JP2001056931A

JP2001056931A - 磁気ディスク媒体の製造方法

Info

Publication number: JP2001056931A
Application number: JP11328669A
Authority: JP
Inventors: Yasuo Baba; 靖男馬場
Original assignee: Fujitsu Ltd
Current assignee: Fujitsu Ltd
Priority date: 1999-06-11
Filing date: 1999-11-18
Publication date: 2001-02-27

Abstract

(57)【要約】【課題】ＤＬＣ保護膜を有する磁気ディスク媒体の表
面層にイオン注入を行って、その磁性膜の磁気特性を有
為に劣化させることなくＤＬＣ保護膜の摩擦係数を有効
に低減させることのできる、磁気ディスク媒体の製造方
法を提供する。また、ＤＬＣ保護膜を備えたディスク媒
体の熱処理により劣化したＤＬＣ保護膜の膜質の回復を
可能にする磁気ディスク媒体の製造方法を提供する。【解決手段】ＤＬＣ保護膜を有する磁気ディスク媒体
の表面層に、炭素を含む分子イオンを注入することを含
む、磁気ディスク媒体の製造方法。また、低温で成膜し
た高Ｋ磁性材料膜を有する磁気ディスク媒体を、磁性膜
上にＤＬＣ保護膜を被着させて熱処理し、次いで表面層
に炭素を含む分子イオンを注入することを含む、磁気デ
ィスク媒体の製造方法。好ましい注入分子イオンはＣ_m
Ｈ_n ⁺（ｍおよびｎはそれぞれ１以上の整数を表す）で
表される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ディスク媒体
の製造方法に関する。ハードディスク装置においては、
記録密度の増大とともに、機械的信頼性の向上が益々重
要となっている。この理由は、記録密度を上げるために
は、磁気ヘッドと磁気ディスク媒体の間隔（スペーシン
グ、ｄ）を小さくすることが最も重要であるためであ
る。スペーシングの縮小に伴って、磁気ヘッドの先端部
にあってディスク媒体に最も接近しており、記録再生を
司る主要部を収納するスライダーと、ディスク媒体表面
とが接触する機会が増大する。よって、許容される摩耗
量を小さくしなければならなくなる。現在では、スペー
シングは１００ｎｍをはるかに下回り、媒体表面を保護
する目的の保護膜の厚さは２０ｎｍを下回ってきてい
る。従って、高速状態で使用されるハードディスク装置
の液体潤滑状態にある系が急激に接触（ヘッドクラッシ
ュ）するのを防止することが最重要課題となってきてい
る。

【０００２】一方、磁気ディスク媒体の面記録密度は年
々向上しているが、およそ４０Ｇｂｉｔ／ｉｎ²（４０
Ｇｂｉｔ／６．４５ｃｍ²）の面密度において現材料系
の物理的限界に達する。これは、記録情報を保持してい
る磁化状態が、熱エネルギーによって不安定になること
を意味する。すなわち、磁性粒がもつ磁気異方性エネル
ギーが、媒体雑音の低減の要請に基づく磁性粒体積の縮
小化のために、不足してくる。なお、磁気ディスク媒体
では、現在、磁性粒の主成分をＣｏ元素とする材料（Ｃ
ｏＣｒ系材料等）が用いられている。Ｃｏ結晶粒の磁気
異方性エネルギー定数（Ｋ）は４×１０^-1Ｊ／ｃｍ
³（４×１０⁶ｅｒｇ／ｃｃ）である。ここで、磁気異
方性エネルギー（Ｅ）は磁気異方性エネルギー定数
（Ｋ）と磁性粒体積（Ｖ）の積（Ｅ＝ＫＶ）で与えられ
る。そこで、面内記録媒体の面密度を今後ともに向上さ
せていくためには、磁気異方性エネルギー定数が高く熱
耐性のある媒体の開発が、必要な段階にきている。

【０００３】

【従来の技術】空気膜潤滑を利用した浮動スライダーは
既に５０ｎｍ以下の浮上が可能になっている。常に接触
の機会があるＣＳＳ（コンタクト・スタート・ストップ
（Contact Start Stop））方式では、ヘッドクラッシュ
の防止のために保護膜の耐接触性の向上が重要である。
また、磁気ヘッドと磁気ディスク媒体の接触によって境
界潤滑状態からヘッドクラッシュに至る過程では、保護
膜、潤滑剤、スライダー材料相互で種々の化学反応が生
じることが予想されるが、それを引き起こす要因は摩擦
熱であると考えられている。

【０００４】磁気ディスク媒体表面の保護膜に要請され
る基本的な性質は、できる限り薄膜であること、耐摩耗
性であること、静的かつ動的な摩擦係数が低いこと、耐
食性であること等である。このような必要条件を充たす
保護膜としてスパッタカーボン膜が用いられている。こ
の膜は、自己潤滑性があるために、ディスクが致命的な
破壊に至り難いという特長を有する。かかるスパッタカ
ーボン膜としては、現在、ダイアモンドライクカーボン
（ＤＬＣ）膜が主流である。

【０００５】ＤＬＣ膜の成膜技術について述べるなら
ば、ＤＬＣ膜はグラファイトターゲットを用いたアルゴ
ンガスプラズマによるＤＣマグネトロンスパッタ法を使
用して成膜される。この成膜は、低いスパッタリングパ
ワーで行われる。具体的には、１Ｐａ程度のアルゴンガ
ス圧力において、基板温度を室温にして行う。成膜され
たＤＬＣ膜は、低い摩擦係数を持ち、自己潤滑性があっ
て、サファイアに近いビッカース硬度を有するので、磁
気ディスク媒体を被覆するのに好適な保護膜である。

【０００６】かかるＤＬＣ膜の膜質の改善のため、さら
に技術が進んでいる。成膜したＤＬＣ膜にＣ⁺イオンを
イオン注入する方法である（B. Bhushan and B. K. Gup
ta,"Friction and wear of ion-implanted diamondlike
carbon and fullerene films for thin-film rigid di
sks", J. Appl. Phys., Vol.75, No.10, pp.6156-6158,
15 May 1994) 。イオン注入量として５×１０¹⁵ｃｍ^-2
を用いると、摩擦係数が未処理の膜に比べて半減し、明
らかな改善が見られる。改善の理由は、ＤＬＣ膜の多結
晶構造にダイアモンド構造が増加したためであると述べ
られている。ただし、彼等が用いたイオン注入エネルギ
ーは２００ｋｅＶ（キロ電子ボルト）である。

【０００７】また、磁性粒として用いられるＣｏＣｒ系
材料の改善が現在盛んに進められる一方で、４０Ｇｂｉ
ｔ／ｉｎ²（４０Ｇｂｉｔ／６．４５ｃｍ²）超の面密
度で磁気記録が可能な別種の媒体材料の開発が併行して
行なわれている。そのような材料としては、磁気異方性
エネルギー定数Ｋ＞＞４×１０^-1Ｊ／ｃｍ³（４×ｌ０
⁶ｅｒｇ／ｃｃ）の材料が選ばれ、具体的には、表１に
示すように規則合金ＦｅＰｔ、ＦｅＰｄ、ＣｏＰｔ、Ｓ
ｍＣｏ₅等が選ばれる。これらは、表１に見るとおり、
Ｋ値が非常に高いので、これらの材料で構成される磁性
粒は熱的に安定である。超高密度記録媒体に用いる前記
の規則合金材料を以後、高Ｋ材料（または高Ｋ磁性材
料）と呼ぶことにする。

【０００８】

【表１】

【０００９】超高密度記録媒体の膜構成は、現行の膜構
成における磁性膜（ＣｏＣｒ系材料）部分を高Ｋ材料に
置き換える。すなわち、下層からガラス基板、下地膜
（通常Ｃｒを主成分とする膜を用いることが多い）、高
Ｋ材料磁性膜、ＤＬＣ保護膜の構成となる。下地膜、磁
性膜、保護膜の成膜にはスパッタリング法を用いる。現
在主流のＤＣマグネトロンスパッタリングでよい。保護
膜の成膜にはプラズマＣＶＤ（ＰＣＶＤ）法を用いるこ
ともできる。

