JP2005293664A - 磁気ディスク及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】100Gbit/inch^２以上の高記録密度を達成でき、かつ、高S/N比の磁気ディスクを提供する。
【解決手段】ディスク状ガラス基板１上に、少なくとも、第１の合金層４と六方最密充填構造を含む第２の合金層５とをこの順で有するとともに、該第２の合金層５上に非磁性結合層６を介して磁気記録層７を有する磁気ディスク１００であって、上記第１の合金層４は、Ｃｒ（クロム）と、Ｃｒ（クロム）と全率固溶を示す元素Ａと、Ｃｒ（クロム）と体心立方構造の化合物を生成する元素Ｂとを含む合金からなり、この合金に含まれる元素のうちＡの含有量は７原子％から２５原子％の範囲であり、Ｂの含有量は１原子％から１５原子％の範囲である合金を成膜してなる。
【選択図】 図１

Description

本発明は、HDD（ハードディスクドライブ）等の情報を記録するための磁気ディスク装置に搭載する磁気ディスク及びその製造方法に関する。

今日、情報記録技術、特に磁気記録技術はＩＴ産業の発達に伴い飛躍的な技術革新が要請されている。たとえば、HDD等の磁気ディスク装置に搭載する磁気ディスクでは、100Gbit/inch^２以上の情報記録密度を達成できる技術が求められている。
このような磁気ディスクでは、特に出力と媒体ノイズの比、即ちＳ／Ｎ比が優れていることが求められる。このため、従来ではグレインサイズの微細化や結晶配向の制御等によって媒体ノイズを低下させることによって、磁気特性の向上が図られてきた。

しかし、このような高記録密度においては、磁気ディスク上に記録した信号が時間の経過と共に減衰する、所謂熱揺らぎ現象と呼ばれる障害が発生する場合があることが知られている。この熱揺らぎ障害の原因は、このような高記録密度を達成できるように磁性層の磁性グレインを微細化した結果として、記録された磁化を保持するのに十分な保磁力（Ｈｃ）を持たなくなり、記録信号の磁化が熱磁気余効（熱揺らぎ磁気余効）を起こし易くなったためであると考えられている。この熱揺らぎ障害を解決するために、例えば下記特許文献１（特開2001−56924号公報）には、磁気記録媒体にＡＦＣ（Anti Ferro Coupled Film：反強磁性結合膜）構造を導入することで、書き込まれたビットの熱安定性を向上させようとする技術が開示されている。即ち、基板上に、Ｒｕ等からなる非磁性分断層により上下に分断された反強磁性交換結合を誘導する多層構造を有する磁気記録層を形成したものであるが、特に非磁性分断層の下層の磁性層は膜厚が薄いものとなっている。

特開２００１−５６９２４号公報

ところで、本発明者の研究によると、上記ＡＦＣ構造における非磁性分断層の下層の磁性層を薄くしていくと媒体ノイズが低減し、Ｓ／Ｎ比を向上させられることが判明した。これは、非磁性分断層の下層の磁性層を薄膜化することにより、非磁性分断層の上層のグレインを微細化するとともに、非磁性分断層によってその上層と下層の磁性層を交換結合させた時の実効的な磁性グレインの体積を減らすことができるためである。しかしながら、本発明者の更なる研究によると、非磁性分断層の下層の磁性層を更に薄くしていった場合、薄膜化に伴って保磁力、飽和磁化、残留磁化の低下が見られ、十分にノイズを低減させられなくなることが判明した。これは、通常、体心立方構造（ｂｃｃ構造）を含む下地層の上に六方最密充填構造（ｈｃｐ構造）を含む例えばCoCr系合金磁性層を形成していたが、ｈｃｐ構造の磁性層の磁化容易軸はディスクの面内配向が困難であり、かつｂｃｃ構造の下地層との界面付近でグレインが不揃いになりやすく、磁性層の膜成長の初期段階において十分な結晶組織を形成していない為と考えられる。このようなグレインと配向性が不揃いなｈｃｐ構造の初期成長膜はノイズの原因にもなりやすい。

更に、本発明者の検討によれば、上述のＡＦＣ構造を備えた磁気記録媒体における非磁性分断層の下層の磁性層の膜厚を薄くした場合は殆どｈｃｐ構造の初期成長膜で形成されるため、結果として、磁性層間の良好な交換結合が誘導されず、磁気特性を向上できない、また媒体ノイズの低減も図れないということが判明した。

即ち、本発明者は、従来の改善技術では、高記録密度化に伴って非磁性分断層の下層の磁性層の膜厚を薄くした場合、媒体ノイズを低減させて、磁気特性を向上することは困難であるという新たな課題を見い出した。従って、従来の改善技術では、例えば100Gbit/inch^２以上の高記録密度を達成することは事実上困難となっていた。
本発明は、上述の課題に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、例えば100Gbit/inch^２以上の高記録密度を達成でき、かつ、高S/N比の磁気ディスク及びその製造方法を提供することにある。

本発明者は、本発明者が見い出した上記課題を解決すべく鋭意研究を行なったところ、特定のクロム系合金層を磁性層直下の下地として成膜することにより、このクロム系合金層の上に成膜する磁性層において、グレインと配向性が不揃いなｈｃｐ構造の初期成長膜の生成を好適に抑制することが出来ることを突き止め、以下の構成を有する本発明を完成するに至った。

