CN1700324A - 热助记录*** - Google Patents

Abstract

本发明提供一种热助磁记录***以获得优异的抗热性能和低噪音。使用一种磁记录介质，其中通过在室温(保持磁化强度的温度)下耦合构成记录层的磁性晶粒使磁性晶间交换耦合大，以使磁化强度热稳定，并在记录过程中加热以减少，以使记录磁化强度转变斜度变陡。标准化介质的MH回线的矫顽磁性周围的斜度的参数A在室温下为1.5≤A＜6.0，加热变得约为1.0。

Description

热助记录***

技术领域

本发明涉及一种具有高记录密度和热助记录***的信息记录***，其中提供了一种磁记录介质和一种包括加热该记录介质的装置的读/写磁头。

背景技术

安装在计算机中的磁盘等作为信息记录***之一，需要具有高的记录密度，以便支持现代的信息超载社会。为了实现磁盘***的高记录密度，有必要缩短磁盘和磁头之间的距离，使得构成磁记录介质的磁性层的晶粒尺寸较小，以增加磁记录介质的矫顽磁力(各向异性场)，并增大信号处理技术的速度。

在磁记录介质中，减小晶粒尺寸会降低噪音，但是另一方面会引起晶粒变得遇热不稳定。因此，应使各向异性能更大，以使晶粒在尺寸减小时也热稳定。然而，由于用作写磁头的磁极材料有限以及缩短磁盘和磁头之间距离有限，因此难于成比例增加各向异性场以在今后获得高的记录密度。

为了解决上述问题，一种将光记录技术和磁记录技术相结合的混合记录技术已被提出并受到了关注。例如，在Intermag 2000HA-04和HA-06中使用的读/写磁头上添加了一种加热介质的装置。在记录时，通过施加磁场来加热介质以减小介质的矫顽磁力。因为如此，在高矫顽磁力介质上进行写操作变得容易了，而使用传统的磁头由于磁场强度不足，在其上难以进行记录。MR(磁阻式)磁头用于复制，其为传统的磁记录***的一部分。上述记录方法被称做热助磁记录。

此外，JP-A 344725/2001公开了一种垂直磁记录介质，其中具有垂直磁各向异性和较大的晶间磁交换耦合的第二记录介质被溅射沉积在具有垂直磁各向异性且晶间磁交换耦合的量值几乎为零的第一记录层上。在JP-A 358616/2002中公开了一种磁记录介质，其中在基底上依次形成了包括磁性层的基层、包括非铁磁性层的转变层以及包含铁磁性晶粒和非铁磁性晶粒边界的记录层。并且，公开了一种磁记录介质，其中转变层的厚度和构成记录层的磁性晶粒之间的距离受到了限制，以满足条件TcB＞Tsw，其中基层的居里点为TcB，启动记录层和基层之间的磁交换耦合的温度为Tsw。在JP-A 79307/1998中公开了一种记录介质，其中构成成为磁性记录介质的磁性薄膜的微晶晶粒的晶界处的Cr含量范围为21-24原子％。

非专利文献：Intermag.2000HA-04，HA-06

专利文献1：JP-A 344725/2001

专利文献2：JP-A 358616/2002

专利文献3：JP-A 79307/1998

发明内容

对于热助磁记录来说，重要的是不仅要发展结合磁头和介质加热装置的技术，而且要发展适合于热助磁记录的介质。尽管用于传统的磁盘***的CoCr合金介质易于制备，也有必要使晶粒尺寸比目前的值(9nm)小，以获得万亿比特级存储容量的超高记录密度。例如，在当磁化强度转变长度为约15nm时的情况下，人们期望晶粒尺寸应做到3nm那样小。另一方面，为了避免因热活化作用造成记录磁化强度衰减，已知K_u·V/k·T值，即晶粒体积V和磁性各向异性能K_u的乘积除以波耳兹曼常数k和温度T的乘积，优选为100或更多。因此，即使CoCr合金的最大各向异性能为5×10⁵J/m³(1600kA/m的各向异性场)，且使用一般的层厚为20nm，也不可能使晶粒尺寸小于7nm。因此，人们认为传统的使用CoCr合金介质的磁记录技术不可能获得超高记录密度。

人们认为加强晶间磁交换耦合并增加晶粒的磁化强度转变单元会有效提高热稳定性。然而，如果用传统的记录技术来写入具有晶粒的大磁化强度转换单元的介质，该磁性过渡区域将变得混乱，导致噪音增加。例如，在JP-A 79307/1998中公开了一种磁性记录介质，其具有被增强了的晶间磁交换耦合，其中磁性薄膜中的微晶边界的Cr含量被控制在21-24原子％范围内。因为要减小噪音，晶间磁交换耦合的增加太弱，以致不能增加晶粒的磁化强度转换单元，因此可以理解不能提高热稳定性。