【００１０】超高密度記録媒体用の高Ｋ材料磁性膜の成
膜には、多面的に技術上の配慮が必要である。第一は、
磁性粒径の観点からの配慮であり、第二は、磁性粒径を
制御するための成膜条件の設定についての配慮であり、
第三は、磁性膜中の磁性粒が強磁性の性質を発現するた
めの熱処理についての配慮である。以下に、各々の項目
について説明する。

【００１１】第一の、磁性粒径（正確には３次元の粒体
積であるが、以後しばしば１次元の粒径で言い換える）
に関する配慮については、４０Ｇｂｉｔ／ｉｎ²（４０
Ｇｂｉｔ／６．４５ｃｍ²）超の高記録密度に適合させ
るために、磁性粒体積を格段に小さくする。媒体雑音抑
制の必要から、ビットセル内の磁性粒数＞１０００個の
条件に従うようにする。ビットセル面積の縮小ととも
に、磁性粒径を小さくする。例えば、８０Ｇｂｉｔ／ｉ
ｎ²（８０Ｇｂｉｔ／６．４５ｃｍ²）の媒体では、磁
性粒径は５．５ｎｍ以下にしなければならない。

【００１２】第二の、微小な磁性粒径を実現するための
成膜条件の設定に関する配慮について説明するために、
磁性粒径を左右する材料調製の技術要素を挙げると次の
とおりである。（１）下地膜の結晶粒径（２）下地膜の膜厚（３）磁性膜の膜厚さらに、異なる観点から、磁性粒径を左右する成膜プロ
セスの技術要素を挙げると、まず、下地膜について次の
ものが挙げられる。（４）下地膜の成膜温度（５）下地膜の成膜時間（６）下地膜の成膜時のガス圧続いて、磁性膜について、同じく（７）磁性膜の成膜温度（８）磁性膜の成膜時間（９）磁性膜の成膜時のガス圧が関係する。

【００１３】磁性粒径を左右する材料要素と成膜プロセ
ス要素の背景にある物理的原理は、Ｔｈｏｒｎｔｏｎら
が与えたストラクチャー・ゾーン・モデル（Ｓｔｒｕｃ
ｔｕｒｅＺｏｎｅＭｏｄｅｌ（ＳＺＭ））（Ｊ．
Ａ．Ｔｈｏｒｎｔｏｎ，“Ｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕ
ｃｔｕｒｅｏｆｓｐｕｔｔｅｒ−ｄｅｐｏｓｉｔｅ
ｄｃｏａｔｉｎｇｓ．” Ｊ．Ｖａｃ．Ｓｃｉ．
Ｔｅｃｈｎｏ１．，Ａ４，３０５９（１９８６））
によることができる。ＳＺＭは、スパッタ薄膜の物理的
構造の成り立ちをよく説明している。成膜時の薄膜表面
にスパッタ粒子が到達して付着した原子の移動度が小さ
いことが、微小な粒径を実現するためのキー・ファクタ
ーであることが分かる。すなわち、薄膜内において粒界
に空隙を持たせる構造を与えることが重要であり、その
ために高ガス圧、低温度で成膜を実施する。これを言い
換えると、付着原子の薄膜表面での拡散が起こらない低
温で、低エネルギーのスパッタ粒子を用い、すなわち、
スパッタ粒子の運動エネルギーが付着表面でマイグレー
ション・エネルギーに変換されることを考慮して、低エ
ネルギーで成膜する。空隙のある粒構造は成膜方向に柱
状構造を作るが、柱の上部は次第に連結し合う傾向があ
るので、膜厚を薄くする（すなわち成膜時間を短くす
る）ことも考慮に入れる。以上のことから、具体的な成
膜条件は前記の（４）〜（９）に関して、成膜温度をで
きるだけ低くし、好ましくは室温にして、０．１〜０．
５ｎｍ／ｓの成膜速度、０．６７〜６．７Ｐａ（５〜５
０ｍＴｏｒｒ）のＡｒガス圧を用いて行う。成膜時間を
調節して、下地膜の膜厚２〜２０ｎｍ、磁性膜の膜厚２
〜２０ｎｍとする。この結果、ＳＺＭにおけるゾーン１
に入るスパッタ薄膜ができる。

【００１４】ここで、ゾーン１に属する薄膜とは次のよ
うな場合を言う。すなわち、スパッタ粒子は薄膜表面に
到達した後に、移動（マイグレーション）することな
く、到達した表面に堆積するので、シャドウ効果が生
じ、そのため、傾斜面ほど堆積速度は下がり、その結果
得られる、空隙のある粒集合からなる薄膜を言う。な
お、下地膜が空隙のある粒集合からなる薄膜構造を形成
するときに、この構造を引き継いで、磁性膜が空隙のあ
る粒集合からなる薄膜を形成することは、Ｙ．Ｌｉｕｅ
ｔａｌ， “Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ
ｔｈｅＣｒｕｎｄｅｒｌａｙｅｒａｎｄｉｔｓ
ｅｆｆｅｃｔｏｎＳｍ−Ｃｏ／Ｃｒｔｈｉｎｆ
ｉｌｍｓ”，Ｊ．Ａｐｐ１．Ｐｈｙｓ．７７（８），
１５Ａｐｒｉ１１９９５，ｐｐ．３８３１−３８３
５に報告がある。

【００１５】次に、第三の、成膜した高Ｋ材料磁性膜中
の磁性粒が強磁性の性質を発現するための加熱処理につ
いて述べる。この加熱処理は、磁性膜の成膜温度を高温
にすれば、そのままで強磁性を発現するところを、高Ｋ
磁性材料を低温（室温）で成膜するために、必要となる
工程である。

【００１６】高Ｋ材料磁性膜についてこのような回り道
の手順を採用する理由は、次のとおりである。すなわ
ち、磁気ディスク媒体においては前述したようにＳＺＭ
のゾーン１に入るような空隙のある粒集合からなる薄膜
を要求しており、ゾーン１に入ることの必要性を要約し
て言えば、媒体雑音を低減させる目的で磁性膜を微粒子
の集合とし、磁性粒間の交換結合をなくすために磁性粒
間に空隙を設けることである。高Ｋ材料についてこのゾ
ーン１に入る磁性膜を得るためには、前述のとおり室温
での成膜が必要である。そして高Ｋ材料を室温でスパッ
タ成膜すると、この薄膜はアモルファス状態の固溶体に
なっており、これを加熱処理することによって規則合金
相を析出させるのである。

【００１７】一般的には５００〜６００℃に加熱処理し
た後に規則合金相が出現して、強磁性が発現する。具体
的な熱処理条件は個々の高Ｋ材料によって若干異なる。
これまでに報告されている高Ｋ材料の熱処理の実例を表
２にまとめて示す。

【００１８】

【表２】

【００１９】ここで、表中に番号で示した参考文献は次
のとおりである。・参考文献１：Ｃ．Ｃｈｅｎｅｔａｌ．， “Ｖ
ｅｒｙｌａｒｇｅｃｏｅｒｃｉｖｉｔｙａｎｄｇ
ｒａｎｕｌａｒｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＣｏＰｔ／
ＳｉＯ₂ ｆｉｌｍｓ”，Ｉｎｔｅｒｍａｇ９９Ｄ
ｉｇｅｓｔｓ，ＧＰ−０６・参考文献２：Ｓ．Ｓ．Ｍａ１ｈｏｔｒａｅｔａ
ｌ．， “Ｈｉｇｈｃｏｅｒｃｉｖｉｔｙｒａｒｅ
ｅａｒｔｈ−ｃｏｂａｌｔｆｉｌｍｓ”，Ｊ．Ａｐ
ｐ１．Ｐｈｙｓ．７９（８），１５Ａｐｒｉｌ
１９９６，ｐｐ．５９５８−５９６０・参考文献３：ＰＣａｒｏｅｔａｌ．， “Ｓ
ｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｃｈｅｍｉｃａｌｏｒｄ
ｅｒｉｎｓｐｕｔｔｅｒｅｄｅｐｉｔａｘｉａｌ
ＦｅＰｄ（００１）ａｌｌｏｙｓ”，Ｊ．Ｃｒ
ｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ１８７（１９９８），ｐ
ｐ．４２６−４３４・参考文献４：Ｊ．Ｕ．Ｔｈｉｅｌｅｅｔａ
ｌ．， “Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒｍａｇｎｅｔ
ｉｃａｎｉｓｏｔｒｏｐｙａｎｄｍａｇｎｅｔｉ
ｃｄｏｍａｉｎｓｔｒｕｃｔｕｒｅｉｎｓｐｕ
ｔｔｅｒｅｄｅｐｉｔａｘｉａｌＦｅＰｔ（００
１）Ｌ１₀ ｆｉｌｍｓ”，Ｊ．Ａｐｐ１．Ｐ
ｈｙｓ．８４（１０），１５Ｎｏｖ．１９９
８，ｐｐ．５６８６−５６９２・参考文献５：Ｒ．Ｆ．Ｃ．Ｆａｒｒｏｗｅｔａ
ｌ．， “Ｍａｇｎｅｔｉｃａｎｉｓｏｔｒｏｐｙ
ａｎｄｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｉｎｍｏｌｅ
ｃｕｌａｒｂｅａｍｅｐｉｔａｘｉａｌＦｅＰｔ
（１１０）／ＭｇＯ（１１０）”，Ｊ．Ａｐｐｌ．
Ｐｈｙｓ．８４（２），１５Ｊｕｌｙ１９９
８，ｐｐ．９３４−９３９

