JP2009020920A - 磁気記録媒体用多結晶シリコン基板および磁気記録媒体 - Google Patents

Abstract

【課題】充分な耐衝撃性・耐熱性と、低いフライングハイトを実現可能な優れた表面平坦性を備えた安価な磁気記録媒体用の多結晶Ｓｉ基板を提供すること。
【解決手段】結晶加工時における研磨速度が相対的に速い｛１００｝面及び／又は研磨速度が相対的に遅い｛１１１｝面の基板面の総面積（Ｓ_０）に占める割合を適当な範囲となるようにする。具体的には、多結晶Ｓｉ基板の主面に現れる個々の結晶粒の結晶面のうち、｛１００｝結晶面の総面積（Ｓ_{｛１００｝}）を、基板面の総面積（Ｓ_０）の１０％以上５０％未満とする。このような結晶面選択を行うと、研磨速度の結晶面指数依存性に起因して生じる「段差」の程度が軽減され、平坦・平滑な基板面を得ることが可能となる。また、｛１１１｝結晶面の総面積（Ｓ_{｛１１１｝}）が基板面の総面積（Ｓ_０）に占める割合が３０〜９０％としても、同様の効果を得ることができる。
【選択図】図３

Description

本発明はハードディスクドライブ等の磁気記録媒体の製造に用いられるシリコン基板に関する。

情報記録の技術分野において、文字や画像あるいは楽曲といった情報を磁気的に読み込み・書き出しする手段であるハードディスク装置は、パーソナルコンピュータをはじめとする電子機器の一次外部記録装置や内蔵型記録手段として必須のものとなっている。このようなハードディスク装置には磁気記録媒体としてのハードディスクが内蔵されているが、従来のハードディスクでは、ディスク表面に磁気情報を水平に書き込むいわゆる「面内磁気記録方式（水平磁気記録方式）」が採用されていた。

図１（Ａ）は、水平磁気記録方式のハードディスクの一般的な積層構造を説明するための断面概略図で、非磁性基板１上に、スパッタリング法で成膜されたＣｒ系下地層２、磁気記録層３および保護膜としてのカーボン層４が順次積層され、このカーボン層４の表面に液体潤滑剤を塗布して形成された液体潤滑層５が形成されている（例えば、特許文献１参照）。そして、磁気記録層３は、ＣｏＣｒ，ＣｏＣｒＴａ，ＣｏＣｒＰｔ等の一軸結晶磁気異方性のＣｏ合金であり、このＣｏ合金の結晶粒がディスク面と水平に磁化されて情報が記録されることとなる。なお、磁気記録層３中の矢印は磁化方向を示している。

しかしながら、このような水平磁気記録方式では、記録密度を高めるために個々の記録ビットのサイズを小さくすると、隣接した記録ビットのＮ極同士およびＳ極同士が反発し合って境界領域が磁気的に不鮮明になるので、高記録密度化のためには磁気記録層の厚みを薄くして結晶粒のサイズを小さくする必要がある。結晶粒の微細化（小体積化）と記録ビットの微小化が進むと熱エネルギによって結晶粒の磁化方向が乱されてデータが消失するという「熱揺らぎ」の現象が生じることが指摘され、高記録密度化には限界があるとされるようになった。つまり、ＫｕＶ／ｋ_ＢＴ比が小さいと熱揺らぎの影響が深刻になる。ここで、Ｋｕは記録層の結晶磁気異方性エネルギ、Ｖは記録ビットの体積、ｋ_Ｂはボルツマン定数、Ｔは絶対温度（Ｋ）である。

このような問題に鑑みて検討されるようになったのが「垂直磁気記録方式」である。この記録方式では、磁気記録層はディスク表面と垂直に磁化されるため、Ｎ極とＳ極が交互に束ねられてビット配置され、磁区のＮ極とＳ極は隣接しあって相互に磁化を強めることとなる結果、磁化状態（磁気記録）の安定性が高くなる。つまり、垂直に磁化方向が記録される場合には、記録ビットの反磁界が低減されるので、水平磁気記録方式と比較すると、記録層の厚みをそれほど小さくする必要はない。このため、記録層厚を厚くして垂直方向を大きくとれば、全体としてＫｕＶ／ｋ_ＢＴ比が大きくなって「熱揺らぎ」の影響を小さくすることが可能である。

上述のように、垂直磁気記録方式は、反磁場の軽減とＫ_ｕＶ値を確保できるため、「熱揺らぎ」による磁化不安定性が低減され、記録密度の限界を大幅に拡大することが可能となる磁気記録方式であることから、超高密度記録を実現する方式として期待されている。

図１（Ｂ）は、軟磁性裏打ち層の上に垂直磁気記録のための記録層を設けた「垂直二層式磁気記録媒体」としてのハードディスクの基本的な層構造を説明するための断面概略図で、非磁性基板１１上に、軟磁性裏打ち層１２、磁気記録層１３、保護層１４、潤滑層１５が順次積層されている。ここで、軟磁性裏打ち層１２には、パーマロイやＣｏＺｒＴａアモルファスなどが典型的に用いられる。また、磁気記録層１３としては、ＣｏＣｒＰｔ系合金、ＣｏＰｔ系合金、ＰｔＣｏ層とＰｄとＣｏの超薄膜を交互に数層積層させた多層膜、ＰｔＦｅあるいは、ＳｍＣｏアモルフアス膜などが用いられる。なお、磁気記録層１３中の矢印は磁化方向を示している。

