CN103875035A - 在垂直磁记录介质上的软磁性薄膜层中使用的合金，溅射靶材，以及具有软磁性薄膜层的垂直磁记录介质 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种用于垂直磁记录介质的软磁性合金，相对于室温的饱和磁通密度，其在高温具有高饱和磁通密度。该合金包含按原子％计的：一种或多种具有57至71的原子数的镧系元素；Y、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta和B中的一种或两种以上，或／和C、Al、Si、P、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Mo、Sn和W中的一种或两种以上；以及余量的Co、Fe，以及不可避免的杂质；并且满足以下表达式的全部：(1)0.5≤TLA≤15；(2)5≤TLA+TAM；和(3)TLA+TAM+TNM≤30(其中TLA是所述一种或多种具有57至71的原子数的镧系元素的加入量的总百分数；TAM等于Y+Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+B／2的加入量的总百分数，其中，仅对于B，使用其1／2的值；并且TNM等于C+Al+Si+P+Cr+Mn+Ni+Cu+Zn+Ga+Ge+Mo+Sn+W的加入量的总百分数)。

Description

在垂直磁记录介质上的软磁性薄膜层中使用的合金,溅射靶材,以及具有软磁性薄膜层的垂直磁记录介质

[相关申请的交叉引用]

本申请要求在2011年9月26日提交的日本专利申请号2011-209856的优先权，其全部内容通过引用结合在此。

[技术领域]

本发明涉及一种用于在垂直磁记录介质中的软磁性薄膜层的(Co，Fe)-镧系元素系合金，和一种溅射靶材。

[背景技术]

在磁记录技术上存在显著进步，归因于增加驱动器的容量，磁记录介质中的记录密度的提高已经取得进展，并且当与过去使用的纵向磁记录介质比较时获得更高记录密度的垂直磁记录***已经投入实际应用。垂直磁记录***是其中易磁化轴在与垂直磁记录介质的磁性膜的介质表面垂直的方向上取向的***，并且是适合于高记录密度的方法。对于垂直磁记录***，已经开发了双层记录介质，其具有有着提高的记录灵敏度的磁记录膜层和软磁性膜层。对于磁记录膜层，通常使用CoCrPt-SiO₂系合金。

对于常规的软磁性膜层，高饱和磁通密度(在下文中称为Bs)和非晶体性是必要的并且，此外，依赖于垂直磁记录介质的用途和使用它们的环境，另外还需要多种性质如高耐腐蚀性和高硬度。例如，在日本专利公开公开号2008-299905(专利文件1)中，通过加入Fe提供了高Bs，并且通过记录B提供了高硬度。此外，在日本专利公开公开号2011-68985(专利文件2)中，通过加入Y和Ti，提高了耐腐蚀性(耐候性)。

近年来，驱动器中的用于读和写的头的改进和为优化软磁性膜与Ru膜之间的交换耦合磁场的软磁性合金的磁通密度的调节已经使得能够以比常规的磁通量的更低的磁通量写入。因此，具有相对低的Bs的非晶体合金，而不是如在常规情况下具有高Bs的那些合金，已经被研究用于设置在记录层下的软磁性层。当如上所述将低Bs合金用于垂直磁记录介质中的软磁性层时，防止了软磁性膜中的记录磁化对环境过度产生磁影响，以使得能够在小空间内记录。因为减少的“不清楚写入”，此现象被认为是在记录密度上的明显的改进。

[引用列表]

[专利文件]

[PTL1]日本专利公开公开号2008-299905

[PTL2]日本专利公开公开号2011-68985

[发明概述]

然而，变得清楚的是，如上所述的具有低Bs的非晶体合金在垂直磁记录介质中的软磁性层中的使用导致新的问题。换言之，在具有低Bs的非晶体合金中，归因于温度上升，Bs下降的程度高；在驱动器所暴露至的温度高于室温(例如，约70至150℃)的环境下，Bs显著降低；并且变得不可能充分进行作为在垂直磁记录介质中的软磁性层的功能。

