JP3809418B2 - 磁気記録媒体及び磁気記録装置 - Google Patents

Description

技術分野
本発明は、高密度記録に好適な磁気記録媒体及びその製造方法並びに磁気記録装置に関し、更に詳細には、磁気記録層に規則合金を用いた磁気記録媒体及びその製造方法並びに磁気記録装置に関する。
背景技術
磁気記録の分野においては、面内磁気記録方式と垂直磁気記録方式の２つの記録方式がある。現在、前者の記録方式が一般的に用いられている。面内記録方式は、磁気記録ヘッドを用いて、磁気記録媒体面に平行に、且つ、磁極のＮ極とＮ極、Ｓ極とＳ極を互いに突き合わせる方向に磁化して記録ビットを形成して、磁気記録を行なう方法である。面内磁気記録方式において記録密度を向上するためには、記録されたビットに作用する反磁場の影響を低減して、記録媒体である磁性膜の膜厚を小さくし、膜面内の保磁力を増大する必要がある。
一方、垂直磁気記録方式は、磁気ヘッドを用いて、垂直磁気異方性を有する磁気記録媒体に膜面に対して垂直に、且つ、隣り合うビットの磁化方向が反平行となるように記録ビットを形成して磁気記録を行なう方法である。例えば、磁気記録層に対して基板と反対側の面全体がＳ極、基板側の面全体がＮ極となるように一様に磁化させたＤＣ消去状態の磁気記録層に、この磁化方向とは逆に基板と反対側がＮ極、基板側がＳ極となるように記録ビットを形成する方法である。この場合、隣り合うビットの磁極がＳ極とＮ極であり、隣り合うビットの磁化の向きが反平行であるため、隣接するビットの磁気モーメント同士が引き合い、記録磁化が安定に存在することになる。垂直磁気記録方式には、磁気ヘッドと媒体の構造の違いにより、薄膜ヘッドと単層垂直媒体とを組み合わせて記録する方式と、単磁極ヘッドと２層垂直媒体を組み合わせて記録する方式の２つの方式に大別される。
後者の方式において、単磁極ヘッドからの磁束を環流させるための軟磁性体からなる磁束リターン層を磁気記録層の下側に設ける方法が知られている。これにより、単磁極ヘッドの主磁極から生じる磁束を磁気記録層に効率的に導くことが可能となり、微細なビットを書き込むことが可能となる。このため、薄膜ヘッドと単層垂直媒体とを組み合わせて記録する方式に比べて、単磁極ヘッドと２層垂直媒体とを組み合わせて記録する方式のほうが高密度記録に適している。
面内磁気記録方式及び垂直磁気記録方式のいずれの記録方式においても、磁気記録媒体の高密度化を実現するためには、磁気記録媒体の磁気記録層を構成する磁性体の保磁力を増大させることが重要である。磁性体の保磁力を決める要因の一つに結晶磁気異方性エネルギーがある。これは、磁性結晶粒中の磁気モーメントをある特定の結晶方向に向きやすさを示すエネルギーであり、この値が大きいほど、その方向に向きやすいことを示している。例えば、Ｃｏ結晶粒の場合、六方稠密結晶格子のｃ軸方向が磁気モーメントの向きやすい方向であり（磁化容易軸）、この結晶磁気異方性エネルギーＫｕは約４．６×１０^６ｅｒｇ／ｃｍ^３である。結晶粒の体積がＶであるとき、結晶粒中の磁気モーメントが磁化容易軸方向に向けておくエネルギーはＫｕＶで与えられる。一方、磁気モーメントは、熱振動のために揺らいでいる。このときのエネルギーは、ボルツマン定数ｋ_Ｂと絶対温度Ｔとの積ｋ_ＢＴで与えられる。ここでｋ_ＢＴとＫｕＶを比較すると、ｋ_ＢＴ≪ＫｕＶの場合は磁気異方性エネルギーが十分大きいため、磁気モーメントはほぼ結晶粒のｃ軸方向に向くことになる。ｋ_ＢＴ≫ＫｕＶの場合は、磁気異方性エネルギーに比べ熱振動のエネルギーの方が大きいため、磁気モーメントは熱振動し続けることになる（超常磁性状態）。現在、学会における記録ビットの熱安定性の議論では、（ＫｕＶ）／（ｋ_ＢＴ）の値が５０〜１００であれば、媒体の熱安定性が確保できると考えられている。
面内磁気記録方式で高密度記録を実現するために、結晶粒径、および、膜厚を現状の半分にした場合を考える。Ｃｏと同程度の磁気異方性エネルギーを持つ磁性体を磁気記録層に用い、且つ、室温（３００Ｋ）に放置した場合を仮定すると、ＫｕＶ／ｋ_ＢＴ〜１０となり、磁化は不安定となる。このため、磁気異方性エネルギーがＣｏに比べ５〜１０倍の大きさを持つ磁性体を磁気記録層として用いる必要がある。
高磁気異方性を有する磁性材料として、例えばＯ．Ａ．Ｉｖａｎｏｖ ｅｔ．ａｌ．，Ｐｈｙｓ．Ｍｅｔ．Ｍｅｔａｌｌ．，ｖｏｌ．３５（１９７３）ｐｐ．８１で報告されているように、Ｆｅ−Ｐｔ規則合金（Ｋｕ＝７．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３）やＣｏ−Ｐｔ規則合金（Ｋｕ＝７．０×１０^７ｅｒｇ／ｃｍ^３）等のＬ１_０型規則合金が知られている。Ｋ．Ｒ．Ｃｏｆｆｅｙらは、このＬ１_０型規則合金を用いた薄膜をシリコン基板上に作製したものを面内磁気記録媒体として用いて評価を行っている（ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．ｖｏｌ．３１（１９９５）ｐｐ．２７３７．）。この報告では、成膜後、６００℃程度の高温で熱処理をすることにより、高磁気異方性を発現する規則合金相を形成し、高保磁力を得ている。しかしながら、６００℃程度の高温での熱処理が必要であり、磁気ディスクで使用されているガラス基板の対応可能な温度領域を越えているため、実際に磁気ディスクとして量産して工業化することは困難であった。また、一般に、高温での熱処理は結晶粒の肥大化をもたらすため、高密度記録用媒体に要求される結晶粒の微細化の観点からも問題があった。
ところで、薄膜を形成する手法として、電子サイクロトロン共鳴法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｙｃｌｏｔｒｏｎ Ｒｅｓｏｎａｎｃｅ）により形成したプラズマを用いて薄膜を作製するＥＣＲスパッタ法が知られている（特開平５−３３４６７０号）。例えば、Ｃｏ−Ｃｒ合金薄膜をＥＣＲスパッタ法で作製すると、従来のスパッタ法や真空蒸着法を用いた場合に比べ、低い基板温度でＣｏ−Ｃｒ膜がＣｏ元素の多い領域とＣｒ元素の多い領域に分離される組成偏析構造の形成が進み、高い保磁力を有する媒体の作製が可能であることが示されている。また、ＭｇＯなどの酸化物をＥＣＲスパッタ法を用いて作製すると、従来の成膜方法に比べて、低い基板温度で形成しても、薄い膜厚で結晶性の良好な高配向膜が得られることが報告されている（電子情報通信学会 信学技報ＭＲ２０００−１０１（２００１年１月）７頁）。
磁気記録において、高密度記録を実現するためには媒体ノイズを低減することも重要である。媒体ノイズの主な原因は、ビット境界部である遷移領域部分に生じたジグザグ磁壁に由来する。ジグザグ磁壁は、磁性粒子間の磁気的相互作用が大きいほど、大きく揺らぐことになる。したがって、媒体ノイズを低減するためには、結晶粒間に作用する磁気的相互作用を切り、磁性結晶粒を磁気的に孤立する必要がある。
従来、磁気記録媒体の記録層に用いられていたＣｏ−Ｃｒ系合金では、Ｃｒが結晶粒界に偏析して非磁性層を形成していたため、これにより結晶粒間に作用する磁気的相互作用を切断していた（例えば、Ｎ．Ｉｎａｂａ ｅｔ．ａｌ．，Ｊ．Ｍａｇｎ．Ｍａｇｎ．Ｍａｔｅｒ．，ｖｏｌ．１６８（１９９７）２２２．）。ところが、Ｌ１_０型規則合金を磁気記録層に用いた場合、組成偏析相が生じないため、Ｌ１_０型規則合金のみで磁気記録層を構成すると磁性粒子間の磁気的相互作用を切断することができず、媒体ノイズが増加するという問題があった。
この問題を解決するために、例えば、Ａ．Ｋｉｋｉｔｓｕ ｅｔ．ａｌ．，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，ｖｏｌ．８７（２０００）ｐｐ．６９４４では、磁気記録層をＣｏＰｔ−ＳｉＯ_２グラニュラー膜で構成して、Ｌ１_０型規則合金結晶粒を酸化物で分離することにより磁気的相互作用を低減できることを報告している。しかしながら、かかる方法に基づいて磁性粒子を十分分離するためには、酸化物の体積分率が４０％程度以上必要となり、磁性粒子の分離する酸化物層の厚さが約５ｎｍとなる。この酸化物による磁性粒子分離層の厚さは、高密度記録の点から相反する結果となっており、より薄い層を形成しなければならなかった。
また、ノイズを低減するためには、磁気記録媒体を構成する磁性結晶粒の粒径を小さくし、遷移領域での磁壁の揺らぎを小さくすればよいことが知られている。例えば、面記録密度が５０Ｇｂ／ｃｍ^２以上の記録密度になると、記録ビットのビット長が４０ｎｍ以下となることが推定される。現在、一般的に使用されている面内磁気記録媒体の磁気記録層の結晶粒径が約１５ｎｍ程度であることから、現状の結晶粒径で４０ｎｍのビット長を構成するためには、ビット方向に２〜３個の結晶粒が並ぶことになり、遷移領域でのジグザグ磁壁は大きくなる。このため、結晶粒径を小さくし、１ビットを構成するビット長方向の結晶粒の数を増やす必要がある。高密度記録を実現するためには、磁気記録層である磁性膜の膜厚を薄膜化し、各磁性結晶粒の粒径を微細化し、且つ、この状態で高保磁力を維持しなければならないという問題がある。
特に、面内磁気記録方式では、上記のように反磁場の影響が大きいことから、高密度記録になるほど、すなわち、ビット長が短くなるほど、磁気記録層の膜厚を薄くし、反磁場の影響を低減する必要がある。このため、面内磁気記録用媒体では、磁気記録層の結晶粒径を微細化した場合、結晶粒の膜厚を粒径と同程度以下まで薄くして、形状磁気異方性による、膜面に対して垂直方向に磁化が向く影響を低減する必要がある。一方、垂直磁気記録用媒体では、磁気記録層表面に磁極が生じ、この磁極のために記録ビット内部には反磁場が生じている。この反磁場は、常に記録磁化を反転させよう作用するため、磁気異方性が小さいと部分的に磁化反転を起こし、逆磁区を形成することとなる。この逆磁区は、媒体ノイズの原因となるため、逆磁区が生じにくい高磁気異方性を有する磁性体を磁気記録層として用いる必要がある。
更に、２層垂直磁気記録媒体の場合は、上述した磁気記録層に起因したノイズのほかに磁束リターン用の裏打ち層に起因したノイズがある。磁束リターン用の裏打ち層に起因したノイズとしてスパイクノイズがある。これは、裏打ち層中に生じた磁壁が突発的に動くために生じる磁束の変化を磁気ヘッドが検出することによって起こるノイズである。裏打ち層に用いられる軟磁性材料には、結晶性から以下の３種類のグループに大別される。第１のグループがパーマロイ（Ｆｅ−Ｎｉ）やＦｅ−Ａｌ−Ｓｉなどの結晶性軟磁性体、第２のグループがＦｅ−Ｔａ−ＣやＦｅ−Ｔａ−Ｎなどの微結晶析出型軟磁性体、第３のグループがＦｅ−Ｎｂ−ＺｒやＦｅ−Ｔａ−Ｚｒなどの非晶質軟磁性材料である。
磁気記録層にＣｏＣｒ系合金を用いた２層垂直磁気記録媒体であって、裏打ち層にパーマロイなどの結晶性軟磁性体を用いた媒体ではスパイクノイズが大きいのに対して、裏打ち層にＦｅ−Ｔａ−Ｃなどの微結晶析出型軟磁性体やＦｅ−Ｎｂ−Ｚｒなどの非晶質軟磁性体を用いた媒体ではスパイクノイズが起こりにくく、媒体ノイズレベルが低いことが報告されている（通産省 新エネルギー・産業技術総合開発機構 超先端電子技術開発機構 第１０回技術報告会資料（２００１年４月２５日））。
また、高密度記録を実現するために、上述の規則合金を磁気記録層に用いて２層垂直磁気記録媒体を構成することが考えられる。この場合、ＣｏＣｒ系の２層垂直磁気記録媒体で用いた裏打ち層をそのまま適用してもノイズを十分に低減することができないという問題がある。
本発明は、従来技術の欠点を解消するためになされたものであり、本発明の第１の目的は、規則合金からなる磁気記録層の結晶配向性を高めつつスパイクノイズを低減することができる磁気記録媒体及びそれを備える磁気記録装置を提供することにある。
本発明の第２の目的は、規則合金からなる磁気記録層の結晶配向性を高めて微細な記録ビットを確実に形成することができる磁気記録媒体及びそれを備える磁気記録装置を提供することにある。
本発明の第３の目的は、磁気記録層を構成する磁性粒子の結晶粒径を微細化し、且つ、粒径分布を均一化することができ、熱揺らぎに強く記録減磁の小さい磁気記録媒体を提供することにある。
本発明の第４の目的は、磁性粒子間の磁気的相互作用が低減され、ノイズの小さい磁気記録媒体を提供することにある。
本発明の第５の目的は、ガラス基板のような工業的に使用可能な基板上に高磁気異方性を有するＬ１_０規則合金を磁気記録層として形成した磁気記録媒体を製造する方法を提供することにある。
発明の開示
本発明の第１の態様に従えば、磁気記録媒体であって、
非晶質成分を含む基板と；
Ｂを含む規則合金から構成されている磁気記録層と；を備える磁気記録媒体が提供される。
本発明の第１の態様の磁気記録媒体は、非晶質成分を含む基板、例えば、ガラス基板上にＢ（ホウ素）を含む規則合金から構成されている磁気記録層を備える。規則合金は、その磁性粒子が規則化する温度が高いため、磁気記録媒体の記録層として用いる場合は、通常、高温加熱に耐え得るような基板、例えばシリコン基板を用い、かかる基板上に規則合金材料を形成し、加熱処理等することによって規則合金化させる必要があった。しかしながら、シリコン基板等の高融点材料から形成された基板は、コスト高となるために情報記録媒体の量産には不向きである。本発明者らは、規則合金にＢを含ませることにより、従来よりも低い温度で規則合金からなる磁気記録層を成膜することに成功した。このため、本発明により、量産化に適したガラス基板上に、規則合金から構成された磁気記録層を備える磁気記録媒体が得られる。
