DE69530151T2

DE69530151T2 - Magnetlegierung und seiner Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE69530151T2
Application number: DE69530151T
Authority: DE
Inventors: John Ko-Jen Chen; Chen; Keith Kadokura; Miaogen Lu; Rajiv Yadav Ranjan; Tsutomu Tom Yamashita; Ting Joseph Yuen
Original assignee: Komag Inc
Current assignee: WD Media LLC
Priority date: 1994-08-05
Filing date: 1995-08-04
Publication date: 2003-10-16
Anticipated expiration: 2015-08-05
Also published as: US5658659A; EP0696027B1; DE69530151D1; EP0696027A3; JPH08171716A; EP0696027A2

Description

Gegenstand dieser Erfindung ist ein ähnlicher Gegenstand wie das US-Patent, Eingangsnummer 5 851 688, das am 22. Dezember 1998 erteilt wurde, und das US-Patent, Eingangsnummer 5 736 013, das am 7. April 1998 erteilt wurde.
Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist im Allgemeinen die Herstellung von Magnetaufzeichnungsmedien, die in Hartplattenlaufwerken häufig ihr die Speicherung von Computerdaten verwendet werden. Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist besonders ein Verfahren für die Vakuumaufdampfung einer Magnetlegierung auf ein Substrat in einer extrem trockenen Umgebung (d. h. mit niedrigem Wasser-Partialdruck) und unter niedrigem Argondruck auf eine spezifizierte Nukleationsschicht mit dem Zufügen eines ausgewählten Segregants und eines beitragenden Gases zum Aufrechterhalten der erforderlichen hohen Rechteckigkeit und gleichzeitig mit einem einfachen Sputter-Verfahren erreichbaren geringsten Rauschen.
Die Aufzeichnungsleistung für Magnetplatten wird häufig durch drei grundlegende Charakteristika - PW50, Overwrite (OW; Überschreiben) und Rauschen - bestimmt. PW50 ist die Impulsbreite der Bits bei einem Halbmaximum, ausgedrückt in entweder Zeit oder Distanz. Eine schmalere PW50 ermöglicht eine höhere Aufzeichnungsdichte, während eine breite PW50 bedeutet, dass die Bits zusammengedrängt werden, was dazu führt, dass die angrenzenden Bits miteinander interferieren. Diese Interferenz wird als Intersymbol-Interferenz bezeichnet. Exzessive Intersymbol-Interferenz schränkt die lineare Packungsdichte von Bits in einer gegebenen Spur ein, wobei folglich die Packungsdichte in einer gegebenen Fläche reduziert und die Aufzeichnungskapazität des Magnetmediums folglich beschränkt wird.
Ein Mittel zur Reduktion der PW50 besteht in der Reduktion der Dicke der Magnetschicht des Mediums (wobei das Medium aus mindestens einem Substrat, einer Magnetschicht, einer Überschicht und möglicherweise zusätzlichen Schichten besteht). Ein anderes Mittel zur Reduktion der PW50 besteht darin, die Hysterese-Schleifenrechteckigkeit ("S", einschließlich Koerzivität-Rechteckigkeit "S*" und remanenter Koerzivitätsrechteckigkeit "S*rem") zu erhöhen und die Schaltfeldverteilung ("SFD"), wie von William und Comstock in "An Analytical Model of the Write Process in Digital Magnetic Recording" [Ein analytisches Modell des Schreib-Verfahrens bei der digitalen Magnetaufzeichnung], A.I.P. Conf. Proc. Mag. Materials 5, S. 738 (1971) beschrieben, einzuengen. Ein noch anderes Mittel für die Reduktion der PW50 besteht in der Erhöhung der Koerzivität ("Hc") des Mediums.
Overwrite ("OW"; Überschreiben) ist ein Maß der Fähigkeit des Mediums, dem Überschreiben vorhandener Daten Rechnung tragen zu können. Das heißt, OW ist ein Maß davon, was von einem ersten Signal zurückbleibt, nachdem ein zweites Signal (zum Beispiel einer unterschiedlichen Frequenz) auf dem Medium darüber geschrieben wurde. Das OW ist gering oder schlecht, wenn eine signifikante Menge des ersten Signals zurückbleibt. OW wird im Allgemeinen durch die Koerzivität, die Rechteckigkeit und die SFD des Mediums beeinflusst. Für künftige Aufzeichnungen hoher Dichte werden Medien mit höherem Hc bevorzugt. Hc-Gewinne sind jedoch im Allgemeinen von OW-Verlusten begleitet. Folglich besteht im Fach ein Bedarf zur Verbesserung der S* und der SFD, um OW-Verbesserungen zu erhalten.
Die Geräuschleistung eines Magnetfilmes wird typischerweise hinsichtlich des Lese-Jitters und Schreib-Jitters definiert. Lese-Jitter wird primär durch die Signalmenge, die von einem Bit zur Verfügung steht und dem elektronischen Rauschen in dem Kanal bestimmt. Ein dickerer Magnetfilm wird typischerweise einen reduzierten Lese-Jitter vorsehen. Im Gegensatz zu dem Lese-Jitter wird der Schreib-Jitter durch das intrinsische Rauschen des Filmes bestimmt. Intrinsisches Mediumrauschen wurde theoretisch von Zhu et al. in "Micromagnetic Studies of Thin Metallic Films" [Mikromagnetische Studien an dünnen Metallfilmen], J. Appl. Phys. Vol. 63, Nr. 8, S. 3248 (1988), das hierin unter Bezugnahme enthalten ist, am Modell untersucht. Chen et al. beschreiben die Quelle von intrinsischem Mediumrauschen in "Physical Origin of Limits in the Performance of Thin-Film Longitudinal Recording Media" [Physikalische Herkunft von Leistungsgrenzen von Dünnfilm-Longitudinalaufzeichnungsmedien], IEEE Trans. Mag., Vol. 24, Nr. 6, S. 2700 (1988), das auch unter Bezugnahme hierin enthalten ist. Die primäre Quelle von intrinsischem Rauschen in Dünnfilmmedien stammt von der Interpartikel-Austauschwechselwirkung. Im Allgemeinen resultiert ein höherer Interpartikelaustausch aufgrund des kooperativen Schaltens von Magnetkörnern in höherem S* und niedrigerer SFD. Eine hohe Austauschwechselwirkung resultiert jedoch in einem hohen Rauschen.
Das Rauschen von der Interpartikel-Austauschwechselwirkung kann durch Isolieren der individuellen Partikel (Körner) reduziert werden. Dies kann durch physikalische Anordnung mit Zwischenraum der Körner voneinander, wie von Chen et al. in dem zuvor erwähnten "Physical Origin of Limits in the Performance of Thin-Film Longitudinal Recording Media" beschrieben, erreicht werden. Die Trennungsmenge braucht nur wenige Ångstrom zu sein, damit eine signifikante Reduktion der Interpartikel-Austauschwechselwirkung vorliegt.
Es gibt noch eine andere Interpartikel-Wechselwirkung, die als magnetostatische Wechselwirkung bezeichnet wird, die im Vergleich zu der Austauschwechselwirkung über eine viel größere Distanz zwischen Partikeln wirkt. Reduktion der magnetostatischen Wechselwirkung reduziert geringgradig das intrinsische Mediumrauschen. Die Effekte der magnetostatischen Wechselwirkung verbessern in Wirklichkeit die Hysterese-Schleifenrechteckigkeit und engen die Schaltfeldverteilung (aber in einem geringeren Ausmaß als die Austauschwechselwirkung) ein und verbessern folglich PW50 und OW. Magnetostatische Wechselwirkung ist deshalb im Allgemeinen erwünscht und wird folglich toleriert.
Zur Erhaltung der besten Leistung von den Magnetmedien, muss jedes der obigen Kriterien - PW50, Overwrite und Geräusch - optimiert werden. Dies ist eine gewaltige Aufgabe, da jedes dieser Leistungskriterien miteinander verwandt ist. So wirkt sich zum Beispiel das Erreichen einer engeren PW50 durch Erhöhung der Hc ungünstig auf das Overwrite aus, da die Erhöhung von Hc das Overwrite degradiert. Ein dünneres Medium mit einem geringeren remanenten Magnetisierungs-Dicke-Produkt ("Mrt", wobei Mr die remanente Magnetisierung und t die Dicke der Magnetschicht ist) ergibt eine schmalere PW50 und besseres OW, der Lese-Jitter nimmt jedoch zu, weil das Mediumsignal reduziert ist. Zunehmende Rechteckigkeit der Hysterese-Schleife trägt zu schmalerer PW50 und besserem OW bei, kann aber aufgrund der Interpartikel-Austauschkopplung und magnetostatischen Wechselwirkung das Rauschen erhöhen. Da es ein bekanntes Ziel ist, die Interpartikel-Austauschkopplung zu reduzieren oder zu eliminieren, wurde die Menge, damit die PW50 geschmälert und OW verbessert werden kann, durch die Zunahme des tolerierbaren Rauschpegels, der aus der magnetostatischen Wechselwirkung des Mediums entsteht, bisher begrenzt.
Deshalb erfordert ein optimales Dünnfilm-Magnetaufzeichnungsmedium für Aufzeichnungsanwendungen hoher Dichte, d. h. das hohe Bit-Dichten unterstützen kann, geringes Rauschen ohne ungünstige Preisgabe von PW50 und OW. Die Aufzeichnungsdichte kann dann erhöht werden, da der Jitter reduziert wird. Ein Magnetmediumtyp, der die Optimierung bestimmter der obigen Leistungskriterien ermöglicht hat, basiert aufgrund der Fähigkeit der Legierungen, hohe Hc und hohe magnetische Momente vorzusehen, auf Cobalt-(Co)- und Platin-(Pt)-Legierungen.
Das Mediumrauschen von auf CoPt-basierenden Legierungen kann durch eine Anzahl verschiedener Ansätze reduziert werden, wie aber im Folgenden beschrieben wird, leiden diese Verfahren an dem Verlust der Hysterese-Schleifenrechteckigkeit (d. h. niedrigerem S* und höherer SFD), erhöhter PW50, vermindertem OW und anderen Nachteilen. Ein derartiger Ansatz lehrt die Ablagerung der Magnetlegierung durch Sputtern in einer Umgebung mit hohem Argondruck, wie von Chen et al. in dem zuvor erwähnten "Physical Origin of Limits in the Performance of Thin-Film Longitudinal Recording Media" beschrieben wurde. Grundliegend resultiert die Anwendung von hohem Argondruck in isolierten, durch Austausch entkoppelten Körnern. Obwohl das Mediumrauschen reduziert ist, [sind] S* und OW vermindert und SFD erhöht, was in einer Erhöhung der PW50 resultiert.
Um in einem anderen Ansatz das Mediumrauschen zu vermindern, ist das Einführen von Sauerstoff in einer Konzentration von 5 bis 30 Atom-Prozent (Atom-%) in den Magnetfilm bekannt, wie von Howard et al. in US-Patent Nr. 5,066,552 gelehrt wird (siehe auch US-Patent Nr. 5,062,938 von Howard et al. welches das Oxidieren der Magnetkörner nach dem Wachstum lehrt). Howard et al. lehren die Bildung einer Magnetschicht durch Vakuum-Sputtering in einer Argon-Atmosphäre, in die Sauerstoff eingeführt wurde. Sauerstoff wird deshalb aus dem Sputter-Milieu in die Magnetschicht eingeführt. Wie jedoch von Howard et al. in genanntem Patent darauf hingewiesen wurde, verminderte die Einführung von Sauerstoff sowohl die Hc als auch S*.
Bei den von Howard et al. ('938) gelehrten Ansätzen gibt es eine Anzahl von Nachteilen. Erstens, der zusätzliche Schritt des Oxidierens einer gesputterten Schicht nach Ablagerung einer Verunreinigung trägt zu der Komplexität und den Kosten der Herstellung bei. Zweitens, Howard et al. lehren nichts über die Kontrolle der Bildung der Oxide. Drittens, Howard et al. lehren nichts über die Kontrolle der Korngröße und die Korngleichförmigkeit.
Ein noch anderer Ansatz besteht darin, granulare Filme mit Körnern von Magnetlegierungen herzustellen, die SiO&sub2; enthalten. Nähere Einzelheiten über diese Filme wurden von C. L. Chien et al. in "Magnetic Granular Fe-SiO&sub2; Solids" [Magnetische granulare Fe-SiO&sub2;-Feststoffe], J. Appl. Phys., 61(B), S. 3311 (1987) und S. H. Liou et al. in "Granular Metal Films a Recording Media" [Granulare Metallfilme - ein Aufzeichnungsmedium], Appl. Phys., Lett., 52(8), S. 512 (1988) beschrieben. Im Wesentlichen dampften diese Forscher FeSiO&sub2; entweder durch Co-Sputtering oder durch Verwendung von Verbundtargets auf, und die Magnetfilme wurden ohne Unterschichten abgelagert. Es wurden die Werte für Hc von ca. 1100 Oe und für Rechteckigkeit von ca. 0,6 erhalten. Diese Werte sind für Aufzeichnungsanwendungen hoher Dichte unzulässig niedrig.
Auf ähnliche Weise wurde von Shimizu et al., wie in "CoPtCr Composite Magnetic Thin Films" [CoPtCr-Verbundmagnetdünnfilme], IEEE Trans. Mg., Vol. 28, Nr. 5, Seite 3102 (1992) und seinen begleitenden Patentanmeldungen das Zufügen von SiO&sub2; exploitiert: Europäische Patentanmeldung 0 531 035 Al, veröffentlicht am 10. März 1993 und Japanische Patentanmeldung 5-73880, veröffentlicht am 23. März 1993. Ganz spezifisch wurden bei einer Einführung von ca. 10 Volumen-% (Vol.-%) SiO&sub2; niedrigeres Mediumrauschen und eine höhere Koerzivität in einer Ebene bemerkt. Die S* dieser Filme lag im Allgemeinen bei ca. 0,6, wie in der zuvor erwähnten Arbeit von Shimizu et al. besprochen. Obwohl Medien, einschließlich SiO&sub2; geringeres Mediumrauschen und eine höhere Hc aufwiesen, war die erhaltene Rechteckigkeit folglich wieder zu niedrig, um die Anforderungen an eine Aufzeichnung hoher Dichte zufriedenzustellen. Es sollte auch zur Kenntnis genommen werden, dass Shimizu et al. ca. 17-18 Atom-% Pt in den Legierungen forderten. Derartig hohe Prozentanteile an Pt erhöhen signifikant die Herstellungskosten derartiger Medien (obwohl zum Gebrauch mit magnetoresistiven Köpfen bestimmte Medien, z. B. mit einem Mrt von ca. 1,0 memu/cm² ein höherer Platingehalt, wie zum Beispiel 18%, zur Aufrechterhaltung von Hc erforderlich sein könnte). Ferner sollte zur Kenntnis genommen werden, dass Shimizu et al. eine Peak-Hc von 1700 Oe ( 135286 Am&supmin;¹ 0,17 T im Vakuum), eine unzulässige Grenze für künftige Aufzeichnungsanwendungen hoher Dichte, erreichten.
Ein anderer Ansatz, wie in der Japanischen Patentanmeldung 5-197944, veröffentlicht am 6. August 1993 (Murayama et al), besprochen, ist die Verwendung von SiO&sub2; für die erhöhte Hc während des Sputterns bei Vorliegen einer breiten Reihe von N&sub2;, zum Beispiel 0,1 bis 10% auf eine NiP-Unterschicht. Es wurde ein geringeres Mediumrauschen erhalten, aber auf Kosten des verminderten S*, wenn der Prozentanteil von SiO&sub2; zunahm. Folglich wurde geringeres Mediumrauschen auf Kosten von zunehmender PW50 und zunehmendem OW erreicht. Zusätzliche Lehren in Bezug auf SiO&sub2; können in US-Patenten 4,837,094 an Kudo (lehrt eine amorphe Legierung) und 4,769,282 an Tada et al. (lehrt eine Legierung, einschließlich Elementen seltener Erden) gefunden werden. Wichtig ist, dass alle Verweise auf SiO&sub2; Legieren oder Beimischen des SiO&sub2; mit den Magnetfilmbestandteilen im Gegensatz zur Ablagerung von SiO&sub2; und der Magnetfilmbestandteile unter Bedingungen dergestalt lehren, dass eine gemeinsame Ablagerung, aber nur minimale Legierung des SiO&sub2; mit dem Magnetfilmmaterial vorliegt.
