DE69812689T2 - Hochorientierte dünne magnetische filme, aufzeichnungsträger, wandler, mit diesen hergestellte vorrichtungen und herstellungsverfahren - Google Patents

Hochorientierte dünne magnetische filme, aufzeichnungsträger, wandler, mit diesen hergestellte vorrichtungen und herstellungsverfahren Download PDF

Info

Publication number
DE69812689T2
DE69812689T2 DE69812689T DE69812689T DE69812689T2 DE 69812689 T2 DE69812689 T2 DE 69812689T2 DE 69812689 T DE69812689 T DE 69812689T DE 69812689 T DE69812689 T DE 69812689T DE 69812689 T2 DE69812689 T2 DE 69812689T2
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
layer
magnetic
substrate
crystal
orientation
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
DE69812689T
Other languages
English (en)
Other versions
DE69812689D1 (de
Inventor
N. David LAMBETH
E. David LAUGHLIN
Heng Gong
Wei Yang
Jie Zou
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Carnegie Mellon University
Original Assignee
Carnegie Mellon University
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Carnegie Mellon University filed Critical Carnegie Mellon University
Application granted granted Critical
Publication of DE69812689D1 publication Critical patent/DE69812689D1/de
Publication of DE69812689T2 publication Critical patent/DE69812689T2/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/64—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent
    • G11B5/66—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent the record carriers consisting of several layers
    • G11B5/676—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent the record carriers consisting of several layers having magnetic layers separated by a nonmagnetic layer, e.g. antiferromagnetic layer, Cu layer or coupling layer
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/127—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive
    • G11B5/1278—Structure or manufacture of heads, e.g. inductive specially adapted for magnetisations perpendicular to the surface of the record carrier
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/736—Non-magnetic layer under a soft magnetic layer, e.g. between a substrate and a soft magnetic underlayer [SUL] or a keeper layer
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/7368—Non-polymeric layer under the lowermost magnetic recording layer
    • G11B5/7369—Two or more non-magnetic underlayers, e.g. seed layers or barrier layers
    • G11B5/737—Physical structure of underlayer, e.g. texture
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/739—Magnetic recording media substrates
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/739—Magnetic recording media substrates
    • G11B5/73911—Inorganic substrates
    • G11B5/73913—Composites or coated substrates
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/739—Magnetic recording media substrates
    • G11B5/73911—Inorganic substrates
    • G11B5/73917—Metallic substrates, i.e. elemental metal or metal alloy substrates
    • G11B5/73919—Aluminium or titanium elemental or alloy substrates
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/739—Magnetic recording media substrates
    • G11B5/73911—Inorganic substrates
    • G11B5/73921—Glass or ceramic substrates
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
    • H01F10/08—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers
    • H01F10/10—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition
    • H01F10/12—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys
    • H01F10/16—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure characterised by magnetic layers characterised by the composition being metals or alloys containing cobalt
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B2005/0002—Special dispositions or recording techniques
    • G11B2005/0026—Pulse recording
    • G11B2005/0029—Pulse recording using magnetisation components of the recording layer disposed mainly perpendicularly to the record carrier surface
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B2220/00—Record carriers by type
    • G11B2220/20—Disc-shaped record carriers
    • G11B2220/25—Disc-shaped record carriers characterised in that the disc is based on a specific recording technology
    • G11B2220/2508—Magnetic discs
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B2220/00—Record carriers by type
    • G11B2220/20—Disc-shaped record carriers
    • G11B2220/25—Disc-shaped record carriers characterised in that the disc is based on a specific recording technology
    • G11B2220/2525—Magneto-optical [MO] discs
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10S428/90—Magnetic feature
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12535—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.] with additional, spatially distinct nonmetal component
    • Y10T428/12611—Oxide-containing component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension
    • Y10T428/263—Coating layer not in excess of 5 mils thick or equivalent
    • Y10T428/264—Up to 3 mils
    • Y10T428/265—1 mil or less

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Magnetic Heads (AREA)
  • Thin Magnetic Films (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)

