JPS61100476A - サ−マルヘツドおよびその製造方法 - Google Patents
サ−マルヘツドおよびその製造方法Info
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- JPS61100476A JPS61100476A JP59221244A JP22124484A JPS61100476A JP S61100476 A JPS61100476 A JP S61100476A JP 59221244 A JP59221244 A JP 59221244A JP 22124484 A JP22124484 A JP 22124484A JP S61100476 A JPS61100476 A JP S61100476A
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- tantalum
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- heating resistor
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- H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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- H10N97/00—Electric solid-state thin-film or thick-film devices, not otherwise provided for
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔発明の利用分野〕
本発明は、サーマルヘッドならびにその製造方法に係り
、特にそれの発熱抵抗体層に関するものである。
、特にそれの発熱抵抗体層に関するものである。
一般にサーマルヘッドは１例えば薄いガラス層で表面を
覆ったセラミックスなどの電気絶縁性基板の上に、ドツ
ト状の発熱体を形成するための発熱抵抗体層と、この発
熱抵抗体層に電気を供給するための給電用導体層と、ｍ
化ならびに摩耗から保護するための保護膜とが積層状態
に形成されている。
覆ったセラミックスなどの電気絶縁性基板の上に、ドツ
ト状の発熱体を形成するための発熱抵抗体層と、この発
熱抵抗体層に電気を供給するための給電用導体層と、ｍ
化ならびに摩耗から保護するための保護膜とが積層状態
に形成されている。
前記発熱抵抗体層としては、従来、窒化タンタルの薄膜
が用いられている。この窒化タンタルは耐熱性にされ、
＠度係数が小さく、下地となるガラス肋との密着性が良
いなどの利点を有している。
が用いられている。この窒化タンタルは耐熱性にされ、
＠度係数が小さく、下地となるガラス肋との密着性が良
いなどの利点を有している。
また１窒化タンタルの薄膜は一般に、タンタルターゲッ
トをアルゴンガスと微量の交素ガスの混合ガス中でスパ
ッタリングすることによって形成される。この製造工程
中で窒素ガス量が多少変動しても、得られた窒化タンタ
ル２膜の比低抗および温度係数の変化が小さく、いわゆ
る゛プラトーｍｔ＜”が存在することが大きな特長であ
る。そのため製造条件の制御が容易で、大量生産に適し
た薄膜抵抗材料である。
トをアルゴンガスと微量の交素ガスの混合ガス中でスパ
ッタリングすることによって形成される。この製造工程
中で窒素ガス量が多少変動しても、得られた窒化タンタ
ル２膜の比低抗および温度係数の変化が小さく、いわゆ
る゛プラトーｍｔ＜”が存在することが大きな特長であ
る。そのため製造条件の制御が容易で、大量生産に適し
た薄膜抵抗材料である。
さらにパターン形成においては、硝酸と弗化水素酸の混
酸で容易にエツチングでき、またＣＦ４ガスなどを用い
るとドライエツチングも可能である。このような加工上
の容易さも窒化タンタル薄膜を賞月する理由になってい
る。
酸で容易にエツチングでき、またＣＦ４ガスなどを用い
るとドライエツチングも可能である。このような加工上
の容易さも窒化タンタル薄膜を賞月する理由になってい
る。
一方、サーマルヘッドの発熱抵抗体として用いる場合９
ｇ化タンタル薄膜は熱酸化に対しては十分な耐酸化性を
有していないため、酸化シリコン３膜からなる酸化防止
保′ｒ！！膜で窒化タンタル薄膜の表面を覆うことが一
般に行なわれている。この窒化タンタルｇ腹と酸化シリ
コン薄膜とは密着性が極めて良いので、窒化タンタル薄
膜の熱酸化に対する耐酸化性は十分に高められる。
ｇ化タンタル薄膜は熱酸化に対しては十分な耐酸化性を
有していないため、酸化シリコン３膜からなる酸化防止
保′ｒ！！膜で窒化タンタル薄膜の表面を覆うことが一
般に行なわれている。この窒化タンタルｇ腹と酸化シリ
コン薄膜とは密着性が極めて良いので、窒化タンタル薄
膜の熱酸化に対する耐酸化性は十分に高められる。
近年、熱酸化に強い発熱抵抗材料が種々提案されている
が、製造条件の制御が難しかったり、エツチングなどの