（構成１）ディスク状ガラス基板上に、少なくとも、第１の合金層と六方最密充填構造を含む第２の合金層とをこの順で有するとともに、該第２の合金層上に交換結合構造を備える磁性層を有する磁気ディスクであって、前記第１の合金層は、Ｃｒ（クロム）と、Ｃｒ（クロム）と全率固溶を示す元素Ａと、Ｃｒ（クロム）と体心立方構造の化合物を生成する元素Ｂとを含む合金からなることを特徴とする磁気ディスク。
（構成２）前記第１の合金層に含まれる元素のうち元素Ａの含有量は７原子％から２５原子％の範囲であり、元素Ｂの含有量は１原子％から１５原子％の範囲であることを特徴とする構成１に記載の磁気ディスク。
（構成３）前記第２の合金層のＣ軸は、ディスク面に対して略平行に配向していることを特徴とする構成１又は２に記載の磁気ディスク。
（構成４）前記第２の合金層の残留磁化膜厚積が１．５Ｇμｍから２０Ｇμｍの範囲にあることを特徴とする構成１乃至３の何れかに記載の磁気ディスク。
（構成５）前記第１の合金層の基板側に、Ｂ２結晶構造のシード層を備えることを特徴とする構成１乃至４の何れかに記載の磁気ディスク。
（構成６）前記ガラス基板の主表面上に、前記第２の合金層のＣ軸に所望の配向性を付与するためのテクスチャーを形成してあることを特徴とする構成１乃至５の何れかに記載の磁気ディスク。
（構成７）ディスク状ガラス基板上に、少なくとも、第１の合金層と六方最密充填構造を含む第２の合金層とをこの順で有するとともに、該第２の合金層上に交換結合構造を備える磁性層を有する磁気ディスクの製造方法であって、Ｃｒ（クロム）と、Ｃｒ（クロム）と全率固溶を示す元素Ａと、Ｃｒ（クロム）と体心立方構造の化合物を生成する元素Ｂとを含む合金からなるターゲットを用いて反応性スパッタリングにより前記第１の合金層を成膜した後、前記第２の合金層を成膜することを特徴とする磁気ディスクの製造方法。
（構成８）前記合金からなるターゲットに含まれる元素のうち元素Ａの含有量は７原子％から２５原子％の範囲であり、元素Ｂの含有量は１原子％から１５原子％の範囲であることを特徴とする請求項７に記載の磁気ディスクの製造方法。
（構成９）前記第１の合金層の反応性スパッタリング成膜は、希ガス元素と酸素元素とを含む雰囲気において行うことを特徴とする構成７又は８に記載の磁気ディスクの製造方法。

上記第１の合金層によると、該合金層の格子定数を制御しつつ、粒成長を抑制することが出来るため、この上に成膜される第２の合金層（交換結合構造を形成する強磁性層）の結晶成長を極薄膜においても助長し、且つエピタキシャル成長を形成することができる。即ち、グレインが十分に微細化され、且つ第２の合金層の格子定数に整合した第１の合金層上に成膜される第２の合金層は、膜形成の初期段階から結晶成長を損なうことなく、結晶性の高い第２の合金層薄膜を形成することが出来る。従って、ｈｃｐ構造の第２の合金層におけるグレインや配向性が不揃いな初期成長膜の生成を好適に抑制することができる。
これによって、交換結合構造を備えた磁性層のうち非磁性層で分断された下層の磁性層（第２の合金層）の膜厚を非常に薄くしてもグレインと配向性が好適に制御された磁性層薄膜を形成することができ、また媒体ノイズの低減を図ることができる。

本発明者の考察によれば、上記第１の合金層によると、該合金層の格子定数を制御しつつ、粒成長を抑制することが出来る理由は以下のように考えられる。
即ち、Ｃｒと全率固溶を示すＣｒＡ合金を用いると、Ａ元素の含有量と共にＣｒの結晶構造を変化させることなく格子定数を連続的に変化させることが可能である。しかしながら、全率固溶を示すＣｒＡ合金はグレインの粒成長が起こりやすく、十分に微細化することが困難である。このＣｒＡ合金にＣｒと化合物を形成する元素Ｂを添加すると、ＣｒＢ化合物によってＣｒＡの粒成長を抑制することが出来る。その結果、十分に微細化され、且つ格子定数が第１の合金層上に成膜される第２の合金層の格子定数に整合するよう制御された合金層が得られる。

本発明によれば、磁性層直下の第１の合金層によってｈｃｐ構造の磁性層におけるグレインや配向性が不揃いな初期成長膜の生成を抑制することができるので、交換結合構造を備えた磁性層のうち非磁性層で分断された下層の磁性層の膜厚を非常に薄くしてもグレインと配向性が好適に制御された磁性層薄膜を形成することができ、また媒体ノイズの低減を図ることができる。従って、例えば100Gbit/inch^２以上の高記録密度を達成でき、かつ、高いＳ／Ｎ比を有する磁気ディスクを得ることができる。