另一方面，主要用于热助磁记录的初级试验的介质材料是用于磁光记录***的TbFeCo。TbFeCo显示了强烈的垂直磁各向异性，由晶界引起的噪音较小，此外其组分可被连续控制。从这个观点上来看，该材料优于传统上用于磁记录介质的CoCr合金***。然而，因为TbFeCo具有强的晶间磁交换耦合，以下提及的参数A非常大，且记录磁化强度扩展得大于光斑，因此，人们认为这限制了记录密度的增加。此外，因为TbFeCo具有室温磁补偿温度，磁化强度变得较小。因此，对于复制技术来说有必要作如在复制过程中进行热照射等的安排。

例如，作为在JP-A 344725/2001中描述的增加热稳定性的介质和在JP-A 358616/2002中描述的热助磁记录介质，存在这样的介质，其中例如通过溅射方法来沉积CoCr合金和TbFeCo层。设计这种介质的目的是通过使用磁交换耦合来结合CoCr合金层和TbFeCo层并使它们成为一体作为记录层，以增加晶粒体积。因此，在减小磁性晶粒尺寸的同时不得不增加TbFeCo层的厚度，使得对应于高记录密度的膜厚可以变得大于10nm。然而，因为增加TbFeCo层的厚度也增加磁头和软磁层之间的距离，施加在介质上的磁头磁场强度下降，且在介质上施加的磁头磁场的分布变宽。其结果是读/写特性遭到了破坏。

如上所述，寻找介质材料和有效使用热助磁记录的结构成了重要的问题。

本发明的目的是提供一种热助磁记录***，其中包括适用于热助磁记录方法的介质。

为了达到上述目的，本发明的热助磁记录***使用磁记录介质，其中该记录介质中磁性晶粒之间的磁交换耦合在室温(保持磁化强度的温度)下大，以通过耦合磁性晶粒使磁化强度热稳定，而因加热而减小以使磁化强度转换斜度在记录时变陡。

此外，本发明的热助磁记录***使用一种磁记录介质，该介质在记录层的基底侧上具有无定形TbFeCo层、CoCr层、CoCr和Pt叠层、或CoCr和Pd叠层。在记录层的基底侧上沉积的上述各层的总膜厚被控制为5nm或以下。

用作本发明的热助磁记录介质的上述磁记录介质均具有参数A，其满足在室温(保持磁化强度的温度T：-30℃＜T＜80℃)下1.5≤A＜6.0，其中参数A为围绕MH回线的矫顽磁力的斜率参数标准化值，但是，通过加热来增加介质的温度会使MH回线的参数A变小，约为1。这里，参数A的值由下式定义。

$A\≡\frac{1}{{\mathrm{\μ}}_0}\frac{\∂M}{\∂H}{|}_{M=0};$ μ₀：真空绝对磁导率

本发明的目的是提供一种热助磁记录***，该***通过使用具有磁交换耦合在室温下很强而加热则下降的特性的介质来获得优异的热稳定性和较低的噪音。

附图说明

图1表示了本发明的第一实施方案中10年之后输出信号的变化和参数A之间的关系；

图2为本发明的磁盘***结构的示意图；

图3为说明本发明的写磁头的构造的示例；

图4为本发明的写磁头的另一个结构示例；

图5表示了制造记录层时基底温度、靶的Cr含量和制造记录层的晶间界的Cr含量之间的关系；

图6是说明磁性晶粒和晶界的图像视图；

图7是表示磁记录介质的MH回线的示例图；

图8表示了本发明的第一实施方案中MH回线斜度参数A和温度之间的关系；

图9表示了各向异性场H_k和饱和磁化强度M_s对于温度的依存关系；

图10表示磁性晶间表面交换能和参数A之间的关系；

图11表示了本发明的第一实施方案中MH回线斜度参数A和S_LF/N_HF之间的关系；

图12表示了本发明的第一实施方案中MH回线斜度参数A和记录层的磁性晶界的Cr含量之间的关系；

图13比较了不同扫描速率的磁场的MH回线；

图14表示了晶界交换耦合能J和磁性晶界Cr含量之间的关系；

图15为本发明的第二实施方案中磁记录介质的示意图；

图16表示了当改变TbFeCo层的加热温度时矫顽磁力和膜厚之间的关系；

图17表示了本发明的第二实施方案中MH回线斜度参数A和温度之间的关系；

图18表示了本发明的第二实施方案中在记录之后的10年中输出信号的变化和参数A之间的关系；

图19表示了本发明的第二实施方案中当在加热器温度为400℃下进行记录时S_LF/N_HF与参数A的依存关系。

具体实施方式

下面将参考附图来说明本发明的优选实施方案。图2为本发明的磁盘***的结构示意图。通常，将一个或多个磁盘15安放在磁盘***的驱动器中。本发明的磁盘15为用于垂直磁记录的磁盘，其包括软磁底层和垂直磁记录层，且其被驱动沿箭头10的方向旋转。