Description

  • Diese Arbeit wurde teilweise mit einem nationalen Wissenschaftsstiftungszuschuß Nr. ECD-8907068 gefördert. Die U.S.-Regierung hat bestimmte Rechte an dieser Erfindung.
  • HINTERGRUND DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung betrifft im allgemeinen dünne Filme, magnetische Aufzeichnungsträger, Wandler und Vorrichtungen, die die Filme integrieren, und insbesondere dünne Filme, welche hochorientierte magnetische Kobalt- oder Kobaltlegierungsschichten zur Verwendung in magnetischen Aufzeichnungsträgern und Wandlern fördern.
  • Es gibt eine stetig zunehmende Forderung nach magnetischen Aufzeichnungsträgern mit höherer Speicherkapazität, geringerem Rauschen und geringeren Kosten. Um diese Forderung zu erfüllen, sind Aufzeichnungsträger entwickelt worden mit gesteigerten Aufzeichnungsdichten und besser definierten Kornstrukturen, die die Speicherkapazität beträchtlich gesteigert haben, während sie das verbundene Rauschen der Aufzeichnungsträger gesenkt haben. Jedoch haben die schnellen Steigerungen der Aufzeichnungsdichten über die letzten zwei Dekaden, kombiniert mit der Verbreitung von Personalcomputern, lediglich dazu gedient, die Forderung nach Aufzeichnungsträgern mit noch höherer Speicherkapazität mit geringerem Rauschen und geringeren Kosten anzutreiben.
  • Vorrichtungen zur Computer- und Datenmanipulation werden in einer sich schnell ausweitenden Anzahl von Anwendungen verwendet. Beispiele von diesen schließen Supercomputer, Personal-Desktop- und tragbare Laptopcomputer, Fileserver, persönliche Datenassistenten, Datensammelvorrichtungen, Gegenstandsverfolgungssysteme, Videorecorder, digitale Audiorecorder und sogar Telefonantwortmaschinen ein. Ein gemeinsames architektonisches Merkmal ist, daß sie alle eine zentrale Verarbeitungseinheit, Eingabe-Ausgabe-Schnittstellen und unterschiedliche Stufen eines temporären Speichers aufweisen, und gewöhnlich bilden einige von ihnen eine permanente Datenspeichervorrichtung. Die unterscheidende Eigenschaft der permanenten Datenspeichervorrichtung ist, daß die Information intakt bleibt, sogar wenn der elektrische Strom verloren oder entfernt wird. Daten werden auf permanenten Datenspeichervorrichtungen entweder optisch oder magnetisch gespeichert. Die häufiger verwendeten Datenspeichervorrichtungen basieren auf magnetischen Materialien, welche löschbar und wieder aufzeichnungsbar sind. Gemeinsam für alle magnetischen Datenspeichervorrichtungen sind Aufzeichnungs- und Ablesewandler, ein magnetischer Träger, auf dem die Daten gespeichert werden, und ein Mechanismus, um den Träger oder die Wandler relativ zueinander zu positionieren.
  • Einige der häufigeren permanenten Datenspeichervorrichtungen schließen den Floppy-Disk-Antrieb, den Hard-Disk-Antrieb und den magnetooptischen Disk-Antrieb ein, in welchen Daten in magnetischen Bits in segmentierten kreisförmigen Spuren gespeichert werden. Der magnetische Träger wird gedreht, und die Wandler sind stationär oder werden radial bewegt, um Daten an einer Stelle auf dem Träger abzulesen oder zu schreiben.
  • Ebenfalls wird der magnetische Träger manchmal als ein Band oder ein Bogen konstruiert und wird linear transportiert, während die Wandler stationär sein können, transversal über den sich bewegenden Träger bewegt oder sogar in einem schraubenförmigen Bogen relativ zu dem Träger bewegt werden können. Es wird angenommen, daß ebenfalls in der Zukunft sehr große Datenmengen gespeichert werden können auf körperlich sehr kleinen Formaten, wo der Träger oder die Wandler in zweidimensionalen kartesischen Koordinaten oder in Bogenbewegungen relativ zueinander bewegt werden, um die Daten zugänglich zu machen.
  • Historisch sind die Wandler für viele der nicht-optischen magnetischen Datenspeichersysteme induktive magnetische Köpfe gewesen, die verwendet wurden zum Aufzeichnen von Daten durch Magnetisieren des Trägers in einer bestimmten Richtung und zum Ablesen der Daten durch Detektieren der Richtung des magnetisierten Trägers. Vor kürzerer Zeit ist ein induktiver magnetischer Kopf verwendet worden zum Aufzeichnen des Datenmusters, während ein magnetoresistiver Sensor verwendet worden ist zum Ablesen der Daten. In vielen der magnetooptischen Speichervorrichtungen ist ein integrales Teil des Aufzeichnungswandlers eine Komponente, welche ein magnetisches Feld auf der Trägeroberfläche erzeugt, während die Oberfläche erwärmt wird unter Verwendung einer optischen Quelle. Die Trägermagnetisierung nimmt dann die magnetische Orientierung des Feldes an, das durch den Aufzeichnungswandler erzeugt wird, wenn sich der Träger abkühlt. In einigen Systemen wird dieses orientierte Feld bereitgestellt durch ein angrenzendes magnetisches Material.
  • Aufgrund der körperlichen Größe, Effizienz und Orientierung der Aufzeichnungs- und Ablesewandler wird der magnetische Träger im allgemeinen in einer bevorzugten Orientierung magnetisiert. Somit ist es in den allermeisten magnetischen Datenspeicherträgern wünschenswert, die magnetischen Träger in einer Richtung zu orientieren, um mit der betrieblichen Orientierung des Aufzeichnungs- und Wiedergabewandlers zusammenzupassen. Zusätzlich werden magnetische Materialien im allgemeinen leichter in einer bevorzugten Orientierung oder Orientierungen magnetisieren, welche als eine magnetisch leichte (easy) Achse oder Achsen (Vorzugsachse) bekannt ist bzw. sind.
  • Magnetische Eigenschaften, wie Koerzitivfeldstärke (Hc), remanente Magnetisierung (Mr) und koerzitive Squareness (S*), sind entscheidend für die Aufzeichnungsleistung des Trägers.
  • Diese magnetischen Eigenschaften sind hauptsächlich abhängig von der Mikrostruktur des Films für eine feste Zusammensetzung. Für magnetische Dünnfilmaufzeichnungslängsträger weist die magnetisierte Schicht bevorzugt eine uniaxiale kristalline Anisotropie und eine Magnetisierungsleichtachse auf, die entlang der c-Achse und hauptsächlich in der Ebene des Films (d. h. in-plane) ausgerichtet ist. Die hauptsächliche kristallographische Orientierung einer Schicht ist bekannt als die kristallographische Textur oder Textur, wenn sie hierin verwendet wird, entgegengesetzt zu der Verwendung des Begriffs "Textur", um die mechanische Rauhigkeit einer Oberfläche zu beschreiben. Das heißt, ein Kristall mit einer Oberfläche und einer kristallographischen Ebene parallel zu der Oberfläche hätte eine Textur, die durch einen Richtungsvektor orthogonal zu der Oberfläche beschrieben werden würde. Gewöhnlicherweise ist die Koerzitivfeldstärke der magnetischen Schicht, die für eine Längsaufzeichnung verwendet wird, um so höher, je besser die Orientierung in der Ebene der c-Achse ist. Eine hohe Koerzitivfeldstärke wird benötigt, um eine hohe Remanenz zu erreichen. Ebenfalls ist für senkrechte magnetische Aufzeichnungsträger die gewünschte kristalline Struktur der Co-Legierungen hexagonal dichtest gepackt ("hcp") mit der uniaxialen Anisotropie und der kristallinen c-Achse senkrecht zu der Filmebene.
  • Es ist im allgemeinen wünschenswert, die magnetisch leichte Orientierung des Trägers mit der Orientierung der Wandler auszurichten. Durch Ausrichten der Orientierungen des Trägers und der Wandler kann ein Datenbit mit einem Wandlerfeld von niedrigerer Energie aufgezeichnet werden, und die Fähigkeit, den Träger leichter zu magnetisieren, stellt einen stärker magnetisierten Bereich auf dem Träger bereit. Die Kombination dieser zwei Effekte ermöglicht es, einen Datenbit aufzuzeichnen und von einem lokalisierteren, noch höher magnetisierten Bereich des Trägers abzulesen. Mit anderen Worten, durch Ausrichten der relativen magnetischen Orientierungen der Wandler und des Trägers können gesteigerte Aufzeichnungsdichten und Speicherkapazitäten erzielt werden. Dies resultiert in einer Datenspeichervorrichtung mit höherer Leistung, indem mehr Daten in einem kleineren Bereich auf dem Träger gespeichert werden können. Es resultiert ebenfalls in geringeren Kosten pro Datenbit und möglicherweise günstigeren Speichervorrichtungen, da weniger Komponenten erforderlich sind, um eine äquivalente oder größere Speicherkapazitätsvorrichtung zu bauen. In vielen Fällen resultiert es ebenfalls in einer verminderten Zugangszeit, um ein bestimmtes Stück von gespeicherten Daten zu erreichen, da die körperliche Größe des Speichersystems kleiner ist.
  • In den sich drehenden Speichervorrichtungen ist es wünschenswert, daß die Orientierung des Trägers entweder zufällig parallel zu oder konstant in Beziehung zu der umfänglichen Richtung in der Ebene des Trägers ist, oder daß die Orientierung senkrecht ist zu der Trägeroberfläche. In jeder dieser Orientierungen variieren die relativen Orientierungen des magnetischen Trägers und der Wandler nicht, wenn sich der Träger relativ zu den Wandlern dreht. Variationen der relativen Orientierungen des Trägers und der Wandler resultieren in Variationen beim Aufzeichnen und Ablesen von Signalen, was als Signalmodulation bekannt ist.
  • Für Floppydisks und die meisten Harddisks ist die Orientierung nahezu zufällig in der Ebene des Trägers. Jedoch weisen sich drehende magnetische Träger häufig einen kleinen Grad an Orientierung entlang der Aufzeichnungsspurrichtung aufgrund der mechanischen Rauhigkeit der Substratoberfläche auf. Für senkrechte magnetische Träger muß die Orientierung gut ausgerichtet sein senkrecht zu der Trägerebene, um mit der Feldorientierung der Aufzeichnungs- und Ablesewandler zusammenzupassen. Bei einem magnetooptischen Aufzeichnen ist der magnetooptische Faraday-Effekt, oder Kerr-Effekt, viel größer, wenn sich das Licht parallel zu der Magnetisierungsrichtung ausbreitet. Da das Licht im allgemeinen senkrecht zu der Trägeroberfläche geliefert wird, ist es wünschenswert, daß die magnetische Orientierung des Trägers die gleiche ist. Ebenfalls ist für magnetische Band- und Bogenaufzeichnungssysteme die bevorzugte magnetische Orientierung der Träger parallel zu der Feldorientierung der Wandler.
  • Moderne magnetische Hochleistungsträger bestehen im allgemeinen aus einem oder mehreren dünnen magnetischen Filmen, die auf einem Substrat geträgert sind. Die dünnen Filme werden im allgemeinen vakuumabgeschieden auf dem Substrat durch unterschiedliche Methoden, wie thermische oder Elektronenstrahlverdampfung, RF- oder DC-Dioden- oder Magnetronsputtern, Ionenstrahlabscheidung, Laserablation oder chemische Dampfphasenabscheidung. Jedoch sind Filme ebenfalls hergestellt worden durch elektrochemische Abscheidung. Bei den meisten magnetischen Aufzeichnungsträgem, wie sie in Harddisks verwendet werden, sind die dünnen Filmschichten polykristallin. Bei den meisten kommerziellen magnetooptischen Aufzeichnungsträgern sind die magnetischen dünnen Filmschichten zusammengesetzt aus amorphen Seltenerd-Übergangsmetalllegierungen, jedoch sind polykristalline Supergitter ebenfalls verwendet worden.
  • Bei Harddiskanwendungen kann das Substrat hergestellt sein aus einem Glas, einer Glaskeramik oder Keramik, ist jedoch häufiger eine AlMg-Legierung mit einer NiP-Schicht, welche autokatalytisch auf der Oberfläche plattiert ist. Typischerweise wird eine oder mehrere nicht-magnetische Unterschichten, wie Cr, Cr mit einem zusätzlichen Legierungselement X (X = C, Mg, Al, Si, Ti, V, Co, Ni, Cu, Zr, Nb, Mo, La, Ce, Mn, Nd, Gd, Tb, Dy, Er, Ta und W), Ti, W, Mo, NiP und B2-geordnete Gitterstrukturen, wie NiAl und FeAl, auf dem Substrat vor dem Abscheiden der magnetischen Schichten abgeschieden, um eine bestimmte Orientierung zu fördern und/oder die Korngröße der magnetischen Schichten zu steuern, welche typischerweise aus Co-Legierungen zusammengesetzt sind.
  • Ein weiterer Faktor, der die Aufzeichnungsleistung beeinflußt, ist die Korngröße und Korntrennung in der magnetischen Schicht. Die Größe und Trennung der einzelnen Körner beeinflußt nicht nur das Trägerrauschen und die Aufzeichnungsdichte, die auf der Schicht erreichbar ist, sondern die Trennung beeinflußt ebenfalls die erzielbare Trennung der aufgezeichneten Datenübergänge oder das Signal, dessen Überlappungsgrad zusätzliches Trägerrauschen in dem Signal induziert.
  • Legierungen auf Kobalt-Basis werden im Gegensatz zu reinem Kobalt gemeinhin in magnetischen Längs- und Senkrechtträgern für eine Anzahl von Gründen verwendet.
  • Beispielsweise werden nicht-magnetische Elemente, wie Cr, häufig in den magnetischen Film massendotiert, um die Magnetisierung abzusenken. Dies ist insbesondere wichtig bei senkrechten Trägern, wo die Demagnetisierungsenergie, die mit dem magnetischen Moment der Legierung verbunden ist, geringer sein muß als die magnetokristalline Anisotropieenergie, damit die Magnetisierung senkrecht zu der Trägerfilmebene orientiert ist. Die gleiche Methode wird verwendet bei magnetischen Längsträgern, um die Flußübergangsdemagnetisierungsenergie abzusenken, resultierend in einer kürzeren Flußübergangslänge und somit höheren Aufzeichnungsdichten. Noch wichtiger jedoch werden nicht-magnetische Elemente in die Co-Legierung eingeführt, um eine Korn-zu-Korn-Isolierung über eine nicht-ferromagnetische Materialdiffusion bereitzustellen, um die magnetische Austauschkopplung zwischen Kobaltkörnern zu begrenzen.
  • Im allgemeinen nimmt für sehr kleine Korngrößen die Koerzitivfeldstärke mit zunehmender Korngröße zu. Große Körner resultieren jedoch in größerem Rauschen. Es besteht eine Notwendigkeit, höhere Koerzititvfeldstärken ohne die Steigerung des Rauschens zu erreichen, das mit großen Körnern verbunden ist. Um einen magnetischen Träger mit geringem Rauschen zu erzielen, sollte der dünne Co-Legierungsfilm kleine Körner mit einheitlicher Größe aufweisen, mit Korngrenzen, welche benachbarte Körner magnetisch isolieren können. Diese Art der Mikrostruktur, Orientierung und kristallographischen Textur wird normalerweise erreicht durch Manipulieren des Abscheidungsverfahrens, durch Rillenbildung auf der Substratoberfläche, durch Variation der Kobaltlegierungszusammensetzung oder durch die geeignete Verwendung von Unterschichten.
  • Eine Trennung der Körner der magnetischen Schicht und die resultierende Verbesserung beim Signal-zu-Rausch-Verhältnis eines aufgezeichneten Signals wird gefördert durch Induzieren eines epitaxischen kristallinen Wachstums der magnetischen Schichtkörner. Die Korngröße und Orientierungsqualität der magnetischen dünnen Filmschichten werden im wesentlichen bestimmt durch die Korngröße und Texturqualität der Schicht, auf welcher die Schicht abgeschieden wird. Der Grad, bis zu welchem eine vorangehende Schicht gemacht werden kann, um eine Textur in einer zweiten Schicht zu induzieren, hängt, teilweise, von der relativen Größe, oder dem Gitterabstand und der Kristallstruktur, des Materials in jeder Schicht ab. Wie erwartet werden kann, wird, wenn es eine beträchtliche Variation zwischen den Kristallgrößen und der Struktur der Schichten gibt, die kristallographische Textur nicht repliziert werden, und die Schicht wird abgeschieden werden mit entweder einer amorphen Struktur und/oder mit einer Orientierung der Kristallstruktur unabhängig von der Unterschicht und repräsentativ für den niedrigsten Energiezustand, d. h. dichtest gepackte Struktur, abhängig von dem Material.
  • Für magnetische Träger auf Co-Basis ist gefunden worden, daß Cr eine gute kristallographische Textur für Co-Legierungen bereitstellt, da Co-Körner dazu tendieren, die Cr-Korngröße zu replizieren, und die Orientierung wird ein wenig durch das quasi-epitaxische Wachstum des Co auf den Cr-Kristalliten der Unterschicht gesetzt. Abhängig von der bestimmten Co-Legierung, die als die magnetische Schicht verwendet wird, kann die Unterschichtlegierungszusammensetzung ausgewählt werden, um die atomaren kristallinen Gitterparameter zu variieren, um besser mit dem Gitterabstand der Co-Legierung zusammenzupassen. Beispielsweise offenbart die U.S. 4,652,499 Anstrengungen, um die Unterschicht von magnetischen Längsträgern durch Zusatz von Vanadium (V) zu Cr zu verbessern, um deren Gitterkonstante zu verändern und dadurch ein besseres Gitterzusammenpassen zwischen den hcp-Co-Legierungen, wie CoPt oder CoPtCr, und der kubisch raumzentrierten ("bcc") CrV-Unterschicht zu fördern. Andere haben ähnliche Ergebnisse durch Zugaben von anderen ähnlichen, löslichen Materialien mit großen atomaren Radien, wie Ti und Mo, zu der bcc-Struktur von Cr berichtet. Die Gitterzusammenpassung fördert das Wachstum der Co-Legierung in eine hcp-Struktur, entgegengesetzt zu einer kubisch flächenzentrierten Struktur ("fcc").
  • Die hcp-Co-Legierungen weisen eine hohe uniaxiale Anisotropiekonstante, entlang der hcp-c-Achse, auf, welche notwendig ist, um eine hohe Koerzitivfeldstärke in dem magnetischen Träger zu erreichen. Bei sich drehenden Trägeranwendungen wächst die Co-Legierung epitaxisch auf einer zufälligen Orientierung von bcc-Cr-Kristalliten in der Ebene, um eine Signalmodulation zu vermeiden. Das heißt, das Co sollte mit einem bevorzugte Satz an Kristallebenen parallel zu der Substratoberflächenebene orientiert werden. Mehrere Cr-Texturen sind geeignet, damit Co mit seiner magnetischen Leichtachse in oder nahe der Filmebene wächst. Beispielsweise K. Hono, B. Wong und D.E. Laughlin, "Crystallography of Co/Cr bilayer magnetic thin films", Journal of Applied Physics 68 (9), S. 4734 (1990) beschreiben bcc-Cr-Unterschichten, welche ein epitaxisches Korn-zu-Korn-Wachstum von dünnen Filmen einer hcp-Co-Legierung auf diesen Unterschichten und die Orientierung der [0002]-c-Achse der Co-Legierung fördern, und somit ist die magnetische Leichtachse unmittelbar bezogen auf die kristallographische Textur der Cr-Legierungsunterschicht. Die häufigsten dieser Texturzusammenhänge zwischen der Cr-Legierung und der Co-Legierung werden wie folgt zusammengefaßt:
    Figure 00090001
  • Während die Cr-(001)-(bi-Kristall)- und Cr-(112)-(uni-Kristall)-Texturen die c-Achse, [0002], der Co-Legierung in der Filmebene induzieren, resultiert die am leichtesten gebildete Cr-(110)-Textur in der c-Achse, die um ±28° in Bezug auf die Oberfläche geneigt ist. Somit resultiert eine niedrigere Koerzitivfeldstärke aus dem Co-Wachstum auf der (110)-Cr-Textur, wenn die c-Achsen nicht parallel sind zu der Aufzeichnungsebene. Es gibt ebenfalls mehrere Richtungen, in denen die Co-c-Achsen auf den Cr-(002)- und den Cr-(110)-Texturen angeordnet sein können. Somit können bei einem einzelnen (002)-texturierten Cr-Korn zwei mögliche c-Achsenorientierungen (bi-Kristall) wachsen, während bei einem einzelnen (110)-texturierten Cr-Korn vier mögliche c-Achsenorientierungen von Cr (quad-Kristall) wachsen können. Wenn diese Varianten auf einem einzigen Cr-Legierungskorn koexistieren, können dann die bi-Kristalle und quad-Kristalle niemals alle der c-Achsen gleichzeitig parallel zu dem angelegten Feld aufweisen, und die Koerzitivfeldstärke der Körner wird absinken. Auf der anderen Seite ermöglicht die sehr ungewöhnliche uni-Kristall-Co(1010)//Cr(112)- Texturbeziehung lediglich eine einzige Orientierung auf einem Cr-Korn und resultiert in einer höheren Koerzitivfeldstärke, ob die Cr-Körner zufällig orientiert sind in der Filmebene oder orientiert sind parallel zu der Aufzeichnungsfeldrichtung.
  • Bei Raumtemperatur, oder wenn eine negative Spannungs-Vorspannung beaufschlagt wird für das Substrat während der Sputterabscheidung, ist experimentell gefunden worden, daß die Cr(110)-Textur dazu tendiert, sich zu entwickeln, und, annehmend, daß eine vernünftige Gitterpassung zwischen der Cr-Legierung und den Co-Legierungskristallen existiert, tendiert das quad-Kristall-hcp-Co dazu, zu wachsen. Ebenfalls ist auch gefunden worden, daß, wenn das Cr bei erhöhten Temperaturen abgeschieden wird, ein begrenzter Grad an Cr (002) durch Röntgendiffraktion beobachtet wird, und zu einem Grad der Co-bi-Kristall dazu tendiert, zu wachsen. Jedoch gibt es in jedem dieser Fälle eine beträchtliche Dispersion und Variation in der Textur des Cr und in der resultierenden Orientierung dieser magnetischen Leichtachsen der magnetischen Co-Schichten. Die wünschenswerte Cr(112)-Textur, welche erforderlich ist, um den uni-Kristall zu erhalten, wird nicht häufig beobachtet, außer wenn Cr ungeeignet dick als Träger gemacht wird, und an welchem Punkt die Cr-Kristalliten in alle Richtungen wachsen und der Film gewöhnlicherweise mehrere Texturen ähnlich zu einem polykristallinen Pulver zeigt.
  • Die Anmelder haben früher gefunden, daß gut texturierte Cr-Schichten mit einer (002)-Orientierung hergestellt werden können unter Verwendung einer polykristallinen MgO-Keimschicht. Zusätzlich haben die Anmelder ebenfalls gezeigt, daß Cr (112) hergestellt werden kann, wenn das Cr epitaxisch auf einem (112)-orientierten B2-kubisch flächenzentrierten Derivatmaterial, wie NiAI und FeAl, wächst. Es wird ebenfalls erwähnt, daß Nakamura et al. (002)- und (112)-Cr während Kristallstudien an einer Einkristall-MgO,NaCI-Struktur hergestellt haben (Jpn. J. Applied Physics, Band 32, Teil 2, Nr. 10A, L1410 (Oktober 1993) und Jpn. J. Appl. Phys. Band 34 (1995) S. 2307–2311).