【００２０】表２に示した磁性膜のうち、ＳｍＣｏ₅ス
パッタ膜の場合は、Ｓｍが極めて酸化されやすく、これ
を防止するため、磁性膜の成膜後に保護膜を付ける。表
２に示した公知文献では、１０ｎｍ膜厚のＣｒスパッタ
膜を用いて保護膜とした上で、５００℃で２０分間の熱
処理（アニール）を真空中で行なっている。他方、スパ
ッタ磁性膜がＣｏＰｔ／ＳｉＯ₂である場合では、保護
膜なしで６００℃において３５時間かけて真空中でアニ
ールを行なっている。ＳｉＯ₂材料がスパッタ時に付加
されている理由は、磁性粒のグラニュラー化のためであ
る。一方、ＦｅＰｄ磁性膜の場合には、室温スパッタ後
のアニール処理に関する公知文献はないが、４００℃以
上でスパッタすると、強磁性を発現することは分かって
いる。このことから、ＦｅＰｄ膜を室温スパッタすると
４００℃以上のポスト・アニール処理で同様の強磁性の
性質を得ることができると推定される。さらに、ＦｅＰ
ｔ磁性膜の場合には、垂直異方性が生じる例として、５
５０℃でのスパッタ成膜の報告、面内異方性が生じる例
として、５００℃での分子線エピタキシー（ＭＢＥ）成
膜の報告がある。これから、ＦｅＰｔ磁性膜を室温スパ
ッタすると、５００〜５５０℃以上のポスト・アニール
処理で同様の強磁性の性質を得ることができると推定さ
れる。

【００２１】

【発明が解決しようとする課題】ＤＬＣ膜の膜質の改善
のためのイオン注入工程では、高エネルギーイオンを対
象となる材料に導入するので、次の特徴が指摘される。 (1) 注入したイオンは、材料表面から相当の深さまで入
り込む。具体的には、平均深さ（投影飛程と呼ばれる）
を中心として到達深さにバラツキがあり、偏差をもつ。 (2) 高エネルギーイオンから材料へのエネルギー授受が
あるために、イオンが入り込んだ領域には結晶構造に損
傷が導入される。具体的には、イオン注入は通常は室温
プロセスとして行うために、単純欠陥（空格子、格子間
原子）が移動した後、結晶構造の準安定状態が残る。

【００２２】磁気ディスク媒体において主流である長手
媒体の典型的な層構成は、上からＤＬＣ保護膜（１０ｎ
ｍ）／Ｃｏを主成分とする磁性膜（２０ｎｍ）／Ｃｒを
主成分とする下地膜（２０ｎｍ）／ガラスあるいはＡｌ
基板である（かっこ内の数字は膜厚を示す）。従来技術
としてのＣ⁺イオン注入をこの多層構造体に対して実施
するとき、Ｃ⁺イオン→Ｃ膜、Ｃ⁺イオン→Ｃｏ膜の両
組合わせについて前述の平均深さと偏差を知る必要があ
る。図１にＣ⁺イオン→Ｃ膜における注入イオンの平均
深さとそのときの偏差の値、図２にＣ⁺イオン→Ｃｏ膜
における注入イオンの平均深さとそのときの偏差の値を
示す。

【００２３】前述のB. BhushanおよびB. K. Gupta の文
献から、Ｃ⁺イオン注入がＤＬＣ膜の摩擦係数を改善す
ることが認められるが、問題点がある。前記文献の例で
は、Ｃ⁺イオンを２００ｋｅＶで加速し、導入してい
る。そこで、図１および図２の関係を用いて２００ｋｅ
ＶのＣ⁺イオンが前述の多層構造の媒体に入り込む深さ
を見積もった。Ｃｒ材料については、Ｃｏ材料と原子量
が近いことから図２を代用して行なった。Ｃ濃度（相対
値）の深さ分布を図３（縦軸の相対濃度は対数目盛りで
示されている。以下、図４、図５および図７において同
じ）に示す。付随する損傷は、注入したＣ⁺イオン周囲
に広がるので、Ｃ分布と同じであると考えてよい。

【００２４】図３から明らかなように、導入されること
が必要なＣ膜にはＣ⁺イオンも付随する損傷も僅かにし
か存在せず、大部分はさらに深部の領域へ入り込んでい
る。特に、Ｃ膜よりもＣｏ膜に多量のＣ⁺イオンと損傷
が入ってしまうことに注意しなければならない。ともか
く、この方法では、Ｃ膜へのＣ⁺イオン導入の効率が極
めて低いことが分かる。

【００２５】前記文献の例では、２００ｋｅＶのイオン
エネルギーを用いている。加速エネルギーを下げると、
イオンの入り込む深さが浅くなり、前述の導入効率が改
善されるが、効果的な改善が成されるか否かをここで検
討する。イオン注入工程では、イオン源からの引き出し
電圧が約５ｋＶであり、イオン引き出し後の加速電圧が
最低約２５ｋＶ必要である。従って、必要なイオンエネ
ルギーは、最低で３０ｋｅＶとならざるを得ない。そこ
で、３０ｋｅＶのＣ⁺イオンが前述の多層構造の媒体に
入り込む深さを見積もって、これを図４に示す。一見し
て明らかに、図３と比べて、事態は僅かにしか改善され
ていない。

【００２６】図３および図４を見て、さらに分かること
がある。媒体の磁気特性を司る磁性膜（図３および図４
ではＣｏ膜と記した）へのＣ⁺イオンと損傷の導入であ
る。これは、磁性膜の磁気特性を劣化させる作用しかな
く、ＤＬＣ膜の膜質の改善のためにイオン注入する従来
技術を実施した場合の大きな問題点である。

【００２７】一方、高Ｋ材料であるＳｍＣｏ₅が磁性膜
材料の場合においては、次のような問題がある。すなわ
ち、Ｓｍの酸化を防ぐため磁性膜の成膜後に保護膜を付
けてアニール熱処理した後に、この保護膜を磁性膜から
剥離することができない。この理由は、磁性膜が極めて
薄いために選択剥離する技術がないためである。前記の
Ｓ．Ｓ．Ｍａｌｈｏｔｒａらの文献では、１０ｎｍ膜厚
のＣｒ保護膜を用いているが、磁性膜を残してこのよう
な薄い保護膜のみを剥離することは不可能である。そこ
で、アニール保護膜を付着させたまま、この上からＤＬ
Ｃ保護膜を堆積して媒体構造を作製することになる。こ
のとき、磁気ヘッドと媒体間の磁気スペーシングが、ア
ニール保護膜の膜厚分だけ加算されることになる。これ
では、超高記録密度用の媒体としては磁気スペーシング
が大きくなり過ぎて、使用に適さない。

【００２８】そこで、次の方法を用いることになる。す
なわち、アニール保護膜としてＤＬＣ保護膜を用いる。
この方法を用いるときには、ＤＬＣ保護膜が熱処理工程
を通ることになり、具体的に言えば５００℃の温度環境
を経ることになる。ところで、ＤＬＣ保護膜には、その
成分であるＣ原子とＣ原子がｓｐ３結合をなすダイアモ
ンド構造が含まれている。しかし、この構造は準安定状
態であって、３５０℃以上の温度環境にさらされるとｓ
ｐ３結合が励起されて変化し、Ｃ原子とＣ原子がｓｐ２
結合をなすグラファイト構造になる。従って、ＤＬＣ保
護膜をアニール保護膜として用いる結果として、この膜
は、硬度が低下し、摩耗度が増し、もはやＤＬＣ保護膜
とは言えない性質の膜に劣化してしまう。

