JP3792177B2 - Magneto-optical recording medium - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、光磁気記録媒体に関し、特に基板上に積層された磁性膜等の側から光を入射して情報の記録、再生を行う光磁気記録媒体に関する。
【０００２】
【従来の技術】
基板上に記録層、保護層等を積層し、記録層にレーザ光を入射して情報の記録、再生を行う光磁気記録媒体（以下、記録媒体ともいう）が実現されている。情報量の増大等に伴いこのような記録媒体においても記録密度の向上が求められている。記録媒体の記録密度とレーザ光のスポットサイズとの間には一定の相関があることから、高い記録密度を実現するために、レーザ光のスポットサイズを小さくすることが求められている。記録媒体に入射されるレーザ光（レーザビーム）のスポットサイズをφ、対物レンズの開口数をＮＡ、レーザ光の波長をλとすると、φ＝λ／２ＮＡという関係式が成立する。この関係式から、スポットサイズφを小さくするためには波長λを小さくすること、開口数ＮＡを大きくすることが必要であることがわかる。
【０００３】
波長λを小さくするには、従来用いられている波長６４０ｎｍの赤色レーザ光から波長４０５ｎｍの青色レーザ光に変更すれば良い。他方、開口数ＮＡを大きくすると焦点距離が短くなることから、開口数ＮＡを大きくすればするほど基板の厚さやチルトによる収差が大きくなるので、できるだけ基板の厚さを薄くする必要がある。つまり、従来の基板を介して記録層へ光を入射することにより記録、再生を行ういわゆるバックイルミネーション方式の光磁気記録媒体よりも、基板を介さずに基板上に積層された記録層側からレーザ光を入射して記録、再生を行ういわゆるフロントイルミネーション方式の光磁気記録媒体の方が高密度化を実現する上では好ましい。
【０００４】
図５は従来の光磁気記録媒体の構成図である。
従来の記録媒体において、１はポリカーボネート等で構成される基板であり、基板１の上には、熱伝導層２、記録層５、保護層６がこの順に形成されている。基板１に積層した保護層６の側から対物レンズＬを介してレーザ光ＬＢを記録層５へ入射するフロントイルミネーション方式の記録媒体である。熱伝導層２は通常Ａｇ等の金属膜で構成され、保護層６の方向から対物レンズＬを介して記録層５に入射されるレーザ光ＬＢを保護層６の側に反射する反射層として機能し、さらに記録層５に形の整った記録マーク（磁区。以下、単にマークともいう）を形成するために放熱機能を要求される。記録層５は希土類遷移金属合金（以下、ＲＥ−ＴＭ合金ともいう）膜により構成され、例えばＴｂＦｅＣｏ膜で構成される。
【０００５】
記録層５から得られるカー回転角θｋは入射されるレーザ光の波長に依存し、青色レーザ光においては、ＲＥ−ＴＭ合金膜のカー回転角は赤色レーザ光におけるカー回転角より約１乃至２割程度低下する。ＲＥ−ＴＭ合金膜のカー回転角は主にＲＥ−ＴＭ合金の電子状態に起因して生じることから、大きいカー回転角θｋを得るためには垂直磁化を示す範囲内においてできるだけ遷移金属の多い組成（以下、ＴＭｒｉｃｈともいう）にすることが望ましい。しかし、記録層５を構成するＲＥ−ＴＭ合金膜は、記録マークの安定性及び記録消去磁場の観点から一般的に補償組成近傍の合金膜とされる。補償組成のＲＥ−ＴＭ合金膜は、室温での飽和磁化Ｍｓが非常に小さいことから、漏洩磁場に起因した消去磁場への影響が小さくなる。また、保磁力Ｈｃも大きいため記録マークの安定性が良い。
【０００６】
カー回転角θｋを向上するためにＲＥ−ＴＭ合金膜をＴＭｒｉｃｈにした場合、特にマーク形成過程の安定性に影響を及ぼし、ノイズの増加及びキャリアの低下の原因となることが知られている。例えば、電気学会マグネティックス研究会資料ＭＡＧ−８７−１７８（１９８７）の第４７ページには、飽和磁化Ｍｓの大きいＴＭｒｉｃｈのＲＥ−ＴＭ合金膜におけるマークの形状は記録磁場により変形しやすいことが記載されている。
【０００７】
つまり、マーク形成過程において、マークの外周部が凹凸に変形すると、磁壁の面積が増加し、磁壁エネルギーＥｗは増加するが、正と負の磁化が近接する領域が増加することから、静磁エネルギーＥｍは減少する。このとき、
磁壁エネルギーの変化ΔＥｗ＞静磁エネルギーの変化｜−ΔＥｍ｜
の関係にあれば、例え磁壁が変形して外周部に凹凸ができても全体の磁気エネルギーは損するので、元に戻ろうとして変形のないマークが形成される。
一方、飽和磁化Ｍｓの値が大きいＴＭｒｉｃｈのＲＥ−ＴＭ合金膜においては、静磁エネルギーＥｍが飽和磁化Ｍｓの２乗に比例して増大し、
磁壁エネルギーの変化ΔＥｗ＜静磁エネルギーの変化｜−ΔＥｍ｜
の関係になることから、マーク外周部に凹凸がある方が全体の磁気エネルギーが得するので変形したマークが形成される。
【０００８】
したがって、青色レーザ光を用いた場合、カー回転角θｋの大きいＴＭｒｉｃｈのＲＥ−ＴＭ合金膜を用いる方が良いが、ＴＭｒｉｃｈのＲＥ−ＴＭ合金膜においては保磁力Ｈｃが低下すること及びマーク形状の安定性が失われることから、保磁力Ｈｃ及びマーク形状の安定性の観点からは補償組成近傍の組成比を用いる方が良く組成比を変更できないという相反する関係がある。
【０００９】
マーク形状の安定性、記録磁場感度の改善をするために、記録層５と反強磁性層とを積層した構成が提案されている。例えば、国際公開番号ＷＯ９７／４８０９４号公報にはバックイルミネーション方式の光磁気記録媒体が開示されており、透明基板上に第１誘電体層、記録層、反強磁性層、第２誘電体層及び反射層をこの順に積層した記録媒体（バックイルミネーション方式の第１従来例）及び透明基板上に第１誘電体層、反強磁性層、記録層、第２誘電体層及び反射層をこの順に積層した記録媒体（バックイルミネーション方式の第２従来例）が記載されている。しかし、これらの記録媒体はバックイルミネーション方式に関するものでありフロントイルミネーション方式の記録媒体に適用することは以下に説明するようにできない。
【００１０】
フロントイルミネーション方式の媒体においては、積層した膜の側からレーザ光を入射することから、入射側に反強磁性層を配置するとカー回転角θｋが低下する。つまり、透明基板側（入射側）に反強磁性層を積層してその上に記録層を積層するバックイルミネーション方式の第２従来例のような積層構成はフロントイルミネーション方式の媒体には適用できない。また、フロントイルミネーション方式の媒体においては、基板と記録膜との間に厚い膜が存在すると、膜の厚さに比例して膜の表面が荒れることから消去ノイズが増加する。つまり、透明基板上に第１誘電体層を積層するバックイルミネーション方式の第１従来例及びバックイルミネーション方式の第２従来例のような積層構成はフロントイルミネーション方式の媒体には適用できない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
