JPS61181101A - 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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- JPS61181101A JPS61181101A JP60022188A JP2218885A JPS61181101A JP S61181101 A JPS61181101 A JP S61181101A JP 60022188 A JP60022188 A JP 60022188A JP 2218885 A JP2218885 A JP 2218885A JP S61181101 A JPS61181101 A JP S61181101A
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- Electronic Switches (AREA)
- Apparatuses And Processes For Manufacturing Resistors (AREA)
- Non-Adjustable Resistors (AREA)
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】
「技術分野」
本発明はサーマルヘッドおよびその製造方法に係り、特
にその発熱抵抗体層の改良に関するものである。
にその発熱抵抗体層の改良に関するものである。
「従来技術およびその問題点」
一般にサーマルヘッドは、例えば薄いガラスグレーズ層
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、これらの層を酸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。
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、これらの層を酸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優れ、
温度係数が小さく、下地となるガラスグレーズ層との密
着性が良いなどの利点を有している。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。
が用いられている。この窒化タンタルは耐熱性に優れ、
温度係数が小さく、下地となるガラスグレーズ層との密
着性が良いなどの利点を有している。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。
一方、窒化タンタル薄膜をサーマルヘッドの発熱抵抗体
として用いる場合、窒化タンタル薄膜は熱酸化に対して
充分な耐酸化性を有していないため、酸化シリコン薄膜
からなる酸化防止保護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。この窒化タンタル薄膜
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充分に高めら
れる。
として用いる場合、窒化タンタル薄膜は熱酸化に対して
充分な耐酸化性を有していないため、酸化シリコン薄膜
からなる酸化防止保護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。この窒化タンタル薄膜
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充分に高めら
れる。
しかしながら、窒化タンタル薄膜をサーマルヘッドの発
熱抵抗体として用いた場合でも次のような問題点があっ
た。
熱抵抗体として用いた場合でも次のような問題点があっ
た。
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
あり、発熱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１発熱抵抗体が
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ー２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１１秒印加、周期
２０■秒で１０分間加えた後、抵抗値を測定する０次に
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した後、抵抗値を測定する。以下、
ｌステップ毎に０．５Ｖずつパルス電圧を上げて抵抗値
変化率ΔＲ／Ｒが１０％を超えるまで繰り返し行なう。
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
あり、発熱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１発熱抵抗体が
