JP3964844B2 - 反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜を有する交換結合膜およびその製造方法、ならびに垂直磁気記録媒体およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は高密度磁気記録技術に係わり、特に垂直磁気記録媒体および磁気ヘッドの高性能化を達成する、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜を用いる新規な層構造からなる交換結合膜に関するものである。
磁気記録技術は、膨大な情報量を記録する技術として、広く用いられている。この中で、コンピュータ用ハードディスク装置に用いられる磁気記録媒体および磁気ヘッドは、近年、盛んに研究開発が行われており、非常な勢いで記録面密度の高密度化が進んでいる。
この高密度化をさらに促進する記録方式として、垂直磁気記録方式が注目されている。垂直磁気記録方式における記録媒体には、記録層として垂直磁気異方性を示す磁性膜と裏打ち層と呼ばれる軟磁性膜の二種類の磁性膜から構成される二層膜磁気記録媒体が用いられる。一方、記録用磁気ヘッドとしては、記録媒体の記録層に垂直に配置された軟磁性膜からなる主磁極とコイルを備える単磁極型の電磁変換素子を用いる。記録過程において、二層膜磁気記録媒体における軟磁性裏打ち層と記録用磁気ヘッドの主軸極が磁路を構成することにより、記録媒体の記録層に垂直方向の記録磁界を有効に印加することが可能になる。また、再生用磁気ヘッドには、既存の面内記録方式に用いられる巨大磁気抵抗素子を適用することができ、記録媒体の記録層に高密度記録された記録磁化の表面磁束を検出する。
上記記録媒体、並びに記録用および再生用磁気ヘッドには、それぞれ軟磁性膜を有しているが、一般に軟磁性膜においては磁壁が発生し易く、かつ磁壁は微弱な外部磁界で容易に動く。このため、記録媒体においてはスパイクノイズが発生し、磁気ヘッドにおいては動作不良が起こる。
軟磁性膜における磁壁の発生および動きを抑制する技術として、該軟磁性膜に対し反強磁性膜を積層し、その際、層間に作用する交換結合を用いることで、該軟磁性膜の磁化ベクトルを固定し磁壁の発生もしくは動きを抑制する方法が知られている。一般に、この構造の積層膜は、交換結合膜と呼ばれている。
交換結合膜を垂直磁気記録媒体の軟磁性裏打ち層に適用した場合、反強磁性膜により生じる交換結合磁界が大きい程、軟磁性裏打ち層から生ずるスパイクノイズを抑制でき、また外部磁界に対する耐性も向上し、さらには記録磁化の安定化およびノイズの抑制にも良好な効果が期待できる。一方、記録用磁気ヘッドに適用した場合、主磁極の残留磁化の方向を制御でき記録媒体の記録磁化への悪影響を低減できる。また、再生用磁気ヘッドに適用した場合は、巨大磁気抵抗素子における固定された軟磁性層の磁化ベクトルの変動が抑制され、これにより出力が安定する。
現在、垂直磁気記録媒体および磁気ヘッドに用いるための交換結合膜に関する研究、特に、反強磁性膜により生ずる交換結合磁界を大きくするための層構造の研究が盛んに行われている。例えば、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜を用いた垂直磁気記録媒体においては、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の下地層としてＮｉＦｅ合金膜を用いることにより、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の結晶面（１１１）の結晶性が向上し、交換結合磁界が向上することが報告されている（非特許文献１）。また、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜を用いた再生用磁気ヘッドにおいては、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の結晶面（１１１）配向を強めることにより、交換結合磁界が向上することが報告されている（非特許文献２）。
