DE69023835T2

DE69023835T2 - Träger für senkrechte magnetische Aufzeichnung und Verfahren zu seiner Herstellung.

Info

Publication number: DE69023835T2
Application number: DE69023835T
Authority: DE
Inventors: Minoru Kume; Koutaro Matsuura; Seiichiro Takahashi
Original assignee: Sanyo Electric Co Ltd
Current assignee: Sanyo Electric Co Ltd
Priority date: 1989-08-10
Filing date: 1990-08-10
Publication date: 1996-07-04
Anticipated expiration: 2010-08-11
Also published as: EP0415155A2; EP0415155A3; US5173370A; EP0415155B1; DE69023835D1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft allgemein ein magnetisches Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung, und im besonderen ein magnetisches Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung mit einer Magnetschicht, die aus einer Legierung eines Eisenstickstoff-(Fe-N)-Systems oder eines Eisen-Kobalt-Stickstoff- (Fe-Co-N)-Systems besteht, sowie ein Verfahren zur Herstellung desselben.
Die Senkrechtaufzeichnung eignet sich dem Wesen nach für eine hohe Aufzeichnungsdichte, da der Selbstentmagnetisierungseffekt proportional zum Anstieg der Aufzeichnungsdichte unterdrückt wird. Als Medium für Senkrechtaufzeichnung ist eine Magnetschicht mit einem Kobalt-Chrom-(Co-Cr)- System bekannt, die mit Hilfe eines Sputterverfahrens oder eines Bedampfungsverfahrens unter Vakuum erzeugt wird.
Eine magnetische Co-Cr-Schicht eignet sich wegen ihrer großen magnetischen Anisotropie und Sättigungsmagnetisierung hervorragend als ein magnetisches Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung, sie besitzt jedoch den Nachteil&sub1; daß Kobalt teuer ist. Deshalb wurde ein magnetisches Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung mit einem Fe-N- System auf der Basis billigen Eisens vorgeschlagen, wie es zum Beispiel in der Japanese Patent Laying-open No. 59- 228705 beschrieben wird. Der Hauptbestandteil dieses Aufzeichnungsmediums ist Eisennitrid mit einer hexagonalen Kristallstruktur von &epsi; - FexN (2 ≤ x ≤ 3), welches mit Hilfe einer physikalischen Dampfabscheidung (zum Beispiel Sputterverfahren, Vakuumbedampfungsverfahren) in einem Ar- Gasstrom, in einem Gasgemischstrom aus Ar und N&sub2; oder in einem Gasgemischstrom aus Ar, N&sub2; und H&sub2; erzeugt wird, wobei als Ausgangsmaterial Pulver, gesinterte Preßlinge oder Festkärpermaterialien verwendet werden, die mindestens einen Bestandteil der aus Eisen und Nitriden, wie z.B. γ' - Fe&sub4;N, &epsi; - FexN(2 ≤ x ≤ 3) und - Fe&sub2;N bestehenden Stoffgruppe enthalten.
Die oben genannte Magnetschicht aus Eisennnitrid mit hexagonaler Kristallstruktur als Hauptbestandteil kann nicht mit hoher Fertigungsgeschwindigkeit hergestellt werden. Die Wachstumsgeschwindigkeit der Schichtstärke beträgt beim Sputtern zum Beispiel 50 Å/min und ist für eine Massenproduktion ungeeignet.
In Anbetracht des Vorhergehenden ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein magnetisches Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung bereitzustellen, das eine Magnetschicht aus einem Fe-N-System oder einem Fe-Co-N-System mit einer ausreichenden quermagnetischen Anisotropie enthält und sich mit einer hohen Geschwindigkeit hergestellen läßt, sowie ein Verfahren zur Herstellung desselben.
Entsprechend einem Aspekt der vorliegenden Erfindung enthält das magnetische Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung, wie im unabhängigen Anspruch 1 angegeben, ein nichtmagnetisches Substrat mit einer Hauptfläche und eine Magnetschicht mit einem Fe-N-System, die auf der Hauptfläche des Substrates aufgebracht ist. Die Magnetschicht beinhaltet nicht nur die ferromagnetische Phase, sondern als größten Anteil auch die paramagnetische Phase - Fe&sub2;N. Die Magnetschicht besitzt eine säulenförmige Kristallstruktur, die senkrecht zur Hauptfläche des Substrates ausgerichtet ist, und durch den Einschluß von - Fe&sub2;N eine senkrechte magnetische Anisotropie.
Entsprechend einem anderen Aspekt der vorliegenden Erfindung umfaßt das Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Aufzeichnungsmediums für Senkrechtaufzeichnung, wie im unabhängigen Anspruch 5 dargelegt wird, die Verfahrensschritte des Erwärmens eines nichtmagnetischen Substrates mit einer Hauptfläche auf eine vorgegebene Temperatur, des Zuführens von Eisendampf über der Hauptfläche des Substrates aus einer Richtung orthogonal zur Hauptfläche, und gleichzeitig auch eines Stickstoffplasmas, so daß eine Magnetschicht erzeugt wird, die nicht nur die ferromagnetische Phase, sondern als größten Anteil auch die paramagnetische Phase - Fe&sub2;N enthält, sowie eine säulenförmige Kristallstruktur, die in Richtung senkrecht zur Hauptfläche des Substrates ausgerichtet ist, und eine senkrechte magnetische Anisotropie besitzt.
Entsprechend einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung umfaßt das magnetische Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung ein nichtmagnetisches Substrat mit einer Hauptfläche und eine Magnetschicht mit einem Fe-Co-N-System, die auf der Hauptfläche des Substrates aufgebracht ist. Die Magnetschicht enthält Co im Umfang von nicht mehr als Co/(Fe + Co) = 50 Atom % sowie - Fe&sub2;N. Die Magnetschicht besitzt eine säulenförmige Kristallstruktur, die senkrecht zur Hauptfläche des Substrates ausgerichtet ist, und durch den Gehalt an - Fe&sub2;N eine senkrechte magnetische Anisotropie.
Entsprechend einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung beinhaltet das Verfahren zur Herstellung eines magnetischen Aufzeichnungsmediums für Senkrechtaufzeichnung die Verfahrensschritte des Erwärmens eines nichtmagnetischen Substrates mit einer Hauptfläche auf eine vorgegebene Temperatur, des Zuführens von Eisen- und Kobaltdampf über der Hauptfläche des Substrates aus einer Richtung orthogonal zur Hauptfläche, und gleichzeitig auch eines Stickstoffplasmas, so daß ein magnetisches Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung erzeugt wird, das Co im Umfang von nicht mehr als Co/(Fe + Co) = 50 Atom % sowie - Fe&sub2;N enthält und eine säulenförmige Kristallstruktur, die senkrecht zur Hauptfläche des Substrates ausgerichtet ist, und eine senkrechte magnetische Anisotropie aufweist.