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ー２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１１秒印加、周期
２０■秒で１０分間加えた後、抵抗値を測定する０次に
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した後、抵抗値を測定する。以下、
ｌステップ毎に０．５Ｖずつパルス電圧を上げて抵抗値
変化率ΔＲ／Ｒが１０％を超えるまで繰り返し行なう。
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
面の最高温度が示されている。この温度測定には赤外線
スポット温度計を使用した。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曲線Ａに示
すように印加電力的２２Ｗ／ｍｍ２．発熱部表面温度で
約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、通常のサーマルプリンターにおいては、感
熱紙の発熱に必要な発熱部表面温度は約３５０〜４５０
℃である。さらに、印字が高速化されるにしたがって発
熱部の表面温度は高温が要求され、５００℃を超えるよ
うになる。従来の窒化タンタルからなる発熱抵抗体を用
いたサーマルヘッドで印字を行なう場合、印字時間の経
過に伴ない徐々に印字濃度が増大する傾向があった。場
合によっては、印字のにじみ、自抜けなどがあり、印字
品質が悪かった。
面の最高温度が示されている。この温度測定には赤外線
スポット温度計を使用した。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曲線Ａに示
すように印加電力的２２Ｗ／ｍｍ２．発熱部表面温度で
約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、通常のサーマルプリンターにおいては、感
熱紙の発熱に必要な発熱部表面温度は約３５０〜４５０
℃である。さらに、印字が高速化されるにしたがって発
熱部の表面温度は高温が要求され、５００℃を超えるよ
うになる。従来の窒化タンタルからなる発熱抵抗体を用
いたサーマルヘッドで印字を行なう場合、印字時間の経
過に伴ない徐々に印字濃度が増大する傾向があった。場
合によっては、印字のにじみ、自抜けなどがあり、印字
品質が悪かった。
この原因は、前述した高温における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、窒化タンタルの発熱抵抗
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、発熱部の表面温度が過度に上
昇することになる。このようにして加熱紙の最適発色温
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、窒化タンタルの発熱抵抗
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、発熱部の表面温度が過度に上
昇することになる。このようにして加熱紙の最適発色温
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。
「発明の目的」
本発明の目的は、上記従来のサーマルヘッドの発熱抵抗
体層の有する問題点を解決することにあり、高温下にお
ける発熱抵抗体層の抵抗値の減少を少なくして、発熱抵
抗体層の熱的安定性を向上させたサーマルヘッドおよび
その製造方法を提供することにある。
体層の有する問題点を解決することにあり、高温下にお
ける発熱抵抗体層の抵抗値の減少を少なくして、発熱抵
抗体層の熱的安定性を向上させたサーマルヘッドおよび
その製造方法を提供することにある。
「発明の構成」
本発明によるサーマルヘッドは、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が形成され、前
記発熱抵抗体層がタンタルと希土類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。
発熱抵抗体層と給電用導体層と保護膜とが形成され、前
記発熱抵抗体層がタンタルと希土類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。
また、本発明によるサーマルヘッドの製造方法は、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
とを形成する方法であって、タンタルターゲット上に希
土類金属の小片を置いた複合ターゲットを用い、アルゴ