既存技術における反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜を用いた交換結合膜の層構造を図７に示す。図７に示されるように、基板１１上に下地膜１２、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜１３、および軟磁性膜１５が順次積層されている。下地膜１２には、面心立方格子の結晶構造を有するＮｉＦｅ合金膜、Ｃｕ膜が一般的に用いられ、さらにそれらの膜の下地にＴａ膜が用いられることもある。この技術は、面心立方格子のＮｉＦｅ合金膜、Ｃｕ膜の結晶面（１１１）が配向し易いことを利用して、同じ面心立方格子である反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の結晶面（１１１）の結晶性を改善しようとするものである。すなわち、既存技術においては、結晶面（１１１）の結晶性を改善するために下地膜を用いており、これは、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の結晶構造が面心立方格子であることから、ガラス基板もしくは多結晶基板等の実用的な基板を用いスパッタ成膜法等の成膜法で膜を作製する場合、その最稠密面である（１１１）面が配向し易くなることを利用する技術思想に基づくものと思われる。
なお、反強磁性体Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の（１１１）結晶配向面において、図８に示すように、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜１３と軟磁性層１５との間にＣｏ−Ｆｅ合金膜１４を設けることで、大きな交換結合磁界が得られることが報告されている（非特許文献３）。
しかし、磁気記録技術においては、さらなる高密度化および高性能化が要求されており、上述の既存の技術に対し、より大きな交換結合磁界を得るための技術が強く求められている。
K. Tanahashi, A. Kikukawa, N. Shimizu, and Y. Hosoe (Journal of Applied Physics, vol. 91. pp.8049-8051(2002)) M. Mao, S. Funada, C. -Y. Hung, T. Schneider, M. Miller, H. -C. Tong, C. Qian and L. Miloslavsky (IEEE Transactions on Magnetics, vol. 35. pp. 3913-3915(1999)) 斉藤伸、平井健一、橋本篤志、角田匡清、高橋研（日本応用磁気学会誌、vol. 27, pp. 224-229(2003)）
K. Tanahashi, A. Kikukawa, N. Shimizu, and Y. Hosoe (Journal of Applied Physics, vol. 91. pp.8049-8051(2002)) M. Mao, S. Funada, C. -Y. Hung, T. Schneider, M. Miller, H. -C. Tong, C. Qian and L. Miloslavsky (IEEE Transactions on Magnetics, vol. 35. pp. 3913-3915(1999)) 斉藤伸、平井健一、橋本篤志、角田匡清、高橋研（日本応用磁気学会誌、vol. 27, pp. 224-229(2003)）
本発明の目的は、軟磁性膜の磁化ベクトルを強く固定して磁壁の発生またはその動きを抑制し、よって記録媒体のノイズの低減および磁気ヘッドの安定動作のため、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の（１１０）結晶配向を実現しさらに大きな交換結合磁界を達成する層構造を提供することにある。
本発明の一態様に係る交換結合膜は、基板上に、ＭｇＯ膜と、結晶の（１１０）面が配向したＮｉ−Ｆｅ合金膜と、結晶の（１１０）面が配向した反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜と、軟磁性膜とを備えたことを特徴とする。
本発明の交換結合膜は、さらに、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜と軟磁性膜との間にＣｏ−Ｆｅ合金膜を有していてもよい。
本発明に係る交換結合膜の製造方法は、前記パーマロイ合金膜を１００℃以上４００℃以下の基板温度で成膜することを特徴とする。
本発明の他の態様に係る垂直磁気記録媒体は、基板上に、ＭｇＯ膜と、結晶の（１１０）面が配向したＮｉ−Ｆｅ合金膜と、結晶の（１１０）面が配向した反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜と、軟磁性膜と、中間層と、垂直磁気記録層とを備えたことを特徴とする。
本発明の垂直磁気記録媒体は、さらに、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜と軟磁性膜との間にＣｏ−Ｆｅ合金膜を有していてもよい。
本発明に係る垂直磁気記録媒体の製造方法は、前記パーマロイ合金膜を１００℃以上４００℃以下の基板温度で成膜することを特徴とする。