  • Zusätzliche Verbesserungen der Struktur der magnetischen Schicht sind gefunden worden durch Einbau von Zwischenschichten zwischen der Unterschicht und der magnetischen Schicht. Ebenfalls können Keimschichten eingebaut werden zwischen der Unterschicht und dem Substrat, um eine zusätzliche Steuerung der Struktur der Unterschichten bereitzustellen, eine Steuerung der Rauhigkeit der Filme, und um eine Kontamination der Unterschicht durch die Substratkontaminanten zu verhindern. Die mehreren Keimschichten, mehreren Unterschichten und Zwischenschichten werden hierin kollektiv bezeichnet als die Unterschichtstruktur. Zusätzlich werden mehrere magnetische Schichten, die durch eine nicht-ferromagnetische innere Schicht, wie Cr oder Cr-Legierungen, getrennt sein können oder nicht, manchmal verwendet, um Variationen der magnetischen Eigenschaften des resultierenden Films herzustellen. Die magnetischen Schichten und die dazwischenliegenden inneren Schichten werden hierin kollektiv bezeichnet als die magnetische Schichtstruktur. Die Verwendung von mehrschichtigen Unterschicht- und magnetischen Schichtstrukturen kann eine gesteigerte Kontrolle bezüglich der Korngröße, der Korn-zu-Korn-Isolation und des epitaxischen Wachstums von folgenden Schichten und der Oberflächenrauhigkeit der magnetischen Schichten bereitstellen. Jedoch wird die Verwendung von zusätzlichen Schichten ebenfalls die Gesamtkosten und die Komplexität des Herstellungsverfahrens steigern.
  • Für ein senkrechtes Aufzeichnen ist es wünschenswert, daß die c-Achse der Co-Legierung senkrecht ist zu der Substratebene. Dies heißt, daß die Co-Legierung eine (0002)-Textur aufweist und die [0002]-Kristallrichtung senkrecht zu der Filmebene ist. Es ist gefunden worden, daß, wenn Co ziemlich dick wächst, sich diese Textur natürlicherweise als die (0002)-Ebene der Atome entwickelt, die dichtest gepackt ist. Jedoch ist dies ungeeignet für Träger, da eine große Dispersion in dieser Orientierung resultiert und der erste Bereich dieser Filme eine zufällige oder äußerst schlechte Orientierung aufweist.
  • Ein gewisser Grad einer senkrechten Orientierung der c-Achse von Co in bezug auf die Filmebene ist erhalten worden durch ein quasi-epitaxisches Korn-zu-Korn-Wachstum des dünnen Films der hcp-Co-Legierung zu einer orientierten hcp-Unterschicht einer kristallinen (0002)-Textur oder einer fcc-Unterschicht. Ti und Ti90Cr10in% werden häufig genannt als die besten Keimschichten oder Unterschichten für diesen Zweck, obwohl andere Keimschichten, wie Pt, CoO und dickes, nicht-magnetisches hcp-CoCr35in% verwendet worden sind, um diese Struktur zu induzieren. Siehe "Compositional separation of CoCrPt/Cr-Films for longitudinal recording and CnCr/Ti-Films for perpendicular recording" IEEE Trans. Magn., Band 27, Nr. 6, Teil 2, S. 4718–4720 (1991); und IEEE Trans. Magn. Band 30, Nr. 6, S. 4020–4022 (November 1994).
  • Der Orientierungsgrad muß außergewöhnlich gut sein für ein senkrechtes Aufzeichnen, da die senkrechten Kraftfeldmuster einen niedrigen Feldgradienten aufweisen, da es keinen Rückweg für diesen Feldfloß gibt. Heutzutage gibt es keine kommerziell erhältlichen Produkte unter Verwendung senkrechter Dünnfilmaufzeichnungsträger, die vergleichbar sind mit Längsdünnfilmaufzeichnungsprodukten.
  • Viele Versuche sind durchgeführt worden, um diese Schwierigkeit der schlechten senkrechten Kopffeldgradienten zu lösen durch Herstellen von Trägern, die eine weiche magnetische "Halte"-Schicht aufweisen, wie Permalloy oder CoZr-Legierungen, abgeschieden unter die Aufzeichnungsträger. Die weiche Schicht wird verwendet, um einen magnetischen Flußrückweg von hoher Permeabilität bereitzustellen, um die senkrechten Polkopffeldgradienten zu schärfen, welche die Datenübergänge in den aufgezeichneten Mustern schärfen. Jedoch fügen die weichen magnetischen Schichten Komplexität zu den Trägern hinzu und steigern gewöhnlich das Trägerrauschen aufgrund ihrer nicht perfekten Qualität oder des Mangels daran und der resultierenden Domainwandbewegungs-Barkhausenphänomene.
  • Magnetische Aufzeichnungs- und Wiedergabewandler sind zusammengesetzt aus weichen magnetischen Materialien, wie CoZr, FeNx, FeAlNx, FeTaNx, FeSi-Legierungen, NiFe-Legierungen oder FeCo-Legierungen. Analog zu den Trägern, um Hochleistungswandler zu erzeugen, ist es notwendig, die kristallographische Orientierung, magnetische Anisotropiegrößenordnung und Orientierung und Korngröße ebenso wie magnetostriktive und magnetoelastische Eigenschaften und lokalisierte Spannungen in dem Material zu steuern. Ohne Steuerung dieser Eigenschaften und Faktoren kann der Wandler unerwünscht große Hystereseeigenschaften aufweisen, magnetisiert verbleiben, sogar nachdem das Antriebssignal entfernt worden ist, Barkhausen-Phänomene oder zeitverzögerte Rauschspitzen zeigen oder eine nicht-lineare Antwort zu Feldsignalen zeigen.
  • Um eine einheitlichere Antwort in weichen fcc-Ni-Legierungsmaterialien zu erzeugen, werden manchmal vakuumabgeschiedene Keimschichten verwendet, um die fcc-Ni-Legierung zu einer (111)-Textur zu induzieren. Für Materialien, wie NiFe-Legierungen, liegt die magnetische Leichtachse entlang den <111>-Richtungen, so liegt, wenn eine (111)-Textur induziert wird, die Leichtachse lediglich 19° von der Filmebene. Die Qualität dieser Orientierung spielt eine beträchtliche Rolle beim Bestimmen der Einheitlichkeit der magnetischen Spinrotation oder der magnetischen Domainwandbewegung in diesen Schichten.
  • Ebenfalls ist es bei magnetoresistiven oder Magnetfeldsensoren (spin valve sensors) häufig, harte magnetische Materialien zu verwenden, welche sehr ähnlich sind zu denjenigen, die in magnetischen Aufzeichnungsträgern verwendet werden, um ein magnetisches Vorspannen für die weichen magnetischen Materialien bereitzustellen. Beispielsweise die US 4,902,583 beschreibt die Verwendung von CoPt für diesen Zweck. Wie für die magnetischen Träger ist es wünschenswert, die Texturqualität zu steuern, um die Anisotropie und die Koerzitivfeldstärke dieser Vorrichtungselemente zu verbessern. Um die Leistung von magnetischen Datenspeicherwandlern zu verbessern, besteht eine beträchtliche Notwendigkeit, Verfahren, Materialien und dünne Filmvorrichtungsstrukturen zu entwickeln, welche einen hohen Orientierungsgrad und Einheitlichkeit der magnetischen Filmeigenschaften liefern.
  • Wie aus den vorangehenden Diskussionen offensichtlich ist, besteht eine fortgehende Notwendigkeit für leichtere, kleinere und leistungsstärkere und weniger teure Speichervorrichtungen. Um diese Notwendigkeit zu erfüllen, müssen die Unterschichten einen ungewöhnlich hohen kristallographischen Orientierungsgrad aufweisen, was dann in einem hohen magnetischen Orientierungsgrad resultieren wird. Diese Vorrichtungen müssen eine größere Speicherdichte und eine höhere Aufzeichnungs- und Ablesequalität und Effizienz zur Verwendung in heutigen Harddiskantrieben, für Wandler mit anderen magnetischen Speichervorrichtungen und andere Anwendungen bereitstellen.
  • Die EP-A-0 772 188 offenbart einen magnetischen Aufzeichnungsträger mit einer Unterschicht einer (112)- oder einer (110)-Kristalltextur und einer magnetischen Filmabscheidung darauf, welche eine (1010)-Kristalltextur aufweist. Die Beschreibung lehrt, daß die (112)-Textur eine gute Gitterpassung mit der Co(1010)-Textur darstellt.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft dünne Filme, magnetische und magnetooptische Aufzeichnungsträger, Wandler und Vorrichtungen, welche diese Filme integrieren. Die Materialstruktur des dünnen Films schließt im allgemeinen ein Substrat, eine Unterschichtstruktur, welche eine Unterschicht einschließt und eine oder mehrere zusätzliche Unterschichten einschließen kann, Keim- und/oder Benetzungsschichten und Zwischenschichten und eine magnetische Schichtstruktur ein, welche eine magnetische Schicht einschließt und eine oder mehrere zusätzliche magnetische Schichten und innere nicht-magnetische Schichten, angeordnet zwischen den magnetischen Schichten, einschließen kann.
  • Gemäß einer Erscheinungsform dieser Erfindung wird ein Aufzeichnungsträger bereitgestellt, welcher ein Substrat, einen Co- oder Co-Legierungs-Film mit einer (1010)-Kristalltextur, welcher eine magnetische Aufzeichnungsschicht bildet, umfaßt, und der Träger eine Unterschichtstruktur aufweist mit (i) wenigstens einer ersten Unterschicht mit einer kubisch flächenzentrierten Struktur, oder mit einer kubisch raumzentrierten Struktur, und einer (110)- Kristalltextur, die zwischen dem Substrat und der magnetischen Schicht angeordnet ist, und (ii) mit wenigstens einer zweiten Unterschicht, welche eine kubisch raumzentrierte Struktur und eine (112)-Kristalltextur aufweist, die zwischen der ersten Unterschicht und der magnetischen Schicht angeordnet ist.
  • Gemäß einer weiteren Erscheinungsform dieser Erfindung wird eine Vorrichtung zur Datenspeicherung bereitgestellt, welche den Aufzeichnungsträger, wie oben definiert, zusammen mit einem magnetischen Wandler umfaßt, der in enger Nähe zu dem Träger angeordnet ist, um Daten in diesem Träger zu speichern und von diesem Träger zu lesen.
  • Gemäß einer weiteren Erscheinungsform dieser Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen einer magnetischen Co- oder Co-Legierungsschicht mit einer (1010)-Kristalltextur auf einem Substrat bereitgestellt, wobei das Verfahren ein Bereitstellen einer Unterschichtstruktur umfaßt, gekennzeichnet durch Bereitstellen wenigstens einer ersten Unterschicht mit einer kubisch flächenzentrierten Struktur und einer (110)-Kristalltextur auf einem Substrat und Wachsen wenigstens einer zweiten Unterschicht mit einer kubisch raumzentrierten Struktur und einer (112)-Kristalltextur von der ersten Unterschicht, und Abscheiden einer magnetischen Co- oder Co-Legierungs-Schicht auf der zweiten Unterschicht.
  • In einer bevorzugten Ausführungsform werden die ersten und zweiten Unterschichten von Ag bzw. Cr umfaßt, und das Substrat ist ein Si-Einkristallsubstrat mit einer (110)-Orientierung. Ebenfalls kann ein herkömmliches Substrat mit einer polykristallinen fcc-Struktur-Keimschicht oder -Unterschicht, abgeschieden auf dem Substrat mit einer (110)-Kristalltextur, verwendet werden.
  • Die Anmelder haben gefunden, daß durch Verwendung eines Si-Einkristallsubstrats mehrere Materialschichtstrukturen epitaxisch auf dem äußerst gut atomar geordneten Substrat wachsen können und aufeinander, um hoch orientierte, magnetische Kristallite mit atomarer Fernordnung zu erzeugen. Dieser hohe Ordnungsgrad und die einzelne Textur der Filme resultiert in magnetischen Filmen mit überlegenen Orientierungseigenschaften. Dieser Orientierungsgrad und die Einheitlichkeit der Eigenschaften über lange Abstände verbessert die magnetischen Eigenschaften, wie Remanenz, Koerzitivfeldstärke, S und S*.
  • Insbesondere ist gefunden worden, daß bestimmte Metalle mit fcc-Strukturen, wie Ag, Cu, Al und Au, und fcc-Derivatstrukturen, wie Ll0- und Ll2-Strukturen, epitaxisch auf den nichtoxidierten Si-Oberflächen wachsen können. Während die Einheitszelle-zu-Einheitszelle-Gitterpassung zwischen fcc-Ag und A4(Diamant)-Si sehr schlecht ist, passen mehrere der Ag-Einheitszellenabstände sehr gut auf die Si-Oberfläche. Aufgrund der sehr langen Ordnung der Einkristalloberfläche des Si findet somit ein epitaxisches Wachstum des Ag statt. bcc-Strukturen, wie Cr, oder ein bcc-Derivat, wie NiAl, FeAl (B2) oder Fe3Al, AlNiZTa, AlNi2Nb (D03), AlNiZTi (D03+B2) oder Fe3Al, AlNi2Ta, AlNi2Nb (D03), AlNi2Ti (D03+B2) oder L21-Strukturen können epitaxisch auf der fcc-Struktur wachsen.
  • Demzufolge stellt die vorliegende Erfindung hoch orientierte magnetische Aufzeichnungsträger, Wandler und Datenspeichervorrichtungen bereit, welche Aufzeichnungsträger und Wandler integrieren, die eine hohe Koerzitivfeldstärke und geringeres Rauschen und geringere Kosten zur Verwendung in Harddiskantrieben und anderen Anwendungen aufweisen. Diese Vorteile und weitere werden offensichtlich werden aus der folgenden detaillierten Beschreibung.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • Die Vorteile der vorliegenden Erfindung können besser verstanden werden durch Bezugnahme auf die Zeichnungen, in denen:
  • 1 eine Datenspeichervorrichtung zeigt, welche einen Wandler und einen Aufzeichnungsträger einschließt;
  • 2(a–c) Strukturen mit dünnem Filmmaterial der vorliegenden Erfindung zeigen;
  • 3 vier kristallographische Ebenen in einer hexagonal dichtest gepackten Struktur zeigt;
  • 4 drei kristallographische Ebenen in einer kubisch flächenzentrierten Struktur zeigt;
  • 5 drei kristallographische Ebenen in einer kubischen Diamantstruktur zeigt;
  • 6 vier kristallographische Ebenen in einer kubisch raumzentrierten Struktur zeigt;
  • 7 die Orientierung und die interatomaren Abstandsbeziehungen zwischen Si (001)-, Ag (001)-, Cr (001)- und bi-Kristall-CoCrTa (1120)-Gittern zeigt;
  • 8(a–c) (a) XRD-Spektren von zwei Ag/HF-Si-Filmen, (b) ein Si[001]-Zonenachsen-Elektronendiffraktionsmuster eines Ag(500 Å)/HF-Si-Films, und (e) ein simuliertes Si[001]-Zonenachsen-Elektronendiffraktionsmuster von Ag(001)[110]//Si(001)[110]-Zweischicht zeigen;
  • 9(a–b) (a) XRD-Spektren von zwei CoCrTa/Cr/Ag/HF-Si-Filmen und (b) eine Koerzitivfeldstärkenabhängigkeit von der Ag-Templatdicke entlang Si[110]- und Si[110]-Richtungen der CoCrTa/Cr-Filme zeigen. CoCrTa- und Cr-Dicken sind bei 200 bzw. 300 Å fixiert;
  • 10(a–d) AFM-Bilder der Oberflächen der Ag/HF-Si-Filme mit der Ag-Dicke bei (a) 50 Å, (b) 125 Å, (c) 500 Å und (d) eine Auftragung der Ag-Oberflächenrauhigkeit gegen die Ag-Filmdicke, in welcher der feste Kreis bei der Dicke von 0 Å sich auf das reine HF-Si bezieht, zeigen;
  • 11(a–c) (a) ein Cr[001]-Zonenachsen-Elektronendiffraktionsmuster eines CoCrTa/Cr-films, der auf einem 500 Å Ag-Templat gewachsen ist, und (b) ein simuliertes Co(1120]/Cr[001]-Zonenachsen-Elektronendiffraktionsmuster einer bi-Kristall-Co/Cr-Zweischicht, (c) eine in-plane-Winkelvariation der magnetischen Eigenschaften und (d) eine in-plane-Verdrehungskurve eines CoCrTa (200 Å)/Cr (300 Å)/Ag (500 Å)/HF-Si-Films zeigen;
  • 12 die kristallographischen Ebenen für Si (110), Ag (110), Cr (112) und Co (1010) zeigt;
  • 13 die relativen Anordnungen und Winkel zwischen H, Ms und der magnetischen Leichtachse zeigt;
  • 14(a–c) XRD-Spektren für (a) Ag/Si, (b) Cr/Ag/Si und (c) Co/Cr/Ag/Si-Filme zeigen;
  • 15(a-d) und (a'–d') φ-Scanergebnisse und stereographische Projektionen für Si, Ag, Cr bzw. Co zeigen;
  • 16 die zwei Zwillingsbildungsdomains der (112)-Ausrichtung zeigt;
  • 17 eine Verdrehungskurve für die Co(1010)-magnetische Schicht zeigt;
  • 18(a–b) Hysteresekurven für die magnetische Leicht- bzw. Schwerachse der Co(1010)magnetischen Schicht zeigen;
  • 19 eine Verdrehungskurve für die CoCrTa-magnetische Schicht zeigt;
  • 20(a–b) Hysteresekurven für weiche bzw. schwere magnetische Achsen der CoCrTamagnetischen Schicht zeigen;
  • 21(a–b) XRD-Spektren für (a) CoCrPt/Ti/Glas und (b) CoCrPt/Ti/oxidiertes Si zeigen;
  • 22 die kristallographischen Ebenen für Si(111), Ag(111), Ti(0001) und Co (0001) zeigt;
  • 23(a–c) XRD-Spektren für (a) CoCrPt(50 nm)/Ti(50 nm)/Ag(12 nm)/HF-Si, (b) CoCrPt (50 nm)/Ti(50 nm)//HF-Si und CoCrPt(50 nm)/Ag(12 nm)/HF-Si zeigen;
  • 24(a–d) und (a'–d') φ-Scanergebnisse und stereographische Projektionen für Si/Ag/Ti bzw. Co zeigen;
  • 25(a–e) und (a'–e') Hysteresekurven für magnetische Leicht- bzw. Schwerachsen der Proben A–E in Tabelle II) zeigen;
  • 26(a–b) XRD-Spektren für (a) Co(1000 Å)/Cu(500 Å)/Ag(300 Å)/HF-Si(111) und (b) Co(1000 Å)/Cu(100 Å)/HF-Si(111) zeigen;
  • 27(a'–f') XRD-Spektren für Proben A–F in Tabelle III zeigen;
  • 28(a-b) XRD-Spektren für (a) Ag(500 Å)/Glas und (b) Ag(500 Å)/CrMn(500 Å)/Glas zeigen;
  • 29(a–b) XRD-Spektren für (a) NiFe(500 Å)/Glas, (b) NiFe(500 Å)/Cu(1000 Å)/ Glas, (b) Cu(1000 Å)/Cr(300 Å)/Glas und Cu(1000 Å)/Ag(1000 Å)/Cr(300 Å)/Glas zeigen; und
  • 30 die XRD-Scans von typischen Cr-Filmen unterschiedlicher Dicken, hergestellt durch RF-Diodensputtern auf Glassubstraten, zeigt.
  • DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
  • Die Materialstrukturen der Erfindung können verkörpert werden in Aufzeichnungsträgern und Wandlern, die verwendet werden, um Daten auf den Aufzeichnungsträgern aufzuzeichnen und abzulesen. Die Aufzeichnungsträger können verwendet werden in sich drehenden, übertragenden oder stationären Datenspeichervorrichtungen, wie einer starren magnetischen Harddisk, die eingebaut ist in einen Diskantrieb eines Computers (nicht gezeigt).
  • Typischerweise schließen Datenspeichervorrichtungen 8 einen Aufzeichnungsträger 10 und einen Wandler 11 in einem Kopf ein, oder einem Schieber, der entweder stationär ist oder geträgert ist auf einem beweglichen Arm in einer Aufhängungsanordnung, die verwendet wird zum Bewegen des Kopfes über die Oberfläche des Trägers 10, wie in 1 gezeigt. Der Wandler 11 wird aufrechterhalten in einer eng benachbarten, parallelen Beziehung relativ zu der Oberfläche des Trägers 10 während Normalbetrieb. Ein typischer Abstand zwischen dem Kopf und dem Träger ist 10 μinch oder weniger. Siehe Mee, C. D. und Daniel, E. D., MAGNETIC RECORDING, Bände I–III (McGraw-Hill, veröffentlicht 1987); F. Jorgenson, The Complete Handbook of Magnetic Recording, Kapitel 16 (3. Auflage 1988) und U.S. 5,062,021, deren relevanten Offenbarungen hierin durch Bezugnahme eingeschlossen sind.
  • Beim vollständigeren Beschreiben der vorliegenden Erfindung werden die Materialstruktur des Aufzeichnungsträgers 10 und des Wandlers 11 die Nomenklatur aufweisen, die unten beschrieben wird. Sich beziehend auf 2(a) ist die Materialstruktur in dem Aufzeichnungsträger 10 und dem Wandler 11 der vorliegenden Erfindung umfaßt von einem Substrat 12, einer Unterschicht 14 und einer magnetischen Schicht 16. Die Materialstruktur kann eine Vielzahl von Unterschichten und/oder magnetischen Schichten einschließen, die eine Unterschichtstruktur bzw. eine magnetische Schichtstruktur definieren. Wie in 2(b) gezeigt, kann die Unterschichtstruktur ebenfalls eine Keimschicht und/oder eine Benetzungsschicht 18, die auf dem Substrat 12 oder anderswo innerhalb der Unterschichtstruktur angeordnet ist, zusätzliche Unterschichten 20 und eine Zwischenschicht 22, die auf der Unterschicht 14 benachbart zu der magnetischen Schichtstruktur angeordnet ist, einschließen. Die magnetische Schicht 16 kann bedeckt sein mit einer Überschichtstruktur, welche eine Überschicht 24 einschließt, gefolgt von einem Überzug 26 und einem organischen Schmiermittel 28. Die Benetzungsschicht 18 kann ein amorphes Material oder ein Film sein, der zu dünn ist, um eine kristalline Struktur zu entwickeln, oder ein Film, dessen Textur eine starke Gitterfehlpassung für die folgende Schicht bereitstellt.
  • In einer weiteren Ausführungsform, die in 2(c) gezeigt ist, kann die magnetische Schichtstruktur zusätzliche magnetische Schichten, 16' und 16'', einschließen, die durch eine oder mehrere innere Schichten 30 getrennt sein können. In senkrechten Aufzeichnungsanwendungen können die zusätzlichen magnetischen Schichten 16' und 16'' weiche magnetische Halteschichten sein, welche die magnetische Schicht 16 umgeben, welche ein magnetisch hartes Material sein kann. Bei Wandleranwendungen kann die magnetische Schicht 16 in 2(a) ein magnetisch hartes oder weiches Material sein, abhängig von der Funktion der Schicht in dem Wandler 11, der verwendet wird, um Daten auf dem Träger 10 abzulesen oder aufzuzeichnen.
  • Im allgemeinen wird das Substrat 12 aus einem nicht magnetischen Material gebildet, wie Glas, Silicium oder eine Aluminiumlegierung, beschichtet mit NiP, Glaskeramik, Keramik oder SiC. Jedoch kann es in der vorliegenden Erfindung wünschenswert sein, einen Einkristall mit einer bevorzugten Kristallorientierung oder Textur, wie Si, zu verwenden, abhängig von den gewünschten Eigenschaften in dem Träger 10.
  • Für Längsträger werden die magnetischen Schichten, 16, 16' und 16'', mit der magnetischen Leichtlängsachse derselben im wesentlichen parallel zu der Ebene einer solchen magnetischen Schicht abgeschieden. Die magnetisch harten Materialien, die in den magnetischen Schichten 16 der vorliegenden Erfindung verwendet werden, sind bevorzugt ein Co- oder Co-Legierungsfilm, wie CoCr, CoSm, CoPr, CoP, CoNi, CoPt, CoNiCr, CoNiZr, CoPtNi, CoCrTa, CoCrPt, CoCrP, CoCrTaSi, CoCrPtSi, CoCrPtB, CoCrPtTa, CoCrPtTaB, CoCrPtTaNb oder andere bekannte magnetische Co-Legierungsfilme. Für eine Längsaufzeichnungsträgeranwendung sind die magnetischen Schichten 16 jeweils etwa 2,5-60 nm (25600 Å) dick. Die magnetischen Schichten 16 können ebenfalls weiche magnetische Materialien, wie NiFe-Legierungen, einschließen, insbesondere in senkrechten Aufzeichnungsanwendungen, wie hierin weiter diskutiert wird.
  • Die Benetzungs- und/oder Keimschicht 18 kann angeordnet sein zwischen unterschiedlichen Schichten in dem Träger 10, um entweder die Textur des vorangehenden Films zu zerstören oder eine unterschiedliche Textur bereitzustellen, auf welcher eine folgende Schicht epitaxisch wachsen wird, abhängig davon, ob entweder eine Benetzungs- bzw. Keimschicht verwendet wird. Die Unterschichten 14 und 20 sind im allgemeinen umfaßt von einem Material, das zum Erzeugen eines epitaxischen Wachstums der magnetischen Schicht 16 geeignet ist, wie weiter unten diskutiert werden wird.
  • Die Oberschicht 24 kann benachbart zu und bevorzugt in Kontakt mit der magnetischen Schicht 16 oder 16'' bereitgestellt sein. Die Oberschicht 24 ist bevorzugt 1–10 nm (10–100 Å) dick und kann hergestellt sein aus W, Ta, Zr, Ti, Y, Pt, Cr, Mn, Mn-Legierung oder irgendeiner Kombination derselben.
