CN1260899A - 用于磁记录介质的含锰层 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种在衬底和磁性层之间加入含Mn层以提供具有提高的矫顽力和低噪音的介质的磁记录介质。含Mn层可被装在旋转、传送或静态记录介质中以与用来读出和记录磁性数据的磁换能头一起操作,也可用于其他应用中。本发明的磁记录介质优选包括Co或Co合金膜磁性记录层和优选由配置在衬底和磁性层之间以促进磁性层中外延晶体结构的VMn,TiMn,MnZn,CrMnMo,CrMnW,CrMnV和CrMnTi最优选是CrMn合金构成的含Mn层。介质还包括籽晶层优选是用于纵向介质的多晶MgO、底层和中间层。底层和中间层由配置在籽晶层和磁性层之间的具有A2结构或B2有序排列晶体结构的材料构成。具有A2结构的材料优选为Cr或Cr合金,如CrV、CrMo、CrW和CrTi。具有与Cr基本上相比拟的晶格常数的B2有序排列结构的材料如优选从NiAl、AlCo、FeAl、FeTi、CoFe、CoTi、CoHf、CoZr、NiTi、CuBe、CuZn、AlMn、AlRe、AgMg和Al2FeMn2组成的一组中选出的那些,最优选是FeAl或NiAl。

Description

用于磁记录介质的含锰层
这里的工作是在能源部合同No.DE-FG02-90ER45423的部分支持下进行的。美国政府对本发明拥有某些权利。
本发明一般涉及磁记录介质和包含该介质的装置，并且尤其涉及在磁记录介质的形成中与钴或钴合金基磁性层一起使用的含锰(Mn)层。
曾经有一种对高存储容量、低噪音和低成本的磁记录介质日益增长的需求。为满足这种需求，已经开发了具有提高的记录密度和从本质上来提高存储容量的更精细的晶粒结构的同时降低记录介质的相关的噪音的记录介质。但是，在过去二十年的记录密度的快速增长，加上个人计算机的迅猛增加仪使得对更高存储容量的具有低噪音和成本的记录介质的需求更加迫切。
磁盘和磁盘驱动器通常提供对大量存储信息的快速访问。可使用柔性盘(软盘)和硬性盘(硬盘)。数据以磁位的形式存储在盘上分段的圆形磁道中。磁盘驱动器典型地使用一个或多个在中心轴旋转的盘片。磁头或滑动器在盘表面定位以访问或增加存储信息。用于磁盘驱动器的磁头被安装在移动臂上，其非常靠近磁盘的方式在各个磁道和分段上承载着磁头以。
典型的薄膜磁盘的结构是多层的并包括在基底上被底层覆盖的衬底，磁性层和可选择地包括的在顶部的盖层。盖层可涂覆保护膜和有机润滑剂。
磁性层是主要部分，其上记录磁位。由钴或钴基合金构成的具有沉积在非磁性衬底上的铬或铬合金的底层的记录介质已经成为一种工业标准。
磁性能，如矫顽力(Hc)、剩磁化(Mr)和矫顽力方形度(s*)是对Co合金薄膜记录性能最关键的。对于固定成分而言磁性能基本上取决于膜的微观结构。对于纵向磁记录介质薄膜而言，所需的Co和Co合金的晶体结构或织构是单轴晶体各向异性的并且易磁化轴主要在膜的平面内(即平面内的)沿c轴方向的六方密堆(HCP)结构。通常，平面内c轴晶体学织构越好，用来纵向记录的Co合金薄膜的矫顽力越高。获得高的剩磁就要求高的矫顽力。同样，对于垂直磁记录介质，所需的Co合金的晶体结构是单轴晶体各向异性的并且晶轴c轴是垂直于膜平面的HCP结构。对于非常小的晶粒尺寸，矫顽力随晶粒尺寸的增加而增加。但是大的晶粒尺寸导致大的噪音。这里需要获得高矫顽力而不提高与大晶粒相关的噪音。为实现低噪音磁介质，Co合金薄膜应具有均匀的带晶界的小晶粒，晶界可磁性隔离相邻的晶粒。这种微观结构和晶体织构通常通过在衬底表面刻槽、通过改变Co合金的成分或通过正确利用底层由人工沉积过程来获得。
由于各种原因相对于纯Co的Co基合金通常用在纵向和垂直记录磁介质中。例如，诸如Cr的非磁性元件通常被整块掺入到磁膜中以降低磁化。在垂直介质中这尤其重要，这里与合金的磁矩相关的退磁能必须小于磁晶各向异性能以使磁化被取向垂直于介质膜面。同样的技术在纵向磁介质中使用以降低磁通传递退磁能，导致更短的磁通传递长度并且因此得到高记录密度。但是，更重要的是，非磁性元件被引入Co合金以限制Co晶粒之间的磁性交换耦合。人们相信如Cr，Ta，P，B或Si元素在膜生长期间从磁性晶粒主体中向晶粒边界的择优扩散有助于通过减少晶粒之间的磁交换耦合来隔开各个晶粒。这然后将导致明显降低的介质噪声。例如，Deng等发现少量Ta添加到CoCr合金中导致提高的向晶界的Cr扩散。参见IEEE Transactions onMagnetics V.29，No.5,1993.9，pp3676-3678，YoupingDeng，DavidN.Lambeth和David e.Laughlin的“偏压溅射CoCrTa/Cr膜的结构特性”一文。
底层会强烈影响晶体学取向、晶粒尺寸和这里讨论的Co合金晶界上的化学偏析。在文献中报道的底层包括Cr，和带有添加合金元素X(X＝C，Mg，Al，Si，Ti，V，Co，Ni，Cu，Zr，Nb，Mo，La，Ce，Nd，Gd，Tb，Dy，Er，Ta和W)的Cr合金，Ti，W，Mo，NiP和B2有序排列晶格结构如NiAl和FeAl。尽管这里表现为大量可利用的底层材料，实际上，仅非常少的几个能满足工业的需要。在这些中，最常用的并且也是最成功的底层是纯Cr。
对于高密度纵向记录，平面内取向从而通过体心立方(BCC)的Cr底层上HCP Co合金薄膜的晶粒对晶粒的外延生长而得到。多晶Co基合金薄膜以其c轴，[0002]轴平行于膜面来沉积，或者以膜面内c轴的大部分平行于膜面来沉积。Journal of Applied Physics 68(9)p.4734(1990)的K.Hono，B.Wong和D.E.Laughlin的“Co/Cr双层磁薄膜的晶体结构”已经表明BCC铬底层促进沉积在这些底层上的HCPCo合金薄膜的晶粒对晶粒的外延生长。带来[0002]Co轴向下靠近膜面的Cr和Co之间的异质外延关系为(002)Cr//(110)Co，(110)Cr//(101)Co，(110)Cr//(100)Co和(112)Cr//(100)Co。不同的Co/Cr外延关系在不同的沉积过程中占优。为获得促进HCP结构形成的良好的BCC结构，Cr底层应厚于50埃。