如放大的视图(a)中所示，固定在支架13尖端上的磁头浮动块尾部的磁头12通过音圈马达14访问任意的磁道，并将该信息读/写在磁盘(介质)上。放大图(b)是磁头12的示意图，从介质的相对侧来表示了记录写磁头101和复制读磁头16的结构。写磁头101为垂直磁记录的单磁极类型的写磁头，包括主磁极100和辅助磁极102，且通过来自主磁极100的漏磁场来执行向介质15的磁记录。读磁头16包括由位于磁屏蔽17和磁屏蔽102之间的磁阻效应传感器构成的读传感器18，该读传感器也用作辅助磁极，且通过将来自介质15的漏磁场流入读传感器18来获得复制输出。

图3为说明根据本发明的包括加热装置的写磁头/介质***的结构示例。该图描述围绕写磁头的横截面结构，在垂直于记录介质(图中的纵向)并平行于下磁道方向的平面上切割写磁头101和磁记录介质120。

写磁头101具有主磁极100和辅助磁极102，且盘状辅助磁极102几乎在垂直于记录介质120的方向上形成。此外，导体构图103在辅助磁极102上螺旋形成，且两端伸出并连接于磁头驱动电路。主磁极100的一端与辅助磁极102相连，另一端到达面向磁记录介质120的写磁头的底表面。辅助磁极102、主磁极100和导体构图103一起构成电磁体，且通过驱动电流将记录磁场施加到位于主磁极100的顶部周围的磁记录层121上。

作为加热装置，例如，如图3中所示，将电阻加热器104置于与主磁极分开的与下磁道方向相对的一侧，或者，其被置于主磁极的下磁道方向侧。电阻加热器104能加热电阻加热器周围的大面积的介质；因此，即使其被放置得与主磁极分开，其也能加热所需的部位。电源供应线路(在图中未描述)与电阻加热器104相连以输送电流，并从写磁头102伸出。电流流向电阻加热器104，并通过辐射加热来加热记录介质。

图4是加热装置和写磁头/介质***的另一种结构的例子。写磁头和介质与图3中的相同。电阻加热器105是加热装置，被置于主磁极附近。从而，该加热器能充分加热尤其需要加热的主磁极正下方。

此外，可以使用其它的加热装置，其中透镜聚焦的激光束照射介质，另外，由透镜聚焦的激光束照射金属分散体并将其加热。

另外，与其它加热装置一样，可使用这样的加热装置，其中在主磁极和介质之间施加电压以流动电流。

记录介质120通过在结晶玻璃基底124上顺序溅射软磁底层123、非磁性中间层122和CoCr合金磁性记录层121而形成。这里，溅射CoCr合金磁性记录层的基底温度被控制在50℃～150℃。该非磁性中间层122例如为Ru、Rh或Ir，被用来控制磁性记录层121的结晶磁各向异性。在沉积非磁性中间层122之前可施加NiAl或NiTa层来控制记录层的晶粒尺寸。软磁性底层123通过与写磁头磁性耦合用于使记录磁场更强更陡。例如，CoCrPt、CoCrPtTa和CoCrPtB等可用作CoCr合金磁记录层121。记录层121的膜厚优选为20nm或以下，使得写磁头和软磁底层123相互磁耦合。

图5表示了基底温度、靶的Cr含量和制造的记录层的晶间界的Cr含量之间的关系。通过在玻璃基底上沉积100nm厚的坡莫合金作为软磁性底层、20nm厚的Ru作为非磁性中间层，然后在将基底温度从10℃改变到350℃之后沉积20nm厚的CoCrPt记录层来制造介质。根据X射线衍射分析等观察到制得的介质为具有垂直于膜层表面的易磁化轴的垂直磁性层。此外，TEM分析证实晶粒为柱状。接着，使用具有高分辨率能量色散X射线光谱(EDX)的透射电子显微镜，测量晶界的Cr含量来研究磁记录层中的微观组分分布。使用空间分辨率为1nm的EDX来探测Cr含量，使电子束照射晶界。从图中可知，晶界的Cr含量增加与基底温度的增加成比例。

