JP2006228423A - 磁気ディスク及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高記録密度でも熱揺らぎ障害を防止でき、かつ高S/N比の磁気ディスクを提供する。
【解決手段】ディスク基板１上に磁性層を備える磁気ディスク１０であり、前記磁性層は、第１の磁性層５ａと、第２の磁性層５ｃと、前記第１の磁性層５ａと第２の磁性層５ｃとの間に形成されたスペーサー層５ｂとを備える交換結合膜５を含む。前記ディスク基板１の表面粗さRaは、前記スペーサー層５ｂの膜厚以下である。
【選択図】図１
【解決手段】ディスク基板１上に磁性層を備える磁気ディスク１０であり、前記磁性層は、第１の磁性層５ａと、第２の磁性層５ｃと、前記第１の磁性層５ａと第２の磁性層５ｃとの間に形成されたスペーサー層５ｂとを備える交換結合膜５を含む。前記ディスク基板１の表面粗さRaは、前記スペーサー層５ｂの膜厚以下である。
【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、20Gbit/inch２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、例えば特開2001-56924号公報には、磁気記録媒体に交換層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。
ところが、情報記録密度が40Gbit/inch２を超えるようになると、単にこのような交換層構造を導入するだけでは、熱揺らぎ障害を十分に改善することが困難となってきた。本発明者らが研究したところ、40Gbit/inch２以上の記録密度を達成しようとする場合、S/N比を向上させる必要から、例えば20Gbit/inch２の記録密度を実現する磁性粒子のグレインサイズに比べて、グレインサイズを大凡８割程度以下にすることが好ましい。しかし、これほどまでにグレインサイズを微細化すると、熱安定性係数KuV/kTが小さくなりすぎる結果、最早、従来の交換層構造を導入するだけでは熱揺らぎ障害を十分に防止できないものと考えられる。なおここで、Kuは磁気異方性定数、Vは活性化体積、ｋはボルツマン定数、Tは温度である。
従来、この課題に対処するために、上記公開公報に開示された技術の改善技術として、更に、磁性層の元素濃度を調整する（例えば磁性層の白金（Pt）濃度を高める等）改善技術、磁性層の膜厚を調整する改善技術、磁性層を複層化する改善技術、保磁力（Hc）を高める改善技術等を単独或いは組み合わせて行う方法が知られている。これら従来の改善技術は、磁気記録媒体の磁気異方性定数Kuを増大させることにより、或いは、活性化体積Vを向上させることにより、熱安定性係数KuV/kTを向上させるアプローチの一環であると言える。
従来、この課題に対処するために、上記公開公報に開示された技術の改善技術として、更に、磁性層の元素濃度を調整する（例えば磁性層の白金（Pt）濃度を高める等）改善技術、磁性層の膜厚を調整する改善技術、磁性層を複層化する改善技術、保磁力（Hc）を高める改善技術等を単独或いは組み合わせて行う方法が知られている。これら従来の改善技術は、磁気記録媒体の磁気異方性定数Kuを増大させることにより、或いは、活性化体積Vを向上させることにより、熱安定性係数KuV/kTを向上させるアプローチの一環であると言える。
しかし、これら従来の改善技術では、KuやVを向上させることにより、熱安定性係数を改善させることは出来るが、一方で媒体ノイズＮを悪化させてしまうという問題が発生する。即ち、従来の改善技術では、熱揺らぎ現象に対する耐性を改善することと引き換えにS/N比を悪化させてしまうトレードオフに陥るので、高記録密度を達成するための条件は極めて限定的であり、安定した量産は困難であった。従って、従来の改善技術では、40Gbit/inch２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いた。
本発明は、上述の問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40Gbit/inch２以上の記録密度でも熱揺らぎ障害を防止でき、かつ、高S/N比の磁気ディスクを提供することにある。
本発明は、上述の問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40Gbit/inch２以上の記録密度でも熱揺らぎ障害を防止でき、かつ、高S/N比の磁気ディスクを提供することにある。
本発明は、S/N比を低下させること無く、高い熱揺らぎ耐性を持った磁気ディスクを安定的に得るという課題を解決するものであって、本発明者らが、従来の改善技術とは異なるアプローチに基づき完成したものである。
本発明者らは、鋭意検討の結果得られた知見に基づいて、以下の構成を有する発明を完成した。
本発明者らは、鋭意検討の結果得られた知見に基づいて、以下の構成を有する発明を完成した。
（構成１）ディスク基板上に磁性層を備える磁気ディスクであって、前記磁性層は、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備える交換結合膜を含み、前記ディスク基板の表面粗さRaは、前記スペーサー層の膜厚以下であることを特徴とする磁気ディスク。
（構成２）ディスク基板上に磁性層を備える磁気ディスクであって、前記磁性層は、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備える交換結合膜を含み、前記ディスク基板の表面粗さRaは、０．５nm以下であることを特徴とする磁気ディスク。
（構成３）ディスク基板上に、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備える交換結合膜を含む磁性層を有する磁気ディスクの製造方法であって、予め、ディスク基板の表面粗さと、磁気ディスクに信号を記録したときの記録信号の熱揺らぎによる減衰量との相関関係を求めておき、この相関関係に基づいて所望の信号減衰量となるようにディスク基板の表面粗さを定め、このように定めた表面粗さを備えるディスク基板を製造し、このディスク基板上に前記交換結合膜を含む磁性層を形成することを特徴とする磁気ディスクの製造方法。
本発明に言う交換結合膜とは、構成１にあるように、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備え、該スペーサー層は、前記第１の磁性層と第２の磁性層とが交換結合するように作用する膜のことである。
このような交換結合は、交換相互作用により惹起される。交換相互作用は、磁気スピンモーメント間の距離に依存して、交換積分、交換エネルギーが変動する。交換相互作用は、量子力学的に説明される相互作用であり、両磁気スピンモーメント間の距離が大凡0.05nm〜0.1nm程度変化しただけでも、交換積分や交換エネルギーが変動してしまう微視的な相互作用である。
本発明者らは、前記課題を解決するために研究を重ねた結果、媒体ノイズNを悪化させること無く、熱揺らぎ障害を防止するためには、磁性層間の交換結合を磁気ディスク面上の微細な領域において、精密に一定となるように制御すれば良いことを見い出した。本発明者らの考察によれば、前記第１の磁性層と第２の磁性層との距離を、磁気ディスク面上の微細な領域においても精密に一定となるように制御することが出来れば、両磁性層間の交換結合の程度が、磁気ディスク面上の微細な領域においても精密に一定に出来るので、微細な領域における熱揺らぎ現象の面内分布を抑制できるものと考えられる。熱揺らぎ現象の面内分布が抑制できれば、過度に熱揺らぎを起こし易いクラスタを低減させる事が出来るので、統計和的に、磁気ディスク全体としての熱揺らぎ現象に対する耐性が向上されるものと考えられる。
このような交換結合は、交換相互作用により惹起される。交換相互作用は、磁気スピンモーメント間の距離に依存して、交換積分、交換エネルギーが変動する。交換相互作用は、量子力学的に説明される相互作用であり、両磁気スピンモーメント間の距離が大凡0.05nm〜0.1nm程度変化しただけでも、交換積分や交換エネルギーが変動してしまう微視的な相互作用である。