同样，为获得垂直高记录密度介质，Co的c轴相对于膜面的垂直取向通常通过HCP Co合金薄膜向(0002)晶体织构的取向HCP底层或(111)晶体织构的面心立方(FCC)晶体底层的晶粒对晶粒的外延生长来获得。Ti和Ti90Cr10at％通常被引证为实现该目的的最好的籽晶层，如Pt，CoO/Pt底层和非磁性CoCr35at％已经被用来引入这种结构。参看“用于高密度记录的高分辨率低噪声单层垂直记录介质的发展”，IEEE Trans.Magn.Vol.33，no.1，p.996-1001(1997.1)；“用于纵向记录的CoCrPt/Cr膜和垂直记录CoCr/Ti膜的成分分离”IEEETrans.Magn.Vol.27，No.6，Part2，p.4718-4720(1991)；“用溅射方法在Pt上制备的CoCrTa垂直膜的性能”，J.MMM，Vol.155，no.1-3，pp.206-208(1996)；IEEE Trans.Magn.Vol.32，no.5，pp.3840-3842(1996.9)；IEEE Trans.Magn.Vol.30，no.6，pp.4020-4022(1994.11)；和“用于高密度记录的高分辨率低噪声单层垂直记录介质的发展”，IEEE Trans.Magn.Vol.33，no.2，p.996-1001(1997.1).
美国专利No.4,652,499揭示通过向Cr中添加钒(V)提高纵向记录介质的底层以改变其晶格常数从而促进HCPCo合金，如CoPt或CoPtCr与BCC CrV底层之间的更好的晶格匹配。另外，序列号为No.08/315,096的美国申请在这里引为参考，公开了一组新的底层，包括具有B2有序排列晶格结构的材料，如NiAl和FeAl。
发现当把中间层装在底层和磁性层之间时磁性层的结构增加些改进。而且，籽晶层可装在底层和衬底之间以提供对底层结构的附加控制来防止底层被衬底沾污物所污染。籽晶层、底层和中间层这里合起来称为底层结构。另外，与Cr内层分离或不分离的多层磁性层有时被用来产生最终形成的膜的磁性能的变化。磁性层和中间内层这里合起来称为磁性层结构。
多层底层和磁性层结构的应用可提供一种对晶粒尺寸、随后的层的晶粒向晶粒的外延生长以及磁性层的表面粗糙度的增强的控制。但是，附加层的使用也提高整个成本和制造过程的复杂性。
为轻易、小型和更好性能及更低成本的带有更大存储密度的计算机的需要要求更高密度的记录介质来用在硬盘驱动器、其它磁存储装置和其它应用中。本发明的目的是为了满足对具有高矫顽力和低噪音的磁记录介质的需要。
本发明是涉及衬底和磁性层之间或与磁性层接触的含Mn层的应用以提供具有增加的矫顽力和降低的介质噪音的磁记录介质。含Mn层可装在底层结构中，磁性层结构中，或盖层以提供给具有更高矫顽力和更低介质噪音的记录介质。记录介质可被装在旋转、转换、或静态存储装置中以与磁性换能头结合使用于磁性数据的记录和读出，同时也可采用在其他应用中。
本发明的磁记录介质优选地包括Co或Co合金磁性层，和配置在衬底和磁性层之间的从Mn，VMn，TiMn，MnZn，CrMnMo，CrMnW，CrMnV或CrMnTi形成的并且最好是CrMn的含Mn层。Co或Co合金磁性层具有HCP结构并以其c轴，易磁化轴(易于磁化的方向)，基本平行于纵向记录介质的磁性层面，并且对于垂直介质基本上垂直于磁性层面的方式来沉积。
介质进一步包括在底层结构中的附加层，如籽晶层，底层和中间层。多晶MnO是优选的用于纵向介质的籽晶层。除含Mn层之外应用的底层和/或中间层通常包括配置在籽晶层和磁性层之间的具有A2结构或B2有序排列晶体结构的材料。具有A2结构的材料优选为Cr或Cr合金，如CrV，CrMo，CrW或CrTi。具有基本与Cr可比拟的晶格常数的B2有序排列结构的材料，如优选从由NiAl，AlCo，FeAl，FeTi，CoFe，CoTi，CoHf，CoZr，NiTi，CuBe，CuZn，AlMn，AlRe，AgMg和Al2FeMn2组成的一组中选择的那些，最优选的是FeAl和NiAl。中间含Mn层优选配置在底层和磁性层之间。另外，底层可形成多层，其中每层是前述材料的不同的一层。
一层以上的磁性层可装在介质中，并且它可包括一个或多个配置在磁性层之间的内层。内层典型地大约10到40埃厚并由Cr组成，但也可是本发明的含Mn层。
磁性层可由盖层覆盖，盖层继而被保护层覆盖。有机润滑剂优选地被添加到保扩层上以减少介质的摩擦磨损。盖层可由Mn或含Mn合金构成。
相应因此，本发明提供磁记录介质和装入具有高矫顽力和低噪音的记录介质的数据存储装置以用在硬盘驱动器和其它应用中。这些和其它的优点从下面详细描述中更明显。
本发明的优点通过参考附图可得到更好的理解，其中：
图1(a)-(c)是本发明的薄膜磁盘的多层结构的几个实施例的简图；
图2a表示Cr-Mn平衡相图；
图2b表示V-Mn平衡相图；
图2c表示Mo-Mn平衡相图；
图2d表示Ti-Mn平衡相图；
图2e表示Co-Mn平衡相图；
图3表示氧化硅衬底上4微米厚CrMn膜用Cu Kα。x射线作的x射线衍射扫描图；
图4表示在CrMn上40nm厚CoCrPt膜和未加热的光滑玻璃衬底上各种厚度的Cr底层的平面内矫顽力；
图5表示在CrMn上40nm厚CoCrPt膜和在250℃预热的光滑玻璃衬底上各种厚度的Cr底层的面内矫顽力；
图6表示在250℃预热的光滑玻璃衬底上的各种厚度的Cr底层上40nm厚CoCrPt膜x射线衍射谱；
图7表示在250℃预热的光滑玻璃衬底上的各种厚度的CrMn底层上40nm厚CoCrPt膜x射线衍射谱；