ンと窒素の混合気体中でスパッタリングを行なって、タ
ンタルと希土類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。
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
とを形成する方法であって、タンタルターゲット上に希
土類金属の小片を置いた複合ターゲットを用い、アルゴ
ンと窒素の混合気体中でスパッタリングを行なって、タ
ンタルと希土類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。
このように、本発明では、発熱抵抗体層をタンタルと希
土類金属と窒素との合金で構成することにより、高温下
においても抵抗値の減少が少なくなり、熱的安定性が極
めて高くなる。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、自抜けなどの発生がなく、
印字品質の向上が図れる。
土類金属と窒素との合金で構成することにより、高温下
においても抵抗値の減少が少なくなり、熱的安定性が極
めて高くなる。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、自抜けなどの発生がなく、
印字品質の向上が図れる。
「発明の実施例」
第２図は本発明によるサーマルヘッドの一実施例を示す
部分断面図である。厚さ約５０島諺の薄いガラスグレー
ズ層１１で表面を覆ったセラミック製の絶縁基板１２の
上に、タンタルと希土類金属と窒素との合金からなる発
熱抵抗体層１３を形成する。
部分断面図である。厚さ約５０島諺の薄いガラスグレー
ズ層１１で表面を覆ったセラミック製の絶縁基板１２の
上に、タンタルと希土類金属と窒素との合金からなる発
熱抵抗体層１３を形成する。
この発熱抵抗体層１３の厚さは０．０５〜０．２ ｐ、
ｔａ程度である。続いて厚さ１〜２ ｐ、ｒａのアルミ
ニウム膜からなる給電用導体層１４を形成し、発熱抵抗
体層１３および給電用導体層１４を順次フォトエツチン
グしてサーマルヘッドのパターンを形成する。そして、
厚さ２ ＪＬＩの酸化シリコンからなる酸化防止保護膜
１５と厚さ数ＩＬＩの酸化タンタルからなる耐摩耗用保
護膜１６とを順次積層してサーマルヘッドを作成する。
ｔａ程度である。続いて厚さ１〜２ ｐ、ｒａのアルミ
ニウム膜からなる給電用導体層１４を形成し、発熱抵抗
体層１３および給電用導体層１４を順次フォトエツチン
グしてサーマルヘッドのパターンを形成する。そして、
厚さ２ ＪＬＩの酸化シリコンからなる酸化防止保護膜
１５と厚さ数ＩＬＩの酸化タンタルからなる耐摩耗用保
護膜１６とを順次積層してサーマルヘッドを作成する。
次に、発熱抵抗体層１３の製造方法について説明する０
本発明の発熱抵抗体層１３の形成にはスパッタリング法
を用いる。第３図はその際のターゲットの構成を示す平
面図である０円盤状のタンタルターゲット２１の上面に
一辺が１０ｍｍの正方形で厚さ１〜２ ｍ＋ａの希土類
金属チップ２２を置き、このチップ２２の数を変えるこ
とによって、成膜される合金薄膜中の希土類金属の含有
量を調整することができる。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１００〜３
００℃に加熱しながら、分圧０．２〜０．９Ｐａ（１，
５Ｘ１０−３〜７．ＯＸ１０＝ Ｔｏｒｒ）のアルゴン
ガスと、分圧０．０１〜０．０５Ｐａ（７，５Ｘ−５〜
４．ＯＸ １０−’ Ｔｏｒｒ）の窒素ガスとの混合ガ
ス雰囲気中で高岡波マグネトロン・スパッタリングを行
なうことにより、タンタルと希土類金属と窒素とからな
る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ノくワーはターゲットの単位面積当
り２〜８Ｗ／ａｍ”で、投入パワーが３．９Ｗ／ｃｍ″
の場合の成膜速度は希土類金属の種類と量によって多少
の差はあるが約１８０人／分である。
本発明の発熱抵抗体層１３の形成にはスパッタリング法
を用いる。第３図はその際のターゲットの構成を示す平
面図である０円盤状のタンタルターゲット２１の上面に
一辺が１０ｍｍの正方形で厚さ１〜２ ｍ＋ａの希土類
金属チップ２２を置き、このチップ２２の数を変えるこ
とによって、成膜される合金薄膜中の希土類金属の含有
量を調整することができる。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１００〜３
００℃に加熱しながら、分圧０．２〜０．９Ｐａ（１，
５Ｘ１０−３〜７．ＯＸ１０＝ Ｔｏｒｒ）のアルゴン
ガスと、分圧０．０１〜０．０５Ｐａ（７，５Ｘ−５〜
４．ＯＸ １０−’ Ｔｏｒｒ）の窒素ガスとの混合ガ
ス雰囲気中で高岡波マグネトロン・スパッタリングを行
なうことにより、タンタルと希土類金属と窒素とからな