为了解决如上所述的这种问题，发明人对用于在垂直磁记录介质中的软磁性膜的合金在室温的Bs和温度特性详细研究了各种添加元素，并且发现在室温的Bs与从室温至150℃的Bs下降程度之间存在逆相关。然而，发现了镧系元素的加入导致该逆相关性的消除，并且与在室温具有相等Bs的合金比较，可以显著地降低到150℃为止的Bs下降的程度，并且从而完成了本发明。

因此，本发明的一个目的是提供用于垂直磁记录介质的软磁性合金，相对于在室温的饱和磁通密度，所述合金在高温具有高饱和磁通密度，并且提供用于制备该合金的薄膜的溅射靶材。

根据本发明的一个实施方案，提供一种在垂直磁记录介质中的软磁性薄膜层中使用的合金，其中

所述合金包含按原子％计的：

一种或多种具有57至71的原子数的镧系元素；

Y、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta和B中的一种或两种以上，或／和C、Al、Si、P、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Mo、Sn和W中的一种或两种以上；和余量的Co、Fe，以及不可避免的杂质，优选基本上由这些元素构成，更优选由这些元素构成；并且

满足以下表达式(1)至(3)的全部：

(1)0.5≤TLA≤15；

(2)5≤TLA+TAM；和

(3)TLA+TAM+TNM≤30

(其中TLA是所述一种或多种具有57至71的原子数的镧系元素的加入量的总百分数；TAM等于Y+Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+B／2的加入量的总百分数，其中，仅对于B，使用其1／2的值；并且TNM等于C+Al+Si+P+Cr+Mn+Ni+Cu+Zn+Ga+Ge+Mo+Sn+W的加入量的总百分数)。

根据本发明的另一个实施方案，提供了一种包含上述合金的软磁性薄膜层。根据本发明的再另一个实施方案，提供了一种包含上述软磁性薄膜层的垂直磁记录介质。根据本发明的再另一个实施方案，提供了一种包含上述合金的溅射靶材。

根据本发明，可以提供一种用于垂直磁记录介质的软磁性合金，相对于在室温的Bs，该合金在高温即驱动器在使用过程中暴露至的约为70至150℃的高温下具有低的Bs下降程度；以及一种用于制备该合金的薄膜的溅射靶材。此外，在垂直磁记录介质中使用本发明的合金使得可以完全发挥软磁性合金的磁特性并且充分地增强软磁性薄膜层的功能，并且因此可以导致垂直磁记录介质的性能上的提高。

[附图简述]

图1示出了制成淬火带的39％Co-39％Fe-8％Zr-6％B-8％(添加元素)的合金的X射线衍射图案。

图2示出了其中绘制了表1中的在室温的Bs和Bs比的图。

图3示出了其中绘制了表2中的在室温的Bs和Bs比的图。

[实施方案描述]

下面详细说明本发明。除非另作说明，如本文所使用的“％”或没有任何单位的数表示原子％。

如上所述，作为对用于垂直磁记录介质中的软磁性膜的合金在室温的Bs和温度特性详细研究各种添加元素的结果，发现了在室温的Bs与从室温到150℃的Bs下降程度之间存在逆相关。然而，发现了一种或多种镧系元素的加入导致该逆相关性的消除，并且与在室温具有相等Bs的合金相比，能够明显地降低到150℃为止的Bs下降程度。

上述现象的详细原因尚不清楚，但是可以推测如下。据认为Bs的温度特性受到交换积分(Je)的影响，并且据建议，在晶体金属的情况下，可以通过3d电子轨道和原子间距离改变Je(通常所说的Bethe-Slater曲线)，尽管其原理尚不清楚。在本发明中显示提高的Bs温度特征的各镧系元素在晶体中具有1.73至1.99×10^-10m的原子半径，该半径显著地大于其他元素的半径。因此。平均原子间距离被认为是在其中加入镧系元素的非晶体合金中增加，并且因此，推测产生了归因于在晶体合金中原子间距离的增加的类似于Je增加的效果，以提高Bs的高温特性。