图8表示在未加热的光滑玻璃衬底上制备的MgO籽晶层上CoCrPt(40nm)/CrMn(100nm)膜的x射线衍射；
图9表示在250℃预热的光滑玻璃衬底上沉积的100nm厚Cr膜的TEM明场像；
图10表示在250℃预热的光滑玻璃衬底上沉积的100nm厚CrMn膜的TEM明场像；
图11表示在衬底被预热到250℃的光滑玻璃衬底上20nmCrMn和Cr底层上各种厚度CoCrTa膜的平面矫顽力；
图12表示在衬底被预热到250℃的光滑玻璃衬底上各种厚度CrMn和Cr底层上15nm厚的CoCrTa膜的平面矫顽力；
图13表示各种厚度的Cr和CrMn-11(Mnllat％)底层上40nm厚的CoCrPt膜的平面矫顽力。
本发明的记录介质可体现在旋转、转换或静态数据存储装置中，如装在磁盘驱动器(未示出)中的硬盘。典型地磁盘驱动器包括支撑在用来在磁盘表面上方移动磁头的悬架组件中的移动臂上的磁换能头或滑块。换能头相对于磁盘表面在正常操作期间被维持在很近间隔的平行关系的状态中。磁头和磁盘间的典型的距离是10微米。参看Mee，C.D.和Daniel，E.D.磁记录，Vol.I-III(McGraw-Hill1987年出版)；F.Jorgenson，磁记录完全手册，Chapter16(1988年第3版)，及美国专利No.5,062,021，其公开的相关内容这里引为参考。本发明的磁记录介质也被用于柔性磁盘、软盘或应用已知柔性衬底的磁带。
参考图1(a)，本发明的磁记录介质10由衬底12、含Mn层14和磁性层16组成。另外，如图1(b)所示，籽晶层18可配置在衬底12上，然后是底层20。中间层22也可配置在含Mn层14和磁性层16之间。磁性层16可利用后面紧接涂覆层26的无机润滑剂28的盖层24来覆盖。在另一实施例中，如图1(c)所示，有第一和第二磁性层16’和16”，具有一个或多个配置在第一磁性层16’和第二磁性层16”之间的内层30。
在优选的实施例中，含Mn层14具有零磁矩并且与Co或Co合金磁性层16接触。但是，应该可以理解含Mn层可包括在介质10中作为籽晶层、底层、内层或盖层，而不仅仅是作为中间层的使用，或者代替这一用途。当与在含Mn层14和磁性层16装入中间层22的实施例相反而是使含Mn层14和磁性层16互相接触时，在这样得到的介质10中可获得更高的矫顽力。
有效数量的Mn被用来产生足够厚的含Mn层以在磁性层16中产生外延晶体结构并提供导致磁性介质10具有所需要的磁性能的足够数量的Mn扩散到磁性层16的晶界。例如，需要磁矫顽力超过在含Mn层不存在时产生的矫顽力，或者与先有技术中的矫顽力相当或超出。
在当前实施例中，使用CrMn合金作为含Mn层，可在CrMn层优选为至少3nm，最优选大于10nm时获得所要求的磁性能。本领域技术人员将理解，基于这里提供的引导，薄于3nm的含Mn层在产生所需的磁性能时也是有效的。但是，增加到磁性介质结构中的Mn有最小的有效量值，在此值以下将观察不到加强的磁性能。
在室温溅射沉积含Mn层产生具有与使用Cr层代替含Mn层的磁性介质相当的磁性能的磁性介质。甚至是在室温过程中使用CrMn代替纯Cr的动机是Mn比Cr要便宜。因为大部分的Cr靶是用粉末冶金方法制得的，粉末固结而成的CrMn靶将比Cr靶便宜。
在优选的实施例中，含Mn层14和磁性层16被溅射沉积在已经被预热到一升高的温度如250℃的衬底12。结果得到的包含含Mn层14的介质10比在没有预热衬底12产生的介质10具有更高的矫顽力。期望选择的用于沉积磁性层16的升高的温度是沉积速率的函数并且还期望加热可在磁性层16生成期间或之后进行。例如，商业应用的沉积速率本质上是高的，因此有必要提高温度到250℃以上以得到在低沉积速率下观察到的提高的磁性能。
随沉积温度的升高矫顽力的提高可能源起于Mn在CrMn/磁性层界面的扩散提高。用适当的处理时间和温度，材料的优选扩散是到晶界而非不是晶粒主体，参看David A.Porter和KennethE.Easterling的“金属和合金中的相变”，出版商：Van NostrandReinhold公司，98-102页；和“物理冶金，第一部分”，由R.W.Cahn和P.Haasen编辑，出版商：North-Holland Physics Publishing。其它合金元素的层间扩散在Y.c.Feng，D.E.Laughlin和D.N.Lambeth的“Co/Cr薄膜中的互扩散和晶粒隔离”中进一步描述，IEEETransactions on Magnetics V.30，No.6，(1994.11)，这里其被加入作为参考。本领域技术人员可以理解含Mn层的温度和Co合金层被配置在介质10上的温度可改变来产生具有一磁性能范围的介质。实际上，如上面引证的Feng的参引中所讨论的那样，本领域非技术人员将理解热后处理如慢退火或快速加热退火(RTA)，可被用来促进Mn从含Mn层向Co合金磁性层的晶界扩散。
本发明的固溶体Mn合金优选地是VMn，TiMn，MnZn，CrMnMo，CrMnW，CrMnV或CrMnTi，并且最优选是Mn溶解在Cr中的置换固溶体CrMn合金。如图2(a)所示，大块Cr可溶解大量Mn以形成置换固溶体。基于图2a估计室温时Mn在Cr中的溶解度超过25at％。优选地，对于使用当前的制备介质的优选方法所产生的成分，CrMn合金包含至少10at％Mn，并且更优选至少20at％Mn。用于图22-2e所示的二元合金的包含若干特定相变温度的明确引用的相图可发现在“二元相图”，第2暨更新版，ASM International(1996)，其主要部分在这里被加入进来作为参考。
因为Mn的原子体积(0.01224nm3/每个原子)仅稍大于Cr的(0.01200nm3/每个原子)，Cr的晶格常数即使在25at％Mn的CrMn合金中实际保持不变.这不同于其它Cr合金，如CrV，在Crv中增加到Cr的V改变Cr层的晶格常数以更好地与磁性层的晶格常数匹配.