本発明者らは、前記課題を解決するために研究を重ねた結果、媒体ノイズNを悪化させること無く、熱揺らぎ障害を防止するためには、磁性層間の交換結合を磁気ディスク面上の微細な領域において、精密に一定となるように制御すれば良いことを見い出した。本発明者らの考察によれば、前記第１の磁性層と第２の磁性層との距離を、磁気ディスク面上の微細な領域においても精密に一定となるように制御することが出来れば、両磁性層間の交換結合の程度が、磁気ディスク面上の微細な領域においても精密に一定に出来るので、微細な領域における熱揺らぎ現象の面内分布を抑制できるものと考えられる。熱揺らぎ現象の面内分布が抑制できれば、過度に熱揺らぎを起こし易いクラスタを低減させる事が出来るので、統計和的に、磁気ディスク全体としての熱揺らぎ現象に対する耐性が向上されるものと考えられる。
本発明によれば、磁性層の組成や膜厚、保磁力Hc等を調整せずに、即ち媒体ノイズNを悪化させること無く、高い熱揺らぎ耐性が得られる。このため、従来の改善技術によるアプローチで陥った熱揺らぎ耐性とS/N比との間のトレードオフを生じることなく、高記録密度化に適した磁気ディスクを得ることが出来る。また、上述のトレードオフによる制約が生じないことにより、従来の改善技術に比べて、量産時の設計上の選択範囲を広く確保できるため、安定した高品位の磁気ディスクを大量に安価で提供できるようになる。
前記したように、第１の磁性層と第２の磁性層との間に働く交換結合は、前記スペーサー層を介在させることにより作用している。そして、このスペーサー層の膜厚を所定とすることで、第１の磁性層と第２の磁性層との間の距離を制御し、交換結合の程度を所望としている。
本発明者らは、第１の磁性層と第２の磁性層との間の距離を微細な領域において阻害している要因を検討したところ、スペーサー層の表面粗さが阻害要因となっていることを突き止めた。スペーサー層の表面粗さが例えばスペーサー層の膜厚に対して粗いと、微細な領域におけるスペーサー層の凹凸に応じて両磁性層間の距離が変動するので、交換結合にバラツキが発生してしまうものと考えられる。従って、スペーサー層の表面粗さRaをスペーサー層の膜厚以下とすることで、上記交換結合のバラツキが抑制されると考えられ、高い熱揺らぎ耐性が得られる。なお本発明において、表面粗さRaとは、日本工業規格（JIS）B0601に定める算術平均粗さRaのことである。
前記したように、第１の磁性層と第２の磁性層との間に働く交換結合は、前記スペーサー層を介在させることにより作用している。そして、このスペーサー層の膜厚を所定とすることで、第１の磁性層と第２の磁性層との間の距離を制御し、交換結合の程度を所望としている。
本発明者らは、第１の磁性層と第２の磁性層との間の距離を微細な領域において阻害している要因を検討したところ、スペーサー層の表面粗さが阻害要因となっていることを突き止めた。スペーサー層の表面粗さが例えばスペーサー層の膜厚に対して粗いと、微細な領域におけるスペーサー層の凹凸に応じて両磁性層間の距離が変動するので、交換結合にバラツキが発生してしまうものと考えられる。従って、スペーサー層の表面粗さRaをスペーサー層の膜厚以下とすることで、上記交換結合のバラツキが抑制されると考えられ、高い熱揺らぎ耐性が得られる。なお本発明において、表面粗さRaとは、日本工業規格（JIS）B0601に定める算術平均粗さRaのことである。
また、スペーサー層の表面粗さRaを0.5nm以下とすることで、同様に上記交換結合のバラツキが抑制されると考えられ、高い熱揺らぎ耐性が得られる。更に、スペーサー層の表面粗さRaは、スペーサー層の膜厚以下であって、かつ0.5nm以下であれば、上記交換結合のバラツキが更に抑制されると考えられ、特に優れた熱揺らぎ耐性が得られる。
また更には、スペーサー層の表面粗さRaを0.4nm以下とすると、本発明の作用効果が一層顕著になるので好ましい。
本発明においては、スペーサー層の表面粗さRaだけではなく、同時に、スペーサー層の表面粗さRmaxを6nm以下とすることも好適である。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Rmax(Ry)のことである。
スペーサー層の算術平均粗さRaと同時に最大高さRmaxを要件とすることで、平均粗さに比べて高い粗さ、例えば異常突起等によるスペーサー層の表面粗さを抑制することが出来るので、本発明にとって好適である。更には、スペーサー層の表面粗さRmaxを4nm以下とすると、本発明の作用効果が一層顕著になるので好ましい。
なお、本発明において、上記表面粗さRa又はRmaxの下限値を特に制限する必要はなく、スペーサー層の表面が平滑であればあるほど本発明の作用効果が一層顕著に発揮される。但し、例えばHDI特性等を劣化させないように実用上の下限値を設けることは構わない。この観点からは、例えば上記スペーサー層の表面粗さRaは0.1nm以上、Rmaxは1nmという下限値を設けることは実用上好ましい。
また更には、スペーサー層の表面粗さRaを0.4nm以下とすると、本発明の作用効果が一層顕著になるので好ましい。
本発明においては、スペーサー層の表面粗さRaだけではなく、同時に、スペーサー層の表面粗さRmaxを6nm以下とすることも好適である。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Rmax(Ry)のことである。
スペーサー層の算術平均粗さRaと同時に最大高さRmaxを要件とすることで、平均粗さに比べて高い粗さ、例えば異常突起等によるスペーサー層の表面粗さを抑制することが出来るので、本発明にとって好適である。更には、スペーサー層の表面粗さRmaxを4nm以下とすると、本発明の作用効果が一層顕著になるので好ましい。
なお、本発明において、上記表面粗さRa又はRmaxの下限値を特に制限する必要はなく、スペーサー層の表面が平滑であればあるほど本発明の作用効果が一層顕著に発揮される。但し、例えばHDI特性等を劣化させないように実用上の下限値を設けることは構わない。この観点からは、例えば上記スペーサー層の表面粗さRaは0.1nm以上、Rmaxは1nmという下限値を設けることは実用上好ましい。
本発明における表面粗さは、原子間力顕微鏡（AFM）で測定した数値を用いることが好ましい。AFMは原子間力を用いて微細な領域の形状を精密に評価することが出来るので、本発明には好適である。
本発明において、スペーサー層の膜厚は、具体的には、0.4nm〜1.2nm、特に0.5nm〜1nmとするのが好ましい。スペーサー層の膜厚がこの範囲であれば、スペーサー層を介して前記第１の磁性層と第２の磁性層とが好適に交換結合できるので、熱揺らぎ障害に対する耐性を向上させることが出来る。
また本発明においては、前記第１の磁性層とスペーサー層と第２の磁性層とをこの順で互いに接して形成することも好ましい。このように構成することで、スペーサー層を介して前記第１の磁性層と第２の磁性層とが好適に交換結合できるので、熱揺らぎ障害に対する耐性を向上させることが出来る。勿論、スペーサー層と第１の磁性層との間、スペーサー層と第２の磁性層との間に、それぞれ他の層を含めてもよい。
本発明においては、第１の磁性層と第２の磁性層をそれぞれ複数の磁性層で構成してもよい。
本発明において、スペーサー層の膜厚は、具体的には、0.4nm〜1.2nm、特に0.5nm〜1nmとするのが好ましい。スペーサー層の膜厚がこの範囲であれば、スペーサー層を介して前記第１の磁性層と第２の磁性層とが好適に交換結合できるので、熱揺らぎ障害に対する耐性を向上させることが出来る。
また本発明においては、前記第１の磁性層とスペーサー層と第２の磁性層とをこの順で互いに接して形成することも好ましい。このように構成することで、スペーサー層を介して前記第１の磁性層と第２の磁性層とが好適に交換結合できるので、熱揺らぎ障害に対する耐性を向上させることが出来る。勿論、スペーサー層と第１の磁性層との間、スペーサー層と第２の磁性層との間に、それぞれ他の層を含めてもよい。
本発明においては、第１の磁性層と第２の磁性層をそれぞれ複数の磁性層で構成してもよい。