图6是说明磁性晶粒130和晶界131的图像，表示了本发明A和传统介质B之间的Cr含量比较。本发明(图6A)中，基底温度被控制到50℃或以上150℃或以下，晶界的Cr含量变成15～20原子％。该Cr含量远远低于图6B中所示的在基底温度为250℃或以上时制造的传统的垂直介质中的晶界的Cr含量。即，制造传统垂直磁记录介质的目标是通过增加晶界131的Cr含量来使磁性晶粒130之间的磁交换能为零。另一方面，本发明的制造垂直磁记录介质的目标是通过增加磁性晶粒之间的磁***换能，使磁交换耦合更强。

图7示例表示了室温下上述制得介质的磁化强度M磁场H曲线(MN回线)。作为磁化强度测量技术，可以使用探测振动测量试样(VSM测量)产生的A.C.场的方法，和使用与磁化强度相对应的反射光的倾斜极化角现象的光学方法(克尔效应)。本发明的参数A约为2。如果晶间交换能为0，参数A几乎为1，且随着磁交换耦合的增加，参数A变大。这样，如图7所示，当穿过饱和磁化强度值为±50％的线的斜率为ΔM/ΔH且真空绝对磁导率(4π×10^-7[H/m])为μ₀时，用下式得到参数A：

A＝(ΔM/μ₀)/ΔH。

接着，随着介质的加热，测量MH回线。加热温度从0℃变化到300℃。图8表示了参数A和加热温度之间的关系。图8表明随着温度的增加，参数A下降。即，可以理解磁性晶粒之间的磁交换耦合下降，并在230℃以上几乎达到0。

因此，使用根据本发明的热助磁记录***，因为强的晶间磁交换耦合，因此记录的磁化强度在室温下热稳定，并且磁化强度过渡斜度陡，磁化强度过渡斜度陡是因为使用主磁极100施加磁头磁场来加热磁记录层121使得晶间磁交换耦合变得较小。

通过使用装有磁通检测装置如GMR(巨磁阻效应)传感器或TMR(隧道磁阻效应)传感器等的读磁头来检测源自磁记录层的漏磁通，从而磁性复制记录在磁记录层121上的信息。或者，可以通过装有利用克尔效应和法拉第效应的光学磁通检测装置的读磁头来在记录介质上进行光学复制。

以下通过使用微磁学技术的计算机模拟来表示本发明的效果，该计算机模拟即为朗哲文(Langevin)等式，其中将根据热能的有效磁场h(t)代入下面的朗道-里夫茨-吉伯特(Landau-Lifshitz-Gilbert)等式(J.Appl.Phys.75(2)，15Jan.1994)。

$\frac{\mathrm{dM}}{\mathrm{dt}}=-\mathrm{\γ}[M\×(H_{\mathrm{eff}}+h\left(t\right))]+\frac{\mathrm{\α}}{M}[M\×\frac{\mathrm{dM}}{\mathrm{dt}}]---\left(1\right)$

$<h_i\left(t\right)h_j(t+\mathrm{\&tau;})>=\frac{2\mathrm{kT\&alpha;}}{\mathrm{\&gamma;}{\mathrm{VM}}_s}\mathrm{\&delta;}\left(\mathrm{\&tau;}\right){\mathrm{\&delta;}}_{\mathrm{ij}}---\left(2\right)$

<h_i(t)>＝0                                      ...(3)

这里，M为晶粒的磁化强度，H_eff为有效磁场，γ为旋磁率，α为吉伯特衰减常数，M_s为饱和磁化强度，T(t)为热激化的有效磁场，k为玻尔茨曼常数，T为温度，V为晶粒体积，δ(τ)为狄雷克增量函数，τ为时阶。δ_ij为克罗内克增量，i和j为磁场的分量(x，y，z)。<>表示时间平均。

根据表达式2和3，施加到每个晶粒上的h(t)量值遵循高斯分布规律，其中均值为0，表达式(2)右侧的系数(2kTα/γVM_s)为变数，方向为随机矢量。此外，δ(τ)为时阶的倒数，且有效磁场的量值在每个时阶均改变。记录磁头的主磁极在下磁道方向的磁极厚度为400nm，在横磁道方向的磁极宽度为100nm。主磁极和介质之间的间隙控制在15nm。加热手段是电阻加热器邻近主磁极并在主磁极的正下方加热。