以相似的方式，图2b表示放到带有V的固溶体中的Mn的物质量.同样，V和Mn的量与Cr结合.由于V的原子晶格尺寸大于Cr的，可用来调整固溶体原子间距来晶格匹配并诱导Co合金的外延生长。
类似地，图2c表示Mn可被放到Mo的置换固溶体中的限量。尽管Mo的原子晶格间距(3.14埃)与Cr(2.88埃)相比要大，有限量的Mo可被放入CrMn固溶体以形成CrMnMo合金。
图2d表示TiMn相图。在升高的温度，Mn的物质量可被放入β-Ti(bcc)固溶体，作为中间层的这种晶格结构的形成即使是在低温下在选择来促进磁性层的外延生长的底层上外延生长时也是有利的。同样，有限数量的Ti可被放入CrMn来调整固溶体的原子晶格间距。
含Mn层通过提供用于磁性层外延生长的样板或通过扩展底层形成的样板来提供磁性层的外延生长。在优选的实施例中，为磁性Co合金提供外延生长的样板的并提供向Co合金磁性层的晶界提供扩散Mn源的固溶体Mn合金被用作含Mn层14。本领域技术人员将理解在含Mn层中使用的Mn的最佳百分比部分地取决于用来制备含Mn层的包括温度和沉积速率的方法。
当含Mn层被用作中间层时，底层或多个底层可以包含Mn或不包含Mn。如果底层被选择来给磁性层的外延晶体生长提供样板，对于含Mn中间层仅需要扩展用于底层所形成的磁性层的外延生长的样板。
在优选的实施例中，衬底12由非磁性材料构成，如玻璃、硅或涂有NiP的铝合金。可使用另一种硬盘衬底如玻璃陶瓷、陶瓷、或SiC。
对于纵向介质，磁性层16，16’，16”以其纵向易磁化轴基本平行于这种磁性层的面的形式来沉积。用于纵向介质的磁性层16优选地是Co或Co合金膜，如CoCr，CoSm，CoPt，CoP，CoNi，CoPt，CoNiCr，CoNiZr，CoPtNi，CoCrTa，CoCrPt，CoCrP，CoCrTaSi，CoCrPtSi，CoCrPtB，CoCrPtTa，CoCrPtTaB，CoCrPtTaNb或其它已知Co合金磁性膜并且每个大约为2.5-60nm(25-600埃)厚。
籽晶层18可以是Cr或Cr合金或带有(002)织构的B1有序排列的晶体结构。用于实施例中应用的籽晶层18的优选籽晶层是具有(002)织构的Cr或MgO薄层。多晶MgO可通过公开在序列号为No.08/553,893的美国申请中的在这里被加入作为参考的在衬底12上溅射沉积MgO而被制成具有这种织构。籽晶层形成基本连续的厚度可达50nm的层，并且优选地厚度在20nm。在优选实施例中，籽晶层大约是0.1nm到50nm(10到500埃)厚，并且优选在大约1.0nm到20nm(10到200埃)，最优选在2.5nm到10nm(25到100埃)厚。
底层20通常由适合于产生磁性层16的外延生长的材料构成。磁性层16的外延生长应用优选地具有与磁性层的原子间距或原子间距的多倍相比拟的晶体结构和原子间距的底层20而得到促进。例如，可从下面的底层中来选择材料，该底层具有整数数目(n)的原子间距，等于磁性层的整数数目(m)的原子间距，这里m和n通常在1到5的范围内。
在本发明中可使用具有A2和B2有序排列的晶体结构和晶格常数的适合于诱导磁性层16的外延生长的材料。适合的材料包括Cr和具有A2结构的Cr合金，如CrV，CrTi，CrMo和CrW，及B2有序排列结构的材料如NiAl和FeAl。其它具有B2有序排列的结构和与NiAl(a＝0.2887nm)，FeAl(a＝0.291nm)和Cr(a＝0.2884nm)相比拟的晶格常数的相也可考虑是用于本发明的底层的适当的候选材料。这些材料为AlCo(a＝0.286nm)，FeTi(a＝0.298nm)，CoFe(a＝.285nm)，CoTi(a＝.299nm)，CoHf(a＝0.316nm)，CoZr(a＝0.319nm)，NiTi(a＝0.301nm)，CuBe(a＝0.270nm)，CuZn(a＝0.295nm)，AlMn(a＝0.297nm)，AlRe(a＝0.288nm)，AgMg(a＝0.328nm)和Al2FeMn2(a＝0.296nm)。底层14优选为大约10-200nm(100-2000埃)厚的Cr或NiAl。
底层20也可由两层或多层在前面所列出的材料中的不同材料构成。例如，人们认为可使用具有第一NiAl层和第二Cr、Cr合金、FeAl、AlCo、FeTi、CoFe、CoTi、CoHf、CoZr、NiTi、CuBe、CuZn、AlMn、AlRe、AgMg或Al2FeMn2层的多层。各种材料的组合可用来产生多层，其中各层均是前述底层材料的一层。
中间层22和内层30可由从用于底层20的同一组材料中选择出的材料构成。在当前的优选实施例中，没有使用中间层22且CrMn层14与磁性层16接触。而且仅使用一个磁性层16；因此在当前的优选实施例中，没有使用内层30。
盖层24可相邻于并且优选地与磁性层16或16”接触来提供。盖层24优选为1-10nm(10-100埃)厚并可由W，Ta，Zr，Ti，Y，Pt，Cr，Mn，Mn合金或它们的任何组合而成的材料制成。
涂覆层26可提供在盖层24的外部，从而盖层24被定位在磁性层16或16”与涂覆层26之间，如图1(b)和1(c)所示。涂覆层26提供机械磨损层并且厚度为2.5-30nm(25-300埃)。它优选地由陶瓷材料或金刚石碳构成，如Si02，SiC，CHx或CNx(这里x＜1)，ZrO2或C。有机润滑剂28沉积在涂覆层26上。润滑剂28是1nm到10nm(10-100埃)厚并且优选是氟代氯碳化合物或全氟乙醚。示例包括CCl2FCClF2，CF3(CF2)4CF3，CF3(CF2)5CF3，CF3(CF2)10CF3和CF3(CF2)16CF3。
