JP2011181140A - 磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜 - Google Patents

Abstract

【課題】 アモルファス性が高く、かつ高い結晶化温度を有する磁気記録媒体等に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜を提供する。
【解決手段】 原子比における組成式が（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}Ｎｉ_Ｙ）_{１００−ａ−ｂ}−Ｍ_ａ−Ｂ_ｂ、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５、７≦ａ、１≦ｂ≦５、１３≦ａ＋ｂ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａである磁気記録媒体用軟磁性膜であって、膜厚が１０〜５００ｎｍである磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜である。
【選択図】 図１

Description

本発明は、磁気記録媒体に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜に関するものである。

近年、磁気記録技術の進歩は著しく、ドライブの大容量化のために、磁気記録媒体の高記録密度化が進められている。しかしながら、現在、使用されている垂直磁気記録方式の磁気記録媒体で、記録密度を高めるために記録ビットを微細化していくと、磁気的に記録したデータが周囲の熱の影響で消える熱揺らぎの問題がある。そこで、これらの問題を解決し、記録密度を向上させる手段として熱アシスト磁気記録方式が検討されている。
熱アシスト磁気記録方式とは、熱揺らぎ対策のために磁気の保磁力を高めた媒体にヘッドから微細な熱を照射し、その部分の磁気保磁力を下げてデータの記録を行う方式である。この、熱アシスト磁気記録方式においては、高い保磁力を有するＦｅＰｔ規則合金等の記録層と軟磁性膜層とを有する記録媒体が開発されている。

このような磁気記録媒体の軟磁性膜としては、高い飽和磁束密度を有することが要求されており、飽和磁束密度が大きいＦｅ−Ｃｏ合金が一般的に利用されている。また、優れた軟磁気特性を有するためと、軟磁性膜表面の凹凸部からのノイズ発生を抑制するためにアモルファス性の高い合金膜が望まれている。アモルファスとは、結晶のように原子配列が規則的ではなく、短距離秩序はあるが、長距離秩序がないと定義されているが、より短距離秩序をなくす、つまりアモルファス性が高いことが上述の点で好ましい。さらに、熱アシスト磁気記録方式においては、記録層であるＦｅＰｔ合金等を規則化させるために高温アニール処理が必要であり、それに伴って軟磁性膜が結晶化してアモルファスから結晶質膜に変化し、高周波透磁率が低下し記録の際に高転送レートでの書込性が劣化してしまうという問題が指摘されている。（例えば、特許文献１参照）。
また、これまでの一般的な垂直磁気記録媒体のアモルファスの軟磁性膜としては、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔａ合金膜（例えば、特許文献２参照）やＦｅ−Ｃｏ−Ｂ合金膜（例えば、特許文献３参照）が提案されている。

特開２００８−７１４５５号公報 特開２０１０−２４５４８号公報 特開２００４−３０７４０号公報

本発明者らの検討によれば、上述の特許文献２に開示される軟磁性膜形成用ターゲット材を用いて成膜したＦｅ−Ｃｏ−Ｔa合金軟磁性膜では、Ｆｅ−Ｃｏ合金にＴａを添加することにより高い結晶化温度を有していたものの、アモルファス性が低いことを確認した。一方、上述の特許文献３に開示されるＦｅ−Ｃｏ−Ｂ合金軟磁性膜では、アモルファス性、結晶化温度とも低いことを確認した。
本発明の目的は、上記の問題を解決し、アモルファス性が高く、かつ高い結晶化温度を有する磁気記録媒体に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜を提供することである。

本発明者らは、磁気記録媒体に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜について、Ｆｅ−Ｃｏ系合金への添加元素について種々の検討を行った結果、Ｎｂおよび／またはＴａとＢを複合添加し、そして、それぞれの好適な添加範囲を見出し本発明に到達した。