  • Der Überzug 26 kann extern der Oberschicht 24 bereitgestellt werden, so daß die Oberschicht 24 positioniert ist zwischen der magnetischen Schicht 16 oder 16'' und dem Überzug 24, wie in 1(b) und (c) gezeigt. Der Überzug 26 stellt eine mechanische Verschleißschicht bereit und ist 2,5–30 nm (25–300 Å) dick. Sie wird bevorzugt hergestellt aus einem keramischen Material oder diamantartigem Kohlenstoff, wie SiO2, SiC, CHx oder CNx (wo x < 1), ZrO2 oder C. Das organische Schmiermittel 28 kann angeordnet sein auf dem Überzug 26. Das Schmiermittel 28 ist 1 nm bis 10 nm (10–100 Å) dick und ist bevorzugt ein Fluor-Chlorkohlenwasserstoff oder ein Perfluorether. Beispiele schließen CCl2FCClF2, CF3(CF2)4CF3, CF3(CF2)SCF3, CF3(CF2)10CF3 und CF3(CF2)16CF3 ein.
  • Polykristalline, magnetische Dünnfilmschichten auf Co-Legierungsbasis mit einer zufälligen magnetischen Orientierung in der Filmebene, gebildet auf Cr-basierten Unterschichten, sind gegenwärtig die populärsten Strukturen für Dünnfilmlängsaufzeichnungsträger. Diese Strukturen weisen eine ausreichend hohe Koerzitivfeldstärke auf, um die gegenwärtigen industriellen Anforderungen bezüglich der Aufzeichnungsdichte zu erfüllen. Ein wichtiger Parameter zum Einschätzen der eneichbaren Koerzitivfeldstärke eines Materials ist die Anisotropiefeldkonstante HK, welche definiert ist als 2K1/MS, wobei K1 die uniaxiale Anisotropiekonstante und Ms die Sättigungsmagnetisierung ist, welches beides intrinsische Materialeigenschaften sind.
  • In einem idealen, nicht-orientierten, polykristallinen Co-Dünnfilm, bestehend aus isolierten, nicht-wechselwirkenden, einzelnen Domainkörnern mit einer 2D-zufälligen Leichtachsenverteilung in der Ebene, ist die höchste Koerzitivfeldstärke, Hc, die konzeptuell realisiert werden kann, wie bestimmt durch das Stoner-Wohlfarth-Modell einer Rotationsmagnetisierung, 0,51 HK. Wenn jedoch die einzelnen Domainkörner zufällig in drei Richtungen ausgerichtet sind, ist die maximal eneichbare Koerzitivfeldstärke beträchtlich kleiner als 0,51 HK. Gegenwärtige Industrieanstrengungen werden eingesetzt, um zu versuchen, diese ideale Hc für zweidimensionale, zufällige, polykristalline Co-Filme zu eneichen.
  • Während polykristalline Co-Strukturen mit einer zufälligen Ausrichtung in der Ebene sich als geeignet für die heutigen Standards erwiesen haben, wird die maximale Koerzitivfeldstärke, die mit diesen Strukturen erreichbar ist, diese bald ungeeignet machen, um die ständig zunehmenden Bereichsaufzeichnungsdichteanforderungen der Industrie und der Verbraucher zu erfüllen. Daher ist es notwendig, sich die gesteigerten Koerzitivfeldstärken vorzustellen, die für zukünftige hochdichte Aufzeichnungen benötigt werden, und über die gegenwärtigen Industrieanstrengungen sich hinauszubewegen, um ein tiefergehendes Verständnis der magnetokristallinen Anisotropie von magnetischen Materialien zu entwickeln, und insbesondere von Co-basierten Materialien. Beispielsweise in einem magnetischen Material mit einer einzigen, uniaxialen, magnetischen Leichtachsenorientierung, wie in senkrechten Trägern, kann die Hc konzeptuell 1,0 HK erreichen, was bedeutet, daß die potentiell erreichbaren Koerzitivfeldstärken von magnetischen Trägern verdoppelt werden können.
  • Zur Förderung dieser Entwicklung haben die Anmelder gefunden, daß Materialien mit einer hexagonal dichtest gepackten Struktur ("hcp") wachsen können mit einer (1120)-Kristalltextur (3) auf einer ersten Unterschicht mit einer kubisch flächenzentrierten Struktur und einer (001)-Kristallstruktur (4) und kompatiblen atomaren Gitterabständen. Wie verwendet und weiter hierin erklärt, stellt eine kompatible atomare Gitterstruktur Strukturen dar mit atomaren Abständen entlang der unterschiedlichen kristallinen Richtungen, die vergleichbar sind oder sich unterscheiden durch ganzzahlige Vielfache, um entweder eine eins : zu : eins-Einheitszellenausrichtung oder eine Ausrichtung über ein wiederholbares Netz von Einheitszellen zu ermöglichen.
  • Ein Fachmann auf dem Gebiet der Technik wird verstehen, daß die kubisch flächenzentrierte Struktur, die in 4 gezeigt ist, reine Elemente mit einer fcc-Struktur umfaßt, ebenso wie feste Lösungen dieser reinen Elemente und Legierungen mit Derivatstrukturen, wie Ll1 und Ll2, die eine Einheitszelle aufweisen, die analog ist zu der fcc-Einheitszelle. Als solches sollte die Verwendung der Begriffe "fcc" und "fcc-Struktur" hierin verstanden werden, um solche Zusammensetzungen einzuschließen, die eine kubisch flächenzentrierte Struktur oder eine kubisch flächenzentrierte Derivatstruktur aufweisen, sofern sie nicht anderweitig bezeichnet wird. Andere Zusammensetzungen weisen unterschiedliche Einheitszellstrukturen auf, die auf dem fcc-Bravais-Gitter basiert sind, wie Diamant (5) und NaCl. Während diese Zusammensetzungen nicht fcc-Strukturen sind, wird von den Zusammensetzungen gesagt, daß sie ein Bravais-Gitter aufweisen, das fcc ist, und ein Verweis auf diese Strukturen wird gemacht werden hinsichtlich von fcc-Bravais-Gitterzusammensetzungen.
  • In der vorliegenden Erfindung ist Ag oder eine Ag-Legierung im allgemeinen bevorzugt als die fcc-strukturierte Unterschicht, jedcch schließen andere geeignete Material mit einer fcc-Struktur Ag, Cu, Al, Au und feste Lösungs- und Legierungszusammensetzungen derselben ein. Man wird ebenfalls verstehen, daß die genaue Wahl des Unterschichtmaterials mit fcc-Struktur abhängt von der gewünschten Zusammensetzung und Ortentierung der magnetischen Schicht, wie es hierin weiter offensichtlich werden wird.
  • Zusätzlich kann die erste Unterschicht, welche eine kubisch flächenzentrierte Kristallstruktur und eine (001)-Orientierung aufweist, verwendet werden, um ein epitaxisches Wachstum einer zweiten Unterschicht einer kubisch raumzentrierten Struktur (6) und einer (001)-Kristalltextur und eines kompatiblen Atomabstands zu induzieren, welche wiederum das Wachstum eines Materials mit einer hcp-Struktur in einer (1120)-Kristallorientierung induzieren kann.
  • Man wird ferner verstehen, daß die kubisch raumzentrierte Struktur, die in 6 gezeigt ist, reine Elemente mit einer bcc-Struktur umfaßt, ebenso wie feste Lösungen dieser reinen Elemente und Legierungen mit Derivatstrukturen, wie B2, D03 und L2,, die eine Einheitszelle aufweisen, die analog ist zu der bcc-Einheitszelle. Als solches sollte die Verwendung des Begriffs "bcc-Struktur" und "bcc" hierin verstanden werden, um diese Zusammensetzungen einzuschließen, die eine kubisch raumzentrierte Struktur oder eine kubisch raumzentrierte Derivatstruktur aufweisen.
  • Geeignete Unterschichtmaterialien mit einer bcc-Struktur schließen Cr und Cr-Legierungen mit einer A2-Struktur, wie CrV, CrTi, CrMo, CrW und CrMn, und B2-geordnete Strukturmaterialien, wie NiAl und FeAl, ein. Andere Phasen mit einer B2-geeordneten Struktur und Gitterkonstanten, die vergleichbar sind zu denjenigen von NiAl (a = 0,2887 nm), FeAl (a = 0,291 nm) und Cr (a = 0,2884 nm) werden ebenfalls als gute Kandidaten für die bcc-Unterschicht der vorliegenden Erfindung betrachtet. Die Materialien sind AlCo (a = 0,286 nm), FeTi (a = 0,289 nm), CoFe (a = 0,285 nm), CoTi (a = 0,299 nm), CoHf (a = 0,316 nm), CoZr (a = 0,319 nm), NiTi (a = 0,301 nm), CuBe (a = 0,270 nm), CuZn (a = 0,295 nm), AlMn (a = 0,297 nm), AlRe (a = 0,288 nm), AgMg (a = 0,328 nm), Al2FeMn2 (a = 0,296 nm), Fe3Al, AlNi2Ta, AlNi2Nb, AlNi2Ti und Kombinationen derselben. Die Unterschichten können ebenfalls umfaßt sein von zwei oder mehr Schichten aus unterschiedlichen Materialien innerhalb der vorgegebenen Liste. Zahlreiche Kombinationen von Material können verwendet werden, um die mehreren Schichten herzustellen, wobei jede Schicht eine der zuvor erwähnten Unterschichtmaterialien, wie oben diskutiert, ist.
  • In dem Falle von Co-basierten Legierungen weist die (1120)-Textur eine bi-Kristall-Mikrostruktur auf, in welcher magnetische Leichtachsen (d. h. c-Achsen oder [0001]-Richtungen) zweier kristallographisch orthogonaler Varianten der Co-Körner entlang entweder der [110]- oder [110]-Richtungen der Unterschichten liegen. Wenn die Volumenfraktionen der zwei Varianten gleich sind, wird eine vierfache Symmetrie in der in-plane-Winkelabhängigkeit der magnetischen Eigenschaften und Verdrehungskurven erwartet. Zwei wirksame Leichtachsen tauchen entlang der [100]- und [010]-Richtungen auf, erzeugend höhere Werte der Koerzitivfeldstärke (HC), der Remanenz-Squareness (S) und der Koerzitivfeldstärken-Squareness (S*), während die [110]- und [110]-Richtungen effektive Schwerachsen mit niedrigeren HC, S und S* werden.
  • Insbesondere haben die Anmelder gefunden, daß eine fcc-Ag-Unterschicht in einer (001)-Kristallorientierung das Wachstum einer hcp-Co-basierten magnetischen Aufzeichnungsschicht unmittelbar induziert, oder eine bcc-Cr-Unterschicht mit einer (001)-Kristallorientierung, welche weiter eine hcp-Co-basierte magnetische Aufzeichnungsschicht induzieren wird, um mit einer (1120)-Kristallorientierung zu wachsen. Die kristallographischen Strukturen und Gitterkonstanten der Schichten sind: Ag (fcc, a = 4,09 Å), Cr (bcc, a = 2,88 Å) und Co (hcp, a = 2,507 Å, c = 4,07 Å; fcc, a = 3,544). Die Einheitszelle des Co tendiert dazu, epitaxisch zu wachsen mit einer (1120)-Textur, wenn sie abgeschieden wird unter Verwendung der Ag-(001)-Unterschichtstruktur als ein Templat, da die atomaren Abstände von Ag(001) und Co(1120) kompatibel sind und die Atome in jeder Struktur auf ähnliche Weise in den jeweiligen Kristallebenen angeordnet sind.
  • Im Gegensatz dazu passen die Gitterkonstanten für die Einheitszelle von Cr nicht gut mit den Gitterkonstanten für Ag zusammen. Jedoch kann, wenn das Cr in der (001)-Orientierung ist, die Einheitszelle gedreht werden, und der diagonale Gitterabstand der Cr(001)-Fläche ist 4,08, was äußerst gut mit den Gitterkonstanten von Ag paßt. Als solches tendiert das (001)-Cr dazu, epitaxisch zu wachsen in einer gedrehten (001)-Orientierung, wenn es abgeschieden wird unter Verwendung der Ag-(001)-orientierten Struktur als ein Templat. Ebenfalls tendiert die Einheitszelle des Co dazu, epitaxisch zu wachsen in einer (1120)-Ausrichtung, wenn sie abgeschieden wird unter Verwendung der gedrehten Cr-(001)-orientierten Struktur als ein Templat. Es sollte erwähnt werden, daß die Co-Einheitszelle gedreht werden wird von der Cr-Einheitszelle und ausgerichtet werden wird mit der Ag-Einheitszelle.
  • Ein Fachmann auf dem Gebiet wird verstehen, daß die Gitterabstände der Ag-, Cr- und Co-Schichten variiert werden können durch Bilden von festen Lösungen oder Legierungen. Beispielsweise wird Cr häufig verwendet in einer festen Lösung mit Co, um die Magnetisierung der Co-Schicht abzusenken und eine bessere Trennung der Körner in der Co-basierten Schicht bereitzustellen. Ebenfalls werden Ta und Pt häufig mit Co legiert, um magnetische Co-Legierungsschichten zu bilden, die größere atomare Gitterabstände als reines Co aufweisen. In ähnlicher Weise kann V zu Cr zugefügt werden, um den atomaren Gitterabstand der festen Lösung aus Cr/V zu variieren.
  • Die Anmelder haben ebenfalls gefunden, daß ein nahezu idealer Kristall von fcc-(001)-orientierten Ag-Schichten wachsen kann auf (001)-orientierten Si-Einkristallwafern mit Diamantstruktur. Die nahezu ideal orientierte fcc-(001)-Kristallstruktur des Ag ist vorhanden trotz einer Fehlpassung der atomaren Gitterabstände und Einheitszellstrukturen von Ag und Si. Die Fehlpassung zwischen den Gitterkonstanten von Ag (fcc, a = 4,09 Å) und Si (kubischer Diamant, a = 5,43 Å) ist –24,7%. Jedoch richtet sich ein 4 × 4-Netz von Ag-Einheitszellen geometrisch mit einem 3 × 3-Netz von Si-Einheitszellen aus, mit einer Fehlpassung von lediglich 0,4%. Die Verwendung von Si-Substraten ist von Interesse, da die Wafer leicht verfügbar und billig sind, was die Wafer ideal macht zur Verwendung als ein Substratmaterial für magnetische Trägeranwendungen.
  • Tests wurden durchgeführt, in denen dünne Filme von Ag, Cr und Co84Cr13Ta3 (hcp, a = 2,54 Å, c = 4,16 Å) sequentiell durch ein rf-Diodensputtern in einem Leybold-Heraeus Z-400 Sputtersystem auf einem Si-(001)-Einkristallwafer abgeschieden wurden. Die Gitterfehlpassung an jeder dieser Grenzflächen kann berechnet werden aus den interatomaren Abständen, die gezeigt werden: Cr zu Ag = –0,2%, Co84Cr13Ta3 zu Cr = 7,8% (senkrecht zu der Co-c-Achse) und 2,0% (entlang der Co-c-Achse). Basierend auf der vorangegangenen Diskussion ist die erwartete Orientierung das (1120)-bi-Kristall-CoCrTa auf Cr(001)[100] // Ag(001)[110], wie gezeigt in 7, in welcher das Si[110] und Si[110] die Richtungen der effektiven Schwerachsen werden, und Si[100] und Si[010] die wirksamen Leichtachsen.
  • Das Si-Substrat wurde in Fluorwasserstoffsäure vor dem Abscheiden der Filme geätzt, um den SiO2-Film abzustreifen, der typischerweise die Substratoberfläche bedeckt, und um eine Wasserstoff-terminierte Oberfläche ohne Rekonstruktion zu präsentieren, wie disktutiert von D. B. Fenner, D. K. Biegelson und R. D. Bringans, J. Appl. Phys. 66, 419 (1989). Genauer wurden die Si(001)-Wafer zunächst mittels Ultraschall in organischen Lösungsmitteln gereinigt und in deionisiertem Wasser gespült. Die sauberen Wafer wurden dann eingetaucht in 49%-ige HF für 3 Minuten, um das native SiO2 zu entfernen und eine Wasserstoff-terminierte Oberfläche zu erhalten, und wurden dann trockengeblasen mit N2-Gas. Alternativerweise kann der SiO2-Film entfernt werden durch Glühen, Kochen in einem Vakuum oder durch andere herkömmliche Verfahren, wie solchen, die von P. Xu, P. Miller und J. Silcox, Mater. Res. Soc. Symp. Proc. 202, 19 (1991) beschrieben wurden, zum Abscheiden eines (001)-orientierten Ag auf einer (001)-orientierten Si-Schicht.
  • Der HF-geätzte Si-Wafer wurde dann in das Sputtersystem eingesetzt und auf etwa 250°C unter Vakuum vor dem Abscheiden erwärmt. Der Grunddruck war etwa 5 × 10–7 torr. Der Ar-Sputtergasdruck lag fest bei 10 mTorr und die Sputterenergiedichte war etwa 2,3 W/cm2. Keine Vorspannung wurde beaufschlagt während der Ag- oder Cr-Abscheidung, jedoch wurde eine Substratvorspannung von –170 V während der Abscheidung von CoCrTa-Filmen beaufschlagt, gemäß der Vorgehensweise, die von Y. Deng, D. N. Lambeth, X. Sui, L.-L. Lee und D. E. Laughlin, J. Appl. Phys. 73, 5557 (1993) beschrieben wurde.
  • Die Mikrostruktur der Filme wurde untersucht durch ein Rigaku-Röntgenstrahlendiffraktometer mit einer Cu-Ka-Strahlung und einem Philips EM420T-Transmissionselektronenmikroskop. Die Röntgenstrahlendiffraktometerscans wurden alle genommen auf einem Rigaku Theta/Theta-Diffraktometer, das bei 35 kV und 20 ma mit der Cu-K-alpha-Strahlung aus einem Zielvakuumrohr betrieben wurde. Die Scans wurden in 0,05-Gradschritten genommen, mit 2 Sekunden pro Schritt. Eine Reihe von Spalten wurde verwendet, um einen parallelen Strahl zu gewährleisten: die Divergenz- und Scatterspalten, die verwendet wurden, waren ein Grad, und der aufnehmende Spalt war 0,3 mm. Ein gekrümmtes Graphit-Monochrometer wurde verwendet (Krümmungsradius: 224 mm), das von den (0002)-Ebenen diffraktierte. Ein NaI-Szintillationsdetektor, der bei 760 Volt Vorspannung betrieben wurde, mit den Pulshöhenanalysatorsetzungen von 54 Volt für die Grundlinie und 102 Volt für das Fenster. Der Querschnitt des Röntgenstrahls ist etwa 32 mm2. Diese Vorgehensweise wird hierin bezeichnet werden als das Dünnfilm-XRD-Verfahren.
  • Die Oberflächen der dünnen Ag-Filme wurden untersucht mit einem Dimension 3000 Atomarkraftmikroskop (AFM). Die magnetischen Messungen wurden durchgeführt auf einem Digital-Measurement Systems mit vibrterender Probe/Verdrehungsmagnetometer.
  • Die Röntgenstrahlendiffraktionsspektren (XRD) für zwei repräsentative Ag/HF-Si(001)-Proben sind in 8(a) gezeigt. Lediglich starke (002)-Diffraktionspeaks werden für die Ag-Filme beobachtet. Die Epitaxie, die in den XRD-Spektren impliziert ist, wird bestätigt in dem Si[001]-Zonenachsen-Elektronendiffraktionsmuster (8(b)), welches gut mit dem simulierten Muster übereinstimmt, das in 8(c) gezeigt ist. Die komplexe, jedoch regelmäßige Verteilung der doppelten Diffraktionsspots mit niedriger Intensität in 8(b) ist höchstwahrscheinlich aufgrund der nahezu 25%-igen Gitterfehlpassung zwischen den Ag- und Si-Gitterkonstanten und ist eigentümlich für die überlappende Zweischichtstruktur mit einer festen Orientierungsbeziehung. Die Röntgenstrahldiffraktion zeigt ebenfalls, daß, wobei der gesamte Dickenbereich von 50–1.500 Å untersucht wurde, Ag-Filme lediglich starke (002)-Peaks zeigen, was zu der Annahme führt, daß eine gute Epitaxie mit dem Si(001) in sehr dünnen Filmen begründet wird und fortgeführt wird, wenn die Filme dicker wachsen.
  • Das Wachstum von Ag auf Si (001) wurde vorgeschlagen von Xu et al., in dem Stranski-Kastanov- oder dem Schicht-plus-Insel-Modus zu sein, in welchen nach der anfänglichen Bildung von einer oder mehreren 2D-Monoschichten das 3D-Wachstum von Inseln beginnt; oder Ag-Inseln wirken als Keim an spezifischen Stellen auf einer nicht perfekten Si-Oberfläche, wachsen dann in der Größe, wenn zusätzliches Material abgeschieden wird, bis sich die Inseln treffen. Wie in 9(a) gezeigt, demonstriert eine Oberflächentopographie eines 50 Å Ag-Films klar eine Inselstruktur. Die Tatsache, daß der Ag-Film diskontinuierlich ist bei diesen kleinen Dicken, ist höchstwahrscheinlich aufgrund einer unvollständigen Entfernung des SiO2. Eine vollständigere Entfernung des Oxids würde in einem kontinuierlichen Ag-Film mit Dicken von weniger als 50 Å resultieren. Wenn die Filmdicke zunimmt, beginnen benachbarte Inseln zu koaleszieren, um ein gewebeartiges Netzwerk bei 125 Å zu bilden, wie gezeigt in 9(b). Wenn die Ag-Filmdicke auf 250 Å gesteigert wird, bildet sich ein kontinuierlicherer Film. Ein weiteres Steigern der Dicke resultiert in beinahe kontinuierlichen Ag-Oberflächen, welche eine ähnliche Morphologie aufrechterhalten wie diejenige eines 500 Å-Films (9(c)), außer einer stetigen Expansion in der Oberflächenkennzeichengröße.
  • Die Evolution der Ag-Oberflächenmorphologie wird ebenfalls in 9(d) widergespiegelt, welche die mittlere-Quadratwurzel-Oberflächenrauhigkeit (Rrms) (surface root-mean-square roughness) gegenüber der Filmdicke zeigt, verglichen mit einer Rrms einer reinen HF-geätzten Si-Oberfläche von etwa 4 Å. Für den 50 Å Ag-Film wird eine Rrms von 57 Å gefunden, die höher ist als die nominale Filmdicke. Die Oberflächenrauhigkeit nimmt zu auf 104 Å und wird kleiner als die Filmdicke auf dem 125 Å Ag-Film. Wenn die Filmdicke gesteigert wird auf 250 Å, nimmt die Rauhigkeit dramatisch ab (Rrms = 17 Å), zusammenfallend mit der Bildung der kontinuierlichen Ag-Schicht, und bleibt dann nahezu konstant, wenn die Ag-Filmdicke weiter gesteigert wird.
  • CoCrTa/Cr-Dünnfilme mit den gleichen Dicken, die auf Ag-Templaten unterschiedlicher Dicken gewachsen sind, zeigen viel größere Cr(002)- und CoCrTa(1120)-Diffraktionspeaks als normalerweise beobachtet werden würde in der Abwesenheit des Ag-Unterschichttemplats. Obwohl eine gute Ag/Si(001)-Epitaxie erreicht wird für alle Ag-Filmdicken, 10(a–b), zeigen die CoCrTa-Filme, die auf Ag-Unterschichten mit einer ausreichenden Dicke abgeschieden wurden, um ein kontinuierliches Ag-Templat bereitzustellen, höhere Koerzitivfeldstärken.
  • Zusätzlich ist die Oberflächenrauhigkeit eines 12511 dicken Ag-Templats größer als diejenige eines 50 Å Ag-Films (das Verhältnis der Rrms zu der Filmdicke ist jedoch kleiner), jedoch scheint die verbundene netzartige Oberflächenstruktur das epitaxische Wachstum und die Koerzitivfeldstärke eines CoCrTa(200 Å)/Cr(300 Å)-Films zu verbessern, wenn dies mit der Inselstruktur verglichen wird. Die Abnahme der Koerzitivfeldstärke auf sehr dicken Ag-Templaten wird ebenfalls begleitet von signifikant ausgedehnten Ag-Oberflächenkennzeichen. Das Wachstum der Cr-Filme auf den Ag-Templaten mit unterschiedlichen Oberflächenmorphologien mit unterschiedlichen Dicken scheint, eine Rolle bei den magnetischen Eigenschaften der CoCrTa-Filme zu spielen. Selbstverständlich kann durch Variation der Verfahrensbedingungen, wie Substratreinheit und Rauhigkeit, Abscheidungsgeschwindigkeit und Substratvorspannung und Temperatur, des Ag-Films, die netzartige Struktur mehr oder weniger kontinuierlich gemacht werden, was in einer entsprechenden Variation der Co/Cr-Textwen für unterschiedliche Filmdicken resultiert.
  • 11(a) zeigt das Cr[001]-Zonenachsen-Elektronendiffraktionsmuster eines CoCrTa-Films, welches gut mit dem simulierten Muster in 11(b) übereinstimmt. Die periodische Variation der magnetischen Eigenschaften, die in 11(c) gezeigt ist, ist weiterer Beweis der Bikristallnatur der CoCrTa-Filme. Es erscheint ebenfalls eine parallele Beziehung zu existieren zwischen den Cr[100]- und Si[110]-Richtungen. Überdies zeigt die Periodizität von 90° in den in-plane-Verdrehungskurven (11(d)) nicht nur eine Bikristall-Struktur, sondern ebenfalls, daß die Volumenfraktionen der zwei CoCrTa-Orientierungsvarianten beinahe gleich sind. Die Dicke des Ag-Templats, die erforderlich ist, um , die Koerzitivfeldstärke zu maximieren und die Oberflächenrauhigkeit zu minimieren unter Verwendung des gegenwärtigen Verfahrens, ist etwa 500–1000 Å.