本発明のＭｇＯ膜とパーマロイ合金膜と反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜が順次積層された層構造を用いれば、大きな交換結合磁界を有する交換結合膜が得られる。よって、交換結合膜における軟磁性膜の磁化ベクトルを強く固定し磁壁の発生またはその動きを抑制でき、この交換結合膜を用いることで垂直磁気記録媒体のスパイクノイズの低減および磁気ヘッドの安定動作が可能となる。
以下、本発明の実施の形態を図面に従って説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されるわけではない。
図１に、本発明の一態様に係る交換結合膜の層構造を示す。基板１の上にＭｇＯ膜２とＮｉ−Ｆｅ（パーマロイ）合金膜３と反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜４と軟磁性膜６が順次積層された層構造である。
図２に、本発明の他の態様に係る交換結合膜の層構造を示す。基板１の上にＭｇＯ膜２とＮｉ−Ｆｅ（パーマロイ）合金膜３と反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜４とＣｏ−Ｆｅ合金膜５と軟磁性膜６が順次積層された層構造である。
図１および図２において、基板の種類には特に制約はなく、磁気記録媒体および磁気ヘッドに用いられるガラス基板および多結晶基板を用いることが出来る。また、Ｎｉ−Ｆｅ（パーマロイ）合金とは、例えば「磁性体ハンドブック」（近角聡信、太田恵造、安達健吾、津屋昇、石川義和編集、（株）朝倉書店発行、第９刷、p. 1081-1090）に記載されているように、二元系Ｎｉ−Ｆｅ合金、およびＣｒ，Ｃｕ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｗ等を添加した多元系Ｎｉ−Ｆｅ合金を指す。この時、合金膜組成については、結晶構造が面心立方格子となる組成範囲であれば、本発明の効果が得られる。例えば、二元系Ｎｉ−Ｆｅ合金であれば、Ｎｉ元素の原子分率は７０％〜９０％が好ましい。また、多元系Ｎｉ−Ｆｅ合金においては、数％の添加元素で良好な効果が得られる。さらに、本発明においては、多元系Ｎｉ−Ｆｅ合金が強磁性を示す必要はなく、非磁性組成、例えば、（Ｎｉ−Ｆｅ）−Ｃｒ合金でＣｒ元素を原子分率で２０％以上添加した合金も用いることが出来る。以下においては、このようなＮｉ−Ｆｅ合金をパーマロイ合金ということがある。軟磁性膜の種類に特に制約はなく、例えば、Ｆｅ基合金軟磁性膜、アモルファス軟磁性膜、パーマロイ合金膜等を用いることが出来る。
ＭｇＯ膜２およびパーマロイ合金膜３の膜厚に関しては、特に制約はないが、表面平坦性の観点から約１ｎｍ以上１０ｎｍ以下の範囲が好ましい。
反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜４の膜厚は、約３ｎｍ以上で交換結合が得られ、その大きさは膜厚、Ｍｎ−Ｉｒの合金組成および下地膜の膜厚に依存するが、約５ｎｍ以上２０ｎｍ以下で大きな交換結合磁界が得られることからこの範囲が好ましい。
また、Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の組成に関しては、Ｍｎ元素が原子分率で５０％未満または８０％を超えると交換結合磁界が低下することが一般的に知られている。従って、Ｍｎ元素の原子分率は５０％から８０％の範囲が好ましい。
Ｃｏ−Ｆｅ合金膜５の膜厚は、約１ｎｍ以上でその効果が見られる。しかしながら、１０ｎｍ以上になると交換結合膜の抗磁力が大きくなる傾向にある。従って、膜厚は１ｎｍから１０ｎｍ、特に好ましい範囲は３ｎｍから約８ｎｍである。
また、Ｃｏ−Ｆｅ合金膜の組成に関しては、Ｃｏ元素の原子分率が５０％から８０％の範囲で特に大きな交換結合磁界が得られることから、この範囲が特に好ましい。
上記構造により、ＭｇＯ膜２上のパーマロイ合金膜３は（１１０）結晶配向が得られ、この効果により反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜４の（１１０）配向が得られる。これにより、図７に示すような従来技術による（１１１）結晶配向の反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜を用いた交換結合膜と比較して大きな交換結合磁界が得られる。
図３および図４に、本発明を用いた垂直磁気記録媒体の例を示す。すなわち、図１または図２で示した交換結合膜上に、それぞれ中間層７と垂直磁気異方性を有する記録層８を積層した構造で、二層膜構造の垂直磁気記録媒体を構成することが出来る。