る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ノくワーはターゲットの単位面積当
り２〜８Ｗ／ａｍ”で、投入パワーが３．９Ｗ／ｃｍ″
の場合の成膜速度は希土類金属の種類と量によって多少
の差はあるが約１８０人／分である。
こうして形成された発熱抵抗体層１３を有する本発明の
サーマルヘッドは、発熱部の表面温度が約７００℃にな
るまで発熱抵抗体層１３の抵抗値減少は生じない、した
がって、発熱抵抗体層１３の熱的安定性が優れ、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ことは
ない。
サーマルヘッドは、発熱部の表面温度が約７００℃にな
るまで発熱抵抗体層１３の抵抗値減少は生じない、した
がって、発熱抵抗体層１３の熱的安定性が優れ、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ことは
ない。
また、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。特に、エツチングに関しては、従来の
窒化タンタル薄膜と同様に、硝酸と弗化水素酸との混酸
で容易に行なうことができる。
おいても特に制御が困難になることはなく、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。特に、エツチングに関しては、従来の
窒化タンタル薄膜と同様に、硝酸と弗化水素酸との混酸
で容易に行なうことができる。
第４図は、前述のスパッタリング条件のうち、アルゴン
分圧を０．８Ｐａ（４，５Ｘ １Ｏ−３Ｔｏｒｒ） 、
窒素分圧をＱ、Ｑ１５Ｐａ（１，Ｉ Ｘ １０−’Ｔｏ
ｒｒ） 、基板温度を２００℃、高周波投入パワーを３
．８％１ｌｌＣｒｒｆと一定にして。
分圧を０．８Ｐａ（４，５Ｘ １Ｏ−３Ｔｏｒｒ） 、
窒素分圧をＱ、Ｑ１５Ｐａ（１，Ｉ Ｘ １０−’Ｔｏ
ｒｒ） 、基板温度を２００℃、高周波投入パワーを３
．８％１ｌｌＣｒｒｆと一定にして。
タンタルターゲットに占める希土類金属の面積比率（希
土類金属の面積／タンタルターゲットの面積の比率を％
で表示）と比抵抗との関係を示す図である。また、第５
図は、グレーズド・アルミナ基板上に第４図と同じスパ
ッタリング条件で発熱抵抗体のみを約０．２５ｇｍ成膜
した試料を約０．０３Ｐａ（約２ Ｘ １０−’ Ｔｏ
ｒｒ）の真空中で、５５０℃の温度で１時間の熱処理を
行なったときの、熱処理前後でのシート抵抗変化率（Δ
Ｒ／Ｒ％）とタンタルターゲットに占める希土類金属の
面積比率との関係を示す図である。第４図および第５図
において、希土類金属の面積比率が０％の場合が従来の
窒化タンタル薄膜に相当する。
土類金属の面積／タンタルターゲットの面積の比率を％
で表示）と比抵抗との関係を示す図である。また、第５
図は、グレーズド・アルミナ基板上に第４図と同じスパ
ッタリング条件で発熱抵抗体のみを約０．２５ｇｍ成膜
した試料を約０．０３Ｐａ（約２ Ｘ １０−’ Ｔｏ
ｒｒ）の真空中で、５５０℃の温度で１時間の熱処理を
行なったときの、熱処理前後でのシート抵抗変化率（Δ
Ｒ／Ｒ％）とタンタルターゲットに占める希土類金属の
面積比率との関係を示す図である。第４図および第５図
において、希土類金属の面積比率が０％の場合が従来の
窒化タンタル薄膜に相当する。
第１図、第４図ならびに第５図において１図中の曲線Ａ
は従来の窒化タンタル、曲線Ｂはタンタル−ランタン−
窒素系合金（サンプルＢ）、曲線Ｃはタンタル−サマリ
ウム−窒素系合金（サンプルＣ）５曲線りはタンタル−
セリウム−窒素系合金（サンプルＤ）の特性曲線である
。
は従来の窒化タンタル、曲線Ｂはタンタル−ランタン−
窒素系合金（サンプルＢ）、曲線Ｃはタンタル−サマリ
ウム−窒素系合金（サンプルＣ）５曲線りはタンタル−
セリウム−窒素系合金（サンプルＤ）の特性曲線である
。
次に１本発明に係るタンタル−希土類金属−窒素系合金
（サンプルＢ −Ｄ）の特性について債別に説明する。
（サンプルＢ −Ｄ）の特性について債別に説明する。
（サンプルＢ）
第４図の曲線Ｂに示すように、ランタンの面積比率が増
加するにしたがって比抵抗は徐々に大きくなるが、実用
上は問題ない、また、第５図の曲線Ｂに示すように、５
５０℃、１時間の熱処理に対するシート抵抗変化率は、
窒化タンタルが１２％減少しているのに対し、ランタン
の面積比率が５〜３０％のものはシート抵抗変化率が±
１０％以内であり、従来の窒化タンタルに比べて熱的安
定性が優れている。さらには、シート抵抗変化率が±５
％以内となるように、ランタンの面積比率は７〜１５％
と２５〜３０％の範囲とすることが好ましい。
加するにしたがって比抵抗は徐々に大きくなるが、実用
上は問題ない、また、第５図の曲線Ｂに示すように、５
５０℃、１時間の熱処理に対するシート抵抗変化率は、
