DE3710024A1

DE3710024A1 - Magnetisches speichermedium

Info

Publication number: DE3710024A1
Application number: DE19873710024
Authority: DE
Inventors: Yoshihiro Shiroishi; Sadao Hishiyama; Hiroyuki Suzuki; Norikazu Tsumita; Tsuneo Suganuma; Yoshio Gobara; Masaaki Hayashi; Makoto Sano; Takaaki Shirakura
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1986-03-28
Filing date: 1987-03-27
Publication date: 1987-10-22
Also published as: DE3710024C2; US4786553A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein magnetisches Speichermedium für eine Magnetscheibenvorrichtung usw. und insbesondere auf ein magnetisches Speichermedium hoher Verläßlichkeit bezüglich der Korrosionsbeständigkeit, der Verschleißfestigkeit usw., das sich für eine hohe Speicherdichte eignet.

Wie in der JP-PS 54-33 523 offenbart ist, wurde ein magnetisches Speichermedium mit Verwendung einer dünnen metallischen Magnetschicht für eine hohe Speicherdichte vorgeschlagen. Allgemein wird ein magnetisches Speichermedium durch Aufdampfen, Aufstäuben, galvanisches Beschichten, Ionenstrahl-Aufstäuben usw. gebildet. Im Zuge des in neuerer Zeit steigenden Bedarfs an einer höheren Speicherdichte und einer höheren Verläßlichkeit wurde vorgeschlagen, einem magnetischen Metall ein drittes Element, wie z. B. Cr, Nb, usw., zuzusetzen, um insbesondere die Korrosionsbeständigkeit zu steigern, wie in den JP-OS 57-15 406 und 57-1 96 508 angegeben ist. Jedoch beziehen sich fast alle dieser Veröffentlichungen auf Magnetspeicherbänder, und sie genügten noch nicht den strengen Anforderungen hinsichtlich der Verläßlichkeit, wie sie für Computer-Hartscheiben usw. benötigt wird.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein magnetisches Speichermedium, das aus einer dünnen magnetischen Metallschicht auf Co- Ni-Basis besteht, eine verbesserte Korrosionsbeständigkeit und wesentlich ausgezeichnete magnetische Eigenschaften der dünnen magnetischen Metallschicht aufweist, zu entwickeln.

Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß gelöst durch ein magnetisches Speichermedium, das ein nichtmagnetisches Substrat und eine darauf gebildete dünne Magnetschicht aufweist, die hauptsächlich aus Co und Ni besteht, mit dem Kennzeichen, daß die dünne Magnetschicht außer den Hauptbestandteilen Co und Ni noch wenigstens eines der Elemente Zr und Hf enthält, wobei die Konzentration an Zr oder die Konzentration an Hf oder die Konzentration an Zr und Hf in der dünnen Magnetschicht 0,1 bis 30 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni beträgt, wie in den Ansprüchen 1, 13 und 19 angegeben ist.

Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen gekennzeichnet.

Die Erfindung wird anhand der in der Zeichnung veranschaulichten Ausführungsbeispiele näher erläutert; Darin zeigen:

Fig. 1 eine Querschnittsansicht einer Magnetscheibe nach einem Ausführungsbeispiel der Erfindung;

Fig. 2 und Fig. 3 graphische Darstellungen zur Veranschaulichung der Ergebnisse von 1 mol/1-Nacl- Sprühtests und 1 mol/1-NaCl-Tauchtests mit den vorliegenden Magnetscheiben bzw. mit Vergleichsproben-Magnetscheiben;

Fig. 4 und Fig. 5 graphische Darstellungen zur Veranschaulichung magnetischer Eigenschaften der vorliegenden Magnetscheiben und Vergleichsproben- Magnetscheiben;

Fig. 6 eine Querschnittsansicht eines harten Magnetscheibenmediums nach einem anderen Ausführungsbeispiel der Erfindung;

Fig. 7 eine graphische Darstellung zur Veranschaulichung der Magneteigenschaft des in Fig. 6 dargestellten harten Magnetscheibenmediums;

Fig. 8 eine Querschnittsansicht eines harten Magnetscheibenmediums nach einem anderen Ausführungsbeispiel der Erfindung;

Fig. 9 eine graphische Darstellung zur Veranschaulichung von Zusammensetzungen mit der Tiefe einer CoNiZr/Cr-Schicht;

Fig. 10 eine graphische Darstellung zur Veranschaulichung der Beziehung zwischen der innerebenigen Koerzitivkraft der vorliegenden Magnetscheibe und der Zr-Konzentration der dünnen Magnetschicht;

Fig. 11 eine graphische Darstellung zur Veranschaulichung der Beziehung zwischen dem S/N (Rauschabstand) der vorliegenden Magnetscheibe und der Ni-Konzentration der dünnen Magnetschicht;

Fig. 12 eine graphische Darstellung zur Veranschaulichung von Zusammensetzungen mit der Tiefe nach einem anderen Ausführungsbeispiel der Erfindung;

Fig. 13 und Fig. 14 graphische Darstellungen zur Veranschaulichung der Ergebnisse von 1 mol/1-NaCl- Sprühtests und 1 mol/l-NaCl-Tauchtests mit den vorliegenden Magnetscheiben bzw. Vergleichsproben-Magnetscheiben;

Fig. 15 und Fig. 16 graphische Darstellungen zur Veranschaulichung magnetischer Eigenschaften der vorliegenden Magnetscheiben und Vergleichsproben- Magnetscheiben; und

Fig. 17 eine graphische Darstellung zur Veranschaulichung einer Magneteigenschaft nach einem anderen Ausführungsbeispiel der Erfindung.

Als Ergebnis ausgedehnter Studien der magnetischen Eigenschaften, Korrosionsbeständigkeit usw. aufgestäubter dünner Magnetscheiben, die unter Verwendung von Co-Ni-Legierungssubstraten hergestellt wurden, die jeweils Elemente der 4., 5., 6. Periode usw. der Gruppen Ib, IIIa, IVa, Va und VIII des periodischen Systems enthielten, wurde gefunden, daß es sehr wirkungsvoll ist, den dünnen Co-Ni- Legierungs-Magnetschichten wenigstens eines von Zr und Hf zuzusetzen.

Wenn die dünne Magnetschicht Zr enthält, wird bevorzugt, daß die Zr-Konzentration 0,1 bis 30 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni ist. Um die magnetischen Eigenschaften zu verbessern, ist die Ni-Konzentration zweckmäßig 10 bis 60 At.-%, besser 20 bis 50 At.-% und am vorteilhaftesten 30 bis 48 At.-% auf der Basis des Co. Weiter ist die Zr- Konzentration bevorzugter 2 bis 20 At.-%, noch besser 2 bis 15 At.-%, weiter verbessert 3 bis 12 At.-% und noch vorteilhafter 4 bis 11 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni.

Wenn die dünne Magnetschicht Hf oder sowohl Hf und Zr enthält, ist die Hf-Konzentration oder die Gesamtkonzentration an Hf und Zr vorzugsweise 0,1 bis 30 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni. Im letzteren Fall, wo die dünne Magnetschicht sowohl Hf als auch Zr enthält, ist die Hf-Konzentration vorteilhaft 2 bis 3 Gew.-% auf der Basis des Zr unter dem Gesichtspunkt der Massenherstellbarkeit. Weiter ist die Hf-Konzentration oder die Gesamtkonzentration an Hf und Zr noch bevorzugter 0,1 bis 15 At.-% und am meisten bevorzugt 2 bis 10 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni.