Die vorhergehenden und weitere Aufgaben, Merkmale, Aspekte und Vorteile der vorliegenden Erfindung sollen durch die folgende ausführliche Beschreibung der vorliegenden Erfindung deutlicher werden, die an Hand der beiliegenden Zeichnungen erfolgt.
Fig. 1 ist eine Schnittansicht einer Vorrichtung für ionengestütze Bedampfung, die bei der Produktion des magnetischen Aufzeichnungsmediums für Senkrechtaufzeichnung entsprechend der vorliegenden Erfindung eingesetzt wird.
Fig. 2 - 4 sind Diagramme für verschiedene magnetische Kennlinien einer Fe-N-Magnetschicht, die entsprechend dem ersten Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde.
Fig. 5A und 5B sind Aufnahmen eines Rasterelektronenmikroskops, die die Kristallstruktur der Fe-N-Magnetschicht zeigen.
Fig. 6A und 6B sind Diagramme, die die Beugungsintensität von Röntgenstrahlen an der Fe-N-Magnetschicht zeigen.
Fig. 7 ist ein Diagramm, das die Ergebnisse der Analyse der Fe-N-Magnetschicht mit Hilfe der Mössbauer-Spektroskopie zeigt.
Fig. 8 und 9 sind Diagramme, die die Abhängigkeit der magnetischen Kennlinien der Fe-N-Magnetschicht von der Substrattemperatur zeigen.
Fig. 10 stellt eine Schnittansicht eines gewöhnlichen Vakuumbedampfungsgerätes dar.
Fig. 11 zeigt die rasterelektronenmikroskopische Aufnahme einer Fe-N-Magnetschicht, die durch Zuführen von Eisendampf in schräger Richtung zur Oberfläche des Substrates erzeugt wurde.
Fig. 12A und 12B sind Diagramme, die verschiedene magnetische Kennlinien der Fe-Co-N-Magnetschicht zeigen.
Fig. 13A - 19B sind Diagramme, die die Abhängigkeit der quermagnetischen Kennlinien verschiedener Fe-Co-N- Magnetschichten von der Sättigungsmagnetisierung zeigen.
Fig. 20A und 20B sind rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen, die die Kristallstruktur von Magnetschichten aus Fe&sub6;&sub8;Co&sub3;&sub2;-N beziehungsweise Co-N zeigen.
Fig. 21A - 21C sind Diagramme, die die Beugungsintensität von Röntgenstrahlen an Fe-Co-N-Magnetschichten zeigen, die bei verschiedenen Wachstumsgeschwindigkeiten hergestellt wurden.
Fig. 22A und 22B sind Diagramme, die die XPS-Spektren (X- ray photoelectron spectroscopy = fotoelektronische Röntgenstrahlen-Spektroskopie) der Fe&sub6;&sub8;Co&sub3;&sub2;-N-Magnetschicht zeigen.
Für die vorliegende Anmeldung gilt die folgende Einheitenumwandlungstabelle benutzt.
1 eV 1,6021892 x 10&supmin;¹&sup9; Joule
1 Torr 133,325 Pa
1 Å = 10&supmin;¹&sup0; m
1 emu/cc 1,26 x 10&supmin;³ Weber m&supmin;².
Fig. 1 zeigt die Schnittansicht eines Beispiels des ionengestützten Bedampfungsgerätes, das bei der Produktion eines magnetischen Aufzeichnungsmediums für Senkrechtaufzeichnung entsprechend der vorliegenden Erfindung eingesetzt wird. In dem Vakuumgefäß 1 wird mit Hilfe eines Pumpsystems (nicht gezeigt) über einen Pumpenstutzen 2 ein Hochvakuum von weniger oder gleich 1 x 10&supmin;&sup6; Torr aufrechterhalten. Im Innern des Vakuumgefäßes 1 befinden sich ein Schmelztiegel 3, ein Substrathalter 4 und eine Plasmaerzeugungskammer 5. Im Schmelztiegel 3 ist eine Eisen- oder Eisenkobaltlegierung 6 als Verdampfungsquelle enthalten. Am Boden des Substrathalters 4 ist ein nichtmagnetisches Beschichtungssubstrat 7 befestigt. Der Schmelztiegel 3 ist genau unterhalb des Substrates 7 angeordnet. Im Substrathalter 4 befindet sich ein Heizer (nicht gezeigt),mit dem die Temperatur des Substrates 7 geregelt wird.
Die Plasmaerzeugungskammer 5 enthält einen Kathodenglühfaden 8 und einen Anodenzylinder 9, und um den Anodenzylinder 9 ist eine Magnetspule 10 gewickelt. Von einer Gleichstromversorgung 11a wird ein Strom von 20 - 30 A in den Kathodenglühfaden 8 eingespeist. Von der Gleichstromversorgung lib wird eine positive Spannung von 100 V an die Anode 9 angelegt. Zum Entladen des Plasmas 12 ist an der Öffnung der Plasmaerzeugungskammer 5 ein Gitter 13 angebracht, das elektrisch mit Masse verbunden ist. Das Gitter 13 wirkt in der Weise, daß zwischen dem Inneren und dem Äußeren der Plasmaerzeugungskammer 5 eine Druckdifferenz erzeugt wird. Durch eine Rohrleitung 15 wird Stickstoffgas in die Plasmaerzeugungskammer 5 eingeleitet.
In dem ionengestützten Bedampfungsgerät entsprechend Fig. 1 werden die neutralen Stickstoffmoleküle, die durch die Rohrleitung 15 in die Plasmaerzeugungskammer 5 eingeleitet werden, durch Kollision mit den von dem Glühfaden 8 ausgesendeten Thermoelektronen ionisiert und durch die Anode 9 bechleunigt. Stickstoffionen und Elektronen niedriger Energie, die durch diese Ionisation erzeugt werden, werden durch den Magnetfeldgradienten, der durch die Magnetspule 10 erzeugt wird, und der Druckdifferenz durch das Gitter 13 an der Öffnung der Plasmaerzeugungskammer 5 entladen. Dieses entladene Stickstoffplasma erreicht das Substrat 7 gleichzeitig mit dem Fe-oder Fe+Co-Dampf 14 vom Schmelztiegel 3.
Die positive Ladung der Stickstoffionen, die das Substrat erreichen, wird mit Hilfe der Elektronen im Plasma neutralisiert, so daß das Substrat 7 nicht aufgeladen wird. Da die kinetische Energie der Stickstoffionen und der Elektronen nicht mehr als 100 eV beträgt, erzeugt die Magnetschicht aus Fe-N oder Fe-Co-N, die auf dem Substrat 7 abgeschieden wird, keine thermische Dissoziation.
Als erstes Ausführungsbeispiel der vorliegenden Erfindung wird unter Verwendung des Gerätes entsprechend Fig. 1 unter folgenden Schichtwachstumsbedingungen I eine Fe-N-Magnetschicht auf dem Beschichtsubstrat erzeugt.