加工性が悪いなどの理由から、実用化されているのは極
く僅かである。従来の窒化タンタル薄膜が発熱抵抗材料
として普及しているのは、前記製造上の利点が大きな要
因であると考えられる。
が、製造条件の制御が難しかったり、エツチングなどの
加工性が悪いなどの理由から、実用化されているのは極
く僅かである。従来の窒化タンタル薄膜が発熱抵抗材料
として普及しているのは、前記製造上の利点が大きな要
因であると考えられる。
しかし、二の窒化タンタル薄膜をサーマルヘッドのＪ！
熱抵抗体として用いた場合でも欠点がない訳ではない０
次に二の問題点について説明する・第１図の曲線Ａは、
従来の窒化タンタル薄膜を発熱抵抗体として用いたサー
マルヘッドのステップ・ストレス試験の結果である。こ
の試験は一般にサーマルヘッドの熱的安定性を評価する
のに用いられる加速試験の一種である。この試験は１宛
然抵抗体に適当なパルス電圧を一定時間印加して。
熱抵抗体として用いた場合でも欠点がない訳ではない０
次に二の問題点について説明する・第１図の曲線Ａは、
従来の窒化タンタル薄膜を発熱抵抗体として用いたサー
マルヘッドのステップ・ストレス試験の結果である。こ
の試験は一般にサーマルヘッドの熱的安定性を評価する
のに用いられる加速試験の一種である。この試験は１宛
然抵抗体に適当なパルス電圧を一定時間印加して。
初期の抵抗値に対する変化を測定し、ｙＡ熱抵抗体が焼
き切れるまで印加電圧を徐々に高めていきながら、それ
ぞれのステップにおける抵抗値の変化率をプロットした
ものである。
き切れるまで印加電圧を徐々に高めていきながら、それ
ぞれのステップにおける抵抗値の変化率をプロットした
ものである。
ステップ・ストレス試験の条件は、第１ステツプで７．
Ｏｖのパルス電圧を１ｍ秒印加１周期２０ｍ秒で１０分
間加える。その後抵抗値を測定し、次の第２ステツプで
はパルス電圧を７．５ｖに上げ、前と同じような条件で
印加する。以下。
Ｏｖのパルス電圧を１ｍ秒印加１周期２０ｍ秒で１０分
間加える。その後抵抗値を測定し、次の第２ステツプで
はパルス電圧を７．５ｖに上げ、前と同じような条件で
印加する。以下。
１ステツプ毎にＯ，ＳＶずつパルス電圧を上げて。
抵抗値変化率ΔＲ／Ｒが１０％を越えるまで絵り返し行
なう。
なう。
第１図の上部横軸には、それぞれの印加電圧での発熱部
表面の最高温度を示している。この温度測定には、赤外
線スポットは度肝を使用した。
表面の最高温度を示している。この温度測定には、赤外
線スポットは度肝を使用した。
従来の窒化タンタル薄膜からなる発熱抵抗体を用いたサ
ーマルヘッドは１曲線Ａに示すように印加電力約２２
Ｗ／ ｍ” 、発熱部表面温度でＳ、り４００℃の点か
ら発熱抵抗体の抵抗値の減少が始まる。ところで１通常
のサーマルプリンタにおいては、！ｉｓ熱紙のＪ！熱に
必要な発熱部表面温度は約３５０〜４５０℃である。さ
らに印字が高速化さ九るに従って発熱部の表面温度は高
温が要求され５００℃を越えるようになる。このため従
来の窒化タンタル発熱抵抗体を用いたサーマルヘッドで
印字を行なうと、印字時間の経過にともない徐々ｉ；印
字１ｊ？度が噌大する。場合によっては印字のにし一ガ
、白抜けなどがあり、印字品質が悪い。
ーマルヘッドは１曲線Ａに示すように印加電力約２２
Ｗ／ ｍ” 、発熱部表面温度でＳ、り４００℃の点か
ら発熱抵抗体の抵抗値の減少が始まる。ところで１通常
のサーマルプリンタにおいては、！ｉｓ熱紙のＪ！熱に
必要な発熱部表面温度は約３５０〜４５０℃である。さ
らに印字が高速化さ九るに従って発熱部の表面温度は高
温が要求され５００℃を越えるようになる。このため従
来の窒化タンタル発熱抵抗体を用いたサーマルヘッドで
印字を行なうと、印字時間の経過にともない徐々ｉ；印
字１ｊ？度が噌大する。場合によっては印字のにし一ガ
、白抜けなどがあり、印字品質が悪い。
この原因は、前述した高温におけろ窒化タンタル発熱抵
抗体の抵抗値の減少にある０通常、サーマルヘッドへの
印加電圧は一定であり、一方、窒化タンタル発熱抵抗体
の抵抗値は減少していくので、相対的に発熱に供する電
力が急増し、その結果１発熱部の表面ａ度達過度に上昇
することになる。このようにして感熱紙の最適発色温度
以上となり、印字にじみ等の印字品質の低下を生じる。
抗体の抵抗値の減少にある０通常、サーマルヘッドへの
印加電圧は一定であり、一方、窒化タンタル発熱抵抗体
の抵抗値は減少していくので、相対的に発熱に供する電
力が急増し、その結果１発熱部の表面ａ度達過度に上昇
することになる。このようにして感熱紙の最適発色温度
以上となり、印字にじみ等の印字品質の低下を生じる。
また、必要以上の高温のために発熱抵抗体が焼き切れて
使用不能になる等の欠点もある。
使用不能になる等の欠点もある。
本発明の目的は、前述した従来技術の欠点を解；１し、
印字品質の高いサーマルヘッドならびにその製造方法を
提供するにある。
印字品質の高いサーマルヘッドならびにその製造方法を
提供するにある。
〔発明の概要３
本発明は、タンタルと高融点金属と窒素との合金薄膜か
らなる発熱抵抗体を用いることを特徴とするものである