Gemäß der Erfindung läßt sich ein magnetisches Speichermedium mit besonders ausgezeichneten Lese-und-Schreib- Eigenschaften herstellen, indem man eine Cr-Zwischenschicht mit einer Dicke von 10 bis 500 nm zwischen der dünnen Magnetschicht und dem nichtmagnetischen Substrat bildet oder im Fall des ein metallisches Substrat verwendenden magnetischen Speichermediums die Oberfläche des metallischen Substrats bis zu einer Tiefe von 1 bis 40 nm oxidiert und die dünne Magnetschicht direkt darauf oder unter Zwischenfügung der Cr-Zwischenschicht aufbringt.

Gemäß der Erfindung kann man ein magnetisches Speichermedium, das sich besonders für das senkrechte magnetische Speichern eignet, durch Bildung wenigstens einer Schicht aus der Gruppe Si-Zwischenschicht, C-Zwischenschicht und Ge-Zwischenschicht jeweils einer Dicke von 2 bis 100 nm auf der Oberfläche des Substrats herstellen. Weiter kann man ein magnetisches Speichermedium mit einer weiter verbesserten Korrosionsbeständigkeit und einer ausgezeichneten Abriebfestigkeit durch Bildung einer nichtmagnetischen Schutzschicht einer Dicke von 10 bis 100 nm auf der Oberfläche des magnetischen Speichermediums herstellen.

Die ausgezeichneten Eigenschaften aufgrund der Erfindung basieren auf den folgenden Funktionen.

Dünne Magnetschichten aus (Co_0,7Ni_0,3)_0,9Zr_0,1, (Co_0,8Ni_0,2)_0,8Zr_0,2, (Co_0,9Ni_0,1) _0,7Zr_0,3 und (Co_0,6Ni_0,4)_0,95Zr_0,05, die auf Glassubstraten durch RF- Aufstäubung bei einer Substrattemperatur von 150°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 5 W/cm² gebildet wurden, wurden durch Auger-Elektronenspektroskopie, anodische Polarisationskurve usw. analysiert, und man fand, daß jede der dünnen Magnetschichten eine hohe Zr- Konzentration bis zu einer Tiefe von etwa 6 bis etwa 3 nm von der Oberfläche aufwies und eine dichte Oberflächenoxidschicht gebildet wurde.

In Fig. 9 ist ein typisches Auger-Tiefenprofil einer dünnen CoNiZr-Magnetschicht gezeigt, wo die Probe hergestellt war, indem man eine Cr-Unterschicht mit einer Dicke von 500 nm auf einem Si-Substrat bei 150°C in 13 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 2 W/cm² bildete und anschließend darauf eine Schicht aus (Co_0,7Ni_0,3)_0,95Zr_0,05 bildete. Das gleiche Auger-Tiefenprofil wurde erhalten, als eine nichtmagnetische Schutzschicht aus C usw. aus der dünnen Magnetschicht gebildet wurde, und man beobachtete keinen Stickstoff, Sauerstoff usw. in der dünnen Magnetschicht. Und zwar war Zr vorwiegend an der Oberfläche der dünnen Magnetschicht unter Bildung einer dichten Passivierungsschicht konzentriert, und so war die Korrosionsbeständigkeit der dünnen Magnetschicht erheblich verbessert.

Dieser Effekt wurde beobachtet, so oft die Zr-Konzentration 0,1 At.-% oder mehr war. Andererseits wurde die Sättigungsmagnetisierung des magnetischen Speichermediums durch den Zr-Zusatz gesenkt, doch fand man, daß, so lange die Zr-Konzentration nicht mehr als 30 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni war, die Sättigungsmagnetisierung der der Oxidmedien gleichwertig oder überlegen war und kein praktisches Problem ergab.

Jedoch ist es, wie in der JP-OS 56-44 752 (= US-PS 43 06 908) und "IEEE, Trans. on Magn., MAG-16 (1986), S. 1129-1131) offenbart ist, bekannt, daß die CoNiZr- Legierung dazu neigt, amorph zu werden, und eine niedrigere Koerzitivkraft hat, wenn sie nach einer Schnellabschrecktechnik hergestellt wird, und ist daher als Magnetmaterial für Speicherköpfe geeignet, jedoch nicht als Magnetmaterial für Speichermedien vorzuziehen. Andererseits wurde gefunden, daß, wenn eine dünne CoNiZr-Magnetschicht durch Aufstäuben, Aufdampfen, Ionenstrahl-Aufstäuben usw. nach der Bildung eines kubisch raumzentrierten Gefüges von Cr, Mo, W usw. gebildet wurde, ein vorherrschend kristallines Gefüge und für ein magnetisches Speichermedium geeignete magnetische Eigenschaften, z. B. eine Koerzitivkraft von 39,8 kA/m oder mehr, ohne irgendeine Wärmebehandlung erhalten werden können. Und zwar konnten, wenn eine Cr-Zwischenschicht mit einer Dicke von 250 nm auf einem Glassubstrat oder einem mit NiP beschichteten Aluminiumlegierungssubstrat gebildet wurde und dünne Magnetschichten aus (Co_0,6Ni_0,4)_{1 - x}Zr_x (worin x = 0, 0,02, 0,03, 0,08, 0,11, 0,12, 0,125, 0,15, 0,175 und 0,225) mit einer Dicke von 60 nm darauf durch Gleichstromaufstäuben bei einer Substrattemperatur von 180°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 5 W/cm² gebildet wurden, polykristalline Schichten mit einer so hohen Koerzitivkraft wie 39,8 kA/m oder höher bei einer niedrigen Zr- Konzentration erhalten werden, während bei einer höheren Zr-Konzentration als 15 At.-% die Schichten plötzlich amorph wurden und die Koerzitivkraft geringer als 39,8 kA/m wurde, wie in Fig. 10 gezeigt ist. So lange die Zr-Konzentration zwischen 15 und 30 At.-% war, konnten die dünnen Co-NiZr-Magnetschichten kristallisiert werden und hatten eine hohe Koerzitivkraft durch Wärmebehandlung des Substrats bei 280 bis 500°C. D. h., daß die Schichten für magnetische Speichermedien verwendet werden können, sofern die Zr-Konzentration im genannten Bereich ist.

Allgemein wird eine Aluminiumlegierungsscheibe, die mit amorphem, 10,5 bis 12 Gew.-% P enthaltendem NiP mit einer Dicke von 5 bis 30 µm beschichtet ist, als ein Scheibensubstrat verwendet, um die Betriebslebensdauer der Scheibe und auch ihre Oberflächenglätte und Biegsamkeit zu verbessern. Das Substrat wird durch Wärmebehandlung bei 250 bis 300°C für etwa 3 h kristallisiert und magnetisiert, und daher ist die Wärmebehandlung des Substrats eher unvorteilhaft.