Schichtwachstumsbedingungen I

Gegendruck: nicht mehr als 1 x 10&supmin;&sup6; Torr
Stickstoffgasdruck: 2 x 10&supmin;&sup4; Torr
Wachstumsgeschwindigkeit: 750 - 1750 Å/min
Stromdichte der Stickstoffionen: 2,0 mA/cm² Auftreffwinkel des Eisendampfes: 90º Substrattemperatur: 100ºC Kinetische Energie der Stickstoffionen: nicht mehr als 100 eV
In den Fig. 2 - 4 sind verschiedene magnetische Kennlinien einer Fe-N-Magnetschicht dargestellt, die unter den Schichtwachstumsbedingungen 1 abgeschieden wurde. Im Diagramm gemäß Fig. 2 ist auf der Abszisse die Schichtwachstumsgeschwindigkeit aufgetragen, auf der linken Ordinate die Sättigungsmagnetisierung Ms und auf der rechten Ordinate das Restmagnetisierungsverhältnis Br /Br// in der senkrechten Richtung zur Längsrichtung bezüglich der Magnetschicht. Die durchgezogene Kurve zeigt die Abhängigkeit der Sättigungsmagnetisierung Ms von der Schichtwachstumsgeschwindigkeit, während die gestrichelte Kurve die Abhängigkeit des Restmagnetisierungsverhältnisses Br /Br// von der Schichtwachstumsgeschwindigkeit zeigt. In Fig. 3 zeigt die Abszisse die Schichtwachstumsgeschwindigkeit, während die Ordinate die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie wiedergibt. In Fig. 4 ist auf der Abszisse die Schichtwachstumsgeschwindigkeit und auf der Ordinate die Koerzitivkraft Hc in senkrechter Richtung bzw. die Koerzitivkraft Hc // in paralleler Richtung zur Magnetschicht aufgetragen. Die durchgezogene Kurve zeigt die senkrechte Koerzitivkraft Hc , während die gestrichelte Kurve die parallele Koerzitivkraft Hc// zeigt.
Aus den Fig. 2 - 4 ist ersichtlich, daß mit kleiner werdender Schichtwachstumsgeschwindigkeit ab 1750 Å/min die Sättigungsmagnetisierung Ms abfällt, während die vertikalen Magnetisierungskennlinien, wie z.B. das Restmagnetisierungsverhältnis Br /Br//, die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie und die senkrechte Koerzitivkraft Hc ansteigen. Bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1000 Å/min erhält man mit einer Sättigungsquermagnetisierung Ms von 290 emu/cc, einem Restmagnetisierungsverhältnis Br /Br// von 1,2, einer Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie von 2800 Oe und einer senkrechten Koerzitivkraft Hc von 450 Oe ausreichende quermagnetische Kennwerte.
Die Fig. 5A und 5B sind Aufnahmen eines Rasterelektronenmikroskops, die die Kristallstruktur von Fe-N-Magnetschichten zeigen, die mit den Wachstumsgeschwindigkeiten von 1750 Å/min beziehungsweise 1000 Å/min hergestellt wurden. Der weiße Maßstabsstrich unter jeder Mikroaufnahme entspricht einer Länge von 166 nm. Aus den Fig. 5A und 5B ist ersichtlich, daß in der mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1750 Å/min erzeugten Fe-N-Magnetschicht keine säulenförmige Kristalistruktur vorhanden ist, wohingegen in der Fe-N-Magnetschicht, die mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1000 Å/min abgeschieden wurde und ausreichende senkrechtmagnetische Eigenschaften aufweist, eine säulenförmige Kristallstruktur gebildet wurde, die in Richtung senkrecht zur Oberfläche der Schicht ausgerichtet ist.
Die Fig. 6A und 6B sind Diagramme, die die Ergebnisse einer Analyse der Zusammensetzung mittels Beugung von Röntgenstrahlen an Fe-N-Magnetschichten zeigen, die mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1750 Å/min beziehungsweise 1000 Å/min abgeschieden wurden. In diesen Diagrammen repräsentiert die Abszisse den Beugungswinkel 2, während auf der Ordinate die Beugungsintensität aufgetragen ist. Aus den Fig. 6A und 6B ist ersichtlich, daß das Beugungsmuster der Fe-N-Magnetschicht, die mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1750 Å/min hergestellt wurde, ein gemischtes Muster aus den Phasen von &epsi; - Fe&sub3;N, - Fe&sub2;N und γ' - Fe&sub4;N darstellt, wohingegen bei der Fe-N-Magnetschicht, die mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1000 Å/min abgeschieden wurde und ausreichende quermagnetische Kennwerte aufweist, ein Beugungsmuster erscheint, das die Dominanz der -Fe&sub2;N-Phase anzeigt, was auf Eisennitrid mit einer tetragonalen Kristallstruktur hinweist. Das bedeutet, daß -Fe&sub2;N eine wichtige Rolle beim Wachstum der säulenförmigen Kristallstruktur spielt und die quermagnetische Anisotropie verstärkt.
Fig. 7 stellt ein Diagramm dar, das die Ergebnisse der spektroskopischen Analyse nach Mössbauer an einer Fe-N-Magnetschicht mit ausreichenden quermagnetischen Eigenschaften, hergestellt bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1000 Å/min, zeigt. Die Abszisse repräsentiert die Geschwindigkeit der Gammastrahlenquelle, während die Ordinate die Intensität der Gammastrahlen angibt, die die Magnetschicht durchdringen. Das heißt also, die niedrige Übertragungsintensität der Gammastrahlen kennzeichnet die Absorption der Gammastrahlen durch die Magnetschicht. In Auswertung der spektroskopischen Analyse nach Mössbauer hat die Fe-N-Magnetschicht, die mit einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1000 Å/min abgeschieden wurde, die folgende Zusammensetzung.