通过使用积分元方法计算三维磁场的商用程序MAGIC来分析磁头磁场。磁头磁场为960kA/m或以下。使用有限元方法通过热传导等式来计算热分布。假定热能均匀地沿着膜厚方向被吸收。用1mW的入射功率加热4ns使得加热温度T为200℃。通过将MR磁头的灵敏函数代入互易法则表达式(Mitsunori Matsumoto：磁记录(Kyoritsu出版社，东京，1977))得到输出信号。输出条件是屏蔽之间的距离G_s＝0.06μm，且写入磁道间距T_wr＝80nm。

图9表示了各向异性磁场H_k和饱和磁化强度M_s与温度的关系。已知当温度上升40℃时各向异性磁场下降15％，且饱和磁化强度下降5％(IEEE Trans.Magn.，vol.34，pp.1558-1560，1998)。该图表明，当使用上述加热方式的加热温度T＝200℃(室温为20℃)时，各向异性磁场H_k降至约400kA/m。

图1表示了记录之后的10年内输出信号的变化与参数A之间的关系，其中介质的晶粒尺寸＝3nm，记录层的厚度＝20nm(晶粒尺寸Dgrain和膜厚t之比Dgrain/t约为0.15)，并用上述加热装置将介质加热至200℃。沿着介质厚度方向上下交替地记录磁化强度过渡长度(以下磁化强度过渡长度被称为位长)为50nm的记录磁化强度模式。因此，很清楚输出信号的剩余比例随着参数A的增加而增加，且当参数A为1.5或以上时信号不衰减。即，可以理解参数A大于1.5的介质热稳定性提高。尽管进行类似的计算将Dgrain/t从0.15变化到1.0，与图1中的类似，当参数A为1.5以上时信号不衰减。这里，Dgrain/t从0.15变化到1.0的原因如下。随着Dgrain和t的比例下降，磁化强度旋转不均并变得热不稳定；因此，Dgrain/t优选为0.15或以上(IEEE Trans.Magn.Vol.39，No.5，Sep.2003)。此外，根据垂直磁记录的机制，记录层厚度大于晶粒尺寸使得磁化强度过渡斜度陡峭并热稳定，因此，Dgrain/t优选为1.0或以下。

以下解释如果参数A为1.5或以上信号不衰减的原因。图10表示了当晶粒尺寸Dgrain和膜厚t之比Dgrain/t为0.15、0.4和1.0时表面交换能J(J/m²)和参数A之间的关系。因此，可以理解当Dgrain/t为0.15或以上时J变成至少0.13×10^-3J/m²以致参数A为1.5以上。即，考虑到传统的CoCr合金介质的J几乎为零，可以理解在本发明的介质中的磁性晶粒之间具有相当强的为0.13×10^-3J/m²或以上的磁交换耦合。随着磁性晶粒之间的磁交换耦合强度的增加，磁化强度交换单元变得较大；因此，人们认为当参数A为1.5或以上时信号不衰减。

如上述结果所示，磁性晶粒之间的磁交换耦合越强，热稳定性改善越多。在传统的磁性记录***中，已知磁性晶粒之间的磁交换耦合越强，噪音越大。然而，如果在足以降低使用本发明的介质的磁交换耦合的温度下执行写操作，将可能得到陡峭的磁化强度过渡斜率，并减小噪音。

图11表示了取决于位长为150nm的输出信号S_LF与位长为25nm的噪音N_HF的比值的参数A的计算结果，比较了传统的磁性记录***和加热温度T改变的本发明的热助磁性记录***。Dgrain/t的值0.15。晶粒尺寸和介质的H_k与图1中的相同。因此，可以理解在传统的磁记录***中随着参数A的增加S_LF/N_HF下降。另一方面，本发明中，在相同的参数A下增加加热温度，S_LF/N_HF增加，且当加热温度为400℃且A为6以下时，S_LF/N_HF具有恒定的值。原因是磁性晶粒之间的磁交换耦合通过在记录时加热变得几乎为0。证实了即使当Dgrain/t为0.4和1.0时，S_LF/N_HF也具有恒定的值，直到A为6。

如图9所示，本发明的介质具有磁交换耦合随着温度的增加线性下降的特性。然而，优选选择磁交换耦合随着温度的增加迅速下降的介质材料，因为其能够防止晶粒的磁化强度在冷却过程中由于磁交换耦合而转换。