Weiter sollte diese Wärmebehandlung zweckmäßig direkt vor der Bildung einer Schutzschicht durchgeführt werden, um die Reaktion zu unterdrücken, doch wird das Verfahren dadurch kompliziert. Deshalb beträgt, um eine so hohe Koerzitivkraft wie 39,8 kA/m ohne die Wärmebehandlung zu erhalten, die Zr-Konzentration zweckmäßig nicht mehr als 15 At.-%, wie aus Fig. 10 ersichtlich ist. Um die Korrosionsbeständigkeit zu steigern, ist die Zr-Konzentration vorteilhaft nicht unter 2 At.-%. Um die Koerzitivkraft durch den Zr-Zusatz zu erhöhen, ist die Zr-Konzentration zweckmäßig 3 bis 12 At.-%, vorzugsweise 4 bis 11 At.-%, wie aus Fig. 10 erkennbar ist. Um die Lese-und-Schreib- Eigenschaften, wie z. B. das Überschreiben usw., zu verbessern, ist es erforderlich, ein magnetisches Speichermedium in einer Dünnschichtform herzustellen, und zu diesem Zweck wurde gefunden, daß die Ni-Konzentration zweckmäßig nicht mehr als 60 At.-% auf der Basis des Co sein sollte. Andererseits ist es, um die Speicherdichte des Mediums zu verbessern, erforderlich, die Koerzitivkraft des Mediums zu steigern. Zu diesem Zweck ist die Ni-Konzentration zweckmäßig 20 bis 50 At.-% und noch vorteilhafter 30 bis 48 At.-% auf der Basis des Co, wie Fig. 5 zeigt. Weiter ist es zweckmäßig, eine Cr-Schicht, eine Substratoxidoberflächenschicht oder wenigstens eine Si-, C- und/oder Ge-Schicht als Zwischenschicht für Längs- bzw. Senkrechtmagnetspeicherungen vorzusehen. Unter den Gesichtspunkten der magnetischen Eigenschaften, wie z. B. Koerzitivkraft usw., und des Produktionswirkungsgrades ist die Dicke der Cr-Zwischenschicht vorzugsweise 10 bis 500 nm, die Dicke der Substratoberflächenoxidschicht ist vorzugsweise 1 bis 40 nm, und die Dicke der wenigstens einen der Si-, C- und Ge- Schichten ist vorzugsweise 2 bis 100 nm. Weiter lassen sich die Verschleißfestigkeit und die Korrosionsbeständigkeit weiter verbessern, indem man eine nichtmagnetische Schutzschicht mit einer Dicke von wenigstens 10 nm auf der dünnen Magnetschicht ausbildet. Jedoch wächst, wenn die Dicke der nichtmagnetischen Schutzschicht 100 nm übersteigt, der Abstandsverlust, und dies ist unter dem Gesichtspunkt der Lese-und-Schreib-Eigenschaften nicht vorteilhaft.

Als Ergebnis entsprechender Analyse durch Auger-Elektronenspektroskopie, anodische Polarisationskurven usw. dünner Magnetschichten aus:

(Co_0,7Ni_0,3)_0,9Hf_0,1, (Co_0,8Ni_0,2) _0,85Hf_0,15,
(Co_0,7Ni_0,3)_0,98(Hf_0,9Zr_0,1)_0,02 und
(Co_0,7Ni_0,3)_0,9(Hf_0,02Zr_0,98)_0,1,

die jeweils mit einer Dicke von 50 nm auf Glassubstraten durch RF-Aufstäuben bei einer Substrattemperatur von 150°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar bei einem Strömungsdurchsatz von 20 Standard-cm³/min mit einer Leistungsdichte von 7 W/cm² gebildet wurden, fand man, daß jede der dünnen Magnetschichten eine hohe Hf- oder Zr-Konzentration bis in eine Tiefe von etwa 4 bis etwa 8 nm von der Oberfläche aufwies und eine dichte Oberflächenoxidschicht gebildet wurde. Hf oder Zr konzentrierte sich also vorwiegend an der Oberfläche der dünnen Magnetschicht unter Bildung einer dichten Passivierungsschicht, und dadurch war die Korrosionsbeständigkeit der dünnen Magnetschicht erheblich verbessert. Diese Wirkung wurde beobachtet, so oft die Hf- oder Zr-Konzentration 0,1 At.-% oder mehr war. Andererseits wurde die Sättigungsmagnetisierung des magnetischen Speichermediums durch den Zusatz von Hf oder Hf und Zr verringert, doch fand man, daß, so lange die Konzentration an Hf oder Hf und Zr nicht mehr als 30 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni war, die Sättigungsmagnetisierung derjenigen der Oxidmedien gleichwertig oder überlegen war und kein praktisches Problem brachte. Jedoch ist es, um die Lese-und-Schreib-Eigenschaften, wie z. B. das Überschreiben usw., zu verbessern, erforderlich, eine magnetische Speicherschicht in einer Dünnschichtform herzustellen, und zu diesem Zweck wurde gefunden, daß die Ni- Konzentration vorzugsweise 20 bis 40 At.-% auf der Basis des Co war und daß die Konzentration an Hf oder Hf und Zr 0,1 bis 15 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni war.

Ein Ausführungsbeispiel der Erfindung wird im einzelnen anhand der Fig. 1 beschrieben.

Man erkennt ein Substrat 11, das aus einer Al-Legierung oder dergl. besteht, nichtmagnetische Überzugsschichten 12 und 12′, die aus Ni-P, Ni-W-P oder dergl. bestehen, Zwischenschichten 13 und 13′, die aus Cr oder dergl. bestehen, und dünne Magnetschichten 14 und 14′, die aus einer Co-Ni-Zr-Legierung bestehen, wobei die Herstellung in der folgenden Weise erfolgte:

Nichtmagnetische 12 Gew.-% P-Ni-Überzugsschichten 12 und 12′ wurden mit einer Dicke von 20 µm auf einem Al-Legierungssubstrat 11 von 130 nm Außendurchmesser, 40 mm Innendurchmesser und 1,9 mm Dicke gebildet, und dann wurden dünne Cr-Schichten 13 und 13′ darauf mit einer Dicke von 250 nm bei einer Substrattemperatur von 180°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer RF-Leistungsdichte von 4 W/cm² gebildet. Dann wurden dünne Magnetschichten 14 und 14′ mit einer Dicke von 60 nm aus Co_0,7Ni_0,3-Legierungstargets, die jeweils 0,05, 0,1, 1, 10, 15, 20, 30, 40 bzw. 50 At.-% wenigstens eines Elements der Gruppe Ti, Zr, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Ru, Rh, Pd und Pt als ein drittes Element enthielten, unter den gleichen Bedingungen wie oben gebildet.

Fig. 2 zeigt Ergebnisse von 1 mol/l-NaCl-Sprühtests bei 40°C, wo die zeitlichen Änderungen in der Sättigungsmagnetisierung von magnetischen Speicherscheiben, die 10 At.-% des dritten Elements auf der Basis der Summe von Co und Ni enthielten, gezeigt sind, und die Kurve 21 zeigt das Ergebnis einer magnetischen Speicherscheibe mit Verwendung einer dünnen Co_0,7Ni_0,3-Magnetlegierungsschicht. Man sieht daraus, daß sich die Korrosionsbeständigkeit der Co-Ni-Legierungen durch den Zusatz von Ti, Pt, Ru, Ta, Rh, V, Nb, Cr, Zr oder Pd verbessern läßt und daß besonders der Zusatz von Zr oder Nb eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit ohne viel Verschlechterung der Sättigungsmagnetisierung ergeben kann. Im wesentlichen die gleiche Wirkung konnte durch Zusatz von wenigstens 0,1 At.-% des dritten Elements erhalten werden.

Dann wurden Cr-Zwischenschichten 13 und 13′ mit einer Dicke von 150 nm auf einem Al-Legierungssubstrat von 220 mm Außendurchmesser und 1,9 mm Dicke mit nichtmagnetischen 11 Gew.-% P-Ni-Überzugsschichten 12 und 12′ einer Dicke von 15 µm bei einer Substrattemperatur von 150°C in 13 · 10^-3 mbar Ar mit einer Gleichstromleistungsdichte von 7 W/cm² gebildet. Dann wurden dünne Magnetschichten 14 und 14′ mit einer Dicke von 50 nm darauf unter Verwendung von Co_0,75Ni_0,25-Legierungstargets, die jeweils 8 At.-% Zr, Rh, Nb, Pd, W oder V enthielten, unter den gleichen Bedingungen gebildet.