図１（Ｂ）に示したように、垂直磁気記録方式のハードディスクでは、磁気記録層１３の下地として軟磁性裏打ち層１２が設けられ、その磁気的性質は「軟磁性」であり、層厚みは概ね１００ｎｍ〜２００ｎｍ程度とされる。この軟磁性裏打ち層１２は、書き込み磁場の増大効果と磁気記録膜の反磁場低減を図るためのもので、磁気記録層１３からの磁束の通り道であるとともに、記録ヘッドからの書き込み用磁束の通り道として機能する。つまり、軟磁性裏打ち層１２は、永久磁石磁気回路における鉄ヨークと同様の役割を果たす。このため、書き込み時における磁気的飽和の回避を目的として、磁気記録層１３の層厚に比較して厚く層厚設定される必要がある。

図１（Ａ）に示したような水平磁気記録方式は、その熱揺らぎ等による記録限界から、１００Ｇ〜１５０Ｇｂｉｔ／平方インチの記録密度を境として、図１（Ｂ）に示したような垂直磁気記録方式に順次切り替わりつつある。なお、垂直磁気記録方式での記録限界がどの程度であるかは現時点では定かではないが、５００Ｇｂｉｔ／平方インチ以上であることは確実視されており、一説では、１０００Ｇｂｉｔ／平方インチ程度の高記録密度が達成可能であるとされている。このような高記録密度が達成できると、２．５インチＨＤＤプラッタ当り６００〜７００Ｇバイトの記録容量が得られることになる。

ところで、ＨＤＤ用の磁気記録媒体用基板には、一般に、３．５インチ径の基板としてＡｌ合金基板が、２．５インチ径の基板としてガラス基板が使用されている。特に、ノートブックパソコンのようなモバイル用途では、ＨＤＤが外部からの衝撃を頻繁に受けるため、これらに搭載される２．５インチＨＤＤでは、磁気ヘッドの「面打ち」により記録メディアや基板が傷ついたり、データが破壊される可能性が高いことから、磁気記録媒体用基板として硬度の高いガラス基板が使用されるようになった。

モバイル機器が小型化されると、それに内蔵される磁気記録媒体用基板にはより高い耐衝撃性が求められることとなる。２インチ径以下の小口径基板用途の殆どはモバイル用途であるため、２．５インチ径の基板以上に、高い耐衝撃性が求められる。また、モバイル機器の小型化は必然的に、搭載部品の小型化と薄型化を要求するところとなり、２．５インチ径基板の標準厚が０．６３５ｍｍであるのに対し、例えば１インチ径基板の標準厚みは０．３８２ｍｍとされている。このような事情を背景として、ヤング率が高く薄板でも十分な強度が得られ、しかも磁気記録媒体の製造プロセスと相性のよい基板が求められている。

ガラス基板は主にアモルファス強化ガラスで０．３８２ｍｍ厚の１インチ径基板が実用化されているものの、これ以上の薄板化は容易ではない。また、ガラス基板は絶縁体であるため、磁性膜をスパッタ成膜する工程において基板がチャージアップを生じやすいという問題がある。実用上はスパッタ工程で基板の掴み換えを行うことで量産化を可能としているが、ガラス基板の使用を難しいものにしている要因の１つである。

次世代記録膜としてＦｅＰｔなどが検討されているが、高保磁力化するためには６００℃前後の高温熱処理が必要とされる。そこで、熱処理温度の低減が検討されてはいるが、それでも４００℃以上の熱処理が必要であり、この温度は、現在使用されているガラス基板の使用に耐え得る温度を超えており、Ａｌ基板もこのような高温での処理に耐え得ない。

ガラス基板やＡｌ基板以外にも、サファイアガラス基板、ＳｉＣ基板、エンジニアリングプラスティック基板、カーボン基板などの代替基板が提案されたが、強度、加工性、コスト、表面平滑性、成膜親和性などの観点からは、小口径基板の代替基板としては何れも不十分であるというのが実情である。

このような事情を背景として、本発明者らは、シリコン（Ｓｉ）の単結晶基板をＨＤＤ記録膜基板として使用することを既に提唱している（例えば、特許文献２参照）。

Ｓｉ単結晶基板は広くＬＳＩ製造用基板として用いられ、表面平滑性、環境安定性、信頼性等に優れているのはもちろんのこと、剛性もガラス基板と比較して高いため、ＨＤＤ基板に適している。加えて、絶縁性のガラス基板とは異なり半導体用であり、通常はｐ型もしくはｎ型のドーパントが含まれていることが多いために、ある程度の導電性をもつ。したがって、スパッタ成膜時におけるチャージアップもある程度は軽減され、金属膜の直接スパッタ成膜やバイアススパッタも可能である。さらに、熱伝導性も良好であるため、基板加熱も容易で、スパッタ成膜工程との相性は極めて良好である。しかも、Ｓｉ基板の結晶純度は非常に高く、加工後の基板表面は安定で経時変化も無視できるという利点がある。

しかしながら、ＬＳＩ等の素子製造用の「半導体グレード」のＳｉ単結晶は一般に高価である。事実、近年の太陽電池の普及による需要増加に伴い、「半導体グレード」のＳｉ単結晶の価格も高騰している。単結晶Ｓｉ基板を磁気記録媒体用基板として用いることを考えた場合には、口径が大きくなるとガラス基板やＡｌ基板に比較して原料コスト面で劣るという深刻な問題がある。