Es liegen eine Anzahl von Nachteilen bei dem Legieren oder Beimischen von Verunreinigungen vor, wie sie zum Beispiel von Shimizu et al. gelehrt wurden. Erstens, das Zufügen eines Verunreinigungsmaterials (z. B. bis zu 30 Vol-% SiO&sub2; nach Shimizu et al.) führt zu einer Abnahme von Ms und folglich einer Abnahme von Mr. Deshalb muss die Dicke der Magnetschicht zur Aufrechterhaltung einer ausreichenden Mrt erhöht werden. Dies ist nicht erwünscht, weil eine Zunahme der Filmdicke im Allgemeinen von einer Zunahme des Zwischenraumverlustes zwischen dem Kopf und dem Medium begleitet ist, was in einer größeren PW50 und schlimmerem OW resultiert. Das Sputter-Verfahren wird zweitens durch die Anforderung, dass zusätzliche Materialien gesputtert werden müssen, komplexer und kostspieliger gemacht. Die legierte oder beigemischte Verunreinigung trägt drittens nicht zur Erhöhung der Kornisolierung bei, um hierdurch das durch Austauschkopplung induzierte Rauschen zu reduzieren.
Murdock et al. lehren in "Noise Properties of Multilayered Co-Alloy Magnetic Recording Media" [Geräuscheigenschaften von mehrschichtigen Co-Legierungs-Magnetaufzeichnungsmedien], IEEE Trans. Mag., Vol. 26, S. 2700-2705 (1990) die Ablagerung mehrfacher Schichten aus Magnetmaterial, die durch Schichten aus nicht magnetischem Material zur Reduktion von Mediumrauschen voneinander isoliert wurden. Es wird theoretisiert, dass Korngröße und Verteilung bei einer Dicke von mehreren Körnern über einer Unterschicht relativ kontrolliert werden können. Wenn ein Film dicker wächst, neigen die Körner dazu, in Größe und Position zu variieren. Folglich lehren Murdock et al. die Kontrolle der Korngröße und Anordnung eines Zwischenraumes durch Ablagerung einer Unterschicht, wobei eine dünne Magnetschicht einer Dicke von mehreren Körnern darauf gebildet wird, wobei auf dieser Magnetschicht eine andere Unterschicht gebildet wird, wobei auf dieser Unterschicht eine andere dünne Magnetschicht gebildet wird und so weiter. Obwohl das Mediumrauschen aufgrund kleinerer isolierter Körner reduziert ist, wird die SFD erhöht, und die Rechteckigkeit wird aufgrund einer Schwierigkeit beim Abgleichen der Hc der einzelnen Schichten reduziert.
Darüber hinaus kann die Korngröße der dünneren Magnetschichten so stark reduziert werden, dass die Magnetkörner superparamagnetisch werden können, was in einer dramatischen Abnahme der Hc resultiert. Die Herstellung derartiger mehrschichtiger Filme ist auch sehr schwierig und erfordert zusätzliche Verfahrenskammern über die Anforderungen an derzeitige Ausrüstungen hinausgehend. Außerdem wird besondere Aufmerksamkeit benötigt, um das Herstellungsverfahren zur Minimierung der Oxidation von dünneren Magnetschichten auszulegen. Obwohl der Mehrschichtansatz ein Verfahren zur Reduktion des Mediumrauschens lehrt, degradiert folglich die Rechteckigkeit, und das Verfahren ist schwierig und teuer.
Augenblicklich liegen anerkannte Grenzen auf die Möglichkeit vor, hohe Rechteckigkeit und geringes Mediumrauschen gleichzeitig zu erhalten. Dies trifft besonders in Bezug auf isotrope Medien zu. Dieses Problem hat zu Kompromissen bei den Werten der magnetischen Leistungsparameter, Leichtigkeit und Kosten der Herstellung usw. für Longitudinalaufzeichnungsmedien für eine hohe Aufzeichnungsdichte geführt. Siehe zum Beispiel Yogi et al., "Longitudinal Media for 1 Gb/in² (1549. 91 Gb/m²) Areal density" [Longitudinalmedien für 1 Gb/in² (1549, 91 Gb/m²) Flächendichte], IEEE Trans Mag., Vol. 26, Seite 2271 (1990). Deshalb besteht zur Zeit im Fach ein Bedarf an einem Verfahren zur Reduktion des Mediumrauschens ohne andere Mediumleistungscharakteristika, wie zum Beispiel hohe Koerzivität, hohe Rechteckigkeit (hohes S* und geringe SFD, hohes SNR (Signal-Rausch-Verhältnis), hohes Overwrite und eine geringe PW50, zu beeinträchtigen. Dies ist ausschlaggebend für Anwendungen bei hoher Dichte, wenn sich die Aufzeichnungsdichten 10 Gb/in² (15499,1 Gb/m²) annähern (oder überschreiten).
Nach einem erfindungsgemäßen Aspekt ist ein Magnetaufzeichnungsmedium vorgesehen, umfassend: ein Nicht-Magnetsubstrat; eine Nukleationsschicht, die direkt oder indirekt auf genanntem Nicht-Magnetsubstrat gebildet wird, umfassend eine Verbindung aus Ni und P und mindestens einen Dotierstoff, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden von Al, Hf, Si, Ta, Ti und Zr besteht; eine Aufzeichnungsschicht, die auf genannter Nukleationsschicht gebildet ist, die eine auf CoPt basierende Legierung und mindestens eine Segregant-Verbindung umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden mit einer Bindungsstärke von größer als 90 kcal/mol dergestalt besteht, dass die auf CoPt basierende Legierung vorwiegend einzelne Kristallit-Magnetkörner von gleichmäßiger Größe bildet, wobei einzelne Kristallit-Magnetkörner Korngrenzen aufweisen und ferner dergestalt, dass genannte Segregant-Verbindung mindestens primär an genannten Korngrenzen abgelagert wird; wobei genannte Aufzeichnungsschicht feiner ein Element von geringer Löslichkeit umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Stickstoffund Sauerstoff dergestalt besteht, dass genanntes Element von geringer Löslichkeit primär an den Grenzen der Magnetkörner abgelagert wird; wobei genanntes Magnetaufzeichnungsmedium eine Koerzivität von mindestens 1500 Oe (0,15 T im Vakuum), eine koerzive Rechteckigkeit und remanente koerzive Rechteckigkeit von mindestens je 0,8 und eine Schaltfeldverteilung von weniger als 0,2 aufweist.
Nach einem zweiten erfindungsgemäßen Aspekt ist ein Vakuumaufdampfungstarget des Typs vorgesehen, der zur Sputter-Deposition eines Nukleationsschichtmaterials auf ein Substrat verwendet wird, umfassend das Gemisch einer Verbindung aus N1 und P mit mindestens einem Dotierstoff, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden von Al, Hf, Si, Ta, Ti und Zr und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht. Ein Vakuumaufdampfungsapparat, einschließlich eines derartigen Targets wird auch in Betracht gezogen.
Nach einem erfindungsgemäßen dritten Aspekt ist ein Magnetaufzeichnungsmedium zur magnetischen Datenspeicherung vorgesehen, umfassend: ein Nicht-Magnetsubstrat; eine elektrolos plattierte NiP-Schicht, die direkt auf genanntem Substrat gebildet wird, das eine Dicke zwischen 5 bis 15 um aufweist, auf das eine ausgewählte Textur appliziert wurde; eine gesputterte amorphe Nukleationsschicht, gebildet direkt auf genannter elektrolos plattierter NiP-Schicht, wobei genannte Nukleationsschicht von einer Dicke zwischen 5 und 10 nm ein Gemisch aus Ni&sub3;P und weniger als 10 Gew.-% von mindestens einem Dotierstoff umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Al&sub2;O&sub3; und TiO&sub2; besteht, wobei genannte Nukleationsschicht Körner umfasst, die einen mittleren Durchmesser zwischen 50 und 500 Å (50-500 · 10&supmin;¹&sup0; m) aufweisen, die durch einen mittleren Abstand von weniger als 50 Å (50 · 10&supmin;¹&sup0; m) getrennt sind; eine gesputterte Magnetaufzeichnungsschicht, die direkt auf genannter Nukleationsschicht gebildet wird, wobei genannte Aufzeichnungsschicht eine Legierung von Co, Pt und mindestens ein Element umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus B, Cr, Ni, Ta und Ti besteht, wobei genannte Aufzeichnungsschicht Körner umfasst, deren Größe und Zwischenraum durch die Größe und den Zwischenram der Körner von genannter Nukleationsschicht bestimmt werden, wobei die Körner von genannter Aufzeichnungsschicht einen mittleren Durchmesser zwischen 50 und 500 Å (50-500 · 10&supmin;¹&sup0; m) aufweisen, die durch einen mittleren Abstand von weniger als 50 Å (50 · 10&supmin;¹&sup0; m) getrennt sind, wobei jedes Korn eine Grenze aufweist und im Wesentlichen an genannter Grenze von einem Isolierstoff einer Dicke von weniger als 50 Å (50 · 10&supmin;¹&sup0; m) umgeben ist, wobei genanntes Isoliermaterial aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus CoO und SiO&sub2; besteht, wobei genannte Aufzeichnungsschicht ferner ein Nitrid von mindestens einem Element umfasst, wenn genanntes Element anderweitig in genannter Aufzeichnungsschicht vorliegt, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Co, B, Cr, Ni, Ta und Ti besteht; und eine gesputterte protektive Überschichtungsschicht, die direkt auf genannter Aufzeichnungsschicht einer Dicke von weniger als 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) gebildet wurde, ein Material umfasste, ausgewählt aus der Gruppe, die aus hydriertem Kohlenstoff und ZrO&sub2; besteht.
Nach einem erfindungsgemäßen vierten Aspekt ist ein Verfahren zum Herstellen eines Magnetaufzeichnungsmediums des Typs vorgesehen, der eine Koerzivität von mindestens 1500 Oe ( 0,15 T im Vakuum), eine koerzive Rechteckigkeit und remanente koerzive Rechteckigkeit von mindestens je 0,8 und eine Schaltfeldverteilung von weniger als 0,2 aufweist, das die folgenden Schritte umfasst: Vorsehen eines Vakuumaufdampfungssystems mit einem Partialdruck von H&sub2;O von weniger als 5,0 · 10&supmin;&sup5; Torr (6,65 · 10&supmin;³ m) und einem Inertgasdruck von weniger als 20 · 10&supmin;³ Torr (2,66 Nm&supmin;²), Einführen in das Vakuumaufdampfungssystem eines beitragenden Gases in einer Menge von mindestens 0,5 Vol-%; Einführen eines Nicht-Magnetsubstrats auf das Vakuumaufdampfungssystem; Ablagerung direkt oder indirekt auf das Nicht-Magnetsubstrat einer Nukleationsschicht, umfassend eine Verbindung aus Ni und P und mindestens einen Dotierstoff, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden von Al, Hf, Si, Ta, Ti und Zr besteht; und Ablagerung auf die Nukleationsschicht einer Aufzeichnungsschicht, die auf genannter Nukleationsschicht gebildet ist, die eine auf CoPt basierende Legierung und mindestens eine Segregant-Verbindung umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden mit einer Bindungsstärke von größer als 90 kcal/mol dergestalt besteht, dass die auf CoPt basierende Legierung vorwiegend einzelne Kristallit-Magnetkörner von gleichmäßiger Größe bildet, wobei einzelne Kristallit-Magnetkörner Korngrenzen aufweisen und ferner dergestalt, dass genannte Segregant-Verbindung mindestens primär an genannten Korngrenzen abgelagert wird; worin genannte Elemente von genanntem beitragendem Gas aus dem Vakuumaufdampfungssystem in die Aufzeichnungsschicht vorwiegend an den Grenzen der Magnetkörner eingeführt werden.
Die vorliegende Erfindung kann die Probleme und Bedürfnisse des Fachs durch Vorsehen eines Magnetaufzeichnungsmediums und Verfahrens zum Herstellen desselben lösen, wobei ein derartiges Medium eine hohe Koerzivität und hohe Hysterese-Rechteckigkeit aufweist und optimiert ist, um überlegene Magnetaufzeichnungsparameter, wie zum Beispiel PW50, intrinsisches Mediumrauschen, Bit-Shift und OW in Anwendungen hoher Dichte vorzusehen. Das Verfahren zum Herstellen eines derartigen Mediums umfasst ein System zur Vakuumaufdampfung mit Betriebsbedingungen und Schritten, welches ein derartiges optimiertes Medium ergibt.
Kontrolle des Kornwachstums und der Struktur ist ein Schlüsselaspekt der vorliegenden Erfindung. Ein erfindungsgemäßes Medium besteht aus individuellen Magnetkörnern, die durch ein festes Segregant voneinander isoliert sind und die eine kontrollierte Größe und Zwischenraumanordnung aufweisen. Dieses Medium weist in der Regel Koerzivitätsrechteckigkeit und remanente Koerzivitätsrechteckigkeit von mindestens je 0,8, eine Schaltfeldverteilung von weniger als 0,2 und eine Koerzivität von mindestens 1500 Oe ( 119370 Am&supmin;¹ 0,15 T) (mit dem minimal erforderlichen Pt-Gehalt) auf, während simultan das geringste Medium-Jitter-Rauschen für eine optimale Magnetleistung vorgesehen ist. Das Medium weist einen hohen Grad von Anisotropie in einer Ebene auf. Deshalb ist dieses Medium für derzeitige und künftige Anwendungen von hoher Speicherdichte, wie zum Beispiel zur Verwendung mit magnetoresistiven Köpfen geeignet.
Ergebnisse unserer Forschung deuten darauf hin, dass die grundlegende Einheit eines Dünnfilm-Magnetaufzeichnungsmediums ein Korn ist, welches aus einem individuellen Kristall oder mehreren individuellen Kristallen besteht. Die Kristalle in einem Korn weisen eine hohe Austauschkopplung dergestalt auf, dass die magnetischen Momente der Körner perfekt miteinander abgeglichen sind. Wir haben gefunden, dass jedes Korn vorwiegend aus einem einzelnen Kristallit bestehen und von kleiner Größe sein sollte und dass alle Körner von einer gleichmäßigen Größe sein sollten, um das intrinsische Mediumkornrauschen zu minimieren, während eine hohe Hysterese-Rechteckigkeit aufrechterhalten wird. Außerdem haben wir gefunden, dass die Körner durch ein Isoliermaterial zum vollkommenen Eliminieren der Austauschkopplung und zur Reduktion des ihr zugeschriebenen schreibbezogenen Jitter-Rauschens mit gleichmäßigem Zwischenraum voneinander angeordnet werden sollten.
Über den vorherrschenden Beitrag der Austauschkopplung und den geringgradigen Beitrag der magnetostatischen Wechselwirkung zu dem Schreib-Jitter-Rauschen hinausgehend, haben wir einen dritten, auf die Korngröße bezogenen. Beitrag erkannt. Der Rauschbeitrag von der Korngröße (hierin als "Kornrauschen" bezeichnet) ist eine Folge der Bildung von Übergangsgrenzen entlang den Korngrenzen. Große Körner oder Cluster nicht getrennter Körner führen folglich eine gezacktere oder Zickzack-Korngrenzlinie und folglich eine gezacktere oder Zickzack-Übergangsgrenze als kleinere Körner herbei. Die Zackigkeit der Übergangsgrenzen resultiert in dem Kornrauschen. Für künftige hohe Aufzeichnungsdichten, wenn die Bitgröße abnimmt, wird der Beitrag der Korngröße zu dem Schreib-Jitter-Rauschen eine sehr wichtige Rolle spielen. Folglich ist die Fähigkeit zum Vorsehen einer gleichmäßigen kleinen Korngröße ein wichtiger Aspekt der vorliegenden Erfindung.