図３および図４において、記録層８の種類に特に制約はなく、Ｆｅ−Ｐｔ等の規則合金膜、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ合金膜、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ合金に酸化物を添加した膜、Ｃｏ／Ｐｄ人工格子膜等を用いることが出来る。中間層７は記録層８の結晶配向性を向上させる目的で、例えば、Ｆｅ−Ｐｔ等の規則合金膜であればＭｇＯ膜、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ系膜であれば、Ｔｉ膜、Ｐｔ膜、Ｒｕ膜等を用いる。
本発明の磁気記録媒体および磁気ヘッドに用いる交換結合膜の製造方法は、スパッタ成膜法によりＭｇＯ膜とパーマロイ合金膜とＭｎ−Ｉｒ合金膜とを順次積層することで、交換結合膜の層構造を作製するものである。上記製造方法において、パーマロイ合金膜を作製する際に基板温度を１００℃以上にすると、パーマロイ合金膜の（１１０）結晶面が優先的に配向することから、より良好なＭｎ−Ｉｒ合金膜の（１１０）配向を得るために好ましい。一方、４００℃より高い基板温度においては、安価なガラス基板を用いることが困難になることから、４００℃以下の基板温度で作製することが好ましい。
（実施例）
以下、本発明の実施例について説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されるわけではない。
以下、本発明の実施例について説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されるわけではない。
実施例１および比較例１
交換結合磁界を評価するために、以下の実施例１および比較例１の交換結合膜を作製した。
交換結合磁界を評価するために、以下の実施例１および比較例１の交換結合膜を作製した。
実施例１
図１に示す交換結合膜を以下のように作製した。
ハードディスク用ガラスディスク基板１上に、５ｎｍのＭｇＯ膜２をＲＦマグネトロンスパッタ法により、次に膜厚５ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜３をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚１０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜４をＤＣマグネトロンスパッタ法により、そして、軟磁性層６として膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。基板温度は、ＭｇＯ膜２の成膜時のみ５０℃で、他の膜を作製するときは２００℃とした。そして、すべての膜を成膜後、真空度２×１０-5Ｐａ〜３×１０-5Ｐａにおいて、基板温度を３７５℃で1時間保持するアニール処理を行った。なお、Ｎｂ添加パーマロイ合金膜の作製は原子分率でＮｉ0.81Ｆｅ0.16Ｎｂ0.03のスパッタターゲットを、Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の作製は原子分率でＭｎ0.8Ｉｒ0.2のスパッタターゲットを、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜の作製は原子分率でＦｅ0.74Ｓｉ0.088Ｂ0.132Ｃ0.04のスパッタターゲットを用いた。
図１に示す交換結合膜を以下のように作製した。
ハードディスク用ガラスディスク基板１上に、５ｎｍのＭｇＯ膜２をＲＦマグネトロンスパッタ法により、次に膜厚５ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜３をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚１０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜４をＤＣマグネトロンスパッタ法により、そして、軟磁性層６として膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。基板温度は、ＭｇＯ膜２の成膜時のみ５０℃で、他の膜を作製するときは２００℃とした。そして、すべての膜を成膜後、真空度２×１０-5Ｐａ〜３×１０-5Ｐａにおいて、基板温度を３７５℃で1時間保持するアニール処理を行った。なお、Ｎｂ添加パーマロイ合金膜の作製は原子分率でＮｉ0.81Ｆｅ0.16Ｎｂ0.03のスパッタターゲットを、Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の作製は原子分率でＭｎ0.8Ｉｒ0.2のスパッタターゲットを、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜の作製は原子分率でＦｅ0.74Ｓｉ0.088Ｂ0.132Ｃ0.04のスパッタターゲットを用いた。