また、本発明の磁気記録媒体において、磁気記録層の規則合金としては、例えば、遷移金属元素と貴金属元素とからなる合金を用いることができる。この場合、遷移金属元素と貴金属元素からなる合金の主相に、Ｂが５ａｔ％〜３０ａｔ％、より好ましくは５ａｔ％〜２０ａｔ％の範囲で含まれていることが望ましい。更に、磁気記録層にはＳｉ及びＡｌの少なくとも一方を含ませても良い。このように、Ｂを規則合金に上記範囲内で含有させることにより、Ｂが偏析して結晶粒界を構成し、結晶粒同士の磁気的相互作用を切断させることが可能となる。このため、磁性結晶粒は磁気的に孤立するため、磁気記録層に形成されるジグザグ磁壁の揺らぎが低減し、媒体ノイズを低減することが可能となる。特に、磁気記録層を構成する規則合金中のＢは、磁気記録層を形成するときの基板の温度を低減できるという効果もある。
本発明において、非晶質成分を含む基板とは、非晶質成分を少なくとも磁気記録層などを形成する表面部分に有する基板を意味し、全体が非晶質成分を含む材料から形成されている基板のみならず、基体部分が結晶材料から形成され且つその表面部分が非晶質成分を含む材料から形成されているような基板をも含む概念である。かかる基板としては、例えば、ガラス製の基板、セラミック製の基板、カーボン製の基板、基体部が金属、ガラスまたはセラミックなどから形成され且つその表面に例えばＮｉＰなどの非晶質層を形成した基板などを用いることができる。これらの基板のうち量産可能なガラス基板が最適である。
磁気記録層を構成する磁性結晶粒内部のＢの濃度をＣ３とし、結晶粒界部でのＢの濃度をＣ４としたときに、Ｃ３＜Ｃ４の関係を満たすことが好ましく、このおうにＢを磁気記録層内で分布させることにより、非磁性元素であるＢが磁性結晶粒内から結晶粒界部に排斥されて結晶粒界部における非磁性元素の濃度が増大することになる。その結果、結晶粒界部の強磁性元素が減少し、磁性結晶粒の間で働く磁気的相互作用が低減されるためノイズを低減することができる。更に、磁気記録層を構成する磁性結晶粒内部の酸素の含有量（Ｃ５）と結晶粒界部での酸素の含有量（Ｃ６）が（Ｃ５／１０）＜Ｃ６の関係を満足すると、結晶粒界部に酸化物相が形成されるため、結晶粒間の磁気的相互作用が低減されてノイズが低減されるという効果が得られる。特に、Ｃ３＜Ｃ４の場合は、非磁性のＢが結晶粒界に偏析することによる効果に加え、結晶粒界部でＢを含む酸化相が形成されることにより、Ｂの偏析効果によるノイズ低減効果に加え、更なるノイズ低減が可能となる。一方、結晶粒内における酸素が、上記関係式以上に増大すると結晶粒内においても酸化作用が進行して磁気特性の劣化の原因となる恐れがある。
本発明の磁気記録媒体の磁気記録層は、更に、Ｃｒを含有することが好ましい。Ｂを含む規則合金に更にＣｒを含有させることにより、粒界にＣｒが偏析して非磁性偏析相が形成される。かかる非磁性偏析相は、結晶粒子同士の間で働く磁気的相互作用をより一層効果的に低減するので、磁性粒子の磁気的な孤立が促進され、ノイズを更に低減することが可能となる。本発明においては、磁気記録層中に含まれるＢの濃度とＣｒの濃度との合計の濃度が３０ａｔ％以下であることが好ましい。合計の濃度がこの範囲を超えると、非磁性偏析相の厚さが増大して磁性結晶粒子間の磁気的分離は促進される反面、高密度記録の観点から好ましくない。磁気記録層中のＣｒの濃度は５ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲が好ましい。磁気記録層中のＣｒの濃度が５ａｔ％よりも低いと、Ｃｒ元素を粒界に十分に偏析させることができないおそれがあり、非磁性偏析相による磁性結晶粒子間の磁気的相互作用の十分な低減効果が得られないおそれがある。一方、Ｃｒ濃度が２５ａｔ％を超えると、Ｃｒ元素は結晶粒界に偏析するのみならず、磁性結晶粒子内にも多く含まれてしまい、磁性結晶粒内のＣｒ元素により磁性結晶粒の磁気特性が劣化するおそれがある。本発明においては、磁性結晶粒内部におけるＣｒ濃度を、結晶粒界部におけるＣｒ濃度よりも高くすることが好ましい。磁性結晶粒内部と結晶粒界部のＣｒ元素の濃度について上記関係を満足させることにより、第３元素に加えて更にＣｒ元素も結晶粒界部に偏析し、非磁性偏析相を形成することとなる。
本発明において、規則合金とは、規則合金だけから構成された合金のみならず、規則合金の結晶構造の占める比率が全体の約８０％以上である合金をも含む概念である。規則合金としては例えばＬ１_０型結晶構造や面心立方格子構造を示す規則合金を用いることが好ましい。Ｌ１_０型結晶構造を有する規則合金としては、例えば、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＦｅＰｄ等を用いることができ、面心立方格子構造を示す規則合金としては、例えば、第３元素としてＢを適量添加したＦｅＰｔ合金を用いることができる。ＦｅやＰｔ等に比べ原子半径が小さく、結晶格子の隙間の空間に侵入するような元素を第３元素として適量添加した場合、母相となる規則合金はＬ１_０型結晶構造（面心正方格子）からほぼ面心立方格子構造に結晶構造が変化する。
本発明の第１の態様の磁気記録媒体は、更に、磁気記録層と基板との間に少なくとも１層の非磁性下地層を備え得る。この場合、磁気記録層と接する非磁性下地層が、体心立方格子（ｂｃｃ）、体心正方格子（ｂｃｔ）、面心立方格子（ｆｃｃ）、面心正方格子（ｆｃｔ）、あるいは、ＮａＣｌ型結晶構造のいずれかの結晶構造を有することが好ましい。非磁性下地層がｂｃｃ、ｆｃｃ、あるいはＮａＣｌ型の結晶構造を有するときは｛１００｝結晶面が基板表面と平行であることが好ましく、また、非磁性下地層がｂｃｔ、あるいはｆｃｔ結晶構造を有するときは（１００）結晶面あるいは（００１）結晶面が基板と平行であることが好ましい。かかる非磁性下地層上に磁気記録層の磁性粒子がエピタキシャル成長しているときに磁気記録層の結晶配向性を高めることができる。
本発明において、ｂｃｃ結晶構造を有する非磁性下地層としてはＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ若しくはＨｆの単体、または、これらの元素の少なくとも一種に、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｚｒ及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の元素を加えた合金を用いることができる。また、ｂｃｔ結晶構造を有する非磁性下地層としてはＮｉ−Ａｌ二元合金、あるいは、Ｎｉ−Ａｌ二元合金にＶ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の元素を加えた合金を用いることができる。また、ｆｃｃ結晶構造を有する非磁性下地層としてはＰｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ａｇ及びＣｕからなる群から選択される少なくとも一種を含む材料を用いることができる。また、ＮａＣｌ結晶構造を有する非磁性下地層としてはＭｇＯ、ＬｉＦ及びＮｉＯからなる群から選択される少なくとも１種を含む材料を用いることができる。
本発明の第１の態様の磁気記録媒体は、磁気記録層を構成する磁性結晶粒内部の遷移金属元素の濃度をＣ１とし、結晶粒界部での遷移金属元素の濃度をＣ２とするとき、Ｃ１＞Ｃ２の関係を満たすことが好ましい。これにより、結晶粒内の強磁性元素が相対的に増大し、個々の結晶粒の磁気特性が向上するとともに、結晶粒界部においては強磁性元素が減少するため、結晶粒の間で働く磁気的相互作用が減少し、ノイズを低減することができる。
本発明の第１の態様の磁気記録媒体において、磁気記録層を構成する磁性粒子の平均結晶粒径ｄ１が４ｎｍ〜１０ｎｍの範囲内にあることが好ましい。また、例えば、磁気記録層のＡＣ消去時（磁気記録層を交流消磁して初期化したとき）の最小磁化反転単位の粒径をｄ２としたとき（２×ｄ１）＞ｄ２を満たすことが好ましい。これにより、磁気記録層に磁気ヘッドで磁界を印加したときに、隣接する複数の結晶粒が同時に磁化反転を起こすこと、すなわち、磁気記録層の広い領域が一度に磁化反転を起こすことが無くなり、個々の結晶粒ごとに磁化反転が起こるため、磁化遷移領域のジグザグ磁壁が小さくなり、ノイズを低減することができる。
本発明の第１の態様の磁気記録媒体は、更に、軟磁性材料から形成された裏打ち層を備え得る。裏打ち層は、例えば、後述する第２の態様の磁気記録媒体のように、結晶形態の互いに異なる少なくとも２種類の軟磁性層、例えば、微結晶析出型軟磁性層と結晶性軟磁性層とを用いて構成することができる。これにより、磁気記録媒体のノイズを十分低減することができる。
本発明の第２の態様に従えば、磁気記録媒体であって、
基板と；
規則合金から構成された磁気記録層と；
裏打ち層と；を備え、
該裏打ち層は、結晶形態の互いに異なる少なくとも２種類の軟磁性層を含む磁気記録媒体が提供される。
本発明の第２の態様の磁気記録媒体では、裏打ち層として結晶形態の互いに異なる少なくとも２種類の軟磁性層を用いて構成することにより、磁気記録層として規則合金を用いた磁気記録媒体のノイズを十分低減することができた。以下にその理由について説明する。
規則合金は一般に規則化温度が高いために、ＣｏＣｒ系合金に比べて基板温度を高くして作製しなければならない。したがって、裏打ち層として従来の非晶質軟磁性体を用いると、磁気記録層を形成する過程で非晶質軟磁性層が結晶化してしまい、特性が劣化してノイズが発生する可能性が高くなる。一方、非晶質軟磁性層の代わりに微結晶析出型軟磁性体を裏打ち層に用いた場合、この材料の特性を出すためには熱処理する必要があることから、高温度プロセスで規則合金からなる磁気記録層を形成しても、裏打ち層の性能は低下しない。しかしながら、微結晶析出型の構造を有する裏打ち層は、その最表面の結晶配向がランダム配向しているため、裏打ち層上に形成する磁気記録層の結晶配向性を制御することが困難となりノイズが発生していた。結晶系軟磁性膜は、結晶配向性が良いことから、その上に形成される磁気記録層の結晶配向性を制御し易いという利点があるが、スパイクノイズが発生するという問題があった。また、結晶系軟磁性体を裏打ち層として用いた場合に、規則合金からなる磁気記録層を形成する過程での高温度プロセスにより、結晶性軟磁性体の結晶粒が肥大化しながら成長するため、軟磁性体中の磁壁が動き安くなってスパイクノイズが増大する原因となっていた。
そこで、本発明の第２の態様の磁気記録媒体においては、裏打ち層として、結晶形態の互いに異なる少なくとも２種類の軟磁性層、例えば、微結晶析出型軟磁性層と結晶性軟磁性層の少なくとも２種類の層を用いて構成する。そして、裏打ち層内において磁気記録層に近い側に結晶性軟磁性層が位置するように構成する。このように磁気記録層に近い側に結晶性軟磁性層を所定の厚さで形成することによって磁気記録層の結晶配向性を制御しつつ、微結晶析出型軟磁性層によりスパイクノイズの発生を防止することができる。微結晶析出型軟磁性層の膜厚をｔ１とし、結晶性軟磁性層の膜厚をｔ２としたときｔ１＞ｔ２の関係を満たすことが好ましい。
また、本発明の第２の態様の磁気記録媒体においては、裏打ち層と磁気記録層との間には、磁気記録層の結晶配向性をより高精度に制御するために非磁性層を備えることが好ましい。この場合は、裏打ち層を構成する結晶性軟磁性層から非磁性層がエピタキシャル成長し、更に非磁性層から磁気記録層がエピタキシャル成長していることが好ましい。このように結晶性軟磁性層から非磁性層及び磁気記録層をエピタキシャル成長させることにより、磁気記録層に所望の粒子径及び結晶配向性の磁性粒子を成長させることが可能となる。したがって、磁気記録層の結晶粒子径を微細化することが可能となるとともに粒子径の分散を低減することが可能になり、磁気記録媒体の熱揺らぎやノイズを減少させることが可能となる。更に、磁気記録層における磁化反転領域がジグザグになることが防止されるので、ノイズを著しく低減することができる。
裏打ち層と磁気記録層との間に形成する非磁性層は、体心立方格子（ｂｃｃ）、体心正方格子（ｂｃｔ）、面心立方格子（ｆｃｃ）、面心正方格子（ｆｃｔ）、あるいは、ＮａＣｌ型結晶構造のいずれかの結晶構造を有することが好ましく、（００１）結晶面が基板とほぼ平行であることが一層好ましい。これにより、非磁性層上に形成される磁気記録層の結晶配向性を高めることができる。
ｂｃｃ結晶構造を有する非磁性層としては、例えば、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ若しくはＨｆの単体、または、これらの元素のうちの少なくとも一種に、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の元素を加えた合金を用いることができる。また、ｂｃｔ結晶構造を有する非磁性層としては、例えば、Ｎｉ−Ａｌ二元合金、あるいは、Ｎｉ−Ａｌ二元合金にＶ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選択される少なくとも１種類の元素を加えた合金を用いることができる。また、ｆｃｃ結晶構造を有する非磁性層としては、例えば、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ｃｕ若しくはＡｇの単体、または、それらの少なくとも一種を主相とする合金を用いることができる。また、ＮａＣｌ結晶構造を有する非磁性層としては、例えば、ＭｇＯ、ＬｉＦ及びＮｉＯの少なくとも１種類を含む無機物質を用いることができる。