コストダウン対策のひとつとして、多結晶Ｓｉ基板の使用が考えられるが、この場合には下記のような問題が生じる。すなわち、垂直磁気記録方式の記録媒体（磁気ディスク）の記録密度を向上させた場合には、当該磁気ディスク表面を浮上する磁気ヘッドの浮上高さ（フライングハイト）は低くなるが、これを実現するには、磁気記録媒体用基板のこれまで以上の高い平坦性・平滑性が求められる。しかし、クロロシランを水素化させることで得られる多結晶シリコンは、個々の結晶粒ごとに結晶方位が異なり、その結果、個々の結晶粒ごとに研磨速度やエッチング速度が異なるため、ＣＭＰ研磨等で平滑な面を得ることが難しい。
特開平５−１４３９７２号公報 特開２００５−１０８４０７号公報

本発明はかかる問題に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、充分な耐衝撃性・耐熱性を有し、加工プロセスや磁気記録層の成膜プロセスを複雑なものとすることがなく、低いフライングハイトを実現可能な優れた表面平坦性を有し、しかも安価な磁気記録媒体用の多結晶Ｓｉ基板を提供することにある。

上述の課題を解決するために、第１の発明に係る磁気記録媒体用シリコン基板は、｛１００｝結晶面の総面積（Ｓ_{｛１００｝}）が基板面の総面積（Ｓ_０）に占める割合が１０％以上、５０％未満であることを特徴とする。

また、第２の発明に係る磁気記録媒体用多結晶シリコン基板は、｛１１１｝結晶面の総面積（Ｓ_{｛１１１｝}）が基板面の総面積（Ｓ_０）に占める割合が３０％以上、９０％以下であることを特徴とする。

本発明の磁気記録媒体用多結晶シリコン基板は、その主面上に１０ｎｍ以上２０００ｎｍ以下の膜厚の酸化膜を備えていること、また、ウェビネスとマイクロウェビネスの２乗平均値が何れも０．３ｎｍ以下であることが好ましい。

このような多結晶シリコン基板は、０．０１ｍｍ／ｍｉｎ以上１ｍｍ/ｍｉｎ以下の凝固速度で一方向凝固させて育成されたインゴットから切り出して得ることができる。

このような多結晶シリコン基板上に磁気記録層を備えることにより、本発明の磁気記録媒体が得られる。

本発明の磁気記録媒体用多結晶シリコン基板は、結晶加工時における研磨速度が相対的に速い｛１００｝面及び／又は研磨速度が相対的に遅い｛１１１｝面の、基板面の総面積（Ｓ_０）に占める割合を適当な範囲となるようにしたので、研磨速度の結晶面指数依存性に起因して生じる「段差」の程度が軽減され、平坦・平滑な基板面を得ることが可能となる。

そして、基板面が平坦・平滑化される結果、これを用いて製造される磁気記録媒体の低いフライングハイトが実現される。また、多結晶Ｓｉ結晶という材料の特性上、充分な耐衝撃性と耐熱性を有すること、加工プロセスや磁気記録層の成膜プロセスを複雑なものとすることがないことが担保され、しかも安価な磁気記録媒体用の多結晶Ｓｉ基板として利用することができる。

以下に、図面を参照して本発明を実施するための形態について詳細に説明する。

［多結晶シリコン基板の諸特性および結晶面］：本発明の磁気記録媒体用多結晶シリコン基板の純度は、いわゆる「半導体グレード」（一般には、その純度は「１１ナイン」（９９．９９９９９９９９９％）以上である）のものである必要はなく、概ね「太陽電池グレード」のものでよい。太陽電池グレードの多結晶Ｓｉの純度は、一般的には「６ナイン」（９９．９９９９％）以上であるが、本発明では「３ナイン」（９９．９％）までは許容でき、好ましくは「５ナイン」（９９．９９９％）以上である。

多結晶Ｓｉの純度の好ましい値を「５ナイン」と設定するのは、これよりも低純度であると、粒界に結晶中の不純物が析出して基板強度を低下させるおそれがあるためである。なお、基板強度等の観点からは多結晶Ｓｉの純度は高いほど好ましいが、高純度とするにつれて原料コストは増大する。したがって、精々、「８ナイン」（９９．９９９９９９％）〜「９ナイン」（９９．９９９９９９９％）程度でよい。

不純物としては、Ｌｉ、Ｋ、Ｎａ等のアルカリ金属、および、ＣａやＭｇ等のアルカリ土類金属などのようにＳｉと反応して珪化物を形成する金属の濃度は低いことが望ましい。具体的には、これらの各不純物元素は１ｐｐｍ以下、好ましくは０．１ｐｐｍ以下である。さらに研磨中に酸化還元電位の関係で、シリコン基板に穴を開けてしまう原因となるＦｅ，Ｎｉ，Ｃｕなどの遷移金属の濃度も低いことが望ましい。具体的には、これらの各不純物元素濃度は１ｐｐｍ以下、好ましくは０．１ｐｐｍ以下である。