比較例１
図７に相当する従来技術の層構造から成る交換結合膜を以下のように作製した。
ハードディスク用ガラスディスク基板１１上に、下地層１２として膜厚２０ｎｍのＴａ膜および膜厚５ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜をそれぞれＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚１０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜１３をＤＣマグネトロンスパッタ法により、そして、軟磁性層１５として膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。基板温度は、すべての膜の成膜時に５０℃とした。その後、真空度２×１０-5Ｐａ〜３×１０-5Ｐａにおいて、基板温度を３７５℃で１時間保持するアニール処理を行った。なお、Ｎｂ添加パーマロイ合金膜の作製、Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の作製およびＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜の作製は、実施例１と同じスパッタターゲットを用いた。
図７に相当する従来技術の層構造から成る交換結合膜を以下のように作製した。
ハードディスク用ガラスディスク基板１１上に、下地層１２として膜厚２０ｎｍのＴａ膜および膜厚５ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜をそれぞれＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚１０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜１３をＤＣマグネトロンスパッタ法により、そして、軟磁性層１５として膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。基板温度は、すべての膜の成膜時に５０℃とした。その後、真空度２×１０-5Ｐａ〜３×１０-5Ｐａにおいて、基板温度を３７５℃で１時間保持するアニール処理を行った。なお、Ｎｂ添加パーマロイ合金膜の作製、Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の作製およびＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜の作製は、実施例１と同じスパッタターゲットを用いた。
実施例１および比較例１で作製した交換結合膜について、それぞれ交換結合磁界を振動試料型磁力計を用いて評価した。実施例１で作製した交換結合膜の交換結合磁界は２２Ｏｅであった。一方、比較例１で作製した交換結合膜の交換結合磁界は１９Ｏｅであった。上記実施例１および比較例１の結果より、実施例１の交換結合膜は、従来にない優れた特性をもっていることが解った。
実施例２および比較例２
以下の実施例２および比較例２においては、パーマロイ合金膜およびＭｎ−Ｉｒ合金膜の結晶配向性を評価した。
以下の実施例２および比較例２においては、パーマロイ合金膜およびＭｎ−Ｉｒ合金膜の結晶配向性を評価した。
実施例２
ハードディスク用ガラスディスク基板上に、５ｎｍのＭｇＯ膜をＲＦマグネトロンスパッタ法により、次に膜厚５０ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚５０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。作製の際の基板温度と用いたスパッタターゲットは実施例１と同じとした。
ハードディスク用ガラスディスク基板上に、５ｎｍのＭｇＯ膜をＲＦマグネトロンスパッタ法により、次に膜厚５０ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚５０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。作製の際の基板温度と用いたスパッタターゲットは実施例１と同じとした。
比較例２