  • Untersuchungen wurden fortgeführt in einem Versuch, Strukturen zu erzeugen, in denen Cobasierte Materialien hergestellt würden in der hcp-Struktur und in der quad-kristall-Orientierung, Co(1011)[1210]//Cr(110)[110] oder [110]. Somit wurde ein (110)-orientierter Si-Einkristall hergestellt durch die zuvor diskutierte Methode. Wiederum, aufgrund der Fernordnungskompatibilität der Kristallgitterabstände in der (110)-Orientierung, wächst das Ag ebenfalls epitaxisch, wenn es abgeschieden wird unter Verwendung der Si(110)-Orientierung als ein Templat. Cr- und Co-Schichten wurden sequentiell auf der Ag(110)-orientierien Schicht abgeschieden.
  • Die resultierenden Cr- und Co-Schichten sind nicht jeweils (110) und (1011), wie zu erwarten war. Das Cr wächst epitaxisch in einer (112)-Orientierung, wenn es abgeschieden wird unter Verwendung der (110)-Orientierung der Ag-Schicht als ein Templat. Die Co-Schicht wächst dann epitaxisch, wenn sie abgeschieden wird unter Verwendung der Cr(112)-Orientierung als ein Templat, um eine Co-Schicht mit der uni-Kristall(1010)-Orientierung zu erzeugen.
  • Eine Untersuchung der Kristallorientierungen der fcc(110)-Ag-Schicht und der bcc-(110)-Schicht zeigt wie zuvor, daß der diagonale Gitterflächenabstand von Cr nahezu identisch ist zu demjenigen von Ag (4,08 Å zu 4,09 Å, und der diagonale Gitterflächenabstand von Ag zweimal der atomare Abstand von Cr (5,76 Å zu 2,88 Å) ist. In Angesicht der Netzpassung, die beobachtet wird in Bezug auf Si und Ag, wäre es daher zu erwarten, daß die bcc-(110)-Schicht epitaxisch von dem fcc-(110)-Schichttemplat in einem 2-zu-l-Netz wachsen würde.
  • Zusätzlich ist in einer bcc-Struktur die Orientierung mit dem geringsten Energiezustand die (110), aufgrund ihrer dichtest gepackten Atomkonfiguration. Jedoch gibt es in der bcc-(110)-Orientierung ein Mittelatom (6), während es in der entsprechenden (110)-fcc-Orientierung kein Mittelatom gibt (siehe 4). Es wird angenommen, daß der Mangel eines Mittelatoms in der (110)-fcc den Energiezustand des (110)-bcc steigert, wodurch es deutlich weniger günstig ist, wenn es auf (110)-Ag abgeschieden wird.
  • Die atomare Struktur eines bcc-Gitters ist so, daß eine atomare Anordnung ähnlich zu der fcc-(110)-Orientierung in der (112)-Ebene möglch ist, wie in 6 gezeigt ist. Eine Dimension in der (112)-Ebene ist der diagonale Gitterflächenabstand, und die andere Dimension ist der dichtest gepackte Abstand zwischen einem Eckatom und dem Mittelatom in der bcc-Struktur, welcher zweimal der Atomradius ist.
  • In (112)-orientiertem Cr sind die diagonalen Flächen- und dichtest gepackten Dimensionen 4,08 Å bzw. 2,50 Å. Somit kann die Cr (112)-Orientierung ebenfalls gitterpassend sein entlang der Ag[110]//Cr[111]-Richtung mit der Ag-Schicht in einem 7-zu-3-Netz innerhalb etwa 1%. Die Abstände der Atome in der Cr(112)-Textur mit der Ag(110)-Textur passen bei weitem nicht so gut wie die Cr(110)-Einheitszelldimensionen. Es wird jedoch angenommen, daß die Abwesenheit des Mittelatoms in der (112)-Orientierung ihren Gitterenergiezustand an der Grenzfläche mit dem (110)-fcc-Templat vermindert, so daß er geringer ist als bei der (110)-Orientierung. Daher wird die bcc epitaxisch in der (112)-Orientierung wachsen.
  • Als solches wird angenommen, daß eine bcc (112) oder eine fcc (110) verwendet werden kann, um die (1010)-Textur in einem Co-basierten Film zu induzieren, wenn die atomaren Abstände kompatibel sind. Beispielsweise sollte ein (1010) Co-basiertes Material direkt auf dem (110)-fcc-Ag in Hinsicht auf die Ähnlichkeit der atomaren Abstände für (112) Cr und (1010) Co wachsen.
  • Überdies folgt es, daß, da eine bcc-(110)-Textur begünstigt ist in polykristallinen Filmen, bcc-(110)-Filme mit großer Gitterkonstante verwendet werden können, um eine (110)-Textur in fcc-Filmen zu induzieren, vorausgesetzt, daß eine atomare Abstandskompatibilität entworfen ist, und vorausgesetzt, daß die bcc-(110)-atomaren Abstände so sind, daß es kein Mittelatom gibt, um die fcc(111)-Textur zu induzieren. Somit würde dann bcc(112) mit kleinerer Gitterkonstante wachsen auf der fcc(110)-Textur. Die resultierenden Filmschichten und Texturen würden sein:
    Co(1010)/bcc(112)/fcc(110)/bcc(110)Benetzungsschicht.
  • Eine weitere Erscheinung der vorliegenden Erfindung ist, daß ein neues Aufzeichnungsträgerdesign entwickelt werden kann. unter Verwendung der Materialstrukturen der vorliegenden Erfindung. Aufzeichnungsträger mit einer gesteuerten Orientierung und Wandler können hergestellt werden unter Verwendung eines Einkristallsubstrats, wie Si. Das Einkristallsubstrat kann verwendet werden, damit nahezu ideale Unterschichten epitaxisch wachsen, die in einer magnetischen Schicht mit einer Orientierung nach Wahl kulminieren.
  • In einer Ausführungsform kann ein linear gerichteter Einkristallaufzeichnungsträger hergestellt werden durch Verwendung der Methoden, die hierin beschrieben werden; um eine nahezu ideale (112)-bcc-Schicht herzustellen, die ein epitaxisches Wachstum des (1010)-uni-Kristalls induzieren wird. Das Einkristallsubstrat verbreitet die Einkristallstruktur durch die Unterschichtstruktur zu der magnetischen Schichtstruktur. Dies, kombiniert mit der Orientierung der magnetische Schichtstruktur in einer Richtung, resultiert in einem Aufzeichnungsträger oder Wandler, in welchem die magnetische Achse jedes Kristalliten parallel ist. Die parallele Ausrichtung der magnetische Leichtachsen stellt einen linear richtbaren Aufzeichnungsträger bereit, der wenig oder keine Signalmodulation aufweist.
  • Zusätzlich stellt die orientierte und ausgerichtete Struktw des linearen, richtbaren Aufzeichnungsträgers das Potential für geringeres Trägenauschen und gesteigerte Koerzitivfeldstärken bereit, die theoretische HK eneichen können.
  • Eine Anzahl von Tests wurde durchgeführt unter Verwendung von Co/Cr/Ag/Si-Schichten, um die Eigenschaften eines (1010)-hcp-Kristalls, gewachsen von (112)-bcc auf einer (110)-fcc-Struktur einzuschätzen. Die epitaxische Orientierungsbeziehung von Co(1010)[0001]// Cr(112)[1010]//Ag(110)[001]//Si(110)[001] ist in 12 gezeigt. Wie zuvor diskutiert, wird eine 4-zu-3-Gitterpassung an der Ag/Si-Grenzfläche mit lediglich einer kleinen Fehlordnung von 0,4% erreicht, wenn Ag und Si eine gemeinsame Kristallorientierung aufweisen. Die Gitterfehlpassung an den Cr/Ag- und Co/Cr-Grenzflächen kann berechnet werden aus den interatomaren Abständen: Cr zu Ag = –0,2% (entlang der Ag[001]-Richtung) und 13,5% (senkrecht zu der Ag[001]-Richtung) auf einer 1-zu-1-Basis, reines Co zu Cr = – 0,5% (entlang der Co-c-Achse) und 0,4% (senkrecht zu der Co-c-Achse). Wie zuvor erwähnt, ist die Fehlpassung von Cr zu Ag senkrecht zu der Ag[001]-Richtung etwa 1%, wenn das Cr mit dem Ag zu einem 7-zu-3-Verhältnis, oder einer Wiederholungseinheit, vermascht wird.
  • Das (110)-orientierte Si-Einkristallsubstrat wurde hergestellt, und die Ag-, Cr- und Co- (rein und als Legierung) Dünnfilme wurden dann sequentiell durch RF-Diodensputtern in einem Leybold-Heraeus Z-400-Sputtersystem, wie zuvor diskutiert, abgeschieden.
  • Die epitaxische Orientierungsbeziehung der Schichten wurde untersucht unter Verwendung von θ/θ- und φ-scan-XRD mit dem Rigaku-Röntgenstrahlendiffraktometer mit einer Cu-Ka-Strahlung. Die magnetischen Eigenschaften und Verdrehungskurven der Co-Filme wurden gemessen unter Verwendung des Digital Measurement Systems mit vibrierender Probe/Verdrehungsmagnetometer. Aus den Verdrehungskurven eines uni-Kristall-Co-Films können die uniaxialen Anisotropiekonstanten des Materials bestimmt werden. Wenn die uni-Kristall-Probe gedreht wird in einem ausreichend großen Feld H, ist die Verdrehung (T), die auf die Probe ausgeübt wird, gegeben durch
    Figure 00360001
  • Gleichzeitig kann es ebenfalls berechnet werden als T = –MHsH sin φ. (2)
  • Die relative Beziehung der Vektor- und Winkelanteile, die in Gleichung (1) verwendet werden, sind in 13 gezeigt. Die θ/θ-XRD-Spektren für repräsentative Ag-, Cr/Ag- und Co/Cr/Ag-Filme, die auf HF-Si (110) gewachsen sind, sind in 14(a-c) gezeigt. Lediglich starke Ag(220)-, Cr(112)- und Co(1010)-Diffraktionspeaks werden beobachtet in diesen Spektren, was stark die epitaxische Natur dieser Filme impliziert. Die φ-scan-Spektren der Co/Cr/Ag/HF-Si-Probe sind in 15 gezeigt, zusammen mit stereographischen kubisch-Kristall(110)-, (-112)- und Co(1010)-Projektionen, die notwendig sind für die Interpretation der Spektren. Wie aus der stereographischen kubisch-Kristall(110)-Projektion, 15(a') zu erwarten ist, werden zwei Diffraktionspeaks, die 180° voneinander entfernt sind, in dem Si{004}-Polscanspektrum für das Einkristall-Si(110)-Substrat (15(a)) gefunden. Die zwei Peaks, welche den Ag{004}-Polen entsprechen, sind ebenfalls 180° voneinander entfernt (15(b)), was in guter Übereinstimmung ist mit der stereographischen Projektion, 15(b'), und sie erscheinen an den gleichen φ-Positionen wie die zwei Peaks in dem Si{004}-Polspektrum, was die parallele Beziehung zwischen den Si[001]- und Ag[001]-Richtungen bestätigt. Das Cr{110}-Polspektrum (15(c)) enthält zwei Peaks, die wieder 180° voneinander entfernt sind, in Übereinstimmung mit der Projektion in 15(c'). Die Peakstellen sind um 90° verschoben, wenn sie verglichen werden mit den zwei Peaks in dem Ag{110}-Polscan, was anzeigt, daß die Cr[110]-Richtung parallel ist zu der Ag[001]-Richtung.
  • Die stereographische (112)-Projektion des Kristalls in 15(c') zeigt lediglich einen (001)-Pol. Zwei Diffraktionspeaks werden jedoch beobachtet in dem Cr{002}-Polscan, was einen Exrapol anzeigt, wie er durch (001)' in 15(c') bezeichnet ist. Dies legt nahe, daß zwei Domains von Cr-Körnern in dem Cr (112)-Film existieren, wie veranschaulicht in 16 (die kristallographischen Ebenen und Richtungen sind alle in Bezug auf Domain I indexiert). Die zwei Domains können aus der Cr/Ag-epitaxischen Grenzfläche auftauchen, wenn Cr beginnt zu wachsen mit zwei unterschiedlichen atomaren Konfigurationen, die Spiegelbilder zueinander sind. Die zwei Domains können ebenfalls ein Ergebnis sein der Cr-Wachstumszwillingsbildung. In bcc-Metallen ist die (112)-Ebene die häufigste Zwillingsbildungsebene und die Zwillingsbildungsrichtung ist111] wie in 16 gezeigt ist. Die zwei resultierenden Domains der Cr-Körner weisen (112)-Ebenen parallel zu der Substratebene auf, und die atomaren Konfigurationen sind Spiegelbilder um die Ebene senkrecht zu der Zwillingsbildungsrichtung.
  • Ebenfalls existiert eine gute Übereinstimmung zwischen dem Co{1010}-Polscan (15(d)) und der Co-Kristall-(1010)-Projektion (15(d')). Eine Orientierungsbeziehung von Co[0001]//Cr[110] wird ebenfalls bestimmt aus der Beobachtung, daß zwei Peaks in dem Co-Spektrum an den gleichen Positionen erscheinen wie solche in dem Cr-Spektrum. Die kleine Peakbreite zeigt an, daß die Co-Korn-Leichtachsen im allgemeinen eine einzelne Orientierung aufweisen.
  • Die Verdrehungskurve der reinen Co-Probe ist in 17 gezeigt. Sie ähnelt einer schraubenförmigen sinusförmigen Kurve mit einer Periode von 180°. Die Anisotropiekonstanten, die aus der Kurve bestimmt werden, sind kleiner als die Werte, die für massenförmige Co-Einkristalle berichtet werden (4,2 – 4,5 × 106 ergs/cm3). Die Amplitude der Verdrehungsmessung zeigt eine gute Ausrichtung der Co-Korn-Leichtachsen. Jedoch wurde für K1 gefunden, daß es in reinen Co-Filmen, hergestellt mit zunehmender Substratvorspannung, wie in Tabelle I gezeigt, zunimmt, was die Gegenwart von fcc-Stapelfehlern in einer anderen als der hcp-Co-kristallinen Struktur anzeigen kann.
  • Hystereseschleifen für die Proben wurden gemessen mit dem angelegten Feld entlang entweder der Leichtachsenrichtung oder der Schwerachsenrichtung (siehe 18). Für die reinen Co-Filme wird eine rechteckförmige Schleife beobachtet entlang der Leichtachse mit einer Koerzitivfeldstärke um etwa 200 Oe, anzeigend einen Koerzitivfeldstärkenmechanismus, der mit einer Wandbewegung verbunden ist. Die Schwerachsenschleife zeigt eine Kurve mit praktisch keiner Öffnung mit einer Remanenz-Squareness S = 0,02. Dies bestätigt die gute Leichtachsenausrichtung, die in dem φ-Scan gezeigt ist. Die Schwerachsenschleife fällt beinahe perfekt auf die offenen Kreise, was eine exzellente Übereinstimmung mit den berechneten Punkten unter Verwendung der Anisotropiekonstanten, die aus den Verdrehungsmessungen bestimmt wurden, anzeigt.
  • Ein uni-Kristall-Co84Cr13Ta3/Cr/Ag/HF-Si (110)-Film wurde ebenfalls hergestellt. Eine Substratvorspannung von –170 Volt wurde angelegt während der Abscheidung des CoCrTa-Films. Die Anisotropiekonstanten, die aus der Verdrehungskurve (siehe 19) bestimmt wurden, sind ebenfalls in Tabelle I aufgeführt. Hystereseschleifen für diese Probe sind in 20 gezeigt. Für die sehr rechteckförmige Leichtachsenhystereseschleife wird eine Koerzitvfeldstärke von 1080 Oe erhalten, während das lineare Verhalten der Schwerachsenschleife eine verminderte K2, in Übereinstimmung mit der Verdrehungsanalyse, impliziert.
  • Tabelle I Uniaxiale Anisotropiekonstanten, gemessen aus Verdrehungskurven
    Figure 00390001
    Das Wachstum der uni-Kristall-Co-, -Cr(112)- und -Ag(110)-Schichten ist ähnlich dem Wachstum, das in Bezug auf die Ag(001)-, Cr(001)- und Co(1120)-Schichten, die oben beschrieben wurden, beschrieben wurde. Daher ist ein kontinuierliches Ag-Templat erwünscht, um die Koerzitivfeldstärke zu maximieren und die Oberflächenrauhigkeit zu minimieren.
  • Zusätzliche Untersuchungen wurden durchgeführt für die Verwendung von (111)-orientiertem Si als ein Substrat. Die Verwendung von Ag als ein fcc-Templat wurde weiter getestet, und es wurde ebenfalls gefunden, daß ein (111)-orientiertes Ag epitaxisch auf einem (111)-orientierten Si wachsen könnte.
  • Die (111)-fcc stellt eine Fläche mit einer dreieckigen atomaren Struktur bereit, auf welcher eine folgende Schicht epitaxisch wachsen kann. Wie in 6 gezeigt, stellt die (111)-Orientierung der bcc-Schicht ebenfalls eine dreieckige atomare Struktur bereit. Jedoch entwickelt die bcc-Schicht nicht eine (111)-Orientierung, wenn sie abgeschieden wird auf der (111)-fcc-Schicht, sondern entwickelt statt dessen eine (110)-kristalline Textur. Die (110)-bcc-Fläche weist eine rechtwinklig geformte atomare Struktur mit einem Mittelatom auf. Wie zuvor diskutiert, stellt die (110)-Orientierung den niedrigsten Energiezustand für die bcc-Schicht dar. Daher, abhängig von den relativen atomaren Gitterabständen der fcc- und bcc-Schichten, ist es energetisch günstiger für eine bcc-Schicht, eine (110)-Orientierung anzunehemen, anstelle einer (111)-Orientierung. Da die dreieckige Form der (111)-fcc-Textur eine dreifache Symmetrie aufweist, sind die <110>-Richtungen der bcc symmetrisch ausgerichtet.
  • Die Abscheidung von Co auf dem (110)-orientierten Cr resultiert in einer Co-Schicht mit einer (1011), quad-Kristall-Orientierung. Die Entwicklung der hcp-quad-Kristall-Orientierung der Körner auf einem nahezu idealen Kristall stellt eine magnetische Schicht bereit, bei der die magnetischen Leichtachsen in vier Richtungen in Bezug auf das Ag zeigen, das epitaxisch auf dem Einkristall-Si gewachsen ist. Als ein Ergebnis weist diese Struktur zwölf mögliche Leichtachsenrichtungen auf. Zusätzlich, während die Demagnetisierungsfelder der Dünnfilmschicht dazu tendieren, irgendwie die Koerzitivfeldstärke zu gefährden, tendieren die Felder ebenfalls dazu, die magnetischen Leichtachsen in die Ebene des Films zu bringen. In dieser Konfiguration weist die magnetische Orientierung des Trägers, während sie diskret in den zwölf möglichen Positionen ist, eine begrenzte umfängliche Variation auf. Als solches ist es möglich, longitudinal orientierte Co-basierte, magnetische Aufzeichnungsträger herzustellen, die verwendet werden können in Anwendungen bei sich drehenden Speichervorrichtungen wie Hard- und Floppydisk, welche die erreichbaren Koerzitivfeldstärken über die begrenzten Koerzitivfeldstärken der ein wenig zweidimensional zufällig orientierten Co-basierten Träger steigern sollten, die gegenwärtig in Gebrauch sind.
  • Ein senkrechtes Aufzeichnen ist ein vielversprechender Kandidat für hochdichte magnetische Datenspeicher der Zukunft, und Co-basierte Legierungsdünnfihne sind, bei weitem, die am breitesten studierten senkrechten Träger für zukünftige Harddisks. Die senkrechte c-Achsen-Orientierung von Co-Körnern und die hohe Koerzitivfeldstärke sind zwei der Schlüsselfaktoren, um einen uni-Kristall und eine geringe Rauschaufzeichnungsleistung bei hohen Dichten zu erreichen. Da die meisten senkrechten Aufzeichnungswandler sehr begrenzte, nicht scharfe Kopffeldgradienten aufweisen, tendieren die aufgezeichneten Übergänge dazu, nicht scharf zu sein. Wenn jedoch der senkrechte Träger extrem hoch orientiert ist mit praktisch keiner Dispersion in den c-Achsen der Co-Kristallite, kann dies dann die weniger idealen Aufzeichnungskopfträgergradienten kompensieren. Daher ist es wünschenswert, eine hochorientierte (0002)-senkrechte Co-Schicht zur Verwendung in senkrechten Aufzeichnungsträgern herzustellen.
  • Die (0002)-Orientierung stellt eine dichtgepackte atomare Oberfläche bereit und ist der niedrigste Energiezustand für die hcp-Struktur. Daher tendieren Co-basierte Materialien dazu, natürlich mit einer weichen (0002)-Textur zu wachsen, wenn es keine epitaxische Grenzfläche gibt, um eine unterschiedliche Orientierung (Textes) auf dem Material zu induzieren. Vorangehende Studien haben ebenfalls versucht, Ti zu verwenden, um eine (0002)-Textur höherer Qualität in der Co-Schicht zu induzieren. Jedoch ist, wie in den Röntgenstrahldiffraktionsmustern für CoCrPdTi/Glas bzw. CoCrPbTi/oxidiertes Si (21(a) und 21(b)) gezeigt, die Ti-Schicht im allgemeinen nicht gut orientiert. Somit kann geschlossen werden, daß Ti nicht als eine Keimschicht agiert, sondern im wesentlichen als eine Benetzungschicht, die den Einfluß der Orientierung des Substrats oder einer zuvor abgeschiedenen Schicht unter der Co-basierten Schicht eliminiert.
  • Ebenfalls wird die Abscheidung von Co-basierten Materialien direkt auf einer fcc-Struktur im allgemeinen in einem Co-basierten Material resultieren, welches eine fcc-Struktur und die Orientierung der vorangegangenen fcc-Schicht entwickelt. In einer (111)-Orientierung sind fcc-Strukturen in dem niedrigsten Energiezustand, deshalb entwickeln die Co-basierten Schichten wahrscheinlich eine starke fcc(111)-kristallographische Textes, welche aufgrund der kubischen Struktur in einem magnetischen Film mit geringer Koerzitivfeldstärke resultiert.
  • Die Anmelder haben gefunden, daß sehr gut orientierte (0002)Co-basierte Schichten epitaxisch wachsen können unter Verwendung von (111)-fcc als ein Templat durch die Verwendung eines Zwischen-hcp-Templats. Spezifischerweise wird, wenn Ti auf (111)Ag abgeschieden wird, das Ti eine (0002)-Orientierung annehmen, welches ein ähnliches atomares Flächengitter zu der fcc(111)-Orientierung aufweist, wie in 22 gezeigt ist. Die (0002)-Orientierung von Ti verbessert beträchtlich die Co-basierte Schicht, um epitaxisch in einer (0002)-Orientierung zu wachsen, um einen Aufzeichnungsträger mit einer nahezu idealen, senkrecht orientierten Aufzeichnungsschicht zu erzeugen. Ein Vergleich der Gitterkonstanten von Ti (a = 2,9512, c = 4,6845) und Co (a = 2,507, c = 4,070) zeigt eine Fehlpassung zwischen den Gittern; jedoch stellt die Fernorientierung der Ag- und resultierenden Ti-Schichten die Ausrichtung eines 6 × 6-Netzes von Co-Einheitszellen mit einem 5 × 5-Netz von Ti-Einheitszellen bereit.
  • Ein Fachmann auf dem Gebiet wird erkennen, daß die besonderen Zusammensetzungen, die in den fcc- und hcp-Templatschichten verwendet werden, notwendigerweise abhängen werden von dem Gitterabstand der gewünschten magnetischen Schicht. Beispielsweise muß die hcp-Templatschicht einen Gitterabstand aufweisen, der kompatibel ist mit der fcc-Schicht und sollte nicht eine stabile fcc-Phase in dem Bereich der Abscheidungstemperaturen und Verarbeitungsbedingungen aufweisen. Beispielsweise, wenn unterschiedliche Co-Legierungen in der magnetischen Schicht verwendet werden, könnten unterschiedliche Zusammensetzungen für die hcp-Templatunterschicht verwendet werden, um die Gittergröße des hcp-Templats zu variieren.
  • Das nahezu ideale (111)-fcc-Templat kann ebenfalls verwendet werden, um das epitaxische Wachstum von anderen fcc-Strukturen analog zu dem Wachstum der fcc-Co-Schicht zu induzieren. Spezifischerweise können weiche magnetische Materialien, wie Ni und NiFe-Permalloys epitaxisch auf dem fcc-Templat wachsen. In diesen fcc-Strukturen liegen die magnetischen Leichtachsen nahe der (111)-Ebene; daher wird die weiche magnetische Schicht eine Nähe zum in-plane-Rückweg für das magnetische Feld, erzeugt senkrecht zu der Schicht während der senkrechten Aufzeichnung, bereitstellen. Die weichen magnetischen Materialien können die (111)-Orientierung für das (0002)-hcp-Templat und (0002)-hcp-Co-basierte Schichten verbreiten.
  • Zusätzlich stellt eine (0002)-Co-basierte Schicht ein Templat bereit, das weiter weiche magnetische Materialien induzieren wird, um epitaxisch in einer (111)-Orientierung zu wachsen, um eine dünne Oberhalteschicht für den senkrechten Träger zu bilden. Es wird erwähnt, daß die Halteschicht ebenfalls die magnetisch leichten Achsen vorwiegend in der Ebene der Schichten aufweist.