窒化タンタルが１２％減少しているのに対し、ランタン
の面積比率が５〜３０％のものはシート抵抗変化率が±
１０％以内であり、従来の窒化タンタルに比べて熱的安
定性が優れている。さらには、シート抵抗変化率が±５
％以内となるように、ランタンの面積比率は７〜１５％
と２５〜３０％の範囲とすることが好ましい。
前述ノスパッタリング条件でランタンの面積比率を１０
％にしたタンタル−ランタン−窒素系合金薄膜を発熱抵
抗体層にし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温度が従来の窒化タンタル
薄膜（曲線Ａ）に比べて３００℃程度上昇し、約７００
℃と大幅に改善され、熱的安定性が極めて高い。
％にしたタンタル−ランタン−窒素系合金薄膜を発熱抵
抗体層にし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温度が従来の窒化タンタル
薄膜（曲線Ａ）に比べて３００℃程度上昇し、約７００
℃と大幅に改善され、熱的安定性が極めて高い。
（サンプルＣ）
第４図の曲線Ｃに示すように、タンタルターゲット上に
占めるサマリウムの面積比率が１０％になるまでは比抵
抗は増加するが、１０％を越えると比抵抗はほとんど一
定となり、スパッタリング条件の制御は容易である。ま
た、第５図から５５０℃、１時間の熱処理に対するシー
ト抵抗変化率は従来の窒化タンタルが１２％程度減少し
ているのに対し、サマリウムの面積比率が１０〜４０％
のものはシート抵抗変化率が±１０％以内であり、熱的
安定性に優れている。さらには、シート抵抗変化率が±
５％以内となるように、サマリウムの面積比率は１２〜
１８％と３０〜３Ｂ％の範囲とすることが好ましい。
占めるサマリウムの面積比率が１０％になるまでは比抵
抗は増加するが、１０％を越えると比抵抗はほとんど一
定となり、スパッタリング条件の制御は容易である。ま
た、第５図から５５０℃、１時間の熱処理に対するシー
ト抵抗変化率は従来の窒化タンタルが１２％程度減少し
ているのに対し、サマリウムの面積比率が１０〜４０％
のものはシート抵抗変化率が±１０％以内であり、熱的
安定性に優れている。さらには、シート抵抗変化率が±
５％以内となるように、サマリウムの面積比率は１２〜
１８％と３０〜３Ｂ％の範囲とすることが好ましい。
前述のスパッタリング条件でサマリウムの面積比率を１
４％にしたタンタル−サマリウム−窒素系合金薄膜を発
熱抵抗体層にし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Ｃに示す、この合金薄膜も、
前記タンタル−ランタン−窒素系合金薄膜の場合と同様
に、従来の窒化タンタル（曲線Ａ）に比べて抵抗値の減
少が始まる温度が３００℃程度上昇し、約７００℃と大
幅に改善され、熱的安定性が高い。
４％にしたタンタル−サマリウム−窒素系合金薄膜を発
熱抵抗体層にし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Ｃに示す、この合金薄膜も、
前記タンタル−ランタン−窒素系合金薄膜の場合と同様
に、従来の窒化タンタル（曲線Ａ）に比べて抵抗値の減
少が始まる温度が３００℃程度上昇し、約７００℃と大
幅に改善され、熱的安定性が高い。
（サンプルＤ）
第４図の曲線口に示すように、タンタルターセリウム−
窒素系合金薄膜の場合は、セリウムの面積比率が増して
も比抵抗はほぼ一定であり、スパッタリング条件の制御
は容易である。また、第５図の曲線りに示すように、５
５０℃、１時間の熱処理に対するシート抵抗変化率は、
従来の窒化りンタルが１２％程度減少しているのに対し
て、セリウムの面積比率が５〜４０％のものはシート抵
抗変化率が±１０％以内であり、熱的に安定である。さ
らには、５００℃以上での使用に耐えるように、そのセ
リウムの面積比率はシート抵抗変化率が±５％以内にな
る７〜１８％と２５〜３２％の範囲とすることが好まし
い。
窒素系合金薄膜の場合は、セリウムの面積比率が増して
も比抵抗はほぼ一定であり、スパッタリング条件の制御
は容易である。また、第５図の曲線りに示すように、５
５０℃、１時間の熱処理に対するシート抵抗変化率は、
従来の窒化りンタルが１２％程度減少しているのに対し
て、セリウムの面積比率が５〜４０％のものはシート抵
抗変化率が±１０％以内であり、熱的に安定である。さ
らには、５００℃以上での使用に耐えるように、そのセ
リウムの面積比率はシート抵抗変化率が±５％以内にな
る７〜１８％と２５〜３２％の範囲とすることが好まし
い。
前述のスパッタリング条件でセリウムの面積比率を８％
にしたタンタル−セリウム−窒素系合金薄膜を発熱抵抗
体にしたサーマルヘッドのステップ・ストレス試験の結
果を８１図の曲線りに示す。この図から明らかなように
、抵抗値の減少が始まる温度が、従来の窒化タンタル薄
