【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、コンピュータや映像記録に用いる垂直磁気記録媒体に関し、特に熱安定性に優れ高密度の磁気記録が可能な垂直磁気記録媒体に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、ハードディスクの記録方式としては、画面内記録方式がほとんど採用されており、その磁気記録層は、ほとんどがコバルト−クロム（ＣｏＣｒ）系微粒子を用いて形成されている。そして、高密度化のため、磁気記録層を構成する粒子のさらなる微粒子化が推進されている。
【０００３】
そして、微粒子化を進めると個々の微粒子の持つ磁気エネルギーは小さくなり、この磁気エネルギーは、室温の熱エネルギー（ｋｂＴ、ｋｂはボルツマン定数（−１．３８×１０−１６ｅｒｇ／Ｋ）、Ｔは絶対温度。）に近づいてきている。その結果、記録された磁化情報が熱振動によって時間の経過とともに消える、いわゆる、熱揺らぎによる記録限界に近づいてきた。
【０００４】
熱揺らぎによる記録限界の大幅な向上は、コバルト−クロムのような微粒子媒体を用いる限り困難であると考えられ、この記録限界を打ち破るための研究が行われている。その解決策の一つとして、垂直磁気記録方式があるが、垂直磁気記録方式においても磁気記録層を微細化すると熱緩和による記録限界が存在する。
【０００５】
そのため、面内と膜厚方向に連続な構造をしている希土類鉄非晶質合金を磁気記録層に用いるという提案がある。しかし、現在報告されている非晶質媒体は、熱揺らぎによる記録磁化の減衰は少ないが、ノイズが高いため、高密度記録は困難であった。これは希土類遷移金属合金やコバルト／パラジウム多層膜といった高い垂直磁気異方性を有する連続膜は一般に面内方向の磁気的な相互作用が強いため、記録後に磁壁が移動して記録マークが乱れたり、消失したりすることがあるからである。
【０００６】
そこでコバルト／パラジウム多層膜系の媒体において、磁気記録層を構成するコバルト（Ｃｏ）膜および／またはパラジウム（Ｐｄ）膜にホウ素などの非磁性元素を添加して、磁気記録層を構成する粒子を孤立させて磁壁のピニングを行い、ノイズを低減する手法が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
【０００７】
【特許文献１】
特開２００２−２５０３２号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このような従来の技術では、磁壁をピニングするために添加した非磁性元素の存在によって、保磁力や垂直磁気異方性などの高密度化にとって重要な磁気特性が低下してしまうため、高密度化が図れないという問題があった。
【０００９】
本発明は、このような従来技術の問題点に鑑みなされたものであり、本発明の目的は、垂直磁気異方性の低下を抑制し、かつノイズを低減することが可能な垂直磁気記録媒体を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記問題点を解決するために、従来の面内記録より高密度化に有利な垂直磁気記録に注目し、面内は連続的であるが膜厚方向には周期構造を有し、かつ垂直磁気異方性を有するコバルト膜とパラジウム膜の積層膜に着目した。この媒体をスパッタ法でコバルト膜とパラジウム膜を交互に積層した磁気記録層の層厚などを変えるとともに、スパッタガス圧を変えて試作した。試作した媒体について磁気特性の測定と磁気力顕微鏡による磁化分布の測定、スピンスタンドを用いて記録再生実験を行い、作製条件と膜の構造を最適化することで以下の発明をした。
【００１１】
請求項１に係る発明は、非磁性支持体の上に形成されたパラジウム下地層の上に、コバルト膜とパラジウム膜とをこの順に交互に積層して得られる強磁性金属薄膜を形成した垂直磁気記録媒体において、前記強磁性金属薄膜の膜厚を１５ｎｍ以上かつ３０ｎｍ以下の範囲内とし、前記強磁性金属薄膜に含まれるコバルト膜厚ｄＣｏと前記強磁性金属薄膜に含まれるパラジウム膜厚ｄＰｄとの比ｄＣｏ／ｄＰｄを０．１７から０．４３とし、強磁性金属薄膜の磁気クラスターサイズを６０ｎｍ以下とし、前記パラジウム下地層の膜厚を２０ｎｍ以上とした構成を有している。
この構成により、垂直磁気異方性の低下を抑制し、かつノイズを低減することが可能な垂直磁気記録媒体を実現することができる。
【００１２】
ここで、パラジウム下地層の成膜時に使用するスパッタガスとしてアルゴンを用いた場合、そのガス圧は５．５ｍＴｏｒｒから２０ｍＴｏｒｒの範囲で上記の発明に係る成膜を行うことができる。なお、上記の成膜にはスパッタ法の他に蒸着法、レーザアブレーション法、イオンビームスパッタ法を用いて成膜することができる。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について、図面を用いて詳細に説明する。
図１は、本発明の実施の形態に係る垂直磁気記録媒体の断面構造を概念的に示した図である。図１において、垂直磁気記録媒体１００は、非磁性支持体としての基板１０１に、下地層１０２、および垂直磁気記録層１０３を含むように構成される。また、垂直磁気記録層１０３の上にさらに保護層１０４、潤滑層１０５等を積層するのでもよい。
【００１４】
基板１０１は、非磁性の支持体からなり、例えば、ディスク形状に加工された、ガラス基板、アルミニウム基板、シリコン基板、カーボン基板、ポリカーボネート基板、その他の基板が使用できる。以下では、基板１０１のことを「非磁性支持体１０１」ともいう。ここで、非磁性支持体１０１のディスクサイズは特に限定されるものではなく、一般的な１．０ｉｎｃｈφ〜５．２５ｉｎｃｈφのディスクサイズの基板を使用するのでもよい。また、厚みも特に限定されるものではなく、０．１〜２．０ｍｍのものが使用できる。
【００１５】
なお、ハードディスクでは、磁気ヘッドを極僅かに浮上させて走行させながら記録再生を行うため、基板１０１の表面粗さは平滑であることが好ましい。このため、基板１０１表面を物理的あるいは化学的に研磨して、鏡面加工することが好ましい。本発明においてコバルト／パラジウム多層膜からなる垂直磁気記録層１０３を用いる場合、垂直磁気記録層１０３は基板１０１を加熱することなく室温で成膜しても十分な磁気特性がえられるため、コバルト−クロム（ＣｏＣｒ）系合金の様に成膜に際して基板加熱をすることが不要であり、生産性に優れていると同時に、コバルト−クロム系合金で使用することが難しかったプラスティック基板も使用することができる。
【００１６】