以下、本発明の実施の形態を詳述する。
図１は、本発明に係る磁気ディスクの一実施の形態を示したもので、図１の磁気ディスク１００は、アモルファスガラスからなる非金属ガラス基板１上に、微細化促進層２、シード層３、第１の合金層４、第２の合金層５、非磁性結合層６、磁気記録層７、保護層９、及び潤滑層１０が順次接して成膜された磁気ディスクである。
非金属ガラス基板１は、アモルファスガラス１ａの主表面上にテクスチャー１ｂが形成されており、順次成膜される六方最密充填構造（ｈｃｐ構造）を含む第２の合金層５のＣ軸（磁化容易軸）をディスクの円周方向に優先配向させる機能を備える。このような優先配向を付与することにより、磁気ディスクのディスク円周方向の保磁力がディスク半径方向の保磁力よりも大きい、磁気特性の異方性を備えた磁気ディスクが得られる。
なお、ガラスとしては、アモルファスガラスの他、結晶化ガラス等があるが、特にアモルファスガラスは非晶質で表面平滑性が高いので本発明には好適である。ガラス基板１の材質としては、例えば、アルミノシリケートガラス、ソーダライムガラス、ソーダアルミノシリケートガラス、アルミノボロシリケートガラス、ボロシリケートガラス、石英ガラス、チェーンシリケートガラス等が挙げられる。中でも、アルミノシリケートガラスは、高精度に平滑な表面を得ることが出来、また化学強化により高い剛性を得ることが出来るので、本発明に好適である。ガラス基板１の厚さは、特に制約は無いが、0.1mm〜1.5mm程度が好ましい。

また、上記テクスチャー１ｂは、磁性層に磁気異方性を誘導する形状であれば特に限定されない。例えば、円周状テクスチャー、らせん状テクスチャー、クロステクスチャーなどを挙げることが出来る。特に円周状テクスチャーであれば、テクスチャーの方向が磁気ディスク上を浮上飛行する磁気ヘッドの走行方向に類似するので、本発明の作用を好ましく得ることができる。テクスチャーの表面粗さに関しては、Rmaxで６ｎｍ以下、Raで０．６ｎｍ以下であることが好ましい。このような平滑な表面粗さの場合、磁気ディスクの高記録密度化に資することができる。なお、ここで表面粗さRmaxとは、日本工業規格（JIS）B0601に定める最大高さ、Raとは、同じく日本工業規格（JIS）B0601に定める算術平均粗さのことである。
また、このようなテクスチャー１ｂを形成する方法としては、ガラス基板主表面に樹脂テープを押し付けた状態でガラス基板とテープとを相対的に移動させることにより該ガラス基板の主表面上にライン状をなすテクスチャーを形成するテープ式テクスチャー研磨方法が好ましく挙げられる。

上記微細化促進層２は、この上に成膜される各層の結晶グレインを微細化させる機能を有し、上記シード層３は上層の結晶グレインを均一に微細化させる機能を有する。微細化促進層２は、ガラス基板１がアモルファスガラスからなる場合、そのアモルファスガラス表面に対応させる為にアモルファスの合金膜とすることが好ましい。例えばCrTi系合金膜、CrTa系合金膜等が挙げられる。中でも、CrTi系合金膜は、微結晶を含むアモルファス金属膜を形成するので特に好ましい。また、シード層３は、上層のグレインを均一に微細化するように、B2結晶構造の合金膜を用いることが好ましい。例えば、AlRu系合金、AlRuB系合金、AlCo系合金等が挙げられる。特に、AlRu系合金膜は微細化作用に優れているので好ましい。

上記第１の合金層４は、主に、この上に成膜される第２の合金層５に含まれるｈｃｐ構造の磁化容易軸（Ｃ軸）をディスクの面内に略平行に配向させる機能を備えるが、本発明では、特定のＣｒ系合金からなる第１の合金層４によってｈｃｐ構造の第２の合金層５におけるグレインや配向性が不揃いな初期成長膜の生成を抑制することができ、第２の合金層５の膜厚を非常に薄くしてもグレインと配向性が好適に制御された強磁性層薄膜を形成することができる。本実施の形態では、第１の合金層４は非磁性層である。
本発明における第１の合金層４は、Ｃｒ（クロム）と、Ｃｒ（クロム）と全率固溶を示す元素Ａと、Ｃｒ（クロム）と体心立方構造の化合物を生成する元素Ｂとを含む合金からなり、例えばＣｒｚＡｘＢｙで示される組成の合金を成膜してなる。ここで、この合金に含まれる元素のうちＡの含有量（ｘ）は７原子％から２５原子％の範囲であり、Ｂの含有量（ｙ）は１原子％から１５原子％の範囲であり、上記ＣｒｚＡｘＢｙで示される組成の合金の場合、Ｃｒはその残部、即ちｚ＝１００−ｘ−ｙである。

Ｃｒと全率固溶を示す元素Ａとしては、例えば、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ等の元素が挙げられる。これらの元素はＣｒ元素と均一に混ざって合金（固溶体）を形成する。また、Ｃｒと体心立方構造の化合物を生成する元素Ｂとしては、例えば、Ｔｉ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔａ等の元素が挙げられる。尚、元素Ａと元素Ｂは、それぞれ１種類の元素でもよいが、元素Ａと元素Ｂの少なくとも一方が２種類以上の元素であってもよい。元素Ａと元素Ｂの少なくとも一方が２種類以上の元素である場合、その２種類以上の元素の各組成は同一でも異なってもよい。