本発明において、規則合金としては例えばＬ１_０型結晶構造や面心立方格子構造を示す規則合金を用いることが好ましい。Ｌ１_０型結晶構造を有する規則合金としては、例えば、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＦｅＰｄ等を用いることができ、面心立方格子構造を示す規則合金としては、例えば、第３元素としてＢを適量添加したＦｅＰｔ合金を用いることができる。ＦｅやＰｔ等に比べ原子半径が小さく、結晶格子の隙間の空間に侵入するような元素を第３元素として適量添加した場合、母相となる規則合金はＬ１_０型結晶構造（面心正方格子）からほぼ面心立方格子構造に結晶構造が変化する。
本発明において、用語「軟磁性体」は、記録層の保磁力の１／１０以下の保磁力を有する磁性体を含む概念である。
本発明の磁気記録媒体において、微結晶析出型軟磁性体は、例えば、Ｆｅ−Ｘ−Ｃ合金あるいはＦｅ−Ｘ−Ｎ合金（Ｘ＝Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂ）から構成し得る。微結晶析出型軟磁性体がＦｅ−Ｘ−Ｃ合金である場合には、Ｆｅを主体とした相とＸ−Ｃを主体とした相が析出した構造にし得る。更に、Ｆｅを主体とした相の結晶粒径分布の平均結晶粒径が７ｎｍ〜２０ｎｍの範囲内にあることが好ましく、また、Ｘ−Ｃを主体とする相の結晶粒分布の平均結晶粒径が３ｎｍ〜７ｎｍの範囲内にあることが好ましい。これにより特性が向上する。結晶性軟磁性体は、体心立方格子、あるいは、面心立方格子の結晶構造を有することが好ましく｛１００｝結晶面が基板に対してほぼ平行であることが好ましい。これにより磁気記録層の結晶配向性を高めることができる。
本発明の第２の態様の磁気記録媒体において、磁気記録層を構成する磁性粒子の磁化容易軸方向は基板表面に対してほぼ垂直に配向制御することが好ましい。Ｌ１_０型規則合金を磁気記録層として用いた場合、磁気記録層の結晶粒は、その主成分がＣｏあるいはＦｅの遷移金属元素とＰｔあるいはＰｄの貴金属元素から構成される。この場合、遷移金属元素と貴金属元素の原子比率が、
０．４５≦（遷移金属元素）／（遷移金属元素＋貴金属元素）≦０．５５
であることが好ましい。かかる範囲内にすることにより、遷移金属元素と貴金属元素からなる合金の結晶構造が所望の規則構造を形成することが可能となる。かかる範囲以外の場合、所望の規則構造を形成することが困難となるため、所望の磁気特性が得られなくなる恐れがある。
本発明の第２の態様の磁気記録媒体において、磁気記録層を形成する規則合金は第３元素としてＢ、Ｓｉ、Ａｌの少なくとも一種類を含むことが好ましく、特にＢを含むことが好ましい。規則合金中にＢを含有させると、Ｂは結晶粒内部に部分的に混入するとともに偏析して結晶粒界を構成するため磁性粒間の磁気的な相互作用を切断することが可能となる。これによりノイズをより一層低減することが可能となる。規則合金からなる磁気記録層を形成するには、成膜後に６００℃程度の高温に加熱する必要があるが、規則合金にＢを添加することにより、かかる加熱処理の際の加熱処理温度を低減する効果もある。規則合金からなる磁気記録層は、電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）スパッタ法を用いて形成することが好ましく、規則合金中にＢを含有させた場合は成膜時の基板の加熱温度を低減することができる。
また、本発明の第２の態様の磁気記録媒体の磁気記録層を形成する規則合金は、更に、上述の第３元素に加えて第４元素としてＣｒを含むことが好ましい。第４元素としてＣｒを含ませることにより、結晶粒界部にＣｒが偏析して非磁性偏析相を形成する。これにより、結晶粒子間で働く磁気的相互作用が更に低減されるので、ノイズをより一層低減することができる。
また、本発明の磁気記録媒体においては、磁気記録層を構成する磁性結晶粒内部の遷移金属元素の濃度をＣ１とし、結晶粒界部での遷移金属元素の濃度をＣ２とするときＣ１＞Ｃ２の関係を満足することが好ましく、磁性結晶粒内部の第３元素の濃度をＣ３とし、結晶粒界部での第３元素の濃度をＣ４とするときＣ３＜Ｃ４の関係を満足することが好ましい。磁性結晶粒内部と結晶粒界部の第３元素の濃度を上記関係を満足させることにより、非磁性元素である第３元素が結晶粒内から結晶粒界部に排斥されて結晶粒界部における非磁性元素の濃度が増大することになる。更に、第４元素としてＣｒを含む場合、磁性結晶粒内部におけるＣｒ濃度を、結晶粒界部におけるＣｒ濃度よりも高くすることが好ましい。磁性結晶粒内部と結晶粒界部のＣｒ元素の濃度について上記関係を満足させることにより、第３元素に加えて更にＣｒ元素も結晶粒界部に偏析し、非磁性偏析相を形成することとなる。その結果、結晶粒界部の強磁性元素が減少し、結晶粒子間の磁気的相互作用が低減されるためノイズを低減することができる。また、磁気記録層は電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）スパッタ法を用いて形成することが好ましく、これにより更に特性が向上する。
本発明の第３の態様に従えば、非晶質成分を含む基板と、Ｂを含む規則合金から構成された磁気記録層とを備える磁気記録媒体の製造方法であって、
非晶質成分を含む基板を用意し、
前記基板を加熱した後、スパッタリング用ガスをプラズマ化することにより生じた電荷を有する粒子を、Ｂを含むターゲットに衝突させてターゲット粒子を飛翔させ、該ターゲット粒子を前記基板上に堆積させることにより前記磁気記録層を形成することを含む製造方法が提供される。
本発明の製造方法では、Ｂを含むターゲットを用いて、例えばＥＣＲスパッタ法により磁気記録層を形成する。Ｂを含むターゲットとしては、例えば、磁気記録層を構成する規則合金から形成されたターゲットのスパッタ面にＢのペレットが貼り付けられたターゲットを用いることができる。或いは、Ｂのみから形成されたターゲットと、磁気記録層を構成する規則合金を用いて形成されたターゲットとから構成されたターゲットを用いることができる。規則合金としては例えばＬ１_０型規則合金を用いることができる。こうして形成される磁気記録層は、規則合金中にＢを含む。また、規則合金中にＢを含むと規則化温度が低減するため、従来よりも低い基板温度で磁気記録層を形成することができる。これにより、磁気記録媒体の基板として非晶質成分を含む基板、例えば、ガラス基板を用いることが可能となり、磁気記録層としてＢを含む規則合金を用いた磁気記録媒体を大量に且つ安価に製造することができる。
本発明の製造方法において、スパッタリング用ガスのプラズマ化の方法として電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）を用いることが好ましい。これにより、規則合金を得るための磁気記録層成膜時の基板の加熱温度を、例えば、４００℃〜５５０℃の範囲内に低減することができる。
本発明の製造方法においては、磁気記録層を形成した後、磁気記録層を加熱処理することができる。Ｂを含む規則合金を規則化するためには５５０℃以下の温度で加熱処理すればよく、この合金を確実に規則化するために４５０℃以上の温度で加熱処理することが好ましい。
本発明の第４の態様に従えば、本発明の第１の態様または第２の態様に従う磁気記録媒体と；
情報を記録又は再生するための磁気ヘッドと；
前記磁気記録媒体を前記磁気ヘッドに対して駆動するための駆動装置と；を備える磁気記録装置が提供される。
かかる磁気記録装置は、本発明の第１または第２の態様の磁気記録媒体を用いているので、熱揺らぎや熱減磁に強く、熱安定性に優れ、磁気記録媒体の磁気記録層に高密度に記録された情報を低ノイズで再生することができる。
本発明の第５の態様に従えば、規則合金を含む磁性材料の製造方法であって、規則合金を構成する成分にＢを含有させた後、またはＢを含有させながら、気相法、溶融法及び焼結法からなる群から選ばれる方法により規則合金を形成することを含む磁性材料の製造方法が提供される。かかる製造方法によれば、規則合金を構成する成分が規則化する温度を低下させることができる。気相法を用いる場合は、例えば、規則合金を構成する成分とＢとを互いに気化させて、基体上で規則合金を構成する成分にＢを含ませればよく、具体的には、ＣＶＤ法、真空蒸着法、ＭＢＥ法、スパッタ法、イオンビーム法などを用い得る。また、溶融法を用いる場合は、規則合金を構成する成分とＢとを混合して溶融するか、規則合金を構成する成分とＢと互いに溶融させてから混合し、所望の形状になるように冷却して固化させればよい。また、焼結法を用いる場合は、例えば、規則合金を構成する成分からなる粉末と、Ｂからなる粉末とを所定の量で混合し、所望の形状に圧縮成型した後に所定温度で焼結すればよい。規則合金を構成する成分に含有させるＢの含有量は、製造される磁性材料の種類や用途等に応じて適宜選択可能であり、例えば、磁性材料を磁気記録媒体の記録層として用いる場合には記録層中のＢの含有量が５ａｔ％〜２０ａｔ％になるように選択し得る。
本発明の製造方法を用いて製造される磁性材料としては、例えば、磁性流体、永久磁石、超小型モータやマイクロマシーンに用いられる薄膜磁石などが最適である。
磁性材料として例えば磁性流体を製造する場合には、例えば、規則合金を用いて形成されたターゲットにＢからなるペレットを付着させたターゲットを用いるか、或いは、Ｂからなるターゲットと規則合金からなるターゲットとを用いてＤＣスパッタや、ＲＦスパッタ、ＥＣＲスパッタなどのスパッタ法により、界面活性剤や潤滑剤、油などの流体中にＢを含む規則合金の微粒子を被着させればよい。規則合金にＢを含ませたことにより規則合金の規則化温度が低下しているため、スパッタリングの際に、被着体である流体を低下した規則化温度に加熱するだけでＢを含む規則合金の微粒子を流体に被着させることができる。これにより流体内にＢを含む規則合金からなる磁性微粒子を存在させることができる。またスパッタ法以外に、例えば、真空蒸着法なども用いることができる。
発明を実施するための最良の形態
以下に本発明の実施例について図面を参照しながら詳細に説明する。以下の説明で用いた図面において同一符号を付加したものは、同じ機能を有する部分を示すこととする。
実施例１
図１に、本発明に従う磁気記録媒体の概略断面図を示す。磁気記録媒体は、基板１上に、基板密着層３、裏打ち層５、非磁性配向制御層７、磁気記録層９及び保護層１０を備える。裏打ち層５は、微結晶析出型軟磁性層５１と結晶性軟磁性層５３とから構成され、結晶性軟磁性層５３が磁気記録層９側に形成されている。本実施例では、微結晶析出型軟磁性層５１としてＦｅ−Ｔａ−Ｃを、結晶性軟磁性層５３としてパーマロイを用いた。しかし、これに限らず、微結晶析出型軟磁性層５１としてＦｅ−Ｔａ−Ｃの代わりにＦｅ−Ｔａ−Ｎなどの微結晶析出型軟磁性材料を、また、結晶性軟磁性層５３としてパーマロイの代わりにＦｅ−Ａｌ−Ｓｉなどの結晶性軟磁性材料を用いても良い。
また、本実施例では、ＣｏＰｔ規則合金を磁気記録層に用いたが、これに限らず、Ｃｏの代わりにＦｅを用いてもよく、また、Ｐｔの代わりにＰｄを用いてもよい。
また、本実施例において、金属膜或いは導電性膜の成膜方法について特記して理由を説明しない限り、実施例に記載した方法が代表的な成膜方法であって、金属膜あるいは導電性膜を成膜する場合にはＤＣマグネトロンスパッタ法、ＲＦマグネトロンスパッタ法、ＲＦコンベンショナルスパッタ法、ＥＣＲスパッタ法で良く、また、非金属膜あるいは非導線性膜を形成する場合は、ＲＦマグネトロンスパッタ法、ＲＦコンベンショナルスパッタ法、ＥＣＲスパッタ法を用いて良い。また、成膜した膜の特性を損なわない限り、スパッタ法以外に、例えば真空蒸着法やイオンビームスパッタ法を用いてもよい。
図１に示した積層構造を有する磁気記録媒体の製造方法を以下に説明する。
まず、洗浄した直径２．５インチ（約６．３５ｃｍ）の磁気ディスク用のガラス基板をスパッタリング成膜装置に設置した。導入室で予め１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満の真空度まで排気した後、基板を２００℃に加熱して基板表面の吸着ガスを除去した。そして基板密着層３としてＨｆを１５ｎｍ形成した。Ｈｆの成膜には、ＤＣマグネトロンスパッタ法を用い、Ａｒガス圧３ｍＴｏｒｒ、成膜レート５ｎｍ／秒となるように印加電力を設定した。基板１上に直接裏打ち層５を形成することも可能であるが、この場合、裏打ち層の初期成長状態が基板の表面状態に依存して変化する可能性が大きくなる。このため、基板表面の影響が裏打ち層に及ぶことを防ぎ、且つ、常に同一の表面状態の上に裏打ち層を形成することが可能となるように基板密着層３を設けている。