本発明では磁気記録層の記録特性を改善するため、垂直磁気記録層１０３の下に下地層１０２を設けることが好ましい。この下地層１０２としては、パラジウムが特に好ましい。このパラジウム（Ｐｄ）の膜を下地層１０２にすることよって垂直磁気記録層１０３の初期成長層を低減できるため、低ノイズの記録特性を得ることができる。以下では、下地層１０２はパラジウムの膜によって形成されるものとし、下地層１０２のことをパラジウム下地層１０２という。
【００１７】
また、垂直磁気記録層１０３の面内の磁気的相互作用を弱め、本発明の反転磁界分布、角型比を達成してノイズを低減するためには、パラジウム下地層１０２の成膜条件および膜厚を調整することでパラジウム下地層１０２上に適切な表面粗さを形成したり、パラジウム下地層１０２にシリカ、室化ケイ素、ホウ素などの非磁性元素、非磁性化合物を添加したりすることによって下地層１０２を、いわゆる、グラニュラ構造とすればよい。
【００１８】
本実施の形態では、基板１０１寄りの方向を「下」の方向といい、基板１０１から遠ざかる方向を「上」の方向という。また、反転磁界分布とは、磁化曲線を印加磁界の方向に微分を取って得られた微分曲線において、磁化反転が生じる保磁力近傍に現れる微分曲線のピークの半値幅ｄＨと保磁力Ｈｃの比で求められる値のことをいう。さらに、角型比とは、飽和磁化に対する残留磁化の比のことをいう。
【００１９】
パラジウム下地層１０２の膜厚は２０ｎｍ以上であり、特に好ましくは２０〜５０ｎｍの範囲である。膜厚がこれ以下では下地層１０２を設ける効果が得られず、これ以上では下地層１０２の粒子成長による表面性の低下や面内方向の粒径の増大によって反転磁界分布が増大し、ノイズが増加してしまう。したがって、本発明の反転磁界分布、角型比を達成するように、パラジウム下地層１０２膜厚を調整するものとする。
【００２０】
パラジウム下地層１０２は、例えばスパッタ法で作成するのでもよい。この際、スパッタ条件及び膜厚を調整し、適度な表面粗さ、結晶構造を付与する必要がある。表面粗さとしてはＲｍａｘで５〜２０ｎｍ、粒子のサイズとして１〜３０ｎｍ程度が好ましい。パラジウム下地層１０２を生成するためのスパッタ法としては、例えば、ＤＣスパッタ法、ＲＦスパッタ法、ＤＣパルススパッタ法、ＲＦバイアススパッタ法、反応性スパッタ法などを使用するのでもよい。
【００２１】
パラジウム下地層１０２をスパッタ法で成膜する場合、スパッタリングのために導入するガス（以下、単に「スパッタガス」という。）として、例えば、アルゴンなどの希ガスを用いるが、このガス圧を変更することで、表面粗さや粒子サイズを変化させることができる。スパッタガスのガス圧（以下、単に「スパッタガス圧」という。）が２０ｍＴｏｒｒ程度の場合、一般に、パラジウム下地層１０２は微小な粒子群からなる状態（以下、単に「粒状」という。）を呈し、細かな凹凸が高密度に形成された表面性となる。逆にガス圧を低くすると、パラジウムは連続膜となり、平坦な表面性となる。
【００２２】
パラジウム下地層１０２が粒状を呈すると、この粒状に応じて後述のコバルト／パラジウム多層膜が成膜されるため、この粒状に対応した磁壁のピン止め効果が得られ、面内の磁気的相互作用が弱まる。ガス圧が低い（例えば０．５ｍＴｏｒｒ程度）場合には磁壁移動型の磁気記録層を形成しやすく、交換相互作用が強くなる。したがって、本発明においては、スパッタガス圧を５．５〜２０ｍＴｏｒｒの範囲内の値とする。
【００２３】
パラジウム下地層１０２にホウ素などの非磁性元素を添加する場合には、パラジウムに非磁性元素を添加して合金化したターゲットを用いてスパッタリングするのでもよい。また、パラジウム下地層１０２に酸素などを導入する場合には、アルゴンなどのスパッタガスに加え、微量の酸素を導入し、スパッタリングすることで膜中に酸素を含有するパラジウム下地層１０２を形成することができる（反応性スパッタ）。
【００２４】
パラジウム下地層１０２に適切な非磁性元素を導入するとパラジウム下地層１０２が粒状化しやすくなり、いわゆるグラニュラ構造の膜を形成できる。この様に作製したグラニュラ構造のパラジウム下地層１０２は、上記の高ガス圧スパッタで形成したパラジウム下地層１０２と同様に、この上に形成するコバルト／パラジウム多層膜からなる磁気記録層の磁壁のピン止め効果が得られるため、磁気記録層における面内方向の交換相互作用を制御することできる。
【００２５】
次に、パラジウム下地層１０２上に形成する垂直磁気記録層（単に、「記録層」ともいう。）１０３について説明する。本発明においては、垂直磁気記録層１０３は、コバルト／パラジウム多層膜によって構成されるため、垂直磁気記録層１０３を、コバルト／パラジウム多層膜ともいう。本発明においてコバルト膜の厚みｄＣｏとパラジウム（Ｐｄ）膜の厚みｄＰｄの比ｄＣｏ／ｄＰｄは（以下、単に「コバルト／パラジウム層厚比ｄＣｏ／ｄＰｄ」という。また、コバルト／パラジウム垂直磁気記録層１０３の厚みを「記録層厚」という。）０．１７から０．４３の範囲（以下、「適正範囲比」という。）である。
【００２６】
コバルト膜が薄くなってこの適正範囲比を下回ると、磁気記録層が磁性を失ってしまい、逆にコバルト膜が厚くなって適性範囲比を上回ると保磁力が低下し、ノイズが上昇してしまう。また、パラジウム膜が薄くなってこの適正範囲比を上回ると、垂直磁気異方性が低下し、出力の低下やノイズの増加を生じ、逆にパラジウム膜が厚くなって適性範囲比を下回ると磁化が減少するため、出力の低下を生じてしまう。
【００２７】
このコバルト膜およびパラジウム膜を必要量積層することで好ましい磁気記録層厚を得る。本発明のコバルト／パラジウム多層膜からなる磁気記録層全体の膜厚は、１５〜３０ｎｍの範囲内にあるものとする。これ以上膜厚を薄くすると保磁力が大きく低下すると共に、熱揺らぎの影響が無視できなくなる。逆に、これ以上厚くすると、磁化量の増加によってノイズが大きくなってしまう。
【００２８】
上記の膜構成と後述の成膜条件とを制御することで、磁気記録層の垂直方向の保磁力および飽和磁化を制御することができる。ここで、保磁力としては、１５００Ｏｅ〜８０００Ｏｅの範囲内にあることが好ましい。保磁力が低いと反磁界による逆磁区の形成が生じやすくなり、保磁力が高すぎると、磁気ヘッドの信号書き込みが困難となる。ここで、１［Ｏｅ］は、１０３／４π［Ａｍ−１］である。
【００２９】
また、このコバルト／パラジウム多層膜は、前述のように面内方向の磁気的交換結合が非常に強いことが知られており、これを制御する方法としてはパラジウム下地層１０２の設計が有効であるが、さらにコバルトあるいはパラジウム中に微量の酸素や窒素を添加して磁性体を孤立させる手法も使用できる。
【００３０】
また、パラジウム下地層１０２の形成の場合と同様に、コバルト／パラジウム多層膜をスパッタ法で形成する際のスパッタガス圧によっても交換相互作用を制御することができる。一般に、ガス圧を高く（例えば２０ｍＴｏｒｒ程度）すると、コバルト／パラジウム多層膜は微小な粒子からなる粒状を呈し、細かな凹凸が高密度に形成された表面性となる。