従来のフロントイルミネーション方式の記録媒体において高密度化を図るために青色レーザ光を用いる場合には、記録層から得られるカー回転角θｋの低下を生じる。また、記録層の組成をカー回転角θｋが向上するようにするとマーク形状の安定性が悪くなる。さらに、マーク形状の安定性を向上するために反強磁性層を用いると消去ノイズが増加するという問題がある。
つまり、従来のフロントイルミネーション方式の記録媒体において高密度化を図るために青色レーザ光を用いる場合には、カー回転角θｋ、マーク形状の安定性、消去ノイズのいずれの特性をも満たすことはできなかった。
【００１２】
本発明は斯かる事情に鑑みなされたものであり、高密度化のために波長の短い青色レーザ光を用いた場合においても、カー回転角θｋの低下が無く、マーク形状の安定性が良く、また消去ノイズの増加が無いフロントイルミネーション方式の光磁気記録媒体を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
第１発明に係る光磁気記録媒体は、基板上に熱伝導層、記録層及び保護層がこの順に積層され、前記保護層側から青色レーザ光を前記記録層へ入射することにより情報の記録再生を行うフロントイルミネーション方式の光磁気記録媒体において、前記記録層は遷移金属優勢としてある希土類遷移金属合金により形成してあり、前記熱伝導層及び記録層の間に、熱伝導層の表面を平坦化する平坦化層と、該平坦化層を下地層とする反強磁性層とがこの順に積層されていることを特徴とする。
【００１４】
第２発明に係る光磁気記録媒体は、第１発明において、前記保護層は透明反強磁性体により形成されていることを特徴とする。
【００１６】
第３発明に係る光磁気記録媒体は、第１発明又は第２発明において、前記反強磁性層のネール温度は前記記録層のキュリー温度以上であることを特徴とする。
【００１７】
第４発明に係る光磁気記録媒体は、第１発明乃至第３発明のいずれかにおいて、前記平坦化層は、Ａｇ、Ａｌ若しくはＮｉを主成分としてＰｄ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｐ若しくはＣｒの内いずれか一つ以上の元素を含む材料、又は前記熱伝導層の表面張力よりも強い表面張力を有する金属材料により形成されていることを特徴とする。
【００１８】
第１発明においては、熱伝導層の光入射側に平坦化層と反強磁性層を設け、記録層を遷移金属優勢とした希土類遷移金属合金により構成することとしたので、高密度化のために波長の短い青色レーザ光を用いた場合においても、カー回転角θｋを大きくしつつ、マーク形状の安定性が良く、また消去ノイズの増加が無い記録媒体とすることが可能となる。
【００１９】
第２発明においては、保護層を透明反強磁性層にすることとしたので、記録層を反強磁性層で挟む構成となることから、見かけ上の保磁力を向上できＣＮＲ特性をさらに向上することが可能となる。
【００２１】
第３発明においては、反強磁性層のネール温度を記録層のキュリー温度以上としたので、記録再生時の温度範囲内で記録層の見かけ上の保磁力Ｈｃを大きくできる。
【００２２】
第４発明においては、平坦化層をＡｇ、Ａｌ若しくはＮｉを主成分としてＰｄ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｐ若しくはＣｒの内いずれか一つ以上の元素を含む材料により構成することとしたので、確実に精度良く平坦化することが可能となる。また、平坦化層を熱伝導層の表面張力よりも強い表面張力を有する金属材料により構成することとしたので、確実に精度良く平坦化することが可能となる。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下本発明をその実施の形態を示す図面に基づいて詳述する。
＜実施の形態１＞
図１は実施の形態１に係る光磁気記録媒体の構成図である。
実施の形態１に係る記録媒体において、１は基板であり、例えばポリカーボネートが用いられる。基板１の上には、熱伝導層２、平坦化層３、反強磁性層４、記録層５、保護層６がこの順に積層される。実施の形態１に係る記録媒体は保護層６の側から対物レンズＬを介してレーザ光ＬＢを記録層５へ入射することにより情報の記録再生を行うフロントイルミネーション方式の記録媒体である。記録層５は希土類遷移金属合金（ＲＥ−ＴＭ合金）で構成され、ここではＴｂＦｅＣｏとした。この他にＲＥ−ＴＭ合金としては、例えばＤｙＦｅＣｏ、ＧｄＴｂＦｅＣｏ等を適用することが可能である。このような構成において、記録層５を構成するＲＥ−ＴＭ合金の組成を遷移金属の多い組成（ＴＭｒｉｃｈ）にして、カー回転角θｋが大きくなるようにする。ＲＥ−ＴＭ合金をＴＭｒｉｃｈにすることに伴うマーク形状の安定性の悪化に対しては反強磁性層４を形成することにより対応している。反強磁性層４の形成による表面荒れに伴う消去ノイズの増加に対しては反強磁性層４の下地に表面平滑性の良い平坦化層３を形成することにより対応している。
【００２４】
（カー回転角θｋの向上）
図２はＴｂＦｅＣｏ記録層におけるＴｂ組成比とカー回転角／保磁力との関係を示すグラフである。記録層５をＴｂＦｅＣｏで構成したＴｂＦｅＣｏ記録層の場合におけるＴｂ組成比とカー回転角θｋとの関係を同図（ａ）に、Ｔｂ組成比と保磁力Ｈｃとの関係を同図（ｂ）に示す。横軸はＴｂ組成比（％）であり、縦軸は（ａ）ではカー回転角θｋ（度）、（ｂ）では保磁力Ｈｃ（ｋＯｅ）である。記録層５の保磁力Ｈｃの値は１００℃での値である。なお、１（Ｏｅ）＝１０００／４π（Ａ／ｍ）である。入射したレーザ光ＬＢは青色レーザ光である。また、レーザ光ＬＢの入射側に位置する保護層６はカー回転角θｋを増強する作用があるので、保護層６は「反射率Ｒ×カー回転角θｋ」の値が最大となる厚さにしてある。
【００２５】
Ｔｂ（希土類）組成比が小さい（Ｔｂ量が少ない）ほど、つまりＦｅＣｏ（遷移金属）量が多いほどカー回転角θｋが大きくなるので、従来の補償組成（Ｔｂ組成比２４％）近傍からＴｂ量を減少してＲＥ−ＴＭ合金の組成をＴＭｒｉｃｈにする。Ｔｂ組成比２４％の場合のカー回転角θｋは約０．５５（度）であり、Ｔｂ組成比１３％の場合のカー回転角θｋは約０．８８（度）であるから、Ｔｂ組成比を２４％から１３％へ低減すれば、カー回転角θｋを約１．６倍向上することができる。なお、この際の保磁力ＨｃはＴｂ組成比２４％で１５ｋＯｅ、Ｔｂ組成比１３％で２．２ｋＯｅである。反射率ＲはＲＥ−ＴＭ合金の組成に大きく依存しないことから、反射率Ｒが同じでもカー回転角θｋを大きくすることにより再生信号に寄与する「反射率Ｒ×カー回転角θｋ」の値を大きくすることができる。Ｔｂ組成比は補償組成の場合に比較してカー回転角θｋを確実に大きくすることができる範囲（約１２乃至２０程度）とすることが望ましい。また、後述するように保磁力Ｈｃとのバランスを考慮すれば、Ｔｂ組成比は約１３乃至２０程度が望ましく、さらには約１４乃至１７程度とすることがより望ましい。