Zusammensetzung der Fe-N-Magnetschicht

Paramagnetismus (Raumtemperatur) - Fe&sub2;N 62%
Paramagnetismus (Raumtemperatur) &epsi; - FexN 22%
Paramagnetismus (Raumtemperatur) α - Fe 8 %
Paramagnetismus (Raumtemperatur) γ' - Fe&sub4;N 8 %
Aus den Ergebnissen dieser Analyse der Zusammensetzung ist ersichtlich, daß zwar die quermagnetische Anisotropie der Fe-N-Magnetschicht in Übereinstimmung mit dem Gehalt an - Fe&sub2;N deutlich wächst, die Magnetisierung selbst aber aus dem Ferromagnetismus von α - Fe und γ' - Fe&sub4;N resultiert.
Bei der Untersuchung des Stickstoffgehaltes einer unter den Schichtwachstumsbedingungen 1 aufgebrachten Fe-N-Magnetschicht mit Hilfe der XPS (X-ray photoelektron spectroscopy = fotoelektronische Röntgenstrahlen-Spektroskopie) hat sich herausgestellt, daß der Stickstoffgehalt mit abfallender Schichtwachstumsgeschwindigkeit ansteigt, und daß der Stickstoffgehalt der Magnetschicht, die ausreichende magnetische Kennwerte erreicht, bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1000 Å/min 23 Atom % beträgt. Das stimmt mit dem Anstieg von - Fe&sub2;N bei abfallender Wachstumsgeschwindigkeit der Magnetschicht überein.
Die Fig. 8 und 9 zeigen die Abhängigkeit der magnetischen Eigenschaften der Fe-N-Magnetschicht von der Substrattemperatur. Die Magnetschicht wurde unter den Schichtwachstumsbedingungen 1 hergestellt, ausgenommen, daß die Substrattemperatur bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1000 Å/min zwischen 40ºC und 240ºC verändert wurde. In Fig. 8 stellt die Abszisse die Substrattemperatur dar, die linke Ordinate stellt die Sättigungsmagnetisierung Ms und die rechte Ordinate das Restmagnetisierungsverhältnis Br /Br// in der Richtung senkrecht zur Längsrichtung bezüglich der Magnetschicht dar. Die durchgezogene Kurve zeigt die Abhängigkeit der Sättigungsmagnetisierung Ms von der Substrattemperatur, während die gestrichelte Kurve die Änderung des Restmagnetisierungsverhältnisses Br /Br// von der Substrattemperatur zeigt. In Fig. 9 ist auf der Abszisse die Substrattemperatur und auf der Ordinate die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie dargestellt.
Aus den Fig. 8 und 9 ist ersichtlich, daß die senkrecht-magnetischen Eigenschaften, wie z.B. das Restmagnetisierungsverhältnis Br /Br// in der senkrechten Richtung zur Längsrichtung und die Feldstärke Hk der senkrechten magnetischen Anisotropie die besten Werte bei einer Fe-N-Magnetschicht aufweisen, die bei einer Substrattemperatur von annähernd 100ºC hergestellt wurde.
Zum Vergleich wurde eine Fe-N-Magnetschicht unter Verwendung eines gewöhnlichen Vakuumbedampfungsgerätes hergestellt, wie es in Fig. 10 gezeigt wird. Dieselben Elemente, die denen in Fig. 1 entsprechen, besitzen in Fig. 10 dieselben Bezugszahlen. Die Fe-N-Magnetschicht wird unter den folgenden Schichtwachstumsbedingungen II abgeschieden.