进行测试来评价包含CrMn合金层的若干磁性膜。所有膜通过射频(RF)二极管溅射来制备，但是正象由RF或直流电(DC)磁电管溅射制备那样简单。多层膜在反应室不通风的情况下依次沉积。典型的用于RF二极管沉积过程的状态是在溅射5×10-7乇或更好并且Ar气溅射压力为10毫乇之前是基准压力。在固定的100瓦(2.3W/cm2)的AC功率下进行溅射。光滑(无织构)制成7500粒、玻璃、NiP-Al、氧化态(111)Si衬底被用来制备所有的膜，除非另作说明。衬底在丙酮、2-丙醇、去离子水三种独立的清洗液的每一种中被超声波清洗两次。
CoCrPt靶是CoCr合金靶与Pt片粘在一起而成的；CrMn靶是纯Cr靶与Mn片粘在一起而成的。Cr靶纯度为99％。CoCrPt膜在-100的衬底偏压下来溅射并对Co合金膜电感耦合等离子体(ICP)分析表明成分为78.5at％Co，9at％Cr和12.5at％Pt。所有其它膜在没有衬底偏压下被溅射。通过加热设置衬底的平台来施加衬底加热。经过大约60分钟在衬底和平台的温度达到平衡后内进行沉积。
典型的沉积速率是CoCrPt：13.3nm/min，Cr：13nm/min，CrMn：10nm/min和MgO：4nm/min.Tencor Alpha Step Profilometer被用来测量膜厚并校正薄膜沉积速率。膜的微观结构通过透射电子显微镜(TEM)，原子力显微镜(AFM)和用Cu靶Kα衍射的在θ-2θ的衍射角范围内扫描的对称X射线来研究。TEM样品通过离子研磨后的机械抛光和缺陷处理来制备的。薄膜的平面磁性能在9mm×9mm的方形样品上通过振动样品磁强计(VSM)来测量。直到10Koe的磁场被用在膜平面中，其足够大可来进行饱和磁化。
纯Cr靶与Mn片粘结一起被用来溅射沉积CrMn膜。用TEM通过ICP光谱分析确定的CrMn薄膜成分为22at％Mn。衬底上溅射的CrMn膜在θ-2θ的衍射角扫描的X射线衍射表明其与纯Cr几乎有同样的晶格常数。图3表示大约4微米厚的CrMn膜在θ-2θ的衍射角扫描的X射线图。从图3的X射线扫描计算得到的晶格常数大约是0.288nm，其基本上等于纯Cr的晶格常数(0.2884nm)。
在另一系列的测试中，在Cr和CrMn底层上的CoCrPt薄膜用室温温度(RT)的衬底来沉积在衬底上。进行X射线衍射研究，表明沉积在Cr和CrMn底层上的CoCrPt膜的薄膜织构实际上没有不同。膜的平面磁性能被作对比。如图4所示，CoCrPt/CrMn膜具有的用VSM测量的矫顽力值在实验误差范围内等于所有厚度的膜厚的CoCrPt/Cr的值。VSM测量的其它性能如S*和Mrt的不同，在实验误差的范围内是可忽略的。
在带有被溅射沉积在溅射前已经被预热到250℃的衬底上的Cr或CrMn底层的CoCrPt膜中进行另外的实验。图5是平面矫顽力Hc与用于固定厚度(40nm)的CoCrPt膜的底层厚度之间的曲线图。在各种厚度的CrMn和Cr底层上的40nm厚CoCrPt膜的平面磁性能在表1和2中分别表示，其中，t代表磁性层厚度。
表1
    CrMn膜厚     Hc，Oe     Mr/Ms     S*     Mr tmemu/cm2
    100nm     4315     0.90     0.90     0.87
    75nm     4258     0.85     0.88     0.84
    50nm     4280     0.87     0.89     0.88
    20nm     3913     0.89     0.89     0.95
    10nm     3808     0.91     0.89     0.97
    5nm     3782     0.87     0.89     1.06
    3nm     3695     0.88     0.89     1.06
    0nm     865     0.84     0.92     1.26
表2
    Cr膜厚     Hc，Oe     Mr/Ms     S*     Mr tmemu/cm2
    100nm     2961     0.85     0.77     0.93
    75nm     2792     0.82     0.78     0.82
    50nm     3202     0.85     0.82     0.91
    20nm     2953     0.83     0.85     0.99
    10nm     2925     0.84     0.86     1.03
    5nm     3162     0.87     0.88     1.05
    3nm     3092     0.86     0.88     1.11
    0nm     865865     0.84     0.92     1.26