【００２６】
（マーク安定性の向上）
記録層５の保磁力Ｈｃの低下に伴い、外部磁場に対し影響を受けやすくなる。この対策として、記録層５の下地層として反強磁性層４を設ける。
記録層５の飽和磁化をＭｓ、膜厚をｔ、記録層５と反強磁性層４との間の界面磁壁エネルギー密度をσｗとすると、反強磁性層４と記録層５との間に働く交換結合力Ｈｅｘは、Ｈｅｘ＝σｗ／（２Ｍｓ×ｔ）となる。この交換結合力の作用により、記録層５の磁化反転に必要な外部磁場は「保磁力Ｈｃ＋交換結合力Ｈｅｘ」となるから、見かけ上の保磁力（Ｈｃ＋Ｈｅｘ）を増加することができる。
【００２７】
マークに対して、マークを潰す方向に印加された外部磁場Ｈｒが、
Ｈｗｂ＋Ｈｒ＞Ｈｓｔｒａｙ＋Ｈｅ＋Ｈｃ
の関係を満たす場合、マークは消滅する。Ｈｗｂはマークがあることによりマークの周辺に形成された磁区の磁壁を解消するように働く磁場で、マークの半径をｒとするとＨｗｂ＝σｗｂ／（２Ｍｓ×ｒ）の大きさを有し、マークを潰す方向に加わる。Ｈｓｔｒａｙは記録層５からの漏洩磁場であり、Ｍｓ／ｒに比例した大きさを有する。
他方、漏洩磁場Ｈｓｔｒａｙが大きく、
｜−Ｈｓｔｒａｙ｜＞Ｈｅ＋Ｈｃ−Ｈｗｂ
の関係があると、磁壁エネルギーの変化ΔＥｗよりも静磁エネルギーの変化｜−ΔＥｍ｜の方が大きくなるので、マークが広がる方向に外周部が凸凹に変形する。
【００２８】
すなわち、マークの変形がなく、消滅もしない安定な微小マークが形成されるための条件は、Ｈｒ＜Ｈｓｔｒａｙ＋Ｈｅ＋Ｈｃ−Ｈｗｂであり、かつ｜−Ｈｓｔｒａｙ｜＜Ｈｅ＋Ｈｃ−Ｈｗｂを満たす場合である。例えば、飽和磁化Ｍｓが４００（ｅｍｕ／ｃｃ。なお、１（ｅｍｕ／ｃｃ）＝４π／１００００（Ｗｂ／ｍ³ ）=１．２５７ｍＴ）の記録層５に半径ｒ＝０．１μｍのマークを形成したとき、マークのエッジ部分においてマークを広げる方向に加わる磁場の大きさをシミュレーションにより見積もると、約０．６９ｋＯｅとなるが、見かけ上の保磁力（Ｈｃ＋Ｈｅｘ）を見積もり値（約０．６９ｋＯｅ）以上になるように設計することにより変形のない安定な微小マークを形成できる。
漏洩磁場の影響については、概念的には反強磁性層４内に磁力線が浸透し、磁路を形成するために反強磁性層４がないときよりも影響が少ないと考えることもできる。
【００２９】
記録再生時の温度範囲内で記録層５の見かけ上の保磁力Ｈｃを大きくするために、反強磁性層４のネール温度は記録層５のキュリー温度と同程度かそれより高いものを用いる。また、フロントイルミネーション方式の記録媒体においては、放熱特性が重要であるから熱伝導率が悪くならないように反強磁性層４は金属系の材料を用いる。例えば、ＰｔＭｎ、ＰｔＭｎＣｒ等が適用できる。さらに反強磁性層と記録層とを交互に積層して多層化しても良い。
【００３０】
（消去ノイズの低減）
反強磁性層４と記録層５との間に作用する交換結合力Ｈｅｘへの効果を高めるために反強磁性層４の膜厚を厚くすることが考えられるが、厚くしすぎると反強磁性層４の膜表面が荒れ、消去ノイズを増加させることになる。例えば、反強磁性層４を３０ｎｍ以上形成して膜表面の表面粗さがＲａ＝０．９ｎｍを越えると、１０ＭＨｚ以下の低周波数領域の消去ノイズが増加する。反強磁性層４の膜表面の平滑性を改善するために、反強磁性層４の下地層として平坦化層３を形成する。
【００３１】
図３は本発明の熱伝導層及び平坦化層の表面形状説明図である。同図（ａ）は熱伝導層の表面形状を示し、（ｂ）は平坦化層の表面形状を示す。基板１においてレーザ光ＬＢ（不図示）が入射する側に熱伝導層２が形成される。この熱伝導層２は、Ａｇ、Ａｌ等の金属の固体ターゲットを用いて、ＤＣスパッタ法により成膜され、膜厚を２０乃至４０ｎｍにされる。基板１の表面粗さＲａは０．３ｎｍ程度と小さいが、熱伝導層２はスパッタ成膜の過程で表面に凹凸が発生し、表面粗さＲａは０．５乃至１．０ｎｍ程度に大きくなる。この表面粗さＲａを相殺して、その表面を平坦化された平坦化層３が形成される。
【００３２】
平坦化層３はＡｇ、Ａｌ若しくはＮｉを主成分として、Ｐｄ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｐ若しくはＣｒの内いずれか一つ以上の元素を所定量（数％程度）含む材料をＤＣスパッタ法で形成される。約５ｎｍ程度の膜厚で成膜すれば、熱伝導層２の表面の凹凸を埋めることができ、熱伝導層２の表面を十分に平坦化することができる。
【００３３】
平坦化層３の形成方法としてはこの他に、熱伝導層２の表面張力より大きい表面張力を有する金属単体を低ガス圧で成膜することもできる。金属単体としては表面張力の大きいＴａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｐｔ、Ｔｉ等を用いることができる。この成膜の際、膜厚が２ｎｍ以下と薄いか、又は成膜ガス圧が高いと逆に表面に微細な構造の凹凸が形成されるので、例えば、０．２Ｐａ以下で５ｎｍ程度成膜するのが良い。表面平滑性が良い平坦化層３の表面に反強磁性層４を形成すると、記録層５（強磁性体）との交換結合力Ｈｅｘが向上し、表面が荒れている時よりも大きなＨｅｘが得られ、見かけ上の保磁力が向上する。熱伝導層２を例えばＡｇとした場合には、Ａｇの表面張力は３０℃で１０５２（ｍＮ／ｍ）であるから、これより表面張力の大きいＴａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｐｔ、Ｔｉ等を用いることができる。なお、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｐｔ、Ｔｉ、Ａｕ、Ｃｕ、Ａｌの表面張力は３０℃で各々２８８７、３０２３、３４７１、２６１０、２５９０、２３１９、２２９０、２０９６、２０８０、１６７７、１４２２、１１３５（ｍＮ／ｍ）である。
【００３４】
（実施例１）
実施の形態１の詳細な具体例を実施例１として説明する。
各層の構成（材料、膜厚等）を次に示す。
熱伝導層２：Ａｇ、３５ｎｍ
平坦化層３：ＡｇＰｄＣｕＳｉ、５ｎｍ
反強磁性層４：ＰｔＣｒＭｎ、１０ｎｍ
記録層５：ＴｂＦｅＣｏ（組成比Ｔｂ：Ｆｅ：Ｃｏ＝１３：６８：１９）、２５ｎｍ
保護層６：ＳｉＮ、５０ｎｍ
なお、保護層６の膜厚５０ｎｍは、青色レーザ光の波長４０５ｎｍで反射率Ｒ×カー回転角θｋが最大となる値を適用した。このとき、反射率Ｒ＝０．３、カー回転角θｋ＝０．８８度であり、反射率Ｒ×カー回転角θｋ＝０．２６４である。
【００３５】
各層の成膜はＤＣマグネトロンスパッタ法により、順次成膜した。各層の成膜時のガス圧、ターゲット供給電力等を次に示す。
熱伝導層２：０．１５Ｐａ、Ａｇターゲット０．５ｋＷ
平坦化層３：０．１５Ｐａ、ＡｇＰｄＣｕターゲット０．５ｋＷ、Ｓｉターゲット０．３２ｋＷ