また、この実施例では基板密着層３としてＨｆを用いたが、これに限らず、成膜した膜の結晶粒が微細となるように融点が高い元素であれば良く、Ｗ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｏ等の純金属、あるいは、それらを主相とした合金でも良い。また、本実施例では膜厚を１５ｎｍとしているが、３ｎｍ〜５０ｎｍの範囲であれば良い。３ｎｍよりも薄くなると、基板密着層が一様に形成されなくなって膜厚の薄い部分が生じてしまう恐れがあるため、基板の影響を断ち切れない部分が生じてしまう恐れがある。一方、５０ｎｍ以上に膜厚を厚くすると、結晶粒が大きく成長するために、膜表面の凹凸が大きくなり、その上部に形成する裏打ち層の特性を劣化する恐れがある。
つぎに、基板密着層３であるＨｆ上に微結晶析出型軟磁性層５１と結晶性軟磁性層５３からなる裏打ち層５を形成した。まず、微結晶析出型軟磁性層５１としてＦｅ−９ａｔ％Ｔａ−１２ａｔ％Ｃ（膜厚：２００ｎｍ）をＲＦマグネトロンスパッタ法を用いて成膜した。成膜条件は、Ａｒガス圧が３ｍＴｏｒｒ、また、成膜レートが１．５ｎｍ／秒となるように投入電力を制御した。続いて、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ膜上に結晶性軟磁性層５３として直接パーマロイ（Ｎｉ−２０ａｔ％Ｆｅ、膜厚：５０ｎｍ）をＥＣＲスパッタ法を使用して形成した。成膜条件は、ガス圧を０．２ｍＴｏｒｒ、プラズマを励起するためのマイクロ波は７００Ｗ、ターゲットに印加する電力は、成膜レートが０．２ｎｍ／秒となるように投入電力を制御した。裏打ち層５全体の膜厚は、磁気記録層の膜厚の３倍以上で且つ５００ｎｍ以下の範囲が適当である。裏打ち層の膜厚が磁気記録層の膜厚の３倍よりも薄いと、ヘッドからの印加磁界が裏打ち層から漏洩してしまい、ヘッドの書き込み能力が低下する。一方、５００ｎｍよりも厚い場合、裏打ち層の表面の凹凸が大きくなり、裏打ち層上に形成される磁気記録層の平坦性に影響を及ぼし、ヘッドを媒体上で浮上させたときにヘッドと媒体表面との距離を一定に保ち難くなり、記録再生特性が劣化する恐れがある。
本実施例では、微結晶析出型軟磁性層５１上に直接、結晶性軟磁性層５３を形成したが、それらの間に非磁性層を介在させても良い。この場合、非磁性層の膜厚を、裏打ち層５と磁気記録層９との間に形成された非磁性配向制御層７の膜厚に比べて薄くすることが望ましく、これにより、裏打ち層５に到達した磁気ヘッドからの磁束がこの非磁性層から漏洩することが防止され、裏打ち層５の特性を劣化させることが防止される。したがって、微結晶析出型軟磁性層５１上に直接結晶性軟磁性層５３を形成した場合、または、微結晶析出型軟磁性層５１上に非磁性層を介して結晶性軟磁性層６３を形成した場合のどちらの場合も同様の効果が得られる。
つぎに、裏打ち層５上に非磁性配向制御層７としてＭｇＯ（５ｎｍ）を成膜した。ＭｇＯ膜の形成には、ＲＦコンベンショナルスパッタ法を使用し、成膜時のＡｒガス圧を３ｍＴｏｒｒとし、成膜レートが０．１ｎｍ／秒となるように印加電力を調整した。ここでは、ＭｇＯ膜を非磁性配向制御層７として用いたが、ｂｃｃ結晶構造を有するＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ若しくはＨｆの単体、または、これらの元素のうちの少なくとも一種に、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＺｒおよびＨｆの群から選択される少なくとも１種の元素を加えた合金を用いることもできる。あるいは、ｂｃｔ結晶構造を有する材料、例えばＮｉ−Ａｌ二元合金、あるいは、Ｎｉ−Ａｌ二元合金にＶ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＺｒおよびＨｆの群から選択される少なくとも１種類以上の元素を加えた合金を用いることもできる。あるいは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ｃｕ及びＡｇのうちの少なくとも１種類を含むｆｃｃ結晶構造を有する非磁性金属を用いることもできる。あるいは、ＬｉＦ、ＮｉＯの少なくとも１種類を含みＮａＣｌ結晶構造を有する無機物でも良い。
非磁性配向制御層７の成膜後、基板を４００℃に加熱して磁気記録層９（膜厚：１５ｎｍ）を形成した。磁気記録層９は、ＥＣＲスパッタ法を使用して形成した。成膜には、ＡｒガスにＯ_２ガスを１％添加した混合ガスを使用し、磁性膜を反応性スパッタ法で形成した。成膜条件は、ガス圧を０．２ｍＴｏｒｒ、プラズマを励起するためのマイクロ波は７００Ｗ、ターゲットに印加する電力はＲＦ１ｋＷとした。このときの成膜レートは、０．２ｎｍ／秒であった。また、ターゲットは、Ｃｏ−５３ａｔ％Ｐｔをベースに１０ａｔ％Ｂを添加したターゲットを使用した。成膜後の薄膜状態での磁気記録層の組成は、予め、単層膜を作製してＩＣＰＳ法（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いることにより決定したところ、膜平均組成はＣｏ−４７ａｔ％Ｐｔ−９ａｔ％Ｂであった。
磁気記録層９を形成した後、基板温度が１００℃程度まで低下した時点で保護層１０としてカーボン膜（膜厚：５ｎｍ）を形成した。カーボン膜形成は、ＤＣマグネトロンスパッタ法を使用した。成膜条件は、Ａｒガス圧２ｍＴｏｒｒ、ターゲットへの印加電力は０．３ｋＷとした。カーボン膜を形成する際に基板温度を低下させたのは、基板温度が高温の状態のままカーボン膜を成膜すると、カーボン膜が下部の磁気記録層内に拡散して磁気記録層の特性が変化する可能性があるので、これを防止するためである。記録再生特性を評価する試料は、予め、テープバニッシュを行ったのち、潤滑剤を塗布した。作製した各媒体試料は、後述する記録再生特性評価を行った後、小片に切り出し、膜構造や磁気特性の評価を行った。
比較例１
図２に比較例１の磁気記録媒体の概略断面図を示す。比較例１の磁気記録媒体は、実施例１の磁気記録媒体の裏打ち層５を従来の微結晶析出型軟磁性体単層で構成した以外は、実施例１と同様にして作製した。比較例１の磁気記録媒体の製造方法を以下に説明する。
まず、洗浄した直径２．５インチの磁気ディスク用ガラス基板をスパッタリング成膜装置に設置した。次いで、導入室で予め１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満の真空度まで排気した後、基板を２００℃に加熱して基板表面の吸着ガスを除去し、基板密着層３としてＨｆを１５ｎｍ形成した。Ｈｆの成膜には、ＤＣマグネトロンスパッタ法を用い、Ａｒガス圧３ｍＴｏｒｒ、成膜レート５ｎｍ／秒となるように印加電力を設定した。
基板密着層３であるＨｆ上に、裏打ち層５として、微結晶析出型軟磁性層５１であるＦｅ−９ａｔ％Ｔａ−１２ａｔ％Ｃ（膜厚：２５０ｎｍ）をＲＦマグネトロンスパッタ法を用いて成膜した。成膜条件は、Ａｒガス圧が３ｍＴｏｒｒ、また、成膜レートが１．５ｎｍ／秒となるように投入電力を制御した。
次いで、非磁性配向制御層７としてＭｇＯ（５ｎｍ）を成膜した。ＭｇＯ膜の形成には、ＲＦコンベンショナルスパッタ法を使用し、成膜時のＡｒガス圧を３ｍＴｏｒｒとし、成膜レートが０．１ｎｍ／秒となるように印加電力を調整した。
非磁性配向制御層７の成膜後、基板を４００℃に加熱し、磁気記録層９（膜厚：１５ｎｍ）を形成した。磁気記録層９は、ＥＣＲスパッタ法を使用して形成した。成膜には、Ａｒガスに１％Ｏ_２ガスを添加した混合ガスを使用し、磁性膜を反応性スパッタ法で形成した。成膜条件は、ガス圧を０．２ｍＴｏｒｒ、プラズマを励起するためのマイクロ波は７００Ｗ、ターゲットに印加する電力はＲＦ１ｋＷとした。このときの成膜レートは、０．２ｎｍ／秒であった。また、ターゲットは、Ｃｏ−５３ａｔ％Ｐｔをベースに１０ａｔ％Ｂを添加したターゲットを使用した。
磁気記録層９を形成した後、基板温度が１００℃程度まで低下した時点で保護層１０としてカーボン（Ｃ）膜（膜厚：５ｎｍ）を形成した。カーボン膜の形成にはＤＣマグネトロンスパッタ法を使用した。成膜条件は、Ａｒガス圧２ｍＴｏｒｒ、ターゲットへの印加電力は０．３ｋＷとした。記録再生特性を評価する試料は、予め、テープバニッシュを行ったのち、潤滑剤を塗布した。作製した各媒体試料は、後述する記録再生特性評価を行った後、小片に切り出し、膜構造や磁気特性の評価を行った。
比較例２
図３に、比較例２で作製した磁気記録媒体の概略断面図を示す。比較例２の磁気記録媒体は、実施例１の磁気記録媒体の裏打ち層５を従来の結晶性軟磁性体単層で構成した以外は、実施例１の磁気記録媒体と同様の方法により作製した。以下に、図３に示した比較例２の磁気記録媒体の作製方法を説明する。
まず、洗浄した直径２．５インチの磁気ディスク用ガラス基板をスパッタリング成膜装置に設置した。導入室で予め１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満の真空度まで排気した後、基板を２００℃に加熱して基板表面の吸着ガスを除去して、基板密着層３としてＭｇＯを２５ｎｍ形成した。ＭｇＯの成膜には、ＲＦコンベンショナルスパッタ法を用い、Ａｒガス圧３ｍＴｏｒｒ、成膜レート０．１ｎｍ／秒となるように印加電力を設定した。
基板密着層３であるＭｇＯ上に、裏打ち層５として、結晶性軟磁性層５３であるパーマロイＮｉ−２０ａｔ％Ｆｅ（膜厚：２５０ｎｍ）をＲＦマグネトロンスパッタ法を用いて成膜した。成膜条件は、Ａｒガス圧が３ｍＴｏｒｒ、また、成膜レートが１．５ｎｍ／秒となるように投入電力を制御した。
非磁性配向制御層７としてＭｇＯ（５ｎｍ）を成膜した。ＭｇＯ膜の形成には、ＲＦコンベンショナルスパッタ法を使用し、成膜時のＡｒガス圧を３ｍＴｏｒｒとし、成膜レートが０．１ｎｍ／秒となるように印加電力を調整した。
非磁性配向制御層７の成膜後、基板を４００℃に加熱し、磁気記録層９（膜厚：１５ｎｍ）を形成した。磁気記録層９は、ＥＣＲスパッタ法を使用して形成した。成膜には、Ａｒガスに１％Ｏ_２ガスを添加した混合ガスを使用し、磁性膜を反応性スパッタ法で形成した。成膜条件は、ガス圧を０．２ｍＴｏｒｒ、プラズマを励起するためのマイクロ波は７００Ｗ、ターゲットに印加する電力はＲＦ１ｋＷとした。このときの成膜レートは、０．２ｎｍ／秒であった。また、ターゲットは、Ｃｏ−５３ａｔ％Ｐｔをベースに１０ａｔ％Ｂを添加したターゲットを使用した。
磁気記録層９を形成したのち、基板温度が１００℃程度まで低下した時点で保護層１０としてカーボン（Ｃ）膜（膜厚：５ｎｍ）を形成した。Ｃ膜形成は、ＤＣマグネトロンスパッタ法を使用した。成膜条件は、Ａｒガス圧２ｍＴｏｒｒ、ターゲットへの印加電力は０．３ｋＷとした。記録再生特性を評価する試料は、予め、テープバニッシュを行ったのち、潤滑剤を塗布した。作製した各媒体試料は、後述する記録再生特性評価を行った後、小片に切り出し、膜構造や磁気特性の評価を行った。
〔特性の比較〕
実施例１、比較例１及び２の磁気記録媒体について磁気記録層の磁気特性を比較した。ここでは、力−効果を測定することにより、膜面に対して垂直な方向（以下、膜面垂直方向という）の磁気記録層の保磁力Ｈｃ及び角形比Ｓを求めた。測定結果を以下に示す。
実施例の試料 ：Ｈｃ＝３．５ｋＯｅ、Ｓ＝０．９８
比較例１の試料：Ｈｃ＝２．７ｋＯｅ、Ｓ＝０．３５
比較例２の試料：Ｈｃ＝２．２ｋＯｅ、Ｓ＝０．９９
〔Ｘ線回折測定及び電子顕微鏡観察〕
上記磁気特性を測定した試料の微細構造を調べるために、Ｘ線回折測定、および、電子顕微鏡観察を行った。本発明の試料についてＸ線回折測定を行なうと、磁気記録層からの回折ピークは、２θ〜４８°近傍に（００２）面からの回折ピークが観察された。一方、比較例１の試料では、磁気記録層からの回折ピークは２θ〜４１°近傍と２θ〜４８°近傍に観察された。このピークの内、前者が（１１１）面からの回折ピークであり、後者が（００２）面からの回折ピークであった。また、両者のピーク強度を比較すると、前者のピーク強度に比べて、後者のピーク強度が１／１０以下であり、この結果から、比較例１の磁気記録層は主に（１１１）面配向した結晶粒で構成されていることがわかる。比較例２の試料においても、２θ〜４１°近傍に（１１１）面からの回折ピークが観測され、また、２θ〜４８°近傍に（００２）面からの回折ピークが観察された。ただし、比較例１の場合と異なり、（１１１）面からのピーク強度が小さく、（００２）面のピーク強度の約１／２０であった。Ｘ線回折測定の結果から、裏打ち層５の構造の相違により、裏打ち層上に形成される磁気記録層の結晶配向性に相違が生じていることがわかった。
磁気記録層の結晶配向性と裏打ち層の構造との関係を明確にするため、各試料の断面方向、および、磁気記録層の膜面に平行な方向（以下、膜面内方向という）の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行なった。実施例１の試料の断面のＴＥＭ像において、結晶性軟磁性層５３であるパーマロイ、非磁性配向制御層７であるＭｇＯ、及び、磁気記録層の磁性結晶粒の格子像にそれぞれ着目すると、各層の積層界面で多少の歪み、結晶欠陥が観察されるものの、格子がパーマロイから磁気記録層までほぼ連続しており、各層がエピタキシャル成長していることが判った。
また、各層の電子線回折像と格子像から各層の結晶配向関係を求めると、パーマロイが（００１）面配向を示し、その上に形成されたＭｇＯ膜が（００１）面配向を示し、また、磁気記録層の磁性結晶粒も（００１）面配向を示していた。この結果は、Ｘ線回折測定結果を裏付ける結果となっている。