CoCrPt/CrMn膜的矫顽力全部高于CoCrPt/Cr膜，并且随底层厚度的提高这种差别也增大。在50nm厚的CrMn底层上的CoCrPt膜可测量到4280 Oe的矫顽力其基本上高于类似的CoCrPt/Cr膜的测量到的3202 Oe的矫顽力值。对于CoCrPt仅需要3nm厚的CrMn底层就能达到3690Oe的矫顽力，该值比用任何Cr底层得到的最高值都要高。另外，在CoCrPt/CrMn膜通常可观察到比CoCrPt/Cr膜高的Hc值，稍高的S*和Mr/Ms值和低的Mrt值。
从表1和2中选择的几个膜的晶体学织构作对比。图6和7表示在10，20，50和100nm的Cr和CrMn底层上40nm厚的CoCrPt膜的X射线衍射扫描图。随着依次诱使CoCrPt膜的(1120)织构的外延生长的膜加厚，衬底加热诱使在Cr和CrMn膜上产生(002)织构。CrMn底层上的CoCrPt膜的更高的矫顽力可部分归因于膜的强烈的(1120)织构。但是，图7中的在薄CrMn底层上的CoCrPt膜(如在20nm厚CrMn上的CoCrPt膜)不具有强烈的(1120)峰，却仍具有明显高于CoCrPt/Cr膜的矫顽力。
另一种用来获得强烈的(002)织构的可选择的方式是通过利用MgO籽晶层。CoCrPt(40nm)/CrMn(100nm)膜不特意加热而在室温下沉积在玻璃衬底上的12nm厚的MgO籽晶层上以观察强烈的(002)织构的CrMn底层是否将加强CoCrPt膜的矫顽力。图8表示在玻璃衬底上的CoCrPt(40nm)/CrMn(100nm)/MgO(12nm)膜的相应的X射线扫描衍射及相应的矫顽力。从图8可看到，尽管没有象在250℃沉积的类似膜中一样观察到强烈的(1120)CoCrPt峰，应用籽晶层却可获得更强烈的(002)织构的CrMn底层。
2884 Oe的膜的矫顽力基本上大于在室温下沉积的CrMn或Cr底层的矫顽力。尽管CoCrPt/CrMn/MgO膜具有强烈的(002)织构，该膜的矫顽力小于所有没有籽晶层并带有预热到250℃的衬底时被沉积的CoCrPt/CrMn膜的矫顽力。磁性能的相对的提高表示当CrMn合金底层被使用时织构和温度是可分别被控制来产生具有高矫顽力和其它磁性能的膜的重要变量。
进行另外的测试来研究中间层对具有CrMn和Cr底层的膜的磁性能所产生的影响。在把衬底预热到250℃时，通过把Cr和CrMn薄层(2.5nm)分别插入在磁性层和CoCrPt/CrMn及CoCrPt/Cr的底层之间来形成这些膜。如表3所示，由于Cr底层的插入，CoCrPt/CrMn膜的矫顽力从4315Oe下降到3899Oe，而CoCrPt/Cr膜的矫顽力由于CrMn底层的插入从2916Oe被提高到3393Oe。
表3
             CrMn底层                  Cr底层
    平面磁性能     没有Cr中间层     有Cr中间层     有CrMn中间层     没有CrMn中间层
    Hc，Oe     4315     3899     3393     2916
    Mr/Ms     0.90     0.86     0.86     0.85
    S*     0.90     0.88     0.82     0.77
    Mrt，memu/cm2     0.87     0.92     1.02     0.93
在磁性层与CrMn底层之间引入Cr中间层与仅有CrMn底层的膜相比导致矫顽力降低。但是，带CrMn底层和Cr中间层的膜具有基本上高于仅使用Cr作为底层的膜的矫顽力。通过对比，对于带Cr底层，CrMn作为中间层使用与仅使用Cr底层的膜相比充分提高矫顽力。从这些结果可以理解含Mn层根据要被生成的特定膜和所需要的膜的磁性能可作为底层、中间层，并假设作为内层或盖层有效使用。
因为沉积的Cr和CrMn中间层是薄的，CoCrPt/CrMn膜和CoCrPt/Cr膜的晶体结构和晶格常数不应被中间层改变很多。因此，介质中的磁性能改变最可能是由于基本上与磁性层接触的界面层的成分的改变。另外，应注意在不同温度沉积时尽管在膜织构中未表现出本质上的改变，上述同一膜却呈现出不同的磁性能。观察到的磁性能的变化表明在膜中元素的中间层的扩散发生在磁性层界面上。在这方面，在本领域的技术人员可合理地认识到非常薄的不含Mn层可被放置在含Mn层和磁性层之间作为扩散缓和阻挡层限制和控制Mn从含Mn层向磁性层晶界的扩散速率。
图2e表示Co和Mn之间的二元相图。HCP CoMn(ε-Co)与相对于Mn含量的HCP CoMn与FCC CoMn(α-Co)之间的相界的负斜率组成的相对小的区域是支持下面的说法的，即随着温度和Mn含量的升高，扩散的Mn的大部分将要保持在外延生长的HCP Co合金晶粒的晶界上。
通常，层间扩散将在较高温度和较小扩散距离时增强，并且将在较低温度和较大扩散距离时减弱。磁性能的变化意味着Mn从基本上与CoCrPt层接触的层向Co合金的晶界或晶粒扩散。Mn向磁性层扩散将有助于进一步分离Co合金晶粒，这将导致膜的矫顽力提高。通过对比，到目前为止观察到的变化并不意味着Cr从底层向磁性层的层间扩散强烈控制着膜的磁性能。