また、第１の合金層４は、上述のように、Ｃｒ（クロム）と、Ｃｒ（クロム）と全率固溶を示す元素Ａと、Ｃｒ（クロム）と体心立方構造の化合物を生成する元素Ｂとを含む合金からなり、この合金に含まれる元素のうちＡの含有量は７原子％から２５原子％の範囲であり、Ｂの含有量は１原子％から１５原子％の範囲である。Ｃｒと全率固溶を示す元素Ａの比率が高いと、Ｃｒ合金のグレインの粒成長が起こりやすく、十分に微細化することが困難である。また、Ｃｒと化合物を形成する元素Ｂの比率が高いと、粒成長は起こりにくいが、Ｃｒ合金の格子定数を制御しずらく、強磁性層とのエピタキシャル成長が十分ではなく配向性が悪くなる。従って、上記組成による第１の合金層４によれば、格子定数を制御しつつ、粒成長を抑制することが出来るため、この上に成膜される第２の合金層５（交換結合構造を形成する強磁性層）はエピタキシャル成長を形成することができ、膜形成の初期段階から結晶成長を損なうことなく、グレインと配向性が好適に制御された結晶性の高い第２の合金層薄膜を形成することが出来、また媒体ノイズの低減を図ることができるので、結果、磁気特性を向上できる。

第１の合金層４は、例えば、希ガス元素と酸素元素とを含む雰囲気において、ＣｒとＡ元素とＢ元素を含む、例えばＣｒｚＡｘＢｙで示される組成の合金ターゲットを用いて成膜することができる。第１の合金層４の成膜方法としては、反応性スパッタリング成膜が好適である。反応性スパッタリング成膜を希ガス元素と酸素元素とを含む雰囲気において行なう場合、添加ガスとしては、Ａｒ（アルゴン）等の希ガスと、例えばＣＯ_２、ＮＯ_２、Ｏ_２等の酸素元素を含むガスとの混合ガスを用いることができる。希ガスと混合する酸素元素を含むガスとしては特にＣＯ_２、Ｏ_２が取扱い易く好ましい。
このような反応性スパッタリング成膜に用いる混合ガス中の希ガスと酸素元素を含むガスとの混合比は特に制約されないが、通常は希ガスに対する酸素元素を含むガスの混合比を０．３％〜３．０体積％の範囲内とするのが適当である。

また、第１の合金層４の成膜時の温度、成膜速度、及び成膜時の真空度については、本発明では特に制約される必要はないが、成膜時の温度領域は、例えば２００℃〜３５０℃の範囲が好適である。また、成膜速度としては、例えば４０Å／秒〜１００Å／秒の範囲が好適である。さらに、成膜時の真空度は、例えば４μバール〜１２μバールの範囲内に調整することが好適である。
上述の非金属ガラス基板の主表面上にテクスチャーを形成しても、所望の配向性（即ち、基板上に順次成膜される六方最密充填構造（ｈｃｐ構造）を含む第２の合金層のＣ軸（磁化容易軸）がディスク面に対して略平行となる配向性、及び／又は、ディスクの円周方向にＣ軸が優先配向する配向性）や、所望の磁気異方性が得られない場合があるが、本発明では上記第１の合金層を選択することにより、ガラス基板の場合にあっても、配向性に優れ、さらに磁気異方性の卓越した磁気ディスクが得られるようになる。
なお、第１の合金層４は、その上に成膜される第２の合金層５との間でヘテロエピタキシャルな関係となるように成膜されていることが好ましい。
また、第１の合金層４の膜厚は適宜設定することができ特に制約はないが、通常は５０Å〜２００Å程度の範囲内とするのが適当である。

上記第２の合金層５は、六方最密充填構造（ｈｃｐ構造）の合金層からなる。本実施の形態では、第２の合金層５は強磁性層である。本発明では、特定のＣｒ系合金からなる第１の合金層４を形成することにより、第２の合金層５におけるグレインや配向性が不揃いな初期成長膜の生成を抑制することができ、第２の合金層５の膜厚を非常に薄くしてもグレインと配向性が好適に制御されたｈｃｐ構造の強磁性層薄膜を形成することができる。
第２の合金層５は、Ａｒ（アルゴン）等の希ガスを添加ガスとして用いた例えばスパッタリング成膜により好適に形成することができる。