反強磁性層４：０．５Ｐａ、Ｐｔターゲット０．５ｋＷ、Ｃｒターゲット０．１ｋＷ、Ｍｎターゲット０．３ｋＷ
記録層５：１．５Ｐａ、Ｔｂターゲット０．０８ｋＷ、ＦｅＣｏターゲット０．２５ｋＷ
保護層６：０．３Ｐａ、ＳｉＮターゲット０．５ｋＷ
【００３６】
実施例１の記録媒体にマークを光変調記録し、ＣＮＲ（Ｃａｒｒｉｅｒ ｔｏＮｏｉｓｅ Ｒａｔｉｏ。信号対雑音比）を測定した。青色レーザ光の波長λ＝４０５ｎｍ、対物レンズＬの開口数ＮＡ＝０．８５の光学系を用い、線速７．５ｍ／ｓ、記録パワー８ｍＷ、再生パワー３ｍＷの条件で、マーク長０．２μｍに対し４７ｄＢのＣＮＲ、マーク長０．１６μｍに対し４５ｄＢのＣＮＲを得た。
【００３７】
（比較例１）
実施例１と比較するために、平坦化層３、反強磁性層４を設けない記録媒体を実施例１と同一の条件で作成し、熱伝導層２（Ａｇ、４０ｎｍ）、記録層５（ＴｂＦｅＣｏ、２５ｎｍ）、保護層６（ＳｉＮ、５０ｎｍ）の構成とした。実施例１と同一の条件で記録再生しようとしたが、記録磁場に対するマージンが無く、０乃至５０Ｏｅの範囲でのみマーク長０．２μｍで４０ｄＢのＣＮＲが得られた。反強磁性層４が無いことから、マークが外部磁場により変形してノイズが増加した結果である。
【００３８】
（比較例２）
実施例１と比較するために、平坦化層３が無く、反強磁性層４が少し厚い構成の記録媒体を実施例１と同一の条件で作成し、熱伝導層２（Ａｇ、４０ｎｍ）、反強磁性層４（ＰｔＣｒＭｎ、３０ｎｍ）、記録層５（ＴｂＦｅＣｏ、２５ｎｍ）、保護層６（ＳｉＮ、５０ｎｍ）の構成とした。実施例１と同一の条件で記録再生したところ、マーク長０．２μｍで４５ｄＢのＣＮＲが得られ、実施例１より２ｄＢ低い値となった。これは、表面平滑性がそれほど高くないＡｇ熱伝導層２に厚めの反強磁性層４を積層したことで記録層５の表面が下地層である反強磁性層４を反映して荒れ、消去ノイズが増加したためである。記録磁場に対しては、２５０ＯｅまでＣＮＲの劣化は見られなくなり、反強磁性層４の効果が多少見られるが、実施例１ほどの記録磁場マージンは無い。これは、反強磁性膜４の膜表面の荒れにより記録層５と反強磁性層４との交換結合力が弱くなっているためと考えられる。
【００３９】
（実施例２）
実施例１の平坦化層３の構成を膜厚５ｎｍのＴａ、つまり熱伝導層２より表面張力の大きい金属としたものを実施例２として説明する。平坦化層３の成膜条件はガス圧０．１５Ｐａ、ターゲット電力０．５ｋＷである。その他の構成、成膜条件は実施例１と同一とした。実施例１と同一の評価条件で同一のＣＮＲが得られた。記録磁場に対しては、＋５００ＯｅでもＣＮＲの低下は見られなかった。平坦化層３の表面粗さＲａが０．５ｎｍ以下になりＡｇＰｄＣｕＳｉのときよりも強い交換結合力が働いて微小マークが安定したためと思われる。
【００４０】
＜実施の形態２＞
図４は実施の形態２に係る光磁気記録媒体の構成図である。実施の形態１における保護層６を透明反強磁性層６ａに置き換え、記録層５を反強磁性層４と透明反強磁性層６ａとにより挟む構成にすることでさらに見かけ上の保磁力Ｈｃを大きくすることができる。透明反強磁性層６ａを透明にするのは、レーザ光の入射側に配置することになるからである。透明反強磁性層６ａに適用できる材料としては例えば、ＮｉＯ、Ｃｒ（２原子）Ｏ（３原子）、α−Ｆｅ（２原子）Ｏ（３原子）等がある。
【００４１】
（実施例３）
実施の形態２の詳細な具体例を実施例３として説明する。実施の形態１における保護層６を透明反強磁性層６ａに置き換えた点が異なるのみであり、実施例１の保護層６（ＳｉＮ）をＮｉＯで構成された透明反強磁性層６ａとするものである。透明反強磁性層６ａ（ＮｉＯ）は微量酸素を導入したガス圧０．３ＰａのＡｒ雰囲気中でＤＣマグネトロンスパッタ法により、４６ｎｍ成膜した。その他の各層の構成、成膜条件等は実施例１と同一である。実施例３の記録媒体のＣＮＲは、マーク長０．２μｍ、０．１６μｍに対して、共に実施例１と同一の特性を示した。しかし、記録磁場に対しては、実施例１では＋４５０Ｏｅを越えると０．５ｄＢ程度のＣＮＲの低下が見られるのに対し、ＮｉＯを用いた実施例３においては、＋５００Ｏｅの記録磁場でもＣＮＲの低下は見られなかった。
（実施例４）
実施例３の透明反強磁性層６ａを構成するＮｉＯの成膜を、ＮｉＯターゲットを用いてＲＦマグネトロンスパッタ法によりガス圧０．３ＰａのＡｒ雰囲気中で成膜した。他の各層の構成、成膜条件等は実施例３と同一である。実施例４の記録媒体のＣＮＲは、マーク長０．２μｍで４７．３ｄＢと実施例１に対しわずかに向上した。透明反強磁性層６ａを構成するＮｉＯの表面がＡｒ酸素ガスでＤＣマグネトロンスパッタ法により成膜したときよりも平滑になり散乱光が減少したためと考えられる。
【００４２】
【発明の効果】
以上詳述したように、第１発明にあっては、フロントイルミネーション方式の記録媒体において、熱伝導層の光入射側に平坦化層と反強磁性層を設け、記録層の希土類遷移金属合金を遷移金属優勢とすることにより、高密度化のために波長の短い青色レーザ光を用いた場合においても、カー回転角θｋを大きくしつつ、マーク形状の安定性が良く、また消去ノイズの増加が無い記録媒体とすることが可能となる。
【００４３】
第２発明にあっては、保護層を透明反強磁性層にすることにより、見かけ上の保磁力を向上でき一層ＣＮＲ特性の良い記録媒体とすることが可能となる。
【００４５】
第３発明にあっては、記録再生時の温度範囲内で記録層の見かけ上の保磁力Ｈｃを大きくできる、ＣＮＲ特性の良い記録媒体とすることが可能となる。
【００４６】
第４発明にあっては、平坦化層を確実に平坦化でき、ＣＮＲ特性の良い記録媒体とすることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施の形態１に係る光磁気記録媒体の構成図である。
【図２】ＴｂＦｅＣｏ記録層におけるＴｂ組成比とカー回転角／保磁力との関係を示すグラフである。
【図３】本発明の熱伝導層及び平坦化層の表面形状説明図である。
【図４】実施の形態２に係る光磁気記録媒体の構成図である。
【図５】従来の光磁気記録媒体の構成図である。
【符号の説明】
１ 基板
２ 熱伝導層
３ 平坦化層
４ 反強磁性層
５ 記録層
６ 保護層
６ａ 透明反強磁性層
Ｌ 対物レンズ
ＬＢ レーザ光[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a magneto-optical recording medium, and more particularly to a magneto-optical recording medium that records and reproduces information by entering light from the side of a magnetic film or the like laminated on a substrate.