。
らなる発熱抵抗体を用いることを特徴とするものである
。
さらにまた本−Ｔｉ！明は、タンタルと高融点全３との
複合ターゲットを用い、支索とアルゴンとの発会気体中
でスパッタリングを行なう二とにより。
複合ターゲットを用い、支索とアルゴンとの発会気体中
でスパッタリングを行なう二とにより。
タンタルと高融点食３と窒素の合金薄膜からなる発熱抵
抗体を形成することを特徴とするものである。
抗体を形成することを特徴とするものである。
本発明において用いられる高融点金属は、チタン、ジル
コニウム、ハブニウム、バナジウム、ニオブ、クロム、
モリブデン、タングステンのグループから選択される１
種もしくは２種以上の金属である。
コニウム、ハブニウム、バナジウム、ニオブ、クロム、
モリブデン、タングステンのグループから選択される１
種もしくは２種以上の金属である。
第２図は１本発明に係るサーマルヘッドにおけるＲ熱部
の断面図である。厚さ約５０ ／Ｊ ｍの薄いグレーズ
層１で表面を覆たセラミック製の絶縁基板２の上に１本
発明に係るタンタルと′ＩＴＩｐＡ点金属と窒素の合金
からなる発熱抵抗体Ｊ！Ｆ３を形成する。
の断面図である。厚さ約５０ ／Ｊ ｍの薄いグレーズ
層１で表面を覆たセラミック製の絶縁基板２の上に１本
発明に係るタンタルと′ＩＴＩｐＡ点金属と窒素の合金
からなる発熱抵抗体Ｊ！Ｆ３を形成する。
この発熱抵抗体層３の膜厚は、０．０５〜０．２μｍ程
度である。
度である。
続いて厚さ１〜２μｍのアルミニウム膜からなる給電用
導体！Ｓ４を形成し、前記光熱抵抗体ＰＩ３および導体
Ｐ４を順次フォトエツチングして、サーマルヘッドとし
てのパターンを形成する６次に厚さ２μｍの酸化シリコ
ンからなる酸化防止保護７：４５と、厚さ数μｍの酸化
タンタルからなるｔ１！ｆ１粍用保ｆｆ１ｆ１６とを順
次積層してサーマルヘッドを構成する。
導体！Ｓ４を形成し、前記光熱抵抗体ＰＩ３および導体
Ｐ４を順次フォトエツチングして、サーマルヘッドとし
てのパターンを形成する６次に厚さ２μｍの酸化シリコ
ンからなる酸化防止保護７：４５と、厚さ数μｍの酸化
タンタルからなるｔ１！ｆ１粍用保ｆｆ１ｆ１６とを順
次積層してサーマルヘッドを構成する。
次に発熱抵抗体の製造方法について説明する。
本発明の発熱抵抗体の形成にはスパッタリング法を用い
る。第３図は、この際のターゲットの構成を示した平面
図である。
る。第３図は、この際のターゲットの構成を示した平面
図である。
円盤状のタンタルターゲット１１の上面に一辺が１０ｍ
の正方形で、厚さ１〜２ｍの高融点金属のチップ １２を置き、このチップ１２の数を変ることにより成膜
される合金薄膜中の高融点金属の含有量を調矢すること
ができる。このような複合ターゲットを用いて、洗浄し
たグレーズドアルミナ基板を１００〜３００℃に加熱し
ながら１分圧０．２〜０．９Ｐａ （１，５Ｘ１０−
’ 〜７．０Ｘ１０−’Ｔｏｒｒ）のアルゴンガスと１
分圧０．０１〜０．０５ Ｐ ａ （７，５Ｘ １０
−’ −４，ＯＸ１０−’Ｔｏｒｒ）の窒素ガスとの混
合ガス雰囲気中で高周波マグネトロンスパッタリングを
行なうことにより１本発明に係るタンタルと高融点金汎
と窒素との合金薄膜を形成することができる。
の正方形で、厚さ１〜２ｍの高融点金属のチップ １２を置き、このチップ１２の数を変ることにより成膜
される合金薄膜中の高融点金属の含有量を調矢すること
ができる。このような複合ターゲットを用いて、洗浄し
たグレーズドアルミナ基板を１００〜３００℃に加熱し
ながら１分圧０．２〜０．９Ｐａ （１，５Ｘ１０−
’ 〜７．０Ｘ１０−’Ｔｏｒｒ）のアルゴンガスと１
分圧０．０１〜０．０５ Ｐ ａ （７，５Ｘ １０
−’ −４，ＯＸ１０−’Ｔｏｒｒ）の窒素ガスとの混
合ガス雰囲気中で高周波マグネトロンスパッタリングを
行なうことにより１本発明に係るタンタルと高融点金汎
と窒素との合金薄膜を形成することができる。
なお、スパッタリング時の高周波投入パワーはターゲッ
トの本位面積当り８〜２Ｗ／ｄで、投入パワーが３．９
Ｗ／ｒｙｌの場合の成膜速度は、高融点金属の！！ｌ類
と量によっても多少の差はあるが約１６０人／分程度で
ある。
トの本位面積当り８〜２Ｗ／ｄで、投入パワーが３．９
Ｗ／ｒｙｌの場合の成膜速度は、高融点金属の！！ｌ類
と量によっても多少の差はあるが約１６０人／分程度で
ある。
本発明の発熱抵抗体を用いたサーマルヘッドは。
発熱部の表面温度が約７００°Ｃになるまで発熱抵抗体
の抵抗値減少は生じない、従って発熱抵抗体の熱的安定
性があり、サーマルヘッドを長時間使用しても印字品質
が低下するようなことはない。
の抵抗値減少は生じない、従って発熱抵抗体の熱的安定
性があり、サーマルヘッドを長時間使用しても印字品質
が低下するようなことはない。
以上は性能面の効果であるが、製造面すなわち成膜工程
およびエツチング工程においても特に制御が困難になる
ということはなく、従来の窒化タンタル薄膜とほぼ同等
の容易さを有しており、大量生産に適している。
およびエツチング工程においても特に制御が困難になる
ということはなく、従来の窒化タンタル薄膜とほぼ同等