Schichtwachstumsbedingung II

Gegendruck: nicht mehr als 1 x 10&supmin;&sup6; Torr
Stickstoffgas-Druck: 2 x 10&supmin;&sup4; Torr
Wachstumsgeschw.: 1000 Å/min
Auftreffwinkel des Eisendampfes: 90º
Substrattemperatur: 100ºC
Die folgende Tabelle 1 zeigt die magnetischen Kennwerte der Fe-N-Magnetschicht des ersten Ausführungsbeispiels, die unter den Wachstumsbedingungen 1 hergestellt wurde, und ein Vergleichsbeispiel einer Fe-N-Magnetschicht, die unter den Schichtwachstumsbedingungen II bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von 1000 Å/min und einer Substrattemperatur von 100ºC hergestellt wurde. Tabelle 1 Stickst. ionen strom Sättig. magnet. Restmagn. Verhalt. Feldst. der quermagn. Anisotr. senkr. Koerzitivkraft Parral-Koerzitivkraft
Die Betrachtung der Aufnahmen eines Rasterelektronenmikroskops vom Vergleichsbeispiel der Fe-N-Magnetschicht ergab, daß keine säulenförmige Kristallstruktur vorhanden war, und bei der Röntgenstrahlenbeugung war nur das Beugungsmuster der α-Fe-Phase erkennbar.
Desweiteren wurde als zweites Vergleichsbeispiel eine Fe-N- Magnetschicht hergestellt, indem durch Neigen des Substrathalters 4 des Gerätes gemäß Fig. 1 um einen vorgegebenen Winkel Eisendampf in schräger Richtung bezüglich der Oberfläche des Substrates 7 zugeführt wurde. Das zweite Vergleichsbeispiel eines Fe-N-Magnetschicht besitzt eine säulenförmige Kristallstruktur, die bezüglich der Substratoberfläche schräg gewachsen ist, wie in der Aufnahme durch ein Rasterelektronenmikrop gemäß Fig. 11 erkennen läßt, mit einem Stickstoffgehalt von 16 Atom %. Das Restmagnetisierungsverhältnis Br /Br// in der senkrechten Richtung zur Längsrichtung betrug bei der Fe-N-Magnetschicht des zweiten Vergleichsbeispiels jedoch nur etwa 0,30, und es war nahezu keine quermagnetische Anisotropie vorhanden.
Als zweites Ausführungsbeispiel wurde mit der Apparatur entsprechend Fig. 1 auf einem Beschichtungssubstrat unter den folgenden Wachstumsbedingungen III eine Fe-Co-N-Magnetschicht erzeugt.