すなわち、本発明は、原子比における組成式が（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}Ｎｉ_Ｙ）_{１００−ａ−ｂ}−Ｍ_ａ−Ｂ_ｂ、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５、７≦ａ、１≦ｂ≦５、１３≦ａ＋ｂ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａである磁気記録媒体用軟磁性膜であって、膜厚が１０〜５００ｎｍの磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜である。

本発明により、アモルファス性が高く、かつ高い結晶化温度を有する磁気記録媒体に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜を提供でき、磁気記録媒体を製造する上で極めて有効な技術となる。

実施例１のＸ線回折強度チャートである。 比較例１のＸ線回折強度チャートである。 比較例２のＸ線回折強度チャートである。 実施例２のＸ線回折強度チャートである。 比較例３のＸ線回折強度チャートである。

本発明の最も重要な特徴は、軟磁性膜としてＦｅ−Ｃｏ系合金中に、アモルファス性と結晶化温度を高めるための最適な元素としてＮｂおよび／またはＴａとＢとを選択し、さらに上記の効果を実現するためのそれぞれの最適な添加量を見出した点にある。

まず、本発明のベースとなるＦｅ−Ｃｏ系合金に関して説明する。
本発明の合金のベースとなるＦｅ−Ｃｏ合金は、原子比による組成式が（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}Ｎｉ_Ｙ）、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５で表される組成である。それは、この組成範囲にあるＦｅ−Ｃｏ合金は飽和磁化が大きく、軟磁性膜として適切であるためである。なお、Ｆｅ−Ｃｏ合金に対して、最大２５原子％のＮｉで置換することも可能である。Ｎｉをこの範囲で含有させることで、磁歪が低減でき、薄膜の軟磁気特性を向上させる効果があるためである。なお、高い飽和磁化膜が要求される場合にはＮｉは含有させない方が好ましい。また、Ｎｉの組成比が原子比で２５％を超えると飽和磁化の低下が大きくなる。

本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金では、上述のＦｅ−Ｃｏ合金にＭ元素としてＮｂおよび／またはＴａを７原子％以上含有するものである。それは、Ｍ元素の添加によりＦｅ−Ｃｏ合金がアモルファス化すると同時に、Ｍ元素自身の融点も高い上、Ｆｅ−Ｃｏ合金の融点を上昇させることができるため軟磁性膜が結晶質化する温度である結晶化温度を高めることが可能となるためである。なお、Ｍ元素の添加量が７原子％に満たない場合には、Ｆｅ−Ｃｏ合金のアモルファス化が困難となる。

本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金では、上述のＭ元素であるＮｂやＴａを含有するＦｅ−Ｃｏ系合金にアモルファス性をさらに効果的に向上させる必須元素としてＢを１原子％以上５原子％以下で、かつＭ元素との合計で１３〜２５原子％含有する。Ｂは、Ｆｅ−Ｃｏ系合金のアモルファス化を促進させる元素であり、特に原子半径の異なるＭ元素と複合的に含有させることで、Ｆｅ−Ｃｏ系合金のアモルファス化をさらに促進させることが可能となる。なお、ＢとＭ元素との合計が１３原子％に満たない場合には、アモルファス化と結晶化温度を高める効果が少なく、２５原子％を超えると飽和磁化の低下が大きくなるため、１３〜２５原子％の範囲に制御することが重要である。

また、本発明の磁気記録媒体用軟磁性膜においては、Ｂの含有量を５原子％以下とする。それは、５原子％を超えるＢを添加すると結晶化温度が低下するためである。さらに、Ｂを多量に含む軟磁性膜を形成するためには、軟磁性膜を形成するために用いられるスパッタリングターゲット材中に多量のＢを含有させる必要がある。Ｂを多量に含むターゲット材ではＢがミクロ組織中に硼化物として存在することとなるため、この硼化物がスパッタリング時の異常放電やパーティクルなどの問題の原因となる場合がある。そこで、Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜のスパッタリング成膜時の問題を抑制するためにも、Ｂの含有量は５原子％以下とした。