Die Ergebnisse unserer Forschung deuten ferner darauf hin, dass die Verwendung einer vorschriftsmäßigen Nukleationsschicht unter der Aufzeichnungsschicht für den Erhalt der gleichmäßigen Korngröße und des für eine hohe Koerzivitätsrechteckigkeit und geringes Rauschen not wendigen Zwischenraumes kritisch ist. Die Funktion dieser Nukleationsschicht besteht darin, Nukleationsorte vorzusehen, an denen individuelle Magnetkörner anhaften werden. Die Korngröße und der Zwischenraum werden signifikant von den initialen Wachstumsbedingungen vorgeschrieben. Da sich an den Nukleationsorten Magnetkörner bilden, sieht die Kontrolle der Größe von jedem Nukleationsort und der Zwischenraum zwischen angrenzenden Nukleationsorten die Möglichkeit zur Kontrolle der Kornwachstumscharakteristika von Größe und Zwischenraum vor. Außerdem sieht die vorschriftsmäßige Kontrolle den Größe und des Zwischenraums der Magnetkörner ein Verfahren zur Optimierung der Segregation von Segregant-Material (wie unten besprochen) an den Magnetkorngrenzen vor.
Demzufolge ist es wichtig, zwischen einer nicht dotierten Unterschicht, die Nukleationsorte vorsehen oder nicht vorsehen könnte, und einer Nukleationsschicht zu unterscheiden. Eine nicht dotierte Unterschicht sieht nicht unbedingt die zuvor erwähnten Nukleationsorte vor und wird bestimmt nicht für anschließendes Magnetkornwachstum optimiert. Folglich wird auf die Materialschichten, wie zum Beispiel nicht dotiertes NiP, das von dem Stand der Technik gelehrt wurde, als auf Unterschichten verwiesen, während auf Schichten, wie zum Beispiel von Ni- und P-legierten Verbindungen, die mit ausgewählten Dotiermitteln, wie zum Beispiel bestimmten Oxiden oder Nitriden legiert wurden, wie von der vorliegenden Erfindung gelehrt, als auf Nukleationsschichten verwiesen wird. Die offengelegte Japanische Patentanmeldung 5-73880 und ihre oben besprochene entsprechende EPO (Shimizu et al.) und die offengelegte Japanische Patentanmeldung 5-197944 (Murayama et al.) besprechen jeweils die Verwendung einer Unterschicht, weisen aber weder auf die Bedeutung des von einer Nukleationsschicht vorgesehenen Kornwachstumsmechanismus hin noch erkennen sie diesen. Faktisch versuchen Shimizu et al. im Allgemeinen, ihre Magnetmedien ohne die Verwendung von irgendeinem Unterschicht-Typ zu bilden, und Murayama et al. konzentrieren sich auf das Zufügen von SiO&sub2; zu dem Material der Aufzeichnungsschicht, um den von einer NiP-Unterschicht vorgesehenen begrenzten Vorteil zu begegnen.
Erfindungsgemäß wird die Nukleationsschicht in der Regel eine Verbindung aus Ni und P sein, zu der ein Dotiermittel, zum Beispiel bis zu 10 Gewichtsprozent (Gew.-%), (gesputtert von einem gemeinsamen Sputter-Target oder getrennten Sputter-Targets) zugefügt wird. Die Nukleationsschicht wird in der Regel eine amorphe, kristalline oder eine gemischte Phasenstruktur sein. Jedes Korn der Nukleationsschicht wird durch eine Grenze definiert. Die Dotiermittel werden in der Regel aus der Gruppe ausgewählt, die aus Oxiden und Nitriden von Al, Ti, Hf, Zr, Si und Ta besteht. Eine spezifische Nukleationsschicht besteht aus Ni&sub3;P zusammen mit 2 Gew.-% TiO&sub2;. Andere typische Beispiele für die Nukleationsschicht schließen Ni&sub3;P zusammenlegiert mit 2%, 3% oder 4% Al&sub2;O&sub3; ein. Während eine Verbindung von Ni und P zusammen mit einem Dotiermittel ein Beispiel einer Nukleationsschicht-Zusammensetzung ist, nehmen wir an, dass andere mit Oxid oder Nitrid dotierte Elemente oder Verbindungen als NiP auch die gewünschten Ergebnisse vorsehen werden.
Wir haben auch bestimmte Ablagerungsbedingungen entdeckt, die zum Erhalt von Medien mit optimierten Magnetparametern kritisch sind. So haben wir zum Beispiel entdeckt, dass die Aufrechterhaltung eines niedrigen H&sub2;O-Partialdrucks in dem Ablagerungssystem eine signifikante Reduktion des Korn-"Clusterns" ergibt. Das Vorliegen von H&sub2;O in dem System scheint zur Oxidation der Körner zu führen Diese Oxidation führt zu einem Korn, das aus mehreren Kristalliten aufgebaut ist, die zusammengeclustert sind. Diese Cluster weisen eine ungleichmäßige Schaltung während der Magnetisierungsumkehr auf, was zu schlechter Rechteckigkeit und höherem intrinsischem Kornrauschen führt. Wichtig ist, dass der niedrige H&sub2;O-Partialdruck während des Sputter-Verfahrens - auf den hierin als Steady-state-Partialdruck verwiesen wird - aufrechterhalten werden muss. Wir haben gefunden, dass ein H&sub2;O-Partialdruck von weniger als 5 · 10&supmin;&sup5; Torr (6,665 · 10&supmin;³ Nm&supmin;²) und bevorzugt weniger als 1,2 · 10&supmin;&sup0;&sup5; Torr (1,5996 · 10&supmin;³ Nm&supmin;²), wie anhand der Restgasanalyse (RGA) überwacht, während der Ablagerung bevorzugt ist. Wiederum versagt jeweils der Stand der Technik, wie zum Beispiel Shimizu et al., Howard und Murayama et al., die Bedeutung der Kontrolle des H&sub2;O-Partialdruckes zu erkennen.
Außerdem haben wir auch gefunden, dass Ablagerung des Magnetfilms bei relativ niedrigen Argon-Sputterdrücken zu überwiegend einzelnen Kristallkörnern führt. So reduziert zum Beispiel ein Sputterdruck von 20 mTorr (2,666 Nm&supmin;²) oder niedriger in einem HF- oder HF/Gleichstrom-Sputter-System signifikant das Clustern der Magnet-Kristallite und verbessert die Gleichmäßigkeit von Partikelgröße und -verteilung.
Wir haben auch entdeckt, dass obgleich eine Bedingung von trockener Umgebung und hohem Vakuum eine gleichmäßige Kornstruktur mit minimalem Clustern vorsieht, diese Bedingungen im Allgemeinen den initialen Wachstumsmechanismus der Magnetlegierung verändern, was in säulenförmigeren Wachstumsstrukturen resultiert, welche die sich aus der Ebene befindende c-Achse (leichte Magnetisierungsachse) begünstigt. Ein derartiges Medium ist nicht gut für Longitudinalaufzeichnungen geeignet. Erfindungsgemäß wird eine bekannte Menge von dem, auf das hierin als ein beitragendes Gas verwiesen wird, Beispiele von denen N&sub2;, O&sub2;, NO, N&sub2;O, CO und CO&sub2; einschließen, während des Sputterns des Mediums in eine trockene Umgebung und ein hohes Vakuum eingeführt, um die initialen Wachstumsbedingungen sicherzustellen, die zu einer überwiegend in einer Eben liegenden Anisotropie führen und um gleichzeitig die Kristallkörner zu fördern, die getrennt voneinander mit großwinkligen Korngrenzen wachsen. Außerdem wird die Rechteckigkeit S* des Magnetmediums durch Zufügen einer optimalen Menge des beitragenden Gases zu dem Sputter-System während der Ablagerung weiter auf größer als 0,8 verbessert. Es sollte zur Kenntnis genommen werden, dass der genaue Prozentanteil des beitragenden Gases, das dem Sputter-Milieu zugefügt wird, letzendlich von dem Typ des verwendeten beitragenden Gases, der Magnetlegierung (und Reinheit des Targets), der Zusammensetzung der Unterschicht und der Vakuumbedingung abhängig ist.
Außerdem wird das Magentaufzeichnungsmedium durch ein Ablagerungverfahren hergestellt, in dem ein Nicht-Magnet-Segregantmaterial, wie zum Beispiel ein Oxid oder Nitrid von As, B, Ce, Co, Cr, Dy, Gd, Ho, La, Lu, Ni, Os, Pm, Ru, Re, Sc, Se, Si, Sm, Sn, Ta, Tb, Th, Ti, Tm, U, V, W, Y oder Zr zusammen mit dem Magnetmaterial abgelagert wird. In einem einzelnen Ablagerungsschritt, ohne Behandlung nach der Ablagerung, muss das Segregant-Material gleichmäßig zu den Korngrenzen diffundieren, um ausreichende Isolation zwischen Körnern vorzusehen, ohne sich nachteilig auf die intrinsischen magnetischen Eigenschaften, wie zum Beispiel Magnetisierung und Koerzivität auszuwirken. Um dies zu erreichen, ist das Segregant-Material in der Magnetlegierung unlöslich und ist thermodynamisch stabil. Die Stabilität dieser unlöslichen Verbindungen wird basierend auf ihrer Bindungsstärke bestimmt, die mindestens größer als 90 kcal/mol sein sollte.
Während die Konzentration des Segregant-Materials in dem abgelagerten Medium ausreichend sein muss, um jedes einzelne Magnetkorn an den Korngrenzen vollkommen zu trennen (wodurch das Mediumrauschen von intergranularer Austauschkopplung minimiert wird), liegt eine Obergrenze der Segregant-Menge vor, die in den Magnetfilm inkorporiert werden kann. Diese Obergrenze ist eine Funktion der Koerzivitätsabnahme, eine Abnahme der Magnetisierungssättigung und/oder Rechteckigkeit, die durch das Zufügen von Segregant-Material verursacht wird. Typischerweise wird eine Target-Koerzivität und/oder Rechteckigkeit identifiziert, und die Segregant-Menge wird dergestalt ausgewählt, dass die Koerzivität und/oder Rechteckigkeit bei oder über ihren Target-Werten aufrechterhalten wird. Die Menge des zugefügten Segregant-Materials wird in der Regel bei ungefähr oder unter 10 Molprozent (Mol-%) liegen. Wichtig ist jedoch, damit die Segregant-Materialien an den Korngrenzen von jedem Magnetkorn segregiert werden können, dass die zuvor erwähnten Mechanismen, welche Clustering der Magnetkörner und Kristalle verursachen, unterdrückt werden, und die großen Korngrenzen zum Fördern der Segregation vorgesehen sein müssen.
Die Effekte der Einführung des Segregants und des beitragenden Gases in ein erfindungsgemäßes trockenes Sputter-Milieu werden durch den Einsatz der zuvor erwähnten Nukleationsschicht unter der Magnetschicht weitgehend verbessert. Wir haben gefunden, dass der abgelagerte Magnetfilm mit großen Korngrenzen im Anfangsstadium des Kornwachstums vorgesehen sein muss, damit das Segregant an den Korngrenzen in einem trockenen Sputter-Milieu und bei niedrigem Argondruck wirksam segregiert werden kann. Die Auswahl der vorschriftsmäßigen Nukleationsschicht sieht die erforderlichen großen Korngrenzen vor, während gleichzeitig Kontrolle über die Korngröße und den Kornzwischenraum vorgesehen ist. Deshalb ist das Wachstum der Magnetaufzeichnungsschicht auf einer angemessenen Nukleationsschicht für (a) die Förderung der Einführung des Segregants an den Korngrenzen, (b) Kontrolle der Korngröße und (c) Kontrolle des Kornzwischenraumes in der Magnetaufzeichnungsschicht kritisch.
Wir haben außerdem gefunden, dass die Einführung einer kontrollierten Menge eines ausgewählten beitragenden Gases, wie zum Beispiel Stickstoff, Sauerstoff, CO, CO&sub2; usw. zusätzlich zu dem Vorsehen von Anisotropie in einer Ebene eine verbesserte Korntrennung in den Anfangsstadien des Kornwachstums vorsieht. Folglich fördert das Vorliegen eines derartigen beitragenden Gases die Einführung des Segregant-Materials an den Korngrenzen.
Das sich ergebende zusätzliche Material, wie zum Beispiel die stabile unlösliche Verbindung in der Magnetschicht, und Sputter-Bedingungen haben eine minimale Auswirkung auf die Sättigungsmagnetisierung, Ms, und magnetische Remanenz, Mr, der Magnetschicht. Hohe remanente Rechteckigkeit wird erreicht, und folglich besteht eine minimale Auswirkung auf die Gesamtdicke der Magnetschicht. Es ist wichtig, dass das durch die Austauschkopplung induzierte Rauschen durch die Einführung des Segregant-Materials und andere Schritte der vorliegenden Erfindung vollkommen unterdrückt werden kann. Gleichzeitig werden eine hohe Koerzivität, zum Beispiel 1500 Oe ( 119370 Å m&supmin;¹ 0,15 T) oder größer und hohe Koerzivitätsrechteckigkeit und remanente Koerzivitätsrechteckigkeit, zum Beispiel von größer als je 0,8, erreicht.
Deshalb wird ein weitgehend verbessertes Medium, das am besten für künftige Aufzeichnungsanwendungen hoher Dichte geeignet ist, durch Sputtern einer Magnetaufzeichnungsschicht vorgesehen, die ein Segregant-Material enthält, auf eine dotierte Nukleationsschicht in einem trockenen Sputter-Milieu bei einem niedrigen Sputter-Druck bei Vorliegen eines beitragenden Gases. Die resultierende Magnetschicht weist vorwiegend einzelne Kristallit-Körner von kleiner und gleichmäßiger Größe auf, die mit einem Zwischenraum gleichmäßig voneinander durch das Segregant-Material an den Korngrenzen angeordnet sind. Das erfinderische Verführen sieht Kontrolle über die resultierenden Aufzeichnungsleistungscharakteristika des Mediums vor und fügt wenig zusätzliche Komplexität oder Kosten für ein vorhandenes Sputter-Verfahren hinzu.
Die vorliegende Erfindung wird nachstehend in größerer Einzelheit, einschließlich spezifischer Beispiele davon, in Bezug auf die Figuren beschrieben, worin:
Fig. 1 ein Querschnitt einer erfindungsgemäß konstruierten Dünnfilm-Magnethartplatte ist.
Fig. 2 eine schematische Veranschaulichung eines Sputter-Gerätes des durch die vorliegende Erfindung eingesetzten Typs ist.
Fig. 3 eine schematische Veranschaulichung der Mikrostruktur eines Magnetmediums in Draufsicht zeigt, das erfindungsgemäß minimales Mediumrauschen und extrem hohe Rechteckigkeit aufweist.
Fig. 4 die Mikrostruktur des Magnetmediums von Fig. 3 im Querschnitt zeigt.
Fig. 5 die Wirkung des Zufügens von N&sub2;-Gas auf die Hc von CoNi&sub7;Pt&sub1;&sub2;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-4% SiO&sub2;-Medium, das über Nukleationsschichten mit verschiedenen Dotiermittelmengen und -typen gesputtert ist, zeigt.
Fig. 6 die Wirkung der Unterschichtdicke einer NiP-Unterschicht auf die Hc von CoNi&sub7;Pt&sub1;&sub2;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-4% SiO&sub2;-Medium zeigt.
Fig. 7 die Wirkung der Nukleationsschichtdicke einer NiP-2% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht auf die Hc von CoNi&sub7;Pt&sub1;&sub2;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-4% SiO&sub2; Medium zeigt.
Fig. 8 die Wirkung des Argon-Sputterdruckes auf die Hc von CoNi&sub7;Pt&sub1;&sub2;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-4% SiO&sub2;-Medium zeigt, das über eine NiP-Unterschicht von verschiedener Dicke gesputtert wird.
Fig. 9 die Wirkung der NiP-1% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschichtdicke auf die Hc von CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Medium zeigt.
Fig. 10 die Mikrografien von der hochauflösenden Transmissions-Elektronenmikroskopie (TEM) von CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub2;-Medium zeigt, das über eine NiP-Unterschicht gesputtert wird.
Fig. 11 die Mikrografien von der hochauflösenden Transmissions-Elektronenmikroskopie (TEM) von CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub2;-Mediums zeigt, das über eine NiP-2% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht gesputtert wird.