また、各層の結晶粒の形態に着目すると、パーマロイの結晶粒の形態を引き継いでＭｇＯ，および、磁性結晶粒が成長した柱状構造を示していた。また、微結晶析出型軟磁性層５１であるＦｅ−Ｔａ−Ｃ層では、２ｎｍ程度から２５ｎｍ程度の粒径を持つ微粒子が分布していた。この微粒子を同定するために電子線回折像を調べたところ、複数の回折リングが観察された。明確に判別できる２本の回折リングから結晶面間隔を求めたところ、一方の面間隔は０．２０ｎｍとなりＦｅ（１１０）面の面間隔とほぼ一致した。他方の回折リングから求めた面間隔は０．２５ｎｍとなりＴａ−Ｃ（１１１）面の面間隔とほぼ一致することが判った。格子像が明確に観察される７２個の結晶粒について、結晶粒径及び格子像の面間隔を測定したところ、３１個の結晶粒が、測定誤差内で０．２５ｎｍの面間隔を示し、Ｔａ−Ｃの微粒子であることが判った。また、残りの４１個は、測定誤差範囲内で０．２０ｎｍの面間隔を示し、Ｆｅ微粒子であることが判った。
また、これらの粒子の粒径を求めると、Ｔａ−Ｃ粒子では２ｎｍ〜１２ｎｍの範囲に分布しており、平均粒径が６ｎｍであった。一方、Ｆｅ微粒子の結晶粒径は、４ｎｍ〜２７ｎｍの範囲にあり、平均粒径は１４ｎｍであった。また、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ層とパーマロイの積層界面に着目すると、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ層とパーマロイとの間にはエピタキシャル成長は見られなかった。
比較例１の試料の断面をＴＥＭを用いて観察した。前述の実施例１の試料の場合と異なり、非磁性配向制御層７であるＭｇＯ層は、部分的に格子像が観察されるだけで、膜全体の結晶性が低下していた。部分的に格子像が観察された部分について電子線回折像を調べると、ＭｇＯ（００１）面配向していることが判った。この部分の上に形成された磁気記録層の磁性結晶粒は、格子が連続して成長しており、ＭｇＯ上にエピタキシャル成長していた。このときの磁性結晶粒は、格子像の面間隔から配向を求めると、（００１）面配向していた。
一方、結晶性を示していないＭｇＯ上の磁性結晶粒については、（００１）面配向と異なる格子像を示していた。この結晶粒について、格子像の面間隔から磁性結晶粒の配向を求めると、（１１１）面配向していた。磁気記録層について（１１１）面配向した結晶粒の割合を調べるため、暗視野像観察を行ったところ、（１１１）配向した結晶粒は、観察領域の９０％以上の領域で観察された。この結果は、Ｘ線回折測定結果を裏付ける結果となっている。
微結晶析出型軟磁性層５１であるＦｅ−Ｔａ−Ｃ層では、２ｎｍ〜２５ｎｍ程度の粒径を有する微粒子が分布していた。この微粒子を同定するために電子線回折像を調べたところ、複数の回折リングが観察された。明確に判別できる２本の回折リングから結晶面間隔を求めたところ、一方の面間隔は０．２０ｎｍとなりＦｅ（１１０）面の面間隔とほぼ一致した。他方の回折リングから求めた面間隔は０．２５ｎｍとなりＴａ−Ｃ（１１１）面の面間隔とほぼ一致することが判った。格子像が明確に観察される９０個の結晶粒について、結晶粒径及び格子像の面間隔を測定したところ、４７個の結晶粒が、測定誤差内で０．２５ｎｍの面間隔を示し、Ｔａ−Ｃの微粒子であることが判った。また、残りの４３個の結晶粒は、測定誤差範囲内で０．２０ｎｍの面間隔を示し、Ｆｅ微粒子であることが判った。また、これらの粒子の粒径を求めると、Ｔａ−Ｃ粒子では２ｎｍから１４ｎｍの範囲に分布しており、平均粒径が７ｎｍであった。Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ層とＭｇＯ層との間では、エピタキシャル成長が見られなかった。
比較例２の試料の断面構造をＴＥＭにより観察した。裏打ち層５である結晶性軟磁性層５３のパーマロイ、非磁性配向制御層７であるＭｇＯ、及び、磁気記録層の磁性結晶粒の格子像にそれぞれ着目すると、各層の積層界面で多少の歪み、結晶欠陥が観察されるものの、格子がパーマロイから磁気記録層までほぼ連続しており、各層がエピタキシャル成長関係にあることが判った。また、各層の電子線回折像と格子像から各層の結晶配向関係を求めると、パーマロイが（００１）面配向を示し、その上部に形成されたＭｇＯ膜が（００１）面配向を、また、磁気記録層の磁性結晶粒も（００１）面配向を示していた。この結果は、Ｘ線回折測定結果を裏付ける結果となっている。また、この結果は、実施例の場合と類似しているが、実施例に比べて磁気記録層の結晶粒サイズが大きくなっていた。この点を明確にするために、実施例と比較例１、２の各試料の磁気記録層の磁性粒子の粒径分布を比較した。
以下の手順で磁気記録層を構成する磁性粒子の平均粒径、粒径分布を求めた。磁気記録層の平面ＴＥＭ像において、０．２μｍ四方の観察視野に対してランダムに４００個の結晶粒を選択し、結晶粒の輪郭をコンピューターに画像情報として取り込んだ。この取り込んだデータから各結晶粒の面積を計算し、各結晶粒について面積が等しくなる円板で近似し、この円板の直径を求めることにより、結晶粒の粒径を算出した。また、４００個の結晶粒の粒径分布はほぼガウス分布で近似可能な分布形状をしていることから、得られた粒径分布にガウス分布を適用して平均結晶粒径及び粒径分散を求めた。以下に測定結果を示す。
試料 平均結晶粒径（ｎｍ） 分散（ｎｍ）
実施例１ ７．２ １．１
比較例１ ６．０ ３．１
比較例２ ２１．３ ２．５
また、磁気記録層部分の結晶粒に着目すると、各試料とも同じように、隣接する粒子を分離するように、結晶粒の粒界部に厚さが１〜２ｎｍ程度の格子像の観察されない領域が存在していた。磁気記録層部分の平面構造をＴＥＭにより観察したところ、結晶性粒子と結晶性粒子の間が１〜２ｎｍの非晶質構造で分離された構造であることが観察された。
〔μＥＤＸ分析器による組成分析〕
磁気記録層内の結晶性粒子と非晶質構造を構成する元素を同定するため、電子顕微鏡に搭載されたμＥＤＸ分析器（空間分解能：約１ｎｍ）を用いて、膜面内方向における組成分析を行った。この結果、結晶性粒子内のＥＤＸスペクトルは、Ｃｏ元素およびＰｔ元素のみ観測され、Ｂ、および、酸素のピークは検出誤差以下であった。ＥＤＸスペクトルから組成を同定すると、結晶性粒子内の組成は、Ｃｏ−５２ａｔ％Ｐｔとなり、ほぼＣｏ−Ｐｔ２元系強磁性合金であった。一方、結晶粒界部の非晶質領域では、ホウ素（Ｂ）及び酸素のピークが検出され、非晶質部分はＢ元素の酸化物であると推定される。この観察結果から、磁気記録層は、Ｃｏ−Ｐｔ磁性結晶粒の周囲をＢ酸化物の薄い層（厚さ：１〜２ｎｍ）が覆った構造を有しており、各磁性結晶粒は、Ｂ酸化物の薄い層により粒子間に作用する交換相互作用が切断されて磁気的に孤立していることが判った。
以上のように試料の構造解析から得られた結果と磁気特性との関係を比較すると次のようになる。
比較例２の試料では、裏打ち層から磁気記録層までエピタキシャル成長しているために、磁気記録層は、その磁化容易軸である（００１）面が基板表面に対して垂直方向に向くように配向制御されている。しかしながら、裏打ち層が、パーマロイ単層で構成されているために、裏打ち層の膜厚が厚くなり磁気記録層側に近づくにしたがってパーマロイの結晶粒径が大きくなり、この影響で、磁気記録層の比磁性粒子も肥大化している。このため、比較例２の試料は、基板表面に対して垂直方向の磁気特性において角形比が０．９９であるにも関わらず、保磁力が２．２ｋＯｅと小さい値しか示さなかった。
比較例１の試料では、磁気記録層の結晶粒は微細化されたものの、これらの磁性結晶粒の配向が制御されていないために、磁化容易軸である（００１）面が基板表面に対して垂直方向に配向せず、磁化曲線の角形比が０．３５の小さい値となっている。
これに対して、本発明に従う実施例１の試料では、結晶性軟磁性体であるパーマロイから磁気記録層までエピタキシャル成長しているため、磁気記録層は、磁化容易軸である（００１）面が基板表面に対して垂直方向に向くように配向制御されている。また、裏打ち層を、結晶性軟磁性体と微結晶析出型軟磁性体とを積層して構成することにより、結晶性軟磁性層であるパーマロイを薄く形成することができたので、パーマロイの結晶粒径が、パーマロイ単層膜で裏打ち層を構成した場合に比べて小さくなっている。このため、本実施例では、磁気記録層の磁性結晶粒は微細化し、且つ、保磁力が３．５ｋＯｅ、角形比が０．９８に向上している。
〔記録再生特性の評価〕
ここで、実施例１の試料を磁気記録装置に組み込んで記録再生特性を評価した。図４及び図５に磁気記録装置４０の概略構成を示す。図４は、磁気記録装置４０の上面模式図であり、図５は、図４の破線Ａ−Ａ’における磁気記録装置４０の概略断面図である。記録用磁気ヘッドとして、トラック幅が０．３μｍの単磁極ヘッドを用いた。また、再生用磁気ヘッドとして、トラック幅０．２μｍ、ギャップ長０．０８μｍのデュアルスピンバルブ磁気抵抗効果型ヘッドを用いた。記録用磁気ヘッド及び再生用磁気ヘッドは一体化されており、図４及び図５では磁気ヘッド４３として示した。この磁気ヘッド４３は磁気ヘッド駆動系４４により制御される。磁気ディスク１００は、回転駆動系のスピンドル４２により同軸回転される。記録時及び再生時ともに、磁気ヘッド４３の浮上量は、磁気記録媒体の保護層の表面から０．０１５μｍであり、磁気ヘッド４３の磁気ディスクに対する相対速度は１１ｍ／ｓとした。かかる磁気記録装置４０により、低密度記録に対して出力が半減する記録密度Ｄ_５０、および、５００ｋＦＣＩでのＳ／Ｎを比較した。また、比較例１及び２の試料についても、上記と同様に、図４及び図５に示す磁気記録装置に組み込み、記録再生特性について評価した。以下に評価結果を示す。
試料 Ｄ_５０（ｋＦＣＩ） Ｓ／Ｎ（ｄＢ）
実施例１ ３１５ ２４
比較例１ ２４０ １９
比較例２ １３０ ２
各試料についての記録再生特性の差を調べるため、磁気力顕微鏡（ＭＦＭ）を用いて、磁気記録層の記録磁化状態の観察を行った。比較例２の試料では、５００ｋＦＣＩの記録状態では、磁気記録層に明確な記録パターンが観察されなかった。これは、結晶粒径が肥大化したことに起因していると考えられる。これに対し、比較例１の試料では、記録パターンは形成されているものの、磁化遷移領域において記録磁区のパターンが大きく揺らいでおり、大きなジグザグ磁壁が観察された。これは、磁気記録層の結晶配向性が悪いために遷移領域で磁化反転を起こしやすい部分が存在していることに起因していると考えられる。これに対し、実施例１の試料では、明確な記録パターンが観察された。実施例１の試料に対して、ＡＣ消去状態での磁区サイズから最小磁化反転単位を求めると、その直径は約１５ｎｍであった。この結果、結晶粒径に比べ、磁化反転単位が２倍より小さく、磁壁の揺らぎが小さくなり、媒体ノイズが低減され、記録再生特性が向上した。
更に、各試料についてスパイクノイズを調べるために、ＡＣ消去状態の再生信号を調べた。この結果、実施例および比較例１の試料ではスパイクノイズが観察されなかった。これに対して、比較例２では、ディスク１周に対して、４カ所でスパイクノイズが観察された。このスパイクノイズが観察された位置は、ディスクの回転角度θで表記すると、測定開始の基準角度から２０°、７５°、１８０°、２４０°の位置であった。このスパイクノイズは再現性があり、また、ディスクの内周から外周にわたって、ほぼ同じ角度位置で検出されていることから、前記の角度位置で裏打ち層にディスク半径方向の磁壁が存在していると考えられる。
実施例２
図６に、本発明に従う磁気記録媒体の別の具体例の概略断面図を示す。磁気記録媒体は、基板１上に、非磁性層６２、磁気記録層６３及び保護層６４を備える。磁気記録媒体を以下の手順で作製した。
以下の説明において、作製した媒体についての特性を評価する上で、評価に用いる媒体の基板としては工業化の点から磁気ディスク用のガラス基板を用いるべきであるが、後述するように、通常のガラス基板では使用が困難な高温まで加熱して実験を行っているため、最初に熱酸化シリコン基板を用いて媒体作製プロセスを検討したのち、磁気ディスク用ガラス基板を用いて媒体を作製し、その磁気ディスクの特性を確認した。
直径２．５インチの磁気ディスク用ガラス基板とほぼ同等の形態を有する熱酸化シリコン基板を洗浄した後、スパッタリング成膜装置に設置した。次いで、導入室で予め１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満の真空度まで排気した後、非磁性層６２としてＭｇＯ（２０ｎｍ）を成膜した。ＭｇＯ膜の形成には、ＥＣＲスパッタ法を使用し、成膜時のＡｒガス圧を０．２ｍＴｏｒｒ、プラズマを励起するためのマイクロ波は５００Ｗ、ターゲットに印加する電力は、ＲＦ５００Ｗとした。このときの成膜レートは、０．１ｎｍ／秒であった。ここでは、ＭｇＯ膜の形成にＥＣＲスパッタ法を使用したが、ＲＦスパッタ法や真空蒸着法など無機物材料の薄膜を形成する通常の成膜方法でも良い。また、ここでは、ＭｇＯ膜を非磁性層６２として用いたが、ｂｃｃ結晶構造を有するＣｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ若しくはＨｆの単体、または、これらの元素のうちの少なくとも一種に、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選択される少なくとも１種類の元素を加えた合金を用いることもできる。また、ｂｃｔ結晶構造を有するＮｉ−Ａｌ二元合金、あるいは、Ｎｉ−Ａｌ二元合金にＶ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、ＺｒおよびＨｆからなる群から選択される少なくとも１種類の元素を加えた合金を用いることもできる。あるいは、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ｃｕ及びＡｇからなる群から選択される少なくとも１種類を含むｆｃｃ結晶構造を有する非磁性金属、または、ＬｉＦ及びＮｉＯの少なくとも一方を含むＮａＣｌ結晶構造を有する無機物でもよい。