【００３１】
逆に、ガス圧を低下させるとパラジウム下地層１０２に見られる粒状がほぼ消え、平坦な表面性となる。コバルト／パラジウム多層膜が粒状を呈すると、この粒状に応じた磁壁のピン止め効果が得られ、面内の磁気的相互作用が弱まる。ガス圧が低い（例えば０．５ｍＴｏｒｒ程度）場合には、磁壁移動型の磁気記録層を形成しやすく、交換相互作用が強くなる。
【００３２】
コバルト／パラジウム多層膜の作製方法としては、真空蒸着法、スパッタ法等の物理的蒸着法をあげることができるが、組成制御と膜厚制御が容易である点で、スパッタ法が特に好ましい。スパッタ法としては、例えば、ＤＣスパッタ法、ＲＦスパッタ法、ＤＣパルススパッタ法、ＲＦバイアススパッタ法、反応性スパッタ法などを使用するのでもよい。スパッタは、支持体を保持させた基板１０１を回転させて、コバルトまたはパラジウムのターゲットにほぼ対抗する位置を通過させて膜を形成する方法や、逆に支持体を保持させた基板１０１を固定し、各ターゲットを回転させて通過させて膜を形成する方法で行うのでもよい。
【００３３】
また、単磁極ヘッドと組み合わせて使用する場合には、支持体とパラジウム下地層１０２との間に軟磁性材料からなる裏打ち層を設けてもよい。軟磁性材料としては、例えば、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ系、Ｃｏ−Ｎｂ−Ｚｒ系、Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ系、Ｆｅ−Ａｌ−Ｓｉ系等の磁性合金材料を使用することができる。裏打ち層の膜厚は、３０〜２００ｎｍが好ましい。
【００３４】
次に、垂直磁気記録層１０３上に作製する保護層１０４について説明する。保護層１０４は、垂直磁気記録層１０３に含まれる金属材料の腐蝕を防止し、磁気ヘッドと磁気ディスクとの擬似接触または接触摺動による磨耗を防止して、走行耐久性、耐食性を改善するために設けられる。
【００３５】
保護層１０４には、シリカ、アルミナ、チタニア、ジルコニア、酸化コバルト、酸化ニッケルなどの酸化物、窒化チタン、窒化ケイ素、窒化ホウ素などの窒化物、炭化ケイ素、炭化クロム、炭化ホウ素等の炭化物、グラファイト、無定型カーボンなどの炭素等の材料を使用することができる。
【００３６】
保護層１０４としては、磁気ヘッド材質と同等またはそれ以上の硬度を有する硬質膜であり、摺動中に焼き付きを生じ難く、その効果が安定して持続するものが、摺動耐久性に優れており好ましい。また、同時にピンホールが少ないものが、耐食性に優れておりより好ましい。このような保護膜としては、ＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法やスパッタリング法で作製されるＤＬＣ（Ｄｉａｍｏｎｄｌｉｋｅ Ｃａｒｂｏｎ）と呼ばれる硬質炭素膜があげられる。
【００３７】
保護層１０４上には、走行耐久性および耐食性を改善するために、潤滑膜が設けられる。潤滑膜には、公知の炭化水素系潤滑剤、フッ素系潤滑剤、極圧添加剤等の潤滑剤が使用される。
【００３８】
炭化水素系潤滑剤としては、ステアリン酸、オレイン酸等のカルボン酸類、ステアリン酸ブチル等のエステル類、オクタデシルスルホン酸等のスルホン酸類、リン酸モノオクタデシル等のリン酸エステル類、ステアリルアルコール、オレイルアルコール等のアルコール類、ステアリン酸アミド等のカルボン故アミド類、ステアリルアミン等のアミン類などがあげられる。
【００３９】
フッ素系潤滑剤としては、上記炭化水素系潤滑剤のアルキル基の一部または全体をフルオロアルキル基もしくはパーフルオロポリエーテル基で置換した潤滑剤があげられる。パーフルオロポリエーテル基としては、パーフルオロメチレンオキシド重合体、パーフルオロエチレンオキシド重合体、パーフルオロ−ｎ−プロピレンオキシド重合体（ＣＦ２ＣＦ２ＣＦ２Ｏ）ｎ、パーフルオロイソプロピレンオキシド重合体（ＣＦ（ＣＦ３）ＣＦ２Ｏ）ｎ、またはこれらの共重合体等があげられる。具体的には、分子末端に水酸基を有するパーフルオロメチレン−パーフルオロエチレン共重合体（アウジモント社製、商品名「ＦＯＭＢＬＩＮ Ｚ−ＤＯＬ」）等があげられる。
【００４０】
極圧添加剤としては、リン酸トリラウリル等のリン酸エステル類、亜リン酸トリラウリル等の亜リン酸エステル類、トリチオ亜リン酸トリラウリル等のチオ亜リン酸エステルやチオリン酸エステル類、二硫化ジベンジル等の硫黄系極圧剤などがあげられる。
【００４１】
なお、上記の潤滑剤は、単独もしくは複数を併用して使用することができ、潤滑剤を有機溶剤に溶解した溶液を、スピンコート法、ディップコート法等で保護層１０４表面に塗布するか、真空蒸着法により保護層１０４裏面に付着させればよい。潤滑剤の塗布量としては、０．５〜２ｎｍが特に好ましい。
【００４２】
また、耐食性をさらに高めるために、防錆剤を併用することが好ましい。防錆剤としては、ベンゾトリアゾール、ベンズイミダソール、プリン、ピリミジン等の窒素含有複素環類もしくはこれらの母核にアルキル側鎖等を導入した誘導体、または、ベンゾチアゾール、２−メルカプトンベンゾチアゾール、テトラザインテン環化合物、チオウラシル化合物等の窒素、または、硫黄含有複素環類もしくはこの誘導体等があげられる。これら防錆剤は、潤滑割に混合して保護層１０４上に塗布してもよく、潤滑剤を塗布する前に保護層１０４上に塗布し、その上に潤滑剤を塗布するのでもよい。防錆剤の塗布量としては、潤滑剤の塗布量に対して０．１〜１０ｗｔ％が好ましい。
【００４３】
上述の製造方法で作製した磁気記録媒体は、工程で付着した塵埃や潤滑剤の凝集が生じることがある。このため、作製した磁気記録媒体は熱処理、ワイピング、バーニッシュなどのクリーニング工程によってクリーニングされることが好ましい。
【００４４】
次に、磁気クラスターサイズの評価方法と磁気クラスターサイズがメディアに与える影響について説明する。一般に、磁気記録媒体を交流消磁すると、その磁区を静磁的にとりうる最小サイズにすることができる。これを磁気クラスターサイズとして定義すると、交流消磁された媒体表面を磁気顕微鏡ＭＦＭにより観察し、自己相関関数の半値幅を計算することにより磁気クラスターサイズを求めることができる。磁気クラスターサイズは、媒体上に記録可能な最短ビット長となるとともに、交流消磁ノイズやＳ／Ｎと強い相関を持っている。
【００４５】
試作した垂直磁気記録媒体１００の断面構造は図１に示すようになっている。基板１０１として表面が平坦な強化ガラスを用い、この基板１０１上にスパッタ法により、パラジウム下地層１０２、垂直磁気記録層（コバルト／パラジウム多層膜）１０３、保護層１０４を順次積層した。