  • Eine Anzahl von Tests wurde durchgeführt, um die Eigenschaften der (0002)-Co-basierten magnetischen Schichten einzuschätzen. Das Si wurde hergestellt und Ag-, Ti- und Co68Cr20Pt12-Dünnfilme wurden auf die Art und Weise, die zuvor diskutiert wurde, abgeschieden. Wie zuvor wurden die epitaxischen Orientierungsbeziehungen untersucht mit sowohl dem θ/θ- als auch dem φ-Scanverfahren auf einem Rigaku-Röntgenstrahlendiffraktometer unter Verwendung von Cu-Kα-Strahlung. Die magnetischen Eigenschaften der CoCrPt-Filme wurden gemessen unter Verwendung eines Digital Measurement Systems mit vibrierender Probe/Magnometer. Der Cr- und Pt-Gehalt in der Co-Legierung senkt effektiv die Sättigungsmagnetisierung, so daß sie geeigneter ist für ein senkrechtes Aufzeichnen. (d. h. Ku > 2πMs2).
  • Die Röntgenstrahlendiffraktionsspektren für einen repräsentativen CoCrPt(50 nm)/Ti (50 nm)/Ag(12 nm)-Film, der auf HF-Si(111) wuchs, sind in 23(a) gezeigt. Lediglich solche Peaks, welche CoCrPt(0002)-, Ti(0002)- und Ag(111)-Ebenen entsprechen, werden in diesen Spektren beobachtet, was eine gute Orientierung der Filme anzeigt. Als ein Vergleich wurden ebenfalls CoCrPt(50 nm)/Ti(50 nm)-Filme unmittelbar auf HF-Si(111) ohne das dünne Ag-Templat gezogen, und das Röntgenstrahlenspektrum in 23(b) zeigt einen guten, jedoch schwächeren Ti(0002)-Peak. Die Gegenwart einer dünnen Ag-Schicht verbessert das epitaxische Wachstum von Ti, und dies resultiert in einer Vergrößerung des CoCrPt(0002)-Peaks. Es wird erwähnt, daß der Diffraktionspeak von Ag(111) bei dem gleichen Winkel wie der Ti(0002)-Peak liegt; jedoch, da ein 12 nm Ag-Film verwendet wurde, sollte der Ag-Peak im wesentlichen nicht zu der Höhe des Peaks beigetragen haben. 23(c) zeigt den Diffraktionspeak für CoCrPt/Ag (111)/HF-Si(111), welcher eine äußerst starke Textur zeigt, die unten weiter betrachtet werden wird.
  • 24 zeigt die φ-Scanspektren der CoCrPt/Ti/Ag/HF-Si-Probe und von Proben mit weniger Schichten, zusammen mit stereographischen kubisch-Kristall(111)- und Co(0001)-Projektionen, die notwendig sind für die Interpretation der Spektren. Wie aus der stereographischen (111)-Projektion (24(a')) zu erwarten ist, werden drei Diffraktionspeaks, die 120° voneinander entfernt sind, in dem Si{220}-Polscanspektrum für das Einkristall-Si(111)-Substrat (24(a)) gefunden.
  • Die stereographische (111)-Projektion des kubischen Kristalls in 24(b') (Ag/HF-Si) zeigt lediglich drei (110)-Pole. Sechs Diffraktionspeaks werden jedoch beobachtet in dem Ag{220}-Polscan, was Extrapole anzeigt, wie bezeichnet durch Kreuze in 24(b'). Dies legt nahe, daß zwei kristallographische Domains von Ag-Körnern in dem Ag (111)-Film existieren. Die zwei Domains tauchen am wahrscheinlichsten aus der Ag/Si-epitaxischen Grenzfläche auf, wenn Ag zu wachsen beginnt mit zwei unterschiedlichen atomaren Konfigurationen, die zueinander spiegelbildlich sind. Die zwei Domains können ebenfalls ein Ergebnis sein der Ag-Wachstumszwillingsbildung. In fcc-Metallen ist die (111)-Ebene die häufigste Zwillingsbildungsebene, und die Zwillingsbildungsrichtung ist [112]. Die resultierenden zwei Domains von Ag-Körnern weisen (111)-Ebenen parallel zu der Substratebene auf, und die atomaren Konfigurationen sind Spiegelbilder um die Ebene senkrecht zu der Zwillingsbildungsrichtung. Der erste, dritte und fünfte Peak in dem Ag{220}-Polscanspektrum erscheinen an den gleichen Stellen wie die drei Peaks in dem Si{220}-Scan, was die parallele Beziehung zwischen den Si[112]- und Ag[112]-Richtungen bestätigt.
  • Sechs Peaks werden beobachtet in dem Ti{1011}-Polscanspektrum, das in 24(c) für die (Ti/Ag/HF-Si)-Filme gezeigt ist, was in guter Übereinstimmung ist mit der stereographischen Projektion (24(c')). Ebenfalls bestätigt ist die parallele Beziehung zwischen den Ti [1010]- und Ag[112]-Richtungen. Eine gute Übereinstimmung wird ebenfalls gefunden zwischen dem CoCrPt {101}-Polscan [24(d)] (Co/Ti/Ag/HF-Si) und der Co-Kristall(0001)-Projektion [24[(d')]. Eine Orientierungsbeziehung von CoCrPt[1010]//Ti [1010] wird ebenfalls bestimmt aus der Beobachtung, daß die sechs Peaks in dem Co-Spektrum an den gleichen φ-Positionen erscheinen wie solche in dem Ti-Spektrum.
  • Die magnetischen Eigenschaften der CoCrPdTi/Ag/HF-Si(111)-Probe werden verglichen mit solchen für vier weitere Proben, wie sie in Tabelle II aufgeführt sind. Die Koerzitivfeldstärken (Hc) wurden gemessen mit dem angelegten Feld senkrecht zu den Filmebenen.
  • Tabelle II
    Figure 00450001
  • 25(a1–e1) und (a2–e2) zeigen die senkrechten (leichte Achse) und in-plane- (schwere Achse) Hystereseschleifen von Proben A–E. Eine geschraubte ebene Schleife wird beobachtet entlang der senkrechten Richtung aufgrund des Demagnetisierungsfeldes. Die Offenheit und die Koerzitivfeldstärke von nicht Null bei der in-plane-Schleife der schweren Achse kann aufgrund der intergranularen Wechselwirkungen sein oder einfach dadurch, daß die maximale angelegte Feldintensität unzureichend ist, um die Proben zu sättigen. Die Krümmung der Schwerachsenschleife ist höchstwahrscheinlich aufgrund des Wertes von nicht Null der Anisotropiekonstanten K2, wie diskutiert zuvor in Bezug auf die Co (1010)-Filme.
  • In Tabelle II sind Proben A und B CoCrPt/Ti-Filme, die auf einem Glassubstrat bzw. einem Si(111)-Wafer, der mit nativem Oxid bedeckt ist, abgeschieden wurden. Die XRD-Spektren der Proben (21(a) und 21(b)) zeigen keine Ti-Kristalltextur in irgendeiner der beiden Proben, wie zuvor diskutiert. Ebenfalls sind die Koerzitivfeldstärken der Proben A und B niedrig, möglicherweise da die Co-Schicht nicht epitaxisch in der (0002)-Orientierung wuchs, sondern sich langsam etwas (0002)-Textur natürlicherweise entwickelte, wenn die Filme dicker wurden, was in einer Dispersion in der c-Achsenorientierung resultierte. Die schlechtere Orientierung ist ebenfalls bezeichnet durch die Form der Hystereseschleifen, die in 25(a1–b1) und (a2–b2) gezeigt sind. Höhere Koerzitivfeldstärken und eine idealere Form der Hystereseschleifen wurden in Proben C und D erhalten (25(c1–d1)(c2–d2)), in welchen die orientierten Filme auf HF-geätztem Si (111) entwickelt wurden, was konsistent ist mit den XRD-Spektren von Proben C und D, die in 23(a–b) gezeigt sind.
  • Wie zuvor diskutiert, verbessert eine 12 nm dünne Ag-Schicht, die vor der Abscheidung der Ti-Schicht in Probe D eingeführt wurde, die Orientierung des Ti und der Co-Legierung. Die XRD-Spektren (23(a)) zeigen, daß der Ti (0002)-Peak großartig verbessert wurde, wenn er mit den Spektren aus Probe C (23(b)) verglichen wird. Die verbesserte Orientierung des Co-Films wurde stark sichtbar für Proben mit dem Ag mit einer Dünne von 10 nm und verblieb wirksam für alle größeren Dicken. Es wird angenommen, daß die verbesserte Co(0002)-Orientierung unter Verwendung einer Ag-Schicht anhält unter einer 10 nm Dicke, und vermutlich so lange, wie eine kontinuierliche Schicht aufrechterhalten wird. Jedoch ist aufgrund der Testvorrichtungsbegrenzung die untere Grenze dieses Bereichs nicht mehr klar definierbar.
  • Die Hysteresekurven zeigen, daß die Koerzitivfeldstärken der Proben A bis D mit der höheren Qualität der Orientierung der Filme zunimmt. Konsistent mit dem höheren Orientierungsgrad wurden ähnliche Koerzitivfeldstärkenergebnisse für die dickeren Ag-Schichten erhalten.
  • Probe E wurde hergestellt durch Abscheiden eines 50 nm CoCrPt-Films unmittelbar auf einer 50 nm Ag-Unterschicht auf HF-Si(111) und wurde zum Vergleich mit den CoCrPt/Ri/Ag/Si-Filmen getestet. Die Hysteresekurven für Probe E sind in 25(e1 und e2) gezeigt. Die XRD-Spektren (23(c)) zeigen eine extrem starke Kristalltextur für den CoCrPt-Film. Jedoch ist die Koerzitivfeldstärke der Probe E gering verglichen mit Proben, die auf Ti entweder mit oder ohne das Ag wuchsen, was anzeigt, daß die Co-Phase höchstwahrscheinlich als eine fcc-Struktur vorhanden ist.
  • Zusätzliches Testen wurde durchgefilhrt unter Verwendung eines reinen Co-Ziels, um die Lebensfähigkeit eines epitaxischen Wachstums von Materialien mit hohem 4 πMs zu testen. Hoch epitaxische, reine Co-Filme, Co/Ag(111)/HF-Si(111) wurden gefunden, daß sie auf dem Ag-Film wachsen; jedoch aufgrund des hohen 4 πMs von reinem Co war 2 πMs2 größer als Kv, und somit lag die Magnetisierung in der Substratebene. Sollte ein reiner senkrechter Co-Film einen ausreichenden Kv-Wert aufweisen, häufig sogar mit einer hohen Magnetisierung, kann eine senkrechte Ausrichtung erhalten werden. Der Einschluß von Cr oder anderen magnetischen Streckmitteln in dem Co-Film kann notwendig sein, um Schichten herzustellen, die in magnetischen Feldmeßvorrichtungen verwendet werden sollen. Falls die Koerzitivfeldstärke gefunden wird, um ausreichend zu sein, können sogar geringe magnetische Blasenfilme möglich sein.
  • Andere fcc-Template und Unterschichten können ebenfalls verwendet werden, um die Gitterpassungen der Filme zu verbessern. Cu weist einen atomaren Gitterabstand auf, der kompatibel ist mit dem Gitterabstand von Co und zu einem geringeren Ausmaß mit dem von Ag. Ein Co(1000 Å)/Cu(500 Å)/Ag(300 Å)/Si(111)-Film wurde hergestellt und getestet. Wie gezeigt in 26(a) zeigen sowohl die Cu(111)- als auch die Co(0002)-Schicht ein außergewöhnlich starkes epitaxisches Wachstum von dem Ag(111)-Templat. Im Gegensatz dazu ist der Cu-atomare Gitterabstand im allgemeinen weniger kompatibel mit demjenigen des Si. Somit resultiert ein Co(1000 Å)/Cu (500 Å)/Si(111)-Film nicht in einer starken Textur in entweder der Cu- oder der Co-Schicht, wie in 26(b) gezeigt ist.
  • In magnetischen Feldwandlern, wie magnetischen Aufzeichnungsköpfen und Wiedergabe, magnetoresistiven und Spinventilköpfen, ist es gewöhnlicherweise wünschenswert, NiFe mit einer (111)-Textur herzustellen, um sehr weiche magnetische Eigenschaften zu ermöglichen. Idealerweise können Permalloys und andere weiche magnetische Materialien in einer (111)-Orientierung hergestellt werden, was in dreifach orientierten, magnetischen (111)-Leichtachsen resultiert, die nahe der Substratebene liegen.
  • Zusätzlich zu der nützlichen Verwendung von orientierten, weichen, magnetischen Materialien für Sensorvorrichtungen, wird angenommen, daß senkrechte Träger hergestellt werden können mit einer weichen magnetischen Unterschicht und/oder sogar einer weichen Oberschicht (gehaltener Träger). Beispielsweise: CoCrPtTa(0002)/Ti(0002)/Ag(111)/NiFe (111)/Cu(111)/Ag(111)/HF-Si(111) würde sowohl eine orientierte, weiche, magnetische Unterschicht mit einer hoch orientierten, senkrechten, harten, magnetischen Schicht bereitstellen.
  • Permalloyfilme (Ni 79 Gew.-%, Fe 21 Gew.-%) wurden sputterabgeschieden auf unterschiedlichen Unterschichten auf HF-gereinigten Si(111)-Substraten unter Verwendung der Methoden, die zuvor beschrieben wurden, außer daß die Filme auf 260°C vor dem Abscheiden erhitzt wurden. Die Zusammensetzung der Permalloyfilme ist unten in Tabelle III gezeigt: Tabelle III
    Probe Konfiguration
    A NiFe 50 nm/Si(111)-HF
    B NiFe 50 nm/Ag 100 nm/Si(111)-HF
    C NiFe 50 nm/Cu 10 nm/Ag 100 nm/Si (111)-HF
    D NiFe 50 nm/Cu 50 nm/Ag 100 nm/Si (111)-HF
    E NiFe 50 m/Cu 100 nm/Ag 100 nm/Si (111)-HF
    F NiFe 50 nm/Cu 100 nm/Ag 100 nm/Si (100)-HF
  • Die XRD-Spektren für jeden Film sind in 27(a–f) gezeigt. Wie gezeigt in 27(a) entwickelt das NiFe lediglich eine schwache (111)-Textur, wenn es auf (111)-Si abgeschieden wird. Jedoch erzeugt die Abscheidung einer fcc(111)-Ag-Templatunterschicht auf dem (111)-Si vor der Abscheidung des Permalloys eine starke (111)-Texturentwicklung in der NiFe-Schicht, wie bewiesen wird durch die Zunahme um den Faktor 20 in den Zählungen, die detektiert wurden während des XRD-Testens.
  • Ferner kann die (111)-Textur des NiFe (Ni(fcc), a = 3,52 Å; Fe (fcc), a = 3,65 Å) weiter gesteigert werden durch die Verwendung eines (111)-fcc, wie Cu (a = 3,61 Å), das eine bessere Gitterpassung als Ag (a = 4,08 Å) aufweist. Wie in 27(c–e) gezeigt, steigert die Cu-Unterschicht ferner die (111)-Textur des NiFe-Films.
  • Auf ähnliche Weise wurde ebenfalls NiFe(100) auf einem Cu/Ag/Si(100)-HF-Einkristalltemplat zum Vergleich mit der NiFe(111)-Textur abgeschieden. Die magnetischen Eigenschaften sind gekennzeichnet worden mit einem BH-Schleifenverfolger. Die in-plane-Koerzitivfeldstärke von Proben E und F wurde bestimmt und sind unten gezeigt:
    Figure 00500001
  • Die Koerzitivfeldstärke von NiFe(111) entlang einer Leichtachse des Cu/Ag/Si(111)-Templats ist weniger als 3 Oe, wohingegen die In-Plane-Koerzitivfeldstärke des NiFe (100)-Films auf Cu/Ag/Si(100)-Templat nahezu 30 Oe ist. Dies zeigt an, daß die Leichtachse dieser NiFe-Legierung in <111>-Richtung ist und die Anisotropiekonstante K1 des Materials negativ ist, was weiter demonstriert, daß sehr weiche magnetische Eigenschaften in diesen hochorientierten (111)-NiFe-Filmen erreicht werden können. Ferner wird durch Durchführung dieser Abscheidung in der Gegenwart eines angelegten magnetischen Feldes die Koerzitivfeldstärke weiter vermindert.
  • Eines der Probleme, das immer existiert hat für senkrechte Träger mit einer weichen magnetischen Unterschicht, ist ein Trägerrauschen, das mit der weichen Unterschicht verbunden ist. Für traditionelle, nicht orientierte NiFe-Weichfilme war ein Barkhausen-Rauschen, verbunden damit, daß die NiFe-Domainwände an Körnergrenzen anhafteten, ein Problem. Es wird angenommen, daß die dreifache In-Plane-Orientierung, die aus dem epitaxischen Wachstum auf (111)-Einkristall-Si resultiert, helfen kann, diese Rauschquelle zu reduzieren. Ebenfalls kann es möglich sein, eine weiche magnetische Halteschicht oben auf der Co-Legierung einzusetzen, wie NiFe(111)/Cu(111)/Ag(111)/CoCrPtTa(0002)/Ti (0002)/Ag(111)/NiFe(111)/Cu(111)/Ag(111)/HF-Si(111).
  • Zusätzlich sind Supergitter, wie Mehrschichten von Co/Pt und Co/Pd, hergestellt auf herkömmlichen Substraten, für mehrere Jahre untersucht worden. Es sollte möglich sein, stärker orientierte Filme auf diesen Arten zu entwickeln unter Verwendung der Strukturen, die auf den Einkristall-Si(111)-Substraten beschrieben wurden. Eine Unterschicht/Substrat-Struktur, wie Ag(111)/Si(111), Ti(0002)/Ag(111)/Si(111) oder Ti(0002)/Si(111) kann geeignet sein. Es wird angenommen, daß Al(111)/Ag(111)/HF-Si(111)-Filme ebenfalls anodisiert werden können, um eine hoch selbstgeordnete poröse Struktur zu erzeugen, in welche Co-Legierungen elektroplattiert werden können, um selbstzusammengestzte, geordnete magnetische Arrays (SOMA) zu bilden.
  • In einer Erscheinung der Erfindung haben die Anmelder gefunden, daß eine (111)-fcc-Struktur ebenfalls hergestellt werden kann unter Verwendung einer gitterpassenden (110)-bcc-Struktur, anstelle des nahezu idealen (111)Einkristall-Si. In der Abwesenheit des Einkristalls wird die Stärke der (111)-Textur abhängen von der Stärke der (110)-Textur. Somit kann das Ag(111) auf einem (110)-texturierten Cr oder CrMn mit einer starken (111)-Textur wachsen, welche wiederum verwendet werden kann, um stark texturierte (111)NiFe oder (111)bcc, (0002) oder (1011)-Co-basierte-Schichten, wie zuvor beschrieben, zu entwickeln. Überdies können, da (110)-bcc-Texturen mit vernünftiger Qualität erhalten werden können aufgrund der atomaren dichtgepackten Oberflächenstruktur, mehrere Hochqualitätstexturen erhalten werden auf diesen Schichten. Beispielsweise kann ein polykristallines uni-Kristall-Kobalt induziert werden über eine geeignete Gitterkompatibilität der Co(1010)/bcc(112)/fcc(110)/bcc(110)-Schichten oder sogar Co(1010)/bcc(112)/ bcc (110). Insbesondere sind (110)-bcc und bcc-Derivate mit Einheitszellengitterparametern von a ≈ 5,0 (Ba, BaCa, etc.), a ≈ 3,5 (La, β-Zr) oder a ≈ 3,75 (LaZn, LaAg, NdAl, CeAg) geeignete Passungen für eine fcc(110)-Struktur, wie Ni, Co und Cu, und (110)-bcc-Strukturen mit a ≈ 5,7 (Rb) passen vernünftig zu Ag(110), um zu ergeben:
    Co(1010)/Cr(112)[111]/Ag(110)[110]/ Rb(110)[110];
    Co(1010)/Cr(112)[111]/Ba(110)[100]; und
    Co(1010)/Cr(112)[111]/Ni(110)[110]/Ba(110)[100].
  • 28(a–b) zeigen Röntgenstrahlendiffraktionsspektren der unterschiedlichen Ag(111)-Unterschichtfilme, die auf Glassubstraten ohne und mit einer (110)-CrMn-Unterschicht gewachsen sind. In 28(a) ist die (111)-Orientierung mit niedriger Energie der fcc-Struktur die vorherrschende Orientierung, jedoch ist die (111)-Textur schwach und andere Orientierungen werden ebenfalls in den Spektren beobachtet. Im Gegensatz dazu zeigt 28(b) die Ag(111)-Textur auf der CrMn-Schicht, daß sie stark entwickelt ist, nahezu siebenmal die Intensität der (111)-Textur ohne die bcc-Schicht aufweist.
  • 29(a) und (b) zeigen XRD-Spektren für einen NiFe 50 nm Film, der unmittelbar auf einem Glassubstrat, und auf einem Cu-Film, der auf einem Glassubstrat bei 260°C abgeschieden wurde, abgeschieden wurde. Wie erwartet, entwickelt kein Film eine starke Textur, und für den NiFe-Glas-Film werden schwache Peaks sowohl für die (111)- als auch (200)-NiFe-Orientierungen beobachtet. Im Gegensatz dazu zeigen 29(c–d) XRD-Spektren von Cu100 nm)/Ag(100 nm)/Cr(30 nm)/Glas und Cu(100 nm)/Cr(30 nm)/ Glas, abgeschieden bei Raumtemperatur, welche starke Peaks zeigen, die Indikativ sind für eine starke (111)-Textes in den Filmen.
  • Wie erwartet werden kann, ist die Stärke der (111)-Textur in der Ag-Schicht auf den Cr/ Glas-Schichten geringer als auF dem Einkristall-Si 111). Jedoch stellt die Verwendung der gittergepaßten bcc-Schicht eine gesteigerte Flexibilität bei der Substratauswahl bereit und stellt eine polykristalline Schicht bereit, die verwendet werden kann, um eine äußerst starke (111)-Textur zu induzieren. Beispielsweise können Co-basierte Schichten, die eine quadkristalline-(1011) oder (0002)-Senkrechtorientierung aufweisen, hergestellt werden auf einem herkömmlichen sich drehenden Aufzeichnungsträger, bei welchem die Kristalle zufällig in der Ebene des Trägers sind und eine quad-kristalline oder senkrechte Ordnung innerhalb des Kristalls aufweisen.
  • 30 zeigt die XRD-Scans eines typischen Cr-Films von unterschiedlichen Dicken, hergestellt durch RF-Dioden-Sputtern auf Glassubstraten. Die (110)-Peaks nehmen etwas linear mit der Filmdicke zu, wenn mehr der Röntgenstrahlen von den dickeren Filmen diffraktiert als durchgelassen werden. Auf der anderen Seite sind die Peak-zu-Peak-Fluktuationen oder Rauschen des Hintergrundsignals verhältnismäßig konstant. Vergleichend die (110)-Signalpeakhöhe des 50 nm dicken Films mit dem Peak-zu Peak-Rauschen, kann man erkennen, daß das Verhältnis kleiner als 10 ist. Ebenfalls erhält man, wenn man die Signalpeaks für die dickeren Filme nimmt und durch das Verhältnis der Filmdicke zu 50 nm teilt, etwa das gleiche Peaksignal-zu-Rauschverhältnis. Somit sehen wir, daß für 50 nm Filme typische Signal-zu-Rausch-Verhältnisse der Röntgenstrahldiffraktionspeaks weniger als 1 sind. Im allgemeinen jedoch können diese Signal-zu-Rausch-Verhältnisse etwas verbessert werden durch Arbeiten mit Vorspannung bei niedrigen Abscheidungsgeschwindigkeiten oder Abscheiden auf benetzenden Schichten. Jedoch sind diese verbesserten Peaks bei weitem nicht so stark wie es in Filmen der vorliegenden Erfindung gezeigt worden ist. Die Abscheidung von fcc-Ag auf (110)-Cr und dann die Abscheidung von Cr auf dem Ag resultiert in einer sehr viel stärkeren Textur, wie sie durch die Ergebnisse in 28 und 29 gezeigt wird, wo die Textur von Ag beträchtlich durch die Cr (110)-Schicht verbessert wird.
  • Die Leistung der hochorientierten Schichten in der vorliegenden Erfindung nimmt mit der zunehmenden Kristalltextur zu. Daher ist es bevorzugt, daß die Filme der vorliegenden Erfindung XRD-Signal-zu-Rausch-Verhältnisse von wenigstens 10 zu 1 pro 50 nm Filmdicke aufweisen, wie bestimmt unter Verwendung des Dünnfilm-XRD-Verfahrens, das hierin beschrieben wurde. Während die vorliegende Erfindung praktiziert werden kann unter Verwendung von Filmen mit niedrigeren Signal-zu-Rausch-Verhältnissen, wird der Nutzen der Erfindung höchstwahrscheinlich nicht realisiert werden in dem Ausmaß wie für solche Filme mit höheren Verhältnissen.
  • Die Verwendung der bcc(110)-Schicht, um die (111)-fcc-Schicht zu induzieren, stellt Co-basierte Schichten mit einer starken (0002)-Orientierung bereit, die in einen herkömmlichen magnetischen Träger zur Verwendung in senkrechten Aufzeichnungsanwendungen integriert werden können, verwendend einfach Unterschicht- und magnetische Strukturen, wie CoCrPtTa(0002)/Ti(0002)/Ag(111)/Cr(110)/Glas). Diese Schichten sollten geeignet sein sowohl in magnetooptischen Trägern als auch in senkrechten magnetischen Trägern mit und ohne die weichen Unterschichtstraktoren und die Halteträgeroberschichten.
  • Die Cr-Legierungsfilme mit (110)-Textur sind im allgemeinen leicht zu erhalten, da die (110)-Texturoberfläche die dichtest gepackte Oberfläche für den bcc-Kristall mit der niedrigsten Energie ist. Es ist gezeigt worden, daß Cr(110) hergestellt werden kann durch Abscheiden sehr dicker Schichten, Abscheiden bei Raumtemperatur unter Verwendung von niedrigen Abscheidungsgeschwindigkeiten oder höchstbevorzugt durch Verwendung von Substratvorspannungsspannung während des Sputterabscheidens.
  • Fachleute auf diesem Gebiet werden verstehen, daß eine Anzahl von Modifikationen und Variationen durchgeführt werden kann für spezifische Aspekte des Verfahrens und der Vorrichtung der vorliegenden Erfindung, ohne von dem Umfang der vorliegenden Erfindung abzuweichen. Solche Modifikationen und Variationen sind beabsichtigt, um durch die vorangegangene Beschreibung und die folgenden Ansprüche abgedeckt zu werden.