Fig. 12 hochaufgelöste REM-Mikrografien von CoNi&sub9;Pt&sub1;&sub0;-Medium zeigt, das bei verschiedenen H&sub2;O-Partialdrücken während der Ablagerung über eine NiP-0,5% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht gesputtert wird.
Fig. 13 S* von CoNi&sub9;Pt&sub1;&sub0;- und CoNi&sub9;Pt&sub1;&sub0;-CoO-Medium von verschiedener Mrt zeigt, das bei verschiedenen H&sub2;O-Partialdrücken während der Ablagerung gesputtert wird.
Fig. 14 hochaufgelöste REM-Mikrografien von CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Medium zeigt, das unter verschiedenen Argon-Druckbedingungen gesputtert wird.
Fig. 15-17 die Wirkungen des Variierens des prozentualen Stickstoff-Zusatzes während des Sputterns auf die magnetischen Eigenschaften Hc, S* bzw. SFD von CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Medium zeigt.
Fig. 18-20 hochaufgelöste TEM-Mikrografien von CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;Pt-2% CoO-Medium zeigt, das unter verschiedenem prozentualem Stickstoff-Zusatz in dem Sputter-Gas gesputtert wird.
Fig. 21 Overwrite versus Schreib-Jitter normalisiert gegen einen Referenzstandard für verschiedene Medien, einschließlich erfindungsgemäßer Medien zeigt.
Fig. 22 Overwrite versus Bit-Shift normalisiert gegen einen Referenzstandard für verschiedene Medien, einschließlich erfindunggemäßer Medien zeigt.
Fig. 23 die Wirkung von N&sub2;-Zusatz während des Sputterns auf die Hc von CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub2;-Medium mit einer NiP-TiO&sub2;-Nukleationsschicht zeigt.
Wie zwischen jeder dieser Figuren geben gleiche Referenzzahlen gleiche Elemente an.
Fig. 1 ist ein Querschnitt (nicht maßstabgerecht) einer typischen erfindungsgemäß konstruierten Dünnfilm-Magnethartplatte 10. Eine allgemeine Beschreibung der vollständigen Platte 10 wird unten vorgelegt, gefolgt von einer ausführlichen Beschreibung bestimmter der Schichten davon und der Verfahren und Bedingungen für ihre Ablagerung. Schließlich wird eine ausführliche Beschreibung mehrerer Beispiele vorgelegt, um verschiedene der wichtigen Aspekte der vorliegenden Erfindung hervorzuheben.
Platte 10 besteht aus einem Aluminiumlegierungssubstrat 11, auf das eine plattierte Schicht 15, in der Regel aus NiP, durch elektroloses Plattieren oder andere im Fach überall bekannte Verfahren gebildet wird. Schicht 15 weist in der Regel eine Dicke in dem Bereich von 5 bis 15 um auf. Die plattierte Schicht 15 aus NiP sieht eine starke mechanische Stütze auf dem relativ weichen Aluminiumsubstrat 11 vor. Nachdem Schicht 15 auf Substrat 11 plattiert ist, wird die Platte poliert, texturiert und gereinigt. Obwohl die hierin detaillierte Ausführungsform ein Aluminiumsubstrat einsetzt, befinden sich auf anderen Substratmaterialien basierende Medien, wie zum Beispiel Glas, Memcor (ein Warenzeichen für ein Markenglas-Keramikmaterial von Corning), auf Kohlenstoff basierende Materialien, Silicium, Titan, Edelstahl usw. gleichermaßen in dem Rahmen der vorliegenden Erfindung.
Eine Nukleationsschicht 16, die in weiteren Einzelheiten unten beschrieben wird, wird dann auf Schicht 15 abgelagert. Sputtering ist das bevorzugte Verfahren für die Ablagerung von Nukleationsschicht 16, obwohl andere Ablagerungsverfahren das gewünschte Ziel in Bezug auf die Bildung dieser Schicht erreichen können. Die gesputterte Nukleationsschicht 16 ist in der Regel in dem Bereich von 5 bis 100 nm dick.
Eine Aufzeichnungsschicht 18, die eine Magnetlegierung und ein unlösliches "stabiles" Segregant-Material umfasst, die in weiterem Detail unten beschrieben ist, wird dann auf der Nukleationsschicht 16 abgelagert. Wiederum ist Sputtern das bevorzugte Verfahren zur Ablagerung dieser Schicht, obwohl andere Verfahren zum Erreichen des Ziels in Bezug auf die Ablagerung dieser Schicht zur Verfügung stehen.
Schließlich werden eine protektive Überschicht 20 eines im Fach bekannten Typs, wie zum Beispiel hydrierter Kohlenstoff oder Oxide, wie zum Beispiel ZrO2, SiO&sub2; usw. oder Nitride, wie zum Beispiel TiN, ZrN usw. oder Carbide, wie zum Bespiel TiC, SiC usw. einer Dicke von zum Beispiel weniger als 300 Å (1 · 10&supmin;¹&sup0; m), und eine Gleitmittelschicht 22 eines im Fach bekannten Typs, wie zum Beispiel ein festes oder flüssiges Gleitmittel, über Schicht 18 aufgebracht. Nähere Einzelheiten zu der protektiven Überschicht 20 und Gleitmittelschicht 22 gehen über den Umfang der vorliegenden Erfindung hinaus und werden deshalb hierin nicht ausführlich besprochen.
In einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung wurden Schichten 16, 18 und 20 in einem In-line-Sputter-Gerät 30 des Typs gesputtert, der in Fig. 2 schematisch gezeigt wird. Gerät 30 schließt eine Kammer 32 ein, in die ein Substrat 11 gebracht wird. Substrat 11 wird mechanisch an einen Platten-Palettenträger gekoppelt, wie zum Beispiel in US-Patent 5,244,555 (Allen et al.) beschrieben, der das Substrat 11 an ersten, zweiten und dritten Target-Paaren 34a, 34b, 36a, 36b, 38a und 38b für doppelseitig gesputterte Medien vorbeibewegt. Targets 34a und 34b werden zum Sputtern von Nukleationsschicht 16 auf Substrat 11 verwendet, und Targets 36a und 36b werden danach zum Sputtern von Aufzeichnungsschicht 18 auf die Nukleationsschicht 16 verwendet. Jedes dieser Target-Paare wird nachstehend ausführlicher besprochen.
Targets 38a und 38b werden danach zum Sputtern von Oberschicht 20 auf Schicht 18 verwendet.
Gerät 30 schließt auch Gasquellen 40, 42 und 44 zum Einführen ausgewählter Gase, wie zum Beispiel Argon, Krypton usw. in die Umgebung von Targets 34a und 34b, 36a und 36b und 38a bzw. 38b ein. Gasevakuierungspumpen 54, 56 und 58 sind zur Entfernung von Gas aus der Umgebung von Targets 34a und 34b, 36a, und 36b und 38a bzw. 38b vorgesehen.
Um die spezifischen Ziele der vorliegenden Erfindung zu erreichen, wird eine auf CoPt basierende Magnetlegierung zusammen mit einem unlöslichen Segregant-Material von Targets 36a und 36b abgelagert. In einer Ausführungsform wird CoPt mit Ni legiert. In dieser Ausführungsform liegt die Platinkonzentration zwischen ca. 5 und 20 Atom-%, die Nickel- und/oder Chromkonzentration beträgt bis zu ca. 15 Atom-%, und die Cobaltkonzentration ist größer als ca. 75 Atom-%. In einer anderen Ausführungsform wird der CoPtNi mit Ta und/oder Ti in einer Konzentration von ca. 10 Atom-% oder weniger legiert. Cr kann auch, zum Beispiel in einer Konzentration von bis zu ca. 3 Atom-%, eingeführt werden. Medium, das diesen Aufzeichnungsschichttyp aufweist, wird in weiteren Einzelheiten in dem US-Patent des Anmelders, Eingangsnummer 5 631 094, erteilt am 20. Mai 1997, offenbart.
Wie beschrieben wurde, ist eine primäre Quelle des Mediumrauschens die intergranulare Austauschkopplung. Wie von Chen et al. in dem zuvor erwähnten "Physical Origin of Limits in the Performance of Thin-Film Longitudinal Recording Media" besprochen, besteht ein Verfahren zur Reduktion des Kopplungsrauschens in der Isolation der Körner der Aufzeichnungsschicht voneinander. Hierbei handelt es sich um die Rolle des unlöslichen Segregant-Materials. Verschiedene Materialien, wie zum Beispiel Oxide und Nitride von As, B, Ce, Co, Cr, Dy, Gd, Ho, La, Lu, Ni, Os, Pm Ru, Re, Sc, Se, Si, Sm, Sn, Ta, Tb, Th, Ti, Tm, U, V, W, Y und Zr sind für die Kornisolation wirksam. Das Auswahlkriterium für das Segregant-Material besteht darin, dass es erstens in der Magnetlegierung relativ unlöslich sein sollte dergestalt, dass es an den Korngrenzen segregiert, und zweitens sollte es stabil sein, wie durch die Bindungsenergie der Verbindung bestimmt, die größer als mindestens 90 kcal/mol (376,56 · 10³ J/mol) für Dº&sub2;&sub9;&sub8; sein sollte (wie im Handbook of Chemistry and Physcis [Handbuch der Chemie und Physik], 69. Auflage, CRC Press, 1988-89 beschrieben). Eine ausführlichere Besprechung von CoO und anderen verwandten Segregant-Materialien [ist] in der zuvor erwähnten US-Patentanmeldung, Eingangsnummer 08/223,636 [zu finden]. Es sollte zur Kenntnis genommen werden, dass in der folgenden Beschreibung und den dazugehörigen Figuren CoO und SiO&sub2; als Beispiele des unlöslichen "stabilen" Segregants verwendet werden. Eines oder mehrere von vielen dieser unlöslichen "stabilen" Segregante befinden sich im Rahmen der vorliegenden Erfindung.
Die Legierung, die Aufzeichnungsschicht 18 umfasst, kann auch andere Elemente einschließen, ausgewählt aus der Gruppe, die aus B, P, C, N, Zr, Hf, V, W, Re und Si besteht. Ein Element oder mehrere dieser Elemente können ausgewählt werden, um einen oder mehrere der Leistungsparameter der Aufzeichnungsschicht zu optimieren, und die spezifischen Einzelheiten der Auswahlkriterien gehen über den Umfang der vorliegenden Erfindung hinaus. Im allgemeinen sollte jedoch die Summe der Ta, Ti, Cr und/oder anderen oben aufgelisteten Elemente nicht über ca. 20 Atom-% der Gesamtlegierung dergestalt hinausgehen, um eine hohe Ms aufrechtzuerhalten. Wie von einem Fachmann anerkannt werden wird, können die genauen Mengen der verschiedenen Bestandteile über oder unter die angeführten Bereiche angepasst werden, um ein Attribut oder mehrere Attribute des sich ergebenden Mediums zu optimieren. Die auf CoPt basierende Legierung und das Segregant-Material können wie angemessen von einem einzelnen Sputter-Target oder getrennten Sputter-Targets (gemeinsam gesputtert) abgelagert werden.
Wie zuvor angegeben, kann eine optimale Aufzeichnungsleistung erhalten werden, wenn die Körner, welche die Aufzeichnungsschicht umfassen, von gleichmäßiger Größe sind und durch das Segregant-Material gleichmäßig mit Zwischenraum voneinander angeordnet sind. Dies wird in Fig. 3 veranschaulicht. Wir haben faktisch gefunden, dass es extrem wichtig ist, dass jedes der Magnetkörner 70 ein einzelner Kristallit von nahezu identischer Größe, gleichmäßig isoliert voneinander durch Isoliermaterial 72 zum Unterbrechen des intergranularen Austauschs sein sollte. Für künftige Aufzeichnungsanwendungen hoher Dichte, wie zum Beispiel 10 Gb/in² (15499 Gb/m²) wird erwartet, dass der maximal zulässige Schreib-Jitter in der Größenordnung von nur 4 bis 10 nm liegt. Wir sind der Ansicht, dass die Korngröße von Medien für derartige Anwendungen so klein wie 100 Å (10&supmin;&sup8; m) oder kleiner sind. Wir haben folglich entdeckt, um Leistungstargets für derartige Medien erzielen zu können, dass die einzelnen Körner 70 gleichmäßig isoliert von zwischen ca. 5 bis 50 Å (5 · 10&supmin;¹&sup0; m bis 50 · 10&supmin;¹&sup0; m) mit einer Standardabweichung des Zwischenraumes gleich oder weniger als ca. 10 Å (10&supmin;&sup9; m), bevorzugt 20 Å (2 · 10&supmin;&sup9; m) ± 10 Å (10&supmin;&sup9; m) mit einem Isoliermaterial 72 einer Dicke von ca. 10 Å (10&supmin;&sup9; m) sein sollten, das zwischen Körnern zur Elimination der Austauschwechselwirkung, aber dennoch zur Unterstützung der höchsten Schreibdichte abgelagert sind. Medien, die eine derartige Aufzeichnungsschicht aufweisen, weisen die höchst mögliche Rechteckigkeit auf, während sie das niedrigst mögliche Mediumrauschen aufrechterhalten, wie dies für künftige Aufzeichnungsanwendungen hoher Dichte erforderlich ist.
Wir haben entdeckt, dass eine Anforderung zum Erhalt einer derartigen Aufzeichnungsschicht darin besteht, dass die Aufzeichnungsschicht auf einer spezifischen Nukleationsschicht 16 gebildet wird. Eine Nukleationsschicht wirkt sich auf die Größe und den Zwischenraum der Magnetkörner aus, die darauf gebildet werden und fördert die gleichmäßige Verteilung des Segregants zwischen den Körnern, um die notwendige Isolation zur Minimierung oder Verhinderung intergranularer Austauschkopplung zwecks reduziertem Rauschen und verbesserter Magnetleistung vorzusehen. Um dies zu erreichen, sollte die Nukleationsschicht eine Topologie von diskreten Nukleationsorten aufweisen, an denen einzelne Körner anhaften.
Deshalb sollte die Nukleationsschicht ausreichend dick sein (zum Beispiel ca. 100 Å (1 · 10&supmin;&sup8; m) oder dicker), um die Substratoberfläche gleichmäßig und vollkommen zu bedecken (um zum Beispiel restliche Effekte von Entfettungslinien usw. zu eliminieren), jedoch nicht so dick, um die Degradation der gewünschten Korngröße, Verteilung und von den Nukleationsorten vorgesehene gleichmäßige Trennung zu verursachen. Ein Querschnitt einer derartigen Mikrostruktur einer Magnetplatte wird in Fig. 4 gezeigt, worin die Nukleationsschicht 16, die aus diskreten Nukleationsorten 74 besteht, das Fundament für die Aufzeichnungsschicht 18 bildet, die aus einzelnen Magnetkörnern 76 mit dazwischen dispergiertem Segregant-Material 78 besteht.
Die Nukleationsschicht 16 sollte ein Nicht-Magnetmaterial, bevorzugt amorph sein. Wir haben zahlreiche Experimente an Medien mit und ohne einer Nukleationsschicht durchgeführt, in denen die Koerzivität als eine Funktion des prozentualen Anteils von Stickstoffgas gemessen wurde, das in die Sputter-Kammer eingeführt wird (wie ausführlich zum Beispiel im US-Patent des Anmelders, Eingangsnummer 5 851 688, erteilt am 22. Dezember 1998, besprochen).
Fig. 5 zeigt die Ergebnisse von bestimmten dieser Experimente. Anfänglich haben wir die Hc einer Aufzeichnungsschicht 18 der Legierung CoNi&sub7;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2; (überall nachstehend stellen die tiefgestellten Zahlen das Atomprozent von jedem Element in der Legierung dar, wie zum Beispiel 12 Atom-% Pt, und die fehlende tiefgestellte Zahl bezeichnet das Gleichgewicht der Legierung) mit 4 Mol-% SiO&sub2; gemessen, die ohne eine Nukleationsschicht gesputtert wurde. Das Material wurde bei ca. 3,0 W/cm² und ca. 15 mTorr (1,999 Nm&supmin;²) Argon von Targets 36a und 36b (Fig. 2) HF-Dioden-gesputtert. Die abgelagerte Aufzeichnungsschicht 18 war ca. 25 nm dick. Die Ergebnisse lassen erkennen, dass Hc ein Maximum von ca. 1050 Oe ( 83559 Am&supmin;¹ 0,105 T im Vakuum) erreichte. Während die Erhöhung der Koerzivität durch Erhöhung des Platingehaltes der Legierung und Beimischung von SiO&sub2;, wie von Shimizu et al. gelehrt, anderweitig erreicht werden kann, betrug die für dieses Medium erhaltene maximale Koerzivität mit einer Magnetschichtdicke von ca. 500 Å (5 · 10&supmin;&sup8; m) (von der wir schätzen, dass sie eine Mrt von ca. 2,25 memu/cm² aufweist) 1700 Oe ( 135286 Am&supmin;¹ 0,17 T im Vakuum) (und dass das Ergebnis mit 18% Pt und 10 Vol-% SiO&sub2; erhalten wurde). Die vorliegende Erfindung erreicht viel höhere Hc mit viel weniger Pt (wobei folglich die Kosten dramatisch reduziert werden) und weniger SiO&sub2; (wobei folglich hohe Ms aufrechterhalten werden).