图12表示了当Dgrain/t为0.15、0.4和1.0时的情形下晶界的Cr含量和参数A之间的关系。可以理解Cr含量应为20原子％或以下以使参数A为1.5或以上。此外，考虑到加热器的加热温度限制，不可能加热到高于400℃。图11表明参数A应小于6.0，以便不损失T＝400℃以下时的S_LF/N_HF。从图中可以理解，当Dgrain/t为0.15时要求Cr含量为15原子％或以上。此外，当Dgrain/t为0.4和1.0时，Cr含量约为15原子％时参数A迅速增加至约为6.0。因此，可以理解，即使Dgrain/t为0.4和1.0，也要求Cr含量为15原子％或以上，以使参数A为6.0或以下。因此，可以理解晶间边界的Cr含量可以为15原子％或以上、20原子％或以下。

以下为实际试验的结果。准备两种介质。在于基底上溅射沉积100nm厚的坡莫合金软磁性底层和20nm厚的Ru非磁性中间层之后，通过使用20原子％的Cr含量的靶、在150℃的基底温度下溅射沉积20nm厚的CoCrPt记录层来制造本发明的介质；另一方面，通过使用15原子％的Cr含量的靶、在280℃的基底温度下溅射沉积20nm厚的CoCrPt记录层来制造传统的介质。当形成每层时控制氩气(Ar)压力为0.9Pa。当从使用磁光克尔效应的MH回线得到两种制得的介质的参数A时，参数A分别为2.0和1.0。接着，如下所示使用活化体积得到这些介质的晶间交换耦合能。

通过施加超过1特斯拉的垂直于介质的正性大磁场使磁化强度足够饱和(饱和磁化强度)之后，以预定的速率(例如，R1：50000(A/m)/s)降低磁场，且连续进行磁化强度测量直至其达到负性大磁场(磁化强度曲线1)。此外，以不同的磁场降低速率(例如，R2：5000(A/m)/s)进行类似的磁化强度测量(磁化强度曲线2)，从而得到图13。

接着，当在磁化强度曲线1和2中给出0.9×Ms、0和-0.9×Ms这三种类型的不同磁化强度程度的磁场的差别为dHp、dHz和dHm时，使用由下式得到的标准化磁场h：

h＝dHz×(dHm-dHp)/(4×dHp×dHm)，

由下式计算晶间界交换耦合能J：

J＝(h×Ku+Ms²×10⁷/(8π))×(Vz/(π×t))^0.5。

这里，Ku是各向异性能，且可以使用通过磁性扭转测量法得到的值。t是膜厚，可使用通过横截面TEM图像法得到的值。

此外，活化体积Vz如下使用dHz得到：

Vz＝k×T×ln(R1/R2)/(Ms×dHz)。

这里，k为玻耳兹曼常数，T为绝对温度。

图14表示了使用该表达式计算的25℃情况下CoCrPt薄膜的晶间界交换耦合能J与晶界Cr含量的关系曲线图。J随着晶界Cr含量的增加而下降，且当Cr含量大于20原子％时变得小于0.13×10^-3J/m²。使用俄歇电子光谱，其使用3kV的加速电压、且束直径为0.5nm的电子束，来测量晶界Cr含量。

从该图中可以理解，本发明的介质，其在沉积磁性记录层时基底温度为150℃的条件下制造，具有19原子％的Cr含量，且交换耦合能为0.2×10^-3J/m²。此外，从该图中可知，在基底温度为280℃下制造的传统介质的Cr含量为35原子％，交换耦合能为0。

另外，测量在基底温度为150℃情况下制造的本发明的介质和在基底温度为280℃情况下制造的传统介质的残留磁化强度的时间依赖性。结果，即使在室温下放置100小时，也不能观察到本发明的介质中的输出信号的衰减。另一方面，传统介质的磁化强度在记录之后在100小时内降至80％。

因此，通过将介质施加给热助磁记录***能提供低噪音和优异热稳定性的热助磁记录***，该介质具有晶间磁交换耦合在室温下强而在记录温度下消失这样的特性(少量的残留磁交换耦合比其完全消失要好)。

接着，将说明本发明的第二个实施方案。该第二实施方案中的加热装置的结构、读磁头和写磁头与图3和4中的相同。图15A和15B为第二实施方案中使用的介质的示意图。

图15A中表示的磁记录介质120如下形成。在结晶玻璃基底124上顺序溅射沉积200nm厚的软磁性底层123和15nm厚的第一非磁性中间层122之后，沉积由无定形层如TbFeCo等、或CoCr层、或Co(0.3nm)和Pd(0.7nm)等五层构成的层直到厚度为5nm或以下作为第二中间层125，且在其上形成20nm厚的CoCr合金磁性记录层121如CoCrPt和CoCrPtB等作为磁记录层。