实际上，如显示了在图1中的骤冷带样品的X射线衍射的实例，与加入其他元素的情况比较，在加入镧系元素的情况下，在低角度一侧的晕图案(halo pattern)的基底被确认组件变宽。这暗示通过加入具有大原子半径的镧系元素，增加了非晶体合金的平均原子间距离。

下面叙述基于上述发现通过本发明发现的相对于在室温的Bs在高温具有低Bs下降的非晶体软磁性合金的特性和作用。具有57至71的原子数的镧系元素是指La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb和Lu。

表达式(1)0.5≤TLA≤15(TLA是具有57至71的原子数的镧系元素的加入量的总百分数。)

表达式(2)5≤TLA+TAM(TAM等于Y+Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+B／2的加入量的总百分数，其中，仅对于B，使用其1／2的值。)

表达式(3)TLA+TAM+TNM≤30(TNM等于C+Al+Si+P+Cr+Mn+Ni+Cu+Zn+Ga+Ge+Mo+Sn+W的加入量的总百分数。)

在根据本发明的合金中，具有57至71的原子数的镧系元素是用于降低在室温的Bs并抑制在高温的Bs下降的重要元素，并且具有非晶体促进效果。在晶体物质的情况下，在具有根据本发明的合金组成的材料中，该元素也是与Co和／或Fe生成脆性金属间化合物的元素。在根据本发明的合金中，Y、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta和B是降低在室温的Bs并具有非晶体促进效果的元素。

在根据本发明的合金中，C、Al、Si、P、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Mo、Sn和W是用于降低在室温的Bs加入的元素。因此，小于0.5的TLA导致不足的在高温抑制Bs下降的效果，而大于15的TLA使得难以对成为晶体的具有本合金组成的溅射靶材机械加工，因为生产大量脆性的金属间化合物。进一步地，小于5的TLA+TAM导致不足够的非晶体促进效果。此外，大于30的TLA+TAM+TNM导致在室温过低的Bs。此外，各表达式中的优选范围如下。

在表达式(1)中，该范围优选为1≤TLA≤13，更优选2≤TLA≤11。在表达式(2)中，该范围优选为6≤TLA+TAM，更优选7≤TLA+TAM。在表达式(3)中，该范围优选为TLA+TAM+TNM≤28，更优选TLA+TAM+TNM≤26。此外，对Fe的含量与Fe和Co的总含量的比例的范围(在下文中称为“Fe％／(Fe％+Co％)”)不特别地限制，但是，对于垂直磁记录介质中的软磁性膜，经常使用具有在大于0并且0.90以下的范围内的该比例的合金，并且更经常使用具有在0.30以上并且0.65以下的范围内的该比例的那些。

[实施例]

下面参照实施例具体地说明本发明。

通常，垂直磁记录介质中的软磁性膜层通过溅射具有与该膜层相同组成的溅射靶材以在玻璃基板等上形成该膜层而形成。此时，已经将溅射膜淬火。从这个方面，在下述的实验A和B中，使用在单辊式液体淬火装置中制备的淬火带作为样品材料。这是以使用液体淬火带的简化方式评价实际上通过通过溅射淬火并形成的薄膜的组分如何影响各种性质。

之后，在实验C中，实际制备溅射靶材，并且评价通过用溅射靶材溅射制得的薄膜。淬火带的制备在以下条件下进行：其中，将称取为具有一定成分的30g的原材料在减压的Ar中在水冷的具有约10mm的直径和约40mm的深度的铜模型中电弧熔融，以提供用于淬火带提供熔融的原材料。淬火带的制备通过单辊法在以下条件下进行：其中将熔融的原材料设置在具有15mm的直径的二氧化硅管中，并且，在61kPa的环境压力下，在69kPa的喷雾压力差下，并且在3000rpm的铜辊(300mm的直径)的转数下，铜辊与放液喷嘴之间的间隙被设置为0.3mm的情况下，从具有1mm直径的放液喷嘴放液。对放液温度不特别地限定，并且在各个熔融的原材料已经完全熔融之后的时刻立即进行放液。以这种方式制备的淬火带用作样品材料以评价在室温和高温的Bs以及非晶体性质。