【００４６】
パラジウム下地層１０２を１０〜７５ｎｍ、垂直磁気記録層１０３としてコバルト膜とパラジウム膜を２０〜３０層まで、層厚を２０〜３０ｎｍまで交互に積層し、膜厚５ｎｍのカーボン保護膜４（膜厚５ｎｍ）を形成した。これらを形成後、さらに、１ｎｍの膜厚で潤滑剤をコーティングして潤滑層１０５を形成し、垂直磁気記録媒体１００を得た。
【００４７】
本発明では、コバルト膜とパラジウム膜の厚さ、垂直磁気記録層１０３の層厚などを変化させるとともに、スパッタガスとしてアルゴンを用い、異なるアルゴンガス圧下で媒体を作製した。
【００４８】
上記方法で作製した垂直磁気記録媒体１００の磁気特性は、試料振動型磁化測定装置（ＶＭＳ）とカー効果測定装置を用いた。記録再生特性の測定には、スピンスタンドを用いた。また、消磁後の磁化分布は、磁気力顕微鏡（ＭＦＭ）で観察し、この磁化分布から磁気クラスターサイズを求め記録可能密度を導出した。角型比Ｓは、磁気ヒステリシスループから求めた。再生出力の減衰率とＳ／Ｎは、記録再生実験を行って測定した。
【００４９】
表１にパラジウム下地層１０２の厚さ、成膜時のアルゴンガス圧、膜厚などを変えた媒体の磁気クラスターサイズ、記録可能密度、Ｓ／Ｎなどの測定結果を示す。
【表１】
表１に示す全ての垂直磁気記録媒体１００において、記録１０００秒後の再生出力の減衰率は０で、熱緩和特性は非常に良かった。ここで、Ｓ／Ｎは、０からピークまでの値を実効値（ｒｍｓ）で割ったものをデシベル（ｄＢ）で表示したものである。
【００５０】
第２図に、規格化交流ノイズの磁気クラスターサイズ依存性を示す。交流ノイズは磁気クラスターサイズと強い相関を示しており、磁気クラスターサイズの減少とともに交流ノイズも減沙している。また、磁気クラスターサイズはＳ／Ｎとも強い相関があり、第３図に示したように、記録密度５００ｋＦＣＩにおいて、−２０ｄＢ以上のＳ／Ｎを達成するには、磁気クラスターサイズが６０ｎｍ以下であることが必要となる。
【００５１】
第４図に、磁気クラスターサイズの垂直磁気記録層（Ｐｄ／Ｃｏ）厚依存性を示す。垂直磁気記録層１０３が１５ｎｍから３０ｎｍの範囲では、磁気クラスターサイズは６０ｎｍ以下が達成できる。
【００５２】
パラジウム下地層１０２膜厚を変えたときの磁気クラスターサイズの変化を第５図に示す。磁気クラスターサイズは、パラジウム下地層１０２膜厚が３０ｎｍでピークを示し、さらにパラジウム膜厚が厚くなると６０ｎｍ程度で一定となる。この測定結果と第１表から熱緩和特性が良く、６０ｎｍ以下の磁気クラスターサイズを達成するためにはパラジウム下地層１０２厚は２０ｎｍ以上必要である。また、５００ｋＦＣＩの記録密度におけるＳ／Ｎは、パラジウム下地層１０２の厚さを２０ｎｍから３０ｎｍにすると１０ｄＢ良くなった。
【００５３】
第６図に、磁気クラスターサイズのｄＣｏ／ｄＰｄ依存性を示す。この結果と表１から熱緩和特性が良く、６０ｎｍ以下の磁気クラスターサイズは、ｄＣｏ／ｄＰｄが０．１７から０．４３の範囲で達成できる。
【００５４】
第７図に、磁気クラスターサイズとパラジウム下地層１０２作製時のアルゴンガス圧との関係を示す。アルゴンガス圧が２ｍＴｏｒｒにおける磁気クラスターサイズは１４０ｎｍ程度であるが、アルゴンガス圧を増やすと磁気クラスターサイズは減少する。この実験と表１から、熱緩和特性が良く６０ｎｍ以下の磁気クラスターサイズを達成するためには、６．５ｍＴｏｒｒ以上のアルゴンガス圧が必要であることがわかる。また、Ｓ／Ｎは図５と同様にアルゴンガス圧の増加で向上した。
【００５５】
以上説明したように、本発明の垂直磁気記録媒体は、垂直磁気異方性の低下を抑制し、かつノイズを低減することができるとともに、従来の微粒子媒体に比べ記録後の出力減衰を少なく、粒界ノイズを少なくできる。また、連続膜であるので表面平滑性の良い媒体が期待できる。よって、磁気記録において高密度で経時変化が少なく信頼性の高い記録媒体を提供でき、工業上非常に有用である。
【００５６】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明は、垂直磁気異方性の低下を抑制し、かつノイズを低減することが可能な垂直磁気記録媒体を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施の形態に係る垂直磁気記録媒体の断面構造を示す図である。
【図２】規格化交流ノイズの磁気クラスターサイズ依存性を示す図である。
【図３】記録密度５００ｋＦＣＩにおけるＳ／Ｎの磁気クラスターサイズ依存性を示す図である。
【図４】磁気クラスターサイズのコバルト／パラジウム記録層厚依存性を示す図である。
【図５】パラジウム下地層厚を変えたときの磁気クラスターサイズを示す図である。
【図６】磁気クラスターサイズの、コバルト膜厚とパラジウム膜厚の比（ｄＣｏ／ｄＰｄ）との関係を示す図である。
【図７】磁気クラスターサイズの、パラジウム下地層作製時におけるアルゴンガス圧依存性を示す図である。
【符号の説明】
１００ 垂直磁気記録媒体
１０１ 基板
１０２ 下地層
１０３ 垂直磁気記録層
１０４ 保護層
１０５ 潤滑層[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a perpendicular magnetic recording medium used for computers and video recording, and more particularly to a perpendicular magnetic recording medium having excellent thermal stability and capable of high-density magnetic recording.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, an in-screen recording method has been almost adopted as a recording method for hard disks, and the magnetic recording layer is mostly formed using cobalt-chromium (CoCr) fine particles. In order to increase the density, further downsizing of the particles constituting the magnetic recording layer is being promoted.