次いで、基板１を加熱した後、磁気記録層６３（膜厚：１０ｎｍ）を形成した。この実施例では、基板加熱温度を５０℃〜６００℃の温度範囲内で変化させて、複数の試料（磁気記録媒体）を作製した。各試料の基板温度は後述する。磁気記録層６３の成膜にはＥＣＲスパッタ法を用いた。成膜には、Ａｒガスに１％Ｏ_２ガスを添加した混合ガスを使用し、磁気記録層６３を反応性スパッタ法で形成した。成膜条件は、ガス圧を０．２ｍＴｏｒｒ、プラズマを励起するためのマイクロ波は７００Ｗ、ターゲットに印加する電力はＲＦ１ｋＷとした。このときの成膜レートは、０．２ｎｍ／秒であった。また、ターゲットは、Ｃｏ−５３ａｔ％Ｐｔをベースに１０ａｔ％Ｂを添加したターゲットを使用した。成膜後の薄膜状態での磁気記録層の組成は、予め、単層膜を作製してＩＣＰＳ法（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いることにより決定したところ、膜平均組成はＣｏ−４７ａｔ％Ｐｔ−９ａｔ％Ｂであった。
磁気記録層６３を形成したのち、基板温度が１００℃程度まで低下した時点で保護層６４としてカーボン（Ｃ）膜（膜厚：５ｎｍ）を形成した。Ｃ膜の形成にはＤＣマグネトロンスパッタ法を使用した。成膜条件は、Ａｒガス圧２ｍＴｏｒｒ、ターゲットへの印加電力は０．３ｋＷとした。Ｃ膜の形成において基板温度を低下させたのは、基板温度が高温の状態のままＣ膜を成膜すると、Ｃ膜の下地の磁気記録層内にＣが拡散して、磁気記録層の特性が変化する恐れがあるため、これを防止するためである。記録再生特性を評価する試料は、予め、テープバニッシュを行ったのち、潤滑剤を塗布した。作製した各媒体試料は、後述する記録再生特性評価を行った後、小片に切り出し、膜構造や磁気特性の評価を行った。
作製した試料の磁気記録層成膜時の基板温度は以下の通りである。
試料番号 基板温度（℃）
Ａ−１ ５０
Ａ−２ １５０
Ａ−３ ２５０
Ａ−４ ３００
Ａ−５ ３５０
Ａ−６ ４００
Ａ−７ ４５０
Ａ−８ ６００
〔磁化測定〕
作製した試料の磁気特性を評価するために、磁化測定を行なって磁化曲線を得た。基板温度と保磁力との関係を図７に示す。図からわかるように、基板温度が低い試料（Ａ−１，２，３）では保磁力が１ｋＯｅ以下であるのに対し、基板温度が２５０℃を越えると保磁力が増加を始め、４００℃でほぼ一定値を示すようになる。このとき、保磁力は５．２ｋＯｅであった。
〔Ｘ線回折測定及び電子顕微鏡観察〕
磁気特性を測定した試料の微細構造を調べるために、Ｘ線回折測定及び電子顕微鏡観察を行った。Ｘ線回折測定では、各試料ともに、非磁性層６２であるＭｇＯの（２００）面からの回折ピークが２θ＝４２．５°近傍で観察され、ＭｇＯ膜は（１００）配向して成長していた。また、２５０℃以下の試料（Ａ−１，２，３）では、２θ＝４８°近傍に磁性膜からの回折ピークが観察された。基板温度が２５０℃を越えた試料（Ａ−４，５）では、基板温度の上昇に伴い、この２θ＝４８°近傍のピークはブロードとなり、４００℃に近づくにしたがって回折ピークが２つのピークに分離する傾向を示し、基板温度が４００℃以上の試料（Ａ−６，７，８）では、２θ〜４７．５°と２θ〜４９°の２カ所に明確なピークが分離して観察された。この結果は、磁気記録層成膜時の基板温度が上昇するに伴い、磁気記録層の結晶構造が変化したことを示している。
結晶構造の変化を明確にするため、試料の断面、及び、磁気記録層の表面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察した。試料の断面の電子顕微鏡観察から、各試料ともに、非磁性層６２と磁気記録層６３が連続して成長した柱状構造が観察された。この柱状構造に着目すると、非磁性層６２であるＭｇＯとその上に形成された磁気記録層６３は、格子が連続しており、ＭｇＯの結晶形態を引き継いで、その上部に磁気記録層６３がエピタキシャル成長して結晶性粒子を形成していた。また、磁気記録層６３に着目すると、結晶性粒子の粒界部に、隣接する粒子と粒子を分離するように、厚さが１〜２ｎｍ程度の格子像が観察されない領域が存在した。
磁気記録層の表面をＴＥＭを用いて観察したところ、結晶性粒子と結晶性粒子の間（結晶粒界部）に１〜２ｎｍの非晶質の物質が介在しており、結晶性粒子が結晶粒界部により分離された構造であることが観察された。磁気記録層内の結晶性粒子と非晶質物質を構成する元素を同定するため、電子顕微鏡に搭載されたμＥＤＸ分析器（空間分解能：約１ｎｍ）を用いて、面内方向の組成分析を行った。組成分析の結果、結晶性粒子内のＥＤＸスペクトルは、Ｃｏ元素およびＰｔ元素のみ観測され、Ｂ、および、酸素のピークは検出誤差以下であった。ＥＤＸスペクトルから組成を同定すると、結晶性粒子内の組成は、Ｃｏ−５２ａｔ％Ｐｔとなり、ほぼＣｏ−Ｐｔ２元系強磁性合金であった。一方、結晶粒界部の非晶質領域では、Ｂ、および酸素のピークが検出され、非晶質物質はＢ元素の酸化物であると推定される。この観察結果から、磁気記録層３は、Ｃｏ−Ｐｔ磁性結晶粒の周囲がＢ酸化物の薄い層（厚さ：１〜２ｎｍ）により覆われた構造を有していることがわかった。更に、各磁性結晶粒は、粒子間に作用する交換相互作用が切れて、磁気的に孤立していることが判った。
この磁性結晶粒の微細構造を調べるため、磁性結晶粒の格子像観察を行った。各試料の平面についてのＴＥＭ観察像から、０．２μｍ四方の観察視野に対して任意に２００個の結晶粒を選択し、それらの格子像を観察した。この結果、Ａ−２の試料では、磁性粒子内に格子欠陥が観察されるものの、各結晶粒ともにほぼ正方形の格子像が観察され、格子長が一定値を示すｆｃｃ結晶構造の格子像のみ観察された。一方、基板温度がＡ−７の試料では、２００個中１７２個がほぼ長方形の格子像を示し、ａ軸方向とｃ軸方向で格子定数が異なるＬ１_０構造の格子像であった。残り２８個の結晶粒は、ほぼ正方形の格子像を持つｆｃｃ構造であった。基板温度が３００℃の試料では、ｆｃｃ構造を示す結晶粒が１１２個、Ｌ１_０構造を示す結晶粒が８８個観察され、両者が混在していた。これらの電子顕微鏡の観察結果とＸ線回折の測定結果から、２５０℃以下の基板温度では、磁気記録層の磁性粒子は、ｆｃｃ結晶構造をとり、不規則合金状態にある。基板温度を２５０℃よりも昇温すると、磁性粒子の規則化がはじまり、規則合金状態のＬ１_０構造が観察されるようになり、この割合が基板温度の上昇とともに増大する。４００℃を越えると、ほぼ磁性粒子の規則化が完了し、Ｌ１_０構造の磁性粒子が支配的となる。かかる結果と、図７の保磁力の基板温度依存性の結果からすると、規則合金の割合が増加するに伴い、保磁力が増加していることとなる。
つぎに、以下の手順に従って磁気記録層を構成する磁性粒子の平均粒径、粒径分布を求めた。磁気記録層の平面ＴＥＭ観察像から、０．２μｍ四方の観察視野に対してランダムに４００個の結晶粒を選択し、結晶粒の輪郭をコンピューターに画像情報として取り込んだ。この取り込んだデータから各結晶粒の面積を計算し、各結晶粒について面積が等しくなる円板で近似し、この円板の直径を求めることにより、結晶粒の粒径を算出した。また、４００個の結晶粒の粒径分布はほぼガウス分布で近似可能な分布形状をしていることから、得られた粒径分布をガウス分布に適用して平均結晶粒径及び粒径分散を求めた。以下に測定結果を示す。
試料番号 平均結晶粒径（ｎｍ） 分散（ｎｍ）
Ａ−１ ６．２ ０．８
Ａ−２ ６．０ ０．７
Ａ−３ ６．５ ０．５
Ａ−４ ７．３ ０．８
Ａ−５ ７．７ ０．７
Ａ−６ ８．１ ０．７
Ａ−７ ８．７ ０．７
Ａ−８ １３．２ １．７
上記結果から、基板温度の上昇とともに粒径は多少増加するが、４５０℃以下の基板温度では結晶粒が１０ｎｍ以下である。これに対し、Ａ−８試料では、結晶粒が肥大化し、１０ｎｍを越える大きさに成長している。この結晶粒の大きさでは、前述のビット長が４０ｎｍ前後の記録密度では３個の結晶粒で構成することとなり、ビットがきれいに記録されず、再生時のノイズが増大することになる。
〔記録再生特性〕
試料Ａ−１〜Ａ−８を、実施例１の場合と同様に図４及び図５に示す記録再生装置に組み込んで試料Ａ−１〜Ａ−８の記録再生特性を評価した。なお、実施例１では磁気ヘッドとして記録用磁気ヘッドと再生用磁気ヘッドを一体化した磁気ヘッドを用いたが、記録用磁気ヘッドと再生用磁気ヘッドを各々独立のスライダーに搭載して構成してもよい。本実施例においても、記録時及び再生時の磁気ヘッドの浮上量を、磁気記録媒体の保護層表面から０．０２μｍに制御し、磁気ヘッドの媒体に対する相対速度を１１ｍ／ｓとした。かかる記録再生装置を用いて、低密度記録に対して出力が半減する記録密度Ｄ_５０、および、５００ｋＦＣＩでのＳ／Ｎを比較した。以下に評価結果を示す。
試料番号 Ｄ_５０（ｋＦＣＩ） Ｓ／Ｎ（ｄＢ）
Ａ−１ １００ ２
Ａ−２ １１０ ３
Ａ−３ １１０ ２
Ａ−４ １７０ ８
Ａ−５ ２５０ １６
Ａ−６ ３１０ ２１
Ａ−７ ３１５ ２２
Ａ−８ ２２０ １４
この記録再生特性の差を調べるため、磁気力顕微鏡（ＭＦＭ）を用いて、各試料の磁気記録層の記録磁化状態を観察した。試料Ａ−１〜４では、５００ｋＦＣＩの記録では、磁気記録層に明確な記録パターンが観察されなかった。これに対し、Ａ−８では、磁気記録層に記録パターンは形成されているものの、磁化遷移領域において記録磁区パターンが大きく揺らいでおり、大きなジグザグ磁壁が観察された。これは、結晶粒径が肥大化したことに起因していると考えられる。これに対し、Ａ−６，７では、明確な記録パターンが観察された。この２つの試料に対して、ＡＣ消去状態での磁区サイズから、最小磁化反転単位を求めると、試料Ａ−６では直径が約１５ｎｍ、試料Ａ−７では直径が約１６ｎｍであった。この結果、磁化反転単位は、結晶粒径の２倍よりも小さくなっていた。このため、磁壁の揺らぎが小さくなり、媒体ノイズが低減され、記録再生特性が向上した。
また、磁気記録層に記録された記録磁区の熱安定性を調べるために、３００ｋＦＣＩで記録した後、再生出力減少の時間依存性を調べた。この結果、試料Ａ−１〜４では、１０００時間後に出力が５％以上低下したのに対し、試料Ａ−６，７では、出力低下が０．５％以下であった。この結果は、試料Ａ−６，７に高密度に記録した記録磁区は熱的に安定であることを示している。
以上の結果から、試料Ａ−６及び７は、媒体ノイズが低く、記録再生特性は向上しており、熱安定性にも優れている。試料Ａ−６及び７は、磁気記録層成膜時の基板温度がそれぞれ４００℃及び４５０℃であり、ガラス基板を用いて成膜可能な温度である。したがって、本実施例のように、ＥＣＲスパッタ法を用いてガラス基板の温度を４００℃〜５００℃程度に制御することにより、規則合金からなる磁気記録層をガラス基板上に成膜することが可能となる。そこで、基板として２．５インチ磁気ディスク用ガラス基板を用い、試料Ａ−６及び７を製造したときと同様の条件で試料を作製し、作製した試料について上記と同様にして各種の特性を評価したところ、得られたそれぞれの特性は実験誤差範囲で試料Ａ−６，７の場合と同様の値を示した。
比較例３
比較のために、従来の磁気記録媒体として、図８に示した断面構造を有する磁気記録媒体を作製した。従来の磁気記録媒体は、図８に示すように、基板１上に、磁気記録層８３及び保護層８４を備える。かかる磁気記録媒体の製造方法を以下に説明する。
まず、直径２．５インチの磁気ディスク用ガラス基板とほぼ同等の形態を有する熱酸化シリコン基板１を洗浄した後、スパッタリング成膜装置に設置した。スパッタリング成膜装置の導入室を予め１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満の真空度まで排気した。そして、基板を加熱しないで基板上にＣｏ−Ｐｔ／ＳｉＯ_２グラニュラー構造の磁気記録層８３（膜厚：１０ｎｍ）を形成した。磁気記録層８３の成膜では、Ｃｏ−ＰｔターゲットとＳｉＯ_２ターゲットを用いて、Ａｒガス圧２ｍＴｏｒｒのガス圧下で両ターゲットを同時にスパッタするコスパッタ法を用いた。磁気記録層８３のＣｏ−Ｐｔ成分は、Ｃｏ−５３ａｔ％Ｐｔターゲットを用いてＲＦマグネトロンスパッタ法により作製し、ＳｉＯ_２成分は、ＳｉＯ_２ターゲットを用いてＲＦマグネトロンスパッタ法により作製した。また、磁気記録層８３中のＣｏ−Ｐｔ粒子の体積分率が７０％となるように、Ｃｏ−Ｐｔ成分とＳｉＯ_２成分の成膜レートを調整した。
基板上に磁気記録層８３を形成した後、真空中で加熱ステージに移動した後、真空中で熱処理を行った。熱処理前の加熱ステージ真空槽の背圧が約２×１０^−８Ｔｏｒｒになるまで減圧してから、熱処理を行った。ここでは、熱処理の温度を１００〜７００の範囲内で変化させて、複数の試料を作製した。各試料を作製した際の熱処理温度は後述する。また、熱処理プロセスは以下の手順で行った。まず、１０分で設定温度と平衡状態になるように加熱ヒーターの温度調整を行った。設定温度に到達して平衡状態になった後、３０分間放置し、加熱ヒーターを切断した。試料は、加熱ヒーターを切った後、真空中で自然冷却した。