第２の合金層５の材料としては、具体的には例えばＣｏＣｒ合金が好ましく挙げられ、更にグレインサイズの微細化を図る観点から、ＣｏＣｒ合金に、Ｔａ，Ｎｂ等のVａ族金属元素又はＢから選ばれる元素を含むことが好ましい。これにより、グレインサイズを微細化することができ、低い媒体ノイズを得ることができる。第２の合金層５中に含まれる上記Ｔａ，Ｎｂ又はＢから選ばれる元素の含有量は、該合金層のグレインサイズを微細化して媒体ノイズの低減を図る観点から、３原子％〜１０原子％の範囲が適当である。
第２の合金層５の膜厚は適宜設定することができるが、薄膜化の観点からは１０Å〜５０Å程度の範囲内とするのが好ましい。また、媒体ノイズの更なる低減を図る観点からは、１０Å〜３０Åの範囲であることがより好ましい。
なお、第２の合金層５の残留磁化膜厚積(Mrt)（残留磁化Mrと第２の合金層膜厚tとの積）は、１．５Ｇμｍ〜２０Ｇμｍの範囲であることが好ましい。この範囲は交換結合構造の磁性層による効果を有効に出現させることができるからである。また、媒体ノイズの更なる低減を図る観点からは、１．５Ｇμｍ〜１０Ｇμｍの範囲であることがより好ましい。

また、上記非磁性結合層６は、六方最密充填構造（ｈｃｐ構造）の金属層からなり、上記第２の合金層５、磁気記録層７と協働して、交換結合層８を構成している。この非磁性結合層６により、上記第２の合金層５の磁化と磁気記録層７の磁化とが、互いに反平行となる結合（交換結合）が誘導される。
また、上記磁気記録層７は、六方最密充填構造（ｈｃｐ構造）の合金層からなる強磁性層である。本実施の形態の磁気ディスクでは、情報記録は主としてこの磁気記録層７の磁化反転パターンとして記録される。
本発明では、本実施の形態のように、交換結合構造を備える磁性層とすることが好ましい。磁性層が交換結合構造を備えることで、熱磁気余効による熱揺らぎ障害を抑制することが出来るので、高記録密度化に好適である。本発明では、上記交換結合層８を構成している第２の合金層５の磁化容易軸がディスク面に対して略平行となるように第２の合金層５の配向性を好適に制御することが出来るため、結果として上記第２の合金層５の磁化と磁気記録層７の磁化とが互いに反平行となる好ましい交換結合を誘導することができ、磁気特性も向上できる。

本実施の形態では、上記第２の合金層５及び磁気記録層７の材料は共に強磁性材料であり、また上記結合層６の材料は非磁性材料である。このような材料を用いることで、第２の合金層５と磁気記録層７間の交換結合を好適に制御することが出来る。この観点からは、第２の合金層５の材料は前述のようにＣｏＣｒ系合金強磁性材料であり、磁気記録層７の材料が例えばCo系合金強磁性材料の場合は、結合層６の材料は例えばRu又はRu系合金非磁性材料とするのが好適である。
Co系合金強磁性材料として具体的には、CoPt系合金、CoCr系合金、CoCrPt系合金等が挙げられる。これらの材料は高い磁気異方性定数が得られるので磁気異方性の観点から好ましい。また、必要に応じてこれらのＣｏ系合金にＢを含有させることでS/N比を更に向上させることが出来、高記録密度化に特に好適である。

上記非磁性結合層６の膜厚は適宜設定することができるが、好ましい交換結合を誘導する観点から、例えば５Å〜１０Åの範囲とするのが好ましい。また、上記磁気記録層７の膜厚についても適宜設定することができるが、例えば５０Å〜３００Åの範囲とするのが好ましい。
また、前記第２の合金層５と磁気記録層７は、非磁性結合層６とエピタキシャルな関係で形成されることが好ましい。よって、磁性層材料の結晶構造と非磁性結合層の結晶構造とは、同一であることが好ましい。この観点から、磁気記録層７及び非磁性結合層６は共に第２の合金層５と同じhcp結晶構造からなる材料を用いることが好ましい。

本発明において、交換結合層８は、反強磁性型の結合をしていることが好ましい。ここでいう反強磁性型の結合とは、前記第２の合金層５の磁化方向と磁気記録層７の磁化方向とが互いに反平行となる結合のことである。このように反強磁性型の結合をした交換結合層を用いると、実効的に磁気記録を担う層の膜厚を低減することが出来るので、媒体ノイズNを抑制することが出来、高いS/N比を得ることが出来るため、本発明には好ましい。
また、前記第２の合金層５と非磁性結合層６と磁気記録層７とをこの順で互いに接して形成することが好ましい。このように構成することで、非磁性結合層６を介して前記第２の合金層５と磁気記録層７とが好適に交換結合できる。勿論、非磁性結合層６と第２の合金層５との間、非磁性結合層６と磁気記録層７との間に、それぞれ他の層を含めてもよい。また、前記第２の合金層５と磁気記録層７をそれぞれ複数の磁性層で構成してもよい。

本実施の形態においては、前記磁気記録層７を情報記録層として用いることが出来るが、この磁気記録層７の上に、更に第３の磁性層を形成することもできる。この場合、第２の合金層５と非磁性結合層６と磁気記録層７とを含む交換結合層８の上に、第３の磁性層が形成されることになる。このように構成すると、第２の合金層５は交換結合を制御する層、磁気記録層７は交換結合を制御するとともに、第３の磁性層の結晶配向性を制御する層、第３の磁性層は磁気記録層として用いることが出来る。これにより、第３の磁性層の結晶配向性が向上するので、高記録密度化に資することが出来る。なお、必要に応じて、磁気記録層７と第３の磁性層との間に、結晶配向性を更に促進する層を設けてもよい。