【００２９】このようにＤＬＣ保護膜を熱処理用の保護
膜として利用した場合のＤＬＣ保護膜の劣化は、ＤＬＣ
保護膜を磁性膜の上に被着した状態で３５０℃以上の温
度で熱処理するときに常に生じる問題であって、磁性膜
の種類を間わない。

【００３０】また、アニール保護膜を用いずキャップレ
スで磁性膜を熱処理する際、磁性膜の汚染を防止するた
め真空中で熱処理を実施するときにも問題が生じる。特
に、前述したようなＣｏＰｔ／ＳｉＯ₂膜に関する数１
０時間を要する熱処理において、この問題は大きい。そ
の問題とは、生産効率の低さである。

【００３１】すなわち、真空中での熱処理は、対流を用
いず、熱放射のみを用いて（ないしは、主として熱放射
を用い、熱伝導を補助的に用いて）加熱するので、広域
の均一な加熱が極めて困難である。そのため、磁気ディ
スク基板を加熱ホルダーにセットして、１枚ごとに加熱
処理を行う。あるいは、枚葉式に磁気ディスク基板の加
熱を行うことも可能ではあるが、ヒーター部を複数個装
備しておかないと、実質的な加熱効率は低下して、必要
な熱処理時間が長くなってしまう。そして、このように
して行う熱処理工程は生産性の低いものになる。真空チ
ャンバー内に多数個のヒーター部を張り巡らして加熱効
率を向上させる方法を考えられなくもないが、温度制御
の困難な実用に適さない装置にしかならない。

【００３２】従って、本発明は、磁性膜上にＤＬＣ保護
膜を有する磁気ディスク媒体の表面層にイオン注入を行
ってＤＬＣ膜の膜質を改善するに際し、磁性膜の磁気特
性を有為に劣化させることなく、ＤＬＣ保護膜の摩擦係
数を有効に低減させることのできる、磁気ディスク媒体
の製造方法を提供することを、第一の目的とする。

【００３３】さらに、本発明は、磁性膜の熱処理工程を
ＤＬＣ保護膜を付着させた状態で常圧下において高い処
理効率で実施し、かつ、この熱処理によって劣化したＤ
ＬＣ保護膜の膜質の修復あるいは回復を可能にする、磁
気ディスク媒体の製造方法を提供することを、その第二
の目的とする。

【００３４】

【課題を解決するための手段】本発明の第一の態様で
は、上述の第一の目的を達成するため、注入すべきイオ
ン種として、炭素を含む分子イオンを用いる。すなわ
ち、本発明によれば、ＤＬＣ保護膜を有する磁気ディス
ク媒体の表面層に、炭素を含む分子イオンをイオン注入
することを含む、磁気ディスク媒体の製造方法が提供さ
れる。好ましくは、炭素を含む分子イオンは、式Ｃ_mＨ
_n ⁺（ここで、ｍおよびｎはそれぞれ１以上の整数を表
す）で表されるハイドロカーボンイオンを用いる。

【００３５】一方、本発明の第二の態様では、上述の第
二の目的を達成するため、低温、好ましくは室温で成膜
した高Ｋ磁性材料膜（磁気異方性エネルギー定数Ｋが特
に高い値をもつ磁性材料の膜）を有する磁気ディスク媒
体を、その磁性膜上に直接ＤＬＣ保護膜を被着させて熱
処理し、次いでこの媒体の表面層に、炭素を含む分子イ
オンをイオン注入することを含む、磁気ディスク媒体の
製造方法が提供される。ここでも、炭素を含む分子イオ
ンは、好ましくは式Ｃ_mＨ_n ⁺（ここで、ｍおよびｎは
それぞれ１以上の整数を表す）で表されるハイドロカー
ボンイオンである。また、ここでの「室温」とは１０〜
３０℃程度の温度のことである。

【００３６】この方法では、高Ｋ材料の磁性膜、あるい
は高Ｋ材料を主成分とする（ＳｉＯ ₂等の非磁性材料の
付加物があってよい）磁性膜を低温で成膜後、好ましく
は室温でスパッタ成膜後、磁性膜上に直接ＤＬＣ保護膜
を被覆する。このＤＬＣ保護膜はスパッタ膜でもＰＣＶ
Ｄ膜でもよい。ＤＬＣ保護膜を施した磁気ディスク媒体
の熱処理工程は、磁性膜に強磁性を発現させるために行
うものである。この熱処理は、真空炉ではなく、常圧炉
で行うことができる。この炉は、例えば、ヒーター加熱
の電気炉でもランプ加熱炉でもよい。熱処理（アニー
ル）時には、Ｎ₂、Ａｒ等の不活性ガスを流すことがで
きる。このとき、ＤＬＣ保護膜がアニール保護膜の役割
を果す。磁性膜およびＤＬＣ保護膜を堆積した基板（媒
体ディスク）は、複数枚を同時にバッチ処理することが
できる。アニール温度は３５０℃以上で行う。アニール
温度と時間の選択は、高Ｋ材料の種類に応じて適宜行え
ばよく、例えば５００〜６００℃前後の温度において所
期の強磁性が発現される時間とすればよい。なお、ここ
で言う「高Ｋ材料」とは、磁気異方性エネルギー定数
（Ｋ）が１．０Ｊ／ｃｍ³以上の磁性材料を指すものと
する。

【００３７】ＤＬＣ保護膜は、熱処理工程を経て膜質が
劣化している。そこで、この膜質の改善ないし修復を、
熱処理済み媒体表面層（即ち、ＤＬＣ保護膜の層）に炭
素を含む分子イオンをイオン注入することで行う。イオ
ン注入に用いるイオン種は、好ましくはハイドロカーボ
ンＣ_mＨ_n（ｍおよびｎはそれぞれ１以上の整数）を一
価イオンにして用いる。

【００３８】本発明の方法においては、イオン注入のた
めの加速エネルギーは実用範囲内で低エネルギーを選
ぶ。例えば、３０ｋｅＶ程度がよい。イオン注入量は、
中濃度の領域、すなわち結晶が壊れてアモルファス状態
に至るまでの途中の領域、具体的に言うと１×１０¹²〜
１×１０¹⁵ｃｍ^-2の範囲内で、適宜選択する。イオン注
入量の選択の仕方としては、イオン分子の質量が大きい
ほど、すなわちイオン種Ｃ_mＨ_n ⁺のｍ値が大きいほ
ど、イオン注入量を少なくし、併せて、本発明の第二の
態様において熱処理を施した場合には、高い熱処理温度
で処理された場合ほどイオン注入量を多くするようにす
る。なお、イオン注入工程は室温で行う。

【００３９】

【発明の実施の形態】本発明では、磁気ディスク媒体の
表面のＤＬＣ保護膜に炭素含有分子イオンを注入する
が、このイオン注入は、一方では、第一の態様として上
記したように、ＤＬＣ保護膜の下層として存在する磁性
膜の磁気特性を損なうことなくＤＬＣ保護膜の摩擦係数
を低減させるために行うものであり、他方では、第二の
態様として上記したように、低温で成膜した高Ｋ材料の
磁性膜に強磁性を発現させるための熱処理（アニール）
工程をＤＬＣ保護膜をアニール保護膜として利用して行
うことで劣化したＤＬＣ保護膜の膜質を修復あるいは回
復するために行うものである。

【００４０】かかる本発明の方法においては、一般に
は、分子イオンを低エネルギーで加速し、イオン注入量
（単位面積当たり）を前述した従来技術と比べて格段に
少なくして、イオン注入を行う。このような低エネルギ
ー加速での分子イオンの注入によって、以下で説明する
如き様々の作用が生まれる。

【００４１】注入イオン種として多原子からなるハイド
ロカーボンイオンＣ_mＨ_n ⁺（ｍおよびｎはそれぞれ１
以上の整数）を用いると、注入イオンが打ち込まれた材
料表面でフラグメンテーションを起こす。これは、多原
子イオンが単原子粒子に分割されて、材料内に入り込ん
でいくことを意味する。従って、イオンエネルギーＥの
とき、フラグメンテーションされたＣ原子のエネルギー
は１２Ｅ／（１２ｍ＋ｎ）となる。一方、Ｈ原子のエネ
ルギーはＥ／（１２ｍ＋ｎ）となる。