In Fig. 5 werden auch die Messungen von Hc der Legierung CoNi&sub7;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2; mit 4 Mol-% SiO&sub2; gezeigt, die zuerst auf eine Nukleationsschicht von NiP dotiert mit 2% Al&sub2;O&sub3; (im Allgemeinen hierin als NiP-2% Al&sub2;O&sub3; bezeichnet) und zweitens auf eine Nukleationsschicht von NiP-2% TiO&sub2; gesputtert wird. Die Nukleationsschicht war ca. 38 mm dick und wurde bei 15 mTorr (1,999 Nm&supmin;²) Argongas von Targets 34a und 34b (Fig. 2) gesputtert. Wie gesehen werden kann, wird Koerzivität bei oder über 2000 Oe ( 159160 Am&supmin;¹ 0,2 T im Vakuum) unter Verwendung von nur 12 Atom-% Platin in der Magnetlegierung erreicht. Diese resultiert in einem leicht herstellbaren Medium von hoher Koerzivität, ohne die zusätzlichen Kosten von zusätzlichem Platin erforderlich zu machen.
Fig. 5 zeigt auch die Messung von Hc für CoNi&sub7;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2; plus 4 Mol-% SiO&sub2;-Legierung (hierin im Allgemeinen als CoNi&sub7;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-4% SiO&sub2; bezeichnet), die über eine NiP-Nukleationsschicht, wie nach den Lehren von US-Patent Nr. 4,786,564 (Chen et al.) und anschließend auch in der Japanischen Patentanmeldung 5-197944 (Murayama) gelehrt, gesputtert wurde. Obwohl die NiP-Nukleationsschicht Hc über das ohne eine Nukleationsschicht gesputterte Medium verbessert, ist die Verbesserung viel niedriger als die, die unter Verwendung der mit Oxid dotierten NiP-Nukleationsschicht (NiP-2% Al&sub2;O&sub3; und NiP-2% TiO&sub2;) beobachtet wurde. Wie weiter unten besprochen werden wird, zeigt Fig. 5 auch eine weitere Verbesserung der Hc durch Zufügen von N&sub2; zu dem Sputter-Gas.
Fig. 6 zeigt die Hc eines CoNi&sub7;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-4% SiO&sub2;-Mediums mit einer Mrt von 2,25 memu/cm², gesputtert über eine nicht dotierte NiP-Unterschicht von variierender Dicke und bei Vorliegen von N&sub2; in dem Sputter-Gas. Der Sputter-Argondruck betrug 15 um. Wie gesehen werden kann, obwohl die Hc geringgradig zunimmt, wobei sowohl die Unterschichtdicke als auch der prozentuale Anteil von N&sub2; in dem Sputter-Gas zunehmen, liegt die maximale He für dieses Medium unter 1700 Oe ( /3 5286 Am&supmin;¹ 0,17 T im Vakuum). Dieses Medium ist deshalb für Aufzeichnungsanwendungen hoher Dichte nicht optimiert. Während allein die Hc dieses Mediums, entweder durch Anheben des Argondruckes während des Sputterns oder durch Anheben des Pt-Gehaltes der Legierung erhöht werden könnte, liegen bei beiden dieser Ansätze (nachstehend besprochen) Nachteile vor, welche jedwede Gewinne bezüglich der Hc aufwiegen.
Fig. 7 zeigt die Hc von CoNi&sub7;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-4% SiO&sub2;-Medium mit einer Mit von 2,25 memu/cm², das bei nahezu genau den gleichen Sputter-Bedingungen (einschließlich einem Argondruck von 15 um) wie das in Fig. 5 und 6 gezeigte Medium gesputtert wurde, außer dass eine NiP-2% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht verwendet wurde. Wie gesehen werden kann, ergibt die Verwendung der NiP-2% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht und N&sub2; in dem Sputter-Gas, selbst bei Argondrücken so niedrig wie 15 mTorr (1,999 Nm&supmin;²), eine extrem hohe Hc von ca. 2200 ( 175076 Am&supmin;¹ 0,22 T im Vakuum). Beim Vergleich von Fig. 6 und 7 sollte zur Kenntnis genommen werden, dass die dramatische Zunahme der Hc von 500 ( 39790 Am&supmin;¹ 0,05 T im Vakuum), die für dieses CoNi&sub7;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-4% SiO&sub2;-Medium mit einer Nukleationsschicht erhalten wurde, im Vergleich zu Medien, die lediglich mit einer nicht dotierten Unterschicht gebildet werden, primär auf die richtige Auswahl der dotierten Nukleationsschicht zurückzuführen ist.
Fig. 8 zeigt die Hc einer anderen Legierung, CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO, die bei einem Argondruck von 15 mTorr (1,999 Nm&supmin;²) über verschiedene Dicken einer nicht dotierten NW-Unterschicht bei Vorliegen von 1,2% N&sub2; in dem Sputter-Gas gesputtert wurde. Dieses Medium wies eine Mrt von 2,5 memu/cm² auf Die Hc des Mediums nimmt mit zunehmender Dicke der NiP-Unterschicht zu. Im Vergleich zu Fig. 6 liegt die maximal erreichbare Hc in Fig. 8 für identische Sputter-Bedingungen ca. 200 Oe ( 15916 Am&supmin;¹ 0,02 T im Vakuum) höher. Wir nehmen an, dass dies auf den Unterschied in den Magnetlegierungen zurückzuführen sein könnte. Obwohl wie unten gezeigt, die nicht dotierte NiP-Unterschicht eine Verbesserung der in Fig. 8 gezeigten Hc vorsieht, erhöht sich das Mediumrauschen der Legierung auf jeden Fall sehr stark für eine dickere Unterschichtdicke. In starkem Gegensatz zu Fig. 8 zeigt Fig. 9, dass die Hc der gleichen CoNi&sub7;Ti1,5, Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Legierung eine Mit von 2,5 memu/cm² aufweist, die bei einem Argondruck von 20 mTorr (2,66 Nm&supmin;²) über eine variierende Dicke einer NiP-1% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht bei Vorliegen von 1,2% N&sub2; in dem Sputter-Gas gesputtert wird. Es wird wiederum gesehen, dass eine höhere Hc erhalten wird, wenn eine dotierte NiP-Nukleationsschicht verwendet wird.
Tabelle I zeigt die Aufzeichnungsergebisse der CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Legierung, die eine Mrt von 2,5 memu/cm² aufweist, die bei verschiedenen Argondrücken über eine nicht dotierte NiP-Unterschicht nach Japanischer Patentanmeldung 5-197944 (Murayama et al.) gesputtert wurde. In jedem Fall wies das Medium eine Überschicht aus 150 Å (15 · 10&supmin;&sup9; m) dickem hydriertem Kohlenstoff auf. Aufzeichnungsmessungen wurden an einem Guzik-501-Tester (Hersteller: Guzik Corp., Santa Clara, Kalifornien) unter Verwendung eines Dünnfilm-Induktionskopfes mit p1/g/p2 von 3,2/0,3/3,2 um, Spurbreite von 6,0 um und mit 42 Windungen vorgenommen. Die Aufzeichnungsmessung wurde bei einem Radius von 0,873" (2,219 · 10&supmin;² m) bei einer linearen Geschwindigkeit von 494 Inch pro Sekunde (12,547 m/s) bei einer Aufzeichnungsdichte von 60 kg "Flux Changes per Inch" (2362 Kilogramm "Flux Changes per m") vorgenommen. Die nominelle Flughöhe betrug ca. 2,4 u-Inch (6,096 · 10&supmin;&sup6; m).
Tabelle I zeigt, dass die CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Legierung mit einer Mrt von 2,5 memu/cm², die bei 15 mTorr (1,999 Nm&supmin;²) über eine dickere, nicht dotierte NiP-Unterschicht gesputtert wird, einen extrem hohen Schreib-Jitter aufweist, der in einem sehr schlechten Bit-Shift resultiert. Tabelle I zeigt auch, dass sogar, wenn der Argondruck während des Sputterns dieser Filme auf 25 (33,33 Nm&supmin;²) bis 30 (3,999 Nm&supmin;²) mTorr erhöht wird und sich der Schreib-Jitter und der Bit-Shift wesentlich verbessern, das OW schlimmer wird. Diese Ergebnisse lassen erkennen, dass hoher Argondruck in Isolation zwischen Magnetkörnern resultieren kann, um das Mediumrauschen zu reduzieren, wie von Chen et al. in dem zuvor erwähnten "Physical Origin of Limits in the Performance of Thin Film Recording Media" vorgeschlagen wurde. Wie jedoch nachstehend erklärt wird, ist dieser Ansatz der Erhöhung des Argondruckes zur Reduktion des Schreib-Jitters nicht wünschenswert, da das OW (durch eine Abnahme der Rechteckigkeit) schlimmer gemacht wird. Wir haben ermittelt, dass die nicht dotierte NiP-Unterschicht die Segregation des isolierten Segregants zwischen den Magnetkörnern zur Reduktion des Mediumrauschens nicht fördert. Folglich sehen willkürliche Unterschichten (wie zum Beispiel nicht dotiertres NiP) keine optimierte Nukleationsschicht für sich anschließendes Magnetkornwachstum vor. Fig. 8 und Tabelle I zeigen, dass obwohl eine nicht dotierte NiP-Unterschicht, wie von Murayama et al. gelehrt, eine höhere Hc bei niedrigerem Argondruck vorsehen kann, das Schreib-Jitter-Rauschen bei niedrigeren Drücken dramatisch zunimmt.
Hinweis: 1 Å = 10&supmin;¹&sup0; m
1 mTorr - 0,133 Nm&supmin;²
1 Oe 10&supmin;&sup4; Tesla im Vakumm
Tabelle II zeigt Aufzeichnungsergebnisse für die gleiche CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Legierung, die bei niedrigerem Argondruck bei Vorliegen von 1,4% N&sub2; in dem Sputter-Gas und über eine NiP-Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht einer Dicke von ca. 330 Å, in welcher der prozentuale Anteil von Al&sub2;O&sub4; variiert wurde, gesputtert wurde. Aufzeichnungsmessungen wurden an einem Guzik-1001-Tester mit einer luftgelagerten Spindel (Hersteller: Guzik Corp., Santa Clara, Kalifornien) unter Verwendung eines Dünnfilm-Induktionskoppfes mit p1/g/p2 von 3,2/0,3/3,2 um, Spurbreite von 6,0 um und mit 42 Windungen durchgeführt. Die Aufzeichnungsmessung wurde bei einem Radius von 0,873" bei einer linearen Geschwindigkeit von 494 Inch pro Sekunde (12,547 m/s) und einer Aufzeichnungsdichte von 60 Kilogramm "Flux Changes per Inch" (2362 Kilogramm "Flux Changes per m") vorgenommen. Die nominelle Flughöhe betrug ca. 2,4 u-Inch (6,096 · 10&supmin;&sup6; m).
Tabelle II zeigt zwei Medium-Sets mit fast identischer Hc. Bei einem Vergleich des Mediums, das bei einem Argondruck von 23 mTorr ( 30,66 Nm&supmin;²) unter Verwendung einer NiP-1% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht gesputtert wurde, mit Medium, das bei einem Argondruck von 18 mTorr (23,99 Nm&supmin;¹) unter Verwendung einer NiP-3% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht gesputtert wurde, zeigt letzteres besseres OW und eine bessere PW50, während es einen nahezu identischen Schreib-Jitter und einen geringgradig besseren Bit-Shift aufweist. Beim Vergleich von Medium, das bei 18 mTorr (22,99 Nm&supmin;²) unter Verwendung einer NiP-2% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht gesputtert wurde, mit Medium, das bei 15 mTorr unter Verwendung eines NiP-3% Al&sub2;O&sub3; gesputtert wurde, zeigt letzteres besseres OW und eine bessere PW50, während gleichzeitig ein niedrigerer Schreib-Jitter und geringerer Bit-Shift aufrechterhalten wird. Beim Vergleich dieser Ergebnisse mit den in Tabelle I gezeigten sieht die Verwendung einer Nukleationsschicht mit einem Dotiermittel Medien vor, die ein sehr geringes Schreib-Jitter-Rauschen, selbst bei sehr niedrigem Argondruck aufweisen. Wie zuvor erklärt, ist dies darauf zurückzuführen, dass die ausgewählte Nukleationsschicht das Wachstum der nachfolgenden Magnetschicht definiert und großwinkelige Korngrenzen bildet, welche dem Segregant ermöglichen, sich gleichmäßig an diesen Korngrenzen zu segregieren. Dies führt zu einer vollständigen Elimination des intergranularen Austauschs und resultiert dadurch in einem extrem niedrigen Schreib-Jitter-Rauschen.
Hinweis: 1 Å = 10&supmin;¹&sup0; m
1 mTorr - 0,133 Nm&supmin;²
1 Oe 10&supmin;&sup4; Tesla im Vakumm
Fig. 10 und 11 zeigen hochaufgelöste TEM-Mikrofotografien von CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub1; Medium, das unter Verwendung von NiP-bzw. NiP-2% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschichten gesputtert wurde. Der in Fig. 10 gezeigte CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub2;-Film auf nicht dotiertem NiP wurde bei einem Argondruck von 20 mTorr (2,66 Nm&supmin;²) bei Vorliegen eines H&sub2;-Partialdruckes von 1,2 · 10&supmin;&sup0;&sup6; Torr (1,599 · 10&supmin;&sup4; Nm&supmin;²) und 0,6% N&sub2; über eine 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) dicke NiP-Unterschicht gesputtert. Der in Fig. 11 gezeigte CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub2; Film auf NiP-2% Al&sub2;O&sub3; wurde bei einem Argondruck von 15 mTorr (1,999 Nm&supmin;²) bei Vorliegen eines H&sub2;O-Partialdruckes von 1,2 · 10&supmin;&sup0;&sup6; Torr (1,599 · 10&supmin;&sup4; Nm&supmin;²) und 0,9% N&sub2; über eine 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) dicke NiP-2% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht gesputtert. Obwohl ein geringer Unterschied des Argondruckes und prozentualen Anteils von N&sub2; in Gas vorliegt, wird erwartet, dass diese im Wesentlichen keine Wirkung auf die Mikrostruktur des Films haben werden.
Fig. 10 zeigt, dass die Körner den Anschein geben, in einigen Bereichen isoliert zu sein, die meisten Körner sind jedoch mit benachbarten Körnern verbunden, was den Isolationskanal zwischen Körnern sehr ungleichmäßig und diskontinuierlich macht. Die Körner dieses Mediums sind folglich mindestens teilweise austauschgekoppelt, was veranlasst, dass die He abfällt und das Jitter-Rauschen des Mediums zunimmt. Dies erklärt, warum von Shimizu et al. (in dem zuvor erwähnten "CoPtCr Composite Magnetic Thin Films" und in der Europäischen Patentanmeldung 0 531 035 Al und der Japanischen Patentanmeldung 5-73880), selbst bei einem relativ hohen 18%igen Platingehalt eine geringere Koerzivität erhalten wurde.