本発明の磁気ディスクは、本実施の形態に示すように、前記磁気記録層７上に、保護層９及び潤滑層１０を設けることが好ましい。保護層９としては、炭素系保護層が好適であり、特にアモルファス炭素からなるダイヤモンドライク保護層が好ましい。また、潤滑層１０としては、例えばパーフルオロポリエーテル化合物が好適である。
本発明において、上記各層を成膜する方法については、公知の技術を用いることができ、微細化促進層２から磁気記録層７までは、たとえばスパッタリング法、プラズマCVD法等を採用できる。保護層９は、特にプラズマＣＶＤ法により成膜するのが好ましい。また、潤滑層１０の形成は、ディップ法、スプレイ法、スピンコート法等、公知の方法を用いることが出来る。
以下に実施例を挙げて、本発明の実施の形態についてさらに具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

本実施例の磁気ディスクは、化学強化されたアモルファスのアルミノシリケートガラスからなるガラス基板の主表面に、テープ研磨によりテクスチャーを形成し、その上に磁性層等を成膜することにより得られる磁気ディスクである。具体的には、以下の（１）ガラス基板製造工程、（２）テクスチャー加工工程、及び（３）成膜工程を経て本実施例の磁気ディスク１００（図１）を製造した。
（１）ガラス基板製造工程
アモルファスのアルミノシリケートガラスからなるガラスディスクの表面を鏡面研磨加工し、Rmaxで4.5nm、Raで0.44nmの鏡面状態のガラスディスクを得た。このガラスディスクに化学強化を施して、磁気ディスク用ガラス基板１を得た。得られたガラス基板１は、外径は65ｍｍ、内径は20mm、板厚は0.635mmの2.5インチ型磁気ディスク用基板である。

（２）テクスチャー加工工程
（１）で得られたガラス基板１主表面に樹脂テープを押し付けた状態でガラス基板とテープとを相対的に移動させることにより該ガラス基板１の主表面上にテクスチャーを形成するテープ式テクスチャー研磨方法を用いて、テクスチャー加工を行なった。具体的には、枚葉の回転式テープテクスチャー装置を用いて、テープにはポリエステル繊維布のテープを使用し、多結晶ダイヤモンドが分散剤に溶かしてあるダイヤモンドスラリーを供給しながら行なった。
このときのテクスチャー加工条件は以下のとおりである。
加工圧力：１０ｇ／ｍｍ^２
基板回転速度：１５０ｒｐｍ
テープの送り速度：３ｍｍ／秒
テクスチャー加工時間：５０秒
以上のようにして、ディスクの略円周方向に沿って配列した複数のライン状をなすテクスチャー１ｂを形成した。

得られたガラス基板１の主表面を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて観察したところ、所定の微細なテクスチャーが形成されていることが確認された。またこのとき原子間力顕微鏡で表面粗さを精密に計測したところ、Rmaxで4.8nm、Raで0.42nmの鏡面状態であることを確認した。Ra及びRmaxは、JISのB0601の規定に従って求めた。
以上のようにして、非磁性非金属の磁気ディスク用ガラス基板１を製造した。

（３）成膜工程
次に、静止対向型成膜装置を用いて、DCマグネトロンスパッタリング方式により、上記ガラス基板１上に、順次、微細化促進層２から磁気記録層７までの成膜を行った。
即ち、まず非磁性のCrTi（Cr：45at%、Ti：55at％）合金からなるスパッタリングターゲット（以下、単にターゲットと呼ぶ）を用いて、アルゴンガス雰囲気中で、ガラス基板１上にCrTi合金の微細化促進層２を100Åの厚さに成膜した。
次に、ターゲットとして非磁性のAlRu（Al：50at%、Ru：50at%）合金を用いて、アルゴンガス雰囲気中で、微細化促進層２上に膜厚300ÅのAlRu合金からなるシード層３を成膜した。
次に、第１の合金層４の成膜を行なった。ターゲットとして非磁性のCrMoTi（Ｃｒ：80ａｔ％、Ｍｏ：15ａｔ％、Ｔｉ：5ａｔ％）合金を用いた。スパッタリング雰囲気は、アルゴンガスに二酸化炭素（ＣＯ_２）ガスを混合した雰囲気とし、アルゴンガスに対する二酸化炭素ガスの混合比は１．０体積％とした。このとき、成膜されるディスクの温度は２７５℃とし、成膜速度は７０Å／秒、成膜時の真空度は８μバール〜１０μバールとなるように調整した。こうして、シード層３上に、膜厚100ÅのCrMoTi合金からなる第１の合金層４を成膜した。

次に、hcp結晶構造の強磁性CoCrTa（Co：85at%、Cr：10at%、Ta：5at％）合金からなるターゲットを用いて、アルゴンガス雰囲気中で、第１の合金層４上にCoCrTa合金からなるhcp結晶構造の第２の合金層５を30Åの厚さに成膜した。次いで、hcp結晶構造の非磁性Ru金属からなるターゲットを用いて、アルゴンガス雰囲気中で、第２の合金層５上にRu金属からなるhcp結晶構造の非磁性結合層６を７Åの厚さに成膜した。
次に、hcp結晶構造の強磁性CoCrPtB（Ｃｏ：61at%、Ｃｒ：16at%、Ｐｔ：13at%、Ｂ：10at%）合金からなるターゲットを用いて、アルゴンガス雰囲気中で、非磁性結合層６上に、CoCrPtB合金からなるhcp結晶構造の磁気記録層７を200Åの厚さに成膜した。交換結合膜８としての膜厚は237Åである。