Schichtwachstumsbedingung III

Gegendruck: nicht mehr als 1 x 10&supmin;&sup6; Torr
Stickstoffgas-Druck: 2 x 10&supmin;&sup4; Torr
Wachstumsgeschwindigkeit: 100 - 750 Å/min
Stromdichte der Stickstoffionen: 2,0 mA/cm²
Kinetische Energie der Stickstoffionen: nicht mehr als 100 eV
Auftreffwinkel des Eisencobaltdampfes: 90º
Substrattemperatur: 100ºC
FeCo-Verhältnis: (Zusammensetzung der Legierung der Verdampfungsquelle) Fe&sub1;&sub0;&sub0;, Fe&sub9;&sub0;Co&sub1;&sub0;, Fe&sub7;&sub0;Co&sub3;&sub0;, Fe&sub6;&sub0;Co&sub4;&sub0;, Fe&sub5;&sub0;Co&sub5;&sub0;, Fe&sub3;&sub0;Co&sub7;&sub0;, Co&sub1;&sub0;&sub0;
In den Fig. 12A und 12B sind verschiedene magnetische Kennlinien von Fe-Co-N-Magnetschichten dargestellt, die unter den Schichtwachstumsbedingungen III hergestellt wurden. In dem Diagramm gemäß Fig. 12A gibt die Abszisse den Kobaltgehalt Co/(FeCo) in Atom % wieder, während auf der Ordinate die Feldstärke Hk der senkrecht-magnetischen Anisotropie und die senkrechte Koerzitivkraft Hc aufgetragen sit. Der Kobaltgehalt in der Magnetschicht wird mit Hilfe einer XPS- Analyse gemessen. In Fig. 12B repräsentiert die Abszisse den Kobaltgehalt, während die Ordinate die Sattigungsmagnetisierung Ms wiedergibt. Fig. 12A zeigt die Daten einer Fe- Co-N-Magnetschicht, bei der die Sättigungsmagnetisierung Ms 3,2 - 3,6 kgauss beträgt, während Fig. 12B die Daten einer Fe-Co-N-Magnetschicht zeigt, bei der der Stickstoffgehalt 11 Atom % beträgt.
Aus Fig. 12A ist erkennbar, daß die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie der Fe-Co-N-Magnetschicht, beginnend von 2,8 kOe beim Co-Gehalt Null, proportional zum Co- Gehalt ansteigt, und bei einer Fe&sub7;&sub7;Co&sub2;&sub3;N-Magnetschicht, bei welcher das atomare Zusammensetzungsverhältnis von Fe/Co 77/23 beträgt, einen Maximalwert von 4,0 koe erreicht. Wenn der Kobaltgehalt weiter ansteigt, fällt die Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie ab. Wenn der Kobaltgehalt 60 Atom % überschreitet, wird die Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie niedriger als beim Co-Gehalt Null. In Anbetracht der Gleichung Hk = 2 Ku/Ms, die die Beziehung zwischen der Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie und der Anisotropieenergie Ku ausdrückt, ist es verständlich, daß sich die Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie erhöht, da die Anisotropieenergie Ku der Magnetschicht in Übereinstimmung mit dem Hinzufügen von Co ansteigt (vorausgesetzt, daß es innerhalb des Bereiches von 0 - 32 Atom % liegt). Die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie der Co-N-Magnetschicht beträgt 2,3 kOe, was im Vergleich zu der Fe-N-Magnetschicht ein geringer Wert ist.
Die Abhängigkeit der senkrechten Koerzitivkraft Hc der Fe- Co-N-Magnetschicht vom Co-Gehalt zeigt eine ähnliche Tendenz wie die Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie, wobei der Maximalwert von 600 Oe bei einem Co-Gehalt von etwa 23 Atom % erreicht wird, und sie besitzt bei einem Co- Gehalt von nicht mehr als 80 Atom % einen Wert, der größer ist als der der Fe-N-Magnetschicht.
Es ist ein Co-Cr-Magnetband für Senkrechtaufzeichnung mit den magnetischen Kennwerten Hk = 2,2 kOe, Hc = 500 Oe und Ms = 7,2 kGauss bekannt (siehe Seite 63, Tabelle 2 von "Journal of Japanese Applied Magnetism Society" Volum 12, 1988). Vom Standpunkt der elektromagnetischen Umwandlungskennlinie ist eine Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie diesen Grades bei diesem Co-Cr-Magnetband für Senkrechtaufzeichnung angemessen, und die Sättigungsmagnetisierung Ms wurde verhältnismäßig hoch gewählt. Das läßt vermuten, daß die Größe der Sättigungsmagnetisierung Ms bei einer Magnetschicht mit einer Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie diesen Grades kritisch ist.
Aus Fig. 12B ist ersichtlich, daß die Sättigungsmagnetisierung Ms der Fe-Co-N-Magnetschicht bei einem Co-Gehalt von etwa 25 Atom % einen Maximalwert von etwa 3,4 kgauss aufweist, wobei der Wert bei einem Co-Gehalt von nicht mehr als 50 Atom % stets größer ist, als der einer Fe-N-Magnetschicht.
Wenn also der Wert Co/(Fe+Co) für den Co-Gehalt nicht mehr als 50 Atom % beträgt, daß heißt bei einer Fe-Co-N-Magnetschicht mit einem atomaren Zusammensetzungsverhältnis von Eisen zu Kobalt, das durch den Ausdruck Fe100-xCox mit (0< x< 50) gegeben ist, dann sind die Werte für die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie, die senkrechte Koerzitivkraft Hc und die Sättigungsmagnetisierung Ms insgesamt besser als bei der Fe-N-Magnetschicht.
Die Fig. 13A - 19B zeigen die unterschiedliche Abhängigkeit der quermagnetischen Eigenschaften von Fe-Co-N-Magnetschichten, die mit Hilfe der Schichtwachstumsbedingungen III hergestellt wurden, von der Sättigungsmagnetisierung. Die Fig. 13A, 14A, 15A, 16A, 17A, 18A und 19A zeigen die Änderungen der Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie in Abhängigkeit von der Sättigungsmagnetisierung Ms für Magnetschichten aus Fe-N-, Fe&sub9;&sub4;Co&sub6;-N, Fe&sub7;&sub6;Co&sub2;&sub4;-N, Fe&sub7;&sub7;Co&sub2;&sub3;-N, Fe&sub6;&sub6;Co&sub3;&sub4;-N, Fe&sub4;&sub5;Co&sub5;&sub5;-N beziehungsweise Co-N. Die Fig. 13B, 14B, 15B, 16B, 17B, 18B und 19B zeigen die Änderungen der senkrechten Koerzitivkraft Hc in Abhängigkeit von der Sättigungsmagnetisierung Ms für Magnetschichten aus Fe-N-, Fe&sub9;&sub4;Co&sub6;-N, Fe&sub7;&sub6;Co&sub2;&sub4;-N, Fe&sub7;&sub7;Co&sub2;&sub3;-N, Fe&sub6;&sub6;Co&sub3;&sub4;-N, Fe&sub4;&sub5;Co&sub5;&sub5;-N beziehungsweise Co-N.
Im Vergleich zu den in den Fig. 13A und 13B gezeigten quermagnetischen Eigenschaften der Fe-N-Magnetschicht ist aus den Fig. 14a und 14b ersichtlich, daß bei der Fe&sub9;&sub4;Co&sub6;N-Magnetschicht zwar fast keine Anderung der senkrechten Koerzitivkraft Hc eingetreten ist, die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie aber größer ist, wenn die Sättigungsmagnetisierung Ms im Bereich von 2000 - 5000 Gauss liegt. Bei den in den Fig. 15A bis 17B gezeigten Fe&sub7;&sub6;Co&sub3;&sub4;- N-, Fe&sub7;&sub7;Co&sub2;&sub3;-N- und Fe&sub6;&sub6;Co&sub3;&sub4;-N-Magnetschichten sind sowohl die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie als auch die senkrechte Koerzitivkraft Hc höher als bei der Fe-N- Magnetschicht, wenn die Sättigungsmagnetisierung Ms im Bereich von 2000 - 5000 Gauss liegt. Bei den in den Fig. 18A und 19B gezeigten Magnetschichten aus Fe&sub4;&sub5;Co&sub5;&sub5;N und Co-N ist die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie erheblich schlechter im Vergleich zur Fe-N-Magnetschicht.
Das heißt also, daß die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie der Fe-Co-Magnetschicht mit einem atomaren Zusammensetzungsverhältnis von Fe:Co innerhalb des Bereiches von 94:6 bis 66:34 im Vergleich zur Fe-N-Magnetschicht besser ist, wenn die Sättigungsmagnetisierung Ms innerhalb des Bereiches von 2000 - 5000 Gauss liegt. Insbesondere kann eingeschätzt werden, daß sowohl die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie als auch die senkrechte Koerzitivkraft Hc in Fe-Co-N-Magnetschichten mit einem atomaren Zusammensetzungsverhältnis von Fe:Co innerhalb des Bereiches von 77:23 bis 66:34 im Vergleich zur Fe-N-Magnetschicht höher liegen.
Die Fig. 20A und 20B zeigen Aufnahmen eines Rasterelektronenmikroskops, die die Kristallstrukturen der Magnetschicht aus Fe&sub6;&sub8;Co&sub3;&sub2;-N beziehungsweise Co-N zeigen. Aus Fig. 20A läßt sich erkennen, daß in der Fe&sub6;&sub8;Co&sub3;&sub2;N-Magnetschicht mit ausreichender Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie säulenförmige Mikrokristalle in Richtung senkrecht zur Substratoberfläche gewachsen sind, genau wie bei der in Fig. 5B gezeigten Fe-N-Magnetschicht. Die Abmessung eines säulenförmigen Kristalls in der Fe&sub6;&sub8;Co&sub3;&sub2;N-Magnetschicht entsprechend Fig. 20A beträgt etwa 500 Å, was der der Fe-N-Magnetschicht entsprechend Fig. 5B gleicht. Aus Fig. 20B ist erkennbar, daß die säulenförmigen Mikrokristallstrukturen in der Co-N-Magnetschicht nicht deutlich sind, wenn die Feldstärke der quermagnetischen Anisotropie bei der säulenlosen Kristallstruktur verhältnismäßig klein ist.