[0002]
[Prior art]
A magneto-optical recording medium (hereinafter also referred to as a recording medium) that records and reproduces information by laminating a recording layer, a protective layer, and the like on a substrate and making a laser beam incident on the recording layer is realized. As the amount of information increases, the recording density of such a recording medium is also demanded. Since there is a certain correlation between the recording density of the recording medium and the spot size of the laser beam, it is required to reduce the spot size of the laser beam in order to realize a high recording density. When the spot size of the laser beam (laser beam) incident on the recording medium is φ, the numerical aperture of the objective lens is NA, and the wavelength of the laser beam is λ, the relational expression φ = λ / 2NA is established. From this relational expression, it can be seen that in order to reduce the spot size φ, it is necessary to reduce the wavelength λ and increase the numerical aperture NA.
[0003]
In order to reduce the wavelength λ, the conventional red laser beam having a wavelength of 640 nm may be changed to a blue laser beam having a wavelength of 405 nm. On the other hand, if the numerical aperture NA is increased, the focal length is shortened. Therefore, the larger the numerical aperture NA is, the larger the thickness of the substrate and the aberration due to tilt. Therefore, it is necessary to make the substrate thickness as thin as possible. In other words, rather than a so-called back-illuminated magneto-optical recording medium that performs recording and reproduction by making light incident on the recording layer through a conventional substrate, a laser is emitted from the recording layer stacked on the substrate without going through the substrate. A so-called front illumination type magneto-optical recording medium which records and reproduces by entering light is preferable in realizing high density.
[0004]
FIG. 5 is a block diagram of a conventional magneto-optical recording medium.
In a conventional recording medium, reference numeral 1 denotes a substrate made of polycarbonate or the like. On the substrate 1, a heat conductive layer 2, a recording layer 5, and a protective layer 6 are formed in this order. This is a front illumination type recording medium in which laser light LB is incident on the recording layer 5 through the objective lens L from the side of the protective layer 6 laminated on the substrate 1. The heat conductive layer 2 is usually made of a metal film such as Ag, and functions as a reflective layer that reflects the laser light LB incident on the recording layer 5 from the direction of the protective layer 6 through the objective lens L toward the protective layer 6. Furthermore, in order to form a well-formed recording mark (magnetic domain; hereinafter, also simply referred to as a mark) on the recording layer 5, a heat dissipation function is required. The recording layer 5 is composed of a rare earth transition metal alloy (hereinafter also referred to as RE-TM alloy) film, for example, a TbFeCo film.
[0005]
The Kerr rotation angle θk obtained from the recording layer 5 depends on the wavelength of the incident laser beam. In the blue laser beam, the Kerr rotation angle of the RE-TM alloy film is about 1 to 2 than the Kerr rotation angle in the red laser beam. Decrease by about 10%. Since the Kerr rotation angle of the RE-TM alloy film is mainly caused by the electronic state of the RE-TM alloy, in order to obtain a large Kerr rotation angle θk, a composition containing as many transition metals as possible within the range showing perpendicular magnetization. (Hereinafter also referred to as TMrich). However, the RE-TM alloy film constituting the recording layer 5 is generally an alloy film near the compensation composition from the viewpoint of the stability of the recording mark and the recording erasing magnetic field. The RE-TM alloy film having a compensation composition has a very small saturation magnetization Ms at room temperature, so that the influence on the erase magnetic field due to the leakage magnetic field is reduced. Further, since the coercive force Hc is large, the stability of the recording mark is good.
[0006]
It is known that when the RE-TM alloy film is made TMrich in order to improve the Kerr rotation angle θk, it particularly affects the stability of the mark formation process and causes an increase in noise and a decrease in carriers. For example, the 47th page of MAG-87-178 (1987) of the IEEJ Magnetics Study Group document states that the mark shape in TMrich RE-TM alloy films with large saturation magnetization Ms is easily deformed by the recording magnetic field. Has been.
[0007]
That is, when the outer periphery of the mark is deformed in the mark formation process, the domain wall area increases and the domain wall energy Ew increases, but the area where the positive and negative magnetizations are close to each other increases. Em decreases. At this time,
Change in domain wall energy ΔEw> Change in magnetostatic energy | −ΔEm |
Thus, even if the domain wall is deformed and the outer periphery is uneven, the entire magnetic energy is lost, so that an undeformed mark is formed to return to the original state.
On the other hand, in the TMrich RE-TM alloy film having a large saturation magnetization Ms, the magnetostatic energy Em increases in proportion to the square of the saturation magnetization Ms,
Change in domain wall energy ΔEw <Change in magnetostatic energy | −ΔEm |
Therefore, a deformed mark is formed because the whole magnetic energy is obtained when the outer periphery of the mark is uneven.
[0008]
Therefore, when blue laser light is used, it is better to use a TMrich RE-TM alloy film having a large Kerr rotation angle θk. However, in the TMrich RE-TM alloy film, the coercive force Hc is reduced and the mark shape is reduced. Since the stability is lost, there is a conflicting relationship that it is better to use the composition ratio near the compensation composition from the viewpoint of the coercive force Hc and the stability of the mark shape, and the composition ratio cannot be changed.
[0009]
In order to improve the stability of the mark shape and the sensitivity of the recording magnetic field, a configuration in which the recording layer 5 and the antiferromagnetic layer are laminated has been proposed. For example, International Publication No. WO 97/48094 discloses a back-illuminated magneto-optical recording medium, on a transparent substrate, a first dielectric layer, a recording layer, an antiferromagnetic layer, a second dielectric layer, and A recording medium in which reflective layers are laminated in this order (a first conventional example of a back-illumination system) and a first dielectric layer, an antiferromagnetic layer, a recording layer, a second dielectric layer, and a reflective layer are laminated in this order on a transparent substrate. The recording medium (second conventional example of the back illumination method) is described. However, these recording media relate to the back illumination system, and cannot be applied to a front illumination system recording medium as described below.
[0010]
In the front illumination type medium, laser light is incident from the laminated film side, and therefore, when an antiferromagnetic layer is disposed on the incident side, the Kerr rotation angle θk decreases. In other words, the laminated structure as in the second conventional example of the back illumination method in which the antiferromagnetic layer is laminated on the transparent substrate side (incident side) and the recording layer is laminated thereon cannot be applied to the front illumination type medium. In addition, in a front illumination type medium, if a thick film exists between the substrate and the recording film, the surface of the film becomes rough in proportion to the thickness of the film, so that erase noise increases. In other words, the laminated structures such as the first conventional example of the back illumination method in which the first dielectric layer is laminated on the transparent substrate and the second conventional example of the back illumination method cannot be applied to the front illumination type medium.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
When blue laser light is used to increase the density in a conventional front illumination type recording medium, the Kerr rotation angle θk obtained from the recording layer is lowered. Further, if the Kerr rotation angle θk is improved in the composition of the recording layer, the stability of the mark shape is deteriorated. Furthermore, when an antiferromagnetic layer is used to improve the stability of the mark shape, there is a problem that erase noise increases.
In other words, when blue laser light is used to increase the density in a conventional front-illuminated recording medium, the Kerr rotation angle θk, mark shape stability, and erasure noise can all be satisfied. There wasn't.
[0012]
The present invention has been made in view of such circumstances, and even when blue laser light having a short wavelength is used for high density, the Kerr rotation angle θk does not decrease, and the mark shape has good stability. It is another object of the present invention to provide a front illumination type magneto-optical recording medium which does not increase erasing noise.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
In the magneto-optical recording medium according to the first invention, a heat conductive layer, a recording layer, and a protective layer are laminated in this order on a substrate. A front illumination system that records and reproduces information by making blue laser light incident on the recording layer from the protective layer side. In a magneto-optical recording medium, The recording layer is formed of a rare earth transition metal alloy as a transition metal dominant, A planarization layer for planarizing the surface of the thermal conductive layer between the thermal conductive layer and the recording layer; The planarizing layer is used as an underlayer The antiferromagnetic layer is laminated in this order.