Fig. 3 zeigt die zeitlichen Änderungen in der Sättigungsmagnetisierung, wenn die so erhaltenen Scheiben in eine wässerige 1 mol/l-NaCl-Lösung bei 40°C eingetaucht wurden. Man fand, daß besonders ein Zusatz von Zr einen beträchtlichen Anstieg der Korrosionsbeständigkeit ergab, wo die dünne Magnetschicht vorwiegend polykristallin war. Dieser Effekt konnte mit Zr als dem Hauptzusatz erhalten werden, und die ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit konnte auch mit Zr als dem dritten Element und Ti, Pt, Ru, Ta, Rh, V, Nb, Cr oder Pd als einem vierten Element erhalten werden. Und zwar wurde die Korrosionsbeständigkeit dünner Magnetschichten, die durch Zusatz von 0,5 oder 1,0 At.-% Ru, 1, 2 oder 5 At.-% Ta, 1, 2, oder 5 At.-% Cr, 1, 2 oder 4 At.-% Ti, 2, 4 oder 6 At.-% Nb, 0,2, 0,5 oder 1,0 At.-% Rh, 0,2, 0,5 oder 1,0 At.-% Pt, 0,2, 0,5 oder 1,0 At.-% Pd, oder 2, 4 oder 6 At.-% V zu (Co_0,7Ni_0,3)_0,95Zr_0,05, (Co_0,6Ni_0,4) _0,94Zr_0,06 oder (Co_0,55Ni_0,45)_0,95Zr_0,05 hergestellt wurden, durch Temperatur/ Feuchtigkeit-Tests in einer Kammer bei 60°C, 90% relativer Feuchtigkeit und der Klasse 10 000 (d. h., daß die Zahl von Staubteilchen mit Abmessungen von höchstens 0,5 µm in 0,028 m³ höchstens 10 000 war) ausgewertet. Der Zusatz des vierten Elements konnte die Verringerung der Magnetisierung jeder der dünnen Magnetschichten nach 2 Wochen auf weniger als 5% unterdrücken und wurde somit als besonders wirksam befunden. Es scheint, daß der Zusatz des vierten Elements das Gefüge der Oberflächenoxidschicht fester macht und die Beständigkeit gegenüber gleichmäßiger Korrosion und Oxidation verbessert. Der vorstehend genannte Effekt wurde beobachtet, sofern wenigstens 0,01 At.-% wenigstens eines der vierten Elemente in der Magnetschicht enthalten war. Falls über 15 At.-% des vierten Elements darin enthalten waren, wurde die Sättigungsmagnetisierung merklich verringert, was unerwünscht ist.

Im Fall der Bildung einer Cr-Zwischenschicht mit einer Dicke von 200 nm und einer dünnen Magnetschicht einer Dicke von 70 nm darauf unter Verwendung eines Legierungstargets aus Co_0,9Ni_0,1, Co_0,6Ni_0,4, Co_0,5Ni_0,5, Co_0,4Ni_0,6, Co_0,3Ni_0,7 oder Co_0,62Ni_0,3Cr_0,08,deren jedes 15 At.-% Zr enthielt, wurde die gleiche Wirkung wie in den vorigen beiden Ausführungsbeispielen durch den Zr-Zusatz erhalten, und die Korrosionsbeständigkeit wurde durch den Zusatz von wenigstens 0,1 At.-% Zr merklich verbessert, doch wurden die Sättigungsmagnetisierung und die Koerzitivkraft durch den Zusatz von mehr als 30 At.-% merklich verschlechtert. Somit erkannte man den Zusatz von mehr als 30 At.-% Zr als praktisch unerwünscht. Man fand also, daß höchstens 30 At.-% Zr zu bevorzugen sind.

Fig. 4 zeigt die Koerzitivkraft für die in Fig. 2 gezeigten Magnetscheiben. Die Koerzitivkraft und die Koerzitivkraftrechteckigkeit sind über 47,8 kA/m bzw. über 0,8 mit Ausnahme der Pd enthaltenden Magnetscheibe, und alle Magnetscheiben mit Ausnahme der Pd enthaltenden haben ausgezeichnete Lese-und-Schreib-Eigenschaften.

In Fig. 5 ist die Beziehung zwischen der Koerzitivkraft und der Konzentration an Ni auf der Basis des Co in dem Fall gezeigt, wo eine dünne Magnetschicht aus Co und Ni, die 12 At.-% Zr enthielt, mit einer Dicke von 60 nm auf einer Cr-Zwischenschicht einer Dicke von 100 nm durch Gleichstrom-Magnetron-Aufstäubung in 9,1 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 8 W/cm² gebildet wurde. Wenn die Ni-Konzentration auf der Basis des Co 10 bis 60 At.-% ist, läßt sich eine innerebenige Koerzitivkraft von mehr als etwa 43,8 kA/m, wie sie für die Hochdichte-Speicherung erforderlich ist, erhalten. Wenn die Ni-Konzentration 20 bis 50 At.-% ist, läßt sich eine viel höhere Speicherdichte erhalten. Tatsächlich konnte eine höhere Speicherdichte als 20 KFCI (= 10³ Magnetisierungsumkehrungen je 25,4 mm) mit einem Mn-Zn-Ferritringkopf mit einer Spaltlänge von 0,4 µm bei einer Flughöhe von 0,25 µm erhalten werden. Weiter kann nach Fig. 5 eine höhere Koerzitivkraft als 51,7 kA/m bei einer Ni-Konzentration von 20 bis 50 At.-% auf der Basis des Co erhalten werden, und eine noch höhere Koerzitivkraft als 59,7 kA/m kann bei einer Ni- Konzentration von 30 bis 48 At.-% erhalten werden, und daher sind diese Ni-Konzentrationsbereiche unter dem Gesichtspunkt der Lese-und-Schreib-Eigenschaften sehr erwünscht.

Beispielsweise wurde 11,5 Gew.-% P-Ni mit einer Dicke von 20 µm auf einem Al-Legierungssubstrat 11 von 130 mm Durchmesser und 1,9 mm Dicke abgeschieden, und dann wurden die Scheibenoberflächen mit einem Al₂O₃- oder Diamantschleifmittel poliert und geglänzt, um eine gleichmäßige umfängliche Textur mit einer Oberflächenrauhigkeit von 6 nm (Ra) zu erhalten. Auf den so erhaltenen nichtmagnetischen Überzugsschichten 12 und 12′ mit einer verringerten Dicke von 15 µm wurden Cr-Zwischensichten 13 und 13′ mit einer Dicke von 300 nm bei einer Substrattemperatur von 200°C in 19,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 1 W/cm² gebildet. Dann wurden dünne Magnetschichten 14 und 14′ aus (Co_1-xNi_x)_0,955Zr_0,045(x = 0,2, 0,25, 0,3, 0,37, 0,40, 0,45, 0,48 oder 0,50) mit einer Dicke von 60 nm auf den Cr-Zwischenschichten 13 und 13′ unter den gleichen Bedingungen wie oben gebildet, dann wurden nichtmagnetische C-Überzugsschichten mit einer Dicke von 45 nm darauf in 3,9 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsichte von 8 W/cm² gebildet, und schließlich wurden flüssige Schmierschichten aus Perfluoralkylpolyether darauf mit einer Dicke von 4 nm gebildet, um eine Magnetscheibe herzustellen. Dann wurden die Lese-und-Schreib-Eigenschaften der Magnetscheibe mit einem Dünnschichtmagnetkopf mit einer Spaltlänge von 0,4 µm ausgewertet. Man fand, wie Fig. 11 zeigt, daß bei einer Ni-Konzentration von 30 bis 48 At.-% auf der Basis des Co ein besonders hohes Rauschabstandsverhältnis (S/N) erhalten wurde. Es wurden also ausgezeichnete Lese-und- Schreib-Eigenschaften erhalten.