本発明においては、前記第２の磁性層を磁気記録層として用いることが出来るが、第２の磁性層の上に、更に第３の磁性層を形成することも好ましい。この場合、第１の磁性層とスペーサー層と第２の磁性層とを含む交換結合膜の上に、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１の磁性層は交換結合を制御する層、第２の磁性層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、第２の磁性層と第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。
本発明において、磁気記録層を構成する磁性粒子の平均グレインサイズは10nm以下、好ましくは8nm以下である。従来はこのような微細なグレインサイズの場合、高いS/N比が得られる反面、熱揺らぎ障害が特に発生しやすいという課題があったが、本発明では前述のように熱揺らぎ耐性が向上しているので、このような微細なグレインサイズの磁性粒子を磁気記録層に用いることが出来、高記録密度化に資することができる。
なお、磁性粒子の平均グレインサイズに下限値を設ける必要はないが、例えばグレインサイズが3nm未満になると、磁性粒子が超常磁性状態となる場合があり、実用上好ましくない場合がある。そこで、磁性粒子の平均グレインサイズは3nm以上という下限値を設けることは実用上好ましい。
本発明において、磁気記録層を構成する磁性粒子の平均グレインサイズは10nm以下、好ましくは8nm以下である。従来はこのような微細なグレインサイズの場合、高いS/N比が得られる反面、熱揺らぎ障害が特に発生しやすいという課題があったが、本発明では前述のように熱揺らぎ耐性が向上しているので、このような微細なグレインサイズの磁性粒子を磁気記録層に用いることが出来、高記録密度化に資することができる。
なお、磁性粒子の平均グレインサイズに下限値を設ける必要はないが、例えばグレインサイズが3nm未満になると、磁性粒子が超常磁性状態となる場合があり、実用上好ましくない場合がある。そこで、磁性粒子の平均グレインサイズは3nm以上という下限値を設けることは実用上好ましい。
本発明においては、本発明の作用を損わない範囲内であれば、前記磁性層材料及びスペーサー層材料は特に制限を設ける必要は無い。
本発明においては、スペーサー層の材料は、磁性層の材料よりも高融点材料であることが好ましい。磁性層材料に比べてスペーサー層材料の融点が低いと、スペーサー層の成膜時に膜厚が微細な領域において不均一になり易く、その結果スペーサー層の表面粗さを粗くしてしまう場合がる。特に、磁性層とスペーサー層をスパッタリングで成膜した場合、磁性層材料に比べてスペーサー層材料の融点が低いと、スペーサー層材料のスパッタ粒子が磁性層上でマイグレートしやすく、スペーサー層の表面粗さが粗くなり易い。
本発明では、前記磁性層の材料は強磁性材料であることが好ましく、またスペーサー層の材料は非磁性材料であることが好ましい。このような材料を用いることで、磁性層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、磁性層の材料が例えばCo系合金強磁性材料の場合は、スペーサー層の材料は例えばRu又はRu系合金非磁性材料とするのが好適である。
本発明においては、スペーサー層の材料は、磁性層の材料よりも高融点材料であることが好ましい。磁性層材料に比べてスペーサー層材料の融点が低いと、スペーサー層の成膜時に膜厚が微細な領域において不均一になり易く、その結果スペーサー層の表面粗さを粗くしてしまう場合がる。特に、磁性層とスペーサー層をスパッタリングで成膜した場合、磁性層材料に比べてスペーサー層材料の融点が低いと、スペーサー層材料のスパッタ粒子が磁性層上でマイグレートしやすく、スペーサー層の表面粗さが粗くなり易い。
本発明では、前記磁性層の材料は強磁性材料であることが好ましく、またスペーサー層の材料は非磁性材料であることが好ましい。このような材料を用いることで、磁性層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、磁性層の材料が例えばCo系合金強磁性材料の場合は、スペーサー層の材料は例えば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。CoPt系合金は高い磁気異方性定数Kuが得られるので熱揺らぎ耐性の観点から好ましい。また、CoCr系合金やCoCrPt系合金も高い熱揺らぎ耐性が得られるので好ましい。また、必要に応じてTaを添加したCoCrPtTa系合金も好ましい。中でも、本発明における磁性層材料としては、CoCrPt系合金が好適であり、特にCoCrPtB系合金が好ましい。CoCrPt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。
なお、本発明の作用を損わない範囲で、前記第１の磁性層と第２の磁性層の材料、膜厚を適宜調整してもよい。また、前記第３の磁性層を設ける場合にも、該層の材料、膜厚を本発明の作用を損わない範囲で適宜調整してもよい。
なお、本発明の作用を損わない範囲で、前記第１の磁性層と第２の磁性層の材料、膜厚を適宜調整してもよい。また、前記第３の磁性層を設ける場合にも、該層の材料、膜厚を本発明の作用を損わない範囲で適宜調整してもよい。
本発明においては、前記第１の磁性層と第２の磁性層は、スペーサー層とエピタキシャルな関係で形成されることが好ましい。非エピタキシャルな関係で形成されると、スペーサー層の表面粗さが粗くなる場合がある。
よって、磁性層材料の結晶構造とスペーサー層の結晶構造とは、同一であることが好ましい。この場合、第１の磁性層と第２の磁性層は、スペーサー層とエピタキシャルな関係で形成され易くなり、本発明には好適である。この観点から、磁性層及びスペーサー層は共に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、磁性層に含まれる交換結合膜は、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１の磁性層の磁化方向と第２の磁性層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膜を用いると、前記活性化体積Vを維持したまま、即ち熱揺らぎ耐性を低下させること無く、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。
よって、磁性層材料の結晶構造とスペーサー層の結晶構造とは、同一であることが好ましい。この場合、第１の磁性層と第２の磁性層は、スペーサー層とエピタキシャルな関係で形成され易くなり、本発明には好適である。この観点から、磁性層及びスペーサー層は共に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、磁性層に含まれる交換結合膜は、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１の磁性層の磁化方向と第２の磁性層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膜を用いると、前記活性化体積Vを維持したまま、即ち熱揺らぎ耐性を低下させること無く、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、以上の知見を踏まえ、本発明者らは更に検討を進めたところ、スペーサー層の表面粗さはディスク基板の表面粗さに依存するので、ディスク基板の表面粗さRaをスペーサー層の膜厚以下とすれば、スペーサー層の表面粗さがその膜厚に対して低減できるので、前記交換結合のバラツキが抑制され、高い熱揺らぎ耐性が得られることを見い出し、前記構成３の発明を完成した。ディスク基板の表面粗さRaがスペーサー層の膜厚を超えた場合、その上に形成されるスペーサー層の表面粗さを所望の表面粗さとすることが困難になる場合があるが、ディスク基板の表面粗さRaをスペーサー層の膜厚以下とすれば、所望のスペーサー層の表面粗さを得ることができるようになる。
また、前記構成４の発明にあるように、ディスク基板の表面粗さRaを0.5nm以下とすることで、同様にスペーサー層の表面粗さを低減でき上記交換結合のバラツキが抑制されると考えられ、高い熱揺らぎ耐性が得られる。更に、ディスク基板の表面粗さRaが、スペーサー層の膜厚以下であって、かつ0.5nm以下であれば、上記交換結合のバラツキが更に抑制されると考えられ、特に優れた熱揺らぎ耐性が得られる。
また更には、ディスク基板の表面粗さRaを0.4nm以下とすると、本発明の作用効果が一層顕著になるので好ましい。
また、前記構成４の発明にあるように、ディスク基板の表面粗さRaを0.5nm以下とすることで、同様にスペーサー層の表面粗さを低減でき上記交換結合のバラツキが抑制されると考えられ、高い熱揺らぎ耐性が得られる。更に、ディスク基板の表面粗さRaが、スペーサー層の膜厚以下であって、かつ0.5nm以下であれば、上記交換結合のバラツキが更に抑制されると考えられ、特に優れた熱揺らぎ耐性が得られる。
また更には、ディスク基板の表面粗さRaを0.4nm以下とすると、本発明の作用効果が一層顕著になるので好ましい。
本発明において、ディスク基板の表面粗さRaだけではなく、同時に、スペーサー層の表面粗さRmaxを5nm以下、好ましくは4nm以下とすると、本発明の作用効果が一層顕著になるので好ましい。
なお、本発明において、上記ディスク基板の表面粗さRa又はRmaxの下限値を特に制限する必要はなく、ディスク基板の表面が平滑であればあるほど本発明の作用効果が一層顕著に発揮される。但し、例えばHDI特性等を劣化させないように実用上の下限値を設けることは構わない。この観点からは、例えばディスク基板の表面粗さRaは0.05nm以上、Rmaxは0.5nmという下限値を設けることは実用上好ましい。ディスク基板の表面粗さについても、前記原子間力顕微鏡（AFM）で測定した数値を用いることが好ましい。
なお、本発明において、上記ディスク基板の表面粗さRa又はRmaxの下限値を特に制限する必要はなく、ディスク基板の表面が平滑であればあるほど本発明の作用効果が一層顕著に発揮される。但し、例えばHDI特性等を劣化させないように実用上の下限値を設けることは構わない。この観点からは、例えばディスク基板の表面粗さRaは0.05nm以上、Rmaxは0.5nmという下限値を設けることは実用上好ましい。ディスク基板の表面粗さについても、前記原子間力顕微鏡（AFM）で測定した数値を用いることが好ましい。
また、本発明者らは更なる検討の結果、予め、ディスク基板の表面粗さRaと、該ディスク基板上に磁性層を形成した磁気ディスクの熱揺らぎによる信号減衰量との相関関係を求めておき、この相関関係に基づいて所望の前記信号減衰量となるように前記ディスク基板の表面粗さRaを定めることにより、本発明の磁気ディスクを安定して得ることが出来ることを見い出した。即ち、前記構成８にあるように、ディスク基板上に交換結合膜を含む磁性層を有する磁気ディスクの製造方法であって、予め、前記ディスク基板の表面粗さRaと、前記磁気ディスクの熱揺らぎによる信号減衰量との相関関係を求めておき、この相関関係に基づいて所望の前記信号減衰量となるように前記ディスク基板の表面粗さRaを定めることを特徴とする磁気ディスクの製造方法を提供するものである。この製造方法により、優れた熱揺らぎ耐性と高S/N比を有し高記録密度化に適した磁気ディスクを安価で大量に安定的に得ることが出来るようになる。
なお、前記構成８では、表面粗さとしてRaを用いる場合を挙げたが、Raに限らず、例えばRmaxなど、一般に表面粗さとして用いられている指標を用いることができる。また、前記構成８では、ディスク基板の表面粗さと熱揺らぎによる信号減衰量との相関関係を求めることにより、間接的にスペーサー層の表面粗さと熱揺らぎによる信号減衰量との相関関係が求められることを利用したものであるが、直接的にスペーサー層の表面粗さと熱揺らぎによる信号減衰量との相関関係を求めてもよい。
本発明の磁気ディスクを得る手段としては、例えば、構成１１に記載の製造方法を挙げることができる。即ち、本発明によれば、ディスク基板上に、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備える交換結合膜を含む磁性層を有する磁気ディスクの製造方法であって、前記スペーサー層の表面粗さRaがスペーサー層の膜厚以下となるように、スペーサー層をスパッタリング成膜することを特徴とする磁気ディスクの製造方法が提供される。
本発明の磁気ディスクを得る手段としては、例えば、構成１１に記載の製造方法を挙げることができる。即ち、本発明によれば、ディスク基板上に、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備える交換結合膜を含む磁性層を有する磁気ディスクの製造方法であって、前記スペーサー層の表面粗さRaがスペーサー層の膜厚以下となるように、スペーサー層をスパッタリング成膜することを特徴とする磁気ディスクの製造方法が提供される。
スパッタリング成膜法においては、例えば、成膜速度、成膜温度、真空度、バイアス電位等を制御することにより、成膜される膜の表面粗さやエピタキシーの程度を制御することが可能である。従って、スペーサー層の表面粗さRaがスペーサー層の膜厚以下となるようにスパッタリング条件を調整することにより、本発明の磁気ディスクを好適に製造することができる。とりわけ、スペーサー層の成膜速度を所定に調整することが好適である。具体的には、成膜速度が１．２ｎｍ／秒以下の範囲内で成膜することが好ましい。この場合、下限値は特に定める必要はないが、製造実用上の観点からは０．１ｎｍ／秒以上とするとよい。また成膜温度に関しては、２６０℃以下の範囲内で成膜することが好ましい。この場合の下限値は室温とする。このような成膜速度、成膜温度でスペーサー層を成膜する場合、特に前述の高融点材料であるRu又はRu系合金非磁性材料をスペーサー層材料として選択するとよい。このようにすることで、特に平滑なスペーサー層表面が得られるとともに、磁性層に対してエピタキシャルな関係となるように成膜が促進されるからである。
本発明において、ディスク基板としてはガラス基板を使用するのが好ましい。ガラス基板は、表面を高精度に平滑にすることが出来るので、その上に形成される交換結合膜のスペーサー層の表面粗さを低減することが出来る。ガラスとしては、アモルファスガラス、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。ガラス基板の厚さは、特に制約は無いが、0.1mm〜1.5mm程度が好ましい。
本発明においては、ディスク基板と磁性層との間に、適宜、下地機能層を設けることも好ましい。このような下地機能層としては、上層のグレインを微細化させる機能を有する微細化促進層、上層のグレインを均一に微細化させる機能を有するシード層、磁性層の結晶粒子に配向性を付与する機能を有する下地層、磁性層の結晶粒子の配向性を向上させる機能を有する中間層等が挙げられる。但し、これらの下地機能層は、凹凸を形成しないように設けることが好ましい。
本発明においては、ディスク基板と磁性層との間に、適宜、下地機能層を設けることも好ましい。このような下地機能層としては、上層のグレインを微細化させる機能を有する微細化促進層、上層のグレインを均一に微細化させる機能を有するシード層、磁性層の結晶粒子に配向性を付与する機能を有する下地層、磁性層の結晶粒子の配向性を向上させる機能を有する中間層等が挙げられる。但し、これらの下地機能層は、凹凸を形成しないように設けることが好ましい。
上記微細化促進層としては、シード層等の上層のグレインを微細化するように、アモルファス金属膜を用いることが好ましく、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。
シード層としては、下地層等の上層のグレインを均一に微細化するように、bcc又はB2結晶構造の金属膜を用いることが好ましい。例えば、Al系合金、Cr系合金、NiAl系合金、NiAlB系合金、AlRu系合金、AlRuB系合金、AlCo系合金、FeAl系合金等のbccまたはB2結晶構造型合金等を用いることにより、磁性粒子の微細化を図ることができる。特に、AlRu系合金膜は、磁性粒子の微細化作用に優れているので好ましい。
下地層としては、bcc結晶構造のCr系合金膜が好適であり、CrMo系合金、CrV系合金、CrW系合金、CrTi系合金等が挙げられる。また、中間層としては、hcp結晶構造のCo系合金膜が好適である。
シード層としては、下地層等の上層のグレインを均一に微細化するように、bcc又はB2結晶構造の金属膜を用いることが好ましい。例えば、Al系合金、Cr系合金、NiAl系合金、NiAlB系合金、AlRu系合金、AlRuB系合金、AlCo系合金、FeAl系合金等のbccまたはB2結晶構造型合金等を用いることにより、磁性粒子の微細化を図ることができる。特に、AlRu系合金膜は、磁性粒子の微細化作用に優れているので好ましい。
下地層としては、bcc結晶構造のCr系合金膜が好適であり、CrMo系合金、CrV系合金、CrW系合金、CrTi系合金等が挙げられる。また、中間層としては、hcp結晶構造のCo系合金膜が好適である。
本発明の磁気ディスクは、前記磁性層上に、適宜、保護層及び潤滑層を設けることも好ましい。保護層としては、炭素系保護層が好適である。また、潤滑層としては、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、たとえばスパッタリング法（DCマグネトロンスパッタ、RFスパッタ等）、プラズマCVD法等を採用できる。また、前記潤滑層の形成は、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。
本発明において、磁気ディスクの保磁力Hcは、2500エルステッド以上とすることが好ましい。保磁力を2500エルステッド以上とすると、十分な磁気異方性定数Kuが得られるようになる。
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、たとえばスパッタリング法（DCマグネトロンスパッタ、RFスパッタ等）、プラズマCVD法等を採用できる。また、前記潤滑層の形成は、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。
本発明において、磁気ディスクの保磁力Hcは、2500エルステッド以上とすることが好ましい。保磁力を2500エルステッド以上とすると、十分な磁気異方性定数Kuが得られるようになる。
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。
（実施例１）
本実施例の磁気ディスク１０は、図１に示すように、ガラス基板１上に、微細化促進層２、シード層３、下地層４、交換結合膜５、第３の磁性層６、保護層７、潤滑層８を順次積層してなる。ここで、上記交換結合膜５は、第１の磁性層５ａと、該第１の磁性層５ａ上に設けたスペーサー層５ｂと、該スペーサー層５ｂ上に設けた第２の磁性層５ｃとを備える。
（実施例１）
本実施例の磁気ディスク１０は、図１に示すように、ガラス基板１上に、微細化促進層２、シード層３、下地層４、交換結合膜５、第３の磁性層６、保護層７、潤滑層８を順次積層してなる。ここで、上記交換結合膜５は、第１の磁性層５ａと、該第１の磁性層５ａ上に設けたスペーサー層５ｂと、該スペーサー層５ｂ上に設けた第２の磁性層５ｃとを備える。
次に、本実施例の磁気ディスク１０の製造方法を説明する。
本実施例では、まず、溶融ガラスから上型、下型、胴型を用いたダイレクトプレスにより直径６６ｍｍφ、厚さ１．５ｍｍの円盤状のアルミノシリケートガラスからなるガラス基板を得、これに研削、精密研磨、端面研磨、精密洗浄、化学強化を施すことにより、平滑な高剛性の磁気ディスク用ガラス基板１を製造した。精密研磨工程においては、ガラス表面の高度な平滑性が得られるよう、コロイダルシリカ研磨砥粒を含む研磨液を用いて精密研磨した。
上記工程を経て得られたガラス基板１の表面粗さを原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて測定したところ、平均粗さRa＝0.29nm、平均粗さ（最大高さ）Rmax＝2.93nmと超平滑な表面を持つ磁気ディスク用ガラス基板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（以下も同様）。なお、AFMによる観察結果では、テクスチャ等の凹凸は観察されなかった。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った。
本実施例では、まず、溶融ガラスから上型、下型、胴型を用いたダイレクトプレスにより直径６６ｍｍφ、厚さ１．５ｍｍの円盤状のアルミノシリケートガラスからなるガラス基板を得、これに研削、精密研磨、端面研磨、精密洗浄、化学強化を施すことにより、平滑な高剛性の磁気ディスク用ガラス基板１を製造した。精密研磨工程においては、ガラス表面の高度な平滑性が得られるよう、コロイダルシリカ研磨砥粒を含む研磨液を用いて精密研磨した。
上記工程を経て得られたガラス基板１の表面粗さを原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて測定したところ、平均粗さRa＝0.29nm、平均粗さ（最大高さ）Rmax＝2.93nmと超平滑な表面を持つ磁気ディスク用ガラス基板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（以下も同様）。なお、AFMによる観察結果では、テクスチャ等の凹凸は観察されなかった。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った。
次に、静止対向型スパッタリング成膜装置を用いて、上記ガラス基板１上に、各層の成膜を行った。
即ち、まず非磁性CrTi合金からなるターゲットを用いて、ガラス基板１上にCrTi合金の微細化促進層２を30nmの厚さに成膜した。この微細化促進層２は微結晶を含むアモルファス金属膜を形成していた。次に、スパッタリングターゲットとして非磁性ＡｌＲｕ（Ａｌ：５０ａｔ％、Ｒｕ：５０ａｔ％）合金を用い、微細化促進層２上に膜厚20nmのＡｌＲｕ合金からなるシード層３を成膜した。このシード層３は、B2結晶構造を形成していた。次に、スパッタリングターゲットとして非磁性CrW（Ｃｒ：85ａｔ％、Ｗ：15ａｔ％）合金を用い、シード層３上に、膜厚10nmのCrW合金からなる下地層４を成膜した。この下地層４はbcc結晶構造を備えていた。
即ち、まず非磁性CrTi合金からなるターゲットを用いて、ガラス基板１上にCrTi合金の微細化促進層２を30nmの厚さに成膜した。この微細化促進層２は微結晶を含むアモルファス金属膜を形成していた。次に、スパッタリングターゲットとして非磁性ＡｌＲｕ（Ａｌ：５０ａｔ％、Ｒｕ：５０ａｔ％）合金を用い、微細化促進層２上に膜厚20nmのＡｌＲｕ合金からなるシード層３を成膜した。このシード層３は、B2結晶構造を形成していた。次に、スパッタリングターゲットとして非磁性CrW（Ｃｒ：85ａｔ％、Ｗ：15ａｔ％）合金を用い、シード層３上に、膜厚10nmのCrW合金からなる下地層４を成膜した。この下地層４はbcc結晶構造を備えていた。
次に、上記下地層４上に、反強磁性型の結合の交換結合膜５を成膜した。
まず、hcp結晶構造の強磁性CoCr合金からなるターゲットを用いて、下地層４上にCoCr（Co：88at%、Cr：12at%）合金からなるhcp結晶構造の第１の磁性層５ａをエピタキシャルに2.5nmの厚さに成膜した。CoCr合金の融点は略1450℃である。次に、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、第１の磁性層５ａ上にRu金属からなるhcp結晶構造のスペーサー層５ｂをエピタキシャルに0.7nmの厚さに成膜した。Ru金属の融点は略2250℃である。このスペーサー層５ｂの表面粗さを原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて測定したところ、平均粗さRa＝0.34nm、平均粗さ（最大高さ）Rmax＝3.41nmであった。即ち、スペーサー層５ｂの表面粗さRaは、スペーサー層の膜厚（0.7nm）以下であり、平滑な表面であることが判る。
次に、hcp結晶構造の強磁性CoCrPtTa（Ｃｏ：70at%、Ｃｒ：19at%、Ｐｔ：9at%、Ｔａ：2at%）合金からなるターゲットを用いて、スペーサー層５ｂ上に、CoCrPtTa合金からなるhcp結晶構造の第２の磁性層５ｃをエピタキシャルに1nmの厚さに成膜した。CoCrPtTa合金の融点は略1450℃である。なお、第１の磁性層５ａの磁化方向と第２の磁性層５ｃの磁化方向とは、スペーサー層５ｂの介在及び互いの磁化により、反平行な結合となるよう制御されている。
まず、hcp結晶構造の強磁性CoCr合金からなるターゲットを用いて、下地層４上にCoCr（Co：88at%、Cr：12at%）合金からなるhcp結晶構造の第１の磁性層５ａをエピタキシャルに2.5nmの厚さに成膜した。CoCr合金の融点は略1450℃である。次に、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、第１の磁性層５ａ上にRu金属からなるhcp結晶構造のスペーサー層５ｂをエピタキシャルに0.7nmの厚さに成膜した。Ru金属の融点は略2250℃である。このスペーサー層５ｂの表面粗さを原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）にて測定したところ、平均粗さRa＝0.34nm、平均粗さ（最大高さ）Rmax＝3.41nmであった。即ち、スペーサー層５ｂの表面粗さRaは、スペーサー層の膜厚（0.7nm）以下であり、平滑な表面であることが判る。
次に、hcp結晶構造の強磁性CoCrPtTa（Ｃｏ：70at%、Ｃｒ：19at%、Ｐｔ：9at%、Ｔａ：2at%）合金からなるターゲットを用いて、スペーサー層５ｂ上に、CoCrPtTa合金からなるhcp結晶構造の第２の磁性層５ｃをエピタキシャルに1nmの厚さに成膜した。CoCrPtTa合金の融点は略1450℃である。なお、第１の磁性層５ａの磁化方向と第２の磁性層５ｃの磁化方向とは、スペーサー層５ｂの介在及び互いの磁化により、反平行な結合となるよう制御されている。
次に、hcp結晶構造の強磁性CoCrPtB（Ｃｏ：61at%、Ｃｒ：20at%、Ｐｔ：12at%、Ｂ：7at%）合金からなるターゲットを用いて、上記交換結合膜５上に、CoCrPtB合金からなるhcp結晶構造の第３の磁性層６をエピタキシャルに15nmの厚さに成膜した。CoCrPtB合金の融点は略1450℃である。この第３の磁性層６は磁気記録層としての機能を有する。
次に、上記第３の磁性層６上に、水素化アモルファスカーボンからなる保護層７を5nmの厚さに成膜した。この保護層７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。このように保護層７まで形成した磁気ディスク１０をスパッタリング成膜装置から取り出し、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８を1nmの厚さで成膜した。この潤滑層８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。
次に、上記第３の磁性層６上に、水素化アモルファスカーボンからなる保護層７を5nmの厚さに成膜した。この保護層７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。このように保護層７まで形成した磁気ディスク１０をスパッタリング成膜装置から取り出し、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８を1nmの厚さで成膜した。この潤滑層８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１０を製造した。
得られた磁気ディスク１０をTEM（透過型電子顕微鏡）で観察したところ、第３の磁性層（磁気記録層）６の平均グレインサイズは8nmであった。ここで言う平均グレインサイズとは、TEMで平面観察した磁気記録層表面の多数のグレインについてサイズを分析し、これを平均した数値である。また、磁気ディスク１０をTEMで断面観察したところ、下地層４、交換結合膜５、第３の磁性層６はエピタキシーであることを確認した。
また、磁気ディスク１０の磁気特性をVSM（振動試料型磁力計）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いた。また、保磁力Hcは2850エルステッドであった。
次に、磁気ディスク１０の熱揺らぎ現象について評価を行った。その評価方法について説明すると、磁気ディスク１０を６０℃の環境下に保持し、ライトトラック幅が2.0μｍ、リードトラック幅が0.5μｍ、浮上量が20nmのGMRヘッドを用いて、100kFciの線記録密度で磁気ディスクに信号を記録した上で、その記録信号が時間経過と共に減衰していく減衰量をスペクトロアナライザーを用いて評価した。単位時間当たりの信号減衰量が大きいほど、熱揺らぎが発生しやすく、熱揺らぎ耐性の低い磁気ディスクといえる。通常、40Gbit/inch２以上の記録密度を得る磁気ディスクに求められる熱揺らぎ現象の限度は、本試験方法における信号減衰量で、−0.08dB/decadeと考えられ、所定規格とされる場合が多い。
得られた磁気ディスク１０をTEM（透過型電子顕微鏡）で観察したところ、第３の磁性層（磁気記録層）６の平均グレインサイズは8nmであった。ここで言う平均グレインサイズとは、TEMで平面観察した磁気記録層表面の多数のグレインについてサイズを分析し、これを平均した数値である。また、磁気ディスク１０をTEMで断面観察したところ、下地層４、交換結合膜５、第３の磁性層６はエピタキシーであることを確認した。
また、磁気ディスク１０の磁気特性をVSM（振動試料型磁力計）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いた。また、保磁力Hcは2850エルステッドであった。
次に、磁気ディスク１０の熱揺らぎ現象について評価を行った。その評価方法について説明すると、磁気ディスク１０を６０℃の環境下に保持し、ライトトラック幅が2.0μｍ、リードトラック幅が0.5μｍ、浮上量が20nmのGMRヘッドを用いて、100kFciの線記録密度で磁気ディスクに信号を記録した上で、その記録信号が時間経過と共に減衰していく減衰量をスペクトロアナライザーを用いて評価した。単位時間当たりの信号減衰量が大きいほど、熱揺らぎが発生しやすく、熱揺らぎ耐性の低い磁気ディスクといえる。通常、40Gbit/inch２以上の記録密度を得る磁気ディスクに求められる熱揺らぎ現象の限度は、本試験方法における信号減衰量で、−0.08dB/decadeと考えられ、所定規格とされる場合が多い。
この評価方法により、本実施例の磁気ディスク１０について熱揺らぎ現象の評価を行ったところ、信号減衰量は、−0.042dB/decadeであり、上記の所定規格を十分満足する結果であった。
次に、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）700kFci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15nm、再生素子はGMR型素子である。本実施例の磁気ディスク１０の評価を行ったところ、そのS/N比は、28.8dBであった。このS/N比は、40Gbit/inch２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。
なお、本実施例におけるディスク基板の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係をプロットし（●印）、さらにスペーサー層の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係もプロットした（◆印）ものを図２に示した。
次に、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）700kFci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15nm、再生素子はGMR型素子である。本実施例の磁気ディスク１０の評価を行ったところ、そのS/N比は、28.8dBであった。このS/N比は、40Gbit/inch２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。
なお、本実施例におけるディスク基板の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係をプロットし（●印）、さらにスペーサー層の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係もプロットした（◆印）ものを図２に示した。
（実施例２）
本実施例では、実施例１の精密研磨工程におけるコロイダルシリカ研磨砥粒の粒径を変更することにより研磨を行ったこと以外は実施例１と同様に製造することにより、ガラス基板の表面粗さRa=0.44nm、Rmax=4.50nmのディスク基板を得た。得られたディスク基板上に実施例１と同様に成膜を行い、本実施例の磁気ディスクを得た。本実施例のスペーサー層５ｂの表面粗さを実施例１と同様に評価したところ、Ra＝0.48nm、Rmax＝5.13nmであった。即ち、スペーサー層５ｂの表面粗さRaは、スペーサー層の膜厚（0.7nm）以下であり、平滑な表面であることが判る。
また、本実施例の磁気ディスクについて、TEM分析結果、VSM評価結果は実施例１と同様の結果が得られた。
さらに、本実施例の磁気ディスクについて、実施例１と同様にして熱揺らぎ現象の評価を行ったところ、信号減衰量は、−0.048dB/decadeであり、所定規格を十分満足する結果であった。そして、本実施例の磁気ディスクのS/N比は28.5dBであった。
なお、本実施例におけるディスク基板の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係（●印）、及びスペーサー層の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係（◆印）についても図２に示した。
本実施例では、実施例１の精密研磨工程におけるコロイダルシリカ研磨砥粒の粒径を変更することにより研磨を行ったこと以外は実施例１と同様に製造することにより、ガラス基板の表面粗さRa=0.44nm、Rmax=4.50nmのディスク基板を得た。得られたディスク基板上に実施例１と同様に成膜を行い、本実施例の磁気ディスクを得た。本実施例のスペーサー層５ｂの表面粗さを実施例１と同様に評価したところ、Ra＝0.48nm、Rmax＝5.13nmであった。即ち、スペーサー層５ｂの表面粗さRaは、スペーサー層の膜厚（0.7nm）以下であり、平滑な表面であることが判る。
また、本実施例の磁気ディスクについて、TEM分析結果、VSM評価結果は実施例１と同様の結果が得られた。
さらに、本実施例の磁気ディスクについて、実施例１と同様にして熱揺らぎ現象の評価を行ったところ、信号減衰量は、−0.048dB/decadeであり、所定規格を十分満足する結果であった。そして、本実施例の磁気ディスクのS/N比は28.5dBであった。
なお、本実施例におけるディスク基板の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係（●印）、及びスペーサー層の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係（◆印）についても図２に示した。
（比較例１，２）
本比較例では、実施例１の精密研磨工程における研磨砥粒をコロイダルシリカ研磨砥粒から酸化セリウム研磨砥粒に変更することにより、ガラス基板の表面粗さRa=0.65nm、Rmax=6.99nm（比較例１）、ガラス基板の表面粗さRa=0.93nm、Rmax=9.40nm（比較例２）のディスク基板を得た。他の点は実施例１と同様の製造方法によるディスク基板である。
得られたディスク基板上に実施例１と同様に成膜を行い、本比較例１，２の磁気ディスクを得た。本比較例のスペーサー層５ｂの表面粗さを実施例１と同様に評価したところ、Ra＝0.75nm、Rmax＝7.20nm（比較例１）、Ra＝0.92nm、Rmax＝9.59nm（比較例２）であった。即ち、スペーサー層５ｂの表面粗さRaは、比較例１，２の何れの場合もスペーサー層の膜厚（0.7nm）を超えており、比較的粗い表面であることが判る。
また、本比較例１，２の磁気ディスクについて、TEM分析結果、VSM評価結果は実施例１と同様の結果が得られた。
さらに、本比較例の磁気ディスクについて、実施例１と同様にして熱揺らぎ現象の評価を行ったところ、信号減衰量は、−0.088dB/decade（比較例１）、−0.095dB/decade（比較例２）であり、熱揺らぎによる信号減衰量が大きいことが判った。そして、本比較例の磁気ディスクのS/N比は、28.5dB（比較例１）、28.3dB（比較例２）であった。
なお、本比較例１，２におけるディスク基板の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係（●印）、及びスペーサー層の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係（◆印）についても図２に示した。
本比較例では、実施例１の精密研磨工程における研磨砥粒をコロイダルシリカ研磨砥粒から酸化セリウム研磨砥粒に変更することにより、ガラス基板の表面粗さRa=0.65nm、Rmax=6.99nm（比較例１）、ガラス基板の表面粗さRa=0.93nm、Rmax=9.40nm（比較例２）のディスク基板を得た。他の点は実施例１と同様の製造方法によるディスク基板である。
得られたディスク基板上に実施例１と同様に成膜を行い、本比較例１，２の磁気ディスクを得た。本比較例のスペーサー層５ｂの表面粗さを実施例１と同様に評価したところ、Ra＝0.75nm、Rmax＝7.20nm（比較例１）、Ra＝0.92nm、Rmax＝9.59nm（比較例２）であった。即ち、スペーサー層５ｂの表面粗さRaは、比較例１，２の何れの場合もスペーサー層の膜厚（0.7nm）を超えており、比較的粗い表面であることが判る。
また、本比較例１，２の磁気ディスクについて、TEM分析結果、VSM評価結果は実施例１と同様の結果が得られた。
さらに、本比較例の磁気ディスクについて、実施例１と同様にして熱揺らぎ現象の評価を行ったところ、信号減衰量は、−0.088dB/decade（比較例１）、−0.095dB/decade（比較例２）であり、熱揺らぎによる信号減衰量が大きいことが判った。そして、本比較例の磁気ディスクのS/N比は、28.5dB（比較例１）、28.3dB（比較例２）であった。
なお、本比較例１，２におけるディスク基板の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係（●印）、及びスペーサー層の表面粗さRaと熱揺らぎ信号減衰量との関係（◆印）についても図２に示した。
以上説明した実施例１，２と比較例１，２の結果を比較すると、本実施例では、熱揺らぎ耐性が著しく向上する上に、高いS/N比を維持しており、従来の改善技術で陥っていた熱揺らぎ耐性とS/N比との間のトレードオフ問題を解決できることが判る。一方、比較例では、ディスク基板及びスペーサー層の表面粗さが比較的粗いために、交換結合のバラツキが発生し、熱揺らぎ耐性が劣っている。
ところで、本実施例の結果をプロットした図２は、ディスク基板の表面粗さRaと、該ディスク基板上に磁性層を形成した磁気ディスクの熱揺らぎによる信号減衰量との相関関係を示すものでもある。従って、この相関関係に基づいて所望の信号減衰量となるようにディスク基板の表面粗さRaを定めることができる。そして、精密研磨により、このように定めた表面粗さを備えたガラスディスク基板を製造し、その上に交換結合膜を含む磁性層等を形成することにより、優れた熱揺らぎ耐性と高S/N比を有し高記録密度化に適した磁気ディスクを安価で大量に安定的に得ることが出来る。
ところで、本実施例の結果をプロットした図２は、ディスク基板の表面粗さRaと、該ディスク基板上に磁性層を形成した磁気ディスクの熱揺らぎによる信号減衰量との相関関係を示すものでもある。従って、この相関関係に基づいて所望の信号減衰量となるようにディスク基板の表面粗さRaを定めることができる。そして、精密研磨により、このように定めた表面粗さを備えたガラスディスク基板を製造し、その上に交換結合膜を含む磁性層等を形成することにより、優れた熱揺らぎ耐性と高S/N比を有し高記録密度化に適した磁気ディスクを安価で大量に安定的に得ることが出来る。
（実施例３）
本実施例では、熱揺らぎ現象への耐性を更に高める観点から、交換結合膜５の交換結合の強さが向上するように、第１の磁性層５ａを複数の磁性層とした。これにより、交換結合を制御する第１の磁性層の作用を高めることが出来る。