磁気記録層８３の熱処理を行った後、基板温度が１００℃程度まで低下した時点で保護層８４としてカーボン（Ｃ）膜（膜厚：５ｎｍ）を形成した。Ｃ膜形成は、ＤＣマグネトロンスパッタ法を使用した。成膜条件は、Ａｒガス圧２ｍＴｏｒｒ、ターゲットへの印加電力は０．３ｋＷとした。基板温度が低下するまで待ったのは、基板温度が高温の状態のままＣ膜を成膜すると、Ｃ膜が下部の磁気記録層内に拡散して、磁気記録層の特性が変化する可能性があるので、これを防止するためである。記録再生特性を評価する試料は、予め、テープバニッシュを行ったのち、潤滑剤を塗布した。作製した各媒体試料は、後述する記録再生特性評価を行った後、小片に切り出し、膜構造や磁気特性の評価を行った。
作製した各試料の熱処理温度は以下の通りである。
試料番号 熱処理温度（℃）
Ｂ−１ なし
Ｂ−２ ２００
Ｂ−３ ３００
Ｂ−４ ４００
Ｂ−５ ５００
Ｂ−６ ６００
Ｂ−７ ６５０
Ｂ−８ ７００
作製した試料の磁気特性を評価するために磁化を測定して磁化曲線を得た。各試料の磁化曲線から得た保磁力と熱処理温度との関係を図９に示す。図９から、熱処理温度が５００℃以下では保磁力が１ｋＯｅ以下であるのに対し、熱処理温度が６００℃を超えると保磁力が増加し始め、７００℃では保磁力が６．４ｋＯｅに達していることがわかる。このことから、熱処理温度を高くすることにより高保磁力の媒体が得られることがわかる。
〔Ｘ線回折測定及び電子顕微鏡観察〕
磁気特性を測定した各試料の微細構造を調べるために、Ｘ線回折測定及び電子顕微鏡観察を行った。Ｘ線回折測定の結果から、熱処理温度が５００℃以下の試料（Ｂ−１〜５）では、ｆｃｃ（１１１）面からの回折ピークが主ピークとして観察され、その他にｆｃｃ（２００）ピーク等が観察された。このことから、Ｂ−１〜５の試料では、磁性粒子の結晶粒がランダム配向していることがわかる。これに対し、熱処理温度を６００℃以上に上げて作製した試料では、ｆｃｔ結晶構造の（１１１）、（１１０）、（００１）、（２００）面からの回折ピークが増大しており、特に、熱処理温度を７００℃にした試料ではｆｃｔ結晶構造が支配的であった。
ここで、磁気記録層の微細構造を調べるために、磁気記録層の表面を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察した。観察の結果、結晶性粒子の粒界部に、隣接する粒子と粒子を分離するように、厚さが２〜４ｎｍ程度の格子像が観察されない非晶質領域が存在していた。磁気記録層内の結晶性粒子と非晶質構造を構成する元素を同定するために、電子顕微鏡に搭載されたμＥＤＸ分析器（空間分解能：約１ｎｍ）を用いて磁気記録層の面内方向の組成分析を行った。この結果、結晶性粒子内のＥＤＸスペクトルはＣｏ元素およびＰｔ元素のみ観測され、結晶性粒子内の組成は、Ｃｏ−５１ａｔ％Ｐｔであった。一方、結晶粒界部の非晶質領域では、Ｓｉ及び酸素のピークが検出され、非晶質部分はＳｉＯ_２であることがわかった。この観察結果から、磁気記録層３は、Ｃｏ−Ｐｔ磁性結晶粒の周囲がＳｉＯ_２酸化物層で覆われたグラニュラー構造を有していることがわかった。また、各磁性結晶粒は、粒子間に作用する交換相互作用が切断されて磁気的に孤立していることが判った。
この磁性結晶粒の微細構造を調べるため、電子線回折像の観察を行った。この結果、試料Ｂ−１〜５では、ｆｃｃ（１１１）面の回折リングが主に観察された。また、これに加えて、ｆｃｃ（２００）からの回折リングも僅かに観察された。一方、Ｂ−８試料では、ｆｃｔ（１１１）面の回折リングが主用回折像として観察された。かかる回折リングの他に複数の回折リングが観察されたが、十分に分離されたピークではなく、回折面を同定するのは困難であった。これらの電子顕微鏡の観察結果とＸ線回折の測定結果から、５００℃以下の熱処理温度では、磁気記録層の磁性粒子はｆｃｃ結晶構造をとり不規則合金状態にあると考えられる。６００℃以上に熱処理温度を昇温すると、磁性粒子の規則化が開始し、規則合金状態のｆｃｔ構造が観察されるようになり、保磁力が増加する。
つぎに、以下に示すような手順で、磁気記録層を構成する磁性粒子の平均粒径及び粒径分布を求めた。磁気記録層の平面ＴＥＭ像において、０．２μｍ四方の観察視野に対してランダムに４００個の結晶粒を選択し、結晶粒の輪郭をコンピューターに画像情報として取り込んだ。この取り込んだデータから各結晶粒の面積を計算し、各結晶粒について面積が等しくなる円板で近似し、この円板の直径を求めることにより、結晶粒の粒径を算出した。また、４００個の結晶粒の粒径分布はほぼガウス分布で近似可能な分布形状をしていることから、得られた粒径分布をガウス分布に適用し、平均結晶粒径、および、粒径分散を求めた。以下に測定結果を示す。
試料番号 平均結晶粒径（ｎｍ） 分散（ｎｍ）
Ｂ−１ ５．１ ２．２
Ｂ−２ ５．２ ２．３
Ｂ−３ ５．１ ２．１
Ｂ−４ ７．３ ２．５
Ｂ−５ １０．４ ３．７
Ｂ−６ １４．８ ４．１
Ｂ−７ １６．２ ４．５
Ｂ−８ １８．４ ５．２
この結果から、熱処理温度の上昇とともに粒径は増加することがわかる。特に、６００℃以上に熱処理温度を昇温すると、粒径の増大、粒径分散の増大が顕著となった。この結果は、磁気記録層の形成の際に熱処理することにより保磁力を増大させることができるものの、磁気記録層の結晶粒径の肥大化が顕著となり、記録再生時のノイズが増大することとなる。実施例２の場合と同様に、高密度記録可能な保磁力を有するＢ−６〜８を図４及び５に示した記録再生装置に組み込んで実施例２と同様の測定条件にて記録再生特性の評価を行ったところ、Ｓ／Ｎは、Ｂ−６が１１ｄＢ、Ｂ−７が１２ｄＢ、Ｂ−８が１２ｄＢとなり、十分な保磁力を有しているにもかかわらずノイズが大きく、記録再生特性が悪かった。
この記録特性の結果を調べるため、磁気力顕微鏡（ＭＦＭ）を用いて、各試料の磁気記録層の記録磁化状態を観察した。各試料の磁気記録層には記録パターンが形成されているものの、遷移領域における記録磁区パターンは大きく揺らいでおり、大きなジグザグ磁壁が観察された。これは、結晶粒径が肥大化したことに起因していると考えられる。
実施例２及び比較例３の結果から、工業用ガラス基板が使用でき、高密度記録に対応できる試料Ａ−６，７の条件で、２．５インチ磁気ディスク用ガラス基板に試料を作製した。この結果、作製した試料は、実験誤差範囲で各種特性が試料Ａ−６，７と同様の値を示し、本発明がこれまでの問題点を解決し、且つ、工業化可能な条件で実現できた。試料Ａ−６，７では、基板の加熱温度が４００℃〜４５０℃であるため、工業用ガラス基板を用いて磁気記録媒体を作製することができる。
実施例３
図１０に、本発明に従う磁気記録媒体の更に別の実施例の概略断面図を示す。磁気記録媒体は、基板１上に、磁気記録層９及び保護層１０を備える。本実施例では、基板１上に直接磁気記録層９を形成したが、磁気記録層９の結晶配向性を向上させる目的から、基板１と磁気記録層９との間に非磁性層を設けてもよい。また、基板１と磁気記録層９との間に軟磁性材料を用いて形成された裏打ち層を設けることによって２層垂直磁気記録媒体としてもよい。
また、本実施例において、金属膜或いは導電性の成膜方法について特記して理由を説明しない限り、実施例に記載した方法が代表的な成膜方法であって、金属膜あるいは導電性膜を成膜する場合にはＤＣマグネトロンスパッタ法、ＲＦマグネトロンスパッタ法、ＲＦコンベンショナルスパッタ法、ＥＣＲスパッタ法で良く、また、非金属膜あるいは非導電性膜を形成する場合は、ＲＦマグネトロンスパッタ法、ＲＦコンベンショナルスパッタ法、ＥＣＲスパッタ法を用いて良い。
以下に、図１０に示した積層構造を有する磁気記録媒体の製造方法を説明する。
まず、洗浄した磁気ディスク用の石英ガラス基板をスパッタリング成膜装置に設置した。導入室で予め１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満の真空度まで排気した後、基板を２００℃に加熱して基板表面の吸着ガスを除去した。次いで、基板温度を室温まで冷却した後、磁気記録層９を膜厚２０ｎｍで形成した。磁気記録層９の成膜にはＥＣＲスパッタ法を用いた。成膜条件は、Ａｒガス圧を０．２ｍＴｏｒｒ、プラズマを励起するためのマイクロ波は５００Ｗ、ターゲットに印加する電力はＲＦ３００Ｗとした。このときの成膜レートは、０．０５ｎｍ／秒であった。また、ターゲットは、Ｃｏ−５３ａｔ％Ｐｔをベースとし、スパッタ面にＢ及びＣｒの短冊状ペレットを貼り付けたターゲットを用いた。成膜後の薄膜状態での磁気記録層の組成をＩＣＰＳ法（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて決定したところ、膜の平均組成はＣｏ−４１ａｔ％Ｐｔ−５ａｔ％Ｂ−１２ａｔ％Ｃｒであった。
本実施例では、磁気記録層９を形成した後、後述する各種温度にて磁気記録層を熱処理することにより６種類の磁気記録媒体（試料Ｃ−１〜試料Ｃ−６）を作製した。磁気記録層９の熱処理では、磁気記録層９の形成後、大気中に取り出すことなく熱処理を行なうために、スパッタ装置の加熱ステージを利用して熱処理した。すなわち、磁気記録層を形成した基板を加熱ステージに移動し、真空度が１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満に到達してから熱処理を実行した。熱処理の時間は真空排気した状態で１時間とした。
熱処理後、基板温度が１００℃程度まで低下した時点で保護層１０としてカーボン膜（膜厚：５ｎｍ）を形成した。カーボン膜形成は、ＤＣマグネトロンスパッタ法を使用した。成膜条件は、Ａｒガス圧２ｍＴｏｒｒ、ターゲットへの印加電力は０．３ｋＷとした。カーボン膜を形成する際に基板温度が低下してからカーボン膜を形成したのは、基板温度が高温の状態のままカーボン膜を成膜すると、カーボン膜が下部の磁気記録層内に拡散して磁気記録層の特性が変化する可能性があるので、これを防止するためである。作製した各試料は、小片に切り出し、膜構造や磁気特性の評価を行った。以下に、作製した試料について、磁気記録層の熱処理温度と、後述する磁気特性の比較から求めた保磁力をまとめて示す。
試料番号 熱処理温度（℃） 保磁力（ｋＯｅ）
Ｃ−１ 熱処理なし ０．２
Ｃ−２ １８０ ０．２
Ｃ−３ ２７０ ０．２
Ｃ−４ ３６０ ０．１
Ｃ−５ ４５０ ０．１
Ｃ−６ ５４０ ４．７
比較例４
磁気記録層を構成する材料をＣｏ−Ｐｔ２元合金に変更した以外は、実施例３と同様にして図１０と同様の磁気記録媒体を作製した。以下、かかる磁気記録媒体の作製方法を図１０を参照しながら説明する。
まず、洗浄した磁気ディスク用の石英ガラス基板をスパッタリング成膜装置に設置した。導入室で予め１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満の真空度まで排気した後、基板を２００℃に加熱して基板表面の吸着ガスを除去した。次いで、基板温度を室温まで冷却した後、磁気記録層９を膜厚２０ｎｍで形成した。磁気記録層９の成膜にはＥＣＲスパッタ法を用いた。ターゲットは、Ｃｏ−Ｐｔ合金ターゲット（純度３Ｎ）を用いた。成膜条件は、Ａｒガス圧を０．２ｍＴｏｒｒ、プラズマを励起するためのマイクロ波は５００Ｗ、ターゲットに印加する電力はＲＦ３００Ｗとした。このときの成膜レートは、０．０６ｎｍ／秒であった。成膜後の薄膜状態での磁気記録層の組成をＩＣＰＳ法（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）を用いて決定したところ、膜の平均組成はＣｏ−４８ａｔ％Ｐｔ−５ａｔ％Ｂ−１２ａｔ％Ｃｒであった。
ここでは、磁気記録層９を形成した後、後述する各種温度にて磁気記録層を熱処理することにより４種類の磁気記録媒体（試料Ｄ−１〜試料Ｄ−４）を作製した。磁気記録層９の熱処理では、磁気記録層９の形成後、大気中に取り出すことなく熱処理を行なうために、スパッタ装置の加熱ステージを利用して熱処理した。すなわち、磁気記録層を形成した基板を加熱ステージに移動し、真空度が１×１０^−７Ｔｏｒｒ未満に到達してから熱処理を実行した。熱処理の時間は真空排気した状態で１時間とした。
熱処理後、基板温度が１００℃程度まで低下した時点で保護層１０としてカーボン膜（膜厚：５ｎｍ）を形成した。カーボン膜形成は、ＤＣマグネトロンスパッタ法を使用した。成膜条件は、Ａｒガス圧２ｍＴｏｒｒ、ターゲットへの印加電力は０．３ｋＷとした。カーボン膜を形成する際に基板温度が低下してからカーボン膜を形成したのは、基板温度が高温の状態のままカーボン膜を成膜すると、カーボン膜が下部の磁気記録層内に拡散して磁気記録層の特性が変化する可能性があるので、これを防止するためである。作製した各媒体試料は、小片に切り出し、膜構造や磁気特性の評価を行った。以下に、作製した試料の磁気記録層の熱処理温度を示す。
試料番号 熱処理温度（℃）
Ｄ−１ 熱処理なし
Ｄ−２ １８０
Ｄ−３ ３６０
Ｄ−４ ５４０
〔磁気特性の比較〕
実施例３及び比較例４において作製した試料について、試料振動型磁束計を用いて膜面に対して垂直な方向の磁化曲線を測定して磁気特性を評価した。実施例３で作製した試料Ｃ−１〜Ｃ−６のそれぞれの磁化曲線から保磁力を求めた。試料Ｃ−１〜Ｃ−６の各試料の保磁力は前述の通りである。
また、図１２には、磁気記録層の熱処理温度と保磁力の関係をグラフにして示した。上記結果及び図１２のグラフからわかるように、磁気記録層の熱処理温度が４５０℃以下の試料Ｃ−１〜Ｃ−５では、保磁力が０．１〜０．２ｋＯｅ程度で殆ど変化しないのに対して、５４０℃で熱処理を行なった試料Ｃ−６においては保磁力が急激に増大し、４．７ｋＯｅを示した。図１１に、試料Ｃ−６の膜面に対して垂直な方向に測定した磁化曲線を示す。図１１に示すように、飽和磁化に対して残留磁化が減少する割合は小さく、飽和磁化に対する残留磁化の比（残留磁化／飽和磁化）で表される角形比Ｓは０．９となっている。
一般に、保磁力近傍における磁化曲線の傾き、すなわち、磁化曲線において磁化の大きさがゼロとなる磁界における磁化曲線の傾きは、磁性粒子間の相互作用が大きいものほど大きくなる。保磁力近傍における磁化曲線の傾きが大きくなるにしたがって、その磁性材料の磁化反転モードは、個々の結晶粒が孤立したまま結晶粒の磁化のみが反転するタイプ（孤立磁化反転型）から磁壁が移動することによって磁化が反転するタイプ（磁壁移動型）に移行していく。言い換えれば、結晶粒間の磁気的な孤立化が進行するにしたがって保磁力近傍における磁化曲線の傾きは減少し、膜面垂直方向の反磁界により磁化曲線に生じた傾きに近づく。図１１に示した磁化曲線では、保磁力近傍での磁化曲線の傾きは反磁界による傾きの１．５倍程度大きさに留まっていることから、結晶粒の孤立化が進行していると考えられる。一方、他の試料では、保磁力近傍での磁化曲線の傾きが１０倍以上の値を示していることから、結晶粒間の相互作用が大きい状態にあると考えられる。
一方、比較例の試料Ｄ−１〜Ｄ−４についても同様に磁化測定を行なって、得られた磁化曲線から保磁力をそれぞれ求めた。以下に、比較例の試料Ｄ−１〜Ｄ−４の保磁力を示す。また、比較例の試料の磁気記録層の熱処理温度と保磁力の関係を上述した図１２にグラフとして示した。
試料番号 保磁力
Ｄ−１ ０．２ｋＯｅ
Ｄ−２ ０．２ｋＯｅ
Ｄ−３ ０．３ｋＯｅ
Ｄ−４ ０．５ｋＯｅ
比較例の試料Ｄ−１〜Ｄ−４は、最大で０．５ｋＯｅの保磁力しか得られなかった。
〔Ｘ線回折測定〕
上述したようなそれぞれの試料の磁気特性の相違を、試料の結晶構造の相違との関係で調べるためにＸ線回折測定を行なった。図１３に、試料Ｃ−３、Ｃ−４、Ｃ−５及びＣ−６のＸ線回折測定の結果を示す。低い保磁力しか得られなかった試料Ｃ−３、Ｃ−４及びＣ−５では、２θ〜４１°近傍に磁性膜すなわち磁気記録層の（１１１）面からの回折ピークのみが観測されている。また、試料Ｃ−１及びＣ−２でも同様の結果が得られた。これに対して、高い保磁力が得られた試料Ｃ−６では、磁性膜の（１１１）ピークの位置が高角度側にシフトしており、且つ、２θ〜２４°と２θ〜４９°に新たな回折ピークが観測されている。新たに観測されたピークのうち、２θ〜２４°のピークは磁性膜の（００１）面からの回折ピークであり、２θ〜４９°に観察されたピークは磁性膜の（００２）面からの回折ピークであった。この結果は、試料Ｃ−６の磁性膜がＬ１_０の規則化構造を有していることを示している。このことから、上述のように磁気記録層を５４０℃で熱処理することにより、磁気記録層を構成する磁性材料の規則化を進行できることがわかる。また、このように磁気記録層を構成する磁性材料が規則化されたことにより、上述したような高保磁力が実現されている。
一方、比較例の試料Ｄ−１〜Ｄ−４では、２θ〜４１°近傍に磁性膜の（１１１）面からの回折ピークが観察されるだけであった。すなわち、比較例の試料では５４０℃で熱処理を行なっても磁性膜は規則化していなかった。
〔μＥＤＸ分析器による組成分析〕
ここで、試料Ｃ−６と、他の試料Ｃ−１〜Ｃ−５との特性の相違を微細構造の点から比較するために、試料Ｃ−６と試料Ｃ−１について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に搭載されたμＥＤＸ分析器（空間分解能：約２ｎｍ）を用いて磁気記録層の膜面に平行な方向（膜面内方向）における組成分析を行なった。膜面内方向の組成分析においては、両試料について、まず、結晶粒内と結晶粒界部のＣｒ組成を調べた。試料Ｃ−１においては、結晶粒界部のＣｒ元素の特性Ｘ線強度が結晶粒内部のＸ線強度に対して３〜７％増加していたのに対し、試料Ｃ−６においては結晶粒界部のＣｒ元素の特性Ｘ線強度は結晶粒内部のＸ線強度に対して２０％以上に増大していた。また、試料Ｃ−６については、結晶粒界部のＢ元素の特性Ｘ線強度が結晶粒内部のＸ線強度よりも多少増加していた。このことから、試料Ｃ−６においては、結晶粒界部にＣｒ元素が偏析する傾向があり、このＣｒの偏析が結晶粒間の磁気的な相互作用を低減しているものと考えられる。したがって、試料Ｃ−６の磁気記録層のように、Ｃｒ元素が結晶粒界部に偏析した構造を有する磁気記録層は磁気的相互作用が低減されているために磁化反転単位を小さくすることが可能となる。それゆえ、かかる磁気記録層を有する磁気記録媒体は媒体ノイズを著しく低減することが可能である。
以上、本発明の磁気記録媒体及びその製造方法並びに磁気記録装置について実施例により説明したが、本発明はこれらに限定されない。上記実施例では、磁気記録層の規則合金の遷移金属元素としてＣｏを、貴金属元素をしてＰｔを用いた場合であるが、Ｃｏの代わりにＦｅを、また、Ｐｔの代わりにＰｄを用いても良い。
産業上の利用可能性
本発明の第１の態様の磁気記録媒体は、Ｂを含む規則合金を用いて形成された磁気記録層を備えるので、熱安定性の極めて高い磁気記録媒体を提供することができる。また、基板として量産化に適したガラス基板を用いているため、かかる磁気記録媒体を低コストで生産することができる。
本発明の第２の態様の磁気記録媒体は、裏打ち層を結晶形態の異なる少なくとも２種類の軟磁性層を用いて構成しているため、磁気記録層の結晶配向性を高めつつノイズを低減することができる。また、磁気記録層として高磁気異方性を有する規則合金を用いているため、熱安定性に極めて優れる。
本発明の第３の態様の製造方法では、従来よりも低い温度領域において磁気記録層として用いる磁性粒子を規則合金化することができるので、量産に適したガラス基板を用いることが可能となり、高密度記録が可能で熱的に安定な磁気記録媒体を低コストで提供することが可能となる。それゆえ工業上の利用価値は極めて高い。
本発明の磁気記録装置は、高保磁力を有する磁気記録媒体に確実に情報を記録し、記録した情報を低ノイズで再生することができるので、超高密度記録用の次世代磁気記録装置として極めて好適である。
【図面の簡単な説明】
図１は、実施例１で作製した本発明に従う磁気記録媒体の概略断面図である。
図２は、比較例１で作製した従来の磁気記録媒体の概略断面図である
図３は、比較例２で作製した従来の磁気記録媒体の概略断面図である。
図４は、実施例１で用いた磁気記録装置の概略構成図である。
図５は、図４の磁気記録装置のＡ−Ａ’方向における断面図である。
図６は、実施例２で作製した本発明に従う磁気記録媒体の概略断面図である。
図７は、実施例２で作製した磁気記録媒体の保磁力と、磁気記録層成膜時の基板温度との関係を示すグラフである。
図８は、比較例３で作製した従来の磁気記録媒体の概略断面図である。
図９は、実施例２で作製した磁気記録媒体の磁化の温度変化を示すグラフである。
図１０は、実施例３で作製した磁気記録媒体の概略断面図である。
図１１は、磁気記録層を５４０℃で加熱処理して作製した磁気記録媒体の磁化曲線である。
図１２は、磁気記録層の熱処理温度と保磁力の関係を示すグラフである。
図１３は、実施例３で作製した試料Ｃ−３〜Ｃ−６のＸ線回折スペクトラムである。

Claims (21)

1. 磁気記録媒体であって、基板と、該基板の上に規則合金から構成された磁気記録層とを備え、
   上記規則合金は、Ｃｏ及びＦｅの少なくとも一方の遷移金属元素と、Ｐｔ及びＰｄの少なくとも一方の貴金属元素とを含むＬ１_０型結晶構造を有し、更に、前記磁気記録層がＢ及びＣｒを含み、
   前記遷移金属元素と前記貴金属元素の原子比率が
   ０．４５≦（遷移金属元素）／（遷移金属元素＋貴金属元素）≦０．５５
   の関係を満足することを特徴とする磁気記録媒体。
2. 前記磁気記録層と前記基板との間に少なくとも１層の非磁性下地層を有し、前記磁気記録層に接して存在する非磁性下地層が、体心立方格子（ｂｃｃ）、体心正方格子（ｂｃｔ）、面心立方格子（ｆｃｃ）、面心正方格子（ｆｃｔ）及びＮａＣｌ型結晶構造からなる群から選ばれたいずれか一種の結晶構造を有する請求項１に記載の磁気記録媒体。
3. 前記磁気記録層に接して存在する非磁性下地層が、体心立方格子（ｂｃｃ）、面心立方格子（ｆｃｃ）及びＮａＣｌ型からなる群から選ばれたいずれか一種の結晶構造を有し、且つ、｛１００｝結晶面が基板と平行であることを特徴とする請求項２に記載の磁気記録媒体。
4. 前記磁気記録層に接して存在する非磁性下地層が、体心正方格子（ｂｃｔ）または面心正方格子（ｆｃｔ）の結晶構造を有し、且つ（１００）結晶面または（００１）結晶面が基板と平行である請求項２に記載の磁気記録媒体。
5. 前記ｂｃｃ結晶構造を有する非磁性下地層は、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔａ若しくはＨｆの単体、または、これらの元素からなる群から選択された少なくとも一種に、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｚｒ及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の元素を加えた合金を用いて形成されている請求項２に記載の磁気記録媒体。
6. 前記ｂｃｔ結晶構造を有する非磁性下地層は、Ｎｉ−Ａｌ二元合金、または、Ｎｉ−Ａｌ二元合金にＶ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｚｒ及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種類の元素を加えた合金を用いて形成されている請求項２に記載の磁気記録媒体。
7. 前記ｆｃｃ結晶構造を有する非磁性下地層は、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｒｈ、Ａｕ、Ｃｕ及びＡｇからなる群から選択された少なくとも一種を含む請求項２に記載の磁気記録媒体。
8. 前記ＮａＣｌ結晶構造を有する非磁性下地層は、ＭｇＯ、ＬｉＦ及びＮｉＯからなる群から選択された少なくとも一種を含む請求項２に記載の磁気記録媒体。
9. 前記磁気記録層中にＢが５ａｔ％〜２０ａｔ％の範囲で含まれている請求項１に記載の磁気記録媒体。
10. 前記磁気記録層の磁性結晶粒子内におけるＢの濃度をＣ３とし、前記結晶粒界部におけるＢの濃度をＣ４とするとき、Ｃ３＜Ｃ４の関係を満たす請求項９に記載の磁気記録媒体。
11. 上記基板がガラス基板である請求項１に記載の磁気記録媒体。
12. 前記磁気記録層は、磁性結晶粒子とそれを取り囲む結晶粒界部とから構成され、前記磁性結晶粒子内におけるＣｒの濃度よりも、前記結晶粒界部におけるＣｒの濃度の方が高い請求項１に記載の磁気記録媒体。
13. 更に、前記基板と磁気記録層との間に裏打ち層を備え、該裏打ち層が結晶形態の異なる少なくとも２種類の軟磁性層を含む請求項１に記載の磁気記録媒体。
14. 前記裏打ち層は、微結晶析出型軟磁性体を用いて形成された微結晶析出型軟磁性層と結晶性軟磁性体を用いて形成された結晶性軟磁性層とを含み、結晶性軟磁性層は裏打ち層内において磁気記録層に対して近い側に位置付けられている請求項１３に記載の磁気記録媒体。
15. 請求項１に記載の磁気記録媒体の製造方法であって、
    基板を用意し、
    前記基板を加熱した後、スパッタリング用ガスをプラズマ化することにより生じた電荷を有する粒子を、Ｂを含むターゲットに衝突させてターゲット粒子を飛翔させ、該ターゲット粒子を前記基板上に堆積させることにより前記磁気記録層を形成することを含む製造方法。
16. 前記プラズマ化が、電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）スパッタ法であることを特徴とする請求項１５に記載の製造方法。
17. 前記基板の加熱を４００℃〜５５０℃の範囲内で行なうことを特徴とする請求項１５に記載の製造方法。
18. 前記Ｂを含むターゲットは、規則合金を用いて形成されたターゲットのスパッタ面にＢのペレットが貼り付けられて構成されている請求項１６に記載の製造方法。
19. 前記Ｂを含むターゲットは、Ｂのみから形成されたターゲットと、規則合金を用いて形成されたターゲットとから構成されている請求項１６に記載の製造方法。
20. 前記磁気記録層を形成した後、５５０℃以下の温度で加熱処理することを含む請求項１５に記載の製造方法。
21. 請求項１に記載の磁気記録媒体と；
    情報を記録又は再生するための磁気ヘッドと；
    前記磁気記録媒体を前記磁気ヘッドに対して駆動するための駆動装置と；を備える磁気記録装置。

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