[0003]
The magnetic energy of the individual particles Proceeding micronized decreases, the magnetic energy is thermal energy at room temperature (k b T, k b is the Boltzmann constant (-1.38 × 10 -16 erg / K ) , T is an absolute temperature.) As a result, the recorded magnetization information disappears with the passage of time due to thermal vibration, which is approaching the so-called recording limit due to thermal fluctuation.
[0004]
A significant improvement in the recording limit due to thermal fluctuation is considered to be difficult as long as a fine particle medium such as cobalt-chromium is used, and research is being conducted to overcome this recording limit. As one of the solutions, there is a perpendicular magnetic recording system. Even in the perpendicular magnetic recording system, there is a recording limit due to thermal relaxation when the magnetic recording layer is miniaturized.
[0005]
For this reason, there is a proposal to use a rare earth iron amorphous alloy having a continuous structure in the plane and in the film thickness direction for the magnetic recording layer. However, although the amorphous media currently reported have little attenuation of recording magnetization due to thermal fluctuation, high noise recording is difficult due to high noise. This is because continuous films with high perpendicular magnetic anisotropy, such as rare earth transition metal alloys and cobalt / palladium multilayer films, generally have strong magnetic interaction in the in-plane direction. Because it may disappear.
[0006]
Therefore, in a cobalt / palladium multilayer film-based medium, a nonmagnetic element such as boron is added to a cobalt (Co) film and / or a palladium (Pd) film constituting the magnetic recording layer to form particles constituting the magnetic recording layer. There has been proposed a method of reducing noise by performing domain wall pinning by isolation (see, for example, Patent Document 1).
[0007]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 2002-25032
[Problems to be solved by the invention]
However, in such a conventional technique, the presence of nonmagnetic elements added for pinning the domain wall deteriorates magnetic properties important for high density such as coercive force and perpendicular magnetic anisotropy. There was a problem that high density could not be achieved.
[0009]
The present invention has been made in view of such problems of the prior art, and an object of the present invention is a perpendicular magnetic recording medium capable of suppressing a decrease in perpendicular magnetic anisotropy and reducing noise. Is to provide.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, the present inventors have focused on perpendicular magnetic recording, which is advantageous for higher density than conventional in-plane recording, and the in-plane is continuous, but a periodic structure is formed in the film thickness direction. Attention was paid to a laminated film of a cobalt film and a palladium film having a perpendicular magnetic anisotropy. This medium was manufactured by changing the thickness of the magnetic recording layer in which cobalt films and palladium films were alternately laminated by sputtering, and changing the sputtering gas pressure. We measured the magnetic properties of the prototyped medium, measured the magnetization distribution with a magnetic force microscope, and performed recording / reproduction experiments using a spinstand, and optimized the fabrication conditions and the film structure to make the following invention.
[0011]
The invention according to claim 1 is a perpendicular magnetic in which a ferromagnetic metal thin film obtained by alternately laminating a cobalt film and a palladium film in this order on a palladium underlayer formed on a nonmagnetic support is formed. In the recording medium, the film thickness of the ferromagnetic metal thin film is in the range of 15 nm or more and 30 nm or less, and the cobalt film thickness d Co contained in the ferromagnetic metal thin film and the palladium film thickness d Pd contained in the ferromagnetic metal thin film. The ratio d Co / d Pd is 0.17 to 0.43, the magnetic cluster size of the ferromagnetic metal thin film is 60 nm or less, and the thickness of the palladium underlayer is 20 nm or more.
With this configuration, it is possible to realize a perpendicular magnetic recording medium capable of suppressing a decrease in perpendicular magnetic anisotropy and reducing noise.
[0012]
Here, when argon is used as the sputtering gas used when forming the palladium underlayer, the film formation according to the above-described invention can be performed with a gas pressure in the range of 5.5 mTorr to 20 mTorr. In addition to the sputtering method, the above film formation can be performed using a vapor deposition method, a laser ablation method, or an ion beam sputtering method.
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
FIG. 1 is a diagram conceptually showing a cross-sectional structure of a perpendicular magnetic recording medium according to an embodiment of the present invention. In FIG. 1, a perpendicular magnetic recording medium 100 is configured to include a base layer 102 and a perpendicular magnetic recording layer 103 on a substrate 101 as a nonmagnetic support. Further, a protective layer 104, a lubricating layer 105, and the like may be further laminated on the perpendicular magnetic recording layer 103.
[0014]
The substrate 101 is made of a nonmagnetic support, and for example, a glass substrate, an aluminum substrate, a silicon substrate, a carbon substrate, a polycarbonate substrate, and other substrates processed into a disk shape can be used. Hereinafter, the substrate 101 is also referred to as “nonmagnetic support 101”. Here, the disk size of the nonmagnetic support 101 is not particularly limited, and a general disk size substrate of 1.0 inchφ to 5.25 inchφ may be used. Also, the thickness is not particularly limited, and a thickness of 0.1 to 2.0 mm can be used.