[0014]
A magneto-optical recording medium according to a second invention is characterized in that, in the first invention, the protective layer is formed of a transparent antiferromagnetic material.
[0016]
First 3 The magneto-optical recording medium according to the invention is the first invention. Or First 2 Departure Clearly The Neel temperature of the antiferromagnetic layer is not less than the Curie temperature of the recording layer.
[0017]
First 4 The magneto-optical recording medium according to the invention is the first invention to the first invention. 3 In any one of the inventions, the planarizing layer is a material containing Ag, Al, or Ni as a main component and any one or more elements of Pd, Cu, Si, Ti, P, or Cr, or the thermal conductive layer. It is characterized by being formed of a metal material having a surface tension stronger than the surface tension.
[0018]
In the first invention, a planarizing layer and an antiferromagnetic layer are provided on the light incident side of the heat conducting layer. Since the recording layer is made of a rare earth transition metal alloy with transition metal dominance, Even when blue laser light with a short wavelength is used for high density, the Kerr rotation angle θk is While making it bigger It is possible to obtain a recording medium with good mark shape stability and no increase in erasure noise.
[0019]
In the second invention, since the protective layer is a transparent antiferromagnetic layer, the recording layer is sandwiched between the antiferromagnetic layers, so that the apparent coercive force can be improved and the CNR characteristics are further improved. It becomes possible.
[0021]
First 3 In the invention, since the Neel temperature of the antiferromagnetic layer is equal to or higher than the Curie temperature of the recording layer, the apparent coercive force Hc of the recording layer can be increased within the temperature range during recording and reproduction.
[0022]
First 4 In the invention, the planarization layer is made of a material containing Ag, Al, or Ni as a main component and any one or more of Pd, Cu, Si, Ti, P, or Cr. It becomes possible to planarize with high accuracy. In addition, since the planarizing layer is made of a metal material having a surface tension stronger than the surface tension of the heat conducting layer, it is possible to reliably planarize with high accuracy.
[0023]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, the present invention will be described in detail with reference to the drawings showing embodiments thereof.
<Embodiment 1>
FIG. 1 is a configuration diagram of the magneto-optical recording medium according to the first embodiment.
In the recording medium according to Embodiment 1, reference numeral 1 denotes a substrate, for example, polycarbonate. On the substrate 1, a heat conductive layer 2, a planarizing layer 3, an antiferromagnetic layer 4, a recording layer 5, and a protective layer 6 are laminated in this order. The recording medium according to Embodiment 1 is a front illumination type recording medium that records and reproduces information by making laser light LB incident on the recording layer 5 from the protective layer 6 side through the objective lens L. The recording layer 5 is made of a rare earth transition metal alloy (RE-TM alloy), which is TbFeCo here. In addition, as the RE-TM alloy, for example, DyFeCo, GdTbFeCo, or the like can be applied. In such a configuration, the composition of the RE-TM alloy constituting the recording layer 5 is set to a composition having a large transition metal (TMrich) so that the Kerr rotation angle θk is increased. The deterioration of the stability of the mark shape caused by changing the RE-TM alloy to TMrich is dealt with by forming the antiferromagnetic layer 4. The increase in erasing noise due to surface roughness due to the formation of the antiferromagnetic layer 4 is dealt with by forming the planarizing layer 3 having a good surface smoothness on the base of the antiferromagnetic layer 4.
[0024]
(Improvement of car rotation angle θk)
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the Tb composition ratio and the Kerr rotation angle / coercivity in the TbFeCo recording layer. In the case of a TbFeCo recording layer in which the recording layer 5 is made of TbFeCo, the relationship between the Tb composition ratio and the Kerr rotation angle θk is shown in FIG. 10A, and the relationship between the Tb composition ratio and the coercive force Hc is shown in FIG. Show. The horizontal axis represents the Tb composition ratio (%), and the vertical axis represents the Kerr rotation angle θk (degrees) in (a) and the coercive force Hc (kOe) in (b). The coercive force Hc of the recording layer 5 is a value at 100 ° C. Note that 1 (Oe) = 1000 / 4π (A / m). The incident laser beam LB is a blue laser beam. Further, since the protective layer 6 positioned on the incident side of the laser beam LB has an effect of enhancing the Kerr rotation angle θk, the protective layer 6 has a thickness that maximizes the value of “reflectance R × Kerr rotation angle θk”. It is.
[0025]
The smaller the Tb (rare earth) composition ratio (the smaller the amount of Tb), that is, the greater the amount of FeCo (transition metal), the larger the Kerr rotation angle θk. Therefore, the Tb amount from the vicinity of the conventional compensation composition (Tb composition ratio 24%). To make the composition of the RE-TM alloy TMrich. When the Tb composition ratio is 24%, the Kerr rotation angle θk is about 0.55 (degrees), and when the Tb composition ratio is 13%, the Kerr rotation angle θk is about 0.88 (degrees). Is reduced from 24% to 13%, the Kerr rotation angle θk can be improved by about 1.6 times. The coercive force Hc at this time is 15 kOe at a Tb composition ratio of 24% and 2.2 kOe at a Tb composition ratio of 13%. Since the reflectivity R does not greatly depend on the composition of the RE-TM alloy, the value of “reflectance R × Kerr rotation angle θk” that contributes to the reproduction signal by increasing the Kerr rotation angle θk even if the reflectivity R is the same. Can be bigger. It is desirable that the Tb composition ratio be within a range (about 12 to 20) in which the Kerr rotation angle θk can be reliably increased as compared with the compensation composition. Further, considering the balance with the coercive force Hc as described later, the Tb composition ratio is preferably about 13 to 20, more preferably about 14 to 17.
[0026]
(Improved mark stability)
As the coercive force Hc of the recording layer 5 decreases, the recording layer 5 is easily affected by an external magnetic field. As a countermeasure against this, an antiferromagnetic layer 4 is provided as an underlayer of the recording layer 5.
When the saturation magnetization of the recording layer 5 is Ms, the film thickness is t, and the interface domain wall energy density between the recording layer 5 and the antiferromagnetic layer 4 is σw, it works between the antiferromagnetic layer 4 and the recording layer 5. The exchange coupling force Hex is Hex = σw / (2Ms × t). Due to the action of the exchange coupling force, the external magnetic field necessary for the magnetization reversal of the recording layer 5 becomes “coercive force Hc + exchange coupling force Hex”, so that the apparent coercive force (Hc + Hex) can be increased.
[0027]
The external magnetic field Hr applied in the direction of crushing the mark is
Hwb + Hr> Htrain + He + Hc
If the relationship is satisfied, the mark disappears. Hwb is a magnetic field that works to eliminate the domain wall of the magnetic domain formed around the mark due to the presence of the mark, and has a size of Hwb = σwb / (2Ms × r) where r is the radius of the mark. Join in the direction of crushing. Hstray is a leakage magnetic field from the recording layer 5 and has a magnitude proportional to Ms / r.
On the other hand, the leakage magnetic field Htrain is large,
| -Hstray |> He + Hc-Hwb
Therefore, the change in magnetostatic energy | −ΔEm | is greater than the change in domain wall energy ΔEw, so that the outer peripheral portion deforms unevenly in the direction in which the mark spreads.