【００４２】上記の理由により、高分子イオンを用い
て、実効的には極めて低エネルギーのＣ原子注入を実施
することができる。Ｈ原子についても同様であり、実効
的に極めて低エネルギーのＨ原子注入を実施することが
できる。装置機能としては実用的には３０ｋｅＶが最低
のイオンエネルギーであると前述したが、多原子イオン
として注入するハイドロカーボン種を適宜選択すること
により、実効的にそれ以下のエネルギー領域で、打ち込
まれた多原子イオンが分割して生じた単原子粒子として
のＣ原子が材料内に入り込む平均深さを調整することが
可能になる。そしてこれにより、本発明では、図５の概
念図に示すように、従来技術を説明する図３および図４
と比べてはるかに高い割合でＣ原子がＣ膜すなわちＤＬ
Ｃ保護膜内に納まることになる。Ｃ原子の注入に付随す
る膜材料の損傷も同様であり、ＤＬＣ保護膜内にほぼ集
中していることが分かる。

【００４３】他方、Ｃｏ膜内にＣ原子が入り込むことは
ある程度避けられないが、図３および図４と比べて分か
るとおり、その侵入量が図５においては小さくなる。付
随する損傷についても同じであり、ＤＬＣ保護膜内にほ
ぼ集中し、磁性膜（Ｃｏ膜）内に存在する割合は大幅に
改善され、Ｃｒ下地膜には到達していない。よって、本
発明の方法では、従来技術と比べて、Ｃ原子注入による
磁性膜劣化の低減が可能となる。

【００４４】注入Ｃ原子の量と付随する損傷量に関し
て、膜質改善のためにＣ膜（ＤＬＣ膜）内に必要とされ
る注入濃度は注入工程を変えても同じである。上記の説
明から明らかなように、本発明の方法を用いるとＣ膜内
にＣ原子と付随する損傷が集中することになり、これに
より注入工程の時間が短縮される。一次近似としては、
実効的なイオンエネルギーと工程時間は比例すると考え
てよいので、本発明によれば、従来法に比べて１２／
（１２ｍ＋ｎ）に短縮される。特に高分子イオンを用い
ることにより、大幅な改善が得られる。

【００４５】多原子イオンから分割により生じたＣ原子
の注入時に付随する損傷が導入されるが、これがＣ膜
（ＤＬＣ膜）に与える作用について述べるならば、ＤＬ
Ｃ膜の結晶構造は立方晶形（ｓｐ３結合状態）のダイア
モンド構造の微結晶と六方晶形（ｓｐ２結合状態）のグ
ラファイト構造の微結晶との混合物である。ここでは、
ｓｐ３結合の方がエネルギー状態が高く、準安定状態で
ある。注入工程で付随する損傷が導入されることによ
り、準安定状態が増加すると理解されている。これはす
なわち、ダイアモンド微結晶が増加することを意味して
おり、ＤＬＣ膜の硬度が増すこととなる。これが、イオ
ン注入とそれに伴う分割原子の注入によるＤＬＣ膜の膜
質改善の理由である。

【００４６】他方、Ｃ膜（ＤＬＣ膜）へのＨ原子の導入
によっても利点が生まれる。ここで、ＤＬＣ膜は、一般
にスパッタ法を用いて成膜され、さらに本発明に従って
イオン注入処理を施されるので、熱非平衡工程であるこ
とを理由に多くのダングリングボンド（結合の手が切れ
た状態）を含む。ＤＬＣ膜へのＨ原子の導入によって、
ダングリングボンドとＨ原子の結合が進む。これは、Ｄ
ＬＣ膜を構成する数多くの微結晶の結晶構造が一層安定
化される作用を生む。従って、これにより、スライダー
と媒体表面が接触した場合にＤＬＣ膜にマイクロクラッ
クが発生し難くなる効果が得られ、ひいてはデブリス
（破片）の発生が抑制され、媒体の機械的動作寿命が長
くなるという効果が得られる。

【００４７】本発明においては、一般的な意味におい
て、このように多原子イオンが分割して生じた単原子が
ＤＬＣ保護膜に入り込むことによりその膜質の改善がな
される。この膜質の改善は、多原子イオンに由来する単
原子の注入を、先行する熱処理に付されることで劣化を
きたしたＤＬＣ保護膜に対し適用した場合には、その膜
質を修復ないしは回復することに相当するものである。
次に、このような劣化した膜質の修復ないし回復の作用
について説明することにする。

【００４８】ＤＬＣ保護膜を備えた磁気ディスク媒体を
熱処理にかけるのは、高Ｋ材料の磁性膜を室温で成膜し
てから熱処理して強磁性を発現させるような場合に必要
となる。ＤＬＣ保護膜を熱処理（アニール）の際の保護
膜（アニール保護膜）として磁性膜の熱処理を行うこと
により、磁性膜の汚染が防止される。この熱処理は、磁
性膜がＤＬＣ保護膜で保護されていることから真空外に
おいて汎用の加熱炉を用いて行うことができるので、バ
ッチ処理が容易に行える。長時間の熱処理が必要な場合
には、特に生産性が向上する。続いて、多原子ハイドロ
カーボンイオンの注入に由来するＣ、Ｈ原子の注入によ
り、先行の熱処理工程を経過して膜質が劣化したＤＬＣ
保護膜の膜質の修復あるいは回復がなされる。本発明に
よらず、ＤＬＣ保護膜を被覆して磁性膜を単に熱処理し
ただけでは、ＤＬＣ保護膜が使用に耐えられないものに
なってしまう。また、磁性膜上に何物も被覆せずに真空
中で熱処理すれば、長時間の加熱工程時間を要するため
大変に生産性が低い欠点を生じる。一方、本発明を使用
する場合、イオン注入工程による処理時間を新たに加算
しなければならなくなるが、イオン注入工程についは生
産性を上げるために、ラスター・スキャン方式だけでな
く、中電流のビーム電流を用いるハイブリッド・スキャ
ン方式、大電流のビーム電流を用いるメカニカル・スキ
ャン方式が既に確立している。このような方式を採用す
ることにより、バッチ処理を行って、媒体ディスク１枚
当りの工程時間を１分以内にすることは容易である。

【００４９】先に触れたとおり、注入イオン種としてハ
イドロカーボンイオンＣ_mＨ_n ⁺（ｍ、ｎはそれぞれ１
以上の整数）を用いるとき、注入イオンは打ち込まれた
材料表面でフラグメンテーションを起こす。これは、分
子イオンが単原子粒子に分割されて、材料内に入り込ん
でいくことを意味する。従って、イオンエネルギーがＥ
のとき、フラグメンテーションされたＣ原子のエネルギ
ーは１２Ｅ／（１２ｍ＋ｎ）となる。一方、同じくフラ
グメンテーションされたＨ原子のエネルギーはＥ／（１
２ｍ＋ｎ）となる。この理由により、高分子イオンを用
いて、実効的には極めて低エネルギーのＣ原子の注入が
実施できる。Ｈ原子についても同様であり、実効的に極
めて低エネルギーのＨ原子の注入が実施できる。ＤＬＣ
保護膜が極めて薄膜であるために、この方法は極めて有
用な方法である。

【００５０】イオン注入装置の機能として、実用的には
３０ｋｅＶが最低のイオンエネルギーである。しかし、
使用するハイドロカーボン種を適宜選択することによ
り、実効的には３０ｋｅＶ以下のエネルギー領域で、注
入原子が材料内に入り込む平均深さを調整することが可
能になる。それにより、図５の概念図に示すように、Ｃ
原子が高い割合でＤＬＣ保護膜内に納まる。付随する損
傷も同様である。他方、磁性膜内にＣ原子が入り込むこ
とはある程度避けられないが、侵入原子の低エネルギー
のために、その侵入量は少ない。それに付随する損傷に
ついても同じである。注入工程が及ぼす磁性膜劣化の影
響は、低エネルギーであるほど、また高分子量であるほ
ど、軽減される。