这里，溅射CoCr合金磁记录层121时的基底温度为传统使用的250℃～300℃。

图5表明介质的磁性晶界的Cr含量在基底温度为250℃～320℃时为30原子％或以上40原子％或以下。

图14表明磁性晶粒之间的磁交换耦合在当Cr含量为30原子％或以上时变为0。本发明的该实施方案中，优选第二中间层的居里点在记录时与记录温度相同或稍稍高于记录温度。

本发明的第二中间层的磁矩之间的磁交换耦合在室温下强。因此，磁特性与第一实施方案一样，通过磁耦合第二中间层和记录层而具有大的晶间磁交换耦合。即，参数A变得更大。因此，本发明的介质在室温下变得热稳定。在记录时，第二中间层的磁矩之间的磁交换耦合通过加热介质而消失。因此，本发明的介质和具有小的晶间磁交换耦合的介质能够得到低噪音的优异的读/写特性。这里，当第二中间层的磁矩之间的磁交换耦合有一点而不是完全消失时，磁化强度过渡斜度变陡，噪音更小。因此，TbFeCo的居里点优选可以稍高于记录时的温度。

接着，现在考虑TbFeCo的膜厚，在该热助记录***中使用的写磁头的磁场强度在记录层的中央约为960kA/m。为了获得优异的读/写特性，在记录层的中央应使各向异性场的强度值降低至与磁头场强度相同。因此，图9表明介质的加热温度被控制到150℃或以上。即，膜厚应足够大，以使第二中间层的磁矩之间的磁交换耦合在当加热温度被控制到150℃或以上时消失。因为磁交换耦合与矫顽磁力成比例，测量加热TbFeCo层时矫顽磁力对膜厚的依赖关系。结果见图16。膜厚为在150℃或以上的加热温度下磁交换耦合为0、矫顽磁力变为0的膜厚。图16表明第二中间层125的膜厚优选为5nm或以下。然而，为了在室温下得到矫顽磁力，要求至少为1nm或以上的膜厚。

使用科尔效应测量***测量本发明的MH回线的结果证明，参数A变为1.5。接着，加热介质同时测量MH回线。加热温度从0℃变化到300℃。图17表示了参数A和加热温度之间的关系。图17表明参数A随着温度的增加而下降。即，可以理解磁性晶粒之间随着温度升高而下降的磁交换耦合在200℃以上时几乎变为0。

图18是当使用图4中描绘的装置并在记录时将本发明的介质加热到200℃时记录之后10年内输出信号的变化和参数A之间的关系的模拟结果。假定记录层的晶粒尺寸＝3nm，记录膜厚＝20nm(Dgrain/t，其为晶粒尺寸Dgrain和膜厚t之比，约为0.15)，H_k＝1600kA/m。假定第二中间层是膜厚为5nm的膜层，饱和磁化强度M_s＝0.25T，且Ku＝4×10⁵J/m³，且其被置于记录层之下。此外，M_s随着温度的增加而下降，且补偿温度为80℃。沿着介质厚度方向以磁化强度转变长度50nm上下交替记录记录磁化强度模式。由此，很清楚输出信号的残留比例随着参数A的增加而增加，且当参数A为1.5以上时，信号不衰减。即，可以理解A为1.5以上的介质具有优异的热稳定性。可以理解，即便是当将Dgrain/t从0.15变化到1.0、进行同样的计算时，与图1中的结果一样，当参数A为1.5以上时信号不衰减。

图19表示了当介质被加热到400℃时记录时A与S_LF/N_HF之间的关系。可知如果参数A为6或以下，S_LF/N_HF不下降。

在JP-A 344725/2001中公开了一种介质，其中直接溅射沉积记录层和TbFeCo层。因为TbFeCo层被用于记录层，要求厚度为10nm或以上，因此可知TbFeCo层的各向异性能比CoCr合金的要高。因此，TbFeCo层应被溅射沉积在记录层上以比记录层更接近于写磁头。这是因为要求大的磁场以在TbFeCo层中进行记录。因为TbFeCo层不具有本发明中的记录层的功能，膜厚可被制成5nm或以下，各向异性能也可较小，这与上述众所周知的介质不同。

此外，关于热助磁记录***，在JP-A 358616/2002中公开了一种介质，其中记录层被直接溅射沉积在TbFeCo层上。然而，在这种情况下，与本发明不同点在于居里点低于记录时的温度。此外，如上所述，TbFeCo层不具有本发明的记录层的功能，但是，在该专利公开文本中公开的介质的TbFeCo层在室温下用作记录层。因此，当向本发明施加传统介质条件(晶粒尺寸为3.0nm，记录层膜厚20nm，各向异性能为5×10⁵J/m³)时，要求TbFeCo层厚度为50nm或以上，以使K_uV/kT＝60或以上。然而，本发明的TbFeCo层厚为5nm以下，与已知实例不同。