膜（曲線Ａ）に比べて２５０℃程度上昇し、約６５０℃
となり熱的安定性の向上が見られる。
にしたタンタル−セリウム−窒素系合金薄膜を発熱抵抗
体にしたサーマルヘッドのステップ・ストレス試験の結
果を８１図の曲線りに示す。この図から明らかなように
、抵抗値の減少が始まる温度が、従来の窒化タンタル薄
膜（曲線Ａ）に比べて２５０℃程度上昇し、約６５０℃
となり熱的安定性の向上が見られる。
「発明の効果」
以上説明したように、本発明によれば、発熱抵抗体層が
タンタルと希土類金属と窒素との合金で構成されている
ので、発熱部の表面温度が７００ ”０程度になるまで
抵抗値の減少がなく、熱的安定性が極めて高い、このた
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、自抜けなどの発生がなく、印字品質の向上が図れ
る。また、タンタルと希土類金属と窒素との合金からな
る発熱抵抗体層は、従来の窒化タンタルと同様に成膜お
よびエツチングをすることができ、製造上も従来と比べ
て煩雑になることはない。
タンタルと希土類金属と窒素との合金で構成されている
ので、発熱部の表面温度が７００ ”０程度になるまで
抵抗値の減少がなく、熱的安定性が極めて高い、このた
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、自抜けなどの発生がなく、印字品質の向上が図れ
る。また、タンタルと希土類金属と窒素との合金からな
る発熱抵抗体層は、従来の窒化タンタルと同様に成膜お
よびエツチングをすることができ、製造上も従来と比べ
て煩雑になることはない。
第１図は各種サーマルヘッドのステップ・ストレス試験
の結果を示す図表、第２図は本発明によるサーマルヘッ
ドの一実施例を示す部分断面図、第３図は本発明による
サーマルヘッドの製造工程で用いるターゲットの平面図
、第４図はタンタルターゲット上に占める希土類金属の
面積比率と発熱抵抗体層の比抵抗との関係を示す特性図
、第５図は上述した希土類金属の面積比率と熱処理によ
る発熱抵抗体層のシート抵抗変化率との関係を示す特性
図である。 図中、１２は絶縁性基板、１３は発熱抵抗体層、１４は
導体層、１５は酸化防止保護膜、ＩＢは耐摩耗用保護膜
、２１はタンタルターゲット、２２は希土類金属小片、
Ｂはタンタル−ランタン−窒素系合金からなる発熱抵抗
体層の特性を示す曲線、Ｃはタンタル−サマリウム−窒
素系合金からなる発熱抵抗体層の特性を示す曲線、Ｄは
タンタル−セリウム−窒素系合金からなる発熱抵抗体層
の特性を示す曲線である。 に？ ７７０ 電７７（Ｗ ／ ｍ ｍ”）第２図
第３図
の結果を示す図表、第２図は本発明によるサーマルヘッ
ドの一実施例を示す部分断面図、第３図は本発明による
サーマルヘッドの製造工程で用いるターゲットの平面図
、第４図はタンタルターゲット上に占める希土類金属の
面積比率と発熱抵抗体層の比抵抗との関係を示す特性図
、第５図は上述した希土類金属の面積比率と熱処理によ
る発熱抵抗体層のシート抵抗変化率との関係を示す特性
図である。 図中、１２は絶縁性基板、１３は発熱抵抗体層、１４は
導体層、１５は酸化防止保護膜、ＩＢは耐摩耗用保護膜
、２１はタンタルターゲット、２２は希土類金属小片、
Ｂはタンタル−ランタン−窒素系合金からなる発熱抵抗
体層の特性を示す曲線、Ｃはタンタル−サマリウム−窒
素系合金からなる発熱抵抗体層の特性を示す曲線、Ｄは
タンタル−セリウム−窒素系合金からなる発熱抵抗体層
の特性を示す曲線である。 に？ ７７０ 電７７（Ｗ ／ ｍ ｍ”）第２図
第３図
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
層と保護膜とが形成され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希土類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項において、前記希土類金属
がランタン、サマリウム、セリウムから選択された少な
くとも一種の金属であるサーマルヘッド。 - （３）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するサーマルヘッドの製造方法にお
いて、タンタルターゲット上に希土類金属の小片を置い
た複合ターゲットを用い、アルゴンと窒素の混合気体中
でスパッタリングを行なって、タンタルと希土類金属と
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。 - （４）特許請求の範囲第３項において、前記希土類金属
がランタンであり、タンタルターゲット上に占めるラン
タン小片の面積比率が５〜３０％である複合ターゲット
を用い、アルゴンガス分圧０．２〜０．３Ｐａ（１．５
×１０＾−＾３〜７．０×１０＾−＾３Ｔｏｒｒ）、窒