Claims (18)

  1. Aufzeichnungsträger, welcher ein Substrat, einen Co- oder Co-Legierungs-Film mit einer (1010)-Kristalltextur, welcher eine magnetische Aufzeichnungsschicht bildet, umfaßt, dadurch gekennzeichnet, daß der Träger eine Unterschichtstruktur aufweist mit (i) wenigstens einer ersten Unterschicht mit einer kubisch flächenzentrierten Struktur, oder mit einer kubisch raumzentrierten Struktur, und einer (110)-Kristalltextur, die zwischen dem Substrat und der magnetischen Schicht angeordnet ist, und (ii) mit wenigstens einer zweiten Unterschicht, welche eine kubisch raumzentrierte Struktur und eine (112)-Kristalltextur aufweist, die zwischen der ersten Unterschicht und der magnetischen Schicht angeordnet ist.
  2. Aufzeichnungsträger nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Unterschicht von einem Material umfaßt ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus B2-, D03- und L21-kubisch raumzentrierten Derivatstrukturen, oder von einem Material, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Cr, Cr-Legierungen, Cr-Legierungsfestlösungen und einem Material mit einer B2-geordneten Struktur und einer Gitterkonstante, die im wesentlichen zu Cr vergleichbar ist.
  3. Aufzeichnungsträger nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Unterschicht von einem Material umfaßt ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus Cr, CrV, CrMo, CrW, CrTi, CrMn, NiAl, A1Co, FeAl, FeTi, CoFe, CoTi, CoHf, CoZr, NiTi, CuBe, CuZn, AlMn, AlRe, AgMg, Al2FeMnz, AlNi2Ta, AlNi2Nb, AlNi2Ti, Fe3Al und einer Kombination derselben.
  4. Aufzeichnungsträger nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Unterschicht Ll0= und Ll2-kubisch flächenzentrierte Derivatstrukturen einschließt.
  5. Aufzeichnungsträger nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Unterschicht Ag umfaßt, die zweite Unterschicht Cr umfaßt und das Substrat einen Si(110)-Einkristall umfaßt.
  6. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche, welcher eine Keimschicht umfaßt, die zwischen dem Substrat und der magnetischen Aufzeichnungsschicht angeordnet ist.
  7. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche, welcher weiter eine Benetzungsschicht umfaßt, die zwischen dem Substrat und der magnetischen Aufzeichnungsschicht angeordnet ist.
  8. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, daß das Substrat ein polykristallines Substrat ist, auf welchem die Benetzungschicht angeordnet ist, und welches weiter eine dritte Unterschicht umfaßt, die eine kubisch raumzentrierte Struktur und eine (110)-Kristalltextur aufweist, die zwischen der Benetzungsschicht und der ersten Unterschicht angeordnet ist.
  9. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß das Substrat einen nicht oxidierten Si(110)-Einkristall umfaßt.
  10. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Unterschicht von einem Material umfaßt ist, das ausgewählt ist aus der Gruppe umfassend Ag, Au, Cu, Al und Kombinationen derselben.
  11. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadwch gekennzeichnet, daß die magnetische Schicht eine Co-Legierung einschließt, die ausgewählt ist aus der Gruppe bestehend aus CoCr, CoSm, CoPr, CoP, CoNi, CoPt, CoNiCr, CoNiZr, CoPtNi, CoCrTa, CoCrPt, CoCrP, CoCrTaSi, CoCrPtSi, CoCrPtB, CoCrPtTa, CoCrPtTaB, CoCrPtTaNb und Kombinationen derselben.
  12. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Unterschichtstruktur weiter eine intermediate Schicht zwischen der zweiten Unterschicht und der magnetischen Aufzeichnungsschicht umfaßt.
  13. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche, welcher weiter eine zweite magnetische Aufzeichnungsschicht umfaßt, welche Co oder eine Co-Legierung und eine innere Schicht zwischen der ersten und zweiten magnetischen Aufzeichnungsschicht umfaßt.
  14. Aufzeichnungsträger nach einem der vorangehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Kristalltexturen des Trägers wenigstens ein 10 zu 1 XRD-Signal-zu-Rausch-Verhältnis pro 50 nm Dicke aufweisen, bestimmt durch die Dünnfilm-XRD-Methode.
  15. Vorrichtung zur Datenspeicherung, welche den Aufzeichnungsträger, der in einem der Ansprüche 1 bis 14 genannt ist, umfaßt und einen magnetischen Wandler, der in enger Nähe zu dem Träger angeordnet ist, um Daten in diesem Träger zu speichern und von diesem Träger zu lesen.
  16. Verfahren zum Herstellen einer magnetischen Co- oder Co-Legierungs-Schicht mit einer (1010)-Kristalltextes auf einem Substrat, wobei das Verfahren umfaßt ein Bereitstellen einer Unterschichtstruktur, gekennzeichnet durch Bereitstellen wenigstens einer ersten Unterschicht mit einer kubisch flächenzentrierten Struktur und einer (110)-Kristalltextes auf einem Substrat und Wachsen wenigstens einer zweiten Unterschicht mit einer kubisch raumzentrierten Struktur und einer (112)-Kristalltextur von der ersten Unterschicht, und Abscheiden einer magnetischen Co- oder Co-Legierungs-Schicht auf der zweiten Unterschicht.
  17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß das Verfahren weiter umfaßt ein Bereitstellen eines Substrats mit einer (110)-Kristalltextur, und wobei das Bereitstellen einer ersten Unterschicht ein Wachsen einer ersten Unterschicht mit einer (110)-Kristalltextur auf dem Substrat umfaßt.
  18. Verfahren nach Anspruch 16 oder 17, dadurch gekennzeichnet, daß das Verfahren weiter umfaßt ein Bereitstellen eines nicht oxidierten Si-Einkristallsubstrats mit einer (110)-Kristalltextur, wobei das Bereitstellen einer zweiten Unterschicht ein Wachsen einer zweiten Unterschicht mit einer (112)-Kristalltextur auf dem Substrat umfaßt, wobei die zweite Unterschicht umfaßt ist von Cr, Cr-Legierungen oder einem Material mit einer B2-geordneten Struktur und einer Gitterkonstante, die im wesentlichen zu Cr vergleichbar ist.
DE69812689T 1997-11-10 1998-11-09 Hochorientierte dünne magnetische filme, aufzeichnungsträger, wandler, mit diesen hergestellte vorrichtungen und herstellungsverfahren Expired - Fee Related DE69812689T2 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US967669 1997-11-10
US08/967,669 US6248416B1 (en) 1997-11-10 1997-11-10 Highly oriented magnetic thin films, recording media, transducers, devices made therefrom and methods of making
PCT/US1998/023855 WO1999024973A1 (en) 1997-11-10 1998-11-09 Highly oriented magnetic thin films, recording media, transducers, devices made therefrom and methods of making