[0015]
In the hard disk, since the recording / reproduction is performed while the magnetic head is slightly lifted and moved, the surface roughness of the substrate 101 is preferably smooth. For this reason, it is preferable that the surface of the substrate 101 is physically or chemically polished to be mirror-finished. In the present invention, when the perpendicular magnetic recording layer 103 composed of a cobalt / palladium multilayer film is used, the perpendicular magnetic recording layer 103 can obtain sufficient magnetic properties even if it is formed at room temperature without heating the substrate 101. It is not necessary to heat the substrate during film formation like a chromium (CoCr) -based alloy, and it is possible to use a plastic substrate that is excellent in productivity and difficult to use with a cobalt-chromium-based alloy. it can.
[0016]
In the present invention, in order to improve the recording characteristics of the magnetic recording layer, it is preferable to provide the under layer 102 under the perpendicular magnetic recording layer 103. As the underlayer 102, palladium is particularly preferable. By using the palladium (Pd) film as the underlayer 102, the initial growth layer of the perpendicular magnetic recording layer 103 can be reduced, so that low noise recording characteristics can be obtained. Hereinafter, the underlayer 102 is assumed to be formed of a palladium film, and the underlayer 102 is referred to as a palladium underlayer 102.
[0017]
Further, in order to weaken the in-plane magnetic interaction of the perpendicular magnetic recording layer 103 and achieve the switching field distribution and squareness ratio of the present invention to reduce noise, the film formation conditions and film of the palladium underlayer 102 are reduced. By adjusting the thickness, an appropriate surface roughness is formed on the palladium underlayer 102, or by adding a nonmagnetic element or nonmagnetic compound such as silica, silicon nitride, or boron to the palladium underlayer 102. The base layer 102 may have a so-called granular structure.
[0018]
In this embodiment, a direction closer to the substrate 101 is referred to as a “down” direction, and a direction away from the substrate 101 is referred to as an “up” direction. The reversal magnetic field distribution is the ratio between the half-value width dH of the peak of the differential curve that appears in the vicinity of the coercive force where magnetization reversal occurs and the coercive force Hc in the differential curve obtained by differentiating the magnetization curve in the direction of the applied magnetic field. This is the value obtained by. Furthermore, the squareness ratio refers to the ratio of residual magnetization to saturation magnetization.
[0019]
The film thickness of the palladium underlayer 102 is 20 nm or more, and particularly preferably in the range of 20 to 50 nm. If the film thickness is less than this, the effect of providing the underlayer 102 cannot be obtained, and if it is more than this, the reversal magnetic field distribution increases due to the decrease in surface properties due to particle growth of the underlayer 102 or the increase in the in-plane direction particle size, and noise is generated. It will increase. Therefore, the palladium underlayer 102 film thickness is adjusted so as to achieve the switching field distribution and squareness ratio of the present invention.
[0020]
For example, the palladium underlayer 102 may be formed by sputtering. At this time, it is necessary to adjust the sputtering conditions and the film thickness to give an appropriate surface roughness and crystal structure. The surface roughness is preferably about 5 to 20 nm in Rmax and about 1 to 30 nm as the particle size. As a sputtering method for generating the palladium underlayer 102, for example, a DC sputtering method, an RF sputtering method, a DC pulse sputtering method, an RF bias sputtering method, a reactive sputtering method, or the like may be used.
[0021]
When the palladium underlayer 102 is formed by sputtering, for example, a rare gas such as argon is used as a gas to be introduced for sputtering (hereinafter simply referred to as “sputtering gas”), but this gas pressure is changed. Thus, the surface roughness and particle size can be changed. When the gas pressure of the sputtering gas (hereinafter simply referred to as “sputtering gas pressure”) is about 20 mTorr, generally, the palladium underlayer 102 is in a state of being composed of minute particles (hereinafter simply referred to as “granular”). The surface has fine irregularities formed at high density. Conversely, when the gas pressure is lowered, palladium becomes a continuous film and has a flat surface property.
[0022]
When the palladium underlayer 102 has a granular shape, a later-described cobalt / palladium multilayer film is formed in accordance with the granularity. Therefore, a domain wall pinning effect corresponding to the granular shape is obtained, and in-plane magnetic interaction is achieved. Is weakened. When the gas pressure is low (for example, about 0.5 mTorr), it is easy to form a domain wall motion type magnetic recording layer, and the exchange interaction becomes strong. Therefore, in the present invention, the sputtering gas pressure is set to a value within the range of 5.5 to 20 mTorr.
[0023]
When a nonmagnetic element such as boron is added to the palladium underlayer 102, sputtering may be performed using a target that is alloyed by adding a nonmagnetic element to palladium. In addition, when oxygen or the like is introduced into the palladium base layer 102, a trace amount of oxygen is introduced in addition to a sputtering gas such as argon, and the palladium base layer 102 containing oxygen is formed in the film by sputtering. (Reactive sputtering).
[0024]
When an appropriate nonmagnetic element is introduced into the palladium underlayer 102, the palladium underlayer 102 is easily granulated, and a so-called granular structure film can be formed. The palladium underlayer 102 having a granular structure thus produced is similar to the palladium underlayer 102 formed by the high gas pressure sputtering described above, and the pin of the domain wall of the magnetic recording layer made of a cobalt / palladium multilayer film formed thereon is used. Since the stop effect is obtained, the exchange interaction in the in-plane direction in the magnetic recording layer can be controlled.
[0025]
Next, the perpendicular magnetic recording layer (also simply referred to as “recording layer”) 103 formed on the palladium underlayer 102 will be described. In the present invention, since the perpendicular magnetic recording layer 103 is composed of a cobalt / palladium multilayer film, the perpendicular magnetic recording layer 103 is also referred to as a cobalt / palladium multilayer film. The ratio d Co / d Pd thickness d Pd cobalt film thickness d Co and palladium (Pd) film of the present invention (hereinafter, simply referred to. The "cobalt / palladium layer thickness ratio d Co / d Pd", cobalt / The thickness of the palladium perpendicular magnetic recording layer 103 is referred to as “recording layer thickness.” The range is from 0.17 to 0.43 (hereinafter referred to as “appropriate range ratio”).
[0026]
If the cobalt film becomes thin and falls below this appropriate range ratio, the magnetic recording layer loses magnetism. Conversely, if the cobalt film becomes thick and exceeds the appropriate range ratio, the coercive force decreases and noise increases. . Also, if the palladium film becomes thinner and exceeds this appropriate range ratio, the perpendicular magnetic anisotropy decreases, causing a decrease in output and an increase in noise. Conversely, if the palladium film becomes thick and falls below the appropriate range ratio, the magnetization is reduced. As a result, the output decreases.
[0027]
A desirable magnetic recording layer thickness is obtained by laminating a necessary amount of the cobalt film and the palladium film. The film thickness of the entire magnetic recording layer comprising the cobalt / palladium multilayer film of the present invention is in the range of 15 to 30 nm. If the film thickness is further reduced, the coercive force is greatly reduced and the influence of thermal fluctuation cannot be ignored. On the other hand, if it is thicker than this, noise increases due to an increase in the amount of magnetization.