素ガス分圧０．０１〜０．０５Ｐａ（７．５×１０＾−
＾５〜４．０×１０＾−＾４Ｔｏｒｒ）の混合気体中で
スパッタリングを行なって、タンタルとランタンと窒素
との合金からなる発熱抵抗体層を形成するサーマルヘッ
ドの製造方法。 - （５）特許請求の範囲第３項において、前記希土類金属
がサマリウムであり、タンタルターゲット上に占めるサ
マリウム小片の面積比率が１０〜４０％である複合ター
ゲットを用い、アルゴンガス分圧０．２〜０．９Ｐａ（
１．５×１０＾−＾３〜７．０×１０＾−＾３Ｔｏｒｒ
）、窒素ガス分圧０．０１〜０．０５Ｐａ（７．５×１
０＾−＾５〜４．０×１０＾−＾４Ｔｏｒｒ）の混合気
体中でスパッタリングを行なって、タンタルとサマリウ
ムと窒素との合金からなる発熱抵抗体層を形成するサー
マルヘッドの製造方法。 - （６）特許請求の範囲第３項において、前記希土類金属
がセリウムであり、タンタルターゲット上に占めるセリ
ウム小片の面積比率が５〜４０％である複合ターゲット
を用い、アルゴンガス分圧０．２〜０．５Ｐａ（１．５
×１０＾−＾３〜７．０×１０＾−＾３Ｔｏｒｒ）、窒
素ガス分圧０．０１〜０．０５Ｐａ（７．５×１０＾−
＾５〜４．０×１０＾−＾４Ｔｏｒｒ）の混合気体中で
スパッタリングを行なって、タンタルとセリウムと窒素
との合金からなる発熱抵抗体層を形成するサーマルヘッ
ドの製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60022188A JPS61181101A (ja) | 1985-02-07 | 1985-02-07 | サ−マルヘツドおよびその製造方法 |
| US06/827,796 US4742361A (en) | 1985-02-07 | 1986-02-07 | Thermal print head |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60022188A JPS61181101A (ja) | 1985-02-07 | 1985-02-07 | サ−マルヘツドおよびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61181101A true JPS61181101A (ja) | 1986-08-13 |
| JPH0431161B2 JPH0431161B2 (ja) | 1992-05-25 |
Family
ID=12075817
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60022188A Granted JPS61181101A (ja) | 1985-02-07 | 1985-02-07 | サ−マルヘツドおよびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4742361A (ja) |
| JP (1) | JPS61181101A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE69415408T2 (de) * | 1993-06-28 | 1999-06-10 | 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 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3321727A (en) * | 1964-12-09 | 1967-05-23 | Kanthal Ab | Heat-resistant and oxidationproof materials |
| US4042479A (en) * | 1973-12-27 | 1977-08-16 | Fujitsu Ltd. | Thin film resistor and a method of producing the same |
| JPS5311037A (en) * | 1976-07-19 | 1978-02-01 | Toshiba Corp | Thin film thermal head |
-
1985
- 1985-02-07 JP JP60022188A patent/JPS61181101A/ja active Granted
-
1986
- 1986-02-07 US US06/827,796 patent/US4742361A/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0431161B2 (ja) | 1992-05-25 |
| US4742361A (en) | 1988-05-03 |
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