Wenn die dünnen Magnetschichten direkt auf den NiP-Überzugsschichten im vorigen Ausführungsbeispiel gebildet wurden, erhielt man eine innerebenige Koerzitivkraft von nur etwa 3,98 kA/m, während eine praktisch befriedigende innerebenige Koerzitivkraft durch Bilden der dünnen Magnetschichten über den Cr-Zwischenschichten mit einer Dicke von 10 nm oder mehr erhalten werden konnte. Jedoch konnte man, auch wenn Cr-Zwischenschichten mit einer Dicke von mehr als 500 nm gebildet wurden, keinen stärkeren Effekt auf die Koerzitivkraft als den erhalten, der über Cr-Zwischenschichten mit einer Dicke von nicht mehr als 500 nm erhalten wurde. Unter dem Gesichtspunkt des Produktionswirkungsgrades ist daher die Dicke der Cr-Zwischenschicht nicht mehr als 500 nm, vorzugsweise nicht mehr als 300 nm.

Wenn C-Zwischenschichten 13 und 13′ mit einer Dicke von 10 nm auf Ni-W-P-Überzugsschichten 12 und 12′ mit einer Dicke von 25 µm auf einem Al-Legierungssubstrat 11 bei einer Substrattemperatur von 100°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 4 W/cm² gebildet wurden und dünne Magnetschichten 14 und 14′ aus (Co_0,6Ni_0,4) _0,8Zr_0,2 darauf mit einer Dicke von 0,2 µm unter den gleichen Bedingungen wie oben gebildet wurden, konnte eine Magnetspeicherscheibe mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und ausgezeichneten senkrechten Speichereigenschaften erhalten werden. Gleichartige Ergebnisse konnten mit Si- Zwischenschichten einer Dicke von 20 nm und Ge-Zwischenschichten einer Dicke von 5 nm erhalten werden. Weiter wurde die Wirkung der Zwischenschichten beobachtet, so oft die Zwischenschicht eine Dicke von 2 nm oder mehr hatte, doch praktisch wurde die Dicke von nicht mehr als 100 nm als ausreichend gefunden.

In Fig. 6 ist ein anderes Ausführungsbeispiel der Erfindung als das in Fig. 1 gezeigte dargestellt, das aus einem Substrat 61, das aus einer Al-Legierung oder dergl. besteht, nichtmagnetischen Überzugsschichten 62 und 62′ und aus Co-Ni-Zr bestehenden dünnen Magnetschichten 63 und 63′ zusammengesetzt ist.

Ein Al-Legierungssubstrat 61 von 90 nm Außendurchmesser mit nichtmagnetischen 11,5 Gew.-% Pt-Ni-Überzugsschichten 62 und 62′ mit einer Dicke von 15 µm auf den Oberflächen des Substrats wurde einem reaktiven Zerstäubungsätzen bei einer Substrattemperatur von 100°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einem O₂-Gehalt von 20 Vol.-% mit einer Leistungsdichte von 0,4 W/cm² unterworfen, um Oberflächenoxidschichten bis zu einer Tiefe von 3 nm auf beiden Oberflächen zu bilden, und dann wurden dünne Magnetschichten 63 und 63′ mit einer Dicke von 60 nm mit einem 5, 10 oder 15 At.-% Zr enthaltenden Co-Ni-Legierungstarget bei einer Substrattemperatur von 150°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 6 W/cm² gebildet.

In Fig. 7 ist die Beziehung zwischen der Sättigungsmagnetflußdichte einer dünnen Magnetschicht, die 10 At.-% Zr auf der Basis der Summe von Co und Ni enthält, und der Konzentration des Ni auf der Basis des Co gezeigt. Es ist daraus erkennbar, daß sich eine praktisch befriedigende Sättigungsmagnetflußdichte bei einer Ni-Konzentration von nicht mehr als 50 At.-% erhalten läßt. Eine innerebenige Koerzitivkraft des gleichen Niveaus wie des in Fig. 5 gezeigten konnte erhalten werden, und es konnten auch ausgezeichnete Lese-und-Schreib-Eigenschaften wie die der in Fig. 1 gezeigten Magnetspeicherscheiben erhalten werden. Man fand, daß die Korrosionsbeständigkeit der der in der Fig. 1 gezeigten Magnetspeicherscheibe etwas unterlegen war, jedoch auf dem praktischen Niveau kein Problem brachte.

Wenn die dünnen Magnetschichten über Cr-Zwischenschichten, wie sie in Fig. 1 gezeigt sind, auf den durch das reaktive Zerstäubungsätzen der NiP-Überzugsschichten erhaltenen Oxidschichten gebildet wurden, konnten die ausgezeichnetsten Lese-und-Schreib-Eigenschaften erhalten werden.

In einem anderen Ausführungsbeispiel als dem vorstehenden Ausführungsbeispiel wurden dünne Magnetschichten in O₂ enthaltendem Ar zur Bildung von Magnetspeicherscheiben mit dünnen Magnetschichten gebildet, die eine Sauerstoffkonzentration von 0,1 bis 15 At.-% aufwiesen. In Fig. 12 sind typische Beispiele der Zusammensetzungsverteilung mit der Tiefe (Auger-Tiefenprofil) von Magnetspeicherscheiben gemäß der Erfindung gezeigt. In diesem Ausführungsbeispiel wurden keine anderen Elemente, wie z. B. Stickstoff usw., beobachtet, und, obwohl es Nachteile gab, indem die Sättigungsmagnetisierung verringert war und die Korrosionsbeständigkeit etwas verschlechtert war, konnten die Magnetspeicherscheiben ohne irgendein praktisches Problem erhalten werden.

Beispielsweise wurde 11 Gew.-% P-Ni auf den Oberflächen eines Al-Legierungssubstrats 11 von 130 mm Außendurchmesser, das mit einem Al₂O₃- oder Diamantschleifmittel poliert und geglättet war, um eine gleichmäßige umfängliche Textur mit einer Oberflächenrauhigkeit von 7 nm zu erhalten, abgeschieden, wodurch nichtmagnetische Überzugsschichten 12 und 12′ mit einer Dicke von 10 µm auf den Oberflächen des Substrats 11 erhalten wurden. Dann wurden dünne Magnetschichten 14 und 14′ aus (Co_0,7Ni_0,3)_0,95 Zr_0,05, (Co_0,7Ni_0,3)_0,94Zr_0,06, (Co_0,65Ni_0,35)_-0,94Zr_0,06, (Co_0,60Ni_0,40)_0,94Zr_0,06, (Co_0,7Ni_0,3)_0,945Zr_-0,05Ru_0,005, (Co_0,6Ni_0,4)_0,91Zr_0,05Ta_0,04 oder (Co_0,7Ni_0,3)_0,9Zr_0,05 Mo_0,05, die jeweils 0, 5, 7, 10 oder 15 At.-% Sauerstoff enthielten, mit einer Dicke von 60 nm darauf über Cr- Zwischenschichten 13 und 13′ mit einer Dicke von je 250 nm gebildet. Dann wurden Schutzschichten aus C, B₄C oder SiO₂ mit einer Dicke von 40 nm auf der Oberfläche der dünnen Magnetschichten gebildet, und weiter wurden flüssige Schmiermittelschichten aus Perfluoralkylpolyether mit einer Dicke von 5 nm auf den Oberflächen der Schutzschichten gebildet, wodurch Magnetspeicherscheiben hergestellt wurden.