[0028]
That is, the condition for forming a stable minute mark that is not deformed and does not disappear is a case where Hr <Hstray + He + Hc−Hwb and | −Hstray | <He + Hc−Hwb. For example, the saturation magnetization Ms is 400 (emu / cc. 1 (emu / cc) = 4π / 10000 (Wb / m ^Three ) = 1.257 mT) When a mark having a radius r = 0.1 μm is formed on the recording layer 5, the magnitude of the magnetic field applied in the direction of expanding the mark at the edge of the mark is estimated to be about 0.69 kOe. However, by designing the apparent coercive force (Hc + Hex) to be equal to or greater than the estimated value (about 0.69 kOe), a stable minute mark without deformation can be formed.
It can be considered that the influence of the leakage magnetic field is conceptually less than when there is no antiferromagnetic layer 4 in order to penetrate the magnetic field lines into the antiferromagnetic layer 4 and form a magnetic path.
[0029]
In order to increase the apparent coercive force Hc of the recording layer 5 within the temperature range during recording / reproduction, the Neel temperature of the antiferromagnetic layer 4 is the same as or higher than the Curie temperature of the recording layer 5. Further, in the front illumination type recording medium, since the heat dissipation characteristic is important, the antiferromagnetic layer 4 is made of a metal material so that the thermal conductivity is not deteriorated. For example, PtMn, PtMnCr, etc. are applicable. Furthermore, an antiferromagnetic layer and a recording layer may be alternately laminated to form a multilayer.
[0030]
(Reduction of erase noise)
In order to enhance the effect on the exchange coupling force Hex acting between the antiferromagnetic layer 4 and the recording layer 5, it is conceivable to increase the thickness of the antiferromagnetic layer 4, but if it is too thick, the antiferromagnetic layer 4 The film surface of the layer 4 becomes rough, and erase noise increases. For example, if the antiferromagnetic layer 4 is formed to have a thickness of 30 nm or more and the surface roughness of the film surface exceeds Ra = 0.9 nm, the erasure noise in the low frequency region of 10 MHz or less increases. In order to improve the smoothness of the film surface of the antiferromagnetic layer 4, the planarizing layer 3 is formed as an underlayer of the antiferromagnetic layer 4.
[0031]
FIG. 3 is an explanatory view of the surface shape of the heat conductive layer and the flattening layer of the present invention. FIG. 4A shows the surface shape of the heat conductive layer, and FIG. 4B shows the surface shape of the planarization layer. The heat conductive layer 2 is formed on the side of the substrate 1 where the laser beam LB (not shown) is incident. The heat conductive layer 2 is formed by a DC sputtering method using a metal solid target such as Ag or Al to have a film thickness of 20 to 40 nm. Although the surface roughness Ra of the substrate 1 is as small as about 0.3 nm, the heat conductive layer 2 has irregularities on the surface during the sputter deposition process, and the surface roughness Ra increases to about 0.5 to 1.0 nm. . The surface roughness Ra is canceled out, and the planarization layer 3 whose surface is planarized is formed.
[0032]
The planarization layer 3 is made of a material containing Ag, Al or Ni as a main component and containing a predetermined amount (about several percent) of any one or more of Pd, Cu, Si, Ti, P or Cr by DC sputtering. It is formed. If the film is formed with a film thickness of about 5 nm, the irregularities on the surface of the heat conductive layer 2 can be filled, and the surface of the heat conductive layer 2 can be sufficiently flattened.
[0033]
In addition to this, the planarizing layer 3 can be formed by forming a single metal having a surface tension larger than the surface tension of the heat conducting layer 2 at a low gas pressure. As the simple metal, Ta, Mo, W, Fe, Co, Ni, Cr, Pt, Ti or the like having a large surface tension can be used. In this film formation, if the film thickness is as thin as 2 nm or less, or the film forming gas pressure is high, concavities and convexities with a fine structure are formed on the surface. For example, the film is formed at about 5 nm at 0.2 Pa or less. Is good. When the antiferromagnetic layer 4 is formed on the surface of the planarizing layer 3 having good surface smoothness, the exchange coupling force Hex with the recording layer 5 (ferromagnetic material) is improved, and a larger Hex is obtained than when the surface is rough. As a result, the apparent coercive force is improved. When the heat conductive layer 2 is made of Ag, for example, the surface tension of Ag is 1052 (mN / m) at 30 ° C., so Ta, Mo, W, Fe, Co, Ni, Cr having a larger surface tension than this. , Pt, Ti, or the like can be used. The surface tensions of Ta, Mo, W, Fe, Co, Ni, Cr, Pt, Ti, Au, Cu, and Al are 2887, 3023, 3471, 2610, 2590, 2319, 2290, 2096, and 2080, respectively, at 30 ° C. 1677, 1422, 1135 (mN / m).
[0034]
Example 1
A detailed specific example of the first embodiment will be described as a first example.
The structure (material, film thickness, etc.) of each layer is shown below.
Thermal conductive layer 2: Ag, 35 nm
Planarization layer 3: AgPdCuSi, 5 nm
Antiferromagnetic layer 4: PtCrMn, 10 nm
Recording layer 5: TbFeCo (composition ratio Tb: Fe: Co = 13: 68: 19), 25 nm
Protective layer 6: SiN, 50 nm
For the film thickness of 50 nm of the protective layer 6, a value at which the reflectance R × Kerr rotation angle θk is maximized at a wavelength of 405 nm of blue laser light was applied. At this time, the reflectance R = 0.3, the Kerr rotation angle θk = 0.88 degrees, and the reflectance R × Kerr rotation angle θk = 0.264.
[0035]
Each layer was sequentially formed by DC magnetron sputtering. The gas pressure, target supply power, etc. at the time of forming each layer are shown below.
Thermal conductive layer 2: 0.15 Pa, Ag target 0.5 kW
Planarization layer 3: 0.15 Pa, AgPdCu target 0.5 kW, Si target 0.32 kW
Antiferromagnetic layer 4: 0.5 Pa, Pt target 0.5 kW, Cr target 0.1 kW, Mn target 0.3 kW
Recording layer 5: 1.5 Pa, Tb target 0.08 kW, FeCo target 0.25 kW
Protective layer 6: 0.3 Pa, SiN target 0.5 kW
[0036]
The mark was optically modulated and recorded on the recording medium of Example 1, and the CNR (Carrier to Noise Ratio) was measured. Using a blue laser light wavelength λ = 405 nm, an objective lens L numerical aperture NA = 0.85 optical system, linear velocity 7.5 m / s, recording power 8 mW, reproduction power 3 mW, mark length 0.2 μm In contrast, a CNR of 47 dB was obtained, and a CNR of 45 dB was obtained for a mark length of 0.16 μm.
[0037]
(Comparative Example 1)
For comparison with Example 1, a recording medium without the flattening layer 3 and the antiferromagnetic layer 4 was prepared under the same conditions as in Example 1, and the heat conductive layer 2 (Ag, 40 nm) and the recording layer 5 ( TbFeCo, 25 nm) and protective layer 6 (SiN, 50 nm). An attempt was made to record / reproduce under the same conditions as in Example 1, but there was no margin for the recording magnetic field, and a CNR of 40 dB was obtained with a mark length of 0.2 μm only in the range of 0 to 50 Oe. This is the result of the increase in noise due to the deformation of the mark due to the external magnetic field because there is no antiferromagnetic layer 4.