【００５１】上述のとおり、Ｃ原子の注入に付随して損
傷が導入されるが、これがＤＬＣ保護膜に与える作用に
ついて、ここでもう一度説明することにする。ＤＬＣ膜
の結晶構造は、立方晶形（ｓｐ３結合状態）のダイアモ
ンド構造の微結晶と、六方晶形（ｓｐ２結合状態）のグ
ラファイト構造の微結晶の混合物である。ｓｐ３結合の
方がエネルギー状態が高く準安定状態である。イオン注
入工程で付随する損傷が導入されることにより、準安定
状態が増加すると理解されている。これはすなわち、ダ
イアモンド微結晶が増加することを意味しており、その
結果ＤＬＣ膜の硬度が増す。これがＣ原子の注入による
ＤＬＣ膜の膜質改善、あるいは修復もしくは回復の要点
である。

【００５２】他方、ＤＬＣ保護膜へのＨ原子の導入によ
って次に述べることに関して利点が生まれる。ＤＬＣ膜
はスパッタリング法ないしＰＣＶＤ法で作製され、さら
にそれが高Ｋ材料から作られた膜の場合には熱処理後に
イオン注入法によって加工されるので、熱非平衡工程で
あることを理由に、多くのダングリング・ボンド（緒合
の手が切れた状態）を含む。ＤＬＣ膜へのＨ原子の導入
によって、ダングリング・ボンドとＨ原子の結合が進
む。これは、ＤＬＣ膜を構成する多数の微結晶の結晶構
造を一層安定化させる作用を生む。そしてこれは、スラ
イダーと媒体表面が接触した場合に、ＤＬＣ膜にマイク
ロクラックが発生し難くなる効果を生み、引いてはデブ
リス（破片）の発生を抑止する効果があり、媒体の機械
的動作寿命に益がある。

【００５３】熱処理時のＤＬＣ保護膜の効果について先
に述べたが、一方、デメリットはないか、次のことにつ
いて説明する必要がある。特に高Ｋ材料を磁性膜材料と
して使用する場合、スパッタリング法等の適当な方法に
より堆積したままのアズデポジション状態ではアモルフ
ァス状態にある磁性膜を、熱処理によって規則合金相を
微粒子として析出させることを前述したが、本発明にお
いてはこの熱処理工程時に磁性膜にＤＬＣ保護膜が密接
して被覆されているので、熱処理中にＣ原子が磁性膜中
に拡散するか否か懸念される。磁性膜は極めて薄い膜で
あるため、この拡散の影響は大きく、それゆえに拡散が
あってはならない。以下、これに関して考察し、結論と
して、Ｃ原子の拡散のデメリットが生じないことを説明
する。なお、以下の説明の組立てとして、ＤＬＣ保護膜
／磁性膜材料の熱処理温度における固相拡散について
は、この材料系の平衡状態図を検討して、該当温度にお
けるＣ原子の固溶度を把握することで、Ｃ原子の拡散の
有無を判断している。本発明が関係する高Ｋ材料の一部
のものにＦｅが含まれていることと、鉄鋼技術において
は炭素が極めて有用な元素として研究されてきた歴史が
あることから、Ｆｅ−Ｃ系材料を主として、以下の説明
を進める。

【００５４】（１）Ｆｅ−Ｃ系材料鉄鋼の表面硬化技術のうちに、９００〜ｌ０００℃の加
熱処理によって鋼材の中に炭素を浸透拡散する「浸炭」
と呼ばれる技術がある。ミリメートル（ｍｍ）オーダー
の深さまで炭素（Ｃ）の拡散が可能であるとして、古く
から知られる。ここで、浸炭技術の要点について触れて
おくことにする。

【００５５】浸炭を行うには、次に示すように酸素が重
要な役割を果す。Ｃ＋Ｏ₂→ＣＯ₂ Ｃ＋ＣＯ₂→２ＣＯこのＣＯが鋼材表面において分解し、Ｃを析出するが、
このＣは活性炭素または発生期の炭素と呼ばれ、普通の
炭素と区別するため［Ｃ］で表され、そしてこの鋼材表
面でのＣＯ分解反応は次式により表される。２ＣＯ→［Ｃ］十ＣＯ₂ この活性炭素が鋼材表面から侵入して、次式のように浸
炭が行なわれる。Ｆｅ＋２ＣＯ→｛Ｆｅ−Ｃ｝十ＣＯ₂ 上の式で｛Ｆｅ−Ｃ｝は炭秦が固溶したオーステナイト
という表示である。炭素はα鉄に対してほとんど固溶し
ないため、実際の浸炭はＡ₁点（７４０℃）以上で行
う。このように、浸炭技術には酸素が不可欠とされる。
逆に、酸素がない場合は、鉄表面に接触した炭素が固相
反応のみにより、極くわずかに入り込むと考えればよ
い。本発明における熱処理工程では、Ｆｅを含む磁性材
料とＣにより構成されるＤＬＣ膜との界面に酸素のない
雰囲気で熱処理を行うので、浸炭技術とは関わりのない
熱処理工程となる。

【００５６】次に、Ｆｅ単体金属薄膜にＤＬＣ保護膜を
被覆させた上で熱処理したときの２相界面からＦｅ相へ
のＣ原子の固溶の有無について、明らかにしておく。
Ｔ．Ｂ．Ｍａｓｓａｌｓｋｉ，ｅｄ：Ｂｉｎａｒｙ
Ａ１１ｏｙＰｈａｓｅＤｉａｇｒａｍｓ，Ｖｏ
ｌｓ．１，２，ａｎｄ３，Ａｍｅｒｉｃａｎ
ＳｏｃｉｅｔｙｆｏｒＭｅｔａｌｓ（１９９０）
（以下、「状態図参考文献」と呼ぶ）の８４３頁を出典
とする、図８のＦｅ−Ｃ系２元状態図を参照すれば、Ｆ
ｅの変態は、常温〜９１２℃でｂｃｃ（体心立方）のα
鉄、９１２〜１３９４℃でｆｃｃ（面心立方）のγ鉄
（オーステナイト）、続いて１５３８℃までｂｃｃのδ
鉄と呼ぶ各相をもつ。（さらに、既に炭素を固溶してい
るＦｅにおいては、Ａ₁変態（７４０℃）と呼ばれる共
析変態がある。）ここで、α鉄にはＣ原子はわずか
（０．１ｍｏｌ％まで）しか固溶しない（金属便覧：
日本金属学会編、改訂５版、丸善（１９９０）、５０９
頁の図８．４、５１１頁の図８．１１）。さらに、９１
２℃のＡ₃変態点以上の温度でγ鉄（オーステナイト）
になると、Ｃ原子が侵入型固溶のメタロイドとして、そ
の最大固溶量は約９ｍｏ１％になる。なお、炭素を固溶
したオーステナイトを徐冷すると、Ｆｅ₃Ｃ相（セメン
タイト）を析出するようになり、Ａ₁点以下にまで徐冷
すると、α鉄とセメンタイトを析出するようになる。た
だし、セメンタイト相は準安定であって、長時間熱処理
すると、Ｆｅ相と黒鉛とに分解する。

【００５７】以上のように、純鉄においてはα鉄（フェ
ライト）ではなく、９１２℃以上のγ鉄（オーステナイ
ト）においてＣ原子が固溶しやすくなることを述べた。
この理由は、Ｃ原子が侵入型固溶する位置が、ｂｃｃ−
α相においては非等方的な間隙であるために、侵入する
Ｃ原子は上下または左右に結晶格子を押し広げ、歪ませ
て固溶しなければならないので、固溶度が小さいためと
理解されている。他方、ｆｃｃ−γ相（オーステナイ
ト）においては、Ｃ原子の侵入型固溶の位置が等方的な
間隙にあるので、結晶格子を歪ませないため固溶しやす
くなる。

【００５８】（２）Ｆｅ−Ｍ−Ｃ系材料次に、Ｆｅ基合金の２元系状態図を参照して、α／γ平
衡に対する合金元素の影響を検証する。Ｆｅ基合金の平
衡状態図において、オーステナイト相（γ）が占める領
域の形式ないし形状（様子）は、周期律表上の周期性と
符合するように、合金元素（Ｍ）の核外電子の状態と密
接に関連することが分かっている。Ｆｅ基合金において
Ｆｅと同じＶＩＩＩ族の元素（Ｃｏ、Ｐｔ、Ｐｄもこれ
に属する）は、γ開放型と分類されている。これは、Ｆ
ｅに対するこれらの元素の組成比率の増加とともに、オ
ーステナイト相がより低温度領域まで拡大することを意
味する。すなわち、Ｃ原子の固溶度が低温度領域まで大
きくなる傾向を示すことになるので、これについて一層
詳しく見ておく必要がある。