Dann wurden die Lese-und-Schreib-Eigenschaften der so erhaltenen Magnetspeicherscheiben mit einem Dünnschichtmagnetkopf mit einer Spaltlänge von 0,7 µm bei einer Relativgeschwindigkeit von 13,5 m/s und einer Flughöhe von 0,22 µm ausgewertet. Man fand, daß sich das Ausgangssignal mit steigender Sauerstoffkonzentration verringerte und das Rauschen des Mediums stärker als das Ausgangssignal sank, während der Rauschabstand (S/N) des Mediums im Gegensatz dazu mit steigender Sauerstoffkonzentration stieg. Dies ist darauf zurückzuführen, daß sich der Sauerstoff vorwiegend mit Zr an den Korngrenzen verbindet, so daß die magnetische Wechselwirkung zwischen den Körnern verringert, und daß der Übergangsbereich zwischen den gespeicherten Bits mit steigender Sauerstoffkonzentration verengt wird. Bei einer Sauerstoffkonzentration von mehr als 15 At.-% verringerte sich das Ausgangssignal erheblich, und der gesamte Rauschabstand (S/N) verringerte sich eher bezüglich des Kopf-Medium-Systems, und daher war eine Sauerstoffkonzentration von mehr als 15 At.-% nicht vorteilhaft.

Magnetische Speichermedien mit C-Schichten, die mit einer Dicke von 50 nm auf den Oberflächen einer Magnetspeicherscheibe gemäß dem in Fig. 1 oder Fig. 6 dargestellten Ausführungsbeispiel der Erfindung durch Gleichstrom-Magnetron- Aufstäuben bei einer Substrattemperatur von 150°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 8 W/cm² gebildet wurden, zeigten keine Änderung durch Oxidation sogar nach mehr als 8 h in dem in Fig. 3 gezeigten Korrosionstest, und man fand, daß die Korrosionsbeständigkeit erheblich gesteigert war. Weiter fand man, daß die Betriebslebensdauer 10¹- bis 10⁵-mal höher als die der Magnetspeicherscheibe ohne die C-Schichten war, und daher erwies sich das Vorsehen der C-Schichten auch bezüglich der Betriebslebensdauer als vorteilhaft. Die vorstehenden Wirkungen wurden beobachtet, sofern die Dicke der Schutzschicht 10 nm oder mehr war, doch verschlechterten sich die Lese-und-Schreib-Eigenschaften erheblich bei einer Dicke von mehr als 100 nm. Daher war eine Dicke der Schutzschicht von mehr als 100 nm praktisch unzweckmäßig. Gleichartige Wirkungen wurden beobachtet, wenn Schutzschichten aus B, NB oder SiC gebildet wurden oder wenn die Oberflächen der dünnen Magnetschichten oxidiert wurden. Durch Vorsehen organischer Schmierstoffschichten auf den Schutzschichten wurde die Betriebslebensdauer zusätzlich 2- oder 3-mal gesteigert.

In Fig. 8 ist ein weiteres Ausführungsbeispiel gezeigt, und man erkennt ein Al-Substrat 81, dessen Oberflächen einer Alumilitbehandlung unterworfen wurden, oder ein organisches Substrat aus Polyimid, Polyethylen oder dergl., die gleichen Zwischenschichten 82 und 82′ wie die in Fig. 1 gezeigten, dünne Magnetschichten 83 und 83′ aus Co-Ni-Zr und die gleichen nichtmagnetischen Schutzschichten 84 und 84′, wie oben beschrieben. Ihre Zusammensetzungen, die Dicke der Schichten und die Verfahren zur Bildung der Schichten sind die gleichen wie die oben beschriebenen.

In den vorstehenden Ausführungsbeispielen wurden harte Magnetscheibenmedien und externe Scheibenmedien als Beispiele beschrieben, doch erhält man die bisher beschriebenen Wirkungen der Erfindung nicht nur in Fällen dieser Medien, sondern auch in Fällen von Magnetbandmedien usw. Außerdem können die Schichten nicht nur durch Aufstäuben, sondern auch durch Aufdampfen, Ionenstrahl-Aufstäuben usw. gebildet werden.

Weitere Ausführungsbeispiele von Hf enthaltenden dünnen Magnetschichten werden nun im einzelnen beschrieben.

Dünne Magnetschichten wurden mit einer Dicke von 60 nm unter den gleichen Bedingungen wie die dem in Fig. 2 gezeigten Test unterworfenen Proben unter Verwendung von Co_0,7Ni_0,3-Legierungstargets gebildet, die 0,05, 0,1, 1, 5, 10, 15, 20 oder 25 At.-% Ti, Zr, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Ru, Rh, Pd, Pt oder Hf enthielten.

Fig. 13 zeigt zeitliche Änderungen in der Sättigungsmagnetisierung von Magnetscheiben, die 10 At.-% eines dritten Elements auf der Basis der Summe von Co und Ni enthalten, gemäß Sprühtests unter Verwendung einer wässerigen 1 mol/l-NaCl-Lösung bei 40°C. Die Kurve 131 entspricht den Ergebnissen von Magnetscheiben unter Verwendung von dünnen Magnetschichten aus Co_0,7Ni_0,3-Legierung, und man sieht daraus, daß die Sättigungsmagnetisierung nicht verschlechtert wird und eine ausgezeichnete Korrosionsbeständigkeit durch den Zusatz von Hf, Zr oder Nb erhältlich ist. Es wurde gefunden, daß dieser Effekt wesentlich erhalten werden konnte, so lange die Konzentration an Hf, Zr oder Nb 0,1 At.-% oder höher war.

Nichtmagnetische Ni-11 Gew.-% P-Überzugsschichten 12 und 12′ mit einer Dicke von 15 µm wurden auf den Oberflächen eines Al-Legierungssubstrats von 220 mm Außendurchmesser und 1,9 mm Dicke gebildet, und dann wurden darauf Cr- Zwischenschichten einer Dicke von 150 nm bei einer Substrattemperatur von 150°C in 13 · 10^-3 mbar Ar bei einem Gasströmungsdurchsatz von 20 Standard-cm³/min und einer Gleichstromleistungsdichte von 7 W/cm² gebildet, und weiter wurden dünne Magnetschichten darauf mit einer Dicke von 50 nm unter Verwendung eines Co_0,75Ni_0,25-Legierungstargets, das 8 At.-% Hf, Zr, Rh, Nb, Pd, W oder V enthielt, unter den gleichen Bedingungen wie oben gebildet.

Fig. 14 zeigt zeitliche Änderungen in der Sättigungsmagnetisierung, wenn die so hergestellte Magnetspeicherscheibe in eine wässerige 1 mol/l-NaCl-Lösung getaucht wurde. Besonders wenn Hf oder Zr darin enthalten war, zeigte sich eine erheblich verbesserte Korrosionsbeständigkeit, und jede der dünnen Magnetschichten war in diesem Fall vorherrschend polykristallin.