Im Gegensatz dazu zeigt Fig. 11, dass die Körner durch einen ca. 10 Å (10&supmin;&sup9; m) dicken Kanal, der ausreicht, um die intergranulare Austauschwechselwirkung vollkommen zu unterbrechen und dadurch einen geringeren Schreib-Jitter und höhere Hc vorzusehen, wie von den theoretischen Arbeiten von Zhu et al., die in dem zuvor erwähnten "Micromagnetic Studies of Thin Metallic Films" beschrieben werden, gleichmäßig isoliert werden. Aufgrund des gleichmäßigen Isolationskanals und der gleichmäßigen Korngröße ist die magnetostatische Wechselwirkung zwischen den Körnern darüber hinaus gleichmäßig, wodurch eine höhere Rechteckigkeit vorgesehen wird. Fig. 10 und 11 demonstrieren eindeutig, dass eine NiP-Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht die gleichmäßige Segregation des Segregants zum Vorsehen von sehr geringem Schreib-Jitter fördert, während gleichzeitig hohe Hc und Aufrechterhaltung hoher Rechteckigkeit erreicht wird.
Fig. 10 und 11 zeigen auch deutlich, dass das Vorliegen von SiO&sub2; in der beigemischten Form der Magnetlegierung nach der Japanischen Patentanmeldung 5-197944 (Shimizu et al.) keine ausreichende Bedingung ist, um das niedrigste Schreib-Jitter-Rauschen zu gewährleisten. Die von Shimizu et al. unter dem Titel "CoPtCr Composite Magnetic Thin Films" [CoPtCr-Verbund-Magnetdünnfilme] veröffentlichte Arbeit zeigt faktisch TEM-Mikrofotografien von ungemischten CoPt&sub1;&sub8;Cr&sub1;&sub2;-Filmen und CoPt&sub1;&sub8;Cr&sub1;&sub2;-SiO&sub2;-Verbundfilmen. Dieser Verweis gibt an, dass "die Korngrenzen in keinem der beiden Filme deutlich sind, was für eine sehr feine Struktur spricht. Die Energie-dispersive Röntgenanalyse (EDX) gab zu erkennen, dass Si-Atome über alle die Verbundfilme gleichmäßig verteilt sind, ohne irgendwelche wahrnehmbaren Segregationen an der Korngrenze zu zeigen."
Wir sind der Ansicht, dass die Reduktion des Mediumrauschens in der CoCrPt-SiO&sub2;-Beimischung von Shimizu et al. primär aus der Reduktion der Korngröße, d. h. einer Reduktion des Kornrauschens entsteht. Dies zeigt, dass man nachdem von Shimizu et al. gelehrten Ansatz (d. h. ohne eine Nukleationsschicht) eine komplette Isolation zwischen den Magnetkörnern nicht erreichen kann. Wie zuvor angegeben, muss das durch den intergranularen Austausch induzierte Rauschen vollkommen eliminiert werden, um das niedrigst mögliche Rauschen zu erhalten. Wie wir gefunden haben, kann dies nur geschehen, wenn eine vorschriftsmäßige Nukleationsschicht (wie zum Beispiel NiP mit Dotiermittel) zur Förderung der Segregation des isolierenden Segregants verwendet wird. Fig. 11 zeigt, dass eine Magnetlegierung, einschließlich SiO&sub2;, die auf einer NiP-Nukleationsschicht ohne ein Dotiermittel gebildet wird, wie durch die Japanische Patentanmeldung 5-197944 (Murayama et al.) gelehrt, auch keine ausreichende Bedingung bietet, um die intergranulare Austauschkopplung vollkommen zu unterdrücken und das niedrigste Mediumrauschen vorzusehen.
Wir haben gefunden, dass um das niedrigste Mediumrauschen und sehr hohe Rechteckigkeit zu erhalten, die Magnetaufzeichnungsschicht nicht nur die auf einer vorschriftsmäßigen Nukleationsschicht gebildete unlösliche Segregant-Verbindung einschließen sollte, sondern unter den vorschriftsmäßigen Sputter-Bedingungen bei einem niedrigen Argon-Sputterdruck und niedrigen H&sub2;O-Partialdruck gesputtert werden sollte. Im Folgenden besprechen wir die Rationale hinter der Verwendung derartiger Verfahrensbedingungen.
Fig. 12 zeigt hochaufgelöste rasterelektronenmikroskopische Mikrofotografien (REM), die mit einem Rasterelektronenmikroskop von Hitachi von einem CoNi&sub9;Pt&sub1;&sub0;-Film erhalten wurden, der bei einem Argondruck von 30 mTorr (3,999 Nm&supmin;²) über eine 50 nm dicke, nicht dotierte gesputterte NiP-Unterschicht unter verschiedenen H&sub2;O-Partialdrücken gesputtert wurde. Bei 12a wird eine REM für ein Medium gezeigt, das bei einem H&sub2;O-Partialdruck von 2,8 · 10&supmin;&sup0;&sup7; Torr (3,732 · 10&supmin;&sup5; Nm&supmin;²) gesputtert wurde, 12b ist eine REM für ein Medium, das bei einem H&sub2;O-Partialdruck von 1,1 · 10&supmin;&sup0;&sup6; Ton (1,466 · 10&supmin;&sup4; Nm&supmin;²) gesputtert wurde, und 12c ist eine REM für ein Medium, das mit einem H&sub2;O-Partialdruck von 1,1 · 10&supmin;&sup0;&sup5; Ton (1,466 · 10&supmin;³ Nm&supmin;²) gesputtert wurde.
Wie bei 12a und 12b zu sehen ist, bestehen die Körner der Magnetfilme, die bei niedrigeren H&sub2;O-Partialdrücken gesputtert wurden, hauptsächlich aus einzelnen Kristallit-Körnern. Bei 12c wird jedoch eine Anzahl kleinerer Kristallite gezeigt, die sich zur Bildung von Körnern zusammenclustern. Die Größen und Formen dieser geclusterten Körner verändern sich von einem Bereich zum anderen. Einerseits sind für den CoNi&sub9;Pt&sub1;&sub0;-Film, der bei Vorliegen eines niedrigen H&sub2;O-Partialdruckes (12a und 12b) gesputtert wird, die individuellen Körner einerseits fast vollkommen einzelne CoNi&sub9;Pt&sub1;&sub0;-Kristalle. Andererseits zeigt Film 12c Bereiche, die eine Anzahl einzelner Kristallite enthalten, welche innig miteinander verbunden zu sein scheinen, die deshalb wahrscheinlich in dem geclusterten Korn hoch austauschgekoppelt sind. Während der Magnetisierungsumkehr kehren die geclusterten Körner verschiedener Größen bei verschiedenen Magnetfeldern um, was in einer breiten Schaltfeldverteilung und dadurch niedrigeren Rechteckigkeit resultiert. Folglich resultiert ein niedrigerer H&sub2;O-Partialdruck während des Sputterns in sehr gleichmäßiger Schaltung während der Magnetisierungsumkehr, um eine schärfere Schaltfeldverteilung und dadurch eine höhere S* vorzusehen.
Fig. 13 zeigt ein Kurvenbild der Koerzivitätsrechteckigkeit S* als eine Funktion des H&sub2;O-Partialdrucks in dem Sputter-Gas für die Magnetlegierungen CoNi&sub9;Pt&sub1;&sub0; und CoN&sub9;Pt&sub1;&sub0;-2% CoO, die auf einer 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) dicken Nukleationsschicht aus gesputtertem NiP (enthält 15,5 Gew.-% P) dotiert mit ca. 0,5 Gew.-% Al&sub2;O&sub3; gebildet werden. Der Argondruck während des Sputterns von sowohl der Nukleationsschicht und den Magnetschichten wurde bei 30 mTorr (3,999 Nm&supmin;²) gehalten. Fig. 13 zeigt Daten für zwei Medium-Sets, wobei eine Mrt von ca. 3,0 memu/cm² als geeignet für Aufzeichnungsanwendungen unter Verwendung eines Induktionskopfes und das andere der Medien mit einer geringeren Mrt von ca. 1,2 memu/cm², als geeignet für Aufzeichnungsanwendungen unter Verwendung magnetoresistiver Köpfe aufweist. Wie gesehen werden kann, nimmt die S* für jedes der Medien ab, während der H&sub2;O-Partialdruck während des Sputterns erhöht wird. Wie zuvor erwähnt, sollten für künftige Anwendungen mit hoher Aufzeichnungsdichte die bevorzugten Medien für Induktionskopfanwendungen eine S* von mindestens 0,85 und das bevorzugte Medium für MR-Kopfanwendungen eine S* von mindestens 0,8 aufweisen. Wir haben gefunden, dass der H&sub2;O-Partialdruck deshalb während des Sputterns mindestens unter 5 · 10&supmin;&sup0;&sup6; Torr (6,665 · 10&supmin;&sup4; Nm&supmin;²) gehalten werden sollte.
Fig. 14 zeigt die Wirkungen von variierendem Argon-Sputterdruck während der Ablagerung einer CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Legierung über einer 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) dicken Nukleationsschicht aus NiP (15,5 Gew.-% P) dotiert mit 1% Al&sub2;O&sub3;. Die Aufzeichnungsschicht war ca. 45 nm dick und der H&sub2;O-Partialdruck betrug ca. 2 · 10&supmin;&sup0;&sup6; Torr (2,66 · 10&supmin;&sup4; Nm&supmin;²). Bei 14a wird eine Aufzeichnungsschicht gezeigt, die bei einem Argondruck von 20 mTorr (2,66 Nm&supmin;²) gesputtert wurde. Die bei 14a gezeigten Körner sind hauptsächlich einzelne Kristallite von gleichmäßiger Größe, die sehr gleichmäßig verteilt sind. Bei 14b wird eine Aufzeichnungsschicht gezeigt, die bei einem Argondruck von 25 mTorr (3,325 Nm&supmin;²) gesputtert wurde. Hier beginnen sich kleinere Kristallite zur Bildung von Körnern zusammenzuclustern. Bei 14c wird eine Aufzeichnungsschicht gezeigt, die bei einem Argondruck von 30 mTorr (3,999 Nm&supmin;²) gesputtert wurde. Hier enthält der Magnetfilm eindeutig eine große Anzahl geclusterter Körner verschiedener Größe, d. h. die eine hoch ungleichmäßige Korngröße und -verteilung aufweisen. Wie zuvor erwähnt, wird erwartet, dass der bei 30 mTorr (3,999 Nm&supmin;²) gesputterte Film eine breitere Schaltfeldverteilung und geringere Rechteckigkeit aufweist. Wenn folglich der Argondruck während des Sputterns erhöht wird, ändert sich die Kornstruktur von einer höchst gleichmäßigen Korngröße und -verteilung zu einer hoch ungleichmäßigen Korngröße und -verteilung.
Tabelle III zeigt Magnet- und Aufzeichnungseigenschaften von einer CoNi&sub7;T1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Legierung, die unter verschiedenen Argon-Sputterdrücken über verschiedene Nukleationsschichten mit einer hydrierten Kohlenstoff-Überschicht von 200 Å (20 · 10&supmin;&sup8; m) gesputtert wurden. Die Aufzeichnungseigenschaften wurden an einem Guzik-501-Tester unter Verwendung eines Dünnfilm-Induktionskopfes mit p1/g/p2 von 3,2/0,3/3,2 um, einer Spurbreite von 6,0 um und 42 Windungen gemessen. Die nominelle Flughöhe betrug ca. 3,0 u-Inch (7,62 · 10&supmin;&sup6; m) bei 494 Inch pro Sekunde (12,547 m/s) und bei einer Aufzeichnungsdichte von 60 Kilogram "Flux Changes per Inch" (2362 Kilogramm "Flux Changes per m") gemessen. Es ist zu beachten, dass während der Messung eine Festplatte als ein Standard-"Referenz"-Medium verwendet wurde. Die in Tabelle III gezeigten Aufzeichnungsergebnisse sind entweder normalisierte Verhältnisse oder Unterschiede von den Werten, die für die Referenzplatte erhalten wurden. So sind zum Beispiel die OW- und Bit-Shift-Werte die Unterschiede zwischen den gemessenen Werten und den Referenzwerten, und ein höherer negativer Wert lässt eine bessere Bit-Shift-Leistung erkennen, während eine höhere positive Zahl für OW Verbesserung anzeigt. Ähnlich ist der Schreib-Jitter ein Verhältnis, für das eine Zahl kleiner als Eins Verbesserung erkennen lässt. Folglich ist für die Referenzprobe der relative OW-Wert 0, der Bit-Shift ist 0 und der Schreib-Jitter ist 1,0.
Wie gesehen werden kann, wenn der Argondruck von 30 mTorr (3,999 Nm&supmin;²) auf 20 mTorr (2,666 Nm&supmin;²) vermindert wurde, verbesserte sich das OW und die PW50, während sich der Schreib-Jitter und der Bit-Shift verschlimmerten. Beim Vergleich von S* und der SFD, wenn der Argon-Sputterdruck abfällt, erhöht sich S* und SFD nimmt ab. Obwohl folglich ein niedrigerer Argondruck aufgrund der größeren Rechteckigkeit wünschenswerter ist, ist die Anwendung dieser praktischen Ausführung in diesem Fall durch Schreib-Jitter und Bit-Shift begrenzt. Zur Kenntnis zu nehmen ist, dass in diesem Fall, verglichen mit Tabelle II, eine Nukleationsschicht mit nur 1% Al&sub2;O&sub3; als ein Dotiermittel verwendet wird und die Magnetschicht nur 2 Mol-% Segregant aufweist. Wie in Tabelle II und nachstehend gezeigt, wenn eine größere Dotiermittelmenge in der Nukleationsschicht verwendet wird, und wenn eine größere Segregantmenge in die Magnetaufzeichnungsschicht inkorporiert wird, können niedrigere Argon-Sputterdrücke (z. B. unter 20 mTorr (2,666 Nm&supmin;²)) verwendet werden, um hohe Rechteckigkeit und geringere SFD zu erzielen, während ein sehr geringes Schreib-Jitter-Rauschen aufrechterhalten wird.
Hinweis: 1 Å = 10&supmin;¹&sup0; m
1 mTorr - 0,133 Nm&supmin;²
1 Oe 10&supmin;&sup4; Tesla im Vakumm
Wir haben auch gefunden, dass das Zufügen einer kleinen Menge eines beitragenden Gases, wie zum Beispiel N&sub2;, während des Sputterns der Magentaufzeichnungsschicht in einer weiteren Reduktion des Schreib-Jitter-Rauschens und im Allgemeinen einer Verbesserung der Rechteckigkeit resultiert. Wie unten hervorgeht, haben wir gefunden, dass die Einführung einer kleinen N&sub2;-Menge während des Sputterns der erfindungsgemäßen Magnetaufzeichnungsschicht weiter bei der Verbesserung des Schreib-Jitter hilft, ohne sich negativ auf die PW50 oder das OW auszuwirken. Es wird angenommen, dass dies aus der Reduktion des Kornrauschens und einer weiteren Reduktion des durch Austausch induzierten Rauschens entsteht. Wir sind folglich der Ansicht, dass eine gewisse Menge des beitragenden Gases an den Magnetkorngrenzen segregiert wird und die individuellen Körner ferner voneinander isoliert. Wir haben auch gefunden, dass in den dickeren Magnetfilmen, wie zum Beispiel denen, die eine Mrt von ca. 2,5 memu/cm² für Induktionskopfanwendungen aufweisen, die leichte Achse (c-Achse) von der Magnetisierung der Kristalle dazu neigt, aus der Ebene heraus zu wachsen, wenn der H&sub2;O-Partialdruck sehr gering ist wie zum Beispiel unter 1,2 · 10&supmin;&sup0;&sup6; Torr (1,599 10&supmin;&sup4; Nm&supmin;²). Das Zufügen des beitragenden Gases hilft beim Zurückbringen der leichten Achse in die Ebene des Aufzeichnungsmediums. Dieses Wachstum aus der Ebene heraus war für dünnere Magnetfilme, wie zum Beispiel diejenigen mit einer Mrt von ca. 1,0 memu/cm² für magnetoresistive Kopfanwendungen, jedoch kein ernsthaftes Problem. Im Folgenden haben wir die Wirkungen der N&sub2;-Zugabe beschrieben,
Fig. 15-17 zeigen Hc, S* bzw. SFD als eine Funktion variierender N&sub2;-Konzentrationen für eine CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-CoO-Legierung mit einer Mrt von ca. 2,5 memu/cm² und in einem HF-Dioden-Sputtersystem über eine 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) dicke Nukleationsschicht aus NiP-2% Al&sub2;O&sub3; mit einem konstanten Wasser-Partialdruck von 2,0 · 10&supmin;&sup0;&sup7; Ton (2,66 · 10&supmin;&sup5; Nm&supmin;²) und einem konstanten Argondruck von 20 mTorr (2,66 Nm&supmin;²) gesputtert. Wie von Fig. 15 zu entnehmen ist, erhöhte sich die Hc der Magnetaufzeichnungsschicht bis zu einer N&sub2;-Konzentration von ca. 0,5%. Fig. 16 zeigt, dass das S* des Magnetmediums durch Einführung dieser Meinen N&sub2;-Menge während des Sputterns auch verbessert wird. Fig. 17 zeigt schließlich, dass die SFD des Mediums durch Einführung einer kleinen N&sub2;-Gasmenge während des Sputterns auch abnimmt, obwohl der Effekt bei ca. 0,2% einen Spitzenwert erreicht.