Aus den obigen Ergebnissen kann eingeschätzt werden, daß die Bildung einer deutlichen säulenförmigen Kristallstruktur im Querschnitt der Magnetschicht eine wesentliche Bedingung dafür darstellt, daß die Fe-CO-N-Magnetschicht eine ausreichende magnetische Anisotropie aufweist, in gleicher Weise wie im Falle der Fe-N-Magnetschicht. Diese säulenförmige Kristallstruktur verbessert sich durch die Erhöhung des -Fe&sub2;N-Gehaltes.
Die folgende Tabelle 2 enthält die magnetischen Kennwerte der in den Fig. 5B, 20A und 20B gezeigten Magnetschichten. Tabelle 2
Die Fig. 21A, 21B und 21C zeigen die Röntgenstrahlen-Beugungsmuster von Fe-CO-N-Magnetschichten A, B und C, die bei einer Wachstumsgeschwindigkeit von 360 Å/min, 328 Å/min beziehungsweise 100 Å/min erzeugt wurden. Entsprechend diesen Beugungsmustern werden die Beugungsspitzen von Fe&sub4;N, Fe&sub3;N und Fe&sub2;N deutlich ausgeprägt als Funktion des Abfalls der Schichtwachstumsgeschwindigkeit, wobei der Grad des Stickstoffgehaltes der Fe-Co-N-Magnetschicht proportional zum Abfall der Schichtwachstumsgeschwindigkeit ansteigt. Tabelle 3 Identifizierte Phase Wachstumsgesch.
: Höchste Beugungsspitze
ο : Beugungsspitze
Tabelle 3 zeigt die Wachstumsgeschwindigkeit, die magnetischen Kennwerte und die Kristaliphasen, die aus dem Beugungswinkel der in den Fig. 21A - 21C gezeigten Fe-Co-N-Magnetschichten A, B und C ermittelt wurden.
Wie aus den Fig. 21A - 21C und Tabelle 3 erkennbar ist, zeigt jede Magnetschicht A, B und C ein Beugungsinuster, das sich aus α-Fe, γ'-Fe&sub4;N, γ'-Fe&sub3;N, &epsi;-FexN (2 ≤ x ≤ 3), - Fe&sub2;N, α-Co, γ-Co&sub3;N und δ-Co&sub2;N zusammensetzt. Die Aufmerksamkeit gilt den Fe-Co-N-Magnetschichten A und B mit der großen Anisotropie des Magnetfeldes, bei denen die metallischen, nicht mit Stickstoff versetzten Phasen (α-Fe, α-Co) in der Schicht verblieben sind. Es ist so zu verstehen, daß die Schicht nur partiell stickstoffbehandelt ist. Wenn der Grad der Stickstoffbehandlung erhöht wird, werden die Anteile der Metallphasen (α-Fe, α-Co) und des γ'-Fe&sub4;N oder dergleichen verringert, und die Anteile der stark mit Stickstoff versetzten Phasen (Fe&sub3;N, E-Fexn (2 ≤ x ≤ 3), - Fe&sub2;N, γ-Co&sub3;N, -Co&sub2;N) steigen an. Da die -Fe&sub2;N-Phase und die &epsi;-FexN (2 ≤ x ≤ 2,47)-Phase bei Raumtemperatur Paramagnetismus zeigen, ist zu vermuten, daß die Verringerung der Sättigungsmagnetisierung Ms proportional zum Abfall der Wachstumsgeschwindigkeit auf das Ansteigen der paramagnetische Phase zurückzuführen ist.
Wenn der Anteil der paramagnetischen Phase -Fe&sub2;N ansteigt, wird die Sättigungsmagnetisierung Ms abfallen. Die -Fe&sub2;N- Phase ist jedoch als wichtiger Faktor bei der Herausbildung einer säulenförmigen Kristallstruktur in der Fe-Co-N-Magnetschicht für die Verbesserung der quermagnetischen Anisotropie der Fe-Co-N-Magnetschicht unerläßlich.
Die Fig. 22A und 22B sind Diagramme, die das XPS-Spektrum der Fe&sub6;&sub8;Co&sub3;&sub2;N-Magnetschicht mit den magnetischen Kennwerten Hk 3,3 kOE, Hc = 5200 Oe und Ms = 3,4 KGauss zeigen. In den Diagrammen stellen die Abszissen die Bindungsenergie dar, während auf den Ordinaten die relative Spektralintensität aufgetragen ist. Die Elektronenenergie von Eisen mit dem Wert 2P3/2 erzeugt gemäß Fig. 22A bei 707 eV eine Spitze im Spektrum, wobei sich in Richtung der hochenergetischen Seite durch die chemische Bindung mit Nitrid ein überlagertes Spektrum von Eisennitrid erstreckt, das die chemische Verschiebung zeigt. Aus dem Kobalt-2P3/2-Pegel gemäß Fig. 22B läßt sich erkennen, daß der Spektralbereich, der eine chemische Verschiebung durch die Stickstoffbehandlung zeigt, im Vergleich zum Fall mit Eisen klein ist, wenn der Hauptteil des Kobalts im metallischen Zustand vorliegt.
Das bedeutet, daß sich Kobalt im Vergleich zu Eisen schwerer mit Stickstoff versetzen läßt. Das läßt die Schlußfolgerung zu, daß sich durch das Hinzufügen von Kobalt mit seiner unterschiedlichen Stickstoffaffinität zum Eisen die Möglichkeit ergibt, die Anisotropie der magnetischen Energie Ku zu verbessern, indem während des Schichtwachstums die Nitridbildungsbedingungen geändert werden.
Tabelle 4 zeigt die magnetischen Kennwerte und die Ergebnisse der Analyse der Zusammensetzung der Fe-Co-N-Magnetschichten D und E, die bei der XPS-Analyse verwendet wurden. Tabelle 4 Schicht Stickstoffgehalt (Atom %)
Vergleicht man die magnetischen Kennwerte der Magnetschichten D und E nach Tabelle 4 miteinander, die den gleichen Stickstoffgehalt aufweisen, d.h. also den gleichen Stickstoffbehandlungsgrad, dann wird deutlich, daß sich die Sättigungsmagnetisierung Ms proportional zum Co-Gehalt in der Magnetschicht erhöht. Die Steigerung der Sättigungsmagnetisierung der Fe-Co-N-Magnetschicht durch Hinzufügen von Co kann durch das magnetische Moment der Fe-Co-Legierungsphase erklärt werden, das hauptsächlich zur Änderung der Magnetisierung entsprechend der hinzugefügten Co-Menge beiträgt.
Die Tabellen 5 und 6 zeigen die magnetischen Kennwerte einer Fe-Co-N-Magnetschicht und einer Fe-N-Magnetschicht, die unter den Schichtwachstumsbedingungen III hergestellt wurden. Tabelle 5 Schicht Ms(kGauss) Tabelle 6 Schicht Ms(kgauss) Stickstoffgehalt (Atom %)
Aus den Tabellen 5 und 6 läßt sich erkennen, daß sich die Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie, die senkrechte Koerzitivkraft Hc und die Sättigungsmagnetisierung Ms durch Hinzufügen einer geeigneten Menge von Co zur Fe-N- Magnetschicht verbessern läßt.
Es ist anzunehmen, daß die Erhöhung der Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie dem Anstieg der Anisotropie der magnetischen Energie Ku, ausgelöst durch die Änderung des Verteilungszustandes des Nitrids in der senkrechten säulenförmigen Kristallstruktur, zuzuschreiben ist. Das ergibt sich aus dem Hinzufügen von Kobalt mit seiner unterschiedlichen Aff inität zu Stickstoff, was die Art der Nitridbildung während des Prozesses des Schichtwachstums verändert und die Ablösung der ferromagnetischen Phase durch die paramagnetische Nitridphase beschleunigt. Der Anstieg der senkrechten Koerzitivkraft Hc resultiert aus der Erhöhung der Feldstärke Hk der quermagnetischen Anisotropie. Es ist zu vermuten, daß die Verbesserung der Sättigungsmagnetisierung Ms eine Folge des Anstiegs des magnetischen Momentes der Fe-Co-Legierungsphase ist, das durch die Beigabe von Co zur Magnetisierung hinzugefügt wird.
Entsprechend dem zweiten Ausführungsbeispiel beträgt die Schichtwachstumsgeschwindigkeit (100-750 Å/min) mehr als das Doppelte der Geschwindigkeit eines Sputterverfahrens nach dem Stand der Technik (annähernd 50 Å/min). Das bedeutet, daß das Herstellungsverfahren für die Magnetschicht entsprechend dem zweiten Ausführungsbeispiel ebenfalls für eine Massenproduktion geeignet ist.
In Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung kann auf diese Weise ein magnetisches Aufzeichnungsmedium für Senkrechtaufzeichnung mit hervorragenden quermagnetischen Kennwerten in ausreichender Massenproduktion bereitgestellt werden.
Obwohl die vorliegende Erfindung im Detail beschrieben und erläutert wurde, versteht es sich, daß dies nur zur Erläuterung und als Beispiel und nicht zur Einschränkung erfolgte, und daß der Umfang der vorliegenden Erfindung nur durch den Wortlaut der anhängenden Ansprüche eingegrenzt wird.