基于上述结果，进行测试来研究如果Mn直接加入到磁性膜中磁性能是否能被类似地改善。通过溅射沉积包含5at％Mn的CoCrPt磁性底层膜在Cr底层上而制造膜。溅射通过把Mn片加到CoCrPt靶上来进行。生成的膜的矫顽力对于在加热(250℃)的光滑玻璃衬底上溅射的CoCrPtMn/Cr膜大约降低了50％，而对于在未加热的玻璃衬底上沉积的膜矫顽力下降大约15％。
CoCrPtMn/Cr和CoCrPt/CrMn的不同是因为Mn在两种膜中的变化的分布。例如，当从含5at％Mn的CoCrPtMn层向Cr层扩散时与从22at％Mn CrMn层向CoCrPt层的扩散相比，Mn最可能具有基本不同的扩散特性。因为Mn在膜中的相对空间分布是不同的，导致的膜的磁性能可望不同。也可能Mn的层间扩散提供了在用来进一步分离磁性层中晶粒的和有助于磁性层中晶粒的对齐的界面结构层上的均匀化效果。
溅射在预热的衬底上的CrMn和Cr膜的微观结构应用TEM来对比。图8和9分别是100nm厚的在250℃预热的光滑玻璃衬底上沉积的Cr和CrMn膜的TEM明场像。两个膜表现出具有相似的大约大于50nm的平均晶粒尺寸。CrMn膜具有比Cr膜更精细的晶粒。
CoCrTa合金也通常用作磁性介质。因此，进行另外的测试来评价含Mn层对Co合金的一般的应用性能。研究了一系列在CrMn底层上的CoCr2Ta2膜。由于从前面的CoCrPt膜来实验，所有CoCrTa/CrMn膜被溅射沉积在250℃预热的衬底上。图11表示在固定厚度(20nm)Cr和CrMn底层的各种厚度的CoCrTa膜上平面矫顽力图。尽管程度很小，仍可观察到与CoCrPt/CrMn膜类似的Hc改善。在CrMn底层上的CoCrTa膜的矫顽力总是高于在Cr底层上的CoCrTa膜的矫顽力。最大的矫顽力提高在CrMn底层上的大约10nm厚CoCrTa磁性层中观察到。图12比较在预热的光滑玻璃衬底上的各种厚度的Cr或CrMn底层上溅射沉积的15nm厚CoCrTa膜。再次发现更大的矫顽力在CrMn底层膜中观察到而不是Cr底层的膜中。矫顽力随底层厚度的提高而提高。例如，CoCrTa(40nm)/CrMn(20nm)膜的矫顽力比类似的CoCrTa/Cr膜大大约7000e。
CrMn底层的Mn含量也被改变来检查其成分效果。在Cr靶上的Mn片被调整来产生成分估计为大约11at％Mn、设定为CrMn-11的溅射膜。一系列的CoCrPt/CrMn-11膜被沉积在250℃预热的光滑玻璃衬底上。CoCrPt膜矫顽力对CrMn-11底层厚度之间的关系与类似的在Cr衬底上的类似的膜进行对比被图示于图13中。发现CrMn-11底层的膜都具有高于Cr衬底膜的矫顽力。当底层厚度高于10nm时，CoCrPt/CrMn-11膜的矫顽力比CoCrPt/Cr膜高5000e。对CoCrPt/CrMn-11膜的矫顽力的提高小于具有大约22％Mn的CoCrPt/CrMn膜的矫顽力的提高。
制备另一种大约28％Mn含量的溅射沉积CrMn膜，被设定为CrMn-28。所有带CrMn-28底层的膜表现出比相应的CoCrPt/Cr，CoCrPt/CrMn，CoCrPt/CrMn-11膜低的矫顽力。发现沉积在250℃预热光滑玻璃衬底上的CoCrPt(40nm)/CrMn-28(50nm)膜的矫顽力为2650Oe，其比类似的CoCrPt/CrMn膜(4280Oe)低38％。在玻璃衬底上的厚CrMn-28膜的X射线衍射θ-2θ扫描表示在2θ＝39.18°时出现一个额外的峰。该峰是基于相变的体心四方α”相的(002)衍射峰，尽管单一的衍射峰不能提供足够的信息来完全鉴定该相。第二相的出现表现为恶化Co合金的外延。
本领域的普通人员可以理解在不脱离本发明的范围情况下可对本发明的方法和装置的特定方面作出若干修改和变化。这种修改和变化意在由前面的说明书和后面的权利要求所覆盖。

Claims (45)

1.一种磁记录介质包括：
一衬底；
一形成磁性记录层的Co或Co合金膜；
一由配置在所述衬底和所述磁性层之间的Mn或固溶体Mn合金构成的以在所述磁性层中提供外延晶体结构的含Mn层。
2.如权利要求1所述的记录介质，其特征在于所述磁性层具有使磁性c轴基本平行于所述磁性层的取向。
3.如权利要求1所述的记录介质，其特征在于所述含Mn层以有效的数量来配置以提供Mn向所述磁性层的扩散。
4.如权利要求3所述的记录介质，其特征在于：
所述磁性层包括具有晶界的晶粒；及
所述含Mn层以有效的数量被配置来提供Mn向所述磁性层的晶界的扩散。
5.如权利要求1所述的记录介质，其特征在于所述固溶体Mn合金包括从CrMn、VMn，TiMn，MnZn，CrMnMo，CrMnW，CrMnV和CrMnTi组成的一组中选择的材料。
6.如权利要求1所述的记录介质，其特征在于所述固溶体Mn合金包括CrMn。
7.如权利要求6所述的记录介质，其特征在于所述CrMn合金由少于28at％的Mn构成。
8.如权利要求6所述的记录介质，其特征在于所述CrMn层至少3nm厚。
9.如权利要求6所述的记录介质，其特征在于所述CrMn层由10-25at％的Mn构成。
10.如权利要求9所述的记录介质，其特征在于所述CrMn层3-100nm厚。
11.如权利要求1所述的记录介质，其特征在于所述含Mn层至少3nm厚。
12.如权利要求1所述的记录介质，其特征在于所述磁性层由从CoCrPt合金和CoCrTa合金组成的一组中选择的材料构成。
13.如权利要求1所述的记录介质，还包括在所述衬底上沉积的一籽晶层。