对于淬火带中在室温的Bs和在高温(150℃)的Bs下降的程度的评价，通过VSM装置(振动样品型磁力计)，在施加的1200kA／m的磁场下，测量在室温(30℃)和150℃的Bs。此外，通过如在表达式中所示的在150℃的Bs与在30℃的Bs的百分数，即(在150℃的Bs)／在30℃的Bs)×100％(在下文中，它被称为“Bs比”)，评价在高温Bs下降程度。换言之，接近100％的Bs比显示从30℃至150℃的较低的Bs下降程度。

在淬火带的非晶体性的评价中，通常，当测量非晶体材料的X射线衍射图案时，观察不到衍射峰以显示非晶体材料特别的晕图案。尽管在不完全非晶体的材料中观察到衍射峰，该峰的高度比晶体材料的峰低，并且也观察到晕图案。因此，通过以下方法评价非晶体性。将样品材料用双面胶粘在玻璃板上，以通过X射线衍射装置获得衍射图案。此时，将样品材料粘在玻璃上，使得待测表面可以是淬火带与铜辊接触的表面。X射线源是Cu-kα射线，并且测量以4°／分钟的扫描速度进行。为评价非晶体性，其中在衍射图案中能够确认有晕图案的情况被确定为“好”，而其中没有观察到晕图案的情况被确定为“差”。

为了评价溅射靶材的机械加工性，将称取以具有一定成分的5kg的原材料在减压的Ar气氛下在耐火坩埚中感应熔融并且之后固化。坩埚具有直径120mm并且高度150mm的大小。通过镟制加工、钢丝剪切加工和表面研磨加工，从该铸锭的下部制备95mm的直径和2mm的厚度的溅射靶材。通过在加工中缺口或开裂的出现评价机械加工性。

为了评价溅射膜，将室内部抽真空至1×10^-4Pa以下，充入99.9％的纯度的Ar气直至达到0.6Pa，并进行溅射。在玻璃基板上生成薄膜，以具有1.5μm的厚度。对于该薄膜样品，如同在淬火带的情况下一样，评价Bs、Bs比和晶体结构。首先，选择两种基本组成，将固定量的添加元素加入其每一种中，并且评价依赖于添加元素种类的在室温的Bs和Bs比的变化。结果如实验A和实验B所示。在实验A中，制备包含39％Co、39％Fe、8％Zr、6％B和8％的余量的添加元素的合金，并且评价加入量固定的添加元素的种类的影响。此外，序号11是没有任何添加元素的合金，其中，Co、Fe、Zr和B以43∶43∶8∶6配制。

[表1]

表1

注1：带下划线的数字落在本发明的范围外。

表1显示加入各种元素的淬火带的各种性质。序号1至10是本发明的实施例，而序号11至31是比较例。

图2中显示了其中绘制了表1中的在室温的Bs和Bs比的图。图2展现了通常在向其中加入除镧系元素以外的元素的组成中观察到的其中Bs比随着降低的室温Bs而降低的相关性，而在向其中加入镧系元素的组成中，尽管在室温的Bs明显低，但Bs比高。在实验B中，制备包含39.6％Co、48.4％Fe、3％Ti、2％Zr、3％Nb、2％Ta和2％的余量的加入元素的合金，并且评价加入量固定的添加元素的种类的影响。此外，序号11是没有任何添加元素的合金，其中，Co、Fe、Ti、Zr、Nb和Ta以40.5∶49.5∶3∶2∶3∶2配制。

[表2]

表2

注1：带下划线的数字落在本发明的范围外。

表2示出了加入了各种元素的淬火带的各种性质。序号1至4是本发明的实施例，而序号5至14是比较例。

图3中显示了其中绘制了表2中的在室温的Bs和Bs比的图。图3展现了在向其中加入除了镧系元素以外的元素的组成中通常观察到的其中Bs比随着降低的在室温的Bs而降低的相关性，而在向其中加入镧系元素的组成中，尽管在室温的Bs明显低，但Bs比高。