また、本発明の磁気記録媒体用軟磁性膜においては、膜厚を１０〜５００ｎｍとする。それは、膜厚が１０ｎｍ未満であると、膜厚が薄いために、磁気記録における記録効率低下が顕著になり、記録ビットの磁化反転が確実に行えない問題が生じる場合がある。一方、膜厚が５００ｎｍを超えると膜応力が大きくなり膜が剥れやすくなり、さらに膜を形成するのに時間がかかり、生産性が低下するためである。

上述したＦｅ−Ｃｏ系合金膜を形成する方法としては、真空蒸着法、スパッタリング法および化学気相成長法を用いることができる。中でも高速に安定した膜が形成できるため、Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜と同一組成のターゲット材をスパッタリングして薄膜を形成するスパッタリング法が好ましい。

上述したＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜を形成するために用いられるスパッタリングターゲット材の製造方法としては、溶解鋳造法や粉末焼結法が適用可能である。溶解鋳造法では、鋳造インゴット、もしくは、鋳造インゴットに塑性加工や加圧加工を加えたバルク体とすることで製造可能となる。また、粉末焼結法では、ガスアトマイズ法でＦｅ−Ｃｏ系合金の最終組成の合金粉末を製造し原料粉末とすることや、複数の合金粉末や純金属粉末をＦｅ−Ｃｏ系合金の最終組成となるように混合した混合粉末を原料粉末とすることが可能である。原料粉末の焼結方法としては、熱間静水圧プレス、ホットプレス、放電プラズマ焼結、押し出しプレス焼結等の加圧焼結を用いることが可能である。

以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
（実施例１）
まず、純度９９．９％以上の原料を用い（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８７−Ｔａ_１０−Ｂ_３（原子％）合金組成となる合金溶湯を真空溶解し、Ａｒガスによるガスアトマイズ法によってガスアトマイズ粉末を作製し、２５０μｍの篩で分級した。そして得られたガスアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間１時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製したターゲット材をＤＣマグネトロンスパッタ装置（アネルバ社製３０１０）のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空到達温度２×１０^−５Ｐａ以下となるまで排気を行った後、寸法７５×２５ｍｍのガラス基板上にＡｒガス圧０．６Ｐａ、投入電力５００Ｗの条件にて膜厚２００ｎｍの軟磁性膜を形成した。

（比較例１）
純度９９．９％以上の原料を用い（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８７−Ｔａ_５−Ｂ_８（原子％）合金組成となる合金溶湯を真空溶解し、Ａｒガスによるガスアトマイズ法によってガスアトマイズ粉末を作製する以外は、実施例１と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材を作製した。また、作製したターゲット材を使用して、実施例１と同一の条件で、寸法７５×２５ｍｍのガラス基板上に膜厚２００ｎｍの軟磁性膜を形成した。

（比較例２）
それそれ純度９９．９％以上のＦｅ原料粉末（１５０μｍアンダー）、Ｃｏ原料粉末（２５０μｍアンダー）、Ｔａ原料粉末（４５μｍアンダー）を準備し、（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８７−Ｔａ_１３（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度１２５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材を作製した。また、作製したターゲット材を使用して、実施例１と同一の条件で、寸法７５×２５ｍｍのガラス基板上に膜厚２００ｎｍの軟磁性膜を形成した。

上記で形成した実施例１、比較例１、比較例２の軟磁性膜を形成した各ガラス基板を５個（寸法２５×２５ｍｍ）に切断した試料を作製した。各試料について、以下の測定を行った。
（１）Ｘ線回折による半価幅測定
各例の試料のうち１個を（株）リガク製Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ２５００Ｖを使用し、線源にＣｏを用いて軟磁性膜のＸ線回折測定を行った。得られたＸ線回折パターンから２θ＝５２°付近のブロードなピークの半価幅を求め、表１に示した。ここで、半価幅とは、Ｘ線回折ピークの１／２強度におけるピーク幅であり、アモルファス性の高い膜では、原子配列の短距離秩序がよりなくなるため、Ｘ線回折ピークがブロードになり、半価幅は大きくなる。
（２）結晶化温度の測定
各例の試料のうち４個を使用して、０．５Ｐａ以下に減圧した真空雰囲気で、それぞれ３００℃×１０分、３５０℃×１０分、４００℃×１０分、４５０℃×１０分の加熱処理を施した後、Ｘ線回折測定を行った。図１に実施例１のＸ線回折パターンを、図２に比較例１のＸ線回折パターンを、図３に比較例２のＸ線回折パターンをそれぞれ示す。図１〜３から、結晶化温度を求め、表１に示した。