Claims

1. Magnetisches Aufzeichnungsmedium mit einem auf einer Hauptoberfläche eines Substrats ausgebildeten magnetischen Film, wobei der magnetische Film ein FeN-System oder Fe-Co- N-System aufweist das eine säulenförmigen Kristalistruktur hat und eine paramagnetische Zeta-Fe&sub2;N-Phase und eine ferromagnetische Phase enthält, dadurch gekennzeichnet, daß das Aufzeichnungsmedium ein perpendikuläres Aufzeichnungsmedium ist, bei dem die säulenförmige Kristallstruktur in einer Richtung rechtwinklig zu der Hauptoberfläche verläuft, und daß der magnetische Film die paramagnetische Zeta-Fe&sub2;N-Phase als die größte Komponente enthält und eine perpendikuläre magnetische Anisotropie hat.

2. Perpendikuläres magnetisches Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, bei dem die ferromagnetische Phase α-Fe enthält.

3. Perpendikuläres magnetisches Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 2, bei dem die ferromagnetische Phase außerdem γ'-Fe&sub4;N enthält.

4. Aufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, bei dem der magnetische Film Kobalt enthält, wobei das Verhältnis Co/(Fe+Co) nicht mehr als 50 Atom-% beträgt.

5. Verfahren zur Bildung eines magnetischen Aufzeichnungsmediums nach einem der Ansprüche 1 bis 4, durch ein Dampfabscheidungsverfahren mit den Schritten:

Erhitzen eines nicht-magnetischen Substrats mit einer Hauptoberfläche auf eine vorgegebene Temperatur, und Zuführen eines Dampfes von Eisen oder von Eisen und Kobalt oberhalb der Hauptoberfläche und gleichzeitig eines Stickstoffplasmas zum Bilden eines aus der Dampfphase abgeschiedenen Films von Fe-Nitrid oder von Fe-Co-Nitrid, der Zeta- Fe&sub2;N als paramagnetische Phase enthält, dadurch gekennzeichnet, daß der Dampf von Eisen oder von Eisen und Kobalt in einer Richtung zugeführt wird, die rechtwinklig zu der Hauptoberfläche ist, derart, daß der magnetische Film mit einer säulenförmigen Kristallstruktur abgeschieden wird, die sich rechtwinklig zur Hauptoberfläche erstreckt,

und daß die Menge der Stickstoffionen und die Wachstumsgeschwindigkeit des Filmes derart eingestellt werden, daß der magnetische Film mit der paramagnetischen Zeta-Fe&sub2;N-Phase als größte Komponente und mit einer perpendikulären magnetischen Anisotropie gebildet wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, bei dem das Substrat auf eine Temperatur von 40ºC bis 130ºC erhitzt wird.

7. Verfahren nach Anspruch 4, bei dem die Stickstoffionen in dem Stickstoffplasma eine kinetische Energie von nicht mehr als 100 eV haben.

8. Verfahren nach Anspruch 5, bei dem die Menge von Kobaltdampf in Relation zum Eisendampf auf ein Verhältnis von Co/(Fe+Co) von nicht mehr als 50 Atom-% eingestellt wird.