest unterworfen, indem der
dünne Film 250 Tage lang der Luft ausgesetzt wurde. Nach
diesem Test sank der Reflexionskoeffizient um 4%, aber
der Kerr-Rotationswinkel von ungefähr 0,28 Grad und die
Koerzitivkraft von ungefähr 12 kOe blieben unverändert.
Der dünne Film wurde außerdem 150 min einer Atmosphäre
von 90% relativer Luftfeuchtigkeit (RH) bei 50°C
unterworfen. Obwohl der Reflexionskoeffizient allmählich
sank, blieben der Kerr-Rotationswinkel und die
Koerzitivkraft unverändert beinahe konstant, und sind
beständig in einer Atmosphäre von Wasserdampf und
Sauerstoff.
Fig. 10 zeigt die Abhängigkeit des Kerr-Rotationswinkels
Rk von dem Bestandteil Tb in dem dünnen Film. Der
Kerr-Rotationswinkel wurde mit einem Laser mit einer
Wellenlänge von 830 nm gemessen.
Der dünne Film einer Zusammensetzung von TbFeCo wurde
mit einer Counter-Target Sputtervorrichtung mit einem
PAr von 3,6 Torr erzeugt, und weiterhin durch
Einstellen der Sputtergeschwindigkeit Rd auf entweder 50
oder 100 nm/min und einer magnetischen Feldstärke BP von
entweder 160 oder 220 Gauß. Der Kerr-Rotationswinkel Rk
steigt bei Sputtergeschwindigkeiten von 50 und 100
nm/min mit ansteigender Stärke des angelegten
magnetischen Feldes. Dies impliziert, daß das Erzeugen
des dünnen Filmes auf einem Substrat in einem
plasmafreien Zustand für den Erhalt eines großen
Kerr-Rotationswinkels wichtig ist.
Der dünne Film, der bei einer Sputtergeschwindigkeit Rd
von 100 nm/min auf dem Substrat unter plasmafreien
Bedingungen erzeugt wurde, zeigte Kerr-Rotationswinkel
von 0,37 Grad Größe. Diese Kerr-Rotationswinkel, die in
Fig. 10 gezeigt sind, nehmen allmählich mit zunehmendem
Tb-Bestandteil ab. Der dünne Film, der bei einer
Magnetstärke Bp von 220 Gauß unter plasmafreien
Bedingungen und mit einer Sputtergeschwindigkeit Rd von
100 nm/min erhalten wird, weist eine geringere Abnahme
des Kerr-Rotationswinkels im Vergleich zu dem auf, der
bei einer Sputtergeschwindigkeit Rd von 50 nm/min
erhalten wird, der eine sehr viel größere Abhängigkeit
vom Tb-Bestandteil hat. Dünne Filme mit stabilen
Eigenschaften können also auch dann noch erhalten
werden, wenn der Tb-Bestandteil gemischt ist.
Eine photomagnetische Scheibe wurde aus dem so
erhaltenen dünnen TbFeCo-Film gemacht und sein
CN-Verhältnis wurde unter den Untersuchungsbedingungen
einer Ausgabeleistung von 1,5 mW, einer
Aufzeichnungsleistung von 8,0 mW, einer Bitlänge von 0,8
bis 1,0 µm, einem externen magnetischen Feld von 400
Gauß, einer linearen Geschwindigkeit von 15 m/sek an
einer Stelle mit einem Radius von 79,6 mm untersucht.