Im Fall der Bildung von Cr-Zwischenschichten mit einer Dicke von 200 nm und dünnen Magnetschichten mit einer Dicke von 70 nm unter Verwendung eines Legierungstargets aus Co_0,9Ni_0,1, Co_0,6Ni_0,4, Co_0,4Ni_0,6 oder Co_0,62 Ni_0,3Cr_0,08 mit jeweils einem Gehalt von 9 At.-% Hf wurden die gleichen Wirkungen wie in den vorstehenden beiden Ausführungsbeispielen durch den Zusatz von Hf beobachtet, und die Korrosionsbeständigkeit wurde durch den Zusatz von wenigstens 0,1 At.-% Hf beträchtlich erhöht. Jedoch wurden die Koerzitivkraft und die Sättigungsmagnetisierung durch den Zusatz von mehr als 30 At.-% Hf merklich verschlechtert, und daher war ein solcher Zusatz von mehr als 30 At.-% Hf praktisch ungünstig. Weiter wurde gefunden, daß man noch bevorzugter nicht mehr als 15 At.-% Hf zusetzen soll.

Fig. 15 zeigt die innerebenige Koerzitivkraft für die in Fig. 13 gezeigten Magnetscheiben, wo die innerebenige Koerzitivkraft mehr als 47,8 kA/m ist und ausgezeichnete Lese-und-Schreib-Eigenschaften in allen Magnetscheiben mit Ausnahme der Pd enthaltenden erreicht werden. Eine hohe innerebenige Koerzitivkraftrechteckigkeit wurde in der Hf, Zr oder Nb enthaltenden Magnetscheibe erhalten, und sie war 0,94 für die Hf enthaltende Scheibe, 0,94 für die Zr enthaltende Scheibe und 0,93 für die Nb enthaltende Scheibe. Die innerebenige Koerzitivkraftrechteckigkeit der Ta, Cr, Ru, Rh oder Pt enthaltenden Magnetscheibe war etwa 0,92, und die der Ti, V, Mo oder W enthaltenden Scheibe war etwa 0,90. Diese Niveaus waren praktisch problemlos. Andererseits hatte die Pd enthaltende Magnetscheibe eine recht niedrige innerebenige Koerzitivkraftrechteckigkeit wie etwa 0,45 und war daher als Speichermedium nicht geeignet.

Fig. 16 zeigt die Beziehung zwischen der innerebenigen Koerzitivkraft und der Konzentration von Ni auf der Basis des Co, wenn dünne Magnetschichten aus Co-Ni mit einem Gehalt von 20 At.-% Hf mit einer Dicke von 60 nm auf Cr- Zwischenschichten mit einer Dicke von 100 nm durch Gleichstrom- Magnetron-Aufstäubung in 9,1 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 8 W/cm² gebildet wurden, wobei eine innerebenige Koerzitivkraft von mehr als etwa 43,8 kA/m, wie sie für eine hohe Speicherdichte benötigt wird, im Fall einer Ni-Konzentration von 10 bis 60 At.-% auf der Basis des Co erhalten werden kann. Eine weit höhere Speicherdichte läßt sich bei einer Ni-Konzentration von 20 bis 50 At.-% auf der Basis des Co und einer Hf-Konzentration von 2 bis 10 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni erhalten. Der gleiche Effekt wurde mit dünnen Magnetschichten beobachtet, die Zr anstelle von Hf enthielten. Tatsächlich konnte eine höhere Speicherdichte als 20% Magnetisierungsumkehrungen je 25,4 mm mit einem Mn-Zn- Ferritkopf mit einer Spaltlänge von 0,4 µm bei einer Flughöhe von 0,28 µm erhalten werden.

Wenn die dünnen Magnetschichten direkt auf den Ni-P- Abscheideschichten auf dem Substrat in den vorstehenden Ausführungsbeispielen gebildet wurden, erhielt man eine Koerzitivkraft von nur etwa 3,98 kA/m, doch konnte eine praktisch ausreichende Koerzitivkraft erhalten werden, indem man die dünnen Magnetschichten auf Cr-Zwischenschichten mit einer Dicke von wenigstens 10 nm bildete. Jedoch wurde, auch wenn Cr-Zwischenschichten mit einer Dicke von mehr als 500 nm gebildet wurden, keine weitere Wirkung bezüglich des Anstiegs der Koerzitivkraft erhalten, als wenn Cr-Zwischenschichten mit einer Dicke von höchstens 500 nm gebildet wurden. Daher ist die Dicke der Cr-Zwischenschichten zweckmäßig nicht über 500 nm, vorteilhaft nicht über 300 nm, wenn man den Produktionswirkungsgrad berücksichtigt.

Wenn C-Zwischenschichten 13 und 13′ mit einer Dicke von 1 nm auf Ni-W-P-Überzugsschichten 12 und 12′ auf einem Aluminiumlegierungssubstrat 11 bei einer Substrattemperatur von 100°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 4 W/cm² gebildet wurden und dann dünne Magnetschichten aus (Co_0,6Ni_0,4)_0,91Hf_0,09 14 und 14′ mit einer Dicke von 0,2 µm darauf gebildet wurden, konnte ein Magnetspeichermedium mit ausgezeichneter Korrosionsbeständigkeit und ausgezeichneten senkrechten Magnetspeichereigenschaften erhalten werden. Die gleichen Ergebnisse wie oben können mit Si-Zwischenschichten einer Dicke von 5 nm oder Ge-Zwischenschichten einer Dicke von 9 nm erhalten werden. Die Wirkung der Zwischenschichten wurde beobachtet, als die Dicke der Zwischenschichten wenigstens 0,5 nm war. Jedoch war eine Dicke von höchstens 10 nm praktisch ausreichend.

Magnetspeicherscheiben des in Fig. 6 gezeigten Aufbaus wurden in der gleichen wie der schon oben beschriebenen Weise mit der Ausnahme hergestellt, daß sowohl Zr als auch Hf in den dünnen Magnetschichten enthalten waren. Und zwar wurden dünne Magnetschichten mit einer Dicke von 60 nm mittels eines Co-Ni-Legierungstargets gebildet, das 4 At.-% Zr und 5, 10 oder 15 At.-% Hf enthielt.

Fig. 17 zeigt die Beziehung zwischen der Sättigungsmagnetflußdichte einer 5 At.-% Hf und 4,0 At.-% Zr auf der Basis der Summe von Co und Ni enthaltenden dünnen Magnetschicht und der Ni-Konzentration auf der Basis des Co. Es ist daraus ersichtlich, daß man eine praktisch ausreichende Sättigungsmagnetflußdichte bei einer Ni-Konzentration von höchstens 50 At.-% erhalten kann. Eine innerebenige Koerzitivkraft auf dem gleichen Niveau wie dem in Fig. 16 gezeigten konnte erhalten werden, und es konnten auch ausgezeichnete Lese-und-Schreib-Eigenschaften wie die der in Fig. 1 gezeigten Magnetspeicherscheibe erhalten werden. Man fand, daß die Korrosionsbeständigkeit der der in Fig. 1 gezeigten Magnetspeicherscheibe etwas unterlegen war, sich jedoch in der Praxis kein Problem ergab.

In einem anderen Ausführungsbeispiel als dem vorstehenden wurden dünne Magnetschichten in O₂ enthaltendem Ar zur Bildung von Magnetspeicherscheiben mit dünnen Magnetschichten mit einer Sauerstoffkonzentration von 0,1 bis 15 At.-% gebildet. Obwohl es solche Nachteile gab, daß die Sättigungsmagnetisierung verringert war und die Korrosionsbeständigkeit etwas schlechter war, konnten die Magnetspeicherscheiben ohne irgendein praktisches Problem erhalten werden.