実施例２に対する比較のために、次のような試料を作製した。すなわち、ハードディスク用ガラスディスク基板上に、膜厚２０ｎｍのＴａ膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により、次に膜厚５ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚５０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。作製の際の基板温度と用いたスパッタターゲットは比較例１と同じとした。
実施例２に対する比較のために、次のような試料を作製した。すなわち、ハードディスク用ガラスディスク基板上に、膜厚２０ｎｍのＴａ膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により、次に膜厚５ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚５０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。作製の際の基板温度と用いたスパッタターゲットは比較例１と同じとした。
実施例２および比較例２で作製した試料の結晶構造をＣｕ−Ｋα線を用いたＸ線回折により評価した。図５に、実施例２で作製した試料のＸ線回折チャートを示す。図６に、比較例２で作製した試料のＸ線回折チャートを示す。
図５において、回折角約７０．４度の回折線はＭｎ−Ｉｒ合金膜の（１１０）結晶面に起因するものであり、回折角約７５．６度の回折線はＮｂ添加パーマロイ合金膜の（１１０）結晶面に起因するものである。
図６において、回折角約４１．３度の回折線はＭｎ−Ｉｒ合金膜の（１１１）結晶面に起因するものであり、回折角４４度付近のプロファイルの盛り上がりはＮｂ添加パーマロイ合金膜の（１１１）結晶面の回折に起因するものである。
これらの結果より、本発明の反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜の結晶配向は、従来技術では得ることのできなかった結晶面（１１０）配向を示すことが解った。これは、ＭｇＯ膜上でＮｂ添加パーマロイ合金膜が、従来技術では得ることのできなかった（１１０）結晶配向を示すことによるものである。
実施例３
図２に示す交換結合膜を以下のように作製した。
ハードディスク用ガラスディスク基板１上に、５ｎｍのＭｇＯ膜２をＲＦマグネトロンスパッタ法により、次に膜厚５ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜３をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚１０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜４をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚５ｎｍのＣｏ−Ｆｅ合金膜５をＤＣマグネトロンスパッタ法により、そして、軟磁性膜６として膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。基板温度は、ＭｇＯ膜の成膜時のみ５０℃とし、他の膜の成膜時には２００℃とした。すべての膜を成膜後、真空度２×１０-5Ｐａ〜３×１０-5Ｐａにおいて、基板温度を３７５℃で１時間保持するアニール処理を行った。なお、Ｃｏ−Ｆｅ合金膜の作製は原子分率でＣｏ0.7Ｆｅ0.3のスパッタターゲットを用いて成膜し、他の膜の成膜はすべて実施例１と同じスパッタターゲットを用いた。
図２に示す交換結合膜を以下のように作製した。
ハードディスク用ガラスディスク基板１上に、５ｎｍのＭｇＯ膜２をＲＦマグネトロンスパッタ法により、次に膜厚５ｎｍのＮｂ添加パーマロイ合金膜３をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚１０ｎｍの反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜４をＤＣマグネトロンスパッタ法により、さらに膜厚５ｎｍのＣｏ−Ｆｅ合金膜５をＤＣマグネトロンスパッタ法により、そして、軟磁性膜６として膜厚５０ｎｍのＦｅ−Ｓｉ−Ｂ−Ｃ膜をＤＣマグネトロンスパッタ法により作製した。基板温度は、ＭｇＯ膜の成膜時のみ５０℃とし、他の膜の成膜時には２００℃とした。すべての膜を成膜後、真空度２×１０-5Ｐａ〜３×１０-5Ｐａにおいて、基板温度を３７５℃で１時間保持するアニール処理を行った。なお、Ｃｏ−Ｆｅ合金膜の作製は原子分率でＣｏ0.7Ｆｅ0.3のスパッタターゲットを用いて成膜し、他の膜の成膜はすべて実施例１と同じスパッタターゲットを用いた。
実施例３で作製した交換結合膜の交換結合磁界を評価した結果、６６Ｏｅであった。これは極めて大きな交換結合磁界であり、本発明の層構造を適用した交換結合膜が優れていることを示す。
実施例４
図４に示す垂直磁気記録媒体を以下のように作製した。
前記実施例３と同じ構造の交換結合膜を同じ作製条件で作製後、中間層として膜厚１０ｎｍのＭｇＯ膜７をＲＦマグネトロンスパッタ法により作製し、記録層８として膜厚７．５ｎｍのＦｅ−Ｐｔ規則合金膜をＲＦスパッタ法で作製した。この時、Ｆｅ−Ｐｔ規則合金膜の成膜温度は３７５℃とした。
図４に示す垂直磁気記録媒体を以下のように作製した。
前記実施例３と同じ構造の交換結合膜を同じ作製条件で作製後、中間層として膜厚１０ｎｍのＭｇＯ膜７をＲＦマグネトロンスパッタ法により作製し、記録層８として膜厚７．５ｎｍのＦｅ−Ｐｔ規則合金膜をＲＦスパッタ法で作製した。この時、Ｆｅ−Ｐｔ規則合金膜の成膜温度は３７５℃とした。
極カー効果を用いたＦｅ−Ｐｔ規則合金膜の磁気特性を測定した結果、垂直抗磁力が５．３ｋＯｅで角型比１の優れた磁気特性を示すことがわかった。このことは、本発明の層構造を用いて、優れた磁気特性を有する二層膜構造の垂直磁気記録媒体が出来ることを示す。
実施例５
実施例１の交換結合膜を構成するＮｂ添加パーマロイ合金膜の替わりにパーマロイ合金膜を用いて、交換結合膜を作製した。
実施例１の交換結合膜を構成するＮｂ添加パーマロイ合金膜の替わりにパーマロイ合金膜を用いて、交換結合膜を作製した。
ＤＣマグネトロンスパッタ法により基板温度２００℃の条件で膜厚５ｎｍのパーマロイ合金膜を成膜した以外は、実施例１と同様にして交換結合膜を作製した。この時、パーマロイ合金膜の成膜に用いたスパッタターゲットの組成は、原子分率でＮｉ0.8Ｆｅ0.2である。
作製した交換結合膜の交換結合磁界を評価した結果、２２Ｏｅであった。この値は、実施例１と同じ値であり、従来技術を用いた比較例１の交換結合膜に比べ大きな交換結合磁界であることから、本発明の層構造を適用した交換結合膜が優れていることが解った。
以上、好適な実施形態と具体的な複数の実施例に従って本発明を説明したが、本発明はこれらにより限定されるものではなく、例えば、成膜される層の膜厚、軟磁性層の種類および記録層の種類などは、本発明の交換結合膜の層構造が実質的に等価である限り適宜変更、組み合わせができる。そのほかにも本発明の要旨を逸脱しない範囲で種々の変形実施が可能である。
１：基板、２：ＭｇＯ膜、３：パーマロイ合金膜、４：反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜、
５：Ｃｏ−Ｆｅ合金膜、６：軟磁性膜、７：中間層、８：垂直磁気異方性を有する記録層、
１１：基板、１２：下地膜、１３：反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜、１４：Ｃｏ−Ｆｅ合金膜、１５：軟磁性膜
５：Ｃｏ−Ｆｅ合金膜、６：軟磁性膜、７：中間層、８：垂直磁気異方性を有する記録層、
１１：基板、１２：下地膜、１３：反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜、１４：Ｃｏ−Ｆｅ合金膜、１５：軟磁性膜
Claims (6)
- 基板上に、ＭｇＯ膜と、結晶の（１１０）面が配向したＮｉ−Ｆｅ合金膜と、結晶の（１１０）面が配向した反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜と、軟磁性膜とを備えたことを特徴とする交換結合膜。
- さらに、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜と軟磁性膜との間にＣｏ−Ｆｅ合金膜を有することを特徴とする請求項１に記載の交換結合膜。
- 請求項１または２に記載の交換結合膜を製造するにあたり、前記Ｎｉ−Ｆｅ合金膜を１００℃以上４００℃以下の基板温度で成膜することを特徴とする交換結合膜の製造方法。
- 基板上に、ＭｇＯ膜と、結晶の（１１０）面が配向したＮｉ−Ｆｅ合金膜と、結晶の（１１０）面が配向した反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜と、軟磁性膜と、中間層と、垂直磁気記録層とを備えたことを特徴とする垂直磁気記録媒体。
- さらに、反強磁性Ｍｎ−Ｉｒ合金膜と軟磁性膜との間にＣｏ−Ｆｅ合金膜を有することを特徴とする請求項４に記載の垂直磁気記録媒体。
- 請求項４または５に記載の垂直磁気記録媒体を製造するにあたり、前記Ｎｉ−Ｆｅ合金膜を１００℃以上４００℃以下の基板温度で成膜することを特徴とする垂直磁気記録媒体の製造方法。
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