次に、プラズマCVD法で上記磁気記録層７上に保護層９の成膜を行なった。低級直鎖飽和炭化水素ガスのプラズマを利用して、水素化アモルファスカーボンからなる保護層を45Åの厚さに成膜した。この保護層９は、浮上飛行する磁気ヘッドの撃力から磁性層を防護するためのものである。次に、ディップ法でPFPE（パーフルオロポリエーテル）化合物を含む潤滑層１０を10Åの厚さで成膜した。この潤滑層１０は、浮上飛行する磁気ヘッドとの接触を緩和するためのものである。
以上のようにして本実施例の磁気ディスク１００を製造した。

得られた本実施例の磁気ディスク１００の第２の合金層５と磁気記録層７の結晶配向性をＸＲＤ（Ｘ線回折法）を用いて調べたところ、Ｃ軸がディスク面に略平行に配向していることを確認した。六方最密充填構造の（１１０）面がディスク面に略平行に配向していた。六方最密充填構造のコバルト合金強磁性体の磁化容易軸はＣ軸に平行であるので、磁気ディスク全体としての磁化容易軸はディスク面に略平行となっている。さらにシード層３についてＸＲＤ（Ｘ線回折法）を用いて調べたところ、Ｂ２結晶構造に由来するピークが観測され、AlRu合金からなるシード層３はＢ２結晶構造であることが確認された。
また、磁気ディスク１００の磁気特性をVSM（振動試料型磁化測定装置）を用いて評価したところ、磁化曲線は反強磁性型の交換結合を示しており、第２の合金層５の磁化と磁気記録層７の磁化とが反平行に結合する交換磁場が磁気ディスク内部に生起していることが判った。また、磁気ディスク１００の保磁力Hcは4300Oe、残留磁化膜厚積Mrtは37Gμｍ、保磁力角型比S＊は0.8であり、良好な結果となった。なお、第２の合金層５の残留磁化膜厚積Mrtは４Ｇμｍであった。

次に、磁気ディスク１００の電磁変換特性(R/W特性)評価を行った。即ち、磁気ディスクの媒体ノイズNは、記録密度（１Ｆ）900kfciでキャリア信号を記録した後、ＤＣ〜１Ｆの1.2倍周波数までの媒体積分ノイズとして求めた。再生出力Ｓは12F記録密度の信号の再生出力を用いた。記録再生に用いた磁気ヘッドの浮上量は12nm、再生素子はGMR型素子である。本実施例の磁気ディスク１００の評価を行ったところ、そのS/N比は、23.5dBであった。このS/N比は、100Gbit/inch^２以上の高記録密度を得る磁気ディスクの所要値として十分満足する結果であった。また、磁化遷移幅PWは9.5nsecと小さい値であった。磁化遷移幅PWは、上記電磁変換特性評価において、孤立再生信号を抽出し、グランド（ゼロ）に対する出力信号のピーク値の５０％における孤立波形の幅とした。
なお、本実施例の第１の合金層（Cr₈₀Mo₁₅Ti₅）に対して、S/N比の磁性層膜厚依存性を調べるために、上記第２の合金層５の膜厚を１０Å〜１１０Åの範囲で種々変更した以外は上記と全く同様にして数種類の磁気ディスクを製造し、各磁気ディスクについてS/N比を求めた結果を図２に示した。この結果によると、全体的に高いS/N比を示すと同時に、薄い膜厚領域まで高いS/N比を維持できることが分かる。

（実施例２〜６）
実施例１の第１の合金層４の成膜に用いるターゲットの種類を変更して、第１の合金層材料をそれぞれ、Cr₈₃W₁₂Ti₅（実施例２）、Cr₇₇V₁₈Ti₅（実施例３）、Cr₈₁Mo₁₅B₄（実施例４）、Cr₈₀Mo₁₅Nb₅（実施例５）、Cr₈₀Mo₁₅Ta₅（実施例６）に変更したこと以外は、実施例１と同様にして磁気ディスクを製造した。
得られた各実施例の磁気ディスクについて、第２の合金層５と磁気記録層７の結晶配向性をＸＲＤを用いて調べたところ、Ｃ軸がディスク面に略平行に配向していることを確認した。また、各実施例の磁気ディスクについて、VSM評価結果は実施例１と同様の結果が得られた。
また、各実施例の磁気ディスクのS/N比は、23.3dB（実施例２）、23.2dB（実施例３）、23.6dB（実施例４）、23.5dB（実施例５）、23.7dB（実施例６）といずれも良好な結果が得られた。また、各実施例の磁気ディスクのPWは、9.5nsec（実施例２）、9.5nsec（実施例３）、9.4nsec（実施例４）、9.5nsec（実施例５）、9.6nsec（実施例６）といずれも良好な結果であった。

（実施例７〜９）
実施例１の第１の合金層４の成膜に用いるターゲットの種類を変更して、第１の合金層材料をそれぞれ、Cr₉₀Mo₅Ti₅（実施例７）、Cr₆₅Mo₃₀Ti₅（実施例８）、Cr₆₅Mo₁₅Ti₂₀（実施例９）に変更したこと以外は、実施例１と同様にして磁気ディスクを製造した。
得られた各実施例の磁気ディスクについて、第２の合金層５と磁気記録層７の結晶配向性をＸＲＤを用いて調べたところ、Ｃ軸のディスク面内への配向を確認できた。また、各実施例の磁気ディスクについて、VSM評価結果は実施例１と同様の結果が得られた。
また、各実施例の磁気ディスクのS/N比は、22.2dB（実施例７）、22.4dB（実施例８）、22.5dB（実施例９）であり、実施例１〜６と比べると低かった。また、各実施例の磁気ディスクのPWは、9.5nsec（実施例７）、10.5nsec（実施例８）、9.8nsec（実施例９）であった。

（比較例１、２）
実施例１の第１の合金層４の成膜に用いるターゲットの種類を変更して、第１の合金層材料をそれぞれ、Cr₈₀Mo₂₀（比較例１）、Cr₈₀Ti₂₀（比較例２）に変更したこと以外は、実施例１と同様にして磁気ディスクを製造した。
得られた各比較例の磁気ディスクについて、第２の合金層５と磁気記録層７の結晶配向性をＸＲＤを用いて調べたところ、特に第２の合金層５については、hcp結晶構造のＣ軸のディスク面内への配向を確認できなかった。また、各比較例の磁気ディスクについて、VSM評価した結果、その磁化曲線からは反平行の交換結合の生起を確認できなかった。
さらに、各比較例の磁気ディスクのS/N比は、21.8dB（比較例１）、21.5dB（比較例２）といずれも低かった。なお、比較例１の第１の合金層（Cr₈₀Mo₂₀）に対して、S/N比の磁性層膜厚依存性を調べた結果を前述の実施例１の場合と一緒に図２に示した。この結果によると、第２の合金層の特に薄い膜厚領域ではS/N比が大きく低下してしまうことが分かる。
また、各比較例の磁気ディスクのPWは、10.1nsec（比較例１）、9.4nsec（比較例２）であった。
これらの結果は、各比較例の第１の合金層を成膜しても、その上に強磁性合金層を成膜すると、グレインと配向性が不揃いな初期成長膜の生成を抑制できなかったことによるものと考えられる。

本発明の実施の形態による磁気ディスクの層構成を模式的に示す断面図である。 実施例１及び比較例１におけるS/N比の第２の合金層膜厚依存性の結果を示す図である。

符号の説明

１ ガラス基板
２ 微細化促進層
３ シード層
４ 第１の合金層
５ 第２の合金層
６ 非磁性結合層
７ 磁気記録層
８ 交換結合層
９ 保護層
１０ 潤滑層
１００ 磁気ディスク

Claims (7)

1. ディスク状ガラス基板上に、少なくとも、第１の合金層と六方最密充填構造を含む第２の合金層とをこの順で有するとともに、該第２の合金層上に交換結合構造を備える磁性層を有する磁気ディスクであって、
   前記第１の合金層は、Ｃｒ（クロム）と、Ｃｒ（クロム）と全率固溶を示す元素Ａと、Ｃｒ（クロム）と体心立方構造の化合物を生成する元素Ｂとを含む合金からなることを特徴とする磁気ディスク。
2. 前記第１の合金層に含まれる元素のうち元素Ａの含有量は７原子％から２５原子％の範囲であり、元素Ｂの含有量は１原子％から１５原子％の範囲であることを特徴とする請求項１に記載の磁気ディスク。
3. 前記第２の合金層のＣ軸は、ディスク面に対して略平行に配向していることを特徴とする請求項１又は２に記載の磁気ディスク。
4. 前記第２の合金層の残留磁化膜厚積が１．５Ｇμｍから２０Ｇμｍの範囲にあることを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の磁気ディスク。
5. ディスク状ガラス基板上に、少なくとも、第１の合金層と六方最密充填構造を含む第２の合金層とをこの順で有するとともに、該第２の合金層上に交換結合構造を備える磁性層を有する磁気ディスクの製造方法であって、
   Ｃｒ（クロム）と、Ｃｒ（クロム）と全率固溶を示す元素Ａと、Ｃｒ（クロム）と体心立方構造の化合物を生成する元素Ｂとを含む合金からなるターゲットを用いて反応性スパッタリングにより前記第１の合金層を成膜した後、前記第２の合金層を成膜することを特徴とする磁気ディスクの製造方法。
6. 前記合金からなるターゲットに含まれる元素のうち元素Ａの含有量は７原子％から２５原子％の範囲であり、元素Ｂの含有量は１原子％から１５原子％の範囲であることを特徴とする請求項５に記載の磁気ディスクの製造方法。
7. 前記第１の合金層の反応性スパッタリング成膜は、希ガス元素と酸素元素とを含む雰囲気において行うことを特徴とする請求項５又は６に記載の磁気ディスクの製造方法。
   

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