【００５９】そこで、図９のＦｅ−Ｐｔ系状態図（出
典：状態図参考文献、１７５５頁）を見ると、確かにオ
ーステナイト相は拡大している。純鉄ではＡ₃点が９１
２℃であるが、Ｆｅ−１５％Ｐｔでは６００℃になる。
ところが、さらなるＰｔ組成の増加で規則合金相が現れ
てくるので、この変化を考えなければならない。規則合
金相はＦｅ₃Ｐｔ、ＦｅＰｔ、ＦｅＰｔ₃と３種類ある
が、本発明に関わる高Ｋ材料としてのＦｅ−Ｐｔ系は、
およそ５０％Ｐｔ組成で現れるＦｅＰｔ相であり、これ
について述べる。ＦｅＰｔ相は、およそ１３００℃にお
いてγオーステナイト相に接して低温側に現れる。この
ＦｅＰｔ相はｆｃｔ（面心正方格子）でＬ１₀型である
ので、Ｆｅ原子面とＰｔ原子面が交互する形で積層す
る。ここで、Ｃ原子が侵入型固溶する位置を見ると、非
等方的な間隙をもつことになり、侵入するＣ原子はＦｅ
Ｐｔ結晶格子を歪ませて固溶しなければならなくなるた
め、固溶度が小さいという結論が出る。

【００６０】次に、図１０のＦｅ−Ｐｄ系状態図（出
典：状態図参考文献、１７５１頁）について見る。この
場合も、Ｆｅに対するＰｄ組成の増加とともにオーステ
ナイト相は拡大し、およそ４６％Ｐｄ組成においてＡ₃
点は６０５℃まで低下する。しかし、さらにＰｄ組成が
増すと、この系においてもＬ１₀型の規則合金相（Ｆｅ
Ｐｄ）が現れる。本発明に関わる高Ｋ材料は、このＦｅ
Ｐｄ相に対応するものであって、前述の説明と同様にこ
れへのＣ原子の固溶度は小さい。

【００６１】（３）Ｃｏ−Ｐｔ−Ｃ系材料次に、Ｃｏ−Ｐｔ系２元合金の場合のＣ原子の固溶度に
ついて説明する。そのための準備として、まず、図１１
のＣｏ−Ｃ系２元状態図（出典：状態図参考文献、８３
６頁）を見る。ｆｃｃのαＣｏ（Ａ1 型）は１３２０℃
において４．１原子％炭素を固溶するが、温度低下とと
もにＣ固溶度が減少し、４２２℃において共析反応があ
り、εＣｏ相と黒鉛相に分離する。εＣｏ相のＣ固溶度
は８．７×１０^-4原子％である。

【００６２】続いて、図１２のＰｔ−Ｃ系２元状態図
（出典：状態図参考文献、８７３頁）を見ると、１７０
５℃の共晶温度以下では、黒鉛と分離したＰｔ相はｆｃ
ｃ（Ａ1 型）であるが、Ｃ固溶度は８００℃において１
％に過ぎない。

【００６３】ここで、図１３のＣｏ−Ｐｔ系２元状態図
（出典：状態図参考文献、１２２６頁）に転じると、高
温域ではαＣｏとαＰｔの固溶相である。この相ではＣ
原子がある程度αＣｏ内に固溶する。本発明に関わる高
Ｋ材料については、およそ５０％組成において８２５℃
以下の温度で現れる規則合金ＣｏＰｔ相が関心事である
が、この結晶もｆｃｔ、Ｌ１₀型である。よって、前述
と同様にこのＣｏ−Ｐｔ合金へのＣ原子のメタロイドと
しての固溶度は小さい。

【００６４】（４）Ｓｍ−Ｃｏ−Ｃ系材料次に、Ｓｍ−Ｃｏ系２元合金へのＣ原子の固溶度につい
て検証する。Ｓｍ−Ｃ系２元状態図はこれまで作成され
ていないが、αＳｍ、βＳｍ、γＳｍともにＣ原子を固
溶しないことが知られている（状態図参考文献、８８４
頁）。高温では定比化合物が形成され、ＳｍＣ₂と黒鉛
の共晶温度が２２４０℃である。他方、Ｃｏ−Ｃ系につ
いては前述したとおり、Ｃ原子の固溶度は小さかった。

【００６５】そこで、図１４のＳｍ−Ｃｏ系２元状態図
（出典：状態図参考文献、１２４１頁）に転じて述べる
と、Ｃｏリッチ組成の広い範囲で、幾種類もの定比化合
物を析出する。析出相であるＣｏ₁₇Ｓｍ₂、Ｃｏ₅Ｓ
ｍ、Ｃｏ₇Ｓｍ₂、Ｃｏ₃Ｓｍ、Ｃｏ₂Ｓｍはいずれも
複雑な結晶構造をもち非等方的であるので、侵入型Ｃ原
子が位置したときに、非等方的に結晶格子を歪ませるこ
とになって、Ｃ原子のこれらへの固溶度は小さいと判断
してよい。

【００６６】以上の説明をまとめると、ＦｅＰｔ、Ｆｅ
Ｐｄ、ＣｏＰｔ、ＳｍＣｏ₅を引き合いに出して述べた
高Ｋ材料へのＣ原子の固溶度は小さいことが分かる。特
に、本発明での熱処理温度である５００〜６００℃で
は、これらの高Ｋ材料へのＣ固溶は実質的にないと判断
できる。そこで、本発明において、ＤＬＣ保護膜を被覆
した磁性膜を熱処理する工程を実施しても、保護膜から
磁性膜へのＣ原子の固相拡散はないと判断できる。

【００６７】

【実施例】以下、実施例により本発明をさらに説明す
る。

【００６８】〔実施例１〕ＤＬＣ膜（１０ｎｍ）／Ｃｏ
_0.8Ｃｒ_0.15Ｐｔ_0.05磁性膜（２０ｎｍ）／Ｃｒ下地膜
（２０ｎｍ）／ＮｉＰメッキ膜（１０μｍ）／Ａｌ基板
の層構成を有する磁気ディスク媒体を用いた。ＤＬＣ膜
の成膜条件は前述したとおりである。すなわち、グラフ
ァイトターゲットを用いたアルゴンガスプラズマによる
ＤＣマグネトロンスパッタ法を用い、１Ｐａ程度のアル
ゴンガス圧力において、基板温度を室温にして成膜を行
った。次いで、注入イオン種のための多原子ハイドロカ
ーボンとしてはベンゼンＣ₆Ｈ₆を用いてイオン注入を
行った。低エネルギーを意図して、かつ、装置機能の実
用的なエネルギー範囲での選択として、シングルイオン
Ｃ₆Ｈ₆ ⁺の加速エネルギーを３０ｋｅＶとした。この
結果、イオン注入時に媒体最表面層であるＤＬＣ膜の表
面に到達した後に、Ｃ粒子は４．６ｋｅＶ、Ｈ粒子は
０．３８ｋｅＶのエネルギーを持って入り込んでいく。
図１および図２を用いてＣ粒子の媒体内における分布を
見積もることができる（図７）。さらに、エネルギー粒
子ＨをＣ材料およびＣｏ材料にイオン注入したときの平
均深さの概算値を図６に示す。これから、本実施例にお
けるＨ粒子の平均深さが分かる。Ｈ分布の広がりは予測
に基づくものであるが、Ｈが最も軽粒子であるため、Ｃ
粒子よりも数倍の広がりをもつことは疑いのないところ
である（図７）。見積もったＣおよびＨ分布をともに示
す図７によると、Ｃ粒子、Ｈ粒子ともに平均深さはＣ膜
／Ｃｏ膜境界にあることから、全注入量の約半分がＣ膜
内に納まることが分かる。付随する損傷の導入量につい
ても同じことが言える。

【００６９】上記では、イオン注入量を、単位面積当た
り１×１０¹²ｃｍ^-2から５×１０¹⁴ｃｍ^-2の範囲で行な
った。この範囲内で、いずれのイオン注入量を用いて
も、耐摩耗性の観点からＣ膜の膜質改善に有益であっ
た。