Magnetische Speichermedien mit C-Schutzschichten, die mit einer Dicke von 40 nm auf den Oberflächen einer Magnetspeicherscheibe nach dem in Fig. 1 oder Fig. 6 dargestellten Ausführungsbeispiel der Erfindung durch Gleichstrom- Magnetron-Aufstäuben bei einer Substrattemperatur von 150°C in 6,5 · 10^-3 mbar Ar mit einer Leistungsdichte von 8 W/cm² gebildet wurden, zeigten sogar nach mehr als 8 h in dem in Fig. 14 gezeigten Korrosionstest keine Änderung in der Magnetisierung, und man fand, daß die Korrosionsbeständigkeit beträchtlich verbessert war. Weiter wurde gefunden, daß die Betriebslebensdauer 10¹- bis 10⁴-mal höher als die der Magnetspeicherscheibe ohne die C- Schutzschichten war, und somit war die Vorsehung der C- Schutzschichten auch hinsichtlich der Betriebslebensdauer vorzuziehen. Die vorstehenden Effekte wurden beobachtet, so lange die Dicke der Schutzschicht 10 nm oder mehr war, doch wurden die Lese-und-Schreib-Eigenschaften im Fall einer Dicke von mehr als 100 nm merklich verschlechtert. Daher war eine Dicke der Schutzschicht von mehr als 100 nm praktisch unzweckmäßig. Gleichartige Effekte waren zu beobachten, wenn Schutzschichten aus B, B-15 At.-% C oder SiC gebildet wurden oder wenn die Oberflächen der dünnen Magnetschichten oxidiert wurden. Durch Vorsehen von organischen Schmierstoffschichten auf den Schutzschichten wurde die Betriebslebensdauer weiter 2- oder 3-mal gesteigert.

Claims

1. Magnetisches Speichermedium, das ein nichtmagnetisches Substrat und eine darauf gebildete dünne Magnetschicht aufweist, die hauptsächlich aus Co und Ni besteht, dadurch gekennzeichnet, daß die dünne Magnetschicht (14, 14′; 63, 63′; 83, 83′) 0,1 bis 30 At.-% Zr, bezogen auf die Summe von Co und Ni, enthält.

2. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß Zr vorwiegend nahe der Oberfläche der dünnen Magnetschicht (14, 14′; 63, 63′; 83, 83′) vorliegt.

3. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zr-Konzentration 2 bis 20 At.-%, bezogen auf die Summe von Co und Ni, ist.

4. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Ni-Konzentration 10 bis 60 At.-% auf der Basis des Co ist.

5. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Ni-Konzentration 20 bis 50 At.-% auf der Basis des Co ist und die Zr-Konzentration 2 bis 20 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni ist.

6. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die dünne Magnetschicht (14, 14′; 63, 63′; 83, 83′) insgesamt 0,01 bis 5 At.-% wenigstens eines von Ti, Pt, Ru, Ta, Rh, V, Nb, Cr und Pd zusätzlich zu Co, Ni und Zr enthält.

7. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß 0,1 bis 15 At.-% Sauerstoff in der dünnen Magnetschicht (63, 63′) enthalten sind.

8. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Cr-Zwischenschicht (13, 13′; 82, 82′) einer Dicke von 10 bis 500 nm zwischen dem nichtmagnetischen Substrat (11; 81) und der dünnen Magnetschicht (14, 14′; 83, 83′) vorgesehen ist.

9. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das nichtmagnetische Substrat (11) eine nichtmagnetische Metallplatte ist, deren Oberfläche bis zu einer Tiefe von 1 bis 40 nm oxidiert ist.

10. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die dünne Magnetschicht (14, 14′; 83, 83′) ein senkrecht magnetisches Speichermedium ist und wenigstens eine Si-, C- oder Ge-Zwischenschicht (13, 13′; 82, 82′) einer Dicke von 2 bis 100 nm zwischen dem nichtmagnetischen Substrat (11; 81) und der dünnen Magnetschicht (14, 14′; 83, 83′) vorgesehen ist.

11. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine nichtmagnetische Schutzschicht (84, 84′) einer Dicke von 10 bis 100 nm auf der Oberfläche der dünnen Magnetschicht (83, 83′) gebildet ist.

12. Speichermedium nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das nichtmagnetische Substrat (11; 61; 81) eine mit NiP oder NiWP beschichtete Aluminiumlegierung ist.

13. Magnetisches Speichermedium, das ein nichtmagnetisches Substrat und eine darauf gebildete dünne Magnetschicht aufweist, die hauptsächlich aus Co und Ni besteht, dadurch gekennzeichnet, daß die dünne Magnetschicht (14, 14′; 63, 63′; 83, 83′) 0,1 bis 30 At.-% Hf, bezogen auf die Summe von Co und Ni, enthält.

14. Speichermedium nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Ni-Konzentration 10 bis 60 At.-% auf der Basis des Co ist.

15. Speichermedium nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß eine Cr-Zwischenschicht (13, 13′; 82, 82′) einer Dicke von 10 bis 500 nm zwischen dem nichtmagnetischen Substrat (11; 81) und der dünnen Magnetschicht (14, 14′; 83, 83′) vorgesehen ist.

16. Speichermedium nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß das nichtmagnetische Substrat (11) ein nichtmagnetisches Metallsubstrat ist, dessen Oberfläche bis zu einer Tiefe von 1 bis 40 nm oxidiert ist.

17. Speichermedium nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß wenigstens eine Si-, C- oder Ge-Zwischenschicht (13, 13′; 82, 82′) einer Dicke von 0,5 bis 10 nm zwischen dem nichtmagnetischen Substrat (11; 81) und der dünnen Magnetschicht (14, 14′; 83, 83′) vorgesehen ist.

18. Speichermedium nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß eine nichtmagnetische Schutzschicht (84, 84′) einer Dicke von 10 bis 100 nm auf der Oberfläche der dünnen Magnetschicht (83, 83′) gebildet ist.

19. Magnetisches Speichermedium, das ein nichtmagnetisches Substrat und eine darauf gebildete dünne Magnetschicht aufweist, die hauptsächlich aus Co und Ni besteht, dadurch gekennzeichnet, daß die dünne Magnetschicht (14, 14′; 63, 63′; 83, 83′) 0,1 bis 30 At.-% Hf und Zr auf der Basis der Summe von Co und Ni enthält.

20. Speichermedium nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Hf-Konzentration 2 bis 3 Gew.-% auf der Basis des Zr ist.

21. Speichermedium nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß die Ni-Konzentration 10 bis 60 At.-% auf der Basis des Co ist.

22. Speichermedium nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Ni-Konzentration 20 bis 50 At.-% auf der Basis des Co ist und die Konzentration von Hf und Zr 0,1 bis 15 At.-% auf der Basis der Summe von Co und Ni ist.

23. Speichermedium nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß eine Cr-Zwischenschicht (13, 13′; 82, 82′) einer Dicke von 10 bis 500 nm zwischen dee nichtmagnetischen Substrat (11; 81) und der dünnen Magnetschicht (14, 14′; 83, 83′) vorgesehen ist.

24. Speichermedium nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß das nichtmagnetische Substrat (11) ein nichtmagnetisches Metallsubstrat ist, dessen Oberfläche bis zu einer Tiefe von 1 bis 40 nm oxidiert ist.

25. Speichermedium nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß wenigstens eine Si-, C- oder Ge-Zwischenschicht (13, 13′; 82, 82′) einer Dicke von 0,5 bis 10 nm zwischen dem nichtmagnetischen Substrat (11; 81) und der dünnen Magnetschicht (14, 14′; 83, 83′) vorgesehen ist.

26. Speichermedium nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß eine nichtmagnetische Schutzschicht (84, 84′) einer Dicke von 10 bis 100 nm auf der Oberfläche der dünnen Magnetschicht (83, 83′) gebildet ist.