[0028]
By controlling the above film configuration and the film forming conditions described later, the coercive force and saturation magnetization in the perpendicular direction of the magnetic recording layer can be controlled. Here, the coercive force is preferably in the range of 1500 Oe to 8000 Oe. If the coercive force is low, reverse magnetic domains are likely to be formed due to the demagnetizing field, and if the coercive force is too high, signal writing of the magnetic head becomes difficult. Here, 1 [Oe] is 10 3 / 4π [Am −1 ].
[0029]
Further, as described above, this cobalt / palladium multilayer film is known to have a very strong magnetic exchange coupling in the in-plane direction. As a method for controlling this, the design of the palladium underlayer 102 is effective. However, it is also possible to use a technique in which a magnetic substance is isolated by adding a trace amount of oxygen or nitrogen into cobalt or palladium.
[0030]
Similarly to the formation of the palladium underlayer 102, the exchange interaction can be controlled by the sputtering gas pressure when the cobalt / palladium multilayer film is formed by sputtering. In general, when the gas pressure is increased (for example, about 20 mTorr), the cobalt / palladium multilayer film has a granular shape composed of fine particles, and has a surface property in which fine irregularities are formed at a high density.
[0031]
On the other hand, when the gas pressure is lowered, the granularity seen in the palladium underlayer 102 is almost eliminated and a flat surface property is obtained. When the cobalt / palladium multilayer film is granular, a domain wall pinning effect corresponding to the granularity is obtained, and the in-plane magnetic interaction is weakened. When the gas pressure is low (for example, about 0.5 mTorr), it is easy to form a domain wall motion type magnetic recording layer and the exchange interaction becomes strong.
[0032]
Examples of the method for producing the cobalt / palladium multilayer film include physical vapor deposition methods such as vacuum vapor deposition and sputtering. Sputtering is particularly preferred in terms of easy composition control and film thickness control. As the sputtering method, for example, a DC sputtering method, an RF sputtering method, a DC pulse sputtering method, an RF bias sputtering method, a reactive sputtering method, or the like may be used. Sputtering involves rotating the substrate 101 holding the support and passing it through a position almost opposite to the cobalt or palladium target to form a film, or conversely fixing the substrate 101 holding the support. Alternatively, the film may be formed by rotating and passing each target.
[0033]
When used in combination with a single magnetic pole head, a backing layer made of a soft magnetic material may be provided between the support and the palladium underlayer 102. As the soft magnetic material, for example, a magnetic alloy material such as Fe—Ta—C, Co—Nb—Zr, Co—Ta—Zr, or Fe—Al—Si can be used. The thickness of the backing layer is preferably 30 to 200 nm.
[0034]
Next, the protective layer 104 formed on the perpendicular magnetic recording layer 103 will be described. The protective layer 104 prevents corrosion of the metal material contained in the perpendicular magnetic recording layer 103, prevents wear caused by pseudo contact or contact sliding between the magnetic head and the magnetic disk, and improves running durability and corrosion resistance. Is provided.
[0035]
The protective layer 104 includes oxides such as silica, alumina, titania, zirconia, cobalt oxide and nickel oxide, nitrides such as titanium nitride, silicon nitride and boron nitride, carbides such as silicon carbide, chromium carbide and boron carbide, graphite A material such as carbon such as amorphous carbon can be used.
[0036]
The protective layer 104 is a hard film having a hardness equal to or higher than that of the magnetic head material. The protective layer 104 is resistant to seizure during sliding and has a stable effect, and has excellent sliding durability. It is preferable. At the same time, those having few pinholes are more preferred because they have excellent corrosion resistance. As such a protective film, there is a hard carbon film called DLC (Diamondlike Carbon) produced by a CVD (Chemical Vapor Deposition) method or a sputtering method.
[0037]
A lubricating film is provided on the protective layer 104 in order to improve running durability and corrosion resistance. As the lubricating film, a known lubricant such as a hydrocarbon-based lubricant, a fluorine-based lubricant, or an extreme pressure additive is used.
[0038]
Hydrocarbon lubricants include carboxylic acids such as stearic acid and oleic acid, esters such as butyl stearate, sulfonic acids such as octadecyl sulfonic acid, phosphate esters such as monooctadecyl phosphate, stearyl alcohol, oleyl alcohol And alcohols such as stearic acid amides, amines such as stearylamine and the like.
[0039]
Examples of the fluorine-based lubricant include a lubricant in which part or all of the alkyl group of the hydrocarbon-based lubricant is substituted with a fluoroalkyl group or a perfluoropolyether group. Examples of perfluoropolyether groups include perfluoromethylene oxide polymer, perfluoroethylene oxide polymer, perfluoro-n-propylene oxide polymer (CF 2 CF 2 CF 2 O) n , perfluoroisopropylene oxide polymer (CF (CF 3 ) CF 2 O) n , or a copolymer thereof. Specifically, a perfluoromethylene-perfluoroethylene copolymer having a hydroxyl group at the molecular end (trade name “FOMBLIN Z-DOL” manufactured by Augmont Co., Ltd.) and the like can be mentioned.
[0040]
Extreme pressure additives include phosphate esters such as trilauryl phosphate, phosphites such as trilauryl phosphite, thiophosphites and thiophosphates such as trilauryl trithiophosphite, dibenzyl disulfide And sulfur-based extreme pressure agents.
[0041]
The above-mentioned lubricant can be used alone or in combination, and a solution obtained by dissolving the lubricant in an organic solvent is applied to the surface of the protective layer 104 by a spin coat method, a dip coat method, or the like. What is necessary is just to make it adhere to the protective layer 104 back surface by a vacuum evaporation method. The coating amount of the lubricant is particularly preferably 0.5 to 2 nm.
[0042]
Moreover, in order to further improve corrosion resistance, it is preferable to use a rust inhibitor together. Examples of the rust preventive agent include nitrogen-containing heterocycles such as benzotriazole, benzimidazole, purine, and pyrimidine, or derivatives obtained by introducing alkyl side chains into the mother nucleus thereof, or benzothiazole, 2-mercapton benzothiazole. , Tetrazainten ring compounds, nitrogen such as thiouracil compounds, or sulfur-containing heterocycles or derivatives thereof. These rust preventives may be mixed with the lubricant and applied onto the protective layer 104, or may be applied onto the protective layer 104 before applying the lubricant, and the lubricant may be applied thereon. The coating amount of the rust inhibitor is preferably 0.1 to 10 wt% with respect to the coating amount of the lubricant.