【００７０】〔実施例２〕磁気ディスク媒体を次のよう
に作製した。まず、５００μｍ厚の３．５インチ（約９
ｃｍ）のガラス基板上に、ＤＣマグネトロンスパッタ法
で２０ｎｍ膜厚のＣｒ下地膜を成膜した。このときのス
パッタ条件は、Ａｒガス圧１０ｍＴｏｒｒ（１．３Ｐ
ａ）、スパッタ速度０．５ｎｍ／ｓ、室温とした。続い
て、コンポジットＳｍ₂Ｃｏ₇ターゲットを用いて、２
０ｎｍ膜厚のＳｍＣｏ₅磁性膜を成膜した。このときの
スパッタ条件は、スパッタ速度を０．１ｎｍ／ｓとする
以外、Ｃｒスパッタ時と同じとした。続いて、磁性膜の
酸化を避けるため速やかに、ＤＬＣ保護膜の１０ｎｍ膜
厚の成膜を室温でのＤＣマグネトロンスパッタ法で行
い、磁気ディスク媒体を得た。

【００７１】次に、熱処理工程を実施した。Ｎ₂ガスを
５リットル／ｍｉｎの流量で流した開管式のヒーター加
熱式電気炉内で、媒体ディスクの熱処理を５５０℃で２
０分間行なった。ディスク１０枚を同時に処理した。

【００７２】次に、イオン注入工程を実施した。イオン
注入は、１×１０¹²〜１×１０¹⁵ｃｍ^-2の範囲内にある
イオン注入量で、３０ｋｅＶの加速エネルギーの一価分
子イオンを用いて室温で行なった。イオン種はベンゼン
Ｃ₆Ｈ₆ ⁺を用いた。

【００７３】１×１０¹²〜１×１０¹⁵ｃｍ^-2の範囲内に
あるイオン注入量で実施した結果、いずれも耐摩耗性の
観点からＤＬＣ保護膜を熱処理前の膜質にまで回復する
のに有益であった。一方、この範囲を外れると、低注入
量では回復効果が見られず、高注入量では逆に膜質の劣
化が進行した。

【００７４】イオン注入用のイオン種としては、Ｃ₆Ｈ
₆以外にも、メタンＣＨ₄、エタンＣ₂Ｈ₆、プロパン
Ｃ₃Ｈ₈、ブタンＣ₄Ｈ₁₀等の一般式Ｃ_nＨ_2n+2（この
式のｎは正整数）のアルカン系ハイドロカーボンを用い
ることができる。また、Ｃ＝Ｃ二重結合を一つもつ一般
式Ｃ_nＨ_2n（この式のｎは正整数）の非環式炭化水素で
あるアルケン系ハイドロカーボンも用いることができ
る。さらに、Ｃ≡Ｃ三重結合を一つもつ一般式Ｃ_nＨ
_2n-2（この式のｎは正整数）のアルキン系ハイドロカー
ボンも用いることができる。このほか、環状ハイドロカ
ーボンのうち芳香族ハイドロカーボンも、ベンゼンに限
らず使用可能であり、例えば、ベンゼンのモノメチル置
換体であるトルエン、ジメチル置換体であるキシレンな
ども使用できる。

【００７５】さらに、これまで、イオン種としてはハイ
ドロカーボンＣ_mＨ_n（ｍおよびｎはそれぞれ１以上の
整数）のみに言及してきたが、例外的にＣおよびＨ以外
の元素としてＮを付加した化合物も、Ｎ原子がＤＬＣ保
護膜、媒体磁性膜に特に悪影響を及ぼさないことが分か
ったことから、イオン注入用イオン種として用いること
ができる。そのようなＮ含有ハイドロカーボンの代表例
として、芳香族アミンのピリジンを挙げることができ
る。

【００７６】以上が本発明の実施態様の一例である。こ
こで、本発明の更なる実施態様として、特許請求の範囲
で採り上げなかったものを列挙すれば、例えば次のとお
りである。（ア）高Ｋ磁性材料膜の成膜を室温で行う、磁気ディス
ク媒体の製造方法。（イ）前記熱処理を不活性ガスの雰囲気下に常圧で行
う、磁気ディスク媒体の製造方法。（ウ）イオン注入が実効的に極めて低エネルギーで行わ
れる、磁気ディスク媒体の製造方法。（エ）イオン注入する炭素を含む分子イオンがベンゼン
イオンである、磁気ディスク媒体の製造方法。

【００７７】

【発明の効果】本発明によれば、イオン注入装置の機能
的な実用範囲を外れた、実効的に極めて低エネルギーで
イオン注入工程を実施することができ、しかも工程時間
が短縮され、また結晶構造の安定化に有益となるＨ導入
も単一工程の取扱いで行うことができる。すなわち、本
発明の方法は、ＤＬＣ膜の膜質改善に向けた加工時間の
短縮と、媒体の機械的動作機能の長寿命化を同時に図れ
る利点をもつ。

【００７８】また、本発明によれば、熱処理によって劣
化したＤＬＣ保護膜の膜質を、イオン注入による熱非平
衡工程を通じて回復あるいは修復することができる。こ
の効果があるために、特に高Ｋ材料の磁性膜を室温で成
膜する場合に必要となる磁性膜の熱処理工程を、ＤＬＣ
保護膜を付着させた状態で常圧のもとで高い処理効率で
実施することが可能になる。

【図面の簡単な説明】

【図１】注入イオンＣ⁺のＣ膜に対する平均深さと偏差
のグラフ。

【図２】注入イオンＣ⁺のＣｏ膜に対する平均深さと偏
差のグラフ。

【図３】２００ｋｅＶでイオン注入したＣ⁺イオンの媒
体内における相対的な濃度分布の図。

【図４】３０ｋｅＶでイオン注入したＣ⁺イオンの媒体
内における相対的な濃度分布の図。

【図５】多原子ハイドロカーボンイオンを実効的に極め
て低エネルギーでイオン注入したときのＣ粒子の媒体内
における相対的な濃度分布の図。

【図６】注入イオンＨ⁺のＣ膜およびＣｏ膜に対する平
均深さのグラフ。

【図７】ベンゼンイオンＣ₆Ｈ₆ ⁺を３０ｋｅＶでイオ
ン注入したときのＣ粒子とＨ粒子の媒体内における相対
的な濃度分布の図。

【図８】Ｆｅ−Ｃ系状態図。

【図９】Ｆｅ−Ｐｔ系状態図。

【図１０】Ｆｅ−Ｐｄ系状態図。

【図１１】Ｃｏ−Ｃ系状態図。

【図１２】Ｐｔ−Ｃ系状態図。

【図１３】Ｃｏ−Ｐｔ系状態図。

【図１４】Ｓｍ−Ｃｏ系状態図。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】ダイアモンドライクカーボン保護膜を有
する磁気ディスク媒体の表面層に、炭素を含む分子イオ
ンをイオン注入することを含む、磁気ディスク媒体の製
造方法。
【請求項２】低温で成膜した高Ｋ磁性材料膜を有する
磁気ディスク媒体を、その磁性膜上に直接ダイアモンド
ライクカーボン保護膜を被着させて熱処理し、次いでこ
の媒体の表面層に、炭素を含む分子イオンをイオン注入
することを含む、磁気ディスク媒体の製造方法。
【請求項３】前記炭素を含む分子イオンが、式Ｃ_mＨ
_n ⁺（ここで、ｍおよびｎはそれぞれ１以上の整数を表
す）により表される、請求項１又は２記載の方法。
【請求項４】前記炭素を含む分子イオンが、一般式Ｃ
_nＨ_2n+2（この式のｎは正整数）のアルカン系ハイドロ
カーボン、一般式Ｃ_nＨ_2n（この式のｎは正整数）のア
ルケン系ハイドロカーボン、一般式Ｃ_nＨ_2n-2（この式
のｎは正整数）のアルキン系ハイドロカーボン、芳香族
ハイドロカーボン又はＮ含有ハイドロカーボンの分子イ
オンである、請求項１〜３のいずれか一つに記載の方
法。
【請求項５】イオン注入量が１×１０¹²ｃｍ^-2から１
×１０¹⁵ｃｍ^-2の範囲である、請求項１〜４のいずれか
一つに記載の方法。