の容易さを有しており、大量生産に適している。
刀４図は、前述のスパッタリング条件のうち。
アルゴンガス分圧をＯ，ＧＰａ （４，５ＸＩＯ−’
Ｔｏｒｒ）、窒素ガス分圧を０．０１５Ｐａ （１、
ｌＸ１０−’ Ｔｏｒｒ）、基板温度を２００℃、高周
波投入パワーを３．９Ｗ／ｃ−４と一定にして、高融点
金属含有率（高融点金属／タンタル＋高融点金属の比率
を原子％で表示）と比抵抗とのｒＡ係を示す図である。
Ｔｏｒｒ）、窒素ガス分圧を０．０１５Ｐａ （１、
ｌＸ１０−’ Ｔｏｒｒ）、基板温度を２００℃、高周
波投入パワーを３．９Ｗ／ｃ−４と一定にして、高融点
金属含有率（高融点金属／タンタル＋高融点金属の比率
を原子％で表示）と比抵抗とのｒＡ係を示す図である。
高融点金属の含有率が０原子％の場合が従来の窒化タン
タル７爬に相当する。
タル７爬に相当する。
第５ｒｇＪは、前述のスパッタリング条件の窒素ガス分
圧と合金薄膜の比抵抗との関係を示す図である。
圧と合金薄膜の比抵抗との関係を示す図である。
第１図、第４図、第５図ならびに第８図において１図中
の曲ＡＬＡは従来の窒化タンタル、曲線Ｂはタンタル−
タングステンー：Ｉ素糸合金（サンプルＢ）、曲８Ｃは
タンタル−クロム−窒素系合金（サンプルＣ）１曲ＭＤ
はタンタル−モリブデン−窒素系合金（サンプルＤ）の
特性曲線である。
の曲ＡＬＡは従来の窒化タンタル、曲線Ｂはタンタル−
タングステンー：Ｉ素糸合金（サンプルＢ）、曲８Ｃは
タンタル−クロム−窒素系合金（サンプルＣ）１曲ＭＤ
はタンタル−モリブデン−窒素系合金（サンプルＤ）の
特性曲線である。
次に本発明に係るタンタル−ｉ５５膜金屈−窒素系合金
（サンプルＢ−Ｄ）の特性について個別に説明する。
（サンプルＢ−Ｄ）の特性について個別に説明する。
（サンプルＢ）
第４図および第５図から明らかなようにタングステンの
含イｆＩが変化しても比抵抗はほぼ一定であり、また、
立前分圧が変化しても比抵抗はほぼ一定となる領域（プ
ラトーｅ；ｆｉｆｆＱ＞ が従来の窒化タンタルの乃含
よりも広（、スパッタリング条件の制御は窒化タンタル
よりも容易である。
含イｆＩが変化しても比抵抗はほぼ一定であり、また、
立前分圧が変化しても比抵抗はほぼ一定となる領域（プ
ラトーｅ；ｆｉｆｆＱ＞ が従来の窒化タンタルの乃含
よりも広（、スパッタリング条件の制御は窒化タンタル
よりも容易である。
前述のスパッタリング条件でタングステン含有率が２２
原子％のタンタル−タングステン−立方系合金薄膜を作
り、これを発熱抵抗体として用いたサーマルヘッドのス
テップ・ストレス試たこの結果な７８１図の曲線Ｂに示
す、この図から明らかなように、抵抗値の減少が始まる
＠度が従来の窒化タンタルｇ、Ｅｉ （曲Ａｆｔ−Ａ）
に比べて３００℃程度上昇し約７００℃と大幅に改ミさ
れ、熱的安定性が極めて高い。
原子％のタンタル−タングステン−立方系合金薄膜を作
り、これを発熱抵抗体として用いたサーマルヘッドのス
テップ・ストレス試たこの結果な７８１図の曲線Ｂに示
す、この図から明らかなように、抵抗値の減少が始まる
＠度が従来の窒化タンタルｇ、Ｅｉ （曲Ａｆｔ−Ａ）
に比べて３００℃程度上昇し約７００℃と大幅に改ミさ
れ、熱的安定性が極めて高い。
前述の抵抗値の減少は、一般にサーマルヘッドのアニー
ル効果と呼ばれている。スパッタリング等で形成された
薄膜は、その携成原子のポテンシャルエネルギーが比較
的Ａく、準平衡状態を保っていると考えられる。この薄
膜が加熱されると。
ル効果と呼ばれている。スパッタリング等で形成された
薄膜は、その携成原子のポテンシャルエネルギーが比較
的Ａく、準平衡状態を保っていると考えられる。この薄
膜が加熱されると。
その熟エネルギーのために薄膜構成原子のポテンシャル
エネルギーは小さくなり、ａ膜は卓平衡状態から平衡状
態へと移行する。前述の抵抗値の減少は二の過程で見ら
れる巨視的効果であると考えられる。
エネルギーは小さくなり、ａ膜は卓平衡状態から平衡状
態へと移行する。前述の抵抗値の減少は二の過程で見ら
れる巨視的効果であると考えられる。
一方、微視的効果としては薄膜の結晶性が向上する、い
わゆる再結晶が起こると考えられる。第６［！ｌは、従
来の窒化タンタル薄膜のＸ線回折図である。二の図に蛤
いて（ａ３）は成膜したままのセ・の、（ａ二）は真空
中（真空度０．０２Ｐａ、以下同じ）５００℃で１時間
熱処理したものである。Ｘ↑３回折は結晶性を評価する
のに有効な手段の一つで、（ｉｌ）に比べ（ａ２）はピ
ークが高く、半値幅が小さくなっており、明らかに結晶
性が良くなっていることがわかる。すなわち、ＳＯＯで
においては、窒化タンタル薄膜の再結晶がかなり進んで
いろことがわかり、再結＆温度は５００℃以下であると
いえる。
わゆる再結晶が起こると考えられる。第６［！ｌは、従
来の窒化タンタル薄膜のＸ線回折図である。二の図に蛤
いて（ａ３）は成膜したままのセ・の、（ａ二）は真空
中（真空度０．０２Ｐａ、以下同じ）５００℃で１時間
熱処理したものである。Ｘ↑３回折は結晶性を評価する
のに有効な手段の一つで、（ｉｌ）に比べ（ａ２）はピ