14.如权利要求13所述的记录介质，其特征在于所述籽晶层由从具有(002)结构的MgO、Cr、CrTi组成的一组中选择的材料构成。
15.如权利要求13所述的记录介质，其特征在于所述籽晶层由从Ti、TiCr和Pt组成的一组中选择的材料构成。
16.如权利要求1所述的记录介质，还包括一配置在所述衬底和所述由选择的促进在所述磁性层中的外延晶体结构的材料构成的含Mn层之间的底层。
17.如权利要求16所述的记录介质，其特征在于所述底层由从Cr、Cr合金和具有B2有序排列的结构的和基本上与Cr相比拟的晶格常数的材料组成的一组中选择的材料构成。
18.如权利要求16所述的记录介质，其特征在于所述底层由从Cr、CrV、CrMo、CrW、CrTi、NiAl、AlCo、FeAl、FeTi、CoFe、CoTi、CoHf、CoZr、NiTi、CuBe、CuZn、AlMn、AlRe、AgMg和Al2FeMn2组成的一组中选择的材料构成。
19.如权利要求16所述的记录介质，还包括大量由两种或多种所述材料构成的底层。
20.如权利要求1所述的记录介质，还包括一配置在所述衬底与所述由选择的促进在所述磁性层中的外延晶体结构的材料构成的的含Mn层之间的中间层。
21.如权利要求20所述的记录介质，其特征在于所述中间层由从Cr、Cr合金和具有B2有序排列的结构的和基本上与Cr相比拟的晶格常数的材料组成的一组中选出的材料构成。
22.如权利要求20所述的记录介质，其特征在于所述中间层由从Cr、CrV、CrMo、CrW、CrTi、NiAl、AlCo、FeAl、FeTi、CoFe、CoTi、CoHf、CoZr、NiTi、CuBe、CuZn、AlMn、AlRe、AgMg和Al2FeMn2组成的一组中选择的材料构成。
23.如权利要求1所述的记录介质，其特征在于还包括一第二磁性层，其特征在于所述磁性层位于所述第二磁性层和所述衬底之间。
24.如权利要求23所述的记录介质，还包括一配置在所述磁性层与所述第二磁性层之间的含Mn内层。
25.一种磁记录介质包括：
一衬底；
一形成具有外延晶体结构的磁性记录层的Co或Co合金膜；
一由与所述磁性层接触的Mn或Mn合金构成的含Mn层，其中所述磁性层处于所述衬底和所述含Mn层之间。
26.一种用于数据存储的装置包括：
一种磁性记录介质包含，
一衬底；
一形成磁性记录层的Co或Co合金膜；
一由配置在所述磁性层和所述衬底之间的Mn或固溶体Mn合金构成的以提供所述磁性层的外延生长的含Mn层；和
一与所述介质靠近定位的以向所述介质记录和从所述介质读出数据的磁性换能器。
27.如权利要求26所述的装置，其特征在于所述介质还包括一配置在所述含Mn层与所述衬底之间的以促进所述磁性层的外延生长的底层。
28.如权利要求27所述的装置，其特征在于所述底层是由从Cr、CrV、CrMo、CrW、CrTi、NiAl、AlCo、FeAl、FeTi、CoFe、CoTi、CoHf、CoZr、NiTi、CuBe、CuZn、AlMn、AlRe、AgMg和Al2FeMn2组成的一组中选择的材料构成。
29.如权利要求26所述的装置，其特征在于所述含Mn层由CrMn合金构成。
30.如权利要求26所述的装置，其特征在于所述介质相对于所述换能器旋转。
31.如权利要求26所述的装置，其特征在于所述磁性层具有从所述含Mn层生长的外延晶体结构。
32.如权利要求26所述的装置，其特征在于所述介质的所述记录磁性层包括具有晶界的晶粒；及
所述含Mn层以有效的数量被配置来提供Mn向所述磁性层的晶界的扩散。
33.一种制造在记录衬底上的外延晶体Co或Co合金磁性层的方法，所述方法包括：
在衬底上沉积由Mn或固溶体Mn合金构成的含Mn层以提供Co或Co合金磁性层的外延生长；和
在含Mn层上制造Co或Co合金磁性层。
34.如权利要求33的方法还包括促进Mn从含Mn层向磁性层的层间扩散的步骤。
35.如权利要求34的方法，其特征在于所述促进步骤包括加热含Mn层以促进Mn从含Mn层向磁性层的层间扩散。
36.如权利要求35的方法，其特征在于所述加热步骤在所述制造磁性层的步骤期间进行。
37.如权利要求33的方法，其特征在于所述沉积步骤还包括以有效数量来沉积含Mn层以促进在含Mn层上的磁性层中的外延晶体结构。
38.如权利要求33的方法，其特征在于所述沉积步骤还包括在衬底上沉积由CrMn合金构成的含Mn层。
39.如权利要求38的方法，其特征在于所述沉积步骤还包括在衬底上沉积至少3nm厚的CrMn合金层。
40.如权利要求33的方法，其特征在于所述制造步骤还包括在足够来产生Mn从含Mn层向磁性层部分的层间扩散的温度下沉积磁性层。
41.如权利要求39的方法，其特征在于所述沉积步骤还包括在至少250℃的温度下溅射沉积磁性层。
42.如权利要求33的方法，还包括在含Mn层与磁性层之间插入中间层的步骤。
43.如权利要求33的方法，还包括在所述衬底上放置籽晶层的步骤。
44.如权利要求33的方法，还包括在含Mn层与衬底之间提供底层的步骤。
45.如权利要求44的方法，其特征在于所述提供步骤包括提供由从Cr、Cr合金和具有B2有序排列的结构的和基本上与Cr相比拟的晶格常数的材料组成的一组中选出的材料构成的底层。
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