作为另一个实施方案，图15B为一种介质，其中在与图15A中所示的介质类似在沉积到TbFeCo层125之后，在该层和磁记录层121之间溅射沉积约2-3nm厚的CoCr层126。将CoCr层的厚度控制为2-3nm的原因是，如果厚度为2nm或以下，结晶点阵会发生不匹配。另一方面，如果厚度大于3nm，CrCo层具有提高磁记录层121的结晶磁各向异性的效果。

Claims (11)

1.一种热助记录***，包括磁记录介质、向所述磁记录介质施加磁场的磁极、和加热所述磁记录介质的磁场施加区域的加热装置，其中，

所述磁记录介质具有基底和在基底上形成的记录层；

所述记录介质为铁磁性层；

构成所述铁磁性层的磁性晶粒之间的磁交换耦合能在室温下较大以使所述磁性晶粒的磁化强度热稳定，但在记录时急剧下降以使磁化强度过渡斜度陡峭。

2.根据权利要求1的热助记录***，其中在提供了所述铁磁性层的磁化强度M和磁场H之间的关系的MH回线中，通过标准化围绕矫顽磁力的所述MH回线斜度参数而得到的下面的参数A在室温下大于1.5并小于6，

$A\&equiv;\frac{1}{{\mathrm{\&mu;}}_0}\frac{\&PartialD;M}{\&PartialD;H}{|}_{M=0};$ μ₀：真空绝对磁导率。

3.根据权利要求1的热助记录***，其中在记录时通过使用所述加热装置进行加热，使得所述磁记录介质的磁场施加区域的参数A变得近于1。

4.根据权利要求1的热助记录***，其中所述磁性晶粒之间的磁交换耦合能在室温下为0.13×10^-3J/m²或更大。

5.根据权利要求1的热助记录***，其中所述记录层为由所述磁性晶粒和晶粒边界构成的CoCr***层，且在所述晶粒边界处的Cr含量为15-20原子％。

6.一种热助记录***，其包括磁记录介质、向所述磁记录介质施加磁场的磁极、和加热所述磁记录介质的磁场施加区域的加热装置，其中，

所述磁记录介质具有基底和在基底上形成的记录层；

所述记录层为由磁性晶粒和晶粒边界构成的CoCr***合金层，其中所述晶粒边界处的Cr含量为15-20原子％；

并且，在提供了所述铁磁性层的磁化强度M和磁场H之间的关系的MH回线中，通过标准化围绕矫顽磁力的所述MH回线斜度参数而得到的下面的参数A在室温下大于1.5并小于6，

$A\&equiv;\frac{1}{{\mathrm{\&mu;}}_0}\frac{\&PartialD;M}{\&PartialD;H}{|}_{M=0};$ μ₀：真空绝对磁导率。

7.根据权利要求6的热助记录***，其中在记录时通过使用所述加热装置进行加热，使得所述磁记录介质的磁场施加区域的参数A变得近于1。

8.根据权利要求6的热助记录***，其中所述磁性晶粒之间的磁交换耦合能在室温下为0.13×10^-3J/m²或更大。

9.一种热助记录***，其包括磁记录介质、向所述磁记录介质施加磁场的磁极、和加热所述磁记录介质的磁场施加区域的加热装置，其中，

所述磁记录介质具有基底和在基底上形成的记录层；

所述记录层为由磁性晶粒和晶粒边界构成的CoCr***合金层，其中所述晶粒边界处的Cr含量为30-40原子％；

并且在所述基底一侧上溅射沉积膜厚为5nm或更小的无定形TbFeCo层、CoCr层、CoCr和Pt叠层、或CoCr和Pd叠层。

10.根据权利要求9的热助记录***，其中在提供了所述铁磁性层的磁化强度M和磁场H之间的关系的MH回线中，通过标准化围绕矫顽磁力的所述MH回线斜度参数而得到的下面的参数A在室温下大于1.5并小于6，

$A\&equiv;\frac{1}{{\mathrm{\&mu;}}_0}\frac{\&PartialD;M}{\&PartialD;H}{|}_{M=0};$ μ₀：真空绝对磁导率。

11.根据权利要求9的热助记录***，其中在记录时通过使用所述加热装置进行加热，使得所述磁记录介质的磁场施加区域的参数A变得近于1。

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