ークが高く、半値幅が小さくなっており、明らかに結晶
性が良くなっていることがわかる。すなわち、ＳＯＯで
においては、窒化タンタル薄膜の再結晶がかなり進んで
いろことがわかり、再結＆温度は５００℃以下であると
いえる。
他方、ｉｌ［１曲線Ａのステップ・ストレス試験の結果
と対応させると１発、＠部会ＷＪ温度５００℃で約−７
％の抵抗値鳳少を生じているが、二Ａ１は微視的には窒
化タンタル２膜の再結晶の進行となって呪われている。
と対応させると１発、＠部会ＷＪ温度５００℃で約−７
％の抵抗値鳳少を生じているが、二Ａ１は微視的には窒
化タンタル２膜の再結晶の進行となって呪われている。
従って、窒化タンタル２膜の再結晶温度は約４００℃で
あると考えられる。
あると考えられる。
第７図は１本発明の実施例に係るタンタル−タングステ
ン−宣告合金３唄のＸ線回折図である。
ン−宣告合金３唄のＸ線回折図である。
口中の（ｂｘ ）は成膜したままのもの、（ｂ二＞およ
び（ｂｉ）は真空中で５００℃および６００ ”ｃでそ
れぞれ１時間熱処理したものである。この図から明らか
なように、（ｂ、）および（ｂコ）は（ｂｌ）に比べて
ほとんど変化がなく、従って再結晶１度は６００℃以上
になっていると考えられる。
び（ｂｉ）は真空中で５００℃および６００ ”ｃでそ
れぞれ１時間熱処理したものである。この図から明らか
なように、（ｂ、）および（ｂコ）は（ｂｌ）に比べて
ほとんど変化がなく、従って再結晶１度は６００℃以上
になっていると考えられる。
他方、第１図曲Ａ％Ｂのステップ・ストレス試験の結果
からタンタル−タングステン−窒素系合金薄膜の再結晶
温度は約７００℃であると考えられる。つまり従来の窒
化タンタルにタングステンを添加することにより、再結
晶Ｕ度が上昇し、その呟果アニール効果の開始温度を富
め、結局１発熱抵抗体の熱的安定性を向上することがで
きる。
からタンタル−タングステン−窒素系合金薄膜の再結晶
温度は約７００℃であると考えられる。つまり従来の窒
化タンタルにタングステンを添加することにより、再結
晶Ｕ度が上昇し、その呟果アニール効果の開始温度を富
め、結局１発熱抵抗体の熱的安定性を向上することがで
きる。
（サンプルＣ）
’２４ 図および第５ｒ：４の曲ＰＪＡＣに示すように
、タンタル−クロム−窒素合金薄膜の場合はクロム含有
率がＩＯ原子％を越えると比抵抗は徐々に小さくなるが
、実用上は問題ない、また、プラトー領域が存在するの
で、°スパッタリング条件の制御は容易である。
、タンタル−クロム−窒素合金薄膜の場合はクロム含有
率がＩＯ原子％を越えると比抵抗は徐々に小さくなるが
、実用上は問題ない、また、プラトー領域が存在するの
で、°スパッタリング条件の制御は容易である。
前述のスパッタリング条件でクロム含有率を１５原子％
にしたタンタル−クロム−窒素系合金１（暎を発二さ抵
抗体にした什−マルヘッドのステップ・ストレス試験の
結果を第１図の曲線Ｃに示ｔ。
にしたタンタル−クロム−窒素系合金１（暎を発二さ抵
抗体にした什−マルヘッドのステップ・ストレス試験の
結果を第１図の曲線Ｃに示ｔ。
この合金：３膜も前記タンタル−タングステン−東方系
合金薄膜の場合と同様に、従来の窒化タンタル薄膜（曲
ｔｌ’２Ａ）に比へで、アニール効果温度が３００″Ｃ
程度上昇し、て灼７００°Ｃとなり、熱的安定性の向上
がみられる。
合金薄膜の場合と同様に、従来の窒化タンタル薄膜（曲
ｔｌ’２Ａ）に比へで、アニール効果温度が３００″Ｃ
程度上昇し、て灼７００°Ｃとなり、熱的安定性の向上
がみられる。
第８図は、パルス碍命試験の結果を示す図である。この
試供は、パルスｆＨ１−５ｒｎ秒１周期５．４ｍ秒のパ
ルスを印加１圧２５Ｗ／ｍｍ’で連続してサーマルヘッ
ドに加え、その発熱抵抗体を通電加熱して１発熱抵抗体
の抵抗値変化からサーマルヘッドの寿命を評価した試験
である。
試供は、パルスｆＨ１−５ｒｎ秒１周期５．４ｍ秒のパ
ルスを印加１圧２５Ｗ／ｍｍ’で連続してサーマルヘッ
ドに加え、その発熱抵抗体を通電加熱して１発熱抵抗体
の抵抗値変化からサーマルヘッドの寿命を評価した試験
である。
この図から明らかなように、従来の窒化タンタル薄膜（
曲線Ａ）の場合は、印加パルス酸が１０’回で抵抗値は
初期値に対して一１７％になっている。印字濃度の変化
からみて許容される抵抗値の変化は±１０％であるから
、この場合、−１０％の変化を示す２ＸＩＯ’パルスが
従来のサーマルヘッドの寿命である。これに対して本発
明の実施例に係るタンタル−クロム−ｇ索系合金薄膜の
場合（曲Ａｓ Ｃ＞は、１０’回パルスを印加しても抵
抗値変化は僅か４％程度で、パルス寿命の長いサーマル
ヘッドが得られる。このようにクロムの添加は、熱的安
定性だけでなく、パルス寿命の延長化にも著しい効果を
有している。
曲線Ａ）の場合は、印加パルス酸が１０’回で抵抗値は
初期値に対して一１７％になっている。印字濃度の変化
からみて許容される抵抗値の変化は±１０％であるから
、この場合、−１０％の変化を示す２ＸＩＯ’パルスが
従来のサーマルヘッドの寿命である。これに対して本発
明の実施例に係るタンタル−クロム−ｇ索系合金薄膜の