表１から、実施例１のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜と比較例１のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、比較例２のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜より半価幅が大きいためアモルファス性が高いことが分かる。また、実施例1のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜と比較例２のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、比較例１のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜より高い結晶化温度を有していることが分かる。
よって、ＴａとＢとを適量添加した本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、アモルファス性が高く、かつ高い結晶化温度を有していることが確認できた。

（実施例２）
純度９９．９％以上の原料を用い（Ｆｅ_６５−Ｃｏ_３５）_８７−Ｔａ_８−Ｂ_５（原子％）合金組成となる合金溶湯を真空溶解し、Ａｒガスによるガスアトマイズ法によってガスアトマイズ粉末を作製する以外は、実施例１と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材を作製した。また、作製したターゲット材を使用して、実施例１と同一の条件で、寸法７５×２５ｍｍのガラス基板上に膜厚２００ｎｍの軟磁性膜を形成した。

（比較例３）
それそれ純度９９．９％以上のＦｅ原料粉末（１５０μｍアンダー）、Ｆｅ_８８−Ｂ_１２（原子％）合金ガスアトマイズ粉末、Ｃｏ_８８−Ｂ_１２（原子％）合金ガスアトマイズ粉末を準備し、（Ｆｅ_６５−Ｃｏ_３５）_８７−Ｂ_１３（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度１２５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材を作製した。また、作製したターゲット材を使用して、実施例１と同一の条件で、寸法７５×２５ｍｍのガラス基板上に膜厚２００ｎｍの軟磁性膜を形成した。

上記で形成した実施例２、比較例３の軟磁性膜を形成した各ガラス基板を５個（寸法２５×２５ｍｍ）に切断した試料を作製した。各試料について、以下の測定を行った。
（１）Ｘ線回折による半価幅測定
各例の試料のうち１個を（株）リガク製Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ２５００Ｖを使用し、線源にＣｏを用いてＸ線回折測定を行った。得られたＸ線回折パターンから２θ＝５２°付近のブロードなピークの半価幅を求め、表２に示した。
（２）結晶化温度の測定
各例の試料のうち４個を使用して、０．５Ｐａ以下に減圧した真空雰囲気で、それぞれ３００℃×１０分、３５０℃×１０分、４００℃×１０分、４５０℃×１０分の加熱処理を施した後、Ｘ線回折測定を行った。図４に実施例２のＸ線回折パターンを、図５に比較例３のＸ線回折パターンをそれぞれ示す。図４、５から、結晶化温度を求め、表２に示した。

表２から、実施例２のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、比較例３のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜より半価幅が大きいためアモルファス性が高く、かつ高い結晶化温度を有していることが分かる。
よって、ＴａとＢとを適量添加した本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、アモルファス性が高く、かつ高い結晶化温度を有していることが確認できた。

本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、アモルファス性が高く、かつ高い結晶化温度を有しているため、磁気記録媒体等の軟磁性膜として有用であり、適用が可能である。

Claims (1)

1. 原子比における組成式が（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}Ｎｉ_Ｙ）_{１００−ａ−ｂ}−Ｍ_ａ−Ｂ_ｂ、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５、７≦ａ、１≦ｂ≦５、１３≦ａ＋ｂ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａである磁気記録媒体用軟磁性膜であって、膜厚が１０〜５００ｎｍであることを特徴とする磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜。