CN1051629C - 光磁记录载体及其制造方法和制造装置 - Google Patents

Abstract

一种光磁记录载体，制造方法和制造装置，其特征在于，所述记录载体由过渡金属－稀土金属组成的记录层及叠层在其上的辅助记录层构成。记录层数百A厚，居里温度为Tcl。辅助记录层厚度在70A以下，居里温度为Tc2，矩形比在0.3以上。Tc2－Tc1>10K。制造装置包含第一靶、第二靶，第一靶表面最大磁力线密度低于第二靶表面的最大磁力线密度。按照本发明，解决了已往难以在受调磁场强度低于±100Oe下的磁场调制记录，具有足够高的CN比。

Description

光磁记录载体及其制造方法和制造装置

本发明涉及光磁记录载体，特别是涉及用磁场调制方法作为记录方法的光磁记录载体。

光磁记录载体的记录方法中，大体上有光调制法和磁场调制法两种，磁场调制法容易实现重写，适用于边沿记录，但是这种方法必须有磁头。为了把磁场高速转换，就必须把磁头的电感量作得很小，而转换大电流。另外，要使磁头特别接近记录载体的记录层，以便对记录层产生尽可能大的作用磁场，如日本公开专利JP63-217548中所披露的那样，使用悬浮型磁头是行之有效的。

日本专利JP-04281239揭示了一种光磁记录媒体，具有双层结构的磁层(记录层)，包含Gd、Fe和Co的第一稀土类-过渡金属合金层和包含Tb、Fe和Co的第二层。第一层居里温度高于第二层。第一层厚度在50～100，并可包含Al或Pt。关于各层的矩形比未见有任何揭示。

但是，无论怎样，作用于记录层的磁场还是要尽量地小，而磁场调制法用的光磁记录载体可望能用低磁场进行记录。为此，人们想方设法来减小调制用的磁场，例如，“第11届日本应用磁学会讲演简集”第268页所述，记录层中添加Nd等第4种元素来提高其低磁场下的特性；同时，如JP62-128040号日本公开专利中所披露，交替结合地构成不同的磁性层，使离散磁场减小，从而改善对外磁场的应答性；或是如JP61-188758号专利中所述的那样，把垂直磁化膜和面内磁化膜叠层设置，使磁束有效地集中在垂直磁化膜中。还有一种方法是着眼于提高磁场灵敏度，如日本公开专利JP4-281239中所述，把TbFeCo和垂直磁化各向异性比TbFeCo及DyFeCo小的GeFeCo叠层设置，来限制微磁畴的稳定性，从而提高磁场灵敏度。

但是，用这些原来的技术把调制磁场作得达到±100奥斯特以下是困难的，而且，添加第4种元素以及与面内磁化膜叠层设置都会使重放信号特性变坏。另外，本申请之前，本发明人发现借助在平坦化处理的基层上形成记录层的光磁记录载体的制造方法能降低调制磁场，并对此已经提出专利申请，而且在记录层形成的过程中进行平坦化处理的光磁记录载体的制造方法也有同样的效果，本申请人就此也申请了专利。但是，实际上仅仅把基层进行平坦化处理不能达到理想的效果。

所以，本发明的目的是提供一种用比原来小的调制磁场而能进行良好记录的磁场调制用的光磁记录载体及其制造方法。

本发明的光磁记录载体，具有居里温度为Tc1的记录层，还具有叠层沉积在所述记录层上的辅助记录层，所述辅助记录层的居里温度Tc2满足Tc2＞Tc1，并且所述辅助记录层的膜厚在70埃()以下，所述记录层及辅助记录层由过渡金属-稀土金属组成，其特征在于所述辅助记录层的矩形比为0.3以上。

本发明的充磁记录载体，具有居里温度为Tc1的记录层，还具有叠层沉积在所述记录层上的辅助记录层，所述辅助记录层的居里温度Tc2满足Tc2＞Tc1，并且所述辅助记录层的膜厚在70埃()以下，所述记录层及辅助记录层由过渡金属-稀土金属组成，其特征在于，所述辅助记录层至少包含Fe、Co和Tb或Dy。

本发明的光磁记录载体的制造方法，由下述步骤组成：

形成居里温度为Tc1的由过渡金属-稀土金属组成的记录层；

叠层沉积在所述记录层上形成具有比Tc1高的居里温度Tc2的由过渡金属-稀土金属组成的辅助记录层；

所述辅助记录层的形成步骤被调整得使所述辅助记录层的膜厚在大约70以下；

使所述辅助记录层的矩形比为0.3以上。

本发明的光磁记录载体的制造方法，由下述步骤组成：

形成居里温度为Tc1的由过渡金属-稀土金属组成的记录层；

叠层沉积在所述记录层上形成具有比Tc1高的居里温度Tc2的至少包含Fe、Co、Tb或Dy的辅助记录层；

所述辅助记录层的形成步骤被调整得使所述辅助记录层的膜厚在大约70以下；

使所述辅助记录层的矩形比为0.3以上。

本发明的光磁记录载体的制造装置，其特征在于包括：为用磁控管溅射工艺形成稀土金属—过渡金属合金构成的记录层的第1靶；和为用磁控管溅射工艺形成大约70以下膜厚的辅助记录层的第2靶，还进一步包括向所述第一靶提供磁力线的第一强磁体物质；和向所述第二靶提供磁力线的第二强磁体物质，其中第二强磁体物质的自发磁化强度大于第一强磁体物质的自发磁化强度，使第1靶表面的最大磁力线密度低于所述第2靶的表面的最大磁力线密度。

作为辅助记录层14的其它的材料也可以采用Fe、Co等过渡金属、Pt，Al、Ti、Cr之类的非磁性金属或者是过渡金属—稀土金属非晶质合金的氮化物等等。

按照本发明，当用于磁场调制记录时，即使受调磁场强度非常低，特别是低于±100 Oe时，能实现实用中足够的记录效果(即，足够高的CN比)。

图1是表示本发明的光磁记录载体构造的断面图；

图2是表示本发明实施例1中的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系的特性图；

图3是表示实施例1中的辅助记录层14的膜厚与噪声电平的关系的特性图；

图4是表示实施例1中的辅助记录层14的膜厚与载波电平的关系的特性图；

图5是表示实施例2中的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系的特性图；

图6是表示实施例2中的辅助记录层14的膜厚与噪声电平的关系的特性图；

图7是表示实施例2中的辅助记录层14的膜厚与载波电平的关系的特性图；

图8中表示本发明的光磁记录载体的另外的结构例子的断面图；

图9是表示本发明的光磁记录载体的又一个其它结构例子的断面图；

图10是表示比较例1中的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系的特性图；

图11是表示比较例1中的辅助记录层14的膜厚与噪声电平关系的特性图；

图12是表示比较例1中的辅助记录层14的膜厚与载波电平的关系的特性图；

图13是实施例1、2中使用的磁性膜的磁滞回线的温度特性图；

图14是比较例1，2中使用的磁性膜的磁滞回线的温度特性图；

图15是表示光磁记录载体上被照射的光点的状态的说明图；

图16是表示实施例14中的调制磁场与CN比以及与载波电平的关系的特性图；

图17是本发明的记录层13上所用的磁性膜的磁滞回线的温度特性图；

图18是箭头形磁区的形状示意图；

图19是表示实施例15中的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系特性图；

图20是实施例16中的辅助记录层14用的磁性膜的磁滞回线的温度特性图；

图21、22分别是实施例16、17中的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系特性图；

图23是非晶质金属构造缓和的活性化能谱图；

图24、25分别是表示实施例18、19中辅助记录层14的膜厚与CN比关系的特性图；

图26是表示实施例19中用别的制造方法制造的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系的特性图；

图27是表示本发明的光磁记录载体结构的各种变形的断面图；

图28是表示实施例20中的辅助记录层14的膜厚与CN比关系的特性图；

图29是极薄膜的辅助记录层14叠层于记录层13上的状态示意图；

图30是有关前期结构加速试验前后的特性对比图；

图31表示铁薄膜的电阻与膜厚的对应关系的图；

图32表示设置铁的辅助记录层的情况下信噪比与膜厚的依赖关系的图；

图33表示设置铁、钴、镍辅助记录层的情况下的信噪比的图；

图34是实施例23中用的光磁记录载体制作装置的断面图；

图35是实施例23中的磁场灵敏度与辅助记录层膜厚的关系图；

图36是实施例24中不同溅射气压下的磁场灵敏度相对辅助记录层的膜厚的关系图；

图37是表示实施例25中的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系的特性图；

图38表示实施例26中各种不同的辅助记录层物质的磁场灵敏度的图；

图39是表示实施例27中本发明的光磁记录载体的CN比与记录磁场关系的特性图；

图40是由实施例27、比较例2得到的光磁记录载体的耐久性试验的结果的图；

图41和42分别表示实施例28和29中的CN比与记录磁场的关系的图；

图43是表示实施例31中的CN比与氮含量关系的特性图；

图44是表示实施例32中的核薄膜的Ms对温度的依赖关系的特性图；

图45是表示实施例32中的辅助记录层14的Ms与CN比的关系的特性图；

下面结合附图说明本发明的实施例。

(1)关于辅助记录层基本结构的实施例

图1表示用本发明的磁场调制进行记录在光磁记录载体的断面结构透明基板11上面按顺序叠层设置有第1个介质层12、磁性层13、辅助记录层14、第2介质层15和反射层16，其中各层材料的一个实例为：透明基板11是聚碳酸酯(PC)基板；第1和第2介质层12、15都是AlSiN层，记录层13是NdDyTBFeCo层；辅助记录层14是DyFeCo层；反射层16是Al层。而且，除此以外的变种材料也都可以应用。例如关于记录层13和辅助记录层14可以是TBFe、DyFe、GdTBFe、GdDyTBFe、TBFeCo、NdDyFeCo、PrDyFeCo之类的各种稀土类—过渡金属合金。为了提高这些组分的耐腐蚀性，实用中再添加Cr、Ti、Al、Pt之类的元素，这一点也是很重要的。辅助记录层14的居里温度有必要高于记录层13的居里温度，为此可以提高辅助记录层14的稀土类—过渡金属合金中的过渡金属的含量，特别是提高Co的含量，同时稀土金属Gd的含量也要增加，而减少Nd、Pr的含量。借助这种组分的调整，可以很容易地提高辅助记录层14的居里温度高于记录层13的居里温度10度以上。

[实施例1]

采用组分为Nd5.4at％、Dy15.7at％、TB5.1at％、Fe58.5at％、Co15.3at％的稀土类—过渡金属合金作为记录层13，用铸造合金靶、采用磁控管DC溅射工艺，在氩气压239.98032帕斯卡、300W功率条件下形成这个薄膜，它的居里温度为180℃，很明显，这种组成的单独的记录层13在室温下呈过渡金属副晶格优势的磁特性。

作为辅助记录层14是采用具有Dy29.8at％、Fe35.0at％、Co35.2at％组成的稀土类—过渡金属合金。用铸造合金靶、采用磁控管DC溅射工艺，在氩气压53.32896帕斯卡、100W功率条件下形成该薄膜，其居里温度为280℃，显然在室温下这种组成的单独的辅助记录层是呈现稀土金属副晶格优势的磁特性。

图1结构的光磁记录载体的制作方法是在透明基板11上顺次叠层设置第1介质层12、记录层13、辅助记录层14、第2介质层15和反射层16，这种情况下，构成记录层13基层的第1介质层12的表面在形成记录层13之前要进行平坦化处理，通常形成数十nm第1介质层12，用原子结构显微镜来确认其表面上形成有微细的凹凸。采用AlSiN作为第1介质层12的材料，溅射法的条件是：溅射气体是Ar60％与N₂40％的混合气体，压力为226.64808帕斯卡，输入的功率为RF2500W，用AlSi合金靶作为靶。作为使其表面微细凹凸平坦化的最简单的方法是采用RF等离子体腐蚀法对第1介质层12表面再次溅射，这时的RF等离子体腐蚀的条件是腐蚀气体Ar压力为239.98032帕斯卡，投入RF功率为50W。

按照上述条件，第1介质层12、记录层13、第2介质层15以及反射层16的膜厚分别是600、200、200、600，辅助记录层14的膜厚为0、5、10、15、20、25、30、35、40、45、50多种变化，作为本发明的光磁记录载体的试验件，研究对调制磁场的灵敏度。而且，上述的辅助记录层的膜厚并不是实测值，而是预先测定辅助记录层14的形成速度，根据各个膜厚，计算所需的溅射时间来决定。记录的线速度是1.4m/s、记录频率为720KHz，记录功率为6.0mW、调制磁场为±50奥斯特。

图2中表示出辅助记录层14的膜厚与CN比的关系，很清楚，只有在形成5极薄的辅助记录层14的情况下出现良好的效果，调制磁场为±50奥斯特进行记录时的CN比与辅助记录层14的膜厚有强烈的依赖关系，从5到40的范围内都有良好的效果，特别是从15到25范围附近有特别大的CN比，45以上膜厚的范围内，膜厚变大CN比下降。图3表示膜厚和噪声电平的关系，图4表示膜厚和载波电平的关系，由这两幅图可知CN比随薄膜厚的变化主要是噪声电平的变化引起的。

[实施例2]

采用稀土类—过渡金属合金作为记录层13的材料，其组分是Nd5.4at％，Dy15.7at％、TB5.1at％、Fe58.5at％、Co15.3at％，用铸造合金靶，采用磁控管DC溅射工艺，在氩气压239.98032帕斯卡、功率300W的条件下形成薄膜，其居里温度为180℃。显然，按照这个组成构成的单独的记录层13在室温下呈现过渡金属副格优势的磁特性。

也采用稀土类—过渡金属合金作为辅助记录层14的材料，组分为：Dy29.8at％、Fe35.0at％、Co35.2at％。同样用铸造合金靶采用磁控管DC溅射工艺在53.32896帕斯卡压力的氩气压、100W的功率条件下形成薄膜，其居里温度为280℃，按照该组分的单独的辅助记录层14在室温下呈现稀土类金属副晶格优势的磁特性。

为制作图1所示结构的光磁记录载体，是要在透明基板11上按顺序叠层设置第1介质层12，记录层13，辅助记录层14，第2介质层15和反射层16。采用AlSin作为第1介质层12的材料。溅射法的条件是：溅射气体是226.64808帕斯卡压力的Ar60％和N₂40％的混合气体，输入功率为RF2500W。用AlSi的合金靶作为靶金属。在该实施例中不进行第1介质层12的平坦化处理。总之，第1介质层12形成之后，不作任何处理，直接形成记录层13。

如果按照本申请人以前的专利申请，不进行第1介质层12的平坦化处理而制出的原来结构的光磁记录载体的磁场灵敏度差，在±50奥斯特的低磁场下，得到小噪声的特别小的信号成分(载波)的实用CN比是很困难的。发明人用偏光显微镜进行磁区观察确认其原因是记录磁区中产生微磁畴而导致有用信号成分降低。

用上述的条件制作光磁记录载体，第1介质层12、记录层13、第2介质层15和反射层16的膜厚分别为600、200、200和600；辅助记录层14的膜厚从0到80每隔5制作一个本发明的光磁记录载体的试验件，以便研究相对于调制磁场的灵敏度。辅助记录层14的膜厚不是实测值，而是根据预先测得的辅助记录层14的形成速度计算各种膜厚的所需的溅射记录时间来决定的。记录是以线速1.4m/s，记录频率720KHz、记录功率6.0mW、调制磁场±50奥斯特的条件进行。

图5表示了辅助记录层14的膜厚与CN比关系，显然，只有5极薄的辅助记录层14呈现优良的效果，在±50奥斯特的调制磁场下进行记录时的CN比与辅助记录层14的膜厚存在强烈的依赖关系，从5到70的范围被认为是有效的，特别是从20到35范围附近可以得到特别大的CN比。

如图6所示的膜厚与噪声电平的关系以及图7所示膜厚与载波电平的关系，随膜厚的变化，载波电平和噪声电平都在变化。噪声电平从5到30是缓慢地减小，而后，35以上便急剧上升，与此相对应，载波电平从5到25随膜厚的增大而急剧增大，25以上载波电平产生饱和，特别是从20到35附近CN比特别大，这是因为噪声电平很低，而且，载波电平满足饱和的条件。

[实施例3]

图1的结构中，采用稀土类—过渡金属合金作为记录层13的材料，其组分为Nd5.4at％、Dy15.7at％、TB5.1at％、Fe58.5at％、Co15.3at％，用铸造合金靶采用磁控管DC溅射工艺，在氩气压为239.98032帕斯卡、功率为300W的条件下形成薄膜，其居里温度为180℃。

辅助记录层14的材料也采用稀土类—过渡金属合金，它的组分是Dy30.8at％、Fe34.5at％、Co34.7at％，采用铸造合金靶的磁控管DC溅射工艺，在氩气压为466.6284帕斯卡、功率100W的条件下形成薄膜，居里温度为250℃。

与实施例1，2同样，制作具有不同膜厚的辅助记录层14的光磁记录载体试验件来研究磁场灵敏度的变化，按照与实施例1相同的条件下进行第1介质层12的平坦化处理所得到的试验件，其膜厚从5到70的范围内都有良好的效果，特别是膜厚从25到35之间的范围内具有特别大的CN比。不进行第1介质层12的平坦化处理的试验件，从5到90的范围内效果良好，特别是从25到45范围附近可以达到特别大的CN比。

[实施例4]

图1的结构中，采用稀土类过渡金属合金作为记录层13的材料，其组成成分为：Nd5.4at％、Dy15.7at％、TB5.1at％、Fe58.5at％、Co15.3at％；采用铸造合金靶的磁控管DC溅射工艺，在239.98032帕斯卡300W功率的条件下形成该薄膜，其居里温度为180。℃

辅助记录层14也是采用稀土类—过渡金属合金材料，组成是Dy30at％，Fe(70-x)at％，CoXat％，使用Dy靶、Fe靶、Co靶三元同时溅射，用磁控管DC溅射工艺，在氩气压53.32896帕斯卡的条件下形成该薄膜，其居里温度从150℃至280℃。

第1电介质层12是AlSiN，溅射条件是溅射气体为Ar60％和N₂40％混合气，压力为226.64808帕斯卡，输入功率为RF2500W，用AlSi合金作靶，第1电介质层12不进行平坦化处理。

按照上述条件制作，其中第1电介质层12，记录层13，第2电介质层15和反射层16的膜厚分别是600、200、200和600，而辅助记录层14的膜厚从0到80每隔5制作一个光磁记录载体试验件，以便研究相对调制磁场的灵敏度。记录是依照下述条件进行，即，线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。而且，研究磁场灵敏度是否比没有辅助记录层14的情况下有所提高。

结果表明辅助记录层14的居里温度与记录层13的居里温度相同或是还低的情况下，磁场灵敏度都没有提高。而当辅助记录层14的居里温度比记录层13的居里温度高，且温度差值在10K以内的情况下，稍有效果，这时，若以50奥斯特的调制磁场记录的话，与没有辅助记录层14的试验件相比，CN比提高1-2dB。若差值在10K以上，则磁场灵敏度有相当的提高。特别是差值超过30K的情况下，在50奥斯特进行记录，则CN比可以达到51dB的饱和值。

[实施例5]

本实施例中，记录层13和辅助记录层14的形成顺序与以上的实施例相反，首先形成辅助记录层14，而后接着形成记录层13，这时的断面如图8所示。

记录层13采用稀土类—过渡金属合金材料，组成是：Nd5.4at％，Dy15.7at％，TB5.1at％，Fe58.5at％，Co15.3at％，用铸造合金靶、磁控管DC溅射工艺，在氩气压239.98032帕斯卡，300W的功率条件下形成薄膜，其居里温度为180℃。

辅助记录层14也采用稀土类—过渡金属合金材料组成是：Dy29.8at％，Fe35.0at％，Co35.2at％。用铸造合金靶，磁控管DC溅射工艺在53.32896帕斯卡氩气压中，功率100W的条件下形成该膜，它的居里温度是280℃。

为制作图8所示的光磁记录载体，在透明基板11上按顺序叠层沉积第1电介质层12、辅助记录层14、记录层13、第2电介质层15和反射层16。第1电介质层12的材料是AlSiN，它的溅射条件是溅射气体为Ar60％和N₂40％的混合气体，压力为226.64808帕斯卡，输入功率是RF2500W。靶金属材料是AlSi合金靶。第1电介质层12不进行平坦化处理。总之，在形成第1电介质层12之后，不进行任何处理，直接形成辅助记录层14。

用上面的条件制作的第1电介质层12、记录层13、第2电介质层15和反射层16的膜厚分别是600，200，200和600，辅助记录层14从0到80隔5制作一个光磁记录载体的试验件，以便研究其对调制磁场的灵敏度。而且，辅助记录层14的膜厚不是实测值，是预先测定辅助记录层14的形成速度，再根据各种膜厚计算出必要的溅射时间，由该时间来决定膜厚。记录进行的条件是线速1.4m/s，记录频率720KHz记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。辅助记录层的膜厚在5到70的范围内是有效的，特别是在20到35的范围中可以达到大约51dB的特大CN比。

[实施例6]

本实施例中是试图在记录层13之间设置一个辅助记录层14，其断面图如图9所示。

采用稀土类—过渡金属作为记录层13，其组成是Nd5.4at％、Dy15.7at％、TB5.1at％、Fe58.5at％、Co15.3at％，用铸造合金靶，磁控管DC溅射工艺在氩气压239.98032帕斯卡、功率300W的条件下形成该薄膜，它的居里温度是180℃。

用稀土类—过渡金属合金制作辅助记录层14，其组成是Dy29.8at％、Fe35.0at％、Co35.2at％，用铸造合金靶的磁控管DC溅射工艺，在氩气压为53.32896帕斯卡、功率为100W的条件下形成该薄膜，其居里温度为280℃。

制作图9所示结构的光磁记录载体的方法是在透明基板11上按顺序叠层沉积第1电介质层12，记录层13C，辅助记录层14，记录层13B，第2电介质层15和反射层16，第1电介质层12的材料是AlSiN，溅射条件是Ar60％和N₂40％的混合气体，压力226.64808帕斯卡，输入功率为RF2500W，靶金属用AlSi合金靶，第1电介质层12不进行平坦化处理，即，在第1电介质层12形成之后，不进行任何处理直接沉积形成记录层13C。

由上述条件制造的第1电介质层12，记录层13B，记录层13c，第2电介质层15和反射层16的膜厚分别为600c、100、100、200和600，辅助记录层14从0到80隔5制作一个光磁记录载体试验件，以便研究其对调制磁场的灵敏度。辅助记录层14的厚度不是实测值，而是预先测定辅助记录层14的形成速度，再计算各种厚度所需时间，由此来决定其膜厚，记录进行的条件是线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。膜厚从5到70的范围都能获得良好的效果，特别是从20到35范围附近可达特大CN比51dB。

从上述实施例可以导出下面的结论，即，在光磁记录载体中，接于居里温度为Tc1的记录层叠层沉积辅助记录层，该辅助记录层的居里温度为Tc2，且满足Tc2-Tc1＞10K，同时辅助记录层的膜厚在70以下时，磁场灵敏度有相当大的提高，使之有可能以弱磁场进行记录。

(2)辅助记录层的最佳条件及其作用的考察

在上述实施例以及后述的实施例中，辅助记录层14的形成状态都是用“膜厚”来定量地表示，同时认为形成厚度均匀的层状辅助记录层。但是，应该注意到实际上数十厚的极薄膜制成均匀厚度的情况是极少的，通常在薄膜形成的初期是在基板上产生许多个由几个原子到几十个原子集聚成的核，这个核是不稳定的，可能再蒸发掉，而在基板上多数稳定的核相互接触连成一片构成岛状结构。此处，所谓“岛状结构”的意思是形成岛状形状的原子的集合体分散存在于基板上的状态。进一步成长时，岛间相互连接起来，形成残存峡沟的状态，再进一步成长，峡沟的凹缺缩小，形成的连续薄膜。

本发明的实施例中用作辅助记录层14的稀土类—过渡金属合金是非晶质合金，这种非晶质薄膜和结晶薄膜的生长方式是不同的，而是经过上述的形成过程生长的，在薄膜生长的初期阶段有显著的不同。效果良好的5到70膜厚的辅助记录层14被推测为呈现岛状结构，即残留有间隙或峡沟的不连续状态，这种不连续的薄膜的导电率很低。实际上，在派瑞克斯玻璃上形成600的AlSiN薄膜上再生长膜厚为5到70的稀土类—过渡金属合金膜，这种膜的导电率确实特别低，因此，虽然辅助记录层14是岛状结构不连续且不均匀的薄膜，但是被认为可以提高磁场灵敏度。

这样的膜厚在极薄范围内的薄膜结构的变化对磁性膜的磁特性也会产生极大的影响，例如：在派瑞克斯玻璃上形成100的AlSiN膜，在上面形成和用于辅助记录层14同样成分的DyFeCo膜，改变其厚度。为防止氧化，再在上面形成300厚的AlSiN薄膜，进一步形成一层600厚的Al膜，构成试验件，用来研究它的磁特性及光磁特性。用DyFeCo材料制成的200较厚的薄膜在室温下呈现稀土金属副晶格优势的磁特性，矫顽力大约为4K至5K奥斯特。另一方面，膜厚为50的薄膜在室温下则呈现过渡金属副格优势的磁特性，其矫顽力大约为1.8K奥斯特，进一步把膜作成30厚，则呈现非常小的过渡金属副晶格优势的磁特性，其矫顽力大约为0.4奥斯特。但是，在膜厚低于20时，就不再呈现垂直磁各向异性的特性。提高温度进行测试，膜厚为200的试验件在150℃附近具有温度补偿，直到280℃左右的居里温度，磁滞回线都具有良好的矩形性。膜厚为50的膜，直到200℃矩形性都保持为1，比此再高的温度下，逐渐呈现出如面内磁化膜的磁滞回线。膜厚为30时，保持矩形性为1的温度可到100℃，这样，膜厚在100以下时，即使组分不变，而能保持矫顽力、补偿温度、矩形性的温度相应于膜厚也会敏感地变化。

[比较例1]

该比较例中，图1结构的记录层13的材料与实施例1、实施例2相同，采用稀土类—过渡金属合金，其组成是Nd5.4at％，Dy15.7at％、TB5.1at％、Fe58.5at％、Co15.3at％，用铸造合金靶、磁控管DC溅射工艺，在氩气压239.98032帕斯卡、300W功率的条件下形成该薄膜，它的居里温度是180℃。显然，这种组成的单独的记录层13在室温下呈现过渡金属副晶格优势的磁特性。

辅助记录层14的材料也是采用稀土类—过渡金属合金，其组成是Dy16.2at％、Fe47.2at％、Co35.9at％。用铸造合金靶，采用磁控管DC溅射工艺在氩气压53.32896帕斯卡、功率100W的条件下形成该薄膜，它的居里温度是350℃，这种组成的单独的辅助记录层14在室温下呈过渡金属副晶格优势的磁特性。

为制作图1所示结构的光磁记录载体，要在透明基板11上按顺序叠层沉积第1电介质层12，记录层13，辅助记录层14，第2电介质层15和反射层16；第1电介质层12的材料是AlSiN，溅射法的条件是溅射气体是Ar60％和N₂40％的混合气体，气压为226.64808帕斯卡，输入功率为RF2500W，靶金属采用AlSi合金靶。第1电介质层12不进行平坦化处理，也就是说在形成第1电介质层12之后，不进行任何处理，直接在上面形成记录层13。

在上述条件下，第1电介质层12、记录层13、第2电介质层15和反射层16的膜厚分别是600、200、200和600，辅助记录层14的厚度作成多种，从0到80每隔5为一种，这样制成多种光磁记录载体试验件，以便研究其对调制磁场的灵敏度。辅助记录层14的膜厚不是实测值，而是预先测定辅助记录层14的形成速度，再根据各种厚度计算出所需要的溅射时间，从而决定其厚度。记录进行的条件是线速为1.4m/s，记录频率为720KHz，记录功率为6.0mW，调制磁场是±50奥斯特。

图10，11和12分别表示辅助记录层14的膜厚与CN比，噪声电平和载波电平的关系。在前面的实施例1，2中辅助记录层14的膜厚增大时，一旦CN比提高之后，就出现恶化的山型变化。与此种情况相对，该比较例1中随辅助记录层14的膜厚增加CN比单调地恶化，如实施例2所示，即使辅助记录层14的膜厚增加，载波电平也不会急剧上升，相应地，由于噪声电平急剧升高而使CN比单调地恶化。

比较例1的辅助记录层14所用的DyFeCo在室温下呈现过渡金属副晶格优势的磁特性，矫顽力是3K奥斯特。虽然居里温度到350℃是非常高的，然而在高温下的矩型性也是坏的。如图14所示，在150℃下矩形比就跌落到1以下。实施例1，2中，因为用作辅助记录层14的DyFeCo中Dy的摩尔比占得大到29.8at％，所以如图13所示，直到220℃矩形性还是良好的，即使高于此温度饱和磁场也小。在这里，所谓矩形比是剩磁值与饱和磁化值之比，也可以用剩K旋转角与饱和K旋转角的比。总之，用比较例的辅助记录层14所用的组成，在记录层13的居里温度180℃下，矩形性已经变得很坏，只有0.07的矩形比，而按用于上述实施例的辅助记录层的组成，在记录层13的居里温度180℃下矩形比仍保持为1。所以其矩形性很优良。因此，作为辅助记录层14所用的组成不仅要求其居里温度要高于记录层13的居里温度，而且要求在记录层13的居里温度附近要有良好的矩形性。

下面来推断使用在记录层13的居里温度附近矩形性好而且极薄的垂直磁化膜作为辅助记录层时能提高对记录磁场的记录特性的理由。

如图15所示，当聚束的激光点131照射到光磁记录载体上时，由于局部加热而产生可分为三大类的区域，即：加热到居里温度以上的区域132；加热到居里温度以下而又在磁畴壁固化温度以上的区域133(下称磁区形成带133)，该区对应于调制磁场发生变化；加热在磁畴壁固化温度以下，即使加上调制磁场也不发生变化的区域。磁区形成第133的宽度大约为1μm；温差估计为大约10℃-15℃。在热磁记录中，磁区形成带中的磁膜和所加的磁场相互作用，把磁区记录下来。用磁场调制记录时，磁区形成第133的宽度以及磁区形成带中的磁特性(磁化、垂直各向异性能量等)决定磁场灵敏度，在考察记录过程时，大都采用单纯化的模型，即：通常称之为“居里温度”进行记录的模型，但是处理磁场灵敏度这种微妙的问题时，就必须采用称之为用“对应于磁区形成带133的温度范围”进行记录的模型。

单层的过渡金属副晶格优势的NdDyFeCo膜的居里温度附近的磁滞回线的矩形性是不好的，在较小的磁场下就饱和了，剩磁K旋转角大致是0度，矩形比也就为零。这是因为外加磁场接近于零时发生了“麦兹”(ソイズ)磁区的原因。形成磁性薄膜之前，若不对基片进行RF离子体腐蚀处理，就要发生非常微细的“麦兹”磁区。用小调制磁场进行记录时，在单层磁膜上出现的记录区中的微磁畴被认为是这种“麦兹”磁区凝结的结果。下面用图15来作说明。

1)在磁区形成带133的高温区133A(极近于居里温度)发生微细“麦兹”磁区。

2)在磁区形成带133的低温区133B，因为磁化，垂直各向异性能量以及转换稳定性系数比高温区133A大，所以外加磁场和自发磁化之间的静磁能量或磁畴壁能量大。因此，“麦兹”磁区向外加磁场方向磁化的单一磁区变化，这时为了使生成的“麦兹”磁区变成单一的磁区，必然要使磁畴壁移动。但是，在低温区133B，因为妨碍磁畴壁移动的摩擦力大，所以为了变成单一的磁区就必需要大的磁场。

3)进一步降低温度到了磁区形成带133以外的区域时，上述的摩擦力进一步变大，磁畴壁停止移动，磁区不再变化。在调制磁场小的情况下，“麦兹”磁区不能完全消失，磁区被固化，结果“麦兹”磁区被凝结下来，作为微磁畴残留在记录磁区中。

在此，阻碍磁畴壁移动的摩擦力是稀土类—过渡金属非晶质合金膜中大的矫顽力的来源，而且是有可能把磁畴壁固定在所希望位置(意思是不受限于磁场和不纯物的分布)的非常重要的不可缺少的性质。但是，另一方面这个基本的性质又是上述使磁场灵敏度下降的原因之一。

如上所述，在小磁场记录的情况下，微磁畴的产生成了使载波平下降的原因。在抑止记录磁区中的微磁畴使磁场灵敏度提高方面，防止“麦兹”磁区，特别是微细“麦兹”磁区的发生以及减小妨碍磁区形成带133中的磁畴壁移动的摩擦力是行之有效的。

作为获得这两方面效果的一种方法是在磁性层形成薄膜之前对电介质层进行RF离子体腐蚀处理，腐蚀处理使磁区的宽度增大，从而使磁畴壁能移动的温度范围向低温方向扩展。如果腐蚀处理能达到使“麦兹”磁区宽度记录磁区同等程度的扩大的效果，那么可以说把这种方法作为对微磁畴的对策是足够的。有关腐蚀处理波及磁场灵敏度的研究结果表明，腐蚀时间增加时，在大约50到100奥斯特弱磁场下的C/N提高了。由于腐蚀处理使载波电平在小磁场下饱和了，但是，由于噪声电平的提高而使这种效果减半。在观察记录磁区时发现，虽然由于腐蚀处理消灭了记录磁区中的微磁畴，但是使记录磁区的形状变得不整齐了，总之，腐蚀处理使噪声电平上升是记录磁区形状不均一的原因。

那么，到底由于腐蚀处理使什么发生了变化？

为什么改变了“麦兹”磁区的宽度就使磁壁变得容易移动了？如果Kittel描述的条带磁区理论能适用于稀土类—过渡金属非晶质合金膜的话，那么“麦兹”磁区的宽度W可由下式给出：

[JZ]W＝(π/4Ms)·σW·D/C)^1/2其中Ms是自发磁化，

σW是磁畴壁能量，

D是膜厚，

C是常数。

该式定性的意思是说如果自发磁化Ms变大就减小了对于反磁场的静磁能，从而使磁区的宽度减小；磁畴壁能量σW变大的话，使磁畴壁的面积减小，从而使磁区的宽度增大。腐蚀处理使磁区宽度变大的现象的原因被解释为磁畴壁能量σW的变化的最大值与最小值之差变小而引起的。因为在磁畴壁能量最小点附近应该产生磁畴壁，磁畴壁能量被平均之后使最大值和最小值的差变小，这和磁畴壁能量实质的升高有关，所以按照上式可知磁区的宽度W变大。腐蚀处理导致磁畴壁容易移动的原因是由于磁畴壁能量σW变化幅度减小，在磁畴壁移动时，应该越过的势垒的山的高度减小了，所以使磁畴壁变得易于移动。总之，腐蚀处理使妨碍畴壁移动的摩擦力减小了，实际上由于腐蚀处理也使矫顽力大约减小一半。

这样，如果磁畴壁能量变大而且磁畴壁变得容易移动，在磁场调制记录的场合下，调制磁场强度小的时候相对于静磁能量的项，磁畴壁能量的项就变得不容忽视，如果磁区是按照温度分布正确地形成，那么记录磁区的形状自然应该成为箭头形(也可以称为月牙形)。但是从磁畴壁能量的观点来看，箭头形磁区的后端部(尖锐的尖处)是不稳定的形状，而变成圆滑的椭圆形的部位是稳定的。因此，在磁畴壁能量增大且磁畴壁容易移动的状态下，记录磁区的磁畴壁能量减小，而使能量最小的力作用于磁畴壁上，从而使磁区的形状能变成更加稳定的形状。这意味着记录完全符合温度分布的箭头形磁区是困难的，被记录的磁区只是使箭头形磁区变形成带园角的不均匀形状的记录磁区。结果使噪声电平升高。这样，腐蚀处理使噪声升高的原因就被解释为：稀土类—过渡金属非晶质合金膜中那种称之为：“磁畴壁移动的摩擦力”非常重要的不可缺少的性质变坏所引起的现象。

再次返回来描述抑制微磁畴的方法。

1)防止发生“麦兹”磁区特别是微细的“麦兹”磁区，以及

2)减小妨碍磁区形成带133上的磁畴壁移动的摩擦力。

但是，不能说把两方面的方法结合的腐蚀处理是十分成功的，必须避开减小“磁畴壁移动的摩擦力”一方，而把重点放在防止发生“麦兹”磁区方面。

“麦兹”磁区的发生与矩形性是密切相关的，采用在高温下不易使矩形性变坏的组成，即使“麦兹”磁区的宽度非常大，有时也只能观察到单磁区结构。如果作为稀土金属—过渡金属比中稀土金属含量较大的组成，因为在高温下保持良好的矩形性，所以认为即使在高温区也抑止了“麦兹”磁区的发生。例如：在DyFeCo的情况下，Dy的摩尔比超过20at％时，“麦兹”磁区的宽度能变大，在25at％以上就呈现单磁区结构。但是，作为单层膜用稀土金属摩尔比大的组成制造的载体，即使进行磁场调制记录也达不到满意的C/N。顺便说一下，组成同于实施例1，2中辅助记录层14所用材料而厚度为200的单层膜，按最佳条件进行记录时，也只能达到46dB的C/N。而用于实施例1，2中记录层13的组成相同的膜达到53dB的C/N，与此相比，稀土金属含量多的组分作为单层膜就不实用了。

但是，如果采用如实施例1，2为代表的双层结构，在记录层13的居里温度下具有良好矩形性的组成作为辅助记录层14的材料，而辅助记录层14的居里温度又高于记录层13的居里温度，采用这种结构提高了居里温度附近的磁滞回线的矩形性。另外，在居里温度附近观察到“麦兹”磁区宽度增大，达到了接近单磁区结构的效果。这种现象被认为是由辅助记录层14使磁区形成带133的高温区133A的垂直各向异性能量Ku增大引起磁畴壁能量σw增大的原因。而且，如后面所述，降低自发磁化Ms使反磁场减弱的效果也是很重要的。

下面来研究采用上述具有辅助记录层14的双层结构如何提高磁场灵敏度。如图2和图5所示，在弱磁场下的记录特性和辅助记录层14的膜厚的依赖关系典型地表现为山形曲线。在山形曲线的峰顶处的最佳膜厚以下的范围内，随膜厚的增大载波电平急剧上升，而噪声电平缓慢下降；超过最佳膜厚时，载波电平饱和没有大的变化，而噪声电平激增。随辅助记录层的膜厚增大而载波电平增大的原因是很清楚的。即，由于设置了辅助记录层14使被保持的磁畴壁能量σw增大，从而抑制了细微“麦兹”磁区的发生，因此微磁畴从记录磁区中消除，当然就使载波电平升高。

另一方面，说明噪声电平的变化稍微复杂一点。首先，记录磁区观察的结果中或记录特性和调制磁场强度的依存关系中，最佳膜厚以上噪声电平激增的现象大体上类似于RF等离子体腐蚀处理之后噪声电平升起来的现象。根据形成有最佳膜厚以上的厚的辅助记录层14的双层结构的记录磁区的观察，可以确认由于箭头形磁区的后端部变形成了带园角的形状，在尖锐部分不能记录，从而使噪声电平上升。这个原因和RF等离子体腐蚀处理时同样，由于Ku、σw的增大使磁区形成中的磁畴壁能量的贡献变大，所以引起减小了磁畴壁面积的磁畴壁的移动。Ku，σw的增大对磁畴壁移动的摩擦力也增大，自然就不容易引起这样的磁区的变形，所以，附加辅助记录层14而保持磁畴壁易于移动的效果的可能性很大。本发明的双层结构中最感兴趣的现象是低于最体佳膜厚时，随辅助记录层14的膜厚的增大噪声电平缓慢地降低下来。为什么即使Ku，σw增大，不像RF等离子体腐蚀那样噪声电平上升，而是降了下来？为什么不引起磁畴壁面积减小的箭头形磁区的变形？

下面用图15的说明图来说明双层结构的记录磁区的形成过程。

1)、在磁区形成带的高温区133A(即记录层13的居里温度区)，因为记录层13的自发磁化非常小，所以影响磁区形成的是居里温度高的辅助记录层14，由于附加了辅助记录层14使Ku，σw增大的效果以及磁畴壁易于移动的效果，即使小的外加磁场也能抑制微细“麦兹”磁区的发生。

2)温度降低到达磁区形成带的低温区133B时，记录层13的自发磁化恢复，由于记录层13的膜厚大约是辅助记录层14的膜厚的10倍，所以一旦记录层13的自发磁化恢复出来，记录层13对磁区的形成的影响就增大起来。即：虽然容易发生“麦兹”磁区，但是起支配作用的是妨碍磁畴壁移动的摩擦力大的特性。如果在这个温度下保持长的时间就会产生“麦兹”磁区，但是，实际的记录过程中是被急速冷却的。这时，如上所述，在磁区形成带的高温区133A抑止了“麦兹”磁区的发生，在记录磁区的内部形成了单磁区，而且在磁区形成带的低温区133B也不产生“麦兹”磁区，妨碍磁畴壁移动的摩擦力保持住单磁区结构，从而把完全符合温度分布的箭头形磁区固化下来，结果在箭头形磁区的后端尖锐处被记录。

这样，在磁区形成带133中，在磁区形成的初期照射的高温区133A上是辅助记录层14起主导作用，而在决定记录磁区形状的低温区133B则是记录层13起支配作用，因此可以得出结论：“麦兹”磁区的抑止和箭头形磁区的尖端稳定地记录这两方面的效果都能达到。作成双层磁性层的效果当然是和各层在磁区形成带133中实现2个记录状态是相联系的。在辅助记录层14的膜厚比最佳膜厚薄的情况下，磁区形成带133上由记录层13支配的温度区域大，而在辅助记录层14的膜厚比最佳膜厚厚的情况下，磁区形成带133上自然是辅助记录层14支配的温度区域大。因此，可以说明在辅助记录层14过厚时，磁区形成带133的大部分区域由辅助记录层14支配，其结果是辅助记录层14的特性(Ku，σw的增大使磁畴壁移动的摩擦力降低)对记录产生影响，从而导致噪声电平的升高。磁区形成带133是作成称作10℃-15℃温度范围的狭窄区域，在这个狭窄的区域内，辅助记录层14支配的区域和记录层13支配的区域良好混合的条件下，就能提高磁场灵敏度。如果这样认为的话，磁场灵敏度对辅助记录层14的膜厚极为敏感的变化也就可以理解了。

下面说明按照比较例那样用记录层13的居里温度下的矩形比小的组成来形成辅助记录层14的情况。

在比较例中，因为辅助记录层14的居里温度也比记录层13的居里温度高，所以，如上所述可以选择满足辅助记录层14支配区域和记录层13支配区良好混合的条件的辅助记录层14的膜厚，但是，如图14所示比较例的辅助记录层14的组成高温下的矩形性特别不好。例如：在记录层13的居里温度180℃下，矩形比降到0.07。在这个温度下观察这种组成的单层膜的磁区，产生了用光学显微镜很难分析到的微细“麦兹”磁区，同时观察时要加上1.7K奥斯特的外加磁场以试图构成单一方面一致的单磁区结构。也就是说，在这种组成的磁膜上，在记录层13的居里温度下产生稳定而微细的“麦兹”磁区。把具有这种特性的磁性膜用作辅助记录层14的情况下，由于在磁区形成带133的高温区133A是由辅助记录层14支配磁区的形成，所以并不是抑制了“麦兹”磁区的产生，而是产生了更微细且很难取向一致的“麦兹”磁区，按照这个道理，使用比较例的辅助记录层14的组成自然会导致磁场灵敏度劣化的结果。

在选择辅助记录层14的组成时，选择的标准是在记录层13的居里温度下是促进“麦兹”磁区的发生还是抑止“麦兹”磁区的发生，无论如何必须选择具有抑止“麦兹”磁区发生的效果的组成。这时，可以把磁滞回线矩形性的好坏用于具体的选择标准，也就是说，矩形性好的矩形比接近于1的组成抑止“麦兹”磁区发生的效果好，是辅助记录层中好的组成。

可是，本发明的双层结构中有代表性的薄膜列举为辅助记录层14的膜厚在70以下的极薄的稀土类—过渡金属非晶质合金膜，如前面所述，研究的极薄稀土类—过渡金属非晶质合金膜的特性的结果如下；

1)大约200的薄膜是稀土金属副晶格优势的组成，而70以下的极薄膜产生了过渡金属副晶格优势的K-磁滞特性。

2)70以下的极薄膜，K转角的计算值和实测值的差大，20以下就不再认为具有作为垂直磁化膜的特性。

3)70以下的极薄膜的矫顽力小。

4)膜厚过于薄，并在更低的温度下就失去显示具有接近于1的矩形比的垂直各向异性的特征。

有关这个原因可能有下述几个可能性。

A)磁性膜/电介质层界面附近磁特性的影响

在该界面上因为交换结合合一的原子对减小了，其磁特性就不同于磁性膜内的磁特性，若按照近似于分子场的理论来说，分子场减低，使其容易受热振动影响，这个易受影响的区域存在于界面附近，因为稀土金属原子一方容易受热振动的影响，所以即使补偿温度降低到室温，也能产生过渡金属副晶格优势的K磁滞特性。

B)电介质原子向磁性膜中的混入

溅射法与再蒸涂法相比，到达基板上的原子的运动能量大，结果引起在界面附近不同种原子的混合，因此，在界面附近磁性层的组成和电介质层的组成相混，有可能存在磁特性劣化区。c)起常规磁性效果。

如已经描述的那样，数十的薄膜的厚度不是均匀的层状，而是岛状结构，也就是说它是比所谓的薄膜更进一步的微粒子二次元集合体，在这种状态下，由于热振动而使各粒子的方向都是随机的方向，从而呈现超常磁性的效果，作为一个整体来说就造成自发磁化的减小。上面列举的极薄的RE-TM膜的特征之中的(2)到(4)项可以说明这种超常磁性效果。

把极薄的稀土类—过渡金属非晶质合金膜形成单层时，认为会出现如上所述的“磁特性的变化”，当然把这种极薄膜作为辅助记录层14和记录层13叠层设置时的状况是不一样的。由于和记录层13的交换结合，至少直到记录层13的居里温度Tc1在辅助记录层14上不会出现“磁特性的变化”。但是，一超过居里温度Tc1，只是记录层13成为常规的磁性金属，所以极薄的辅助记录层14的“磁特性的变化”就变得显著起来。辅助记录层14单层地用于垂直磁性膜中的温度上限比记录层13的居里温度Tc1还低的情况下，即使在双层结构中，在超过记录层13的居里温度Tc1的同时，辅助记录层14的垂直方向的自发磁化消失，当然就和磁区的形成无关了。由于这种原因，即使采用具有高于记录层13居里温度Tc1的居里温度Tc2的辅助记录层14的情况下，因为对应于磁区形成带133的温度直到Tc2的附近不上升而是停留在Tc1附近，所以就导致了如前所述的那种磁区形成带133中的辅助记录层14支配区和记录层13支配区的交混。

在辅助记录层14特别厚的情况下，记录层13的居里温度Tc1以上，辅助记录层14的“磁特性的变化”并不显著，所以对应于磁区形成带133的温度一直上升到Tc2，这样，支配磁区形成的只有辅助记录层14，达不到双层结构的效果。总之，记录过程变成为在记录层13的居里温度以上辅助记录层14首先记录，直到温度降低到记录层13的居里温度时才又转移写入记录层13上。原来，虽然已经披露了把居里温度不同的两层叠层设置的结构，但它们都是两步记录的记录方式，即“居里温度高的一层首先记录的第一步和接下来把记录区转移写入到居里温度低的一层上的第2步”。由这两个步骤进行记录(以下称之为转移写入方式)。但是，这种转移写入方式没能成功地使磁场灵敏度提高。也就是说，在高居里温度层首先记录的第一步决定了记录磁区的形状和微磁畴的状态，而第2步仅仅是把它单纯地转移写入到低居里温度层上去，所以构成高居里温度层的磁性膜所具有的磁场灵敏度决定了转移写入方式的双层结构的磁场灵敏度。因此，用转移写入方式的双层结构，由于构成了双层结构，有可能获得比构成低居里温度层的单层磁性膜的磁场灵敏度更优良的特性，但是却不能达到优于构成高居里温度单层磁性膜的磁场灵敏度。

另一方面，本发明的光磁记录载体由于构成极薄膜的双层结构，所以可以比单独形成各个层的结构在磁场灵敏度方面有所提高。居里温度高的一层作成为70以下厚度的极薄膜形成辅助记录层，如前所述的磁区形成带133上的辅助记录层14支配区和记录层13的支配区发生交混，自然就提高了磁场灵敏度，这样，对于本发明的双层结构来说辅助记录层14制成极薄膜就成了必要的条件。

(3)关于辅助记录层中稀土金属的最佳含量以及矩形比的实施例。

[实施例7]

在图1的结构中，用稀土金属—过渡金属合金作为记录层13的材料，其组成是Nd5.4at％、Dy15.7at％、TB5.1at％、Fe58.5at％、Co15.3at％，采用铸造合金靶的磁控管DC溅射工艺，在氩气压为239.98032帕斯卡，功率300W的条件下形成薄膜，它的居里温度为180℃。

用稀土类—过渡金属合金作为辅助记录层14的材料，改变其组成中的稀土金属含量，采用铸造合金靶的磁控管DC溅射工艺，在氩气压53.32896帕斯卡，100W功率条件下形成该薄膜，辅助记录层的膜厚从0到50之间，每隔5予以变化。

对上述条件下制作的光磁记录载体的试验件进行磁场灵敏度变化的研究。进行记录的线速度是1.4m/s，记录频率为720KHz，记录功率为6.0mW，调制磁场为±50奥斯特。表1中示出了辅助记录层14的组成以及在记录层13的居里温度180℃时的辅助记录层14的矩形比，最佳辅助层薄膜厚，在这种膜厚下的CN比。根据辅助记录层14的膜厚增加而CN比单调下降的组成，用20厚的辅助记录层14的试验件测得的CN比也表示了出来，同时把用于辅助记录层14的组成制成200厚的单层膜，根据测定的K磁滞回线来求出矩型比。

从表1可知，在用作辅助记录层14的组成中最好取稀土金属含量大的组成，用记录层13的单膜结构可以达到41dB的CN比，所以作为辅助记录层14的稀土金属含量在18at％至50at％被认为是有用的。更好的范围是20at％至45at％，而最佳范围是25at％至45at％。作为矩形比，如果高于0.3则被认为是可用的，更好的值是高于0.7，最佳值0.95以上。表1

组成	矩形比	膜厚()	CN比(dB)
				Dy 8.5at％ Fe63.0at％ Co26.5at％	0.0	20	20.6
Dy13.5at％ Fe56.4at％ Co30.1at％	0.02	20	25.9
				Dy13.7at％ Fe53.8at％ Co32.5at％	0.02	20	26.7
Dy15.2at％ Fe56.2at％ Co28.6at％	0.04	20	35.9
				Dy15.3at％ Fe50.5at％ Co34.2at％	0.06	20	38.6
Dy16.2at％ Fe47.2at％ Co35.9at％	0.07	20	39.5
				Dy17.3at％ Fe53.8at％ Co28.9at％	0.15	20	40.9
Dy18.6at％ Fe50.2at％ Co31.2at％	0.30	20	42.1
				Dy19.2at％ Fe50.2at％ Co30.6at％	0.42	35	43.2
Dy19.9at％ Fe50.5at％ Co29.6at％	0.53	40	43.9
				Dy20.9at％ Fe47.6at％ Co31.5at％	0.65	35	45.1
Dy21.4at％ Fe46.0at％ Co32.6at％	0.70	35	47.5
				Dy22.3at％ Fe43.8at％ Co33.9at％	0.80	35	48.5
Dy23.5at％ Fe43.8at％ Co32.7at％	0.95	35	49.6
				Dy24.3at％ Fe39.2at％ Co36.5at％	0.95	30	49.5
Dy25.6at％ Fe39.0at％ Co35.4at％	0.98	30	49.8
				Dy26.3at％ Fe41.1at％ Co32.6at％	0.98	30	50.4
Dy28.1at％ Fe35.4at％ Co36.5at％	1.0	-25	51.3
				Dy29.8at％ Fe38.0at％ Co35.2at％	1.0	25	51.6
Dy33.6at％ Fe29.5at％ Co36.9at％	1.0	25	51.4
				Dy37.9at％ Fe24.5at％ Co37.6at％	1.0	25	51.7
Dy40.2at％ Fe20.7at％ Co39.1at％	0.85	30	51.1
				Dy45.6at％ Fe13.7at％ Co40.7at％	0.80	30	48.9
Dy50.6at％ Fe5.5at％  Co43.9at％	0.42	20	45.3

[实施例8]

图1的结构中，用稀土金属—过渡金属合金作记录层13，其组成是TB21.0at％，Fe75.0at％，Co4.0at％，用铸造合金靶的磁控管DC溅射工艺在氩气压239.98032帕斯卡，300W的功率条件下形成膜，其居里温度为140℃。

辅助记录层14的材料也是稀土类—过渡金属合金，其组成中改变稀土金属的含量，用铸造合金靶，磁控管DC溅射工艺，在氩气压53.32896帕斯卡，100W功率条件下形成薄膜。

对上述的工艺制成的光磁记录载体的试验件研究磁场灵敏度的变化，以线速度1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率5.0mw，调制磁场±50奥斯特进行记录。表2上表示了辅助记录层14的各种组成以及在记录层13的居里温度140℃下的辅助记录层14的矩形比，最佳辅助记录层膜厚，表示该膜厚下的CN比。所表示的是用辅助记录层14的膜厚增加时的CN比单调下降的组成，其厚度为20的试验件测定的CN比。用辅助记录层14的组成制作200厚的单层膜，由测出的K磁滞回线来求出矩形比。

由图2可知，用辅助记录层14的组成中稀土金属的含量最好大一些。即稀土金属的含量在15at％至50at％之间被认为是有用的，更好的范围是18at％至45at％，最好的范围是23at％以上至45at％以下。矩形比在0.3以上被认为是有效的，0.7以上比较好，最好是在0.95以上。用于前面比较例的辅助记录层14的组成为Dy16.2at％，Fe47.2at％，Co35.9at％，该组成在与居里温度为180℃的记录层13叠层设置时磁场灵敏度恶化了，但在与居里温度140℃的记录层13叠层设置时却提高了磁场灵敏度。这样，对辅助记录层14所希望的组成是随记录层13的居里温度而变化的。另一方面，因为记录层13的居里温度下的辅助记录层最佳矩形比并不变化，所以该矩形比就成了选择辅助记录层14的所希望的组成的指标。表2

组成	矩形比	膜厚()	CN比(dB)
				Dy8.5at％ Fe63.0at％ Co28.5at％	0.05	20	34.5
Dy13.5at％ Fe56.4at％ Co30.1at％	0.07	20	38.5
				Dy13.7at％ Fe53.8at％ Co32.5at％	0.12	20	40.1
Dy15.2at％ Fe58.2at％ Co28.6at％	0.31	30	42.3
				Dy15.3at％ Fe50.5at％ Co34.2at％	0.68	35	43.4
Dy16.2at％ Fe47.2at％ Co35.9at％	0.95	40	47.1
				Dy17.3at％ Fe53.8at％ Co28.9at％	1.0	30	48.6
Dy18.6at％ Fe50.2at％ Co31.2at％	1.0	30	48.6
				Dy19.2at％ Fe50.2at％ Co30.6at％	1.0	30	48.6
Dy19.9at％ Fe50.5at％ Co29.6at％	1.0	30	49.4
				Dy20.9at％ Fe47.6at％ Co31.5at％	1.0	30	49.3
Dy21.4at％ Fe46.0at％ Co32.6at％	1.0	30	50.1
				Dy22.3at％ Fe43.8at％ Co33.9at％	1.0	30	50.1
Dy23.5at％ Fe43.8at％ Co32.7at％	1.0	30	49.6
				Dy24.3at％ Fe39.2at％ Co36.5at％	1.0	30	50.1
Dy25.6at％ Fe39.0at％ Co35.4at％	1.0	30	50.3
				Dy26.3at％ Fe41.1at％ Co32.6at％	1.0	25	50.1
Dy28.1at％ Fe35.4at％ Co36.5at％	1.0	25	50.7
				Dy29.8at％ Fe38.0at％ Co35.2at％	1.0	25	50.6
Dy33.6at％ Fe29.5at％ Co36.9at％	1.0	20	49.5
				Dy37.9at％ Fe24.5at％ Co37.6at％	0.95	20	49.8
Dy40.2at％ Fe20.7at％ Co39.1at％	0.82	15	49.6
				Dy45.6at％ Fe13.7at％ Co40.7at％	0.71	20	46.3
Dy50.6at％ Fe 5.5at％ Co43.9at％	0.31	20	44.1

由实施例7，8可知，辅助记录层的居里温度Tc2比记录层13的居里温度高，上述辅助记录层的膜厚低于70，而且在Tc1下辅助记录层14的矩形比在0.3以上，最好在0.7以上，这种情况下，磁场灵敏度有显著的提高，有可能用弱磁场进行记录。

(4)关于记录层辅助记录层之间所希望的组成的差异的实施例。

前面已经描述，在构成双层结构时，必要的条件是辅助记录层14的极薄膜，另外记录层13和辅助记录层14满足如下的磁特性，就可以得到更优良的磁场灵敏度特性。

1)辅助记录层14的居里温度Tc2高于记录层13的居里温度Tc1。

2)在记录层13的居里温度Tc1下，辅助记录层14的矩形性好。

在此，因辅助记录层14的膜厚而使其居里温度、矩形性的变化如前面的说明一样，下面只要不事先说明都是指的形成十分厚的薄膜时的特性。

作为上述第1)点中所示的为使居里温度高温化的一种方法是把辅助记录层14的组成中的稀土金属里Gd或TB所占摩尔比要大于记录层13的这个摩尔比。Co含量相等的GdFeCo、TBFeCo、DyFeCo三者相比GdFeCo的居里温度最高，TBFeCo次之，DyFeCo的居里温度最低。总之，稀土金属中的Gd或TB的含量作得大能就能容易地提高居里温度，当然Gd，TB两种含量都高是有效的，同时也可以达到上述第2)点提高矩形性的效果。

稀土金属原子构成的稀土金属副晶格方面容易受热振动的影响，因为本来稀土类—过渡金属非晶质合金膜的垂直各向异性就来源于稀土金属原子具有非常大的磁各向异性，所以随着高温下稀土金属副晶格受热振动影响而使磁化减小，导致了垂直各向异性的劣化，即矩形性劣化。而且，在高温下稀土金属副晶格磁化减小时，由于整体磁化变大也容易使矩形性劣化。高温下，为了获得良好的矩形性，或是提高合金中稀土金属所占的摩尔比或是多采用高温下磁化大的稀土金属Gd、TB都是有效的方法。针对合金中稀土金属含量的增大时使居里温度降下来的现象。提高稀土金属中的Gd、TB的含量可以使居里温度高温化，且具有提高在高温下的矩形性的效果。

另外为了使上述第1)点中所示的居里温度高温化，把辅助记录层14的组成中过渡金属中的Co含量作得高于记录层14组成的过渡金属Co含量也是行之有效的。若与上述的提高Gd，TB在稀土金属中所占摩尔比结合起来的话，就有可能同时满足居里温度的高温化和高温下的矩形性提高。

或者，使辅助记录层14中轻稀土金属Sm，Nd，Pr在稀土金属中所占摩尔比低于记录层13的这个摩尔比对居里温度的高温化和高温下矩形性的提高也都是有效的。

在下面的实施例中，如这里所说明的那样，改变组成成分来研究对磁场灵敏度的影响。

[实施例9]

这个实施例中，表示关于图1结构中的记录层13和辅助记录层14的稀土金属的Gd或TB变化的结果。

首先，在表3中表示把DyFeCo用于记录层13，把GdDyFeCo用于辅助记录层14的结果。

以下的表及说明中合金组成的表示只在各元素符号后面记以表示含量的数字。省略了单位(at％)的表示。表3

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22Fe64Co14	180℃	-
辅助记录层	(Gd10Dy90)22Fe64Co14	190℃	1.5dB
				(Gd20Dy80)22Fe64Co14	205℃	3.0dB
	(Gd30Dy70)22Fe64Co14	215℃	4.0dB
				(Gd40Dy60)22Fe64Co14	230℃	6.5dB
	(Gd50Dy50)22Fe64Co14	240℃	10.5dB
				(Gd60Dy40)22Fe64Co14	255℃	11.0dB
	(Gd70Dy30)22Fe64Co14	270℃	10.0dB
				(Gd80Dy20)22Fe64Co14	285℃	10.0dB
	(Gd90Dy10)22Fe64Co14	295℃	9.5dB
				Gd22Fef164Co14	305℃	9.0dB

用FeCo合金靶，Gd靶，Dy靶，在磁控管DC溅射的同时由溅射工艺形成辅助记录层14，溅射时的氩气压为53.32896帕斯卡。把稀土金属与过渡金属的比以及过渡金属中Fe和Co的比保持一定，只改变稀土金属中的Dy和Gd的摩尔比。对于这样制作的光磁记录载体的试验件研究其磁场灵敏度的变化。进行记录的线速是1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。辅助记录层14的膜厚从5到50之间，每隔5变化一次，从磁场灵敏度最好的膜厚得到的CN比中扣除没有形成辅助记录层14的光磁记录载体得到的CN比的值所得到的差值作为“CN比的变化”示于表3中。

由该表可知、在辅助记录层14的组成中用Gd替换Dy的部分就能使居里温度升起来，随之就提高了调制磁场为±50奥斯特下的CN比。用Gd替换Dy的替换量加大，就使记录层13的居里温度180℃的辅助记录层14的矩形性得以改善。特别是用Gd替换Dy在30at％以上的组成，矩形比的提高是很显著的。另外，Gd替换Dy达80at％以上的组成用于辅助记录层时，噪声电平稍许增高，当然CN比就会下降。

下面，使用DyFeCo作为记录层13，而在辅助记录层中用TBDyFeCo的结果表示在表4上。

表4

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22Fe64Co14	180℃	-
辅助记录层	(Tb20Dy80)22Fe64Co14	190℃	1.5dB
				(Tb40Dy60)22Fe64Co14	200℃	4.5dB
	(Tb60Dy40)22Fe64Co14	215℃	5.5dB
				(Tb80Dy20)22Fe64Co14	230℃	7.5dB
	Tb22Fe64Co14	245℃	9.5dB

使用FeCo合金靶、TB靶、Dy靶进行磁控管DC溅射的同时由溅射工艺形成辅助记录层14，溅射时的氩气压是53.32896帕斯卡，保持稀土金属与过渡金属的比以及过渡金属中Fe与Co的比一定，仅改变稀土金属中的Dy和TB的摩尔比，对这样制成的试验件进行磁场灵敏度变化的研究，进行记录的线速为1.4m/s，记录频率为720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。辅助记录层14的膜厚从5到50之间变化间隔为5，从磁场灵敏度最好的膜厚得到的CN比值扣降没有形成辅助记录层14的光磁记录载体得到的CN比值作为“CN比的变化”表示在表4中。

用Gd替换Dy时的效果并不显著，用TB替换的情况下也可以使居里温度升高，达到提高记录层13的居里温度下的矩形性的效果，如表4所示，随着用TB替换Dy量的增加，调制磁扬±50奥斯特下的CN比提高了。在用TB替换的情况下没有引起用Gd替换时见到的那种噪声电平升高的现象。

下面，用表5表示把TBFeCo用于记录层13以及把DyTBFeCo用于辅助记录层14的结果。

表5

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Tb22Fe69Co9	180℃	-
辅助记录层	(Gd20Tb80)22Fe69Co9	200℃	1.5dB
				Gd40Tb60)22Fe69Co9	220℃	3.0dB
	(Gd60Tb40)22Fe69Co9	240℃	4.0dB
				(Gd80Tb20)22Fe69Co9	260℃	6.5dB
	Gd22Fe69Co9	280℃	6.5dB
				比较例辅助记录层	Dy22Fe69Co9(Dy80Tb20)22Fe69Co9(Dy40Tb60)22Fe69Co9	130℃145℃160℃	-0.5dB-0.5dB0.0dB

使用FeCo合金靶，Gd靶，TB靶进行磁控管DC溅射的同时，用溅射工艺形成辅助记录层14，溅射时的氩气压是53.32896帕斯卡，把稀土金属和过渡金属的摩尔比及过渡金属中FeCo的摩尔比保持不变，仅改变稀土金属中的TB与Gd的比。另外，作为比较例也把辅助记录层14中用TBDyFeCo的结果表示出来。该比较例中稀土金属与过渡金属的摩尔比以及过渡金属中Fe与Co的摩尔比也保持不变。仅改变稀土金属中TB与Dy的摩尔比。对这样制成的试验件研究其磁场灵敏度的变化。进行记录的线速为1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。实施例中辅助记录层14的膜厚从5到50之间，变化间隔为5，从磁场灵敏度最好的膜厚得以CN比值中扣除未形成辅助记录层14的光磁记录载体得到的CN比值，所得差值作为列入表5中的“CN比的变化”。在比较例中，表5表示的是辅助记录层14的膜厚为25时得到的CN比。

与记录层13的组成相比，辅助记录层14的稀土金属中Gd摩尔比增大时，居里温度上升，同时也提高了记录层13的居里温度下的矩形性。而且，伴随着辅助记录层14中稀土金属中Gd摩尔比的增加达到了提高调制磁场±50奥斯特下的CN比的效果。与此相对应，在比较例中，与记录层13的组成相比，辅助记录层14的稀土金属中Dy摩尔比的增加降低了居里温度，而且并没有提高CN比。

进一步讲，进行辅助记录层14中用GdTBDyFeCo的试验时，也认为与记录层13的组成相比，辅助记录层14的稀土金属中的Gd或TB的摩尔比增加时，也提高了居里温度并提高了记录层13的居里温度下的矩形性。而且，伴随着辅助记录层14的稀土金属中的Gd或TB的摩尔比的增加，得到了提高±50奥斯特调制磁场下的CN比的结果。

[实施例10]

这个实施例中，图1结构的辅助记录层14的组成与记录层13的组成相比，改变过渡金属中Fe与Co的比以及稀土金属与过渡金属的比，该实施例就其结果加以说明。

首先，表6中表示的是记录层13中使用DyFeCo，而辅助记录层14中使用稀土金属Dy的摩尔比和过渡金属中Co的摩尔比都增大的DyFeCo的结果。

表6

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22(Fe82Co18)78	180℃	-
比较例辅助记录层	Dy16(Fe50Co50)84	350℃	-2.5dB
				Dy16(Fe50Co50)82	340℃	-1.0dB
	Dy20(Fe50Co50)80	330℃	0.0dB
				辅助记录层	Dy22(Fe50Co50)76	320℃	2.0dB
Dy24(Fe50Co50)76	310℃	4.5dB
			Dy26(Fe50Co50)74		300℃	8.0dB
Dy28(Fe50Co50)72	290℃	11.0dB
			Dy30(Fe50Co50)70		280℃	11.0dB
Dy32(Fe50Co50)68	270℃	10.5dB
			Dy34(Fe50Co50)66		255℃	10.5dB
Dy36(Fe50Co50)64	230℃	9.5dB

用FeCo合金靶，Dy靶采用磁控管DC溅射的同时由溅射工艺形成这些层，溅射时氩气压力为53.32896帕斯卡，记录层13中的过渡金属的Fe和Co的比按原子量百分比为82比18，辅助记录层14的过渡金属中的Fe和Co的比为50比50。稀土金属与过渡金属的比中稀土金属的摩尔比大，用稀土金属的摩尔比比过渡金属小的组成作为辅助记录层14的情况用作比较例表示出来。按照这样的实施例和比较例，研究其磁场灵敏度的变化，进行记录的线速为1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。实施例中，表6中的“CN比的变化”是磁场灵敏度最佳的膜厚下得到的CN比值减掉未形成辅助记录层14的光磁记录载体得到的CN比值的差值，而辅助记录层的膜厚从5到50每隔5一次变化。在比较例中，表中表示的是辅助记录层14的膜厚为25时得到的CN比。

辅助记录层14的组成中，与记录层13相比，使过渡金属中的Co的摩尔比增加，就提高了居里温度。用稀土金属的摩尔比超过过渡金属的比率的辅助记录层14的组成，记录层13居里温度下的矩形性良好，而且可以提高调制磁场±50奥斯特下的CN比。

另一方面，比较例中用的是稀土金属的摩尔比比过渡金属小的辅助记录层14的组成，居里温度提高了，但是记录层13的居里温度下的矩形比降回到0.3，得到的是劣化的矩形性，调制磁场±50奥斯特的CN比不是没有变化就是变劣了。总之，在比较例中，即使相对于记录层13来说辅助记录层14的居里温度升高了，也还存在磁场灵敏度不提高的情况，这相当于辅助记录层14的稀土金属摩尔比比记录层13小的情况。

另外，作为别的比较例，辅助记录层14的组成中，过渡金属中的Fe与Co的比按原子量百分比仍然是82比18(即与记录层13相同摩尔比)，改变稀土金属与过渡金属的比的结果表示于表7中。

表7

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22(Fe82Co18)78	180℃	-
比较例辅助记录层	Dy16(Fe82Co18)84	220℃	-1.5dB
				Dy18(Fe82Co18)82	195℃	-0.5dB
	Dy20(Fe82Co18)80	185℃	0.0dB
				Dy24(Fe82Co18)76	180℃	0.5dB
	Dy26(Fe82Co18)74	165℃	0.0dB
				Dy28(Fe82Co18)72	150℃	0.0dB
	Dy30(Fe82Co18)70	140℃	-0.5dB
				Dy32(Fe82Co18)68	130℃	-0.5dB
	Dy34(Fe82Co18)66	120℃	-0.5dB

在稀土金属的摩尔比比记录层13的小的范围内，居里温度超过记录层13的居里温度回升上来，但是在记录层13居里温度下的矩形比却降回到了0.1，即，虽然居里温度升高了，但是矩形比却显著变坏。稀土金属的摩尔比比记录层13的组成大的范围中，居里温度降到记录层13的居里温度以下。表7上表示了关于各种组成的辅助记录层14的厚度为25情况下的CN比的变化。从表7可知，不管稀土金属的摩尔比如何都不能提高磁场灵敏度。

下面，把DyFeCo用于记录层13，辅助记录层14的稀土金属Dy的摩尔比大于记录层13，进一步改变过渡金属中的Co的摩尔比，其结果表示于表8之中。

表8

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22(Fe82Co18)78	180℃	-
比较例辅助记录层	Dy30Fe70	80℃	-0.5dB
				Dy30(Fe95Co5)70	100℃	-0.5dB
	Dy30(Fe90Co10)70	125℃	0.0dB
				Dy30(Fe80Co20)70	160℃	0.0dB
	辅助记录层	Dy30(Fe70Co30)70	210℃				6.5dB
Dy30(Fe60Co40)70				250℃	8.0dB
		Dy30(Fe50Co50)70	280℃			11.0dB
Dy30(Fe40Co60)70				310℃	11.0dB
		Dy30(Fe30C070)70	345℃			10.5dB
Dy30(Fe20Co80)70				＞350℃	11.0dB
		Dy30(Fe10Co90)70	＞350℃			10.0dB
Dy30Co70				＞350℃	9.5dB

用FeCo合金靶，Dy靶，采用磁管DC溅射的同时由溅射工艺形成这些薄膜，溅射时的氩气压为53.32896帕斯卡，相对于记录层13中稀土金属Dy的原子百分比22at％，辅助记录层14中增大到30at％，作成十分厚的薄膜时，这种组成呈现室温下的稀土金属副晶格优势的磁特性。表8中表示了改变辅助记录层14的过渡金属中的Co摩尔比的结果。另外，表示的比较例中用作辅助记录层的组成是Co的摩尔比比较小的而居里温度低于记录层13的居里温度的组成。研究关于按这个实施例和比较例作成的试验件的磁场灵敏度的变化，进行记录的线速是1.4m/s，记录频率为720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。实施例中辅助记录层14的膜厚从5到50，间隔5。表8中所示的“CN比的变化”是磁场灵敏度最佳的膜厚下得到的CN比与没有辅助记录层14的试验件得到的CN比的差值，比较例中表示的是辅助记录层14的膜厚为25时的CN比的变化。

辅助记录层14中，使过渡金属中的Co含量增加就使居里温度单调上升，辅助记录层14的居里温度超过记录层13的居里温度时的组成在记录层13的居里温度下能得到良好的矩形比，同时可以提高±50奥斯特下的CN比。

进一步，采用TB22Fe69Co9的组成作为记录层13，并采用TB30Fe(70-X)CoX作为辅助记录层14的组成，其中x为4，8，12，16，20，30，40，50，60，70，对这种构成的实施例作研究，用高于12的组成得到的辅助记录层14的居里温度可以超过记录层13的居里温度，并且能使±50奥斯特下的CN比提高。

这样，在辅助记录层14的组成中与记录层13的组成相比，过渡金属中的Co摩尔比大而且稀土金属的摩尔比也大就有可能提高磁场灵敏度。

[实施例11]

表9表示的是有关辅助记录层14的组成，其中稀土金属中的Gd或TB的摩尔比作得大于记录层13的组成，进一步改变稀土金属的摩尔比，表9中列出了这种情况下的结果。

表9

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22(Fe82Co18)78	180℃	-
辅助记录层	(Gd70Dy30)18(Fe82Co18)82	300℃	3.5dB
				(Gd70Dy30)20(Fe82Co18)80	285℃	6.0dB
	(Gd70Dy30)22(Fe82Co18)78	270℃	10.0dB
				(Gd70Dy30)24(Fe82Co18)76	250℃	10.0dB
	(Gd70Dy30)26(Fe82Co18)82	235℃	9.5dB
				(Gd70Dy30)28(Fe82Co18)80	220℃	9.5dB

用FeCo合金靶，Dy靶，Gd靶的磁控管DC溅射的同时由溅射工艺形成辅助记录层14，溅射时的氩气压是53.32896帕斯卡，辅助记录层14的组成的稀土金属中Gd的摩尔比大于记录层13的Gd摩尔比，同时，改变稀土金属的原子量百分比，保持过渡金属中Co的摩尔比与记录层13的相同，研究这样制成的试验件的磁场灵敏度的变化，记录线速是1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。辅助记录层14的膜厚从5到50，变化间隔为5，表9中所示的“CN比的变化”是指磁场灵敏度的最佳膜厚下得到的CN比与未形成辅助记录层14的试验件达到的CN比的差值。

辅助记录层14的稀土金属中的Gd的摩尔比作得大时，即使稀土金属整体的摩尔比比记录层13的小，也达到提高磁场灵敏度的效果。但是，如果稀土金属整体的摩尔比比记录层13的大，磁场灵敏度的提高就显著，这种组成更是所希望的。可以确认稀土金属中的TB的摩尔比大的情况下也能获得同样的效果。

[实施例12]

表10中所表示的结果是辅助记录层14的组成中稀土金属中的Gd或TB的摩尔比大于记录层13组成中的这种摩尔比而且过渡金属中的Co的摩尔比大所得到的结果。

表10

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22(Fe82Co18)78	180℃	-
辅助记录层	(Gd40Dy60)22(Fe80Co20)78	240℃	6.5dB
				(Gd40Dy60)22(Fe70Co30)78	270℃	7.5dB
	(Gd40Dy60)22(Fe60Co40)78	300℃	9.5dB
				(Gd40Dy60)22(Fe50Co50)78	330℃	9.5dB
	(Gd40Dy60)22(Fe40Co60)78	＞350℃	8.5dB
				(Gd40Dy60)22(Fe30Co70)78	＞350℃	6.5dB

用FeCo合金靶，Dy靶，Gd靶，采用磁控管DC溅射的同时由溅射工艺形成辅助记录层14，溅射时的氩气压为53.32896帕斯卡，辅助记录层14中的稀土金属中Gd的摩尔比以及过渡金属中Co的摩尔比都大于记录层13相应的摩尔比，而且，保持稀土金属与过渡金属的比与记录层13的相同。研究这样制成的试验件的磁场灵敏度的变化，进行记录的线速为1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。辅助记录层14的膜厚从5到50，间隔5，表10中所示的“CN比的变化”是磁场灵敏度最佳时膜厚下得到的CN比与没有辅助记录层14的试验件得到的CN比的差值。

辅助记录层14的稀土金属中Gd的摩尔比以及过渡金属中Co的摩尔比比记录层13对应的摩尔比大的情况下，居里温度的上升是显著的，伴随而来的是增大调制磁场±50奥斯特下的CN比。

可以确认，稀土金属中TB的摩尔比大的情况下也能达到同样的效果。

[实施例13]

在本实施例中，研究实施例11和12相结合的情况，即：辅助记录层14的组成中，稀土金属中的Gd或TB的摩尔比、过渡金属中的Co的摩尔比比记录层13中相应的摩尔比都大，而且稀土金属的摩尔比比过渡金属的摩尔比也大。表11表示记录层13采用DyFeCo而用GdDyFeCo作为辅助记录层14的结果。

表11

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22(Fe82Co18)78	180℃	-
辅助记录层	Dy30(Fe70Co30)70	210℃	5.5dB
				(Gd10Dy90)30(Fe70Co30)70	220℃	7.5dB
	(Gd20Dy80)30(Fe70Co30)70	230℃	8.5dB
				(Gd30Dy70)30(Fe70Co30)70	245℃	10.5dB
	(Gd40Dy60)30(Fe70Co30)70	255℃	11.0dB
				(Gd50Dy50)30(Fe70Co30)70	270℃	11.0dB
	(Gd60Dy40)30(Fe70Co30)70	280℃	11.0dB
				(Gd70Dy30)30(Fe70Co30)70	295℃	11.0dB
	(Gd80Dy20)30(Fe70Co30)70	310℃	10.5dB
				(Gd90Dy10)30(Fe70Co30)70	325℃	9.5dB
	Gd30(Fe70Co30)70	340℃	8.0dB

用GeCo合金靶、Dy靶、Gd靶，采用磁控管DC溅射工艺的同时，通过溅射工艺形成辅助记录层14，溅射的氩气压为53.32896帕斯卡。辅助记录层14的组成中稀土金属的摩尔比以及过渡金属中Co的摩尔比都比记录层13的大而且保持一定，改变过渡金属中Gd的摩尔比，研究这样制成的试验件的磁场灵敏度的变化，进行记录的线速是1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。辅助记录层14的膜厚从5到50，间隔5，表11中所示的“CN比的变化”是指最佳磁场灵敏度膜厚下的CN比值与没有辅助记录层14的试验件得到的CN比值之差。

辅助记录层14的稀土金属中的Gd的摩尔比、过渡金属中的Co的摩尔比以及稀土金属的摩尔比都大的情况下，居里温度显著上升，同时记录层13的居里温度下的矩形性极好，调制磁场±50奥斯特下的CN比就反映了这个结果，该CN比优于实施例11和实施例12的结果。但是，Gd的摩尔比超过80at％时，噪声电平上升，同时导致CN比稍有下降。

用DyFeCo作为记录层13，TBDyFeCo作为辅助记录层14的构成时，所进行的同样的试验，表示于表12中。

表12

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Dy22(Fe82Co18)78	180℃	-
辅助记录层	Dy30(Fe70Co30)70	210℃	5.5dB
				(Tb10Dy90)30(Fe70Co30)70	215℃	6.5dB
	(Tb20Dy80)30(Fe70Co30)70	225℃	7.5dB
				(Tb30Dy70)30(Fe70Co30)70	235℃	9.5dB
	(Tb40Dy60)30(Fe70Co30)70	245℃	10.5dB
				(Tb50Dy50)30(Fe70Co30)70	255℃	11.0dB
	(Tb60Dy40)30(Fe70Co30)70	265℃	11.5dB
				(Tb70Dy30)30(Fe70Co30)70	270℃	11.0dB
	(Tb80Dy20)30(Fe70Co30)70	280℃	11.0dB
				(Tb90Dy10)30(Fe70Co30)70	290℃	11.0dB
	Tb30(Fe70Co30)70	300℃	11.0dB

用FeCo合金、Dy靶、TB靶的磁控管DC溅射的同时由溅射工艺形成辅助记录层14，溅射时氩气压为53.32896帕斯卡，辅助记录层中，稀土金属与过渡金属的比中稀土金属的摩尔比以及过渡金属中Co的摩尔比都比记录层13的高而且保持一定，改变过渡金属中TB的摩尔比。对这样制成的试验件的磁场灵敏度的变化进行研究，进行记录的线速为1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。辅助记录层14的膜厚从5到50，间隔5变化，表12中所示的“CN比的变化”是指最佳磁场灵敏度膜厚下的CN比值与没有辅助记录层14的试验件达到的CN值的差值。

与Gd的摩尔比大的情况下大体相同，辅助记录层14的稀土金属中的TB的摩尔比、过渡金属中Co的比率以及稀土金属的摩尔比大的情况下，居里温度明显上升，同时记录层13的居里温度下的矩形性极好。调制磁场±50奥斯特下的CN比反映了这个结果，该CN比优于实施例11和实施例12的结果。另外，针对在Gd摩尔比大时当Gd的摩尔比超过80at％，噪声电平上升的情况，而在稀土金属中TB的摩尔比大的情况下，即使用TB完全代替Dy，噪声电平都未上升，而且在很大的组成范围内都获得了良好的特性。

另外，表13中表示了把表12中的记录层13的组成替换为具有大体相同的居里温度的TBFeCo的实施例。

表13

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Tb22(Fe88Co12)78	185℃	-
辅助记录层	Dy30(Fe70Co30)70	210℃	5.0dB
				(Tb10Dy90)30(Fe70Co30)70	215℃	6.0dB
	(Tb20Dy80)30(Fe70Co30)70	225℃	7.5dB
				(Tb30Dy70)30(Fe70Co30)70	235℃	9.5dB
	(Tb40Dy60)30(Fe70Co30)70	245℃	10.5dB
				(Tb50Dy50)30(Fe70Co30)70	255℃	11.0dB
	(Tb60Dy40)30(Fe70Co30)70	265℃	11.5dB
				(Tb70Dy30)30(Fe70Co30)70	270℃	11.5dB
	(Tb80Dy20)30(Fe70Co30)70	280℃	11.0dB
				(Tb90Dy10)30(Fe70Co30)70	290℃	11.0dB
	Tb30(Fe70Co30)70	300℃	10.5dB

该实施例中，辅助记录层14的稀土金属中的TB的摩尔比比记录层13的低，即使这种情况下，因为稀土金属的摩尔比大而且过渡金属中的Co的摩尔比也大，所以与实施例10的情况一样，可以提高磁场灵敏度。也就是说，表13中所示的实施例也应属于实施例14的范畴，关于记录层13，可以把居里温度大体相同的TBFeCo和DyFeCo互换，因此磁场灵敏度不会有大的变化，这一点是很清楚的。

[实施例13]

下面表示的是有关在记录层13中使用含有轻稀土金属的情况。表14，15和16分别表示记录层13中使用NdTBFeCo、PrTBFeCo和SmTBFeCo时的结果。

表14

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Nd11(Tb24Fe56Co20)89	190℃	-
辅助记录层	Nd5(Tb24Fe56Co20)95	220℃	8.5dB
				Tb24Fe56Co20	250℃	10.0dB

表15

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Pr11(Tb24Fe56Co20)89	185℃	-
辅助记录层	Pr5(Tb24Fe56Co20)95	215℃	8.0dB
				Tb24Fe56Co20	250℃	10.5dB

表16

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Sm11(Tb24Fe61Co15)89	185℃	-
辅助记录层	Sm5(Tb24Fe61Co15)95	200℃	2.0dB
				Tb24Fe61Co15	210℃	3.5dB

用TBFeCo铸造合金靶，Nd靶，或Pr靶或Sm靶，采用磁控管DC溅射工艺的同时由溅射工艺形成记录层13和辅助记录层14，溅射时的氩气压是53.32896帕斯卡，辅助记录层14的重稀土金属TB、过渡金属Fe，Co与其和的摩尔比保持与记录层13的相同，改变它们的和与轻稀土金属的摩尔比。对于这样制成的试验件，研究其磁场灵敏度的变化，记录线速为1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特，研究辅助记录层14膜厚的最佳值，并使用该值。

无论是表14，15和16的哪一个的情况，把辅助记录层14的轻稀土金属的摩尔比作得小时，居里温度都上升，记录层13的居里温度下的矩形性变好，而且调制磁场±50奥斯特时的CN比提高。改变Nd，Pr的摩尔比时比Sm的摩尔比变化时的居里温度的变化大，而且磁场灵敏度的提高显著。

在DyFeCo中加入轻稀土金属的组成也作了同样的实验。表17，18和19分别表示了把NdDyFeCo、PrDyFeCo和SmDyFeCo用于记录层13时的结果。

表17

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Nd10(Dy25Fe50Co25)89	190℃	-
辅助记录层	Nd5(Dy25Fe50Co25)95	220℃	5.5dB
				Dy25Fe50Co25	240℃	8.5dB

表18

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Pr10(Dy25Fe50Co25)89	185℃	-
辅助记录层	Pr5(Dy25Fe50Co20)95	215℃	5.0dB
				Dy25Fe50Co25	240℃	9.0dB

表19

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Sm10(Dy25Fe54Co21)89	185℃	-
辅助记录层	Sm5(Dy25Fe54Co21)95	200℃	1.5dB
				Dy25Fe54Co21	210℃	2.5dB

用DyFeCo铸造合金靶，Nd靶，或Pr靶或Sm靶，采用磁控管DC溅射工艺的同时由溅射工艺形成两层13，14，溅射氩气压是53.32896帕斯卡，保持辅助记录层14的组成中重稀土金属TB，Fe，Co的和与记录层13的一样，改变它们的和与轻稀土金属的摩尔比，对这种方法制成的试验件进行磁场灵敏度的研究，把轻稀土金属加入到TBFeCo中时，其结果并没有定性的变化，可见辅助记录层14中重稀土金属的种类并不特别重要。

另外，也可以把记录层13的组成中加入轻稀土金属的组成选作辅助记录层14的组成，与记录层13的组成相比，把稀土金属中的Gd，或TB的摩尔比增加的组成，稀土金属的摩尔比以及过渡金属中的Co的摩尔比增加的组成或者把这些组成结合的组成用作辅助记录层14时的测试结果表示在表20中。在该表中也表示了把含有轻稀土金属的组成用于辅助记录层14的测试结果。

不论哪一种辅助记录层14的组成都使磁场灵敏度有显著的提高，另外，即使在辅助记录层14中的轻稀土金属的摩尔比大于记录层13的这种摩尔比，由于使重稀土金属的摩尔比以及过渡金属中Co的摩尔比增大，也都有可能获得适用于辅助记录层14的组成。由于使记录层13，辅助记录层14的轻稀土金属的摩尔比增加，增大了对于600nm以下波长的光的K转角，同时使铸造合金靶的制造容易了，从而得到降低成本的效果。

表20

	组成	居里温度	CN的变化
				记录层	Nd5(Dy25(Fe73Co27)75)95	190℃	-
辅助记录层	(Gd50Dy50)25(Fe73Co27)75	265℃	10.5dB
				Tb25(Fe73Co27)75	270℃	11.5dB
	(Gd25Tb50Dy25)25(Fe73Co27)75	265℃	11.5dB
				Dy30(Fe50Co50)70	280℃	11.0dB
	Tb30(Fe65Co35)70	290℃	11.5dB
				(Gd50Dy50)30(Fe65Co35)70	290℃	11.0dB
	(Tb50Dy50)30(Fe65Co35)70	270℃	11.5dB
				Nd5(Dy35(Fe45Co55)65)95	280℃	11.5dB
	Nd8(Dy35(Fe45Co55)65)92	250℃	9.5dB

(5)为补充实施例2的实施例

[实施例14]

用与实施例2的断面结构及组成相同的结构，辅助记录层14的膜厚为0，25，35，对这样制成的光磁记录载体的试验件研究其调制磁场的灵敏度，辅助记录14的膜厚不是实测值，而是预先测定辅助记录层14的形成速度，再分别计算各膜厚所需的溅射时间，来决定膜厚。进行记录时的线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，改变调制磁场的大小。

图16(A)、图16(B)分别表示调制磁场的大小与CN比、载波电平的关系。用没有形成辅助记录层14的试验件，达到饱和的CN比大约需要200奥斯特的调制磁场，用100奥斯特以下的调制磁场得不到满意的CN比。这主要取决于载波电平的变化，因为载波电平达到和需要大的磁场。另一方面，形成25厚的辅于形成了辅助记录层14，即使在小的调制磁场下载波电平也饱和，同时对磁场灵敏度的提高也起作用。进一步用辅助记录层14的膜厚为35的实验件，CN比对调制磁场的灵敏度劣化了，与记录层14的膜厚为25的相比，虽然在更小的磁场下载波电平就饱和，但是如图6中已经表示的那样，由于膜厚和30以上的范围内噪声电平升了起来，所以CN比劣化了。

(6)关于辅助记录层的最佳条件及其作用的补充考察

(2)项中考察了由于把辅助记录层14形成了某个一定的极薄厚度的膜而使磁场灵敏度显著提高的理由，在此作更一步地考察。

把稀土金属—过渡金属非晶质合金膜作为记录膜的光磁记录载体中，达到高CN比的实用组成是把TBFeCo或DyFeCo作为基础，其居里温度大约为150℃-220℃，这种组成接近于室温下的补偿组成。如图17所示，用这种组成，在对应于磁区形成带133(图15)的温度下，特别是在居里温度附近矩形性劣化，得到了K转角饱和磁场大的K-磁滞回线，对这种矩形性劣化的K-磁滞回线温度即居里温度附近的磁区进行观察，当外加磁场为零时观察到特别微细的磁区大小的“麦兹”磁区。在该状态下，即使加30奥斯特左右的小磁场，“麦兹”磁区也不消失，而且不被单向磁化。

用这种组成的稀土金属—过渡金属非晶质合金膜作为记录膜的光磁记录载体进行磁场调制记录时，如图16所示的没有辅助记录层的情况那样，在调制磁场在20奥斯特以下载波电平不够大，也得不到满意的C/N。观察被记录的磁区时，发现记录磁区内有非常微细的不稳定磁区(即：微磁畴)。因为这种微磁畴比重放用的光磁头的分辨率还微细，除了使噪声电平恶化之外，进一步产生了记录区的对比度下降的重放结果以及载波信号电平不足的重放信号。在记录磁区中产生这种微磁畴现象的原因有可能是在居里温度附近的范围内容易发生“麦兹”磁区。下面用图4说明记录过程。

如第(2)项考察中所详述的那样，微磁畴与“麦兹”磁区的发生有密切的关系。另一方面，通过适当地选择稀土金属—过渡金属非晶质合金膜的组成，使之在磁区形成带133的温度下不产生微细的“麦兹”磁区，或者即使产生“麦兹”磁区也有可能使它的磁区面积生长到超过记录磁区的大小。“麦兹”磁区的磁区面积正比于磁畴壁能量σw的1/2次方，反比于自发磁化Ms，即：选择对应于磁区形成带133的温度下磁畴壁能量σw大而自发磁化Ms小的组成，就有可能使“麦兹”磁区的面积形成得大，因为用室温下显示稀土金属副晶格优势的磁特性的组成，使磁化的大小为零的补偿温度处于室温以上，所以有可能把磁区形成带43的磁化的大小作得小。

另外，以GdFeCo为基础的组成也能把“麦兹”磁区的面积作大，可以说与TBFeCo及DyFeCo系相比，GdFeCo系是垂直各向异性能量Ku小的组成。因为磁畴壁能量σW和垂直各向异性能量Ku的1/2次方成正比，所以用GdFeCo系，磁畴壁能量σW变小，当然“麦兹”磁区的面积就变小，但实际上观察“麦兹”磁区的结果正好相反，而是“麦兹”磁区的面积增大了，这被认为是垂直各向异性能量Ku的变化小的缘故。虽然TBFeCo系和DyFeCo系是具有大的矫顽力的组成，这是因为垂直各向异性能量Ku的大小及角度存在微观的变动，这就妨碍了磁畴壁的移动。因为磁畴壁被稳定地固定在垂直各向异性能量Ku大小的最小点附近，所以实质的磁畴壁能量变得远小于由平均垂直各向异性能量Ku的大小推导的平均畴壁能量。对此，虽然GdFeCo的矫顽力小，但是这意味着垂直各向异性能量Ku的变动也小。这种情况下，当然实质的磁畴壁能量变成为接近于由平均垂直各向异性能量Ku的值推定出的平均磁畴壁能量。也就是说，与TBFeCo系，DyFeCo系相比，虽然GdFeCo系的平均磁畴壁能量小，但是因为决定“麦兹”磁区面积的是实质的磁畴壁能量，所以实质的磁畴壁能量变大的结果使“麦兹”磁区的面积变大。

如果用对应这种磁区形成带的温度下使“麦兹”磁区变大的组成制作光磁记载载体，因为不容易形成微磁畴，所以当然能制得磁场灵敏度高的载体。不过，实际上用这种记录载体进行记录的时候，不要说磁场灵敏度变高，即使加上大的磁场也得不到实用的CN比。例如：在各种实施例中把用于辅助记录层14的DyFeCo的单层膜制成200厚，在最适于该膜的条件下进行记录，也只能达到大约46dB的C/N。显然，与用于记录层13而获得53dBc/N的组成相比这个组成是不实用的。在室温下接近于补偿组成的矫顽力在15K奥斯特以上的GdFeCo，即使用最佳的条件记录噪声电平也很高，只能达到大约28dB的C/N。

其原因只要有偏光显微镜观察一下已记录的记录磁区就明白了，图18上表示了观察结果的模式图，图18(A)是在高CN比的记录载体的记录磁区中称之为箭头形或月牙形的磁区形状，它如实地反映了记录光束加热时的温度分布，在箭头形磁区的后端61被记录成为尖角，与此相对照，图18(B)表示的是对应磁区形成带133的温度下的“麦兹”磁区面积大的记录载体的记录磁区中形成的磁区形状，虽然并不认为在记录磁区内存在微磁畴，但是磁区的形状有不规则的畸变。特别是磁区的后端62成了带园角的形状。如果磁区形成是正确地符合温度分布的话，当然就形成了图18(A)所示的箭头形磁区，然而从磁畴壁能量的观点来看箭头形磁区的后端部61是不稳定的形状，如图18(B)的后端部62那样的园的椭园形才是稳定的。也就是说，磁畴壁能量大而且磁畴壁容易移动的话，减小记录磁区的磁畴壁能量，使能量达到最小的力作用于磁畴壁使磁区变形。这样的话，记录出完全依照温度分布的箭头形磁区的形状就很困难，而记录出不规则变形的图18(B)的记录磁区的结果是导致噪声上升。

本发明的光磁记录载体是把两种不同的磁性膜叠层沉积制成，在磁场灵敏度方面产生了优越的特性，而用其单层膜仅仅能获得不理想的特性。即：记录层13中采用在磁区形成带133对应的温度下产生微细“麦兹”磁区的组成，辅助记录层14采用居里温度高于记录层13的居里温度而“麦兹”磁区更大的组成，把它们叠层设置，但是必须把辅助记录层14形成为厚度小于70的非常薄的膜。按照这种构成使磁场灵敏率提高的理由在(2)项的考察中作了详细描述。即：磁区形成带133中，磁区形成的初期阶段，照射的高温区133A处辅助记录层14起主导作用，而在决定记录磁区133形状的低温区133B处由记录层13起支配作用，因此抑止“麦兹”磁区和在箭头形磁区的尖角处进行稳定的记录这两方面的效果都能达到，磁区形成带133是温度范围为10℃-15℃的狭窄的区域，在这个狭窄的区域中辅助记录层14支配的区域和记录层13支配的区域巧妙地交混在一起的条件下就使磁场灵敏度提高了。

在原来的光磁记录载体中也有把性质不同的磁性层叠层而试图提高磁场灵敏度的先例，例如，日本公开专利62-128040中所公开的一种结构，是把过渡金属副晶格优势的组成和直到居里温度都能保持稀土金属副晶格优势的组成叠层设置的结构，由于离散磁场的大小很小，所以外加磁场有效地发生作用。在该例中，两个磁性膜的离散磁场的方向相反而抵消，所以必须使各磁性膜有足够的厚度。如本发明的构成那样，例如，各膜厚的比为10∶1，离散磁场不会抵消很大，当然，因为本发明的光磁记录载体直到居里温度温度附近都不必须具有稀土金属副晶格优势的特性的组成，所以结构上完全不同于特开昭62-128040专利公开的多层结构。

另外，在日本公开专利特开平4-281239中披露了把GdFeCo和TBFeCo叠层设置的结构，该公报中表示了三种典型的结构状况，即：GdFeCo层和TBFeCo层的膜分别为60和190；100和150以及150和100，并设定GdFeCo层的居里温度高于TBFeCo的居里温度，并记载了第2种结构情况呈现最优的特性。这样，与本发明的辅助记录层14相比较，GdFeCo层厚，这是因为和本发明双层结构的记录过程本质上是不同的。原来的记录载体的记录过程是由首先记录高居里温度层的第一步和转移写入低居里温度层的记录磁区的第二步构成，这种记录过程可以归类为称为转移写入的记录方式。如(2)项中所述，这种转移写入方式在提高磁场灵敏度方面本质是不成功的。

对此，本发明的光磁记录载体是具有极薄有辅助记录层的双层结构，所以可以使磁场灵敏度比各层单独形成的结构有所提高。首先把居里温度的层即辅助记录层14作成小于70的极薄膜，如前所述的磁区形成带43中的辅助记录层14支配区和记录层13的支配区产生交混，自然就提高了磁场灵敏度。当居里温度高的辅助记录层14的膜厚超过70时，记录则按照前述的转移写入方式进行，超过70厚的辅助记录层14即使在超过记录层13的居里温度下，也具有单独的自发磁化，而且矫顽力、垂直方向异性能量也都大，所以仅按照辅助记录层14的特性进行记录磁区的形成。对于此，辅助记录层14厚度低于70时，超过记录层13的居里温度后，随温度的上升，自发磁化、矫顽力和垂直各向异性都急剧下降。这是因为与体积相比自发磁性值的减小以及居里温度的低温化而引起的，在记录层13的居里温度以下的温度下，辅助记录层14和记录层13的交换结合使之可以保持如足够厚的膜的自发磁化。另一方面，在记录层13的居里温度以上，记录层13不过是失去自发磁化的常规磁性金属，辅助记录层14中强烈地呈现极薄膜磁性膜的特性，自发磁化，矫顽力和垂直各向异性能量都急速下降，所以并不导致转移写入方式的记录过程。这样，辅助记录层14是极薄膜就形成了本发明的双层结构所必须的要点。

(7)关于记录层13的膜厚的实施例

[实施例15]

这里表示的是关于改变记录层13厚度的实施例。

图1的结构中，作为记录层13的材料采用Nd5at％，Dy16at％，TB5at％，Fe59at％，Co15at％的组成，用铸造合金靶，磁控管DC溅射工艺，氩气压159.98688帕斯卡的条件下形成该薄膜，它的居里温度是180℃，显然这种组成单独形成的记录层13在室温下呈现过渡金属副晶格优势的磁特性。

作为辅助记录层14的材料，采用Dy30at％，Fe35at％，Co35at％组成的稀土金属—过渡金属合金，用铸造合金靶在磁控管DC溅射工艺下形成这种膜，溅射氩气压为53.32896帕斯卡，它的居里温度是280℃，显然这种组成单独形成的辅助记录层在室温下呈现稀土金属副晶格优势的磁特性。在补偿温度为130℃时，高于此温度，则呈现过渡金属副晶格优势的磁特性。

第1，第2电介质层12，15都是用Si₃N₄制作，膜厚分别是750和200，反射层16用AlTi合金制成600厚的膜，另外透明基板11使用聚碳酸酯基板。

记录层13的膜厚有三种变化，即120，200和320，在各膜厚下，改变辅助记录层14的膜厚从0到80每隔5制作一种光磁记录载体试验件，对试件的调制磁场的灵敏度进行研究，辅助记录层14的膜厚不是实测值，是预先测定辅助记录层14的形成速度，再计算各厚度所必须的溅射时间来决定膜厚，进行记录的线速为1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。

图19中表示了辅助记录层14的膜厚与CN比的关系，由图可知，记录层13的膜厚不管变成120，200，320哪一种，辅助记录层14的膜厚在20到30之间都能达到特别高的CN比。作为图1所示看作有反射层16的结构，这个范围的记录层13的膜厚是最实用的膜厚。显然，在这个范围内即使记录层13的膜厚变化，辅助记录层14所必须的膜厚也不发生大的变化。

进一步做了改变记录层13厚度的实验，其厚度变化从400到2000，间隔100，这时发现辅助记录层14的膜厚在70以下效果满意，进一步在50以下的膜厚时，可得到更佳的效果。

这样，本发明的双层结构中，记录层13的厚度不产生大的影响，只在形成70以下膜厚的辅助记录层，就能使磁场灵敏度提高。但是，记录层13的膜厚小于80时，磁场灵敏度变化的倾向被认为是即使最佳的辅助记录层14的膜厚，也得不到实用中满意的CN比。所以，本发明的光磁记录载体的记录层13的膜厚最好在80以上。

(8)关于辅助记录层14的其它组成的实施例

[实施例16]

在实施例1，2中采用了DyFeCo作为辅助记录层14，在本实施例中说明把GdFeCo、TBFeCo用于辅助记录层的情况。

图1的构成中，用稀土金属—过渡金属非晶质合金作为记录层13，其组成是Nd6at％，Dy15at％，TB6at％，Fe56at％，Co17at％，用铸造合金靶由磁控管DC溅射工艺，在氩气压253.31256帕斯卡的条件下形成该薄膜，它的居里温度是180℃。显然，这种组成单独形成的记录层13在室温下呈过渡金属副晶格优势的磁特性。

辅助记录层14的材料是组成为Gd25at％，Fe70at％，Co5at％的稀土金属—过渡金属合金。用铸造合金靶，由磁控管DC溅射工艺，在氩气压159.98688帕斯卡的条件下形成该薄膜，它的居里温度是240℃，单独的辅助记录层14在室温下呈现接近补偿组成的磁特性。这个GdFeCo单层的居里温度附近的K-磁滞回线示于图20中，很明显，矫顽力小的居里温度以下，这种薄膜是矩形比保持为1的磁性膜。

作为其它组成，辅助记录层14的材料采用组成为TB30at％，Fe32at％，Co38at％的稀土金属—过渡金属合金，用铸造金属靶由磁控管DC溅射工艺在氩气压159.98688帕斯卡的条件下形成这个薄膜，它的居里温度超过300℃，大约为360℃，显然，这种组成的单层膜在室温下呈稀土金属副晶格优势的磁特性，在超过补偿温度150℃时呈现过渡金属副晶格优势的磁特性。

第1电介质层12，第2电介质层15用Si₃N₄制成分别为750、200厚的膜，反射层16用AlTi合金制成600的膜厚，透明基板11用聚碳酸酯基板。

辅助记录层14的膜厚从0到50改变，间隔10，对这样制成的试件进行对调制磁场灵敏度的研究、辅助记录层14的膜厚不是实测值，是预先测定辅助记录层14的形成速度，针对各种膜厚计算所需的溅射时间来决定。进行记录的线速是1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。

辅助记录层14的膜厚与CN比之间的关系示于图21上，把居里温度为240℃的GdFeCo用作辅助记录层14时，膜厚40，以及居里温度大约360℃的TBFeCo用于辅助记录层14时，膜厚为20，两种情况下磁场灵敏度都提高。用DyFeCo同样制成非常薄的薄膜，也能提高磁场灵敏度。

但是，用GdFeCo、TBFeCo，超过最佳膜厚时，CN比就急剧下降，用GdFeCo作辅助记录层14的场合下，噪声电平显著变大是CN比下降的主要原因，而载波电平并不变化。与引相对应，用TBFeCo作为辅助记录层14时，载波电平也大大下降。这是因为这里所用的TBFeCo的居里温度高达360℃左右，所以辅助记录层14的膜厚变厚时，最佳记录功率变大了。在这个试验中，因为记录功率固定在6.0mW，和最佳记录功率的差变大影响图21的结果。另一方面，记录层14中用GdFeCo时的CN比的降低不是由于记录功率低，而是由于噪声电平高的原因。把这个GdFeCo作成50厚来记录磁区时，虽然未见到记录磁区中出现微磁畴，但是可以见到远远偏离箭头形的不定形的磁区形状。

这样，把GdFeCo用作辅助记录层14时，由于超过最佳膜厚时引起噪声电平显著上升，就更希望用DyFeCo或TBFeCo主为要成分制作辅助记录层14。

(9)关于制造方法的实施例

[实施例17]

下面就本发明的光磁记录载体的制造方法加以说明。

在这个实施例中说明形成辅助记录层14时的溅射气压的影响。

通常使用惰性气体的Ar气作为溅射气体，正离靶的溅射粒子在到达基板途中与溅射气体分子碰撞，而散射。溅射气压高时，溅射粒子的平均自由程短，碰撞次数增加。因此，溅射气体的压力是控制溅射粒子向基板的入射角分布和溅射粒子能量分布的重要因素之一，例如：在溅射粒子向基板射入的角度分布中斜射比直射的比例增大时，自投射效果显著，结果，制出的薄膜富有柱状组织。在形成辅助记录层14的过程中，溅射气压的变化也有可能大大地改变磁场灵敏度。

为了制作图1所示结构，在透明基板11上叠层沉积第1电介质层12，记录层13，辅助记录层14，第2电介质层15和反射层16，从而制作光磁记录载体。

用稀土金属—过渡金属非晶格合金作为记录层13，其组成是Nd5at％，Dy16at％，TB5at％，Fe59at％，Co15at％，用铸造合金靶由磁控管DC溅射工艺在氩气压159.98688帕斯卡的条件下形成该薄膜，它的居里温度是180℃，也用这种组成的单独的记录层13在室温下呈过渡金属副晶格优势的磁特性。

辅助记录层14的材料是在室温下呈稀土金属副晶格优势的磁特性的DyFeCo，用组成为Dy36at％，Fe34at％Co30at％的铸造合金靶，由磁控DC溅射工艺形成薄膜，这时，氩气压按55.995408帕斯卡、199.9836帕斯卡、466.6284帕斯卡、999.918帕斯卡、1266.5628帕斯卡的大小改变，制作试件，氩气压使用B-A型电离真空计来测定，使用这种真空计可能产生10-20％的测定误差。另外，即使测量用一个气压使用不同种类的真空计也会测出很不相同的指示值，所以使用B-A型电离真空计以外的其它真空计时很可能显示不同的压力值。不管怎样，不同氩气压下稍许改变组成，无论哪种组成，其居里温度都处在250℃至280℃。

第1电介质层12和第2电介质层15都是用Si₃N₄，膜厚分别为750和200，反射层16用AlTi合金制成600厚的薄膜，透明基板11用聚碳酸酯基板。

在上述的制造条件下，辅助记录层14的膜厚从0到70变化，间隔5或10，用制作的试验件对这样作的光磁记录载体对调制磁场的灵敏度进行研究，辅助记录层14的膜厚不是实测值，而是预先测定辅助记录层14的形成速度，根据各种膜厚计算溅射形成必需的时间来决定，进行记录的线速是1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。

图22上表示了辅助记录层14的膜厚与CN比的关系，在55.995408帕斯卡和199.9836帕斯卡氩气压下形成辅助记录层14时，辅助记录层14的厚度从10到70之间得到高的CN比。氩气压466.6284帕斯卡到1266.5628帕斯卡下形成辅助记录层14的情况下，虽然CN比稍许有些提高，但是随氩气压的升高CN比的提高率变小了。

进一步使氩气压超过1333.224帕斯卡，进行同样的试验，CN比的提高仅在1dB以下，没有显著的效果。

如上所述，辅助记录层14的形成过程中最好在溅射气体压力在1333.224帕斯卡以下进行，在466.6284帕斯卡的压力以下进行更好。更理想的溅射气压是199.9836帕斯卡以下。在形成辅助记录层14时，溅射气压在低压下，用最佳膜厚得到的磁场灵敏度是优良的，但是，得到优良特性的膜厚的范围很窄。

[实施例18]

该实施例说明记录层13，辅助记录层14形成之后进行热处理的制造方法，热处理的目的是为了防止特性的时效变化。

用本发明的双层结构制造光磁记录载体时，不引起制造后的时效变化是十分重要的。但是，在记录层13和辅助记录层14用稀土金属—过渡金属非晶质合金的情况下，避免由结构松驰造成的磁特性的变化是避免不了的问题，在这里，所谓“结构松驰”是在非晶质合金中，即使在室温下也发生的短距离次序的微小原子位置变化的现象。

图23规范地表示了非晶质合金结构变化的激活能谱，制造后的能量谱111具有能量分布，因此，即使对应于从室温得到100℃的低温也能使结构发生变化。但是，一旦被激活时，对应那个能量的结构松驰的频率逐渐减小下来，接着激活能谱变化为112那样，低能区变为空的状态113。结果，在室温至100℃的低温下的结构松驰在这个温度以上并不进行。

下面说明稀土金属—过渡金属非晶质合金中引起结构松驰时发生什么样的磁特性的变化。从宏观上来看，是引起矫顽力减小，垂直各向异性常数也减小。决定这些性质的是原子的短距离的排列次序，所以，如前所述，矫顽力的减小与实质的磁畴壁能量变大以及“麦兹”磁区面积的扩大有关。这个结果使得磁场调制记录时的记录层中微磁畴的发生倾向产生变化，使影响载波电平的极微小的微磁区难以发生。从辅助记录层14的机能来说，可以说抑止微磁畴的发生使得提高载波电平的效果更加提高了一步。

用实施例1相同的光磁记录载体的组成，结构和制造方法制成的试件在空气中进行热处理，热处理的条件是100℃的温度下保持1-2小时。在线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特的条件下记录时的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系示于图24。

热处理前的辅助记录层14的最佳膜厚的范围是20-30，而在100℃下热处理之后这个范围变到10-20，热处理前辅助记录层14的效果不满意的5-15的膜厚中，热处理后磁场灵敏度显著提高了。但是，即使把热处理时间延长1-2小时，随时间变化差值就极小了。

显然，用本发明的光磁记录载体中的极薄膜的双层结构，如此低温下的热处理带来了主要的变化。从图24中的辅助记录层14为零的结果可知，原来的光磁记录载体即使进行热处理磁场灵敏度也没有大的变化。

对于按照上述条件进行过热处理的光磁记录载体和未进行热处理的本发明的光磁记录载体在80℃的温度和85％的湿度条件下进行了100小时，200小时，500小时和1000小时的加速试验。未进行热处理的光磁记录载体在100小时时发生了磁场灵敏度特性方面的变化，这个变化和图24所示的100℃的热处理产生的特性变化是完全相同的，即：加速试验前的辅助记录层14的最佳膜厚是20-30，加速试验100小时后变成为10-20，而且在加速试验前5-15的辅助记录层14的效果不好的膜厚，加速试验后磁场灵敏度得到显著提高。但是，加速试验时间进一步提高为200小时，500小时和1000小时，与100小时试验的磁场灵敏度相比没有大的变化。

另一方面，进行过热处理的本发明的光磁记录载体，即使进行加速试验，磁场灵敏度也未出现变化。对进行1小时，2小时热处理的实施例的加速试验结果作比较，也看不出什么差别。

因此，进行热处理有可能抑止磁场灵敏度的时效变化。也就是说，如果把不进行热处理得到最优磁场灵敏度的辅助记录层14的膜厚作为DmAx，那么把辅助记录层14形成不足DmAx的厚度之后有可能用热处理的方法使磁场灵敏度优化，而且可以制成不存在磁场灵敏度时效变化的光磁记录载体。改变制造条件、记录层13的组成、辅助记录层14的组成，DmAx在0到70之范围内变化，进行热处理时，形成膜厚为1/8DmAx到2/3DmAx的辅助记录层14，有可能得到优良的磁场灵敏度。

热处理的温度被认为从50℃左右开始是有效的，在50℃下要进行长时间的处理时间，而热处理产生的时效变化不充分，高温下的热处理用短的处理时间就能办到，例如：处理温度80℃要用50小时处理时间，而处理温度为100℃则只在40分钟就可以处理充分。从制造角度来说，希望用尽可能短的时间解决问题，所以最好在尽可能高的温度下进行热处理。但是，在使用聚碳酸酯基板制作透明基板11时，因为聚碳酸酯的软化温度是120℃，所以120℃是热处理的上限温度。这时，在120℃温度下5分钟的热处理就能得到十分满意的效果。

这样，把本发明的光磁记录载体在较低温度下进行热处理可以抑止磁场灵敏度的时效变化，所以对于时效变化而引起的非晶质合金的结构松驰预先由热处理产生了。总之，如前所述，由于非晶质合金的结构变化的激活能谱111具有宽的能量分布，即使十分低的热能也会使结构发生变化，所以热处理后的激活能谱113的低能量区变成了空的状态113。其结果是从室温到大约100℃的低温下的结构松驰抑止了不进行这种处理而产生的时效变化。

[实施例19]

参照图23，没有非晶质合金的结构变化的激活能谱111的低能部分时，可以抑止时效变化，激活能谱111随制造条件及组成而变化，这个实施例中说明把第1电介质层12及记录层13的表面平坦化处理作为制造条件之一的制造方法。

通常，把Si₃N₄，或AlN或AlSiN为基本组成用于在设置记录层13之前形成的第1电介质层12，用溅射法把这种组成的电介质层形成数百厚的膜，众所周知，在其表面生成数十的微细凹凸，在具有这种微细凹凸的电介质层上形成稀土金属—过渡非晶质合金时，微细的凹凸是会影响磁特性。在有数十的微细凹凸的电介质上形成稀土金属—过渡金属非晶质合金时能产生大的矫顽力，在惰性气体等离子区中对具有微小的凹凸的电介质进行干腐蚀时，凹凸的高度变小，即被平坦化了。这样被平坦化的电介质上形成稀土金属—过渡金属非晶质合金时，与未平坦化处理的情况相比矫顽力下降了。本发明人发现不仅随着电介质表面的平坦化变化矫顽力面积扩大了，这对光磁记录载体的磁场灵敏率特性也有影响。

图1结构中作为记录层13的材料用采用组成为Nd5at％，Dy16at％，TB5at％，Fe59at％，Co15at％的稀土金属—过渡金属非晶质合金，用铸造合金靶的磁控管DC溅射工艺在159.98688帕斯卡氩气压下形成该薄膜，其居里温度为180℃，单独的这种组成的记录层13在室温下是过渡金属副金格优势的磁特性。

作为辅助记录层14的材料，用组成为Dy30at％Fe35at％Co35at％的稀土金属—过渡金属合金，由铸造合金靶用磁控管DC溅射工艺在氩气压53.32896帕斯卡、功率100w的条件下形成该膜，其居里温度为280℃，这种组成的单独的辅助记录层14在室温下呈稀土金属副晶格优势的磁特性。

第1电介质层12的材料是AlSiN，溅射条件是Ar60％和N₂40％混合气压226.64808帕斯卡，射入功率RF2500w，作为靶，使用AlSi合金靶。为了使这个表面上的微细凹凸平坦化，如前所述，用RF等离子体干腐蚀法对第1电介质层12再溅射，这时的RF等离子体腐蚀的条件是例如：腐蚀气体是Ar气，压力239.98032帕斯卡，射入功率RF50W。

在透明基板11上形成770厚的第1电介质层12之后，进行20分钟RF等离子体腐蚀的平坦化处理。此后，叠层沉积200的记录层13，辅助记录层14，200的第2电介质层15和600的反射层16。辅助记录层14的厚度从0到50，间隔5制作试件。在记录线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特的条件下进行记录。图25示出了辅助记录层14与CN比的关系，图中也表示出了形成750厚的第1电介质层之后未进行RF等离子体腐蚀处理的试件的磁场灵敏度的结果。

可知，用RF等离子腐蚀进行过基底平坦化处理的结果与未进行平坦化处理的结果相比，用更薄的辅助记录层14可得以同样的效果。也就是说，对应于未进行平坦化处理的光磁记录载体在辅助记录层14膜厚20-30达到特别大的CN比，进行过平坦化处理的光磁记录载体在辅助记录层膜厚为15-25附近达到特别大的CN比。

对这样制成的试件在80℃温度，85％湿度环境中进行100小时，200小时，500小时和1000小时的加速试验。用未进行平坦化处理的第1电介质层12制的试件，在加速试验前的辅助记录层14的最佳膜厚范围是20-30，加速试验100小时之后这个范围变成了10-20，特别是辅助记录层14的膜厚为5-15时，加速试验前效果不好，而试验后磁场灵敏度显著提高。另一方面，进行平坦化处理的试件，在加速试验前的辅助记录层14的最佳膜厚为15-25，而试验100小时之后稍许变化为10-20停住不变了，与平坦化处理的有无没关系，200小时以上的热处理的结果和100小时的热处理的结果基本上是一样的。这样，在对第1电介质层12进行平坦化处理的情况下，辅助记录层14作到15-25厚就可以使磁场灵敏度的时效变化很小。

下面从形成记录层13之后对其表面进行平坦化处理开始说明形成辅助记录层14的制造方法。对电介质层表面的微细凹凸不进行平坦化处理的情况下，形成的记录层13的表面也产生微细的凹凸，把记录层13表面的凹凸平坦化处理之后再形成辅助记录层14的话，辅助记录层14本身的磁特性也能发生变化。

在透明基板11上形成750的第1电介质层12之后，不进行平坦化处理，直接形成210的记录层13，然后对记录层13的表面进行RF等离子体腐蚀处理，这时的等离子体腐蚀处理的条件是，例如：腐蚀气体为Ar，压力为239.98032帕斯卡，射入功率为RF50W。RF等离子体腐蚀处理的时间为5分钟，接着形成0到70的辅助记录层14，间隔5变化，进一步形成200的第2电介质层15和600反射层16，这样制成的试件在线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW和±50奥斯特调制磁场条件下进行记录时的辅助记录层膜厚与CN比的关系示于图26(A)，在图26(A)中还示出了同样的试件在80℃温度，85％湿度环境中进行200小时的加速试验后的磁场灵敏度特性。

加速试验前后的最佳辅助记录层14的膜厚都是15-40，没有变化，这样，在记录层13的表面平坦化处理后形成辅助记录层14时，磁场灵敏度在加速试验前后基本上无变化。也就是说抑止了时效变化。

图26(B)进一步表示出腐蚀时间作到20分钟，其它条件相同制出的试件的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系。这里表示出了三种调制磁场±50、±100、±200奥斯特下进行记录的结果。腐蚀时间从15分钟增加到20分钟，最佳膜厚从25-30移到40-45，对这种试验件作上述同样的加速试验，虽未图示出结果，但特性并未有什么变化。

(10)关于记录层13和辅助记录层14的其它配置方式的实施例

[实施例20]

到此为止的实施例中都是说明主要以图1所示的记录层13形成之后再形成辅助记录层14的结构(以下称为附加结构)，这个实施例中说明如图27所示改变记录层13和辅助记录层14的配置的构成的光磁记录载体。图27(A)表示的是辅助记录层14比记录层13先形成的光磁记录载体(以下称先附加结构)；图27(B)表示的是辅助记录层14夹层设置在记录层13中间的光磁记录载体(下称中附加结构)；图27(C)表示的是把辅助记录层14形成在记录层13两侧的光磁记录载体(下称两侧附加结构)。这个实施例中虽然也用第1，2电介质层12，15和反射层16，但本发明的主体并不限定于这种反射结构。

作为记录层13的材料的组成为Nd5at％，Dy16at％TB5at％Fe59at％，Co15at％的稀土金属—过渡金属合金，用铸造合金靶由磁控管DC溅射工艺在氩气压239.98032帕斯卡、功率300W的条件下形成该薄膜，居里温度是180℃，这种组成的单独的记录层13在室温下呈现过渡金属副晶格优势的磁特性。

作为辅助记录层14的是组成为Dy30at％、Fe35at％，Co35at％的稀土金属—过渡金属合金，用铸造合金靶由磁控管溅射工艺在氩气压53.32896帕斯卡、功率为100W的条件下形成该薄膜。其居里温度是280℃，这种组成的单独的辅助记录层14在室温下呈现稀土金属副晶格优势的磁特性。

为制作图27所示结构的光磁记录载体，首先在透明基板11上形成第1电介质层12，这时的第1电介质层12的材料是AlSiN，溅射条件是溅射气体为60％的氩气和40％氮气的混合压为226.64808帕斯卡，射入的RF功率为2500W，使用AlSi合金靶作为溅射靶，第1电介质层12不进行平坦化处理，其厚度是750。

接着形成磁性层，在先附加结构的情况下，形成辅助记录层14之后再形成记录层13，把记录层13的膜厚作成200，辅助记录层14的膜厚从0到80变化。

中附加结构的情况下，形成记录层13的前半部13A之后形成记录层，再进一步形成后半部13B，记录层13的前半部13A和后半部13B的膜厚都作成100，合起来的记录层13的厚度仍然是200，辅助记录层14的膜厚从0到100变化。

两侧附加结构是形成辅助记录层的前半部14A之后，形成记录层13，再进一步形成辅助记录层的后半部14B。辅助记录层14的前半部14A的膜厚制成15，记录层13的膜厚作成200，辅助记录层的后半部14B的膜厚从0到65改变。辅助记录层14的膜厚不是实测值，是预先测定辅助记录层14形成速度，再根据各个膜厚计算所需的溅射时间来决定膜厚。形成磁性层之后形成第2电介质层15和反射层16，用AlSi形成200厚的膜作为第2电介质层，用AlTi形成600厚的膜作为反射层。

针对如此制成的试验件研究其磁场灵敏度特性。记录时的线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，凋制磁场±50奥斯特，这时的辅助记录层14的膜厚与CN比的关系表示于图28中，图中也表示了图1所示的后附加结构光磁记录载体的结果。两侧附加结构的数据画在图上。其横轴表示的是辅助记录层的后半部14B的膜厚。

由这个结果可知，不管记录层13和辅助记录层14的叠层顺序如何，其构成都有提高磁场灵敏度的效果。但是，磁场灵敏度和辅助记录层膜厚的关系因各个构成而异。比较后附加结构的前附加结构时，表示有相似的变化趋势。无论如何，辅助记录层14的膜厚为15-45时呈现优良的磁场灵敏度特性。特别是在20到35出现极好的特性。

中附加结构与后附加结构相比较时CN比对膜厚的变化很缓慢，用中附加结构，辅助记录层14的膜厚从15到80宽范围内都显示优良的磁灵敏度特性。30-70的范围呈现特别好的特性，特别是辅助记录层14的膜厚在50时，表示最好的特性。把这种中附加结构同后附加结构及先附加结构相比较时，因为载波电平上升的倾斜缓慢，最佳膜厚大约是先、后附加结构的2倍，这时所得到的CN比稍微小一点，即：虽然中附加结构在得到最优良的磁场灵敏度特性的点上劣于后附加结构和先附加结构，但是得到优良磁场灵敏度的膜厚范围宽，所以制造时的宽裕量大。

两侧附加结构表示出与后附加、先附加结构相似的倾向。但是，在该实施例中由于辅助记录层14的前半部14A的膜厚是固定为15，所以在如图28中横轴的膜厚为10时整个辅助记录层14的膜厚变成为25。与那个膜厚时不形成辅助记录层的后半部14B的情况相比只显示出不大的差别的特性。与其说辅助记录层后半部14B的膜厚为20-45的范围中得到优良的磁场灵敏度特性，还不如用加上辅助记录层前半部膜厚15的膜厚表示，在35-60的范围内显示优良的特性。辅助记录层的后半部14B的膜厚在20-45的范围内显示优良的磁场灵敏度特性和后附加结构及先附加结构中显示优良磁场灵敏度特性的膜厚范围大体上是一致的。该实施例表示，该实施例中重要的是所用的记录层13、辅助记录层14的组成的组合中，这个膜厚范围的辅助记录层14要单独形成。

本发明的光磁记录载体的特征是用70以下的极薄膜形成辅助记录层14，但是，为了在这种极薄的膜厚下制造面内连续连接的连续膜，使用单晶基板和被限定的元素的组合并必须在严格控制的理想的环境中形成薄膜。但是，本发明的光磁记录载体的制造中不能在那种限定的条件下形成薄膜。如前所述，在磁性层之前形成的电介质层的表面上存在数十的凹凸起伏，在这样的表面上再形成70以下的极薄的膜厚时，即使形成辅助记录层14，能制成连续膜的可能性也很低。如图29所示在凹凸上面形成的是岛状结构。在结构上辅助记录层的各个小岛171是分离的。但是在磁的方面，辅助记录层的小岛171作为媒介使辅助记录层14与记录层13实现交换结合。总之，可以说磁的方面形成了辅助记录层假想的连续膜172。

这个辅助记录层的假想连续膜172的特性决定了记录时的磁场灵敏度特性。影响磁场灵敏度特性的辅助记录层的假想连续膜172的“组成”介于记录层13的组成和辅助记录层14组成之间，这个中间组成的具体情况随辅助记录层14的膜厚、制造条件、以及与记录层13的配置不同而异。例如：中附加结构中，因为小岛171的上下两侧都接有记录层13，所以与只有一侧连接的后附加结构及先附加结构相比，辅助记录层的假想连续膜172的“组成”记录层13为主的组成。因此，辅助记录层的假想连续膜172的特性比起后附加和先附加结构的情况来说居里温度低、抑止“麦兹”磁区的效果降低，载波电平上升的斜度缓慢。总之，把辅助记录层14作成重稀土金属、Co的摩尔比更大的组成，即使在中附加结构中也能制成载波电平变化显著的光磁记录载体。在两侧附加的结构中呈现优良磁场灵敏度特性的辅助记录层的后半部14B的膜厚范围和后附加及先附加结构的呈现优良磁场灵敏度的膜厚范围大体上是一致的，从这种辅助记录层的假想连续膜172的“组成”观点来看，可以说这种现象是自然的。

下面，对记录层13和辅助记录层14的叠层结构变化的构成的光磁记录载体进行加速试验，来研究磁场灵敏度的时效变化。加速实验的条件是温度80℃，相对湿度90％，试验时间100小时，200小时，500小时和1000小时。结果表明，是附加结构的磁场灵敏度特性的时效变化非常小。中附加结构的磁场灵敏度特性的变化也很小。这一点上，这两种结构优于先附加结构。作为参考，图30表示了先附加结构的场合下，加速试验(100小时)的磁场灵敏度特性，该图的图(A)的记录功率是4.6mW，磁场50奥斯特，图(B)是4.6mW，100奥斯特，图(C)是4.6mW，200奥斯特的情况。

先附加结构不仅时效变化格外地小，而且具有重复记录而造成的结构松驰也小的优点，通常重复记录时，逐渐发生结构松驰，当重复记录超过100万次以上时，这种结构松驰现象就成了大问题。作这种结构松驰的实验时发现先附加结构比其它结果难以发生结构松驰现象。

(11)相对于记录层，降低辅助记录层的密度的实施例

[实施例21]

该实施例中说明关于记录层13和辅助记录层14用同样的组成，而辅助记录层14的密度低于记录层13的密度的结构。溅射时成膜速度慢或者溅射气体压力高都能降低密度。

图1的结构中，基板11用聚碳酸酯基板，第1及第2电介质层12，15用AlSiN，记录层13和辅助记录层14用TBFeCo，反射层16用Al，各层的膜厚分别是：第1电介质层12为750，记录层13为230，辅助记录层14是30，第2电介质层15是250，反射层16是500。

辅助记录层14的成膜速度低于记录层13的成膜速度，这样来准备制作的试件。首先在聚碳酸酯基板11上用AlSi合金靶由反应溅射工艺成膜形成第1电介质层12，接着用TBFeCo合金靶，在Ar气压133.3224帕斯卡，向阴极射入的功率为2.0KW的条件下形成记录层13的膜，这时的成膜速度是1.10/s，然后用同样的TBFeCo靶在氩气压133.3224帕斯卡、阴极射入功率0.5KW的条件下形成辅助记录层14的膜，这时的成膜速度是0.3/s，进一步接着用反应溅射工艺形成第2电介质层15和反射层16的薄膜。

准备试件2时，辅助层14的成膜的氩气压高于记录层13成膜氩气压，即：首先在聚碳酸酯基板11上用SiAl合金的反应溅射工艺形成第1电介质层12的膜，接着用TBFeCo合金靶在氩气压133.3224帕斯卡、阴极射入功率2.0kw的条件下形成记录层13的膜，然后用TBFeCo靶在氩气压1333.224帕斯卡、阴极射入功率2.0kw的条件下形成辅助记录层14的薄膜，进一步用反应溅射工艺形成第2电介质层15和反射层16的膜。

辅助记录层14的成膜速度低于记录层13的成膜速度，而氩气压高于记录层13成膜的氩气压的条件下制作试件(试件3)，即：首先在聚碳酸酯基板11上用SiAl合金靶的反应溅射工艺形成第1电介质层12，接着用TBFeCo靶在氩气压133.3224帕斯卡，阴极注入功率2.0kw的条件下形成记录层13。然后用相同的TBFeCo靶，氩气压5.0帕斯卡、阴极注入功率1.0kw的条件下形成辅助记录层14，进一步用反应溅射工艺形成第2电介质层15和反射层16的膜。

进一步制作试件4，除记录层13的膜厚为260以及没有辅助记录层之外，与其试件的结构空气相同，制作条件也一样。

对于以上所述制造的光磁记录载体的试件，在线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录激光功率4.5mW，调制磁场幅度4.0，6.4，8.0KA/m的条件下进行磁场调制记录，重放激光功率0.7mW，进行重放，比较这时的重放信号的CN比。如表21所示，试件1，2，3的低磁场下的CN比全都比试件4高。试件1-3在6.4KA/m的调制磁场幅度下的CN比存在大体上饱和的区域，由此可知，它们具有适于调制磁场记录的记录特性。

这样，把记录层13和辅助记录层14作成同样的组成，在辅助记录层的密度作得比记录层13低的情况下磁场调制记录时的磁场灵敏度也有提高。而且，作为使辅助记录层14的密度低的条件，最好是下面的(A)或(B)：

(A)成膜速度为记录层13成膜速度的1/20-2/3

(B)成膜时的溅射气体压力是记录层13成膜时的2-20倍。

表21

试   件	4.0KA/m	6.4KA/m	8.0KA/m
				实施例1	48.0dB	51.5dB	51.9dB
实施例2	48.5dB	51.7dB	52.0dB
				实施例3	48.8dB	51.8dB	52.0dB
比较例	43.5dB	47.8dB	49.0dB

(12)辅助记录层中用过渡金属的实施例

[实施例22]

这里说明在辅助记录层14中使用Fe、Co或Ni的实施例。

本实施例中的光磁记录载体的断面结构如图1所示的那种结构，或者没有反射层16。玻璃、聚碳酸酯等都可以用作基板11的材料。记录层13可以由稀土金属—过渡金属合金由溅射工艺形成薄膜，形成记录层13之后把Fe、Co、Ni之中至少一种用溅射工艺成真空蒸涂工艺形成相当70以下膜厚的辅助记录层14的薄膜。此处的相当70以下的意思是，用Fe、Co、Ni至少一种成膜时，测定比70膜厚更厚的膜例如1000的单位时间的成膜厚度，用算出的单位时间的成膜厚度决定成膜时间，来决定膜厚，70以下厚度的薄膜所得到的并不是同样厚度的薄膜，而是岛状结构。由于进一步把电介质层成膜于这种岛状结构之上，所以辅助记录层14就成了两部分组成的膜，一部分是电介质层15直接连在记录层13的部分，另一部分是至少在记录层13和电介质层15之间挟着由Fe，Co，Ni中任意的某一个构成的岛状辅助记录层14的部分。

图3是用Fe薄膜的比电阻的间接测定例表示这种岛状结构与膜厚的依存关系。试件的制作是在石英玻璃基板上用磁控管溅射工艺形成700厚的siAlN电介质膜之后，再用同样的工艺按照图31所示的膜厚相当的时间形成Fe膜，比电阻的测定是用4端网络法在室温下进行。由图31可知，膜厚增大直到30，比电阻都是缓慢地下降，此后急剧下降，直到70以上达到饱和。比电阻未达饱和的膜厚时，Fe膜可以被推定为没形成均一的薄膜。

对上述制成的试件进行磁场调制记录和重放实验，试件上用的基板的材料是聚碳酸酯磁迹间距1.6μm，基板上设置厚1.2mm的导向槽，没有形成预置槽(ブソビツト)。在这个基板11上用SiN作为电介质层12形成600的薄膜，形成200厚的NdDyFeCo作为记录层13，改变Fe的成膜时间形成辅助记录层14的膜，再在其上顺次叠层形成200厚的SiN电介质层和600的AlSi反射层。辅助记录层按照磁控管溅射法和蒸涂法两种方法形成薄膜，其它各层均只用磁控管溅射法成膜。照射激光束的波长定为780nm，记录时的激光束功率为6wm，是固定的，重放时的激光束功率为1mW，光磁盘的转速1800rmp、记录在半径30mm附近进行，其记录线速为5.65m/s，磁场调制磁头悬浮在反射层一侧，平均悬浮量大约7μm。

图32表示了测试结果，图中所示的C/N值(载波对噪声比)是对于辅助记录层的厚度±40奥斯特的磁场调制记录时的重放结果。在这个调制磁场±40奥斯特下，全部试验件的C/N值都不饱和，所以图32中的C/N值对应于磁场灵敏度。另外，使调制磁场增大时，C/N值直到饱和，哪个试件都表示为大约52.5dB。图32中的曲线301是辅助记录层的Fe由直流磁控管溅射工艺形成的结果，曲线302是用物理蒸涂工艺形成的结果。与没有辅助记录层的情况相比较，曲线301，302两种情况下辅助记录层的膜厚在70以下的范围内，磁场灵敏度都有所提高，特别是在膜厚20-30的范围内得到最高的C/N值。

对于辅助记录层14用Co和Ni的情况下作同样的实验，试件的制作方法除辅助记录层只用直流磁控管溅射工艺形成之外，方法与前述的情况相同。

图33表示厚30的辅助记录层分别用Fe，Co，Ni形成的试验件，在±40奥斯特的调制磁场下进行记录时的C/N值，调制磁场用40奥斯特，哪个试件的C/N值都不饱和，所以图33表示了各个试件的磁场灵敏度。图中的虚线401表示不设辅助记录层的试件的CN比，与此相比无论用Fe，Co，Ni哪一种材料，由于设置辅助记录层14，都能使磁场灵敏度提高。

(13)辅助记录层中用非磁性金属的实施例

[实施例23]

这个实施例中图1结构的辅助记录层14的材料采用Pt，Al，Ti或Cr。作为基板11可以使用玻璃、聚碳酸酯等材料，不必一定是透明的。电介质层12，15可以使用SiN，SiAlN。记录层13可以用稀土金属—过渡金属非晶质合金作靶金属的溅射工艺形成膜，形成记录层膜之后，用溅射工艺把Pt、Al、Ti、Cr之中至少一种形成相当于70以下的薄膜形成辅助记录层14。相当于70以下的极薄膜的膜厚不是均一的，而是形成为岛状结构。

如图34所示，这种光磁记录载体制造用的溅射装置的溅射台外壳201中具备为进行磁控管溅射的记录层用靶202和辅助记录层成膜用的靶203，因为辅助记录层是极薄的膜，所以辅助记录层成膜用的靶203的靶面积比记录层用的靶面积小，这样单位时间的溅射成膜膜厚就小。

溅射气体压力与薄膜的微细结构有关，特别是辅助记录层14即使多是30原子层的薄膜，但其微细结构受溅射气压的影响也很大。此处，把溅射气压降低时，由于等离子体密度减少而使溅射元法进行，但是磁控管溅射时，由于向靶表面漏磁场的增大可以使等离子体的密度上升，因为在靶的里面设置的辅助记录层用强磁体环205的自发磁化与记录层用的强磁体环204的自发磁化相同或更强，可以使靶表面的磁力线密度增大。因此，辅助记录层的成膜可能有更宽的气压范围，所以和辅助记录层14的溅射气压有关的微细结构可以受更宽容的控制。

记录层用的溅射台外壳和辅助记录层用的溅射台外壳不一定是同一个，在两个溅射台共用同一外壳时，为使各自的靶射出的粒子不致相互附着于别的靶面上，最好设置一个能覆罩靶的屏敝罩。

图35表示了对于用上述方法制造的光磁记录载体的试验件，研究辅助记录层的膜厚对磁场灵敏度影响的效果的结构。试验件是如下制作的，首先，在具有1.6μm的导向槽的基板11上用266.6448帕斯卡氩气压下的溅射工艺形成厚200的NdDyFeCo膜作为第一电介质层12，使用Pt，Al，Ti或Cr作为辅助记录层14，在266.6448帕斯卡，100W功率下形成膜，再用SiAlN形成膜，作为第2电介质层15，此后形成600厚的Al膜作为反射层16。记录的条件是线速1.4m/s，激光功率4.5mW，磁场调制频率750KHz，占空比50％.，发生磁场±40奥斯特，重放时的激光功率是0.7mW。

[实施例24]

下面研究溅射气压磁场灵敏度的影响，把实施例1中磁场灵敏度最好的Pt形成辅助记录层14的薄膜，辅助记录层14形成薄膜时除溅射气压之外，制作条件以及录放条件与实施例1相同，溅射气压可以按2.0毫乇、39.99672帕斯卡和533.2896帕斯卡三种变化。

实验结果示于图36，图36中表示了±40奥斯特调制磁场下的CN比，曲线701，702，703分别对应于溅射气压39.99672帕斯卡、266.6448帕斯卡和533.2896帕斯卡。39.99672帕斯卡的曲线701中使磁场灵敏度提高的膜厚的范围狭窄，是小于40，533.2896帕斯卡的曲线703虽然磁场灵敏度提高的膜厚范围变宽了，但是没有大的提高。该例中266.6448帕斯卡(曲线702)中，磁场灵敏度提高最大，而且提高磁场灵敏度的膜厚范围也宽。

[实施例25]

此例中所描述的是用含40％比例的Pt的合金作为辅助记录层14的材料。图37表示了在40奥斯特的调磁制磁场下进行记录时C/N与膜厚的依赖关系。曲线802表示的是把记录层的组成中添加Pt40％后的组成用作辅助记录层时的结果，曲线801表示用Pt100％作为辅助记录层的结果。可以看出磁场灵敏度有所提高。用这样的合金作为辅助记录层不使记录层的特性有大的损害，能提高磁场灵敏度。

[实施例26]

把上述的实施例1中用的材料及其它各种各样的材料用于辅助记录层时的磁场灵敏度表示在图38上。辅助记录层14是在氩气压为266.6448帕斯卡的条件下形成的薄膜。这时，导电性的靶是用直流磁控管溅射工艺，其它靶采用高频溅射工艺来形成辅助记录层。图38表示的是调制磁场±40奥斯特下的C/N最大值时的膜厚的C/N值。图38中的SiAlN的例子是在记录层13成膜后再形成SiAlN膜20，之后，一旦溅射停止再形成SiAlN膜。

不管用哪一种材料，都可使磁场灵敏度有所提高。

(14)在辅助记录层中使用含氮合金的实施例。

这里说明在辅助记录层中使用含氮的稀土金属—过渡金属合金的实施例。

[实施例27]

图1的结构中，基板11用聚碳酸酯，电介质层12，15用AlSiN，记录层13用DyTBFeCo，辅助记录层14用与记录层13相同的组成进行氮化后的材料，反射层16用Al。在其上再涂覆一层紫外线硬化树脂作为保护涂层。也可以用此外的其它材料，例如：基板11可以采用玻璃、2P、非晶质聚烯烃等，电介质层12，15可以采用SiN，AlO，SiO，ZrO，AiN等，记录层13可以采用TBFe，DyFe，GdTBFe，GdDyTBFe，TBFeCo，NdDyFeCo，PrDyFeCo等各种稀土金属—过渡金属合金。

按照下述的制造方法制作上述构成的光磁记录载体的试验件。首先，为了清洗聚碳酸酯基板11，在溅射气体Ar气压133.3224帕斯卡、射入功率为50W的条件下对基板11进行20秒钟的RF等离子体腐蚀处理。

然后，用RF磁控管溅射工艺在溅射气体为Ar60％和N₂40％混合气压199.9836帕斯卡，投入功率1kw的条件下在基板11上形成600厚的SiN第1电介质层12，再用DC磁控管溅射工艺，在Ar气压199.9836帕斯卡，投入功率300W的条件下形成具有Nd5.4at％，Dy15.7at％，TB5.1at％，Fe58.5at％，Co15.3at％组成的记录层13，该层的膜厚200-270，间隔10制作各种膜厚的试件。

此后，在溅射气体为Ar60％和N₂40％的混合气压199.9836帕斯卡，投入功率300W的条件下，用稀土金属—过渡金属合金靶作为阴极，保持基板11为放电状态，使记录层13的表面氮化。用2次离子质量分析法(SIMS)作深度定性分析来确定氮化的程度。以下用SIMS法检测的氮层厚来表示氮化的程度。不管什么材料都是把未氮化而残留的记录层的膜厚成200为依据来调整溅射时间。这样，制作出的试验件就在200的厚的记录层13上保持有0-70厚的辅助记录层14，而且形成间隔10的各种膜厚的试件。

再形成200厚的AlSiN层作为第2电介质层15，成膜条件是用RF磁控管溅射工艺，溅射气体是Ar60％和N₂40％，气压199.9836帕斯卡，投入功率1kw。进一步用DC磁控管溅射工艺，溅射气压为Ar气压266.6448帕斯卡，投入功率300w的条件下形成600的Al层作为反射层。之后，涂敷工艺涂复10μm厚的紫外线硬化树脂作为保护层。

对上述方法制成记录载体测定其磁场灵敏度特性。在基板转速1800rpm，记录半径30mm，记录频率3.7MHz，记录激光功率7mW，记录时外加磁场0-30奥斯特的条件下进行记录，而且1mW的激光输出进行重放。

图39中表示了辅助记录层14的膜厚与使CN比饱和的记录磁场强度的关系。由图可知，辅助记录层14的膜厚在10-50的范围内，更好的是在20-40的范围内，磁场灵敏度比没有辅助记录层14的原来类型的载体提高了，在低磁场下CN比饱和。

进一步对形成记录层13之前形成辅助记录层14的情况以及记录层13的两侧形成辅助记录层的情况也进行了同样的实验，都得到了与上述相同的提高磁场灵敏度的效果。

[比较例2]

代替氮化的方法把记录层13氧化而制成辅助记录层14的情况进行实施例27同样的实验。

按与实施例27同样的过程形成记录层13之后，在Ar99％和O₂1％的混合气压199.9836帕斯卡、投入功率300W的条件下，把稀土金属—过渡金属合金靶作为阴极保持基极11处于放电状态，使记录层13氧化，此后的制造过程和实施例27相同。

对这样制造的光磁记录载体测试其磁场灵敏度特性，得到了和实施例27相同的结果。

但是，与氮气不同，因为氧气与稀土金属及过渡金属等反应容易生成氧化物，所以辅助记录层14的膜厚难以控制。而且，因为氧化中要用的氧气压小，所以残留气体中的氧的影响大。进一步，由于只有把氧气导入机壳之内反应才能进行，所以，反应的控制有困难。因此，以100奥斯特为CN比饱和的磁场作为合格标准时的产品合格率在实施例27用氮化的情况下是95％，而用氧化的场合下降低到了40％。

然后，对分别由含氮的稀土金属—过渡金属合金层和含氧的稀土金属—过渡金属合金属形成30厚的辅助记录层14而制成的光磁记录载体进行耐久性实验，而耐久性试验的条件是温度80℃，湿度90％的恒温恒湿条件，用比特差错率测定装置测定比特差错率的时效变化。

其结果示于图40，由实验结果可知，用氮化的光磁记录载体的耐久性优于氧化的光磁记录载体的耐久性。推测其原因，可能是由于含氧的稀土金属过渡金属层的情况下，稀土金属对氧来说是活泼的，氧的扩散使磁特性的劣化程度大，而含氮的情况不仅氮的扩散影响小，而且对记录层还起保护作用。

[实施例28]

用与实施例同样的步骤形成记录层13之后。把这个基板保持在含氮的气氛中，使记录层13的表层氮化形成辅助记录层14。

即：用与实施例27相同的方法形成具有组成为Nd5.4at％，Dy15.7at％，TB5.1at％，Fe58.5at％，Co15.3at％的记录层13，其膜厚200-270，间隔10制作一种试验件。

然后，保持这种基板处于气压为199.9836帕斯卡的Ar60％和N₂40％的混合气氛中，使记录层13的表层氮化，用SIMS来确认进行氮化的程度。不管哪种材料，都是调整保持的时间使未氮化的残留记录层膜厚成为200。这样，便制成了具有被氮化的辅助记录层14的0-70间隔10的各种试件。

此后，用同于实施例27的步骤形成第2电介质层15，反射层16和保护涂层。

对上述制成的光磁记录载体进行磁场灵敏度测试的结果与实施例27所得的结果相同。

在上述制造过程中改变使记录层氮化的气体中的氮分压，来研究氮分压对磁场灵敏度的影响，其结果示于图41中。由图41可知，氮分压在5×10^-6乇以上的情况下，提高了磁场灵敏度。

[实施例29]

用与实施例27相同的步骤形成记录层13之后，把记录层13在含氮的气氛中进行等离体腐蚀，使记录层13氮化。

即：以用于实施例27的步骤形成具有Nd5.4at％，Dy15.7at％，TB5.1at％，Fe58.5at％，Co15.3at％组成的记录层13，其膜厚从200-270，间隔10制成具有各种膜厚的试验件。

然后，在Ar60％，N₂40％的气氛中，在气压为199.9836帕斯卡投入功率50w的条件下，进行RF等离子体腐蚀，把记录层13氮化。用SIMS确认碳化深度，在200的记录层13上被氮化的辅助记录层14膜厚为0-70，间隔10，形成具有不同膜厚的试件。

此后的制造过程与实施例27相同。

对上述这样制作的光磁记录载体进行磁场灵敏度特性的测定，得到与实施例27同样的结果。

进一步，改变为氮化而进行RF等离子体腐蚀时的气体中的氮分压，以研究气体分压对磁场灵敏度的影响，其结果示于图42中。在氮分压为5×10^-6乇以上时，磁场灵敏度提高了。

[实施例30]

用与实施例27同样的步骤，形成记录层13之后，用DC溅射磁控管溅射工艺在记录层13上沉积含氮的辅助记录层14。

即：以用于实施例27的步骤形成具有Nd5.4at％Dy15.7at％，TB5.1at％，Fe58.5at％，Co15.3at％组成的厚为20的记录层13。

然后，用DC磁控管溅射工艺在Ar98％和N₂2％的混合气氛中，以199.9836帕斯卡的气压，投入功率300W的条件下溅射稀土金属—过渡金属合金靶，作成记录层13上的辅助记录层14，含氮的稀土金属—过渡金属合金层从0-70间隔10形成不同的试件。

其后的步骤与实施例27相同。

对如上方法制成的光磁记录载体进行磁场灵敏度测试的结果和实施例27的结果相同。

[实施例31]

用与实施例30相同的DC磁控管溅射工艺形成辅助记录层14，这时气体不含氮，而采用含氮的稀土金属—过渡金属合金靶。

即：形成具有Nd5.4at％，Dy15.7at％，TB5.1at％，Fe58.5at％，Co15.3at％组成的厚为200记录层13之后，用直流磁控管溅射工艺，在199.9836帕斯卡的氩气压，投入300W功率的条件下，对含氮1.5at％的稀土金属—过渡金属合金靶进行溅射。作为辅助记录层14，形成膜厚0-70的含氮稀土—过渡金属合金层，间隔10作成各种试验件。

后续步骤与实施例27相同。

测定上述制作的光磁记录载体试件的磁场灵敏度的结果和实施例27相同。

图43表示出了形成辅助记录层14时使用的靶的含氮量与磁场灵敏度关系的研究结果。在用0.5at％以上的含氮量的靶时，磁场灵敏度提高了。

(15)关于记录层和辅助记录层自发磁化的实施例

在(2)，(6)项中从“麦兹”磁区产生的观点说明了提高磁场灵敏度的原因。也就是说，用容易发生微细“麦兹”磁区的磁性膜，在外加磁场小的情况下，由于“麦兹”磁区作为微磁畴冻结在记录磁区中，所以磁场灵敏度降了下来。因此，增大“麦兹”磁区的磁区面积时，即使外加小的磁场也可能把“麦兹”磁区变成为单磁区，从而提高了磁场灵敏度。

为了增大“麦兹”磁区的磁区面积，就要：

1)减小自发磁化Ms；

2)加大磁畴壁能量σW；或

3)尽可能使磁性层的膜厚作薄。

前面的第(2)(6)项中主要从磁畴壁能量σW的观点说明了“麦兹”磁区的产生，这里想要从上述第1)点的减小自发磁化Ms的观点加以说明。“麦兹”磁区产生的原因是在垂直磁化膜中反磁场能量2πMs²变小，因此，减小Ms时，反磁场能量正比于Ms²而减小，所以，这个效果特别显著。这时，与记录有关的居里温度附近的Ms的大小是很重要的。即：从居里温度到磁畴壁固化温度之间的Ms是重要的。

[实施例32]

如已经说明的那样，在本发明的光磁记录载体上，为记录而被加热的区域中辅助记录层14支配磁区的形成。这里，首先就辅助记录层Ms加以说明。

把70以下的膜厚的辅助记录层14叠层于记录层13上的结构中，磁区形成的温度略高于记录层13的居里温度Tc1，这个温度偏移很小。所以，在Tc1下的辅助记录层14的Ms的大小变得十分重要。

用组成为Nd5at％，Dy16at％，TB5at％，Fe59at％，Co15at％的NdDyTBFeCo薄膜作为记录层13，同时把三种稀土金属—过渡金属合金膜作为辅助记录层14，即：Dy30at％、Fe35at％、Co35at％组成的富RE(REソツチ)-DyFeCo薄膜；Dy17at％、Fe47At％、Co36At％组成的富TM(TMソッチ)-DyFeCo薄膜；以及TB18at％，Fe62at％，Co20at％组成的富TM-TBFeCo薄膜。对各种膜的Ms对温度的依赖关系的研究结果表示在图44上。在Ms的测定时，用振动试件型磁力计(VSM)测试了各种膜形成为400厚度的试验件。

如图44所示，稀土金属的含量、Co的含量不同，使Ms的温度特性变化很大。此处记录层13的居里温度是180℃，在这个温度下辅助记录层14的Ms的大小分别是富RE-DyFeCo为30emu/cc，富TM-DyFeCo为515emu/cc，富TM-TBFeCo为220emu/cc。

下面，把上述组成的记录层13形成200之后，再以富RE-DyFeCo形成25作为辅助记录层14，对这样形成的光磁记录载体，研究其C/N，记录线速1.4m/s，记录频率720KHz，记录功率6.0mW，调制磁场±50奥斯特。测试结果得到51dB的C/N。

形成同样的记录层13之后，再形成20厚的富TM-TBFeCo作为辅助记录层14的光磁记录载体，作同样的试验，得到46dB的C/N。进一步以同样的记录层13形成之后，形成富TM-DyFeCo作为辅助记录层14的光磁记录载体，进行试验时，C/N随辅助记录层14的膜厚的增加而单调地下降。顺便说一下，在没有辅助记录层14的单独记录层13的光磁记录载体得到的C/N是41dB。

从该实验可知，在记录层13的居里温度Tc1附近的辅助记录层14的Ms变大时，提高磁场灵敏度的效果降低。

为了加强这个效果，研究记录层13的居里温度Tc1下的辅助记录层14的Ms的大小与上述条件下记录时的C/N的关系。其结果示于图45上。

这个实验中，作为记录层13的是居里温度Tc1为160℃-230℃，且居里温度和补偿温度Tcomp1之差(Tc1-Tcomp1)在100K以上500K以下的(Gd，TB，Dy)-FeCo，或者在其中再添加MNd，Pr，Sm等轻稀土金属构成的非晶质合金薄膜。此处把Tc1限定在160℃-230℃的范围内是为了进行试验辅助记录层14的Ms对C/N的影响，而在本发明的记录层13并不受此限定。辅助记录层14中采用GdFeCo，TBFeCo以及DyFeCo，辅助记录层14的膜厚为20，25，30，35，40，图45中给出了记录层之前或记录层之后形成辅助记录层的情况之中，得到最高C/N比的情况下的结果。

由图45可知，记录层13居里温度Tc1下的辅助记录层14的Ms小，可得到高的C/N。因为单独一层记录层13时C/N从39到42dB，在记录层13的居里温度Tc1下的辅助记录层14的Ms为400emu/cc以下时，由于辅助记录层14的存在，达到了磁场灵敏度的提高的效果。特别是在250emu/cc以下，可望改善5dB以上。最好是在80emu/cc以下，磁场灵敏度有显著的提高。

因为把辅助记录层14改变为三种组成即：GdFeCo，TBFeCo，DyFeCo，它们的差别很小，所以用这三种合金系或其混合组成系，其重要的因素是Ms对温度的关系，稀土金属的种类只处于第二位的重要位置。

可是，如果辅助记录层14的膜厚偏离最佳膜厚时，不同的合金系的磁场灵敏度特性就有差别了。用GdFeCo作为辅助记录层14时，膜厚如果偏离最佳值而变厚时，噪声电平显著上升。与此相对应，用TBFeCo和DyFeCo的情况下，噪声电平上升得比较缓慢，这个差异是由Ku的差别引起来的。

[实施例33]

记录层13的Ms与温度的依赖关系也很重要，如前所述的那样，这是因为在磁区形成过程中，磁区形成带的低温区对记录层的磁特性起主导作用，居里温度Tc1和补偿温度Tcomp1之差(Tc1-Tcomp1)适于用作表征Ms温度依存性的因数。由图44也可知，(Tc1-Tcomp1)大，在Tc1附近的记录层13的Ms就大。

图45中表示的结果的实验中用(Tc1-Tcomp1)为100K以上至500K以下的记录层13，在这个范围内，由于辅助记录层14叠层设置于记录层13上，所以提高磁场灵敏度的效果显著。但是，很明显随着(Tc1-Tcomp1)变小，C/N下降，就达不到形成辅助记录层的满意的效果，特别是在50emu/cc以下，即使形成辅助记录层，磁场灵敏度也全都没有提高。

这是因为(Tc1-Tcomp1)过小时，Tc1附近的记录层13的Ms变得很小，没有起到磁区形成带中的记录层即形成如实反映温度分布的尖锐记录磁区的作用。实际上，用(Tc1-Tcomp1)过小的记录层13时，观察到的记录磁区的后端部不是尖锐的形状，而是带园角的不规则形状的记录磁区。

当记录层13的Ms过小时，由外磁场作用形成了反转磁化核，导致使磁畴壁移动的驱动力过小，磁区形状中磁畴壁能量成了支配的驱动力。结果，形成了使磁畴壁能量最小的记录磁区，使得容易受磁性膜局部不均匀性的影响。C/N就显著降了下来。

另一方面，居里温度附近的记录层13的Ms过大的情况下，原磁场能量变得比垂直各向异性能量Ku过于大，所以即使形成辅助记录层14也不能抑止记录磁区中的“麦兹”磁区的发生，记录磁区边界的磁场搅乱的结果使得磁场灵敏度下降，同时C/N值也降低。所以，(Tc1-Tcomp1)达到500K以上时，即使调整辅助记录层的组成，也很难得到实用的光磁记录载体。

如果根据实验结果，记录层13的(Tc1-Tcomp1)的最佳范围是300K至200K。

Claims (44)

1、一种光磁记录载体，具有居里温度为Tc1的记录层，还具有叠层沉积在所述记录层上的辅助记录层，所述辅助记录层的居里温度Tc2满足Tc2＞Tc1，并且所述辅助记录层的膜厚在70埃()以下，所述记录层及辅助记录层由过渡金属-稀土金属组成，其特征在于所述辅助记录层的矩形比为0.3以上。

2、一种充磁记录载体，具有居里温度为Tc1的记录层，还具有叠层沉积在所述记录层上的辅助记录层，所述辅助记录层的居里温度Tc2满足Tc2＞Tc1，并且所述辅助记录层的膜厚在70埃()以下，所述记录层及辅助记录层由过渡金属-稀土金属组成，其特征在于，所述辅助记录层至少包含Fe、Co和Tb或Dy。

3、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于Tc2-Tc1＞10K。

4、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于Tc2-Tc1＞30K。

5、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于所述辅助记录层叠层沉积接于所述记录层光照侧的远侧的面上。

6、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于，所述辅助记录层叠层沉积接于所述记录层光照侧的近侧的面上。

7、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于所述记录层叠层沉积在所述辅助记录层两侧的面上。

8、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于所述辅助记录层叠层沉积在所述记录层的两侧的面上。

9、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于处于Tc1的记录层的所述辅助记录层的矩形比为0.7以上。

10、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于处于Tc1的记录层的所述辅助记录层的矩形比为0.95以上。

11、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于所述辅助记录层的材料是过渡金属—稀土金属非晶质合金。

12、根据权利要求11的记录载体，其特征在于所述辅助记录层含有稀土金属的比率为15at％以上至50at％以下。

13、根据权利要求11的记录载体，其特征在于所述辅助记录层含有稀土金属的比率为18at％以上至45at％以下。

14、根据权利要求11的记录载体，其特征在于所述辅助记录层含有稀土金属的比率为23at％以上至45at％以下。

15、根据权利要求11的记录载体，其特征在于所述辅助记录层的过渡金属至少含有Fe和Co；稀土金属至少含有Gd，Tb，Dy的任一种或两种以上。

16、根据权利要求15的记录载体，其特征在于所述辅助记录层中Gd所占摩尔比率比所述记录层中的大，或/和，稀土金属中Tb所占的摩尔比率比所述记录层的大。

17、根据权利要求15或16的记录载体，其特征在于所述的辅助记录层的稀土金属和过渡金属的总和中稀土金属所占的摩尔比率比所述记录层的大，或/和，过渡金属中Co占的摩尔比率比所述记录层的大。

18、根据权利要求11的记录载体，其特征在于作为过渡金属至少含有Fe和Co；并且用为稀土金属至少含有Gd，Tb，Dy重稀土金属之任一种或两种以上；以及还含有Sm，Nd，Pr轻稀土金属任一种或两种以上。

19、根据权利要求18的记录载体，其特征在于所述辅助记录层的稀土金属中轻稀土金属所占的摩尔比率比所述记录层的小。

20、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于所述记录载体层的膜厚是80以上。

21、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于处于Tc1的记录层的辅助记录层的自发磁化Ms为400emu/cc以下。

22、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于处于Tc1的记录层的辅助记录层的自发磁化Ms为250emu/cc以下。

23、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于：处于Tc1的记录层的辅助记录层的自发磁化ms为80emu/cc以下。

24、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于所述记录层的居里温度Tc1和补偿温度Tcomp1之差Tc1-Tcomp1为50K以上至500K以下。

25、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于所述记录层的居里温度Tc1和补偿温度Tcomp1之差Tc1-Tcomp1为300K至200K之间。

26、根据权利要求1或2的记录载体，其特征在于选择所述记录层和所述辅助记录层的磁特性使之在记录时形成的磁区形成带的高温区中所述的辅助记录层起支配作用，而所述的磁区形成带的低温区中所述记录层起支配作用。

27、一种光磁记录载体的制造方法，由下述步骤组成：

形成居里温度为Tc1的由过渡金属-稀土金属组成的记录层；

叠层沉积在所述记录层上形成具有比Tc1高的居里温度Tc2的由过渡金属-稀土金属组成的辅助记录层；

所述辅助记录层的形成步骤被调整得使所述辅助记录层的膜厚在大约70以下；

使所述辅助记录层的矩形比为0.3以上。

28.根据权利要求27的制造方法，其特征在于，

所述过渡金属至少包含Fe、Co；所述稀土金属至少包含Tb或Dy。

29、如权利要求27所示的制造方法，其特征在于，所述叠层辅助记录层的步骤可由惰性气体磁控管溅射工艺在所述记录层上叠层形成至少含有Pt，Al，Ti及Cr之一种的辅助记录层，形成所述辅助记录层时的溅射气体压力为39.99672帕斯卡以上至533.2896帕斯卡以下。

30、根据权利要求27或28的制造方法，其特征在于所述辅助记录层的形成采用溅射方法，溅射气压为1333.224帕斯卡以下。

31、根据权利要求27或28的制造方法，其特征在于所述辅助记录层的形成采用溅射方法，溅射气压为466.6284帕斯卡以下。

32、根据权利要求27或28的制造方法，其特征在于所述辅助记录层的形成采用溅射方法，溅射气压为199.9836帕斯卡以下。

33、根据权利要求27或28的制造方法，其特征是所述记录层和辅助记录层形成之后，还具有在50℃温度以下进行加热处理的步骤。

34、根据权利要求33的制造方法，其特征在于在低于所述基板变形或变质的温度范围内进行加热处理。

35、根据权利要求33的制造方法，其特征在于调整所述辅助记录层的形成步骤，使所述辅助记录层的膜厚为所述加热处理前产生提高磁场灵敏度的所述辅助记录层膜厚的1/8-2/3。

36、根据权利要求27或28的制造方法，其特征在于，具有把形成的所述记录层的表面进行平坦化处理的步骤，所述的辅助记录层形成在平坦化处理过的记录层表面上。

37、根据权利要求36的制造方法，其特征在于所述记录层表面的平坦化处理是用惰性气体等离子体的干腐蚀进行的。

38、根据权利要求27或28的制造方法，其特征在于基板上形成所述记录层之后，在所述记录层上形成辅助记录层。

39、根据权利要求27或28的制造方法，其特征在于在基板上形成所述辅助记录层之后，在所述的辅助记录层上形成所述记录层。

40、根据权利要求27或28的制造方法，其特征在于在基板上形成所述记录层的一部分之后，在所述记录层的一部分上形成所述辅助记录层，然后再在所述辅助记录层上形成记录层的另一部分。

41、根据权利要求27或28的制造方法，其特征在于形成所述辅助记录层的一部分之后，在所述辅助记录层的一部分上形成所述记录层，然后再在所述记录层形成所述辅助记录层的另一部分。

42、一种光磁记录载体，具有由稀土金属—过渡金属合金构成的记录层，还具有叠层沉积于所述记录层上的辅助记录层，其膜厚为70以下，其特征在于所述辅助记录层至少含有Fe和Co之一，所述辅助记录层的矩形比为0.3以上。

43、一种光磁记录载体，具有由稀金属—过渡金属合金构成的记录层，还具有层积在所述记录层上的辅助记录层，所述辅助记录层的膜厚大体在70以下，其特征在于所述辅助记录层至少含有Pt，Al，Ti及Cr之一种，所述辅助记录层的矩形比为0.3以上。

44、光磁记录载体的制造装置，其特征在于包括：为用磁控管溅射工艺形成稀土金属—过渡金属合金构成的记录层的第1靶；和为用磁控管溅射工艺形成大约70以下膜厚的辅助记录层的第2靶，还进一步包括向所述第一靶提供磁力线的第一强磁体物质；和向所述第二靶提供磁力线的第二强磁体物质，其中第二强磁体物质的自发磁化强度大于第一强磁体物质的自发磁化强度，使第1靶表面的最大磁力线密度低于所述第2靶的表面的最大磁力线密度。

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