具体的には、実施例１において、下地層４と、強磁性CoCr合金からなる第１の磁性層５ａとの間に、hcp結晶構造の強磁性CoCrPtTa合金からなるターゲットを用いて、スパッタリングにより、強磁性CoCrPtTa（Ｃｏ：70at%、Ｃｒ：19at%、Ｐｔ：9at%、Ｔａ：2at%）合金からなるhcp結晶構造の磁性層をエピタキシャルに1nmの厚さに成膜した。該CoCrPtTa合金の融点は略1450℃である。該CoCrPtTa合金からなる磁性層は、その上の強磁性CoCr合金からなる磁性層と共同して第１の磁性層５ａとして機能する。この点以外は、実施例１と同様の製造方法による磁気ディスクである。
本実施例において、スペーサー層５ｂの表面粗さRa（0.34nm）は、スペーサー層の膜厚（0.7nm）以下であり、平滑な表面であることが判る。
また、本実施例の磁気ディスクについて、TEM分析結果、VSM評価結果は実施例１と同様の結果が得られた。
さらに、本実施例の磁気ディスクについて、実施例１と同様に熱揺らぎ現象の評価を行ったところ、信号減衰量は、−0.040dB/decadeであった。これは所定規格の１／２の減衰量であり、優れた熱揺らぎ耐性を示している。そして、本実施例の磁気ディスクのS/N比は28.8dBであった。
本実施例では、熱揺らぎ現象への耐性を更に高める観点から、交換結合膜５の交換結合の強さが向上するように、第１の磁性層５ａを複数の磁性層とした。これにより、交換結合を制御する第１の磁性層の作用を高めることが出来る。
具体的には、実施例１において、下地層４と、強磁性CoCr合金からなる第１の磁性層５ａとの間に、hcp結晶構造の強磁性CoCrPtTa合金からなるターゲットを用いて、スパッタリングにより、強磁性CoCrPtTa（Ｃｏ：70at%、Ｃｒ：19at%、Ｐｔ：9at%、Ｔａ：2at%）合金からなるhcp結晶構造の磁性層をエピタキシャルに1nmの厚さに成膜した。該CoCrPtTa合金の融点は略1450℃である。該CoCrPtTa合金からなる磁性層は、その上の強磁性CoCr合金からなる磁性層と共同して第１の磁性層５ａとして機能する。この点以外は、実施例１と同様の製造方法による磁気ディスクである。
本実施例において、スペーサー層５ｂの表面粗さRa（0.34nm）は、スペーサー層の膜厚（0.7nm）以下であり、平滑な表面であることが判る。
また、本実施例の磁気ディスクについて、TEM分析結果、VSM評価結果は実施例１と同様の結果が得られた。
さらに、本実施例の磁気ディスクについて、実施例１と同様に熱揺らぎ現象の評価を行ったところ、信号減衰量は、−0.040dB/decadeであった。これは所定規格の１／２の減衰量であり、優れた熱揺らぎ耐性を示している。そして、本実施例の磁気ディスクのS/N比は28.8dBであった。
（実施例４〜７）
ガラス基板１は実施例１と同様のもの（ガラス基板の表面粗さRaは０．２８ｎｍ、Rmaxは２．９１ｎｍ）を用い、スペーサー層５ｂのスパッタリング成膜条件を後記表１に示すように変更することにより、スペーサー層の表面粗さが異なる磁気ディスク（実施例４〜７）を製造した。具体的には、スペーサー層５ｂのスパッタリング成膜時の成膜速度、成膜温度を調整した。この点以外は実施例１と同様である。得られた実施例４〜７の磁気ディスクの評価結果を纏めて下記表１に示す。
ガラス基板１は実施例１と同様のもの（ガラス基板の表面粗さRaは０．２８ｎｍ、Rmaxは２．９１ｎｍ）を用い、スペーサー層５ｂのスパッタリング成膜条件を後記表１に示すように変更することにより、スペーサー層の表面粗さが異なる磁気ディスク（実施例４〜７）を製造した。具体的には、スペーサー層５ｂのスパッタリング成膜時の成膜速度、成膜温度を調整した。この点以外は実施例１と同様である。得られた実施例４〜７の磁気ディスクの評価結果を纏めて下記表１に示す。
表１の結果から、本発明の作用効果は、特に磁性層（磁気記録層）の平均グレインサイズが１０ｎｍ以下の磁気ディスクの場合に顕著であることがわかる。本発明によれば、高いＳ／Ｎ比を維持したままで、優れた熱揺らぎ耐性を実現することができる。従って、平均グレインサイズを１０ｎｍ以下とする磁気ディスク用途として本発明は特に好適である。
また、本発明の磁気ディスクを製造するに当たっては、スペーサー層の成膜速度は１．２ｎｍ／秒以下の遅い成膜速度が特に好適であることがわかる。例えば成膜速度が１．５ｎｍ／秒の場合（実施例７）では、熱揺らぎによる信号減衰が−０．０７５ｄＢ／ｄｅｃａｄｅとなり、所定規格に対して余度が少なくなっている。また、成膜温度に関しては、２６０℃以下で成膜すると、特に優れたＳ／Ｎ比が得られることがわかる。
（発明の効果）
以上詳細に説明したように、本発明によれば、例えば40Gbit/inch２以上の高記録密度でも、熱揺らぎ障害を防止できると同時に高いS/N比の磁気ディスクを得ることが出来る。
また、本発明によれば、優れた熱揺らぎ耐性と高S/N比を有し高記録密度化に適した磁気ディスクを安価で大量に安定的に得ることが出来る。
以上詳細に説明したように、本発明によれば、例えば40Gbit/inch２以上の高記録密度でも、熱揺らぎ障害を防止できると同時に高いS/N比の磁気ディスクを得ることが出来る。
また、本発明によれば、優れた熱揺らぎ耐性と高S/N比を有し高記録密度化に適した磁気ディスクを安価で大量に安定的に得ることが出来る。
１ ガラス基板
２ 微細化促進層
３ シード層
４ 下地層
５ 交換結合膜
５ａ 第１の磁性層
５ｂ スペーサー層
５ｃ 第２の磁性層
６ 第３の磁性層
７ 保護層
８ 潤滑層
１０ 磁気ディスク
２ 微細化促進層
３ シード層
４ 下地層
５ 交換結合膜
５ａ 第１の磁性層
５ｂ スペーサー層
５ｃ 第２の磁性層
６ 第３の磁性層
７ 保護層
８ 潤滑層
１０ 磁気ディスク
Claims (3)
- ディスク基板上に磁性層を備える磁気ディスクであって、
前記磁性層は、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備える交換結合膜を含み、前記ディスク基板の表面粗さRaは、前記スペーサー層の膜厚以下であることを特徴とする磁気ディスク。 - ディスク基板上に磁性層を備える磁気ディスクであって、
前記磁性層は、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備える交換結合膜を含み、前記ディスク基板の表面粗さRaは、０．５nm以下であることを特徴とする磁気ディスク。 - ディスク基板上に、第１の磁性層と、第２の磁性層と、前記第１の磁性層と第２の磁性層との間に形成されたスペーサー層とを備える交換結合膜を含む磁性層を有する磁気ディスクの製造方法であって、
予め、ディスク基板の表面粗さと、磁気ディスクに信号を記録したときの記録信号の熱揺らぎによる減衰量との相関関係を求めておき、この相関関係に基づいて所望の信号減衰量となるようにディスク基板の表面粗さを定め、このように定めた表面粗さを備えるディスク基板を製造し、このディスク基板上に前記交換結合膜を含む磁性層を形成することを特徴とする磁気ディスクの製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2006108107A JP2006228423A (ja) | 2003-01-23 | 2006-04-10 | 磁気ディスク及びその製造方法 |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013101746A (ja) * | 2007-09-21 | 2013-05-23 | Fuji Electric Co Ltd | 磁気記録媒体 |
-
2006
- 2006-04-10 JP JP2006108107A patent/JP2006228423A/ja active Pending
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| JP2013101746A (ja) * | 2007-09-21 | 2013-05-23 | Fuji Electric Co Ltd | 磁気記録媒体 |
| JP2014222560A (ja) * | 2007-09-21 | 2014-11-27 | 富士電機株式会社 | 磁気記録方法 |
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