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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Classifications
-
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- H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N—ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10N97/00—Electric solid-state thin-film or thick-film devices, not otherwise provided for
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
- Electronic Switches (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】
〔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 |
EP0408342B1 (en) * | 1989-07-12 | 1995-09-27 | Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha | Thin high temperature heater and method for manufacturing the same |
JPH05275162A (ja) * | 1992-03-26 | 1993-10-22 | Rohm Co Ltd | ライン型加熱体 |
EP0630749B1 (en) * | 1993-06-28 | 1998-12-23 | Canon Kabushiki Kaisha | Heat generating resistor containing TaN0.8, substrate provided with said heat generating resistor for liquid jet head, liquid jet head provided with said substrate, and liquid jet apparatus provided with said liquid jet head |
US7344218B2 (en) * | 2003-11-06 | 2008-03-18 | Canon Kabushiki Kaisha | Printhead driving method, printhead substrate, printhead, head cartridge and printing apparatus |
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 |
WO2015005934A1 (en) * | 2013-07-12 | 2015-01-15 | Hewlett-Packard Development Company, L.P. | Thermal inkjet printhead stack with amorphous metal resistor |
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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