JP2013206507A - 磁気記録媒体，磁気記録再生装置，および磁気記録媒体の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】反転磁界のばらつきを低減し，高密度記録を図った，磁気記録媒体，磁気記録再生装置，および磁気記録媒体の製造方法を提供する。
【解決手段】実施形態の磁気記録媒体は，基板と，前記基板上に配置される非磁性下地層と，前記非磁性下地層上に配置され，硬磁性記録層，非磁性中間層，および軟磁性記録層を有し，互いに離間する複数の領域に区分される，垂直磁気記録層と，前記垂直磁気記録層上に配置される保護層と，を具備する。前記硬磁性記録層が，前記硬磁性記録層の積層方向を向く磁化容易軸を有する。前記非磁性中間層が，Ｃ単体，ＺｎＯ，またはＳｉ，Ｔｉ，Ｔａ，またはＷの炭化物または窒化物を有する。
【選択図】図１

Description

本発明の実施形態は，磁気記録媒体，磁気記録再生装置，および磁気記録媒体の製造方法に関する。

情報を記録，再生する磁気記憶装置（ＨＤＤ）の記憶密度の増大が要求されている。記憶密度の増大のため，面内磁気記録方式に代わって，垂直磁気記録方式が，ＨＤＤの磁気記録方式として，利用されるようになってきている。垂直磁気記録方式では，基板上の磁気記録層中の磁性結晶粒子が，基板に垂直な磁化容易軸を有する。

ここで，複数の磁性ドットを有する，パターンド媒体が検討されている。パターンド媒体では，垂直磁気記録層を微細加工することで，空隙を有する複数の磁性ドットを作成する。空隙により，磁性ドットを磁気的に孤立，安定化できる。

このとき，高記録密度化に伴い，磁性ドットの微細化が必要となる。このため，記録磁化の熱揺らぎ耐性を維持するために，磁性材料の磁気異方性エネルギー密度（Ｋｕ）を高くすることが必要となる。

また，パターンド媒体では，磁性ドットごとの反転磁界のばらつき（Switching Field Distribution，ＳＦＤ）を極力小さくする必要がある。設定された強度の記録磁界によって，指定された磁性ドットが確実に磁化反転し，かつ隣接する磁性ドットの磁化反転を防ぐためである。

反転磁界のばらつきＳＦＤが生じる原因として，磁性ドット毎の飽和磁化Ｍｓ及び磁気異方性エネルギー密度Ｋｕのばらつきの結果生じる，異方性磁界Ｈｋのばらつきが挙げられる。磁性ドットが磁気的に孤立していると，反転磁界はほぼ異方性磁界Ｈｋに比例するため，異方性磁界Ｈｋの分散が反転磁界のばらつきＳＦＤの原因となる。しかしながら，一般に，異方性磁界Ｈｋの分散の低減は容易ではない。

特許３８８６８０２号公報 特許４２９２２２６号公報

本発明は，反転磁界のばらつきを低減し，高密度記録を図った，磁気記録媒体，磁気記録再生装置，および磁気記録媒体の製造方法を提供することを目的とする。

実施形態の磁気記録媒体は，基板と，前記基板上に配置される非磁性下地層と，前記非磁性下地層上に配置され，硬磁性記録層，非磁性中間層，および軟磁性記録層を有し，互いに離間する複数の領域に区分される，垂直磁気記録層と，前記垂直磁気記録層上に配置される保護層と，を具備する。前記硬磁性記録層が，前記硬磁性記録層の積層方向を向く磁化容易軸を有する。前記非磁性中間層が，Ｃ単体，ＺｎＯ，またはＳｉ，Ｔｉ，Ｔａ，またはＷの炭化物または窒化物を有する。

第１の実施形態に係るパターンド媒体を表す図である。 変形例１に係るパターンド媒体を表す図である。 変形例２に係るパターンド媒体を表す図である。 変形例３に係るパターンド媒体を表す図である。 第２の実施形態に係る磁気記録再生装置を表す図である。 保磁力分散幅ΔＨｃの評価法を示す図である。

以下，図面を参照して，実施形態を詳細に説明する。
（第１の実施形態）
図１は，第１の実施形態に係るパターンド媒体１０を表す断面図である。パターンド媒体１０では，基板１１上に，非磁性下地層１２，垂直磁気記録層１３，保護層１４，潤滑剤層１５が順に積層される。

基板１１の材料として，ガラス，Ａｌ系の合金，表面が酸化したＳｉ単結晶，セラミックス，及びプラスチック等の非磁性材料を使用できる。これら非磁性材料の表面にＮｉＰ合金などのメッキが施されても良い。

垂直磁気記録層１３では，硬磁性記録層１３１，非磁性中間層１３２，軟磁性記録層１３３が順に積層されている。

垂直磁気記録層１３は，いわゆるＥＣＣ（Exchange Coupled Composite）媒体として機能する。順に積層される，硬磁性記録層１３１，非磁性中間層１３２，軟磁性記録層１３３から，垂直磁気記録層１３を構成することで，反転磁界のばらつきＳＦＤを低減できる。ＥＣＣ媒体では，記録磁化の保持を担う硬磁性記録層１３１と，磁化反転を容易にする軟磁性記録層１３３とが，薄い非磁性中間層１３２を介して，交換結合している。

ＥＣＣ媒体では，異方性磁界Ｈｋの分散よりも，軟磁性記録層１３３と硬磁性記録層１３１の交換相互作用の分散の方が，反転磁界のばらつきＳＦＤに対する影響が支配的になる。交換相互作用の分散は，非磁性中間層１３２の膜厚分散に起因しており，異方性磁界Ｈｋの分散よりも，制御が比較的容易である。このため，ＥＣＣ媒体化により，反転磁界のばらつきＳＦＤの低減が容易となる。さらに，ＥＣＣ媒体では，反転磁界が低減するため，この点でも好ましい。

垂直磁気記録層１３は，微細形状配列構造を有する。即ち，垂直磁気記録層１３は，互いに離間する複数の領域（磁性ドット，磁性を有する微少な突起）に区分される。微細形状配列構造の作成には，例えば，次のような手順（１），（２）を利用できる。

（１）垂直磁気記録層１３（媒体）表面へのマスクの形成
垂直磁気記録層１３上にＳＯＧ(Spin On Glass)等のマスク材料を塗布する。その後，ドットパターンを有するスタンパを用いて，ナノインプリント法によりマスク材料（ＳＯＧマスク）に凹凸パターンを形成する（転写）。

（２）垂直磁気記録層１３のエッチング
Ａｒイオンミリングにより垂直磁気記録層１３をエッチングする。その後，ＣＦ_４ガスによる反応性イオンミリング（ＲＩＥ）により，垂直磁気記録層１３からＳＯＧマスクを除去する。

なお，次の（ａ）〜（ｃ）のような手順で，自己組織化材料を用いて，垂直磁気記録層１３上にマスクを形成しても良い。

（ａ）垂直磁気記録層１３（媒体）上への自己組織化層の形成
垂直磁気記録層１３上に自己組織化層を形成する。即ち，垂直磁気記録層１３上に，自己組織化材料（例えば，ＰＳ（ポリスチレン）−ＰＭＭＡ（ポリメチルメタクリレート）のジブロックポリマー）の層を形成し，熱でのアニール等により，自己組織化する。即ち，ジブロックポリマー（自己組織化層）は，２つの相（ＰＳの相と，ＰＭＭＡの相）に分離する。

（ｂ）自己組織化層のエッチング
自己組織化層をエッチングする。ジブロックポリマーを，例えば，Ｏ_２ガスにより反応性イオンミリング（ＲＩＥ）する。ＰＳ，ＰＭＭＡは，このミリングによるエッチングの耐性が異なることから，ジブロックポリマーの相構造に対応して，ジブロックポリマーがエッチングされる（自己組織化パターンの形成）。
なお，このようにして作成された自己組織化パターンは，既述のナノインプリント法でのスタンパとして利用可能である。

（ｃ）自己組織化層上へのマスク材料の塗布，エッチング
自己組織化層（自己組織化パターン）上にＳＯＧ(Spin On Glass)等のマスク材料を塗布し，エッチングする。マスク材料を，例えば，Ｏ_２ガスにより反応性イオンミリング（ＲＩＥ）する。この結果，マスク材料が，自己組織化パターンに対応するドットパターンを有するようになる。

その後，既述の手順（２）で示したように，垂直磁気記録層１３をエッチングすることで，微細形状配列構造を作成できる。

硬磁性記録層１３１は，硬磁性記録層１３１の積層方向（基板１１に対して垂直方向）を向く磁化容易軸を有する，硬磁性結晶粒からなる。硬磁性結晶粒の材料は，適度な保磁力Ｈｃおよび核生成磁界Ｈｎ，高い磁気異方性エネルギー密度Ｋｕを有することが好ましい。適度な保磁力Ｈｃ，核生成磁界Ｈｎは，外部磁界，浮遊磁界等に対して，逆磁区の発生を抑制するためである。高い磁気異方性エネルギー密度Ｋｕは，十分な熱揺らぎ耐性を得るためである。磁化容易軸は，硬磁性記録層１３１の積層方向に向いていると表現できる。

硬磁性結晶材料として，Ｌ１_０構造を持ち，かつ磁性金属元素及び貴金属元素を主成分とするものが好ましく用いられる。磁性金属は，Ｆｅ，Ｃｏから選択される少なくとも１種であり，貴金属元素は，Ｐｔ，Ｐｄからなる群より選択される少なくとも１種である。具体的には，磁性元素：貴金属元素の原子数比が，４：６乃至６：４の範囲にあるＦｅ−Ｐｔ合金，Ｃｏ−Ｐｔ合金，Ｆｅ−Ｐｄ合金を利用できる。これらの材料は，Ｌ１_０構造をとった（規則合金化した）場合に，ｃ軸方向に１０^７ｅｒｇ／ｃｃ以上と，非常に高い磁気異方性エネルギー密度Ｋｕを有し，熱揺らぎ耐性に優れる。

硬磁性記録層１３１中に，磁気特性あるいは電磁変換特性を向上させる目的で，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｒｕ，Ｉｒといった元素を適量添加してもよい。

硬磁性記録層１３１を構成する結晶粒子がＬ１_０構造をもっているかどうかは，一般的なＸ線回折装置で確認することができる。不規則な面心立方格子（ＦＣＣ）では観測されない面（（００１），（００３）面など）を表わすピーク（規則格子反射）が，それぞれの面間隔に一致する回折角度で観察できれば，Ｌ１_０構造が存在しているといえる。

硬磁性結晶粒子が完全なＬ１_０構造に近い構造をとっているかを評価する指標として，規則度Ｓが一般に用いられる。「規則度Ｓ＝１」の場合は完全なＬ１_０構造であり，「規則度Ｓ＝０」の場合は完全な不規則構造を意味する。上述の合金の場合，一般に規則度Ｓが高いほど磁気異方性エネルギー密度Ｋｕが高くなり，好ましい。規則度Ｓの評価にはＸ線回折測定によって得られた，（００１），（００２）面それぞれのピークの積分強度を用い，次式で評価できる。
Ｓ＝ ０．７２・（Ｉ_００１／Ｉ_００２）^１／２

ここでＩ_００１，Ｉ_００２はそれぞれ，（００１），（００２）面による回折ピークの積分強度である。パターンド媒体において，規則度Ｓが０．６を超えている場合，Ｌ１_０構造を有していると言って良い。

また，硬磁性結晶材料が（００１）面配向（ｃ軸配向）かどうかも，一般的なＸ線回折装置で確認することができる。

上述の硬磁性材料は，室温で成膜した場合，準安定相である不規則相を形成する傾向がある。このため，成膜中または成膜後の基板１１の加熱によって，規則合金化させる必要がある。

しかしながら，硬磁性記録層１３１の成膜中に基板１１を加熱すると，硬磁性記録層１３１の表面に微細な凹凸が生じ，平滑性が損なわれることが，実験により判明した。このため，前述のパターン加工におけるパターン転写が困難となってしまう。具体的には，硬磁性記録層１３１の成膜中の基板１１の温度が２００℃を超えると，硬磁性記録層１３１の表面の平均凹凸が顕著に増加し，好ましくない。

一方，硬磁性記録層１３１の成膜後に基板１１を加熱した場合，硬磁性記録層１３１の表面に凹凸はほとんど生じないため，パターン転写が可能である。しかしながら，パターン加工前に基板１１を加熱し，硬磁性記録層１３１を規則合金化した場合，パターン加工におけるミリングの際，磁性ドットの側壁部分にもイオンが照射される。この結果，側壁部分が不規則相に変態し，熱揺らぎ耐性が低下することが，実験により明らかとなった。

これに対し，パターン加工後に基板１１を加熱すると，硬磁性記録層１３１の表面に凹凸はほとんど生じず，パターン転写が可能となる。また，上述のイオンが照射された側壁部分も含めて，硬磁性記録層１３１が規則合金化するため，熱揺らぎ耐性が劣化し難い。

パターン加工後の基板１１の加熱温度は，４００℃乃至６００℃の範囲が好ましく，４５０℃乃至５５０℃の範囲であればさらに好ましい。基板１１の温度が４００℃未満であると規則度Ｓが低下する。基板１１の温度が６００℃を超えると，基板１１に，割れ等の劣化が生じる。

また，上述の硬磁性材料をスパッタリング法で成膜する場合，Ａｒ等の希ガス（スパッタリングガス）の圧力を４Ｐａ乃至１２Ｐａの範囲とすると，規則度Ｓが向上し，好ましい。スパッタリングガス圧力が，５Ｐａ乃至１０Ｐａの範囲が更に好ましい。

非磁性中間層１３２は，硬磁性記録層１３１と軟磁性記録層１３３の間に形成され，両層間の交換結合力を適度に弱め，ＥＣＣ媒体化する機能を有するとともに，前述の加熱プロセスの際に，硬磁性結晶と軟磁性結晶の合金化を抑制する機能を併せ持つ。

非磁性中間層１３２には，Ｃ単体，またはＴａＣ，ＴｉＣ，ＳｉＣ，ＷＣといった炭化物材料や，ＴａＮ，ＴｉＮ，ＳｉＮ，ＷＮといった窒化物材料を好ましく用いることができる。これらの材料は，融点が高く熱的に非常に安定であるため，加熱プロセスの際に硬磁性結晶と軟磁性結晶の合金化を抑制する効果が高い。

炭化物を用いる場合，Ｃ組成が５０乃至１００原子％であれば好ましいことが，実験により明らかとなった。また，窒化物を用いる場合，Ｎ組成が３０乃至６０原子％の範囲であれば好ましいことが実験により明らかとなった。非磁性中間層１３２中のＣ及びＮ組成は，例えば，Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ）を用いて分析することができる。

非磁性中間層１３２として，ＺｎＯを好ましく用いることができる。ＺｎＯは，熱的に安定である。これに加え，ＺｎＯは，一般的な酸化物，窒化物，炭化物等の化合物に比べて，垂直磁気記録層１３の加工時でのミリング速度が速く，パターン加工が容易である。

非磁性中間層１３２の膜厚は，０．２ｎｍ乃至２ｎｍの範囲が好ましく，０．５ｎｍ乃至１ｎｍの範囲であれば更に好ましい。０．２ｎｍ未満では，前述の拡散抑制効果が現れにくく，２ｎｍを超えると，硬磁性磁気記録層と軟磁性磁気記録層間に働く交換相互作用が著しく低下するため，好ましくない。

非磁性中間層１３２をスパッタリング法で成膜する場合，Ａｒ等の希ガス（スパッタリングガス）の圧力は低い方が緻密な膜が形成されやすく，上述の拡散抑制効果が高まるため好ましい。具体的には，０．１Ｐａ乃至２Ｐａのスパッタリングガス圧力範囲とすることが好ましい。

非磁性中間層１３２としてＺｎＯをスパッタリング法で成膜する場合，スパッタリングターゲット材料として，ＺｎＯにＡｌ_２Ｏ_３を少量添加したものを用いることが好ましい。ターゲット材料の導電率が高まり，ＤＣスパッタリング法を用いることができる。その場合，非磁性中間層１３２中に，数モル％程度のＡｌ_２Ｏ_３が含まれていても良い。

軟磁性記録層１３３は，硬磁性記録層１３１の磁化反転をアシストし，反転磁界を低減する機能を有する。したがって，軟磁性記録層１３３の異方性磁界Ｈｋは，硬磁性記録層１３１の異方性磁界Ｈｋよりも大幅に小さいことが好ましい。

軟磁性記録層１３３の構成材料として，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｏ−Ｐｔ合金，Ｆｅ−Ｐｔ合金が挙げられる。このうち，Ｃｏ−Ｐｔ合金，Ｆｅ−Ｐｔ合金は，より好ましい。Ｃｏ−Ｐｔ合金，Ｆｅ−Ｐｔ合金は，Ｐｔを含有しているため，酸化耐性が高く，Ｏ_２によるＲＩＥ処理時での酸化による特性劣化を抑制できる。これらの合金は，前述の規則合金ではなくＦＣＣ構造を有し，かつＰｔ組成が４０乃至７０原子％の範囲であることが好ましい。

これらの合金は前述の硬磁性記録層１３１の構成材料と組成がほぼ同じため，パターン加工後の基板１１の加熱によって規則合金化しやすい。この点，発明者らが鋭意検討した結果，スパッタリング法で成膜する場合，軟磁性記録層１３３を低いスパッタリング圧力下で成膜すると，加熱による規則合金化を抑制できることを見出した。具体的には，０．１乃至２Ｐａの範囲で成膜すると好ましいことが，実験により明らかとなった。

軟磁性記録層１３３の酸化耐性を向上させる目的で，軟磁性記録層１３３に，酸素との親和性が比較的高い元素を添加することができる。具体的には，Ｓｉ， Ｔｉ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｃｒが好ましく用いられる。これらの元素を添加することで，前述の酸素ＲＩＥ処理の際，添加元素が優先的に酸化されるため，磁性元素の酸化を抑制できる。

これらの元素の添加量としては，１乃至１０原子％の範囲が好ましく，３乃至５原子％であればより好ましい。添加量が１原子％未満であれば，酸化抑制効果が顕著には現れない。添加量が１０原子％を超えると軟磁性記録層１３３の磁気特性が劣化する。軟磁性記録層１３３中のこれらの元素の組成は，例えばＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）を用いて，分析することができる。

垂直磁気記録層１３の合計の厚さはシステムの要求値によって決定されるが，一般的に２０ｎｍよりも薄い方が好ましく，５ｎｍよりも薄いとより好ましい。垂直磁気記録層１３の合計の厚さが，２０ｎｍを超えると，ドットパターン加工が困難となる。垂直磁気記録層１３の合計の厚さが，０．５ｎｍより薄いと，再生時の信号強度が著しく低下する。

非磁性下地層１２は，垂直磁気記録層１３の結晶配向を制御する機能を有する。具体的な材料としては，（１００）面配向のＭｇＯ，ＴｉＮを好ましく用いることができる。非磁性下地層１２の膜厚は，１ｎｍ乃至２０ｍの範囲が好ましく，３ｎｍ乃至１０ｎｍの範囲であればより好ましい。膜厚が１ｎｍ未満では，上述の配向分散低減効果が顕著には現れ難い。膜厚が２０ｎｍを超えると，後述の軟磁性下地層１８と垂直磁気記録層１３との磁気的な空間が広がりすぎ，記録特性（writability）が低下する。

（変形例１）
図２は，変形例１に係るパターンド媒体２０を表す断面図である。パターンド媒体２０では，基板１１上に，第２の非磁性下地層１６，非磁性下地層１２，垂直磁気記録層１３，保護層１４，および潤滑剤層１５が順に積層される。垂直磁気記録層１３は，硬磁性記録層１３１，非磁性中間層１３２，および軟磁性記録層１３３が順に積層され，かつパターン化された微細形状配列構造を有する。

非磁性下地層１２の結晶配向性を向上させる目的で，非磁性下地層１２と基板１１との間に，第２の非磁性下地層１６を設けることができる。具体的には，（１００）面配向のＣｒまたはＣｒ合金を用いることができる。Ｃｒ合金としては，Ｃｒ−Ｒｕ合金またはＣｒ−Ｔｉ合金を好ましく用いることができる。

第２の非磁性下地層１６の膜厚は，１ｎｍ乃至２０ｎｍの範囲が好ましく，５ｎｍ乃至１０ｎｍの範囲であれば，より好ましい。膜厚が１ｎｍ未満では，上述の配向分散低減効果が顕著に現れ難い。膜厚が２０ｎｍを超えると，後述の軟磁性下地層１８と垂直磁気記録層１３との磁気的な空間が広がりすぎ，記録特性（writability）が低下する。

（変形例２）
図３は，変形例２に係るパターンド媒体３０を表す断面図である。パターンド媒体３０では，基板１１上に，非晶質シード層１７，第２の非磁性下地層１６，非磁性下地層１２，垂直磁気記録層１３，保護層１４，および潤滑剤層１５が順に積層されている。垂直磁気記録層１３では，硬磁性記録層１３１，非磁性中間層１３２，軟磁性記録層１３３が順に積層され，かつパターン化された微細形状配列構造を有する。

第２の非磁性下地層１６と基板１１との間に，Ｎｉを含有する非晶質合金からなる非晶質シード層１７を配置すると，非磁性下地層１２の（１００）面への配向分散が向上して好ましい。

ここでいう非晶質とは，必ずしもガラスのような完全な非晶質を意味するものではなく，局所的に２ｎｍ以下の粒径の微細結晶がランダムに配向した状態の膜でも良い。

このようなＮｉを含有する合金としては，例えばＮｉ−Ｎｂ合金，Ｎｉ−Ｔａ合金，Ｎｉ−Ｚｒ合金，Ｎｉ−Ｗ合金，Ｎｉ−Ｍｏ合金，またはＮｉ−Ｖ合金といった合金系が好ましく用いられる。

これらの合金中のＮｉ含有量は，２０から７０原子パーセントの範囲であれば，非晶質になりやすく，好ましい。さらに，酸素を含む雰囲気中に，シード層の表面を曝露させると好ましい場合がある。

非晶質シード層１７の膜厚は，１ｎｍ乃至２０ｎｍの範囲が好ましく，５ｎｍ乃至１０ｎｍの範囲であればより好ましい。膜厚が１ｎｍ未満では，上述の配向分散低減効果が顕著に現れ難い。膜厚が２０ｎｍを超えると，後述の軟磁性下地層１８と垂直磁気記録層１３との磁気的な空間が広がりすぎ，記録特性（writability）が低下する。

（変形例３）
図４は，変形例３に係るパターンド媒体４０を表す断面図である。パターンド媒体４０では，基板１１上に，軟磁性下地層１８，非晶質シード層１７，第２の非磁性下地層１６，非磁性下地層１２，垂直磁気記録層１３，保護層１４，および潤滑剤層１５が順に積層されている。垂直磁気記録層１３では，硬磁性記録層１３１，非磁性中間層１３２，軟磁性記録層１３３が順に積層され，かつパターン化された微細形状配列構造を有する。

非磁性下地層１２と基板１１との間に高透磁率な軟磁性下地層１８を設けることにより，いわゆる垂直二層媒体が構成される。この垂直二層媒体において，軟磁性下地層１８は，磁気ヘッドの機能の一部を担う。即ち，軟磁性下地層１８は，垂直磁気記録層１３を磁化するための磁気ヘッド，例えば，単磁極ヘッドからの記録磁界を，水平方向に通し，磁気ヘッド側へ還流させる。軟磁性下地層１８は，急峻で充分な垂直磁界を磁界の記録層に印加させ，記録再生効率を向上させる役目を果たし得る。

軟磁性下地層１８の構成材料として，例えば，ＣｏＺｒＮｂ，ＣｏＢ，ＣｏＴａＺｒ，ＦｅＳｉＡｌ，ＦｅＴａＣ，ＣｏＴａＣ，ＮｉＦｅ，Ｆｅ，ＦｅＣｏＢ，ＦｅＣｏＮ，ＦｅＴａＮ，ＣｏＩｒ等が挙げられる。

軟磁性下地層１８は，二層以上の多層膜であっても良い。その場合，それぞれの層の材料，組成，膜厚が異なっていても良い。また，軟磁性下地層１８は，これらの二層を薄いＲｕ層を挟んで積層させた，三層構造としても良い。軟磁性下地層１８の膜厚は，重ね書き（ＯＷ：Over Write）特性と信号対雑音比（ＳＮＲ: Signal Noise Ratio）のバランスにより適宜調整される。

垂直磁気記録層１３上には，保護層１４を設けることができる。保護層１４としては，例えば，Ｃ，ダイアモンドライクカーボン（ＤＬＣ），ＳｉＮｘ，ＳｉＯｘ，ＣＮｘがあげられる。

潤滑剤層１５を構成する潤滑剤として，例えばパーフルオロポリエーテル（ＰＦＰＥ）を用いることができる。

各層の成膜法としては真空蒸着法，スパッタリング法，化学気相成長法，レーザーアブレーション法を用いることができる。スパッタリング法として，コンポジットターゲットを用いた単元のスパッタリング法及びそれぞれの物質のターゲットを用いた，多元同時スパッタリング法を用いることができる。

（第２の実施形態）
図５は，第２の実施形態に係る磁気記録再生装置１５０を示す図である。
磁気記録再生装置１５０は，ロータリーアクチュエータを用いた形式の装置である。記録用媒体ディスク１８０は，スピンドルモータ１５３に装着され，駆動装置制御部（図示せず）からの制御信号に応答するモータ（図示せず）により矢印Ａの方向に回転する。本実施形態に係る磁気記録再生装置１５０は，複数の記録用媒体ディスク１８０を備えたものとしても良い。

記録用媒体ディスク１８０が回転すると，サスペンション１５４による押付け圧力とヘッドスライダーの媒体対向面（ＡＢＳともいう）で発生する圧力とが釣り合う。その結果，ヘッドスライダーの媒体対向面は，記録用媒体ディスク１８０の表面から所定の浮上量をもって保持される。

サスペンション１５４は，駆動コイル（図示せず）を保持するボビン部などを有するアクチュエータアーム１５５の一端に接続されている。アクチュエータアーム１５５の他端には，リニアモータの一種であるボイスコイルモータ１５６が設けられている。ボイスコイルモータ１５６は，アクチュエータアーム１５５のボビン部に巻き上げられた駆動コイル（図示せず）と，このコイルを挟み込むように対向して配置された永久磁石及び対向ヨークからなる磁気回路とから構成することができる。

アクチュエータアーム１５５は，軸受部１５７の上下２箇所に設けられたボールベアリング（図示せず）によって保持され，ボイスコイルモータ１５６により回転摺動が自在にできる。その結果，磁気記録ヘッドを記録用媒体ディスク１８０の任意の位置に移動できる。

以下，実施例を具体的に説明する。
（実施例１）
２．５インチハードディスク形状の非磁性のガラス基板１１（ＯＨＡＲＡ社製ＴＳ−１０ＳＸ）を，ＡＮＥＬＶＡ社製ｃ−３０１０型スパッタリング装置の真空チャンバー内に導入した。

スパッタリング装置の真空チャンバー内を１×１０^−５Ｐａ以下に排気した後，軟磁性下地層１８としてＣｏ−５％Ｚｒ−５％Ｎｂ合金を２０ｎｍ，非晶質シード層１７としてＮｉ−４０％Ｔａを５ｎｍ，順次成膜した。その後，チャンバー内圧力が５×１０^−２ＰａとなるようにＡｒ−１％Ｏ_２ガスを導入し，このＡｒ／Ｏ２雰囲気中に非晶質シード層１７の表面を５秒間曝露した。その後，第２の非磁性下地層１６としてＣｒを５ｎｍ，非磁性下地層１２としてＭｇＯを５ｎｍ，硬磁性記録層１３１としてＦｅ−５０％Ｐｔを５ｎｍ，非磁性中間層１３２としてＣを１ｎｍ，軟磁性記録層１３３としてＣｏ−５０％Ｐｔを１ｎｍ，順次成膜した。

成膜後，以下の要領で垂直磁気記録層１３をドットにパターン加工した。基板１１をスパッタリング装置から取り出し，ＰＳ（ポリスチレン）−ＰＭＭＡ（ポリメチルメタクリレート）のジブロックポリマーを有機溶剤に溶かしたものをスピンコート法で塗布し，２００℃で熱処理した（自己組織化層の形成）。その後，Ｏ_２ガスを用いたＲＩＥで，相分離したＰＭＭＡを除去した（自己組織化パターンの形成）。そして，ＳＯＧをスピンコートし，再度Ｏ_２ガスを用いたＲＩＥを行うことで，ＳＯＧからなるドット形状のマスクを形成した。

その後，Ａｒイオンミリングで垂直磁気記録層１３をエッチングし，ＣＦ_４ガスを用いたＲＩＥでＳＯＧマスクを除去し，１７ｎｍピッチのビットパタン配列を作製した。

マスクの除去後，基板１１を再度スパッタリング装置内に導入し，赤外線ランプヒーターを用いて基板１１を５００℃に加熱した。昇温時間は３０秒，温度保持は１秒間であった。その後，保護層１４としてＣを５ｎｍ成膜し，潤滑剤層１５としてパーフルオロポリエーテルをディップ法で塗布することで，パターンド媒体を作製した。

軟磁性下地層１８，非晶質シード層１７，第２の非磁性下地層１６，非磁性中間層１３２，軟磁性記録層１３３，保護層１４の成膜時のＡｒガスの圧力はいずれも０．７Ｐａ，非磁性下地層１２成膜時のＡｒガスの圧力は２Ｐａ，ＦｅＰｔ成膜時のＡｒガスの圧力は８Ｐａであった。

軟磁性下地層１８，非晶質シード層１７，第２の非磁性下地層１６，非磁性下地層１２，硬磁性記録層１３１，非磁性中間層１３２，軟磁性記録層１３３，および保護層１４を形成するためのスパッタリングターゲットはそれぞれ，直径１６４ｍｍの，Ｃｏ−５％Ｚｒ−５％Ｎｂ，Ｎｉ−４０％Ｔａ，Ｃｒ，ＭｇＯ，Ｆｅ−５０％Ｐｔ，Ｃ，Ｃｏ−５０％Ｐｔ，Ｃを用いた。

ＭｇＯはＲＦスパッタリング法で，それ以外はＤＣスパッタリング法で成膜した。各ターゲットへの投入電力は全て１００Ｗであった。ターゲットと基板１１の間の距離は５０ｍｍであった。

このほか，Ｆｅ−５０％Ｐｔの代わりに，Ｃｏ−５０％Ｐｔを用いた媒体も作製した。

（比較例１）
比較例として，非磁性中間層１３２及び軟磁性記録層１３３を用いないパターンド媒体を以下の要領で作製した。非磁性中間層１３２及び軟磁性記録層１３３を成膜しない以外は，実施例１と同様の要領でパターンド媒体を作製した。

（比較例２）
比較例として，非磁性中間層１３２を用いないパターンド媒体を以下の要領で作製した。非磁性中間層１３２を成膜しない以外は，実施例１と同様の要領でパターンド媒体を作製した。

（比較例３）
比較例として，非磁性中間層１３２としてＰｔ，Ｐｄ，Ｒｕ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｒｅ，ＩｒまたはＣｒを用いたパターンド媒体を以下の要領で作製した。非磁性中間層１３２として，Ｃの代わりＰｔ，Ｐｄ，Ｒｕ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｒｅ，ＩｒまたはＣｒを成膜する以外は，実施例１と同様の要領でパターンド媒体を作製した。

（比較例４）
比較例として，硬磁性記録層１３１成膜前に，基板１１を加熱したパターンド媒体を，以下の要領で作製した。
実施例１と同様の要領で，非磁性中間層１３２までを順次成膜した後，赤外線ランプヒーターを用いて基板１１を５００℃に加熱した。昇温時間は３０秒，温度保持は１秒間であった。その後，実施例１と同様の要領で非磁性中間層１３２，軟磁性記録層１３３を成膜，パターン加工を実施した。さらに，実施例１と同様の要領で，保護層１４の成膜，潤滑剤塗布を行い，パターンド媒体を作製した。

（比較例５）
比較例として，パターン加工前に，基板１１を加熱したパターンド媒体を，以下の要領で作製した。実施例１と同様の要領で，軟磁性記録層１３３までを順次成膜した後，赤外線ランプヒーターを用いて，基板１１を５００℃に加熱した。昇温時間は３０秒，温度保持は１秒間であった。その後，実施例１と同様の要領でパターン加工を実施した後，実施例１と同様の要領で，保護層１４成膜，潤滑剤塗布を行い，パターンド媒体を作製した。

得られた各パターンド媒体について，Ｘ線回折により，結晶構造及び結晶面の配向性を評価した。Ｐｈｉｌｉｐｓ社製のＸ線回折装置（Ｘ‘ｐｅｒｔ−ＭＲＤ）を用いて，加速電圧４５ｋＶ，フィラメント電流４０ｍＡの条件で，Ｃｕ−Ｋα線を発生させた。θ−２θ法により，結晶構造及び結晶面の配向性を評価した。

各パターンド媒体の垂直磁気記録層１３の膜垂直方向のヒステリシスループを評価した。ネオアーク社製の極Ｋｅｒｒ効果評価装置（ＢＨ−Ｍ８００ＵＶ−ＨＤ−１０）にて，波長４０８ｎｍのレーザ光源を用い，最大印加磁界２０ｋＯｅ，磁界掃引速度１３３Ｏｅ／ｓｅｃの条件で，ヒステリシスループを評価した。

各パターンド媒体の反転磁界のばらつきＳＦＤは，極Ｋｅｒｒ効果測定装置を用いたΔＨｃ／Ｈｃ法にて評価した。図６に，保磁力分散幅ΔＨｃとその評価法を示す。すなわち，前述の要領でヒステリシスループ（太い実線）を得た後，ヒステリシスループ上の−Ｈｃの点から印加磁界を折り返して，飽和磁界Ｈｓまで至らせ，マイナーループ（太い点線）を得る。

マイナーループ上におけるθｓ／２となる磁界とヒステリシスループの第２象限上における磁界との差を２ΔＨｃとし，保磁力Ｈｃで規格化してΔＨｃ／Ｈｃを得る。次の式により，反転磁界のばらつきＳＦＤを求めた。
ＳＦＤ ＝ ΔＨｃ／（１．３８・Ｈｃ）

また，上記装置を用い，各パターンド媒体の熱揺らぎ耐性指標βを以下の要領で評価した。なお，熱揺らぎ耐性指標βの値が大きいほど熱揺らぎ耐性が高い。
熱揺らぎ耐性指標βは，残留保磁力Ｈｃｒの磁界印加時間（ｔ）依存性（Ｈｃｒ（ｔ））より，次の式を用いて得ることができる。
Ｈｃｒ（ｔ）＝Ｈ_０（１−（ｌｎ（ｆ_０・ｔ）／熱揺らぎ耐性指標β）^０．５）

ここで，Ｈ_０は時刻ゼロでの保磁力，ｆ_０は頻度因子（１０^９秒），熱揺らぎ耐性指標βは熱揺らぎ耐性指標（熱揺らぎ耐性指標β＝Ｋｕ・Ｖ／（ｋＢ・Ｔ））である。Ｋｕは磁気異方性エネルギー密度，Ｖは活性化体積であり，ｋＢはボルツマン定数，Ｔは絶対温度である。種々の時間（ｔ）に対して，フィッティングで熱揺らぎ耐性指標βと保磁力Ｈ_０を求めることができる。

通常のＫｅｒｒ測定の結果をこれに用いるために，挿引速度ｔ_ｓｗｐを変えて測定を行い，得られた保磁力Ｈｃ（ｔ_ｓｗｐ）を残留保磁力Ｈｃｒ（ｔ）に変換した。この変換は，文献（M.P.Sharrock: IEEE Trans. Magn. 35 p.4414 (1999)）中にある式をセルフコンシステントに解くことで行った。

各垂直磁気記録媒体の各層の微細構造は，加速電圧４００ｋＶの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて評価した。各垂直磁気記録媒体の各層の組成は，エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＴＥＭ−ＥＤＸ）及びＸ線光電子分光法（ＸＰＳ）を用いて評価した。各パターンド媒体のドット形状は，走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて評価した。

Ｘ線回折（ＸＲＤ）評価の結果，いずれの媒体でも硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。実施例１，比較例１，及び比較例２のパターンド媒体の硬磁性記録層１３１結晶粒は，いずれもＬ１_０構造を有していることが分かった。実施例１のパターンド媒体の軟磁性記録層１３３は，いずれもｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，実施例１，比較例４及び比較例５のパターンド媒体の垂直磁気記録層１３は，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。一方，比較例２のパターンド媒体は，硬磁性記録層１３１と軟磁性記録層１３３の境界が不明瞭であった。また，比較例３のパターンド媒体においても同様に，境界が不明瞭であった。

ＳＥＭ観察の結果，実施例１，比較例１，比較例２，比較例３，及び比較例５のパターンド媒体の磁性ドットは，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。一方，比較例４のパターンド媒体の磁性ドットは，ドットピッチが一定せず，一部ドット同士の合体が見られ，規則的配列構造を取っていないことが分かった。

表１に，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

比較例１と比較して，実施例１の媒体は反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下していることが確認できた。非磁性中間層１３２及び軟磁性記録層１３３の積層による，ＥＣＣ媒体化の効果が顕著に表れたものと思われる。

また，比較例２と比較すると，実施例１の媒体は，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下するとともに，熱揺らぎ耐性指標βが顕著に向上することが分かった。非磁性中間層１３２の形成により，硬磁性記録層１３１と軟磁性記録層１３３の合金化が抑制され，ＥＣＣ媒体化が実現できた効果であると思われる。

比較例３と比較すると，実施例１の媒体は，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下するとともに，熱揺らぎ耐性指標βが顕著に向上することが分かった。非磁性中間層１３２がＰｔの場合，加熱によって硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３が合金化したことで，磁気特性が劣化したと思われる。一方，非磁性中間層１３２がＣの場合には，合金化が抑制され，ＥＣＣ媒体化が実現できたため，磁気特性が向上したと思われる。

なお，比較例３において非磁性中間層１３２がＰｄ，Ｐｄ，Ｒｕ，Ｃｕ，Ｔｉ， Ｒｅ，ＩｒまたはＣｒの場合もＰｔと同様の傾向を示した。

比較例４と比較すると，実施例１のパターンド媒体は，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下するとともに，熱揺らぎ耐性指標βが顕著に向上することがわかった。比較例４では，硬磁性記録層１３１成膜前に，基板１１を加熱したため，ドット構造の配列が乱れた結果，反転磁界のばらつきＳＦＤが増加したものと思われる。さらに，比較例４では，パターン加工によって，硬磁性記録層１３１の一部が不規則相化したため，規則度Ｓが低下し，磁気異方性エネルギー密度Ｋｕが低下した結果，熱揺らぎ耐性指標βが劣化したと思われる。

比較例５と比較すると，実施例１のパターンド媒体は，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下するとともに，熱揺らぎ耐性指標βが顕著に向上することが分かった。比較例５ではパターン加工前に，基板１１を加熱したため，パターン加工によって硬磁性記録層１３１の一部が不規則相化したため規則度Ｓが低下し，磁気異方性エネルギー密度Ｋｕが低下した結果，熱揺らぎ耐性指標βが劣化したものと思われる。

（実施例２）
パターン加工後の加熱温度を，室温（加熱無し）から７００℃の範囲で変化させたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。パターン加工後の加熱温度を，室温（加熱無し）から７００℃の範囲で変化させた以外は実施例１と同様の要領で作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。加熱温度が４００℃以上のパターンド媒体の硬磁性記録層１３１結晶粒は，いずれもＬ１_０構造を有していることが分かった。加熱温度が６００℃未満のパターンド媒体の軟磁性記録層１３３は，いずれもｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の垂直磁気記録層１３も，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。なお，基板１１温度が６５０℃以上のパターンド媒体では，基板１１の割れが認められた。

表２に，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

加熱温度が４００℃以上であれば，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下するとともに，熱揺らぎ耐性指標βが顕著に向上し，好ましいことが分かった。４００℃以上の加熱により，硬磁性記録層１３１の規則合金化が起こるためであると思われる。

（実施例３）
硬磁性記録層１３１成膜時の加熱温度を，室温（加熱無し）から３００℃の範囲で変化させたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。成膜時の加熱温度を，室温（加熱無し）から３００℃の範囲で変化させた以外は実施例１と同様の要領で作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。いずれも媒体も硬磁性記録層１３１結晶粒は，Ｌ１_０構造を有していることが分かった。いずれの媒体も軟磁性記録層１３３は，ｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の垂直磁気記録層１３も，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。ＳＥＭ観察の結果，硬磁性記録層１３１成膜時の加熱温度が２００℃以下のパターンド媒体の磁性ドットは，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。一方，成膜時の加熱温度が２５０℃以上のパターンド媒体の磁性ドットは，ドットピッチが一定せず，一部ドット同士の合体が見られ，規則的配列構造を取っていないことが分かった。

表３に，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

加熱温度が２００℃以下であれば，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下するとともに，熱揺らぎ耐性指標βが顕著に向上する。硬磁性記録層１３１の成膜時の加熱温度が２００℃以下であれば，磁性ドットが規則配列構造を維持しているためと考えられる。

（実施例４）
硬磁性記録層１３１成膜時のＡｒガスの圧力を，１から１４Ｐａの範囲で変化させたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。硬磁性記録層１３１成膜時のＡｒガスの圧力を，１から１４Ｐａの範囲で変化させた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。成膜圧力が４Ｐａ以上のパターンド媒体の硬磁性記録層１３１結晶粒は，いずれもＬ１_０構造を有していることが分かった。いずれのパターンド媒体の軟磁性記録層１３３も，ｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の垂直磁気記録層１３も，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。

表４に，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

硬磁性記録層１３１成膜時のＡｒガスの圧力が４Ｐａ乃至１２Ｐａの範囲であれば，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下するとともに，熱揺らぎ耐性指標βが顕著に向上することが分かった。硬磁性記録層１３１成膜時のＡｒガスの圧力が４Ｐａ未満では，規則合金化が起こりにくいと考えられる。硬磁性記録層１３１成膜時のＡｒガスの圧力が１２Ｐａを超えると，膜密度が低下して，磁気異方性エネルギー密度Ｋｕが低下すると考えられる。

（実施例５）
軟磁性記録層１３３成膜時のＡｒガスの圧力を，０．１から４Ｐａの範囲で変化させたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。軟磁性記録層１３３成膜時のＡｒガスの圧力を，０．１から４Ｐａの範囲で変化させた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。いずれの媒体も硬磁性記録層１３１結晶粒は，Ｌ１_０構造を有していることが分かった。成膜圧力が３Ｐａ未満のパターンド媒体の軟磁性記録層１３３は，いずれもｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の垂直磁気記録層１３も，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。

表５に，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

軟磁性記録層１３３成膜時のＡｒガスの圧力が０．１Ｐａ乃至２Ｐａの範囲であれば，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下し，好ましいことが分かった。軟磁性記録層１３３成膜時のＡｒガスの圧力が０．１Ｐａ乃至２Ｐａの範囲では，軟磁性記録層１３３の規則合金化が起こりにくく，異方性磁界Ｈｋが十分小さいためＥＣＣ媒体化効果が表れると考えられる。一方，軟磁性記録層１３３成膜時のＡｒガスの圧力が２Ｐａを超えると，軟磁性記録層１３３の規則合金化が進行し，異方性磁界Ｈｋが増加した結果，ＥＣＣ媒体化効果が低下すると考えられる。

（実施例６）
非磁性下地層１２を，ＴｉＮに換えたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。非磁性下地層１２を，ＴｉＮに換えた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。ＴｉＮの成膜は，ＴｉＮターゲットを用い，ＤＣスパッタリング法にて成膜した。

ＸＲＤ評価の結果，硬磁性記録層１３１結晶粒子は（００１）面配向であることが分かった。非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。硬磁性記録層１３１結晶粒は，Ｌ１_０構造を有していることが分かった。
軟磁性記録層１３３は，ｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，垂直磁気記録層１３は，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。ＳＥＭ観察の結果，ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。

表６に，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

非磁性下地層１２がＴｉＮの場合でも，同様に反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下するとともに，熱揺らぎ耐性指標βが顕著に向上することが分かった。

（実施例７）
非磁性中間層１３２を，ＴｉＣに換えたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。非磁性中間層１３２を，ＴｉＣに換えた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。ＴｉＣの成膜は，Ｃ組成を４０から１００原子％の範囲で変化させたＴｉＣターゲットをそれぞれ用い，ＤＣスパッタリング法にて成膜した。ＴｉＣの代わりに，ＳｉＣ， ＴａＣ， ＷＣを用いたものも同様に作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。非磁性中間層１３２中のＣ組成が１０原子％以上の媒体の硬磁性記録層１３１結晶粒は，Ｌ１_０構造を有していることが分かった。いずれの媒体も軟磁性記録層１３３は，ｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，非磁性中間層１３２中のＣ組成が５０原子％以上のパターンド媒体の垂直磁気記録層１３は，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。一方，Ｃ組成が５０原子％未満のパターンド媒体は，硬磁性記録層１３１と軟磁性記録層１３３の層境界が不明瞭であった。ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。

表７に，ＸＰＳ測定によって得られた非磁性中間層１３２中のＣ組成と，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

ＴｉＣにおけるＣ組成が５０原子％以上であれば，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下し，好ましいことが分かった。Ｃ組成が５０原子％以上の範囲では，軟磁性記録層１３３と硬磁性記録層１３１の合金化が抑制できるためと考えられる。同様の傾向は，非磁性中間層１３２がＴａＣ，ＳｉＣ，またはＷＣの場合にも認められた。

（実施例８）
非磁性中間層１３２を，ＴｉＮに換えたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。非磁性中間層１３２を，ＴｉＮに換えた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。Ｔｉターゲットを用い，スパッタリングガスとしてＡｒ／Ｎ２混合ガスを用いた反応性スパッタリング法にて成膜した。ＴｉＮ中のＮ組成は，スパッタリングガス中のＡｒ／Ｎ２比を変化させることで制御した。ＴｉＮの代わりに，ＳｉＮ，ＴａＮ，ＷＮを用いたものも同様に作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。非磁性中間層１３２中のＮ組成が１０原子％以上の媒体の硬磁性記録層１３１結晶粒は，Ｌ１_０構造を有していることが分かった。いずれの媒体も軟磁性記録層１３３は，ｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，非磁性中間層１３２中のＮ組成が３０原子％以上のパターンド媒体の垂直磁気記録層１３は，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。一方，Ｎ組成が３０原子％未満のパターンド媒体は，硬磁性記録層１３１と軟磁性記録層１３３の層境界が不明瞭であった。ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。

表８に，ＸＰＳ測定によって得られた非磁性中間層１３２中のＮ組成と，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

ＴｉＮにおけるＮ組成が３０乃至６０原子％の範囲であれば，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下し，好ましいことが分かった。Ｎ組成が３０原子％以上の範囲では，軟磁性記録層１３３と硬磁性記録層１３１の合金化が抑制できるためと考えられる。一方，Ｎ組成が６０原子％を超えると，硬磁性磁気記録層の磁気異方性エネルギー密度Ｋｕが低下した結果，熱揺らぎ耐性指標βが劣化したものと考えられる。同様の傾向は，非磁性中間層１３２がＴａＮ，ＳｉＮまたはＷＮの場合にも認められた。

（実施例９）
軟磁性記録層１３３中のＰｔ組成を変化させたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。軟磁性記録層１３３を，Ｃｏ−Ｐｔ合金に換えた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。Ｃｏ−Ｐｔ合金の成膜は，Ｐｔ組成を０から１００原子％の範囲で変化させたＣｏ−Ｐｔターゲットをそれぞれ用い，ＤＣスパッタリング法にて成膜した。軟磁性記録層１３３にＦｅ−Ｐｔ合金に換えたものも，同様に作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。いずれの媒体も硬磁性記録層１３１結晶粒は，Ｌ１_０構造を有していることが分かった。Ｐｔ組成が０乃至３０％の軟磁性記録層１３３結晶粒子は，ｈｃｐ構造を有し，Ｐｔ組成が４０％以上の軟磁性記録層１３３結晶粒子はｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の垂直磁気記録層１３も，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。

表９に，ＸＰＳ測定によって得られた軟磁性記録層１３３中のＰｔ組成と，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

Ｃｏ−Ｐｔ合金におけるＰｔ組成が０％の場合および，４０乃至６０原子％の範囲にあれば，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下し，好ましいことが分かった。Ｐｔ組成が３０％の場合および，４０乃至６０原子％の範囲では，軟磁性記録層１３３の異方性磁界Ｈｋが十分小さいため，ＥＣＣ媒体化効果が表れたためと考えられる。一方，Ｐｔ組成が０％を超え，４０原子％未満の範囲ではＣｏ−Ｐｔ合金の異方性磁界Ｈｋが高くなり，ＥＣＣ媒体化効果が低下したため，反転磁界のばらつきＳＦＤが増大したものと考えられる。Ｐｔ組成が６０原子％を超えると，軟磁性記録層１３３のＭｓが極端に低下するため，ＥＣＣ媒体化効果が低下したため，反転磁界のばらつきＳＦＤが増大したものと考えられる。同様の傾向は，Ｆｅ−Ｐｔ合金の場合にも見られた。

なお，Ｐｔ組成が０％近傍（例えば，５％程度）であることも，０％と同様，許容されると考えられる。

（実施例１０）
軟磁性記録層１３３中に，Ｓｉを添加した媒体を以下の要領で作製した。軟磁性記録層１３３を，Ｃｏ−Ｓｉ合金に換えた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。Ｃｏ−Ｓｉ合金の成膜は，Ｓｉ組成を０から２０原子％の範囲で変化させたＣｏ−Ｓｉターゲットをそれぞれ用い，ＤＣスパッタリング法にて成膜した。同様に，軟磁性記録層１３３の構成材料を，Ｃｏ−Ａｌ，Ｃｏ−Ｍｇ，Ｃｏ−Ｔｉ，Ｃｏ−Ｃｒに換えた媒体もそれぞれ作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。いずれの媒体も硬磁性記録層１３１結晶粒は，Ｌ１_０構造を有していることが分かった。いずれの媒体も軟磁性記録層１３３は，ｈｃｐ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の垂直磁気記録層１３も，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。ＸＰＳ測定の結果，軟磁性記録層１３３中のＳｉの一部は，酸化されていることが分かった。Ａｌ，Ｍｇ，ＣｒまたはＴｉの場合も同様であった。

表１０に，ＸＰＳ測定によって得られた軟磁性記録層１３３中のＳｉ，Ａｌ，Ｍｇ，ＴｉまたはＣｒ組成と，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓを示す。

Ｓｉ組成が１乃至１０原子％の範囲で，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低下し，好ましいことが分かった。Ｓｉ添加によってＣｏの酸化が抑制され，ＥＣＣ媒体化効果が高まったためであると考えられる。一方，Ｓｉ組成が１０原子％を超えると，軟磁性記録層１３３の磁気特性が劣化し，反転磁界のばらつきＳＦＤが増加したものと考えられる。同様の傾向は，Ａｌ，Ｍｇ，Ｃｒ，Ｔｉを添加した場合にも見られた。

（実施例１１）
非磁性下地層１２膜厚を変化させたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。
非磁性下地層１２を，０から２．５ｎｍの範囲で変化させた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。

ＸＲＤ評価の結果，いずれの媒体も硬磁性記録層１３１の結晶粒子が（００１）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。いずれの媒体も非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。
いずれの媒体も硬磁性記録層１３１結晶粒は，Ｌ１_０構造を有していることが分かった。いずれの媒体も軟磁性記録層１３３は，ｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，非磁性中間層１３２膜厚が０．２ｎｍ以上のパターンド媒体の垂直磁気記録層１３は，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。一方，非磁性中間層１３２膜厚が０．２ｎｍ未満のパターンド媒体は，硬磁性記録層１３１と軟磁性記録層１３３の層境界が不明瞭であった。ＳＥＭ観察の結果，いずれのパターンド媒体の磁性ドットも，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。

表１１に，非磁性中間層１３２膜厚と，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

非磁性中間層１３２膜厚が０．２乃至２ｎｍの範囲であれば，反転磁界のばらつきＳＦＤが顕著に低減し，好ましいことが分かった。非磁性中間層１３２膜厚が０．２乃至２ｎｍの範囲であれば，ＥＣＣ媒体化が実現できているからと考えられる。一方，非磁性中間層１３２膜厚が２ｎｍを超えると，硬磁性記録層１３１と軟磁性記録層１３３間の交換結合力が極端に弱まり，ＥＣＣ媒体化が実現できていないためと考えられる。非磁性中間層１３２膜厚が０．２ｎｍ未満では，硬磁性記録層１３１と軟磁性記録層１３３の合金化が起こり，ＥＣＣ媒体化が実現できていないためと考えられる。

（実施例１２）
非磁性中間層１３２を，ＺｎＯに換えたパターンド媒体を，以下の要領で作製した。非磁性中間層１３２を，ＺｎＯに換えた以外は，実施例１と同様の要領で作製した。非磁性中間層１３２の成膜にはＺｎＯにＡｌ_２Ｏ_３を２重量％添加したターゲットを用い，ＤＣスパッタリング法にて成膜した。

ＸＲＤ評価の結果，硬磁性記録層１３１結晶粒子は（００１）面配向であることが分かった。非磁性下地層１２及び第２の非磁性下地層１６は（１００）面配向であることが分かった。非晶質シード層１７は，非晶質であることが分かった。軟磁性記録層１３３は，ｆｃｃ構造を有していることが分かった。

断面ＴＥＭ観察の結果，垂直磁気記録層１３は，硬磁性記録層１３１と非磁性中間層１３２と軟磁性記録層１３３の層境界が明瞭に観察され，３層構造であることが分かった。磁性ドットは，ドットピッチ約１７ｎｍの規則的配列構造を取っていることが分かった。

表１２に，Ｋｅｒｒ測定によって得られた保磁力Ｈｃ，反転磁界のばらつきＳＦＤ，熱揺らぎ耐性指標β，及びＸＲＤ評価によって得られた硬磁性記録層１３１の規則度Ｓ，軟磁性記録層１３３の規則度Ｓ＊をそれぞれ示す。

非磁性中間層１３２としてＺｎＯを用いると，Ｃを用いた場合と同様に，反転磁界のばらつきＳＦＤ及び熱揺らぎ耐性が良好で好ましいことが分かった。

（実施例のまとめ）
以下，実施例の結果を纏める。

１．非磁性中間層１３２
（１）非磁性中間層１３２の材質として，Ｃ（実施例１），窒化物（ＴｉＮ，ＳｉＮ，ＴａＮ，ＷＮ：実施例６，８），炭化物（ＴｉＣ，ＳｉＣ，ＴａＣ，ＷＣ：実施例７），ＺｎＯ（実施例１２）が有用であることが示された。

これらの材質を用いることで，非磁性中間層１３２自体を用いない場合（比較例２，３）は勿論，例えば，非磁性中間層１３２にＰｔを用いる場合（比較例３）と比べても，反転磁界のばらつきＳＦＤを低減できた。

（２）窒化物中の窒素の組成比が３０〜６０原子％，炭化物中の炭素の組成比が５０〜１００原子％であることが好ましい（実施例７，８）。

（３）非磁性中間層１３２の膜厚が０．２〜２ｎｍ程度であることが好ましい（実施例１１）。

２．軟磁性記録層１３３
（１）軟磁性記録層１３３中のＰｔの組成比が０（〜５原子％程度），４０〜６０原子％であることが好ましい（実施例９）。

（２）軟磁性記録層１３３中にＳｉ，Ａｌ，Ｍｇ，Ｔｉ，Ｃｒを添加することが好ましい（実施例１０）。

（３）軟磁性記録層１３３成膜（スパッタリング）時の希ガスの圧力は，０．１〜２Ｐａが好ましい（実施例５）。

３．硬磁性記録層１３１
（１）硬磁性記録層１３１成膜（スパッタリング）時の温度は，２００℃以下が好ましい（実施例３）。

（２）硬磁性記録層１３１成膜（スパッタリング）時の希ガスの圧力は，４〜１２Ｐａが好ましい（実施例４）。

４．基板１１の熱処理
（１）基板１１の熱処理（加熱）は，垂直磁気記録層１３（硬磁性記録層１３１，非磁性中間層１３２，軟磁性記録層１３３）の形成，およびそのパターン加工後が好ましい（実施例１，比較例４，５）。

（２）基板１１の熱処理温度は，４００〜６００℃が好ましい（実施例２）。

以上のように，磁性ドットごとの反転磁界のばらつきを低減し，熱揺らぎ耐性に優れ，高密度記録が可能なパターンド媒体が得られる。

以上の実施形態では，パターンド媒体を説明したが，実施形態の技術は，磁気記録媒体一般にも適用できる。

本発明のいくつかの実施形態を説明したが，これらの実施形態は，例として提示したものであり，発明の範囲を限定することは意図していない。これら新規な実施形態は，その他の様々な形態で実施されることが可能であり，発明の要旨を逸脱しない範囲で，種々の省略，置き換え，変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は，発明の範囲や要旨に含まれるとともに，特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれる。

１０ パターンド媒体
１１ 基板
１１ 非磁性ガラス基板
１２ 非磁性下地層
１３ 垂直磁気記録層
１３１ 硬磁性記録層
１３２ 非磁性中間層
１３３ 軟磁性記録層
１４ 保護層
１５ 潤滑剤層
１６ 第２の非磁性下地層
１７ 非晶質シード層
１８ 軟磁性下地層
１５０ 磁気記録再生装置
１５３ スピンドルモータ
１５４ サスペンション
１５５ アクチュエータアーム
１５６ ボイスコイルモータ
１５７ 軸受部
１８０ 記録用媒体ディスク

Claims (20)

1. 基板と，
   前記基板上に配置される非磁性下地層と
   前記非磁性下地層上に配置され，硬磁性記録層，非磁性中間層，および軟磁性記録層を有し，互いに離間する複数の領域に区分される，垂直磁気記録層と，
   前記垂直磁気記録層上に配置される保護層と，を具備し，
   前記硬磁性記録層が，前記硬磁性記録層の積層方向を向く磁化容易軸を有し，
   前記非磁性中間層が，Ｃ単体，ＺｎＯ，またはＳｉ，Ｔｉ，Ｔａ，またはＷの炭化物または窒化物を有する，
   磁気記録媒体。
2. 前記非磁性中間層が，５０原子％以上１００原子％以下の炭素を含む，
   請求項１記載の磁気記録媒体。
3. 前記非磁性中間層が，３０原子％以上８０原子％以下の窒素を含む，
   請求項１記載の磁気記録媒体。
4. 前記軟磁性記録層が，Ｃｏ，Ｆｅ，Ｃｏ−Ｐｔ合金，Ｆｅ−Ｐｔ合金のいずれかを有する
   請求項１乃至３のいずれか１項に記載の磁気記録媒体。
5. 前記軟磁性記録層が，ｆｃｃ構造で，Ｐｔ組成が４０原子％以上７０原子％以下の，Ｃｏ−Ｐｔ合金またはＦｅ−Ｐｔ合金を有する
   請求項４記載の磁気記録媒体。
6. 前記軟磁性記録層が，１原子％以上１０原子％以下の，Ｓｉ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｇの少なくともいずれかを有する
   請求項１乃至５のいずれか１項に記載の磁気記録媒体。
7. 前記硬磁性記録層が，Ｆｅ，Ｃｏの少なくともいずれかと，Ｐｔ，Ｐｄの少なくともいずれかと，を含有し，Ｌ１_０構造を有し，（００１）面配向の，合金材料を有する
   請求項１乃至６のいずれか１項に記載の磁気記録媒体。
8. 前記非磁性下地層が，ＭｇＯまたはＴｉＮを有する
   請求項１乃至７のいずれか１項に記載の磁気記録媒体。
9. 前記基板と前記非磁性下地層との間に配置され，（１００）面配向の，ＣｒまたはＣｒ合金を有する，第２の非磁性下地層をさらに具備する
   請求項１乃至８のいずれか１項に記載の磁気記録媒体。
10. 前記基板と前記非磁性下地層との間に配置され，Ｎｉ−Ｎｂ合金，Ｎｉ−Ｔａ合金，Ｎｉ−Ｚｒ合金，Ｎｉ−Ｍｏ合金，またはＮｉ−Ｖ合金を有する，非晶質シード層をさらに具備する
    請求項１乃至９のいずれか１項に記載の磁気記録媒体。
11. 前記基板と前記非磁性下地層の間に配置される，軟磁性下地層をさらに具備する
    請求項１乃至１０のいずれか１項に記載の磁気記録媒体。
12. 請求項１乃至１１のいずれか一項に記載の磁気記録媒体と，
    前記磁気記録媒体に，情報を書き込みまたは再生する磁気ヘッドと，
    を具備する磁気記録再生装置。
13. 基板を用意する工程と，
    前記基板上に，非磁性下地層を形成する工程と
    前記非磁性下地層上に，硬磁性記録層，非磁性中間層，および軟磁性記録層を有する，垂直磁気記録層を形成する工程と，
    前記垂直磁気記録層を互いに離間する複数の領域に区分する工程と，
    前記垂直磁気記録層上に，保護層を形成する工程と，を具備し，
    前記硬磁性記録層が，前記硬磁性記録層の積層方向を向く磁化容易軸を有し，
    前記非磁性中間層が，Ｃ単体，ＺｎＯ，またはＳｉ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｗの炭化物または窒化物を有する，
    磁気記録媒体の製造方法。
14. 前記非磁性中間層が，５０原子％以上１００原子％以下の炭素を含む，
    請求項１３記載の磁気記録媒体の製造方法。
15. 前記非磁性中間層が，３０原子％以上８０原子％以下の窒素を含む，
    請求項１３記載の磁気記録媒体の製造方法。
16. 前記軟磁性記録層が，１原子％以上１０原子％以下の，Ｓｉ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｇの少なくともいずれかを有する
    請求項１３乃至１５のいずれか１項に記載の磁気記録媒体の製造方法。
17. 前記区分する工程の後で，前記保護層を形成する工程の前に，前記基板を加熱する工程をさらに具備する，
    請求項１３乃至１６のいずれか１項に記載の磁気記録媒体の製造方法。
18. 前記基板を加熱する工程において，前記基板の温度が４００℃以上６００℃以下である，
    請求項１７記載の磁気記録媒体の製造方法。
19. 前記垂直磁気記録層を形成する工程において，前記基板の温度が２００℃以下である，
    請求項１３乃至１８のいずれか１項に記載の磁気記録媒体の製造方法。
20. 前記垂直磁気記録層を形成する工程が，
    ４Ｐａ以上１２Ｐａ以下の圧力下で，前記非磁性下地層上に，前記硬磁性記録層を形成する工程と，
    ０．１Ｐａ以上２Ｐａ以下の圧力下で，前記硬磁性記録層上に，前記非磁性中間層を形成する工程と，
    ０．１Ｐａ以上２Ｐａ以下の圧力下で，前記非磁性中間層上に，前記軟磁性記録層を形成する工程と，を有する，
    請求項１３乃至１９のいずれか１項に記載の磁気記録媒体の製造方法。

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