シリコン基板の電気抵抗は、面積抵抗で０．０１Ω/ｃｍ以上１００Ω/ｃｍ以下が好ましく、より好ましくは０．１Ω/ｃｍ以上５０Ω/ｃｍ以下である。この抵抗値は、シリコン結晶中に含まれるＢ、Ｐ、Ｎ、Ａｓ、Ｓｎ等のドーパント量で決まることとなる。結晶中に含まれるドーパント量は、ドナー不純物とアクセプタ不純物の合計として、概ね１０^２２ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であればよい。結晶中に含まれるドーパント量が多すぎると、結晶中に「抵抗縞」が生じ、基板の表面を平滑に研磨できなくなる。一方、ドーパント量が少なすぎると、結晶は高抵抗となり、磁性膜形成のためのスパッタリング工程などにおいてバイアス電流が流れ難く、成膜が困難となるなどの問題が生じる。

多結晶シリコン基板は「多結晶」であるから、その表面には種々の結晶面が現れることとなるが、本発明においては、結晶加工時における研磨速度が相対的に速い｛１００｝面及び／又は研磨速度が相対的に遅い｛１１１｝面の、基板面の総面積（Ｓ_０）に占める割合を適当な範囲とする観点から、基板表面に現れる個々の結晶粒の結晶面に下記のような条件が設けられる。ここで、｛１００｝面とは（１００）面と等価な結晶面を、｛１１１｝面とは（１１１）面と等価な結晶面を意味する。

その第１は、研磨速度が速い｛１００｝面の割合を適当な範囲とすることで研磨後の基板面を平滑化・平坦化するものであって、多結晶シリコン基板の表面に現れる個々の結晶粒の結晶面のうち、｛１００｝結晶面の総面積（Ｓ_{｛１００｝}）を基板面の総面積（Ｓ_０）の１０％以上、５０％未満とする。｛１００｝面の比率が５０％以上の場合には、研磨速度が速い｛１００｝面と研磨速度が遅い｛１１１｝面との間での研磨速度の差に起因する「段差」によって、シリコン基板面の平滑性・平坦性の低下が顕著となる。なお、面内での結晶方位の割合（比率）の測定は、ポールフイギャ法またはＥＰＭＡ-ＥＢＳＰ法などの手法で行うことができる。

その第２は、研磨速度が遅い｛１１１｝面の割合を適当な範囲とすることで研磨後の基板面を平滑化・平坦化するものであって、多結晶シリコン基板の表面に現れる個々の結晶粒の結晶面のうち、｛１１１｝結晶面の総面積（Ｓ_{｛１１１｝}）を基板面の総面積（Ｓ_０）の３０％以上、９０％以下とする。｛１１１｝面の比率が３０％未満若しくは９０％を超える場合には、研磨速度が遅い｛１１１｝面と研磨速度が速い｛１００｝面との間での研磨速度の差に起因する「段差」によって、シリコン基板面の平滑性・平坦性の低下が顕著となる。

なお、多結晶シリコン基板面に現れる面指数は、｛１００｝面と｛１１１｝面以外には、主として、｛１１０｝面や｛１１２｝面といった低指数面である。

［多結晶シリコンインゴットの育成法］：本発明で用いられる多結晶シリコン基板を製造するためのインゴットは、例えば、以下のようにして育成される。溶解炉中にシリコンと反応しない材質のルツボ（例えば、石英ガラス製ルツボやカーボン製ルツボや窒化珪素製ルツボなど）に原料となる金属珪素を入れ、不活性雰囲気中（アルゴンや窒素など）または真空中で、ルツボを珪素の融点（約１４２０℃）以上で且つ１６００℃以下の温度に保持して金属珪素を溶解し、０．０１ｍｍ／ｍｉｎ〜１ｍｍ/ｍｉｎ程度（好ましくは、０．０５ｍｍ／ｍｉｎ〜０．８ｍｍ／ｍｉｎ）の凝固速度で一方向凝固させる。

凝固速度が０．０１ｍｍ／ｍｉｎ未満の場合には、｛１１１｝面（および｛１００｝面）以外の結晶面（｛１１２｝面等）の割合が増える傾向を示すため、適正な結晶面比率を維持することが困難となることに加え、結晶性長時間が長くなり、製造コストが高くなる。また、凝固速度が１ｍｍ/ｍｉｎを超える場合には、｛１００｝面の比率が高くなり易く、この場合も、適正な結晶面比率を維持するという観点からは好ましくない。安定的に望ましい多結晶シリコン基板を得るためには、一方向凝固の速度は０．０５ｍｍ／ｍｉｎ乃至０．８ｍｍ／ｍｉｎであることが好ましい。

図２（Ａ）および（Ｂ）は、本発明における、多結晶シリコンインゴットの製造装置例の概要を説明するための断面概略図で、図２（Ａ）は原料をルツボにチャージした状態を、図２（Ｂ）はインゴット育成途中の状態を、図示している。原料である金属珪素２１はルツボ２２にチャージされた状態で台座２３の上にセットされ、ルツボ２２がグラファイト材２４にカバーされた状態で誘導加熱コイル２５等の加熱手段によって金属珪素２１の溶解が行われる。

なお、この図に示した誘導加熱コイル２５は、加熱条件を独立に制御可能な３つの領域（２５Ａ、２５Ｂ、２５Ｃ）に分割されており、ルツボ２２の上部になるに従って温度が高くなるように加熱制御される。符号２６は台座２３の支持部であり、符号２７Ａ乃至Ｃはシリコンの一方向凝固のための水冷用の冷却菅である。

先ず、金属珪素２１の熔け残りが生じないように、珪素の融点１４２０℃より約２００℃高い１６００℃で熔解し、一定時間保持する。そして、金属珪素２１に含まれていた不純物をシリコン融液の上部に濃縮させるために、シリコンの熔解相（２１Ａ）と固化した相（２１Ｂ）の界面（固液界面）の近傍のシリコン融液温度を制御する。具体的には、温度が１４５０℃となるルツボ位置より上部のルツボ温度を、１６００℃迄の範囲（例えば、１５５０〜１６００℃）で、段階的に温度勾配をもたせる。

一方向凝固の開始は、冷却管２７Ａ乃至Ｃに冷却水を流すことから始まる。その際、垂直方向にシリコンの凝固が進行するように、ルツボ２２の中心部と周辺部のシリコン融液の温度差が５０℃以内になるように、水冷水量が調節される。台座２３に組み込まれた冷却管２７Ａが３分割（２７Ａ_１、２７Ａ_２、２７Ａ_３）されているのはこのためであり、ルツボ２２の中心部と周辺部の冷却状態が独立に制御される。このような温度制御の下で、凝固速度が０．０１〜１．０ｍｍ／ｍｉｎとなるようにルツボ２２位置を徐々に下げてシリコンを一方向凝固させてインゴットを得る。

［多結晶シリコン基板の製造プロセス］：図３は、本発明の磁気記録媒体用多結晶Ｓｉ基板の製造プロセスの一例を説明するためのフローチャートである。先ず、Ｓｉ基板をコア抜きして取得するための多結晶Ｓｉウェハを準備する（Ｓ１０１）。この多結晶Ｓｉウェハは、上述の手法で得られたシリコンインゴットを所定厚さにワイヤソー等で切断して得られる。

この多結晶Ｓｉウェハをラップして厚みを調節してからコア抜きする（Ｓ１０２）。コア抜きするＳｉ基板の直径は概ね６５ｍｍ以下で２１ｍｍ以上のものとなる。このコア抜き加工には、ダイヤモンド砥石によるカップ切断、超音波切断、ブラスト加工、ウォータージェット処理、固体レーザなど種々の方法があるが、加工速度の確保や切り代量の削減、口径の切り替え容易性、治具製作や後加工の容易性などの理由から、固体レーザによるレーザコア抜きが望ましい。固体レーザはパワー密度が高くビームを絞れるため、溶断残渣（ドロス）の発生が少なく加工面が相対的にきれいなためである。この場合のレーザ光源としては、Ｎｄ−ＹＡＧレーザやＹｂ−ＹＡＧレーザなどを挙げることができる。

コア抜きして得られたＳｉ基板に、芯取および内外端面処理を施し（Ｓ１０３）、さらに、エッチングを施して加工ダメージ層を除去し（Ｓ１０４）、その後の研磨でチッピング等が生じないように端面研磨加工を施す（Ｓ１０５）。

このようにして得られたＳｉ基板に、研磨を施して表面を平坦化する（Ｓ１０６〜Ｓ１０７）。単結晶Ｓｉ基板の表面平滑化は、コロイダルシリカなどのスラリによる多段ＣＭＰ研磨により行われるのが一般的である。また、一般的な多結晶シリコンでは、結晶粒毎の結晶方位がランダムであるため、単結晶Ｓｉ基板と同様の条件でＣＭＰ研磨を行うと、結晶粒毎に研磨速度が異なることに起因して良好な表面平滑性を得ることが困難である。

上述のとおり、多結晶シリコン基板面には、｛１００｝面と｛１１１｝面以外にも、（１１０）面や（１１２）面といった低指数面が現れており、それぞれに研磨速度が異なる。このため、従来の多段ＣＭＰ研磨の条件では、多結晶シリコン基板の表面を平滑に研磨することは困難である。そこで、ＣＭＰ研磨の「ケミカル性」を抑制して、研磨速度の結晶面指数依存性に起因して生じる研磨面の「段差」の顕在化を抑えることが好ましい。例えば、ＣＭＰスラリ中のｐＨを４以上９以下に調節して多段ＣＭＰ処理（研磨粒子を変化させて２回以上行う処理）を行う。

さらに、ＣＭＰ研磨の「ケミカル性」を抑制して結晶面による研磨速度の差異を抑えるために、マスキング剤として、過酸化水素（Ｈ_２Ｏ_２）・過硫酸塩等の酸化剤を入れると、研磨面の平滑性を向上させることができるとの知見が得られている。これは、研磨中にマスキング剤が基板表面に薄い酸化膜を形成するため、多結晶シリコンの結晶粒毎の研磨速度の相違が相対的に弱められるためであると考えられる。

このような研磨のスラリとして用いる研磨剤は、コロイダルシリカが好ましく、平均粒径５〜８０ｎｍのものを使用するとよい。また、研磨圧は、１段研磨（Ｓ１０６）は５〜２０ｋｇ／ｃｍ^２の研磨圧で、２段研磨（Ｓ１０７）やそれ以降の研磨は研磨圧を１〜１０ｋｇ／ｃｍ^２で行うことが好ましい。

研磨工程（Ｓ１０７）に続き、スクラブ洗浄（Ｓ１０８）、ＲＣＡ洗浄（Ｓ１０９）を行って基板表面を清浄化する。その後、当該基板表面を光学検査（Ｓ１１０）して、梱包、出荷される（Ｓ１１１）。そして、このようにして得られた多結晶Ｓｉ基板上に軟磁性裏打層、磁気記録層等を順次積層させると、図１（Ｂ）に図示したような積層構造の磁気記録媒体を得ることができる。なお、磁気記録層の形成に先立ち、上述の多結晶Ｓｉ基板上に酸化膜を形成させておき、この酸化膜上に磁気記録層を設けるようにしてもよい。この点については後述する。

このようにして得られた多結晶Ｓｉ基板は、ウェビネスとマイクロウェビネスの２乗平均値が何れも０．３ｎｍ以下となり、ハードディスク用の基板として充分な表面特性を得ることができる。なお、これらの表面特性は、湾曲度（ウェビネス）をPhase Shifter社製のOpti-Flatで、マイクロウェビネスをZygo社製の光学計測器で、平滑性（ラフネス）をDigital Instrument社製のＡＦＭ装置で測定した。そして、このような多結晶Ｓｉ基板上に、軟磁性材料及び記録材料をメッキやスパッタにより積層させて磁気記録媒体とする。

［酸化膜付き多結晶シリコン基板］：本発明者らの検討によれば、上述の研磨で用いたＣＭＰスラリ中に、マスキング剤として、過酸化水素（Ｈ_２Ｏ_２）、過硫酸、過硫酸塩等の酸化剤を０.１〜１０質量％入れると、研磨面の平滑性を向上させることができるとの知見が得られている。これは、研磨中にマスキング剤が基板表面に薄い酸化膜を形成するため、多結晶シリコンの結晶粒毎の研磨速度の相違が相対的に弱められるためであると考えられる。従って、上述のような結晶面方位を適当に制御した多結晶Ｓｉ基板の表面に、酸化膜を積極的に設けておくことは、平坦・平滑な基板面を得る上で有効であると考えられる。

つまり、平坦・平滑な多結晶Ｓｉ基板を得る上では、研磨工程に先立ち予め酸化膜（例えば、膜厚１００ｎｍ以上）を多結晶Ｓｉ基板表面に設けておき、この酸化膜をｐＨが７以上１１以下に調節したスラリを用いてＣＭＰ処理（２段研磨）して、平坦・平滑な酸化膜付き多結晶Ｓｉ基板を得るという態様も有効な手法である。例えば、図３の１段研磨（Ｓ１０６）と２段研磨（Ｓ１０７）との間に、新たに、酸化膜形成工程を設けるといった態様が有る。このような場合の研磨後の酸化膜厚は、当該酸化膜上に磁性材料からなる膜を形成することを考えて、例えば、１０ｎｍ以上２０００ｎｍ以下とする。

また、このような酸化膜形成は、当該ＳｉＯ_２膜付けにより薄板の強度が増すこと及びＳｉＯ_２膜はアモルファスであるために特定方向への僻開性がないといったことにより、基板としての強度や耐衝撃性を向上させることができるという利点もある。

このような酸化膜の成膜方法としては、数種類の方法が考えられるが、経済性等を考慮すると、下記の３種類が適当であると考えている。その第１は、大気中または水蒸気中あるいは酸化雰囲気中で多結晶Ｓｉ基板を８００℃〜１２００℃で熱処理して熱酸化膜を成膜する方法である。第２は、シリコーン系材料やオルガノシリカを多結晶Ｓｉ基板表面に被膜し、これを熱処理して酸化膜とする方法である。そして、第３は、スパッタリング等の蒸着による方法である。

これらの方法のうち、第２の方法は、スピンコートのような方法で容易に平滑薄膜が得られ、当該薄膜を適度な温度で熱処理して有機成分を気散させることにより、酸化膜を得ることができるという利点がある。具体的には、シリコーン系材料やオルガノシリカを含有する液剤を多結晶Ｓｉ基板表面に塗布して平滑な薄膜とした後、この薄膜を適度な温度で熱処理して有機成分を気散させることでＳｉＯ_２膜を得る。

このような手法で酸化膜を形成する場合の材料としては、シラン化合物（特にアルコキシシラン）を加水分解・縮合した加水分解縮合物等(例えば、Honeywell製アキュフローＴ−２７やアライドシグナル製のアキュグラスＰ−５Ｓなど)が例示される。これらを液剤としてスピンコートにより１００ｎｍ以上の厚さで基板面内に均一塗布し、その後大気中で５０℃から２００℃以下で溶媒を蒸発させる。次に、大気中または不活性ガス雰囲気中で２００℃以上８００℃以下の加熱処理（０.１〜６ｈｒ）によりＳｉＯ_２膜または有機シリカ膜とする。

形成される酸化膜の厚みは、シリコーン系材料やオルガノシリカの種類、或いは塗布時のスピンコート条件などによるが、概ね１００nm以上２０００nm以下になる。液剤の塗布によるものであるため、図３の１段研磨（Ｓ１０６）と２段研磨（Ｓ１０７）との間に酸化膜形成工程を設けた態様の場合、１段研磨（Ｓ１０６）における平坦性が一定程度以下（例えば、粒間段差が１０ｎｍ以下で、ウェビネスＷａが概ね２．０ｎｍ以下）であれば、スピンコートすることによりＳｉ基板表面に残された段差や結晶粒界部分は遮蔽され、平坦に塗布がなされる。

以下では、本発明を実施例に基づき説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。

結晶の純度および含有不純物（ドーパント）の異なる７種類の多結晶Ｓｉ塊を準備し、溶解炉で直径１８０ｍｍφの石英ガラス製ルツボの中に原料の多結晶Ｓｉ塊を入れる。不活性雰囲気で約１４２０℃に保持した状態で、０．０１ｍｍ／ｍｉｎ以上、２ｍｍ／ｍｉｎ未満の速度で凝固させて多結晶シリコンインゴットを得た。これらのインゴット育成条件を、実施例１乃至６及び比較例１として表１に示す。

得られた多結晶シリコンインゴットを切断・ラップして多結晶Ｓｉウェハを得た（Ｓ１０１）後、レーザ加工機（ＹＡＧレーザ、波長１０６４ｎｍ）により、外径６０ｍｍ、内径２０ｍｍの多結晶基板をコア抜き（Ｓ１０２）し、各条件に付き６枚の多結晶Ｓｉ基板を得た。

これらの多結晶Ｓｉ基板に、芯取・内外端面処理（Ｓ１０３）、エッチング（Ｓ１０４）、端面研磨（Ｓ１０５）を施し、基板の主面に１段研磨加工（Ｓ１０６）を施した。この１段研磨加工は、両面研磨機を用いて１回６枚ずつ行い、表面平坦性を確保するために、ｐＨ８のコロイダルシリカ（平均径３０ｎｍ）のスラリを用いて２０分研磨した。研磨後の粒間段差を光学検査機（Zygo）で調べたところ、概ね２ｎｍ程度であった。なお、結晶面方位の面内割合の測定は、ＥＰＭＡ-ＥＢＳＰ法で行った（表２参照）。

実施例１乃至３の試料については、１段研磨終了後の基板をスクラブ洗浄後、仕上げ用の細かい粒径のコロイダルシリカ（ｐＨ値８、粒径１５ｎｍ）を用いて、基板面を２０分間２段研磨（Ｓ１０７）して、微小欠陥のない平滑な研磨面を得た。

実施例４の試料については、１段研磨終了後の基板をスクラブ洗浄後、大気中１０００℃で空気を１リットル／時の流量で流しながら、１時間の熱酸化処理を実行した。形成された酸化膜の膜厚をエリプソーメータで測ったところ、１０００ｎｍであった。この酸化膜付き多結晶Ｓｉ基板を、仕上げ用の細かい粒径のコロイダルシリカ（ｐＨ値１０、粒径１５ｎｍ）を用いて、酸化膜面を２０分間２段研磨（Ｓ１０７）して、微小欠陥のない平滑な研磨面を得た。

実施例５の試料については、１段研磨終了後の基板をスクラブ洗浄後、スピンコータでオルガノシリカ(東京応化製 T-2-Si-58000-SG)を塗布した。この基板を、４００℃で３０分間大気中で加熱して酸化膜を形成した。この酸化膜の厚みを膜厚検査機で測定したところ約５００ｎｍで、基板面内での膜厚分布も均一であった。この酸化膜付き多結晶Ｓｉ基板を、仕上げ用の細かい粒径のコロイダルシリカ（ｐＨ値１０、粒径１５ｎｍ）を用いて、酸化膜面を２０分間２段研磨（Ｓ１０７）して、微小欠陥のない平滑な研磨面を得た。

実施例６の試料については、１段研磨終了後の基板をスクラブ洗浄後、スピンコータでオルガノシリカ(Honeywell製アキュフローＴ−２７)を塗布した。この基板を２５０℃で３０分間大気中で加熱して酸化膜を形成した。この酸化膜の厚みを膜厚検査機で測定したところ約２０００ｎｍで、基板面内での膜厚分布も均一であった。この酸化膜付き多結晶Ｓｉ基板を、仕上げ用の細かい粒径のコロイダルシリカ（ｐＨ値１０、粒径１５ｎｍ）を用いて、酸化膜面を２０分間２段研磨（Ｓ１０７）して、微小欠陥のない平滑な研磨面を得た。

これら実施例１乃至６の多結晶Ｓｉ基板を、スクラブ洗浄（Ｓ１０８）で残留コロイダルシリカを除去した後に精密洗浄（ＲＣＡ洗浄：Ｓ１０９））を行い、研磨面の湾曲度（ウェビネス）をPhase Shifter社製のOpti-Flatで、マイクロウェビネスをZygo社製の光学計測器で、そして、平滑性（ラフネス）をDigital Instrument社製のＡＦＭ装置で測定した（Ｓ１１０）。

このようにして得られた評価結果（Ｒａ：ラフネス、Ｗａ：ウェビネス、μ−Ｗａ：マイクロウェビネス）を表２に纏めている。この結果から分かるように、各実施例の研磨後の多結晶Ｓｉ基板の表面特性は良好で、結晶粒ごとに結晶面方位が異なることに起因する段差は、一切観察されなかった。

比較例１の試料は、溶解炉で直径１００ｍｍφの石英ガラス製のルツボに９９．９９９％の多結晶Ｓｉ塊を入れ、真空中で多結晶Ｓｉ塊を約１５００℃で溶解し、５ｍｍ／ｍinの凝固速度で一方向凝固させてシリコンインゴットを得ている。多結晶Ｓｉ基板の結晶面方位の面内割合の測定は、実施例同様に、ポールフイギャ法で行っている（表１および表２参照）。

インゴットから基板を作製するプロセスは概ね上述の実施例と同様であるが、２段研磨工程では、仕上げ用の細かい粒径のコロイダルシリカ（ｐＨ値１０、粒径１５ｎｍ）を用いて、基板面を２０分間研磨している。なお、基板表面への酸化膜形成は行っていない。

表２に示した評価結果から明らかなように、ラフネス、ウェビネス、およびマイクロウェビネスは何れも、実施例の試料に比較して１桁以上高い値を示している。この結果から分かるように、本発明の多結晶Ｓｉ基板の表面特性は極めて良好であることが確認できる。また、多結晶Ｓｉ結晶という材料の特性上、充分な耐衝撃性と耐熱性を有すること、加工プロセスや磁気記録層の成膜プロセスを複雑なものとすることがないことが担保される。そして、この多結晶Ｓｉ基板は、低いフライングハイトを実現可能な優れた表面平坦性を有し、しかも安価な磁気記録媒体用の多結晶Ｓｉ基板として利用することができる。

実施例1および実施例４で得られた基板と比較例１の基板に、軟磁性裏打ち層と磁気記録層をスパッタリング法で成膜した。膜構成としては、上から、Ｃ（６ｎｍ）／ＣｏＰｔＴｉＯ_２（１５ｎｍ）／Ｒｕ（３０ｎｍ）／Ｐｔ（１０ｎｍ）／ＣｏＺｒＮｂ−ＳＵＬ（２００ｎｍ）／基板である。また、磁気特性測定に用いた装置は協同電子製スピンスタンドであり、記録ヘッドには単磁極ヘッド（ALPS製）を用いている。また、測定条件は、回転数４２００ｒｐｍ、測定半径Ｒ＝２５ｍｍ、ヘッドと媒体の相対線速度１１．０ｍ／ｓ、記録・イレーズ電流５０ｍＡである。

上述の構造の磁気記録媒体をスピンスタンドに設置してＤＣイレーズを実施した後、浮上高１０ｎｍのナノスライダーヘッドにより書き込みを行い再生信号の測定を行った結果、実施例１および４の基板を用いた磁気記録媒体は２０ＨｚでのＳ／Ｎ比の平均レベルが３０ｄＢであったのに対して、比較例１の基板を用いた磁気記録媒体では、基板の凹凸のために、ヘッドが衝突信号が入り、上手く測定できなかった。このことから、本発明の多結晶シリコン基板は平滑であり、磁気記録媒体にしたときに低周波域でのノイズが低いことがわかる。

本発明により、充分な耐衝撃性・耐熱性を有し、加工プロセスや磁気記録層の成膜プロセスを複雑なものとすることがなく、低いフライングハイトを実現可能な優れた表面平坦性を有し、しかも安価な磁気記録媒体用の多結晶Ｓｉ基板が提供される。

図（Ａ）は水平磁気記録方式のハードディスクの一般的な積層構造を説明するための断面概略図、図（Ｂ）は軟磁性裏打ち層の上に垂直磁気記録のための記録層を設けた「垂直二層式磁気記録媒体」としてのハードディスクの基本的な層構造を説明するための断面概略図である。 本発明における、多結晶シリコンインゴットの製造装置例の概要を説明するための断面概略図である。 本発明の磁気記録媒体用Ｓｉ基板の製造プロセスの一例を説明するためのフローチャートである。

符号の説明

１、１１ 非磁性基板
２ Ｃｒ系下地層
３、１３ 磁気記録層
４、１４ 保護層
５、１５ 潤滑層
１２ 軟磁性裏打ち層
２１ 金属珪素
２２ ルツボ
２３ 台座
２４ グラファイト材
２５ 誘導加熱コイル
２６ 台座の支持部
２７Ａ〜Ｃ 冷却菅

Claims (6)

1. ｛１００｝結晶面の総面積（Ｓ_{｛１００｝}）が基板面の総面積（Ｓ_０）に占める割合が1０％以上、５０％未満であることを特徴とする磁気記録媒体用多結晶シリコン基板。
2. ｛１１１｝結晶面の総面積（Ｓ_{｛１１１｝}）が基板面の総面積（Ｓ_０）に占める割合が３０％以上、９０％以下であることを特徴とする磁気記録媒体用多結晶シリコン基板。
3. 前記多結晶シリコン基板の主面上に１０ｎｍ以上２０００ｎｍ以下の膜厚の酸化膜を備えていることを特徴とする請求項１又は２に記載の磁気記録媒体用多結晶シリコン基板。
4. ウェビネスとマイクロウェビネスの２乗平均値が何れも０．３ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至３の何れか１項に記載の磁気記録媒体用多結晶シリコン基板。
5. 前記多結晶シリコン基板は、０．０１ｍｍ／ｍｉｎ以上１ｍｍ/ｍｉｎ以下の凝固速度で一方向凝固させて育成されたインゴットから切り出されたものである請求項１乃至４の何れか１項に記載の磁気記録媒体用多結晶シリコン基板。
6. 請求項１乃至５の何れか１項に記載の多結晶シリコン基板上に磁気記録層を備えている磁気記録媒体。

Images