場合（曲Ａｓ Ｃ＞は、１０’回パルスを印加しても抵
抗値変化は僅か４％程度で、パルス寿命の長いサーマル
ヘッドが得られる。このようにクロムの添加は、熱的安
定性だけでなく、パルス寿命の延長化にも著しい効果を
有している。
（サンプルＤ）
第４図および第５図の曲線りはタンタル−モリブデン−
窒素系合金薄膜の特性曲線で、この曲線から明らかなよ
うにモリブデンの含有率の増加にともなって比抵抗は徐
々に低下するユ１．減少度が僅かであるから実用上は問
題はない。プラトー領域が存在しているので、スパッタ
リング条件の制御は容易である。 前述のスパッタリン
グ条件でモリブデン含有率が２０原子％のタンタル−モ
リブデン−窒素系合金３膜を作り、これを発熱抵抗体と
して用いたサーマルヘッドのステップ・ストレス試験の
結果を第１図の曲線りに示す。
窒素系合金薄膜の特性曲線で、この曲線から明らかなよ
うにモリブデンの含有率の増加にともなって比抵抗は徐
々に低下するユ１．減少度が僅かであるから実用上は問
題はない。プラトー領域が存在しているので、スパッタ
リング条件の制御は容易である。 前述のスパッタリン
グ条件でモリブデン含有率が２０原子％のタンタル−モ
リブデン−窒素系合金３膜を作り、これを発熱抵抗体と
して用いたサーマルヘッドのステップ・ストレス試験の
結果を第１図の曲線りに示す。
この場合も前記実施例とほぼ同様に、従来の立イヒタン
タル薄膜に比べてアニール効果の開始ｉｉが２５０℃程
度上昇して約６５０℃となり、熱的安定性の向上がみら
れる。
タル薄膜に比べてアニール効果の開始ｉｉが２５０℃程
度上昇して約６５０℃となり、熱的安定性の向上がみら
れる。
以上の各実施例で述べたタンタル−タングステン−′Ｅ
１崇系合金、タンタル−クロム−窒素系合金ならびにタ
ンタル−モリブデン−窒素系合金の薄膜からなる発熱抵
抗体の熱的安定性の向上は、高融点全屈としてタングス
テン、クロム、モリブデン以外にチタン、ジルコニウム
、ハフニウム、バナジウム、ニオブを用いても、あるい
はタングステン、クロム、モリブデン、チタン、ジルコ
ニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブらの元素の２
種以上を組み合わせて用いても同様に熱的安定性の向上
に効果があることが実験で確認されている。
１崇系合金、タンタル−クロム−窒素系合金ならびにタ
ンタル−モリブデン−窒素系合金の薄膜からなる発熱抵
抗体の熱的安定性の向上は、高融点全屈としてタングス
テン、クロム、モリブデン以外にチタン、ジルコニウム
、ハフニウム、バナジウム、ニオブを用いても、あるい
はタングステン、クロム、モリブデン、チタン、ジルコ
ニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブらの元素の２
種以上を組み合わせて用いても同様に熱的安定性の向上
に効果があることが実験で確認されている。
本発明の発熱抵抗体において推奨すべき組成範囲を次の
表に示す。
表に示す。
表
この表に示す組成範囲内のｆｆ１ｌ、’！抵抗体をサー
マルヘッドの発熱抵抗体とＬ７て用いると、いずれも発
熱部表面温度が６００℃以上になるまでアニール効果は
生じない。
マルヘッドの発熱抵抗体とＬ７て用いると、いずれも発
熱部表面温度が６００℃以上になるまでアニール効果は
生じない。
また１本発明の発熱抵抗体は加工面、特にエツ千ングに
閃しては従来の窒化タンタル７瞑と同様１：りＳｎ（と
弗化水素酸どの、π酸で容易にエラチン４ｒτら・二と
かてご、製造上の大きｉｚ利点である。
閃しては従来の窒化タンタル７瞑と同様１：りＳｎ（と
弗化水素酸どの、π酸で容易にエラチン４ｒτら・二と
かてご、製造上の大きｉｚ利点である。
本発明に係る合金４膜は再結晶Ｕ度が高く、これをｆＱ
、”ｐ；抵抗体として用いたサーマルヘッドは、是ご
５邸の表面温度が７００℃程度になるまで低抗値の減少
がないので熱的安定性が極めて高い、そのため長時間の
印字に対しても印字濃度の増大。
、”ｐ；抵抗体として用いたサーマルヘッドは、是ご
５邸の表面温度が７００℃程度になるまで低抗値の減少
がないので熱的安定性が極めて高い、そのため長時間の
印字に対しても印字濃度の増大。
印字のにじみ、白抜けなどの発生がなく、印字品雰の向
上が図れる。
上が図れる。
また１本発明の合金コ瞑は、成膜およびエツチングなど
の８１造工程において、従来の窒化タンタルと同等以上
の容易さを有しており製造上の特長もある。
の８１造工程において、従来の窒化タンタルと同等以上
の容易さを有しており製造上の特長もある。
４ 口面のｆｌＪ罪な説明
フ１０はサーマルヘッドのステップ・ストレス試論の特
性図、第２図は本発明の実施例に係るサーマルヘッドの
断面図、第３図は本発明の製造工程で用いるスパッタリ
ング用ターゲットの平面図。
性図、第２図は本発明の実施例に係るサーマルヘッドの
断面図、第３図は本発明の製造工程で用いるスパッタリ
ング用ターゲットの平面図。
：ＸＳ４［：ｉｆｆは註融点金かの含イイ率と簿【ζ抗
体の比低抗との関係を示す特性図、第５図はスパッタリ