[0043]
The magnetic recording medium produced by the above-described manufacturing method may cause aggregation of dust and lubricant adhered in the process. For this reason, the produced magnetic recording medium is preferably cleaned by a cleaning process such as heat treatment, wiping, or burnishing.
[0044]
Next, the evaluation method of the magnetic cluster size and the influence of the magnetic cluster size on the media will be described. Generally, when a magnetic recording medium is AC demagnetized, the magnetic domain can be reduced to a minimum size that can be taken magnetostatically. When this is defined as the magnetic cluster size, the surface of the AC demagnetized medium is observed with a magnetic microscope MFM, and the half-value width of the autocorrelation function is calculated to obtain the magnetic cluster size. The magnetic cluster size is the shortest bit length that can be recorded on the medium, and has a strong correlation with AC demagnetization noise and S / N.
[0045]
The cross-sectional structure of the prototyped perpendicular magnetic recording medium 100 is as shown in FIG. Tempered glass having a flat surface was used as the substrate 101, and a palladium underlayer 102, a perpendicular magnetic recording layer (cobalt / palladium multilayer film) 103, and a protective layer 104 were sequentially laminated on the substrate 101 by sputtering.
[0046]
The palladium underlayer 102 is 10 to 75 nm, the cobalt magnetic film and the palladium film 20 to 30 layers are stacked alternately as the perpendicular magnetic recording layer 103, and the layer thickness is 20 to 30 nm. 5 nm). After these were formed, a lubricant was coated to a thickness of 1 nm to form a lubricating layer 105, whereby the perpendicular magnetic recording medium 100 was obtained.
[0047]
In the present invention, the thickness of the cobalt film and the palladium film, the thickness of the perpendicular magnetic recording layer 103, and the like were changed, and argon was used as the sputtering gas, and the medium was produced under different argon gas pressures.
[0048]
For the magnetic characteristics of the perpendicular magnetic recording medium 100 manufactured by the above method, a sample vibration type magnetization measuring device (VMS) and a Kerr effect measuring device were used. A spin stand was used to measure the recording / reproduction characteristics. Further, the magnetization distribution after demagnetization was observed with a magnetic force microscope (MFM), and the magnetic cluster size was obtained from this magnetization distribution to derive the recordable density. The squareness ratio S was determined from a magnetic hysteresis loop. The attenuation rate and S / N of the reproduction output were measured by performing a recording / reproduction experiment.
[0049]
Table 1 shows the measurement results such as the magnetic cluster size, recordable density, and S / N of the medium in which the thickness of the palladium underlayer 102, the argon gas pressure at the time of film formation, the film thickness, and the like are changed.
[Table 1]
In all the perpendicular magnetic recording media 100 shown in Table 1, the attenuation factor of the reproduction output after 1000 seconds of recording was 0, and the thermal relaxation characteristics were very good. Here, S / N is a value obtained by dividing the value from 0 to the peak by the effective value (rms) and expressed in decibels (dB).
[0050]
FIG. 2 shows the dependence of normalized AC noise on the magnetic cluster size. The AC noise shows a strong correlation with the magnetic cluster size, and the AC noise decreases as the magnetic cluster size decreases. The magnetic cluster size also has a strong correlation with S / N. As shown in FIG. 3, the magnetic cluster size is 60 nm or less in order to achieve an S / N of -20 dB or more at a recording density of 500 kFCI. It will be necessary.
[0051]
FIG. 4 shows the dependence of the magnetic cluster size on the perpendicular magnetic recording layer (Pd / Co) thickness. When the perpendicular magnetic recording layer 103 is in the range of 15 nm to 30 nm, the magnetic cluster size can be 60 nm or less.
[0052]
FIG. 5 shows changes in the magnetic cluster size when the thickness of the palladium underlayer 102 is changed. The magnetic cluster size shows a peak when the film thickness of the palladium underlayer 102 is 30 nm, and becomes constant at about 60 nm as the palladium film thickness increases. From this measurement result and Table 1, the thermal relaxation characteristics are good, and in order to achieve a magnetic cluster size of 60 nm or less, the thickness of the palladium underlayer 102 needs to be 20 nm or more. Further, the S / N at a recording density of 500 kFCI was improved by 10 dB when the thickness of the palladium underlayer 102 was changed from 20 nm to 30 nm.
[0053]
FIG. 6 shows the d Co / d Pd dependence of the magnetic cluster size. From this result and Table 1, the thermal relaxation characteristics are good, and a magnetic cluster size of 60 nm or less can be achieved when d Co / d Pd is in the range of 0.17 to 0.43.
[0054]
FIG. 7 shows the relationship between the magnetic cluster size and the argon gas pressure when the palladium underlayer 102 is produced. The magnetic cluster size at an argon gas pressure of 2 mTorr is about 140 nm, but the magnetic cluster size decreases as the argon gas pressure is increased. From this experiment and Table 1, it can be seen that an argon gas pressure of 6.5 mTorr or more is necessary to achieve a magnetic cluster size of 60 nm or less with good thermal relaxation characteristics. Further, S / N was improved by increasing the argon gas pressure as in FIG.
[0055]
As described above, the perpendicular magnetic recording medium of the present invention can suppress a decrease in perpendicular magnetic anisotropy and reduce noise, and has less output attenuation after recording than a conventional fine particle medium, Grain boundary noise can be reduced. Moreover, since it is a continuous film, a medium with good surface smoothness can be expected. Therefore, it is possible to provide a highly reliable recording medium with high density and little change over time in magnetic recording, which is very useful industrially.
[0056]
【The invention's effect】
As described above, the present invention can realize a perpendicular magnetic recording medium capable of suppressing a decrease in perpendicular magnetic anisotropy and reducing noise.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a cross-sectional structure of a perpendicular magnetic recording medium according to an embodiment of the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing the dependence of normalized AC noise on the magnetic cluster size.
FIG. 3 is a diagram showing the dependence of S / N on the magnetic cluster size at a recording density of 500 kFCI.
FIG. 4 is a diagram showing the dependence of the magnetic cluster size on the thickness of a cobalt / palladium recording layer.
FIG. 5 is a diagram showing the magnetic cluster size when the palladium underlayer thickness is changed.
FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the cobalt film thickness and palladium film thickness ratio (d Co / d Pd ) of the magnetic cluster size.
FIG. 7 is a diagram showing the dependence of the magnetic cluster size on the argon gas pressure during the production of a palladium underlayer.
[Explanation of symbols]
100 perpendicular magnetic recording medium 101 substrate 102 underlayer 103 perpendicular magnetic recording layer 104 protective layer 105 lubricating layer