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE69812689D1 DE69812689D1 (de) 2003-04-30
DE69812689T2 true DE69812689T2 (de) 2004-03-04

Family

ID=25513142

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE69812689T Expired - Fee Related DE69812689T2 (de) 1997-11-10 1998-11-09 Hochorientierte dünne magnetische filme, aufzeichnungsträger, wandler, mit diesen hergestellte vorrichtungen und herstellungsverfahren

Country Status (9)

Country Link
US (1) US6248416B1 (de)
EP (5) EP1310949A1 (de)
JP (1) JP2001523032A (de)
KR (1) KR20010031782A (de)
CN (1) CN1285948A (de)
DE (1) DE69812689T2 (de)
HK (1) HK1028130A1 (de)
TW (1) TW418388B (de)
WO (1) WO1999024973A1 (de)

Families Citing this family (79)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6764738B1 (en) * 1998-02-10 2004-07-20 Seagate Technology Llc Magnetic recording medium with patterned substrate
US20040103422A1 (en) * 1998-03-19 2004-05-27 Seagate Technology Llc Hybrid recording device (HRD) with magneto-resistance head on optically assisted media
JP2000099934A (ja) * 1998-09-25 2000-04-07 Fujitsu Ltd 磁気記録媒体および磁気記録装置
JP3665221B2 (ja) * 1999-03-18 2005-06-29 株式会社日立グローバルストレージテクノロジーズ 面内磁気記録媒体及び磁気記憶装置
JP3549429B2 (ja) * 1999-03-19 2004-08-04 富士通株式会社 磁気記録媒体及びその製造方法
WO2000060583A1 (fr) * 1999-03-31 2000-10-12 Hitachi, Ltd. Support d'enregistrement magnetique et dispositif d'enregistrement magnetique
JP3864637B2 (ja) * 1999-10-05 2007-01-10 富士通株式会社 磁気記録媒体
JP2001143250A (ja) * 1999-11-12 2001-05-25 Fujitsu Ltd 磁気記録媒体及び磁気記憶装置
US6562489B2 (en) 1999-11-12 2003-05-13 Fujitsu Limited Magnetic recording medium and magnetic storage apparatus
JP2001184626A (ja) * 1999-12-24 2001-07-06 Hitachi Ltd 磁気記録媒体および磁気記憶装置
JP2001222809A (ja) * 2000-02-08 2001-08-17 Toshiba Corp 磁気記録媒体
JP2001344740A (ja) * 2000-05-26 2001-12-14 Hitachi Ltd 磁気記録媒体及び磁気記憶装置
US6428906B1 (en) * 2000-05-30 2002-08-06 Maxtor Corporation Magnetic recording media having a layered structure for perpendicular magnetization of a recording layer
US6838188B1 (en) * 2000-05-30 2005-01-04 Maxtor Corporation Magnetic recording medium having ternary or quaternary alloy seedlayer
US6423431B1 (en) * 2000-05-30 2002-07-23 Maxtor Corporation Magnetic recording media having improved magnetic and parametric performance with chromium alloy underlayer having added aluminum
US6703099B2 (en) 2000-07-27 2004-03-09 Seagate Technology Llc Perpendicular magnetic recording media with patterned soft magnetic underlayer
US6667118B1 (en) * 2000-09-05 2003-12-23 Seagate Technology Llc Texture-induced magnetic anisotropy of soft underlayers for perpendicular recording media
JP3652976B2 (ja) * 2000-09-28 2005-05-25 株式会社日立製作所 垂直磁気記録媒体及びこれを用いた磁気記憶装置
JP3762277B2 (ja) * 2000-09-29 2006-04-05 キヤノン株式会社 磁気記録媒体及びその製造方法
WO2002045079A1 (en) * 2000-11-29 2002-06-06 Fujitsu Limited Textured magnetic recording medium with cr-based underlayer an co-based magnetic layer having special orientations
US6537638B2 (en) * 2000-12-13 2003-03-25 International Business Machines Corporation Magnetic recording disk with perpendicular magnetic recording layer and multilayered underlayer structure
KR100374792B1 (ko) * 2000-12-29 2003-03-04 삼성전자주식회사 수직 자기 기록 디스크
KR100374793B1 (ko) * 2001-01-03 2003-03-04 삼성전자주식회사 수직 자기 기록 매체
US7050274B2 (en) 2001-03-15 2006-05-23 Seagate Technology Llc Multilayer permanent magnet films
SG115476A1 (en) * 2001-05-23 2005-10-28 Showa Denko Kk Magnetic recording medium, method of manufacturing therefor and magnetic replay apparatus
EP2808869A3 (de) 2001-08-29 2014-12-17 Lambeth Magnetic Structures, LLC Magnetische Materialstrukturen, Vorrichtungen und Verfahren
JP4626840B2 (ja) * 2001-08-31 2011-02-09 富士電機デバイステクノロジー株式会社 垂直磁気記録媒体及びその製造方法
JP4332833B2 (ja) 2001-08-31 2009-09-16 富士電機デバイステクノロジー株式会社 垂直磁気記録媒体及びその製造方法
JP2003162806A (ja) * 2001-11-27 2003-06-06 Hitachi Ltd 垂直磁気記録媒体および磁気記憶装置
JP4019703B2 (ja) * 2001-12-07 2007-12-12 富士電機デバイステクノロジー株式会社 垂直磁気記録媒体およびその製造方法
JP4582978B2 (ja) * 2001-12-07 2010-11-17 富士電機デバイステクノロジー株式会社 垂直磁気記録媒体の製造方法
JP2003217107A (ja) * 2002-01-17 2003-07-31 Fuji Electric Co Ltd 磁気記録媒体
SG118182A1 (en) * 2002-03-19 2006-01-27 Fuji Electric Co Ltd Method for producing a magnetic recording medium and a magnetic recording medium produced by the method
US6986954B2 (en) * 2002-04-17 2006-01-17 Imation Corp. Perpendicular magnetic recording media
US6921585B2 (en) * 2002-05-15 2005-07-26 Imation Corp. Perpendicular magnetic recording media with an amorphous underlayer
US20030235716A1 (en) * 2002-06-21 2003-12-25 Seagate Technology Llc Method of producing NiFe alloy films having magnetic anisotropy and magnetic storage media including such films
KR100803201B1 (ko) * 2002-07-27 2008-02-14 삼성전자주식회사 수직자기기록매체
US20040038082A1 (en) * 2002-08-26 2004-02-26 Toshihiro Tsumori Substrate for perpendicular magnetic recording hard disk medium and method for producing the same
US7128988B2 (en) 2002-08-29 2006-10-31 Lambeth Systems Magnetic material structures, devices and methods
EP1481393B1 (de) * 2002-09-06 2006-11-15 Fujitsu Limited Magnetisches aufzeichnungsmedium und magnetische speichervorrichtung
AU2003260119A1 (en) 2002-09-30 2004-04-23 Seagate Technology Llc Soft magnetic underlayer in a magnetic storage medium
US6853519B2 (en) 2002-10-17 2005-02-08 International Business Machines Corporation Magnetic head having high conductivity lead structures seeded by epitaxially matched seed layer
JP4136590B2 (ja) * 2002-10-23 2008-08-20 キヤノン株式会社 配向膜、配向膜を利用した磁気記録媒体、及び磁気記録再生装置
DE10258860A1 (de) * 2002-12-17 2004-07-15 Robert Bosch Gmbh Magnetoresistives Schichtsystem und Sensorelement mit diesem Schichtsystem
US7247396B2 (en) * 2003-01-30 2007-07-24 Seagate Technology Llc Highly oriented perpendicular magnetic recording media
US7211340B2 (en) * 2003-01-30 2007-05-01 Seagate Technology Llc Thin film structures providing strong basal plane growth orientation and magnetic recording media comprising same
AU2003211604A1 (en) * 2003-02-20 2004-09-09 Fujitsu Limited Vertical magnetic recording medium
US20080226817A1 (en) * 2003-05-30 2008-09-18 Seagate Technology Llc Tilted perpendicular magnetic recording media and method and apparatus therefor
US20040247943A1 (en) * 2003-06-03 2004-12-09 Seagate Technology Llc Perpendicular magnetic recording media with improved fcc Au-containing interlayers
US7175925B2 (en) * 2003-06-03 2007-02-13 Seagate Technology Llc Perpendicular magnetic recording media with improved crystallographic orientations and method of manufacturing same
US6953629B2 (en) * 2003-06-30 2005-10-11 Imation Corp. NiCr and NiFeCr seed layers for perpendicular magnetic recording media
US7282278B1 (en) * 2003-07-02 2007-10-16 Seagate Technology Llc Tilted recording media with L10 magnetic layer
SG109001A1 (en) * 2003-07-10 2005-02-28 Shinetsu Chemical Co Substrate for magnetic recording medium
AU2003270382A1 (en) * 2003-09-05 2005-04-21 Seagate Technology Llc Dual seed layer for recording media
KR100590530B1 (ko) * 2003-12-10 2006-06-15 삼성전자주식회사 수직자기기록매체
JP4435558B2 (ja) * 2003-12-24 2010-03-17 ヒタチグローバルストレージテクノロジーズネザーランドビーブイ 磁気記録媒体
US7167391B2 (en) * 2004-02-11 2007-01-23 Hewlett-Packard Development Company, L.P. Multilayer pinned reference layer for a magnetic storage device
KR100624418B1 (ko) * 2004-02-25 2006-09-18 삼성전자주식회사 수직자기기록매체 및 그 제조방법
JP2005251264A (ja) * 2004-03-02 2005-09-15 Fuji Electric Holdings Co Ltd 垂直磁気記録媒体およびその製造方法
JP2005251266A (ja) * 2004-03-03 2005-09-15 Shin Etsu Chem Co Ltd 磁気記録媒用基板体およびその製造方法
US7102920B2 (en) * 2004-03-23 2006-09-05 Hewlett-Packard Development Company, L.P. Soft-reference three conductor magnetic memory storage device
JP4585214B2 (ja) * 2004-03-25 2010-11-24 株式会社東芝 磁気記録媒体及びそれを用いた磁気記録再生装置
JP4436175B2 (ja) * 2004-04-05 2010-03-24 信越化学工業株式会社 金属メッキ層付き単結晶Ｓｉ基板
JP2006114610A (ja) * 2004-10-13 2006-04-27 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子とそれを用いた磁気ヘッドおよび磁気再生装置
JP2006185489A (ja) 2004-12-27 2006-07-13 Fujitsu Ltd 磁気記録媒体および磁気記憶装置
US20060291100A1 (en) * 2005-06-23 2006-12-28 Seagate Technology Llc Thin film structure having a soft magnetic interlayer
US7541105B2 (en) * 2006-09-25 2009-06-02 Seagate Technology Llc Epitaxial ferroelectric and magnetic recording structures including graded lattice matching layers
US8110299B2 (en) * 2009-02-27 2012-02-07 Seagate Technology Llc Granular perpendicular media interlayer for a storage device
US7964013B2 (en) * 2009-06-18 2011-06-21 University Of Louisiana At Lafayette FeRh-FePt core shell nanostructure for ultra-high density storage media
US20120044595A1 (en) * 2010-08-23 2012-02-23 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands B.V. Perpendicular magnetic recording medium (pmrm) and magnetic storage systems using the same
US8628867B2 (en) 2010-09-30 2014-01-14 Seagate Technology Llc Patterned template with 1xN nucleation site to grain growth for uniform grain size recording media
KR101250256B1 (ko) * 2011-03-03 2013-04-03 성균관대학교산학협력단 ＣｏＰ 합금 박막의 제조방법 및 수직자기 기록매체
JP6073194B2 (ja) * 2013-07-03 2017-02-01 昭和電工株式会社 磁気記録媒体、磁気記憶装置
KR20170064021A (ko) * 2015-11-30 2017-06-09 에스케이하이닉스 주식회사 전자 장치
US10614953B2 (en) 2016-01-12 2020-04-07 University Of Florida Research Foundation, Inc. Mitigation of contamination of electroplated cobalt-platinum films on substrates
JP6914663B2 (ja) 2017-02-07 2021-08-04 昭和電工株式会社 磁気記録媒体および磁気記憶装置
US11183215B1 (en) 2017-11-20 2021-11-23 Seagate Technology Llc Thin-film crystalline structure with surfaces having selected plane orientations
US11423928B1 (en) 2018-01-19 2022-08-23 Seagate Technology Llc Processing for forming single-grain near-field transducer
US12008865B2 (en) 2019-09-29 2024-06-11 Tien-Shu Hsu Game device capable of generating a plurality of game results by betting

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4652499A (en) 1986-04-29 1987-03-24 International Business Machines Magnetic recording medium with a chromium alloy underlayer and a cobalt-based magnetic layer
US4902583A (en) 1989-03-06 1990-02-20 Brucker Charles F Thick deposited cobalt platinum magnetic film and method of fabrication thereof
JPH05183212A (ja) * 1991-07-30 1993-07-23 Toshiba Corp 磁気抵抗効果素子
JPH05195118A (ja) 1992-01-24 1993-08-03 Nkk Corp チタン製磁気ディスク基板素材
WO1996032465A1 (en) * 1995-04-10 1996-10-17 Labatt Brewing Company Limited Beer having increased light stability
US5582897A (en) 1993-09-10 1996-12-10 Shin-Etsu Chemical Co., Ltd. Magnetic recording medium
US5616218A (en) 1994-09-12 1997-04-01 Matereials Research Corporation Modification and selection of the magnetic properties of magnetic recording media through selective control of the crystal texture of the recording layer
US5693426A (en) * 1994-09-29 1997-12-02 Carnegie Mellon University Magnetic recording medium with B2 structured underlayer and a cobalt-based magnetic layer
US5800931A (en) 1994-09-29 1998-09-01 Carnegie Mellon University Magnetic recording medium with a MgO sputter deposited seed layer
US5796560A (en) * 1995-03-13 1998-08-18 Kabushiki Kaisha Toshiba Magnetoresistive head
JP3625336B2 (ja) * 1995-03-13 2005-03-02 株式会社東芝 磁気抵抗効果ヘッド

Also Published As

Publication number Publication date
KR20010031782A (ko) 2001-04-16
EP1031143B1 (de) 2003-03-26
TW418388B (en) 2001-01-11
CN1285948A (zh) 2001-02-28
EP1310948A1 (de) 2003-05-14
DE69812689D1 (de) 2003-04-30
EP1315152A1 (de) 2003-05-28
US6248416B1 (en) 2001-06-19
EP1310949A1 (de) 2003-05-14
EP1031143A1 (de) 2000-08-30
WO1999024973A1 (en) 1999-05-20
JP2001523032A (ja) 2001-11-20
EP1308936A1 (de) 2003-05-07
HK1028130A1 (en) 2001-02-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69812689T2 (de) Hochorientierte dünne magnetische filme, aufzeichnungsträger, wandler, mit diesen hergestellte vorrichtungen und herstellungsverfahren
US5693426A (en) Magnetic recording medium with B2 structured underlayer and a cobalt-based magnetic layer
US5993956A (en) Manganese containing layer for magnetic recording media
DE19855454A1 (de) Ultradünne Keimbildungsschicht für magnetische Dünnfilmmedien und das Verfahren zu deren Herstellung
EP0772188A1 (de) Magnetischer Aufzeichnungsträger mit einer durch Zerstäubung aufgetragenen Keimschicht aus MgO
DE60126953T2 (de) Magnetische aufzeichnungsmittel mit antiferromagnetischer kupplung
DE69729705T2 (de) Magnetisches Aufzeichnungsmedium, Herstellungsverfahren für dasselbe und magnetischer Speicher
WO1997031370A1 (en) Grain isolated multilayer perpendicular recording media
US6555252B2 (en) Extremely high density magnetic recording media, with production methodology controlled longitudinal/perpendicular orientation, grain size and coercivity
US5162158A (en) Low noise magnetic thin film longitudinal media
US6709768B2 (en) Magnetic recording medium and its manufacturing method and magnetic recording system using such a magnetic recording medium
US6544667B1 (en) Magnetic recording medium, producing method of the same and magnetic recording system
DE69709575T2 (de) Magnetischer Aufzeichnungsträger und diesen Träger verwendendes magnetisches Aufzeichnungssystem
Chaure et al. Fabrication and characterization of electrodeposited Co1− xCrx nanowires
Toney et al. High anisotropy CoPtCrB magnetic recording media
Huang et al. Mn doping effect on structure and magnetism of epitaxial (FePt) 1− x Mn x films
US6649277B1 (en) Structure for and method of making magnetic recording media
DE4141181A1 (de) Magnetisches aufzeichnungsmedium, verfahren zu seiner herstellung und magnetisches aufzeichnungssystem
US6596417B1 (en) Magnetic recording medium with a Ga3Pt5 structured underlayer and a cobalt-based magnetic layer
DE60025943T2 (de) Texturiertes magnetisches aufzeichnungsmedium mit unterschicht auf cr-basis und magnetischer schicht auf co-basis mit besonderen orientierungen
Cho et al. Twin formation in Ag seeded Co/Pt multilayers grown on GaAs by molecular beam epitaxy
JP2001344726A (ja) 垂直磁気記録媒体及び磁気記憶装置
Georgescu et al. Magnetic properties and morphology of electrodeposited Co-Ni-Mg-N thin films
JP2002117531A (ja) 磁気記録媒体および磁気記憶装置
Fumagalli et al. STRUCTURA. L, MAGNETIC, AND MAGNETO-OPTIC PROPERTIES OF MnBi (Al, Pt) THIN FILMS: THERE IS STILL MORE TO LEARN

Legal Events

Date Code Title Description
8364 No opposition during term of opposition
8339 Ceased/non-payment of the annual fee