ング時のｇ素ガス分圧と薄膜低抗体の比拒抗との関係を
示す特性図、第６図は窒化タンタルのＸ線回折図、第７
図は本発明の一実施例に係る発り１抵抗体のＸ線回折図
、第８図はパルスの命試験の特性図である。
体の比低抗との関係を示す特性図、第５図はスパッタリ
ング時のｇ素ガス分圧と薄膜低抗体の比拒抗との関係を
示す特性図、第６図は窒化タンタルのＸ線回折図、第７
図は本発明の一実施例に係る発り１抵抗体のＸ線回折図
、第８図はパルスの命試験の特性図である。
２・・・・・・絶縁性基鈑、３・・・・・・発熱低抗体
層、４・・・・・・導体層、５・・・・・・酸化防止保
護膜、６・・・・・・附）？耗用保踵膜、１１・・・・
・・タンタルターゲット、１２・・・・・・高融点金属
チップ。
層、４・・・・・・導体層、５・・・・・・酸化防止保
護膜、６・・・・・・附）？耗用保踵膜、１１・・・・
・・タンタルターゲット、１２・・・・・・高融点金属
チップ。
代理人 弁理士 武 Ｐ４次部
第１図
印顎電か （Ｗ７ｍｍり
第２図 第３図
第４図
、ｆ＋融点（凰含有傘 ｒ原子２〕
第５図
０ ０．０／ ０．０２ ０．０３
０．０４Ｎ２ プス分圧 （Ｐσ）
０．０４Ｎ２ プス分圧 （Ｐσ）
Claims (6)
- （１）電気絶縁性基板の上に発熱抵抗体層と、給電用導
体層と、保護膜とを形成したサーマルヘッドにおいて、
前記発熱抵抗体層がタンタルと高融点金属と窒素との合
金で構成されていることを特徴とするサーマルヘッド。 - （２）特許請求の範囲第（１）項記載において、前記高
融点金属がチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジ
ウム、ニオブ、クロム、モリブデン、タングステンのグ
ループから選択された少なくとも１種の金属であること
を特徴とするサーマルヘッド。 - （３）特許請求の範囲第（１）項または第（２）項記載
において、前記タンタルの含有率が１０〜８０原子％、
高融点金属の含有率が５〜６０原子％、窒素の含有率が
１０〜６０原子％の範囲にそれぞれ規則されていること
を特徴とするサーマルヘッド。 - （４）電気絶縁性基板の上に発熱抵抗体層と、給電用導
体層と、酸化防止用保護膜と、耐摩耗用保護膜とを形成
したサーマルヘッドの製造方法において、タンタルと高
融点金属との複合ターゲットを用い、窒素とアルゴンの
混合気体中でスパッタリングを行なつて、タンタルと高
融点金属と窒素との合金からなる発熱抵抗体層を形成す
ることを特徴とするサーマルヘッドの製造方法。 - （５）特許請求の範囲第（４）項記載において、前記高
融点金属が、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナ
ジウム、ニオブ、クロム、モリブデン、タングステンの
グループから選択された少なくとも１種の金属であるこ
とを特徴とするサーマルヘッドの製造方法。 - （６）特許請求の範囲第（５）項記載において、前記タ
ンタルの含有率が１０〜８０原子％、高融点金属の含有
率が５〜６０原子％、窒素の含有率が１０〜６０原子％
の範囲にそれぞれ規制されていることを特徴とするサー
マルヘッドの製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59221244A JPS61100476A (ja) | 1984-10-23 | 1984-10-23 | サ−マルヘツドおよびその製造方法 |
| US06/790,415 US4709243A (en) | 1984-10-23 | 1985-10-23 | Thermal head and method for manufacture thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59221244A JPS61100476A (ja) | 1984-10-23 | 1984-10-23 | サ−マルヘツドおよびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61100476A true JPS61100476A (ja) | 1986-05-19 |
| JPH0312551B2 JPH0312551B2 (ja) | 1991-02-20 |
Family
ID=16763721
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59221244A Granted JPS61100476A (ja) | 1984-10-23 | 1984-10-23 | サ−マルヘツドおよびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4709243A (ja) |