[0038]
(Comparative Example 2)
In order to compare with Example 1, a recording medium having no flattening layer 3 and a slightly thick antiferromagnetic layer 4 was prepared under the same conditions as in Example 1, and heat conductive layer 2 (Ag, 40 nm), The antiferromagnetic layer 4 (PtCrMn, 30 nm), the recording layer 5 (TbFeCo, 25 nm), and the protective layer 6 (SiN, 50 nm) were used. When recording / reproduction was performed under the same conditions as in Example 1, a CNR of 45 dB was obtained with a mark length of 0.2 μm, which was 2 dB lower than Example 1. This is because the thick antiferromagnetic layer 4 is laminated on the Ag heat conducting layer 2 having a very low surface smoothness, so that the surface of the recording layer 5 is roughened and reflected by the antiferromagnetic layer 4 as the underlayer. This is because noise increased. With respect to the recording magnetic field, the deterioration of CNR is not seen up to 250 Oe and the effect of the antiferromagnetic layer 4 is somewhat seen, but there is no recording magnetic field margin as in Example 1. This is presumably because the exchange coupling force between the recording layer 5 and the antiferromagnetic layer 4 is weakened due to the rough surface of the antiferromagnetic film 4.
[0039]
(Example 2)
Example 2 will be described as Example 2 in which the planarizing layer 3 of Example 1 is made of Ta having a film thickness of 5 nm, that is, a metal having a surface tension larger than that of the heat conductive layer 2. The conditions for forming the planarizing layer 3 are a gas pressure of 0.15 Pa and a target power of 0.5 kW. Other configurations and film forming conditions were the same as those in Example 1. The same CNR was obtained under the same evaluation conditions as in Example 1. With respect to the recording magnetic field, no decrease in CNR was observed even at +500 Oe. This is probably because the surface roughness Ra of the planarizing layer 3 is 0.5 nm or less, and a stronger exchange coupling force is applied than in the case of AgPdCuSi, and the minute mark is stabilized.
[0040]
<Embodiment 2>
FIG. 4 is a configuration diagram of the magneto-optical recording medium according to the second embodiment. The apparent coercive force Hc is further increased by replacing the protective layer 6 in the first embodiment with the transparent antiferromagnetic layer 6a and sandwiching the recording layer 5 between the antiferromagnetic layer 4 and the transparent antiferromagnetic layer 6a. Can be bigger. The reason why the transparent antiferromagnetic layer 6a is transparent is that it is disposed on the laser beam incident side. Examples of materials applicable to the transparent antiferromagnetic layer 6a include NiO, Cr (2 atoms) O (3 atoms), α-Fe (2 atoms) O (3 atoms), and the like.
[0041]
Example 3
A detailed specific example of the second embodiment will be described as a third example. The only difference is that the protective layer 6 in Embodiment 1 is replaced with a transparent antiferromagnetic layer 6a, and the protective layer 6 (SiN) in Example 1 is a transparent antiferromagnetic layer 6a made of NiO. It is. The transparent antiferromagnetic layer 6a (NiO) was formed to a thickness of 46 nm by DC magnetron sputtering in an Ar atmosphere with a gas pressure of 0.3 Pa into which a small amount of oxygen was introduced. The configuration of the other layers, film formation conditions, and the like are the same as those in the first embodiment. The CNR of the recording medium of Example 3 showed the same characteristics as Example 1 with respect to mark lengths of 0.2 μm and 0.16 μm. However, when the recording magnetic field exceeds +450 Oe in Example 1, a CNR decrease of about 0.5 dB is observed, whereas in Example 3 using NiO, the CNR decreases even with a recording magnetic field of +500 Oe. Was not seen.
(Example 4)
The NiO film forming the transparent antiferromagnetic layer 6a of Example 3 was formed in an Ar atmosphere with a gas pressure of 0.3 Pa by an RF magnetron sputtering method using a NiO target. The configuration of other layers, film forming conditions, and the like are the same as those in Example 3. The CNR of the recording medium of Example 4 was slightly improved from Example 1 to 47.3 dB at a mark length of 0.2 μm. This is considered to be because the surface of NiO constituting the transparent antiferromagnetic layer 6a became smoother than that formed by DC magnetron sputtering with Ar oxygen gas, and scattered light was reduced.
[0042]
【The invention's effect】
As described above in detail, in the first invention, in the front illumination type recording medium, the planarizing layer and the antiferromagnetic layer are provided on the light incident side of the heat conducting layer. By making the rare earth transition metal alloy of the recording layer predominate in transition metal, Even when blue laser light with a short wavelength is used for high density, the Kerr rotation angle θk While increasing It is possible to obtain a recording medium with good mark shape stability and no increase in erasure noise.
[0043]
In the second invention, by forming the protective layer as a transparent antiferromagnetic layer, the apparent coercive force can be improved and a recording medium with better CNR characteristics can be obtained.
[0045]
First 3 In the invention, it is possible to obtain a recording medium having a good CNR characteristic in which the apparent coercive force Hc of the recording layer can be increased within the temperature range during recording and reproduction.
[0046]
First 4 In the invention, the flattening layer can be reliably flattened, and a recording medium having good CNR characteristics can be obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a configuration diagram of a magneto-optical recording medium according to a first embodiment.
FIG. 2 is a graph showing a relationship between a Tb composition ratio and a Kerr rotation angle / coercivity in a TbFeCo recording layer.
FIG. 3 is an explanatory diagram of surface shapes of a heat conductive layer and a planarization layer according to the present invention.
4 is a configuration diagram of a magneto-optical recording medium according to Embodiment 2. FIG.
FIG. 5 is a configuration diagram of a conventional magneto-optical recording medium.
[Explanation of symbols]
1 Substrate
2 Thermal conduction layer
3 Planarization layer
4 Antiferromagnetic layer
5 Recording layer
6 Protective layer
6a Transparent antiferromagnetic layer
L Objective lens
LB laser light

Claims (4)

基板上に熱伝導層、記録層及び保護層がこの順に積層され、前記保護層側から青色レーザ光を前記記録層へ入射することにより情報の記録再生を行うフロントイルミネーション方式の光磁気記録媒体において、
前記記録層は遷移金属優勢としてある希土類遷移金属合金により形成してあり、
前記熱伝導層及び記録層の間に、熱伝導層の表面を平坦化する平坦化層と、該平坦化層を下地層とする反強磁性層とがこの順に積層されていることを特徴とする光磁気記録媒体。In a front illumination type magneto-optical recording medium in which a heat conductive layer, a recording layer, and a protective layer are laminated on a substrate in this order, and information is recorded and reproduced by making blue laser light incident on the recording layer from the protective layer side . ,
The recording layer is formed of a rare earth transition metal alloy as a transition metal dominant,
A flattening layer for flattening the surface of the heat conductive layer and an antiferromagnetic layer having the flattened layer as an underlayer are laminated in this order between the heat conductive layer and the recording layer. Magneto-optical recording medium. 前記保護層は透明反強磁性体により形成されていることを特徴とする請求項１記載の光磁気記録媒体。  2. The magneto-optical recording medium according to claim 1, wherein the protective layer is made of a transparent antiferromagnetic material. 前記反強磁性層のネール温度は前記記録層のキュリー温度以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の光磁気記録媒体。The anti-Neel temperature of the ferromagnetic layer is a magneto-optical recording medium according to claim 1 or 2, characterized in that the Curie temperature or higher of the recording layer. 前記平坦化層は、Ａｇ、Ａｌ若しくはＮｉを主成分としてＰｄ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｐ若しくはＣｒの内いずれか一つ以上の元素を含む材料、又は前記熱伝導層の表面張力よりも強い表面張力を有する金属材料により形成されていることを特徴とする請求項１乃至３に記載の光磁気記録媒体。The planarizing layer is made of a material containing Ag, Al, or Ni as a main component and any one or more of Pd, Cu, Si, Ti, P, or Cr, or stronger than the surface tension of the heat conducting layer. magneto-optical recording medium according to claim 1 to 3, characterized in that it is formed of a metallic material having a surface tension.

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