上述实验A和B已经展示了，相对于具有可比较的Bs的其中加入其他一种或多种元素的组成，向其中加入镧系元素的组成可以获得高Bs比。之后，对十对组成制备溅射靶材，所述组成对是加入或未加入一种或多种镧系元素并且在每对之间具有基本上等量的Co和Fe的多种组成的对，并且对由这些溅射靶材形成的溅射薄膜进行评价(实验C)。

在实验C的A至J和a至j中，对在每对中具有等量的Co和Fe的组成的比较确认了Bs比依赖于是否含有0.5％以上的镧系元素而变化，甚至是在Fe％／(Fe％+Co％)和室温Bs都基本上等值的情况下。在实验C中，评价了具有各种组成的溅射膜的室温Bs值、Bs比和非晶体性。

[表3]

表3示出了溅射薄膜的各种性质。A至J是本发明的实施例，而a至j是比较例。

在比较例中，本发明实施例中的镧系元素(表中的TLA)通过其他添加元素取代。例如，比较例a是其中加入5％Zr代替本发明实施例A中加入的2％Nd和3％Gd的实例。通过以这种方式用其他添加元素代替TLA研究TLA的效果。

[表4]

表4

如表4中所示，因为各对中的组成具有基本上相等量的Co和Fe，在室温的Bs的值之间的差低至0.08T以下。另一方面，发现在除了J和j之外的对中，含有0.5％以上的镧系元素的组成(样品A至I)的Bs比与具有0.2％以下的镧系元素的组成(样品a至i)的那些比较Bs比高1-10％。此外，在A至I和a至i中的所有溅射靶材都可以在不产生缺口的情况下加工。

此外，在样品J中，在机械加工过程中不出现缺口，而在样品j中，尽管意图制备三块溅射靶材，但三块材料中的两块都因为开裂而无法制得，而其余的一块虽然制得但有缺口。此外，在样品j中，在室温的Bs过低，因为TLA+TAM+TNM高达31。

Claims (8)

1.一种在垂直磁记录介质中的软磁性薄膜层中使用的合金，其中

所述合金包含按原子％计的：

一种或多种具有57至71的原子数的镧系元素；

Y、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta和B中的一种或两种以上，或／和C、Al、Si、P、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Mo、Sn和W中的一种或两种以上；和

余量的Co、Fe，以及不可避免的杂质；并且

满足以下表达式(1)至(3)的全部：

(1)0.5≤TLA≤15；

(2)5≤TLA+TAM；和

(3)TLA+TAM+TNM≤30

(其中TLA是所述一种或多种具有57至71的原子数的镧系元素的加入量的总百分数；TAM等于Y+Ti+Zr+Hf+V+Nb+Ta+B／2的加入量的总百分数，其中，仅对于B使用其1／2的值；并且TNM等于C+Al+Si+P+Cr+Mn+Ni+Cu+Zn+Ga+Ge+Mo+Sn+W的加入量的总百分数)。

2.根据权利要求1所述的合金，其中，

所述合金基本上由按原子％计的以下各项构成：

一种或多种具有57至71的原子数的镧系元素；

Y、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta和B中的一种或两种以上，或／和C、Al、Si、P、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Mo、Sn和W中的一种或两种以上；和

余量的Co、Fe，以及不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的合金，其中，

所述合金由按原子％计的以下各项构成：

一种或多种具有57至71的原子数的镧系元素；

Y、Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta和B中的一种或两种以上，或／和C、Al、Si、P、Cr、Mn、Ni、Cu、Zn、Ga、Ge、Mo、Sn和W中的一种或两种以上；和

余量的Co、Fe，以及不可避免的杂质。

4.一种软磁性薄膜层，所述软磁性薄膜层包含根据权利要求1所述的合金。

5.一种垂直磁记录介质，所述垂直磁记录介质具有根据权利要求4所述的软磁性薄膜层。

6.一种溅射靶材，所述溅射靶材包含根据权利要求1所述的合金。

7.一种软磁性薄膜层，所述软磁性薄膜层用根据权利要求6所述的溅射靶材形成。

8.一种垂直磁记录介质，所述垂直磁记录介质具有根据权利要求7所述的软磁性薄膜层。

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