| JP (1) | JPS61100476A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6527813B1 (en) | 1996-08-22 | 2003-03-04 | Canon Kabushiki Kaisha | Ink jet head substrate, an ink jet head, an ink jet apparatus, and a method for manufacturing an ink jet recording head |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3810667A1 (de) * | 1988-03-29 | 1989-10-19 | Siemens Ag | Elektrisches widerstandsmaterial fuer elektrothermische wandler in duennschichttechnik |
| US5155340A (en) * | 1989-07-12 | 1992-10-13 | Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha | Thin high temperature heater |
| JPH05275162A (ja) * | 1992-03-26 | 1993-10-22 | Rohm Co Ltd | ライン型加熱体 |
| ATE174842T1 (de) * | 1993-06-28 | 1999-01-15 | Canon Kk | Wärmeerzeugender, tano.8 enthaltender widerstand, substrat mit diesem wärmeerzeugenden widerstand für flüssigkeitsstrahlkopf, flüssigkeitsstrahlkopf mit diesem substrat, und gerät für einen flüssigkeitsstrahl mit diesem flüssigkeitsstrahlkopf |
| TWI267446B (en) * | 2003-11-06 | 2006-12-01 | Canon Kk | Printhead substrate, printhead using the substrate, head cartridge including the printhead, method of driving the printhead, and printing apparatus using the printhead |
| US7344218B2 (en) * | 2003-11-06 | 2008-03-18 | Canon Kabushiki Kaisha | Printhead driving method, printhead substrate, printhead, head cartridge and printing apparatus |
| CN105163941B (zh) * | 2013-07-12 | 2017-10-24 | 惠普发展公司，有限责任合伙企业 | 具有非晶金属电阻器的热喷墨打印头堆叠件 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4232213A (en) * | 1979-01-15 | 1980-11-04 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Thermal head |
-
1984
- 1984-10-23 JP JP59221244A patent/JPS61100476A/ja active Granted
-
1985
- 1985-10-23 US US06/790,415 patent/US4709243A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6527813B1 (en) | 1996-08-22 | 2003-03-04 | Canon Kabushiki Kaisha | Ink jet head substrate, an ink jet head, an ink jet apparatus, and a method for manufacturing an ink jet recording head |
| US6769762B2 (en) | 1996-08-22 | 2004-08-03 | Canon Kabushiki Kaisha | Ink jet head substrate, an ink jet head, an ink jet apparatus, and a method for manufacturing an ink jet recording head |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4709243A (en) | 1987-11-24 |
| JPH0312551B2 (ja) | 1991-02-20 |
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