Die Abhängigkeit des CN-Verhältnisses von der Bitlänge,
wenn der dünne Film als eine photomagnetische Scheibe
gebildet wird, ist durch die graphische Darstellung in
Fig. 11 gezeigt. In Fig. 11 zeigen die Diagramme b und c
die photomagnetischen Scheiben, die mit der
Counter-Target Sputtervorrichtung hergestellt worden
sind, die Kurve c ist eine plasmafreie Scheibe, die mit
einem Substrat gemacht wurde, das dem Plasma nicht
ausgesetzt war, und die Kurve b ist eine Scheibe, die
aus einem dem Plasma ausgesetzten Substrat hergestellt
wurde. Die Kurve a ist eine Scheibe, die mit einer
gebräuchlichen Magnetron-Sputtervorrichtung hergestellt
wurde. Es ist offensichtlich, daß die photomagnetische
Scheibe, insbesondere die, die aus einem Substrat unter
plasmafreien Bedingungen hergestellt wurden, ein hohes
CN-Verhältnis von 57 dB bei einer Bitlänge von 5 µm
aufweist, was 8 dB höher ist als die Kurve b für das dem
Plasma ausgesetzte Substrat. Fig. 11 zeigt, daß der
Kerr-Rotationswinkel der optomagnetischen
Aufzeichnungsschicht durch die plasmafreien Bedingungen
erheblich vergrößert ist. Es ist daher offensichtlich,
daß das Substrat unter plasmafreien Bedingungen
weiterverarbeitet werden sollte, um ein verbessertes
CN-Verhältnis der photomagnetischen Scheibe zu erhalten.
Claims (6)
1. Verfahren zum Ausbilden eines photomagnetischen Speichermediums
in einer Vakuum-Niederschlagskammer mit Hilfe
wenigstens eines Substrates und wenigstens eines Targets,
wobei ein Target benutzt wird, welches zusammensetzungsmäßig
so ausgewählt wird, daß eine amorphe
Seltenerd-Übergangsmetall-Legierung der Zusammensetzung
Tbx(Fe100-yCoy)100-x gebildet wird, wobei diese Legierung
eine nicht-säulenförmige Struktur aufweist und in
der legierten Zusammensetzung y ungefähr gleich 9,7 ist
und x im Bereich von 14 bis 24 liegt, umfassend die
Schritte des
Erzeugens eines Plasmas innerhalb der Vakuum-Niederschlagskammer und
Anlegens eines magnetischen Feldes in der Kammer, welches von einer solchen Richtung und Stärke ist, daß das Plasma das wenigstens eine Substrat nicht berührt,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Materialien des Targets auf dem wenigstens einen Substrat mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 100 nm/min niedergeschlagen werden und
daß dem mangetischen Feld eine Intensität von 160 bis 220 Gauß erteilt wird.
Erzeugens eines Plasmas innerhalb der Vakuum-Niederschlagskammer und
Anlegens eines magnetischen Feldes in der Kammer, welches von einer solchen Richtung und Stärke ist, daß das Plasma das wenigstens eine Substrat nicht berührt,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Materialien des Targets auf dem wenigstens einen Substrat mit einer Geschwindigkeit von 50 bis 100 nm/min niedergeschlagen werden und
daß dem mangetischen Feld eine Intensität von 160 bis 220 Gauß erteilt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
die Legierung die Zusammensetzung TbFeCo hat.
3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 und 2, dadurch gekennzeichnet,
daß zwei Targets in der Vakuumkammer so
einander gegenüberliegend werden, daß sich
ihre beiden Hauptflächen gegenüberliegen, wobei sich das
magnetische Feld im wesentlichen senkrecht zu den beiden
Hauptflächen erstreckt, und wobei die Oberfläche des Substrates
im wesentlichen parallel zu einer Achse zwischen
den beiden Hauptflächen des Targets ausgerichtet werden.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß
das magnetische Feld mittels zweier Magnete entgegengesetzter
Polarität angelegt wird, die an den den beiden
Hauptflächen gegenüberliegenden Seiten der Targets angeordnet
sind.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
eine Vielzahl von Halteeinrichtungen zum Haltern einer
Vielzahl von Substraten zur Verfügung gestellt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß
ein einziger rotationsfähiger Halter zum Haltern einer
Vielzahl von Substraten zur Verfügung gestellt wird.
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