Die Ergebnisse unserer ausgiebigen Forschung an verschiedenen Magnetlegierungen haben gezeigt, dass obgleich die Natur des Effektes der Einführung eines beitragenden Gases, wie zum Beispiel N&sub2; während des Sputterns auf die Hc der Magnetschicht für verschiedene Legierungen unterschiedlich ist, die Rechteckigkeit mit der Einführung kleiner N&sub2;-Mengen im Allgemeinen immer zunimmt, und die SFD abnimmt, wenn der H&sub2;O-Partialdruck bei niedriger als 5 · 10&supmin;&sup0;&sup6; Torr (6,65 · 10&supmin;&sup4; Nm&supmin;²) aufrechterhalten wird. Wir nehmen zur Zeit an, dass die Rechteckigkeitszunahme mit der N&sub2;-Einführung aufgrund von mindestens zwei Effekten zustande kommt. Erstens unterdrückt Einführung von N&sub2;-Gas das Säulenwachstum der Magnetkörner. Zweitens zwingt die Einführung von N&sub2;-Gas, die c-Achse (die leichte Magnetisierungsachse des Kristalls) der Magnetkristalle in der Ebene des Mediums zu bleiben. Beide diese Effekte erhöhen die Rechteckigkeit und reduzieren die Schaltfeldverteilung.
Fig. 18-20 zeigen eine Draufsicht der Mikrofotografien von der hochauflösenden Transmissions-Elektronenmikroskopie (HR-TEM), die von einem Philips EM430ST von einer CoNi&sub7;T1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Legierung, die bei einem Argondruck von 20 mTorr (2,66 Nm&supmin;²) auf eine ca. 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) dicke NiP-2% Al&sub2;O&sub3;-Nukleationsschicht unter unterschiedlichem Partialdruck von Wasser und N&sub2;-Bedingungen gesputtert wurde. Fig. 18 entspricht dem Medium, das unter einem H&sub2;O-Partialdruck von ca. 3,5 · 10&supmin;&sup7; Torr (4,655 · 10&supmin;&sup5; Nm&supmin;²) und 0% N&sub2;-Gas gesputtert wurde. Fig. 19 entspricht einem Medium, das bei einem H&sub2;O-Partialdruck von ca. 3,5 · 10&supmin;&sup0;&sup7; Torr (4,655 · 10&supmin;&sup5; Nm&supmin;²) und in dem Sputter-Gas vorliegendes ca. 0,6% N&sub2;-Gas gesputtert wurde. Beim Vergleich von Fig. 18 mit Fig. 19 sind die Körner der CONi&sub7;T1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-2% CoO-Legierung in Fig. 18 kleiner und vollständiger von einem einzelnen Kristallit-Korn zu einem anderen isoliert. Dies spricht dafür, dass die Einführung von N&sub2; in weiterer Verbesserung der Segregation des Segregants resultiert, das die individuellen Körner wirksamer isoliert und zu einer weiteren Reduktion des Mediumrauschens führt. Zur gleichen Zeit wird die Korngröße weiter reduziert, was zu einer Abnahme des Kornrauschens führt. Deshalb ist ein Medium mit einem minimalen Gesamtmediumrauschen vorgesehen.
Fig. 20 zeigt einen Film, der bei etwas höherem H&sub2;O-Partialdruck, spezifisch 1,2 · 10&supmin;&sup0;&sup6; Torr (1,599 · 10&supmin;&sup4; Nm&supmin;²), aber bei Vorliegen des relativ viel höheren N&sub2;-Gehaltes von 2% gesputtert wurde. Wie hieraus hervorgeht, führt eine hohe N&sub2;-Gaskonzentration auch zu einer relativ ungleichmäßigen Korngröße und ungleichmäßigen Trennung zwischen Körnern über den Film. Folglich ist die magnetostatische Wechselwirkung zwischen Magnetkörnern ungleichmäßig über den Film hinweg, was wie in Fig. 16 und 17 gezeigt, zu einem niedrigeren S* und höherer SFD führt.
Es ist eindeutig, dass ein geringerer N&sub2;-Konzentrationsbereich vorliegt, der (1) zur Aufrechterhaltung der c-Achse der Magnetkristalle in einer Ebene, (2) zur Förderung des Wachstums eines einzelnen Kristallit-Korns und (3) zur sehr wahrscheinlichen Verbesserung des Kornisolierungseffekts durch Förderung der Segregation der unlöslichen stabilen Verbindung (CoO in diesem Fall) wünschenswert ist. Es liegt jedoch eine Grenze vor, über welcher die Mikrostruktur der Körner zu ungleichmäßig wird und folglich die Rechteckigkeit vermindert. Deshalb ist die Auswahl der richtigen N&sub2;-Menge zur Einführung während der Ablagerung der Magnetschicht sehr kritisch. Es sollte zur Kenntnis genommen werden, dass obgleich die Japanische Patentanmeldung von Murayama et al. die Verwendung von N&sub2; bespricht, der angegebene Bereich von 0,1 bis 10% für die Kontrolle der Hc der Magnetschicht nach den Lehren des US-Patentes Nr. 4,749,459 (Yamashita et al.) und nicht für die morphologische Kontrolle ist, wie anhand der vorliegenden Erfindung gelehrt wird. Wie in Fig. 20 gezeigt, führt Sputtern bei Vorliegen hoher N&sub2;-Mengen zu ungleichmäßigem Kornwachstum und letztendlich zu schlechter Rechteckigkeit. Deshalb nehmen wir an, dass es andere bevorzugte Wege zur Kontrolle der Hc als der von Murayama et al. gelehrte, wie zum Beispiel die Erhöhung des Pt-Gehaltes der Legierung, gibt.
Fig. 19 und 20 zeigen auch, dass hohe N&sub2;-Mengen selbst als ein Segregant verwendet werden können, aber wiederum, eine zu hohe N&sub2; Menge resultiert in schlechter Rechteckigkeit, einer breiteren SFD und folglich schlechter PW50 und schlechtem OW.
Deshalb kann eine Kombination von stabilem unlöslichem Segregant und kleineren N&sub2;-Mengen bei der vollkommenen Suppression der intergranularen Austauschkopplung und gleichzeitigen Aufrechterhaltung sehr hoher Rechteckigkeit extrem wirksam sein. Dies wurde im Fach eindeutig nicht erkannt, da Murayama et al. zum Beispiel den breiten Bereich von 0,1-10 Vol-% N&sub2; lehren, so breit, dass dies dafür spricht, dass sie nicht in der Lage waren, die Rolle von N&sub2; zu erkennen, wie sie mittels der vorliegenden Erfindung gelehrt wird.
Tabelle IV zeigt die Verfahrensbedingungen, magnetischen Eigenschaften und Aufzeichnungseigenschaften einer CoNi&sub7;Ti&sub1;Ta&sub3;Pt&sub1;&sub2;-Magnetlegierung mit 4 Mol-% SiO&sub2;-Segregant, die nach den Lehren dieser Erfindung gesputtert wird, um einen bevorzugten Betriebsmode zu veranschaulichen Zum Vergleich laben wir ein CoNi&sub7;Cr&sub4;Pt&sub1;&sub2;-Medium eingeschlossen, das bei hohem Argondruck über eine NiP-Nukleationsschicht ohne jedwedes Dotiermittel gesputtert wurde und eine CoNi&sub7;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub2;-Legierung mit 2 Mol-% CoO-Segregant, die bei höherem Argondruck gesputtert wurde. Jede Platte hatte eine 200 Å dicke Überschicht aus hydriertem Kohlenstoff Die Aufzeichnungsmessung wurde an einem Guzik-1001-Tester mit einem Luftlager (Hersteller: Guzik Corp., Santa Clara, Kalifornien) unter Verwendung eines Dünnfilm-Induktionskopfes von p1/g/p2 von 3,2/0,3/3,2 um, Spurbreite von 6,0 um und 42 Windungen durchgeführt. Die Aufzeichnungsmessungen wurden bei einem Radius von 0,873 Inch bei einer linearen Geschwindigkeit von 493,67 Inch pro Sekunde (12,538 m/s) bei einer Aufzeichnungsdichte von 51,45 Kilogramm "Flux Changes per Inch" (2025 pro m) und bei einer nominellen Flughöhe von ca. 2,5 u-Inch (6,35 · 10&supmin;&sup6; m) vorgenommen.
Die aus Tabelle IV hervorgehenden Aufzeichnungsergebnisse werden in Bezug auf eine Referenzplatte, bei der es sich um ein im Handel erhältliches CoCrTa-orientiertes Medium bester Leistung handelte, normalisiert. So sind zum Beispiel die OW- und Bit-Shift-Werte die Differenz mit dem Referenzmedium, und ein höherer negativer Wert lässt eine bessere Bit-Shift-Leistung erkennen, wohingegen eine höhere positive Zahl für OW auf Verbesserung hindeutet und Schreib-Jitter ein Verhältnis ist und eine Zahl kleiner als Eins Verbesserung erkennen lässt. Für die Referenzprobe ist folglich der relative OW-Wert 0, der Bit-Shift ist 0 und der Schreib-Jitter ist 1,0.
Aus Tabelle IV gehen die Aufzeichnungsergebnisse von Probe "F" hervor, die eine Magnetlegierung aus CoNi&sub7;Cr&sub4;Pt&sub1;&sub2; (ohne jedwedes Segregant) aufweist, die bei einem hohen Argondruck von 30 mTorr (3,99 Nm&supmin;²) gesputtert wurde. Wie gesehen werden kann, weist dieses Medium eine schlimmere PW50, ein schlimmeres OW und einen im Wesentlichen schlimmeren Schreib-Jitter als die Referenzprobe auf. Probe "A" besteht aus einer Magnetlegierung, die ausreichendes Segregant zu enthalten scheint, die aber bei einem höheren Argondruck von 25 mTorr (3,332 Nm&supmin;²) auf eine nicht dotierte NiP-Unterschicht gesputtert wird. Dieses Medium weist trotz des etwas geringeren Argondruckes aufgrund des Vorliegens des Segregants ein geringeres Schreib-Rauschen als das CoNi&sub7;Cr&sub4;Pt&sub1;&sub2;-Medium auf. Das OW für dieses Medium ist jedoch aus zuvor erklärten Gründen viel schlechter. Im Vergleich dazu weist Probe "G" einen geringeren Segregant-Gehalt in dem Magnetfilm, spezifisch 2%, und eine kleinere Dotiermittelmenge in der Nukleationsschicht, spezifisch 1% Al&sub2;O&sub3;, auf und wurde bei höherem Argondruck, spezifisch 23 mTorr (3,059 Nm&supmin;²), gesputtert. Der Schreib-Jitter ist besser als der von Probe "F", aber nicht so wie der von Probe "A". Das OW ist auch besser als das von Proben "F" und "A", was der mit Oxid dotieren Nukleationsschicht zuzuschreiben ist.
Probe "B" zeigt, dass die Aufzeichnungsleistung durch Erhöhung der Dotiermittelmenge in der Nukleationsschicht, spezifisch von 1% bis 2% Al&sub2;O&sub3;, und Senken des Argondruckes sogar noch weiter verbessert werden kann. Proben "B", "C" und "D" zeigen, dass die Aufzeichnungsleistung durch das Zufügen von N&sub2; in dem Sputter-Gas noch weiter verbessert werden kann. Probe "E" zeigt, dass das OW des Mediums ohne signifikante Preisgabe des Schreib-Jitter-Rauschens durch Senken des Argondruckes auf 12 mTorr (1,596 Nm&supmin;²) und geringgradige Erhöhung der Nukleationsschichtdicke auf 180 Å (1,8 · 10&supmin;&sup8; m) weiter verbessert werden kann.
Hinweis: 1 Å = 10&supmin;¹&sup0; m
1 mTorr - 0,133 Nm&supmin;²
1 Oe 10&supmin;&sup4; Tesla im Vakumm
Fig. 21 und 22 zeigen Kurvenbilder von Aufzeichnungsergebnissen aus Tabelle IV. Fig. 21 zeigt ein Kurvenbild von OW versus Schreib-Jitter für die verschiedenen in Tabelle IV gezeigten Platten. Die linke Ecke der graphischen Darstellung, wie durch die Spitze des markierten Pfeils 100 angezeigt, ist die Richtung der Verbesserung. Wie gezeigt, lassen Proben "D" und "E", die nach den Lehren der vorliegenden Erfindung gesputtert wurden, eine eindeutige Verbesserung des OW und Schreib-Jitters gegenüber Proben "A" und "G" erkennen, die dem Stand der Technik folgen. Gleichermaßen zeigt Fig. 22 ein Kurvenbild von OW versus Bit-Shift für diese Proben. Wiederum zeigt die Spitze des mit 102 markierten Pfeiles die Richtung der Verbesserung an. Wiederum zeigen Proben "D" und "E" eine eindeutige Verbesserung; der OW- und Bit-Shift-Leistung gegenüber Proben "A" und "G" an.
Fig. 23 zeigt Hc als eine Funktion von N&sub2; (%) in dem Sputter-Gas während des Sputterns von CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub2;-Medium, das bei einem Argondruck von 15 mTorr (1,99 Nm&supmin;²) über eine 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) dicke NiP-2% TiO&sub2;-Nukleationsschicht gesputtert wurde. Die Mrt dieses Mediums wurde bei ca. 1,0 memu/cm², wie für magnetoresistive Kopfanwendungen geeignet, aufrechterhalten. Wie gesehen werden kann, wurde eine extrem hohe Hc von über 2600 Oe mit 11 Atom-% Platin in der Magnetlegierung erhalten. Dies ist wiederum viel höher als die von Shimizu et al. in ihren EP- und Japanischen Patentanmeldungen beobachtete Hc, die nur 2000 Oe für 17 Atom-% Pt für eine identische Magnetschichtdicke beträgt, die schätzungsweise bei ca. 200 A (2 · 10&supmin;&sup8; m) liegt. Im Gegensatz zu der anderen in Fig. 5 gezeigten Magnetlegierung, die eine Mrt von ca. 2,5 memu/cm² aufweist, zeigt die Hc des CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub2;-Mediums eine monotone Abnahme mit einem zunehmenden prozentualen Anteil N&sub2; in dem Gas. Wir haben jedoch gefunden, dass die vorschriftsmäßige Menge des zugefügten N&sub2; zu dem Gas zu sehr geringem Mediumrauschen führt, während hohe Rechteckigkeit aufrechterhalten wird.
Aus Tabelle V geht die Aufzeichnungsleistung einer CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4 Mol-% SiO&sub2;-Legierung hervor, die bei 15 mTorr (1,99 Nm&supmin;²) unter verschiedenen N&sub2;-Mengen in dem Sputter-Gas während der Ablagerung der Magnetaufzeichnungsschicht unter Verwendung verschiedener Nukleationsschichten gesputtert wurde. Diese Medien wurden unter Verwendung eines magnetoresistiven Dualstreifen-Kopfes mit einer Spurenbreite von 3,5 um und einem Bias-Strom von 11 Milliamp. getestet. Es kann gesehen werden, wenn der prozentuale Anteil von vorliegendem 1% während des Sputterns der CoCr&sub1;&sub1;Pt&sub1;&sub1;-4% SiO&sub2;-Magnetschicht von 0 auf 0,9% erhöht wird, dass der Schreib-Jitter von 0,318 nS auf 0,256 nS vermindert wird, und sich das OW von 35,63 auf 44,94 verbessert. Wie in Fig. 23 gezeigt wird, fällt die Hc dieses Mediums monoton ab, wenn sich der prozentuale Anteil von N&sub2; erhöht, und deshalb ist die Verbesserung des OW mit zunehmendem prozentualem Anteil von N&sub2; mindestens teilweise auf einen Hc-Abfall zurückzuführen. Es ist interessant zur Kenntnis zu nehmen, dass während Hc abfällt, sich die PW50 nicht im Wesentlichen zu ändern scheint, was darauf hinzudeuten scheint, dass die Rechteckigkeit dieser Medien sehr wahrscheinlich mit einem zunehmenden prozentualen Anteil von N&sub2; im Gas zunimmt. Die CoNi&sub5;Ti1,5Ta1,5B&sub2;Pt&sub1;&sub4;-Legierung, die unter hohem Argon-Sputterdruck von 25 um gesputtert wurde und bei Vorliegen höherer prozentualer Anteile von N&sub2; in dem Sputter-Gas, ein relativ schlechtes Overwrite aufwies, obwohl der Schreib-Jitter recht gut ist.
Hinweis: 1 Å = 10&supmin;¹&sup0; m
1 mTorr - 0,133 Nm&supmin;²
1 Oe 10&supmin;&sup4; Tesla im Vakumm
Während die Erfindung unter Bezugnahme auf die spezifischen Ausführungsformen oben beschrieben wurde, werden die Fachleute auf dem Gebiet zur Kenntnis nehmen, dass in den Umfang der Ansprüche fallende Modifikationen vorgenommen werden können. So wurde die vorliegende Erfindung zum Beispiel hinsichtlich eines Mediums mit einer einzelnen Magnetaufzeichnungsschicht beschrieben. In bestimmten Anwendungen der vorliegenden Erfindung können jedoch mehrere Magnetaufzeichnungsschichten eingesetzt werden.

Claims

1. Magnetaufzeichnungsmedium umfassend:

ein Nicht-Magnetsubstrat;

eine Nukleationsschicht, die direkt oder indirekt auf genanntem Nicht-Magnetsubstrat gebildet wird, umfassend eine Verbindung aus Ni und P und mindestens einen Dotierstoff, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden von Al, Hf, Si, Ta, Ti und Zr besteht;

eine Aufzeichnungsschicht, die auf genannter Nukleationsschicht gebildet ist und die eine auf CoPt basierende Legierung und mindestens eine Segregant-Verbindung umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden mit einer Bindungsstärke von größer als 90 kcal/mol dergestalt besteht, dass die auf CoPt basierende Legierung vorwiegend einzelne Kristallit-Magnetkörner von gleichmäßiger Größe bildet, wobei einzelne Kristallit-Magnetkörner Korngrenzen aufweisen und ferner dergestalt, dass genannte Segregant-Verbindung mindestens primär an genannten Korngrenzen abgelagert wird;

wobei genannte Aufzeichnungsschicht ferner ein Element von geringer Löslichkeit umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Stickstoff und Sauerstoff dergestalt besteht, dass genanntes Element von geringer Löslichkeit primär an den Grenzen der Magnetkörner abgelagert wird;

wobei genanntes Magnetaufzeichnungsmedium eine Koerzivität von mindestens 1500·Oe (0,15 T im Vakuum), eine koerzive Rechteckigkeit und remanente koerzive Rechteckigkeit von mindestens je 0,8 und eine Schaltfeldverteilung von weniger als 0,2 aufweist.

2. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, worin genannte einzelne Kristallit-Magnetkörner einen mittleren Durchmesser von 500 Å (5 · 10&supmin;&sup8; m) oder weniger aufweisen.

3. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 1 oder 2, worin genannte einzelne Kristallit-Magnetkörner mit Zwischenraum dazwischen mittels eines minimalen Abstands von 5 Å (5 · 10&supmin;¹&sup0; m) und mittels eines maximalen Abstands von 50 Å (50 · 10&supmin;¹&sup0;) angeordnet sind, wobei der Kornzwischenraum eine Standardabweichung von weniger als ±10 Å (10 · 10&supmin;¹&sup0; m) aufweist.

4. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 2, worin genannte einzelne Kristallit-Magnetkörner mit Zwischenraum dazwischen mittels eines mittleren Abstandes von 20 Å ± 10 Å (20 ± 10 · 10&supmin;¹&sup0; m) angeordnet sind.

5. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 4, worin eine Schicht aus Isolierstoff mit einer Dicke von mindestens 10 Å (10&supmin;&sup9; m) zwischen Paaren von nebeneinander liegenden einzelnen Kristallit-Magnetkörnern abgelagert ist.

6. Magnetaufzeichnungsmedium nach einem der Ansprüche 1 bis 5, worin der Platingehalt der Aufzeichnungsschicht weniger als oder gleich 14 Atom-% und die Mrt der Aufzeichnungsschicht 2,5 memu/cm² beträgt.

7. Magnetaufzeichnungsmedium nach einem der Ansprüche 1 bis 5, worin der Platingehalt der Aufzeichnungsschicht weniger als 18 Atom-% und die Mrt der Aufzeichnungsschicht 1,0 memu/cm² beträgt.

8. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 7, worin der mittlere Durchmesser der einzelnen Kristallit-Magnetkörner weniger als 100 Å (100 · 10&supmin;¹&sup0; m) beträgt.

9. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, worin der Dotierstoffgehalt der Nukleationsschicht weniger als 10% beträgt.

10. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 9, worin die Verbindung aus Ni und P der Nukleationsschicht ein Nitrid in einer Menge von weniger als 10 Gew.-% enthält.

11. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 9, worin die Verbindung aus Ni und P der Nukleationsschicht ein Oxid in einer Menge von weniger als 10 Gew.-% enthält.

12. Magnetaufzeichnungsmedium nach Anspruch 1, worin das Medium nur eine einzelne Magnetaufzeichnungsschicht einschließt.

13. Vakuumaufdampfungstarget des Typs, der zur Sputter-Deposition eines Nukleationsschichtmaterials auf ein Substrat verwendet wird, umfassend das Gemisch einer Verbindung aus Ni und P mit mindestens einem Dotierstoff, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden von Al, Hf, St Ta, Ti und Zr und unvermeidlichen Verunreinigen besteht.

14. Verfahren zur Fertigung eines Magnetaufzeichnungsmediums, umfassend ein Vakuumaufdampfungsgerät, einschließlich des Vakuumaufdampfungstargets nach Anspruch 13, ferner umfassend ein Vakuumaufdampfungstarget, das zur Sputter-Deposition eines Magnetaufzeichnungsschichtmaterials verwendet wird, das eine auf CoPt basierende Legierung und mindestens eine Segregant-Verbindung umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden mit einer Bindungsstärke von größer als 90 kcal/mol und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.

15. Magnetaufzeichnungsmedium zur Magnetspeicherung von Daten, umfassend:

ein Nicht-Magnetsubstrat;

eine elektrolos plattierte NiP-Schicht, die direkt auf genanntem Substrat gebildet wird, das eine Dicke zwischen 5 bis 15 um aufweist, auf das eine ausgewählte Textur appliziert wurde;

eine gesputterte amorphe Nukleationsschicht, gebildet direkt auf genannter elektrolos plattierter NiP-Schicht, wobei genannte Nukleationsschicht von einer Dicke zwischen 5 und 100 nm ein Gemisch aus Ni&sub3;P und weniger als 10 Gew.-% von mindestens einem Dotierstoff umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Al&sub2;O&sub3; und TiO&sub2; besteh wobei genannte Nukleationsschicht Körner umfasst, die einen mittleren Durchmesser zwischen 50 und 500 Å (50-500 · 10&supmin;¹&sup0; m) aufweisen, die durch einen mittleren Abstand von weniger als 50 Å (5 · 10&supmin;¹&sup0; m) getrennt sind,

eine gesputterte Magnetaufzeichnungsschicht, die direkt auf genannter Nukleationsschicht gebildet wird, wobei genannte Aufzeichnungsschicht eine Legierung von Co, Pt und mindestens ein Element umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus B, Cr, Ni, Ta und Ti besteht, wobei genannte Aufzeichnungsschicht Körner umfasst, deren Größe und Zwischenraum durch die Größe und den Zwischenram der Körner von genannter Nukleationsschicht bestimmt werden, wobei die Körner von genannter Aufzeichnungsschicht einen mittleren Durchmesser zwischen 50 und 500 Å (50-500 · 10&supmin;¹&sup0; m) aufweisen, die durch einen mittleren Abstand von weniger als 50 Å (50 · 10&supmin;¹&sup0; m) getrennt sind, wobei jedes Korn eine Grenze aufweist und im Wesentlichen an genannter Grenze von einem Isolierstoff einer Dicke von weniger als 50 Å (50 · 10&supmin;¹&sup0; m) umgeben ist, wobei genanntes Isoliermaterial aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus CoO und SiO&sub2; besteht, wobei genannte Aufzeichnungsschicht ferner ein Nitrid von mindestens einem Element umfasst, wenn genanntes Element anderweitig in genannter Aufzeichnungsschicht vorliegt, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Co, B, Cr, Ni, Ta und Ti besteht; und

eine gesputterte protektive Überschichtungsschicht, die direkt auf genannter Aufzeichnungsschicht einer Dicke von weniger als 300 Å (3 · 10&supmin;&sup8; m) gebildet wurde, ein Material umfasste, ausgewählt aus der Gruppe, die aus hydriertem Kohlenstoff und ZrO&sub2; besteht.

16. Verfahren zum Herstellen eines Magnetaufzeichnungsmediums des Typs, der eine Koerzivität von mindestens 1500 Oe ( 0,15 T im Vakuum), eine koerzive Rechteckigkeit und remanente koerzive Rechteckigkeit von mindestens je 0,8 und eine Schaltfeldverteilung von weniger als 0,2 aufweist, das die folgenden Schritte umfasst:

Vorsehen eines Vakuumaufdampfungssystems mit einem Partialdruck von H&sub2;O von weniger als 50 · 10&supmin;&sup5; Torr (6,65 · 10&supmin;³ m) und einem Inertgasdruck von weniger als 20 · 10&supmin;³ Torr (2,66 Nm&supmin;²),

Einführen in das Vakuumaufdampfungssystem eines beitragenden Gases in einer Menge von mindestens 0,5 Vol-%;

Einführen eines Nicht-Magnetsubstrats in das Vakuumaufdampfungssystem;

Ablagerung direkt oder indirekt auf das Nicht-Magnetsubstrat einer Nukleationsschicht, umfassend eine Verbindung aus Ni und P und mindestens einen Dotierstoff ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden von Al, Hf, St Ta, Ti und Zr besteht und

Ablagerung auf die Nukleationsschicht einer Aufzeichnungsschicht, die auf genannter Nukleationsschicht gebildet ist und die eine auf CoPt basierende Legierung und mindestens eine Segregant-Verbindung umfasst, ausgewählt aus der Gruppe, die aus Oxiden und Nitriden mit einer Bindungsstärke von größer als 90 kcal/mol dergestalt besteht, dass die auf CoPt basierende Legierung vorwiegend einzelne Kristallit-Magnetkörner von gleichmäßiger Größe bildet, wobei einzelne Kristallit-Magnetkörner Korngrenzen aufweisen und ferner dergestalt, dass genannte Segregant-Verbindung mindestens primär an genannten Korngrenzen abgelagert wird;

worin Elemente von genanntem beitragendem Gas aus dem Vakuumaufdampfungssystem in die Aufzeichnungsschicht vorwiegend an den Grenzen der Magnetkörner eingeführt werden.

17. Verfahren nach Anspruch 16, worin das beitragende Gas ein Gas ist, ausgewählt aus der Gruppe, die aus O, N, CO, CO&sub2;, NO und N&sub2;O besteht.

18. Verfahren nach Anspruch 16 oder 17, ferner umfassend den Schritt des Einführens einer ausgewählten H&sub2;O-Menge in das Vakuumaufdampfungssystem dergestalt, dass das H&sub2;O teilweise zerfällt und als eine Quelle elementaren Sauerstoffs dient und ferner dergestalt, dass genannte Aufzeichnungsschicht zur Inkorporation von genanntem elementarem Sauerstoff an den Grenzen der Magnetkörner gebildet wird.

19. Verfahren nach Anspruch 16, 17 oder 18, worin die Vakuumaufdampfung von genannten Nukleations- und genannten Aufzeichnungsschichten Sputtering von Sputtering-Targets umfasst und ferner, worin das Sputtering-Target, aus dem die Aufzeichnungsschicht gesputtert wird, das Segregant dort hinzugefügt aufweist, und ferner genanntes Sputtering-Target, aus dem die Aufzeichnungsschicht gesputtert wird, einen Sauerstoffgehalt von unter 2000 ppm vor genannter Zugabe des Segregants aufweist.

20. Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 19, wobei die aus Oxiden und Nitriden bestehende Gruppe von As, Co, Cr, Dy, Gd, La, Lu, Ni, Os, Pm, Ru, Re, Sc, Se, Si, Sm, Sn, Ta, Tb, Th, Ti, Tm, U, V, W, Y, Zr eine Bindungsstärke von größer als 90 kcal/mol aufweist:

21. Magnetaufzeichnungsmedium, gebildet durch das Verfahren nach einem der Ansprüche 16 bis 20.

22. Verfahren für die Fertigung eines Magnetaufzeichnungsmediums, umfassend die Verwendung eines Vakuumaufdampfungsgerätes nach Anspruch 14, bestehend aus Oxiden und Nitriden von As, Co, Cr, Dy, Gd, La, Lu, Ni, Os, Pm, Ru, Re, Sc, Se, Si, Sm, Sn, Ta, Tb, Th, Ti, Tm, U, V, W, Y, Zr mit einer Bindungsstärke von größer als 90 kcal/mol.

23. Verfahren für die Fertigung von Magnetaufzeichnungsmedien unter Verwendung eines Magnetaufzeichnungsmediums nach einem der Ansprüche 1 bis 12 oder 15, wobei die Gruppe aus Oxiden und Nitriden von As, Co, Cr, Dy, Gd, La, Lu, Ni, Os, Pm, Ru, Re, Sc, Se, Si, Sm, Sn, Ta, Tb, Th, Ti, Tm, U, V, W, Y, Zr mit einer Bindungsstärke von größer als 90 kcal/mol besteht.