JP4348673B2

JP4348673B2 - Perpendicular magnetic recording medium and manufacturing method thereof

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Publication number: JP4348673B2
Application number: JP2003070784A
Authority: JP
Inventors: 貞幸渡辺; 泰志酒井
Original assignee: Fuji Electric Device Technology Co Ltd
Current assignee: Fuji Electric Co Ltd
Priority date: 2003-03-14
Filing date: 2003-03-14
Publication date: 2009-10-21
Anticipated expiration: 2023-03-14
Also published as: JP2004280949A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、各種磁気記録装置に搭載される垂直磁気記録媒体、および、その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
磁気記録の高密度化を実現する技術として、従来の長手磁気記録方式に代えて、記録磁化が媒体面内方向に垂直な垂直磁気記録方式が注目されつつある。垂直磁気記録媒体は主に、硬質磁性材料の磁気記録層と、磁気記録層を目的の方向に配向させるための下地層、磁気記録層の表面を保護する保護膜、そしてこの記録層への記録に用いられる磁気ヘッドが発生する磁束を集中させる役割を担う軟磁性材料の裏打ち層から構成される。軟磁性裏打ち層は、ある方が媒体の性能は高くなるが、無くても記録は可能なため、除いた構成となる場合もある。このような軟磁性裏打ち層が無いものを単層垂直磁気記録媒体、あるものを二層垂直磁気記録媒体と呼ぶ。垂直磁気記録媒体においても、長手磁気記録媒体と同様、高記録密度化の為には、高熱安定性と低ノイズ化の両立が必須である。
【０００３】
従来の長手磁気記録媒体で実用化されている磁気記録層材料は、ＣｏＣｒからなる合金（以下ＣｏＣｒと略す）であり、これは磁気記録層成膜中の基板温度を３００℃程度とすることにより結晶粒界にＣｒを偏析させ、各磁性結晶粒を磁気的に分離させている。その他の磁気記録層材料としては、グラニュラー磁気記録層と呼ばれる、強磁性を有する結晶粒（例えばＣｏやＦｅを含む合金）と、非磁性非金属（例えば酸化物や窒化物など）の結晶粒界からなる磁性層が提案されている。グラニュラー磁気記録層は、ＣｏＣｒとは異なり、非加熱成膜でも、強磁性結晶粒と非磁性非金属の偏析構造をとる。逆にＣｏＣｒと同様な３００℃程度の加熱成膜を行った場合は、強磁性粒の酸化或いは窒化、及び合金相と非磁性相の混合などが原因となり、偏析構造が崩れ、磁気特性が劣化するという特徴も持っているため、一般に加熱成膜は好ましくないとされていた。
【０００４】
筆者らはこれまでに、垂直磁気記録媒体の磁気記録層にＣｏＣｒを用いた場合、長手媒体で見られたようなＣｒの偏析が起こりにくいという課題に対し、非加熱成膜プロセスにてグラニュラー磁気記録層を用いてその課題を克服した。つまり、垂直磁気記録媒体の磁気記録層にグラニュラー磁気記録層を適用することにより、良好な偏析構造を形成させ、その結果粒間の磁気的相互作用が小さくなるため、媒体ノイズを大幅に低減することができた。さらに、磁気記録層成膜前にガス暴露を行い、特に磁気記録層における下地層との界面付近の偏析構造を改善し、さらなる低ノイズ化・高記録密度化に成功している。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１１−１５４３２０号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前述のグラニュラー磁気記録層を用いた垂直媒体には、膜厚１０ｎｍ以下の薄い領域で、磁気記録層を薄くするに従い、結晶磁気異方性Ｋｕが急激に低下するという課題がある。
【０００７】
この原因を解析するため、垂直磁気記録媒体の断面をＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により観察を行った。
【０００８】
図８は、垂直磁気記録媒体１００の断面ＴＥＭ像を示す。
【０００９】
下地層２との界面から、厚さ約３０ｎｍの磁気記録層３のうち約３ｎｍ程度まで、磁気記録層３の結晶格子が不明瞭で、アモルファス状になっている領域が見られる。このような、アモルファス状、或いは格子欠陥の多い領域を初期成長層５０と呼び、この初期成長層５０の存在が、磁気記録層３の薄膜領域での磁気異方性（Ｋｕ）の低下の原因となっている。
【００１０】
垂直磁気記録媒体１００では、垂直方向に急峻なヘッド磁界で記録することが理想的であることから、磁気記録層３の膜厚は薄い方が望ましい。
【００１１】
しかし、図８に示したように、結晶性が悪く磁気異方性（Ｋｕ）の小さな初期成長層５０が存在する場合には、磁気記録層３の薄膜化が困難になり、これが、さらなる高記録密度化の障害となっていた。
【００１２】
そこで、本発明の目的は、磁気記録層における下地層との界面付近で非晶質や格子欠陥を含む初期成長層を低減若しくは無くし、該界面から良好な結晶成長を行うことにより、磁気記録層内の偏析構造を向上させ、これにより、ＳＮＲを向上して磁気記録層の薄膜化、高密度化を図ることが可能な、垂直磁気記録媒体、および、その製造方法を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明は、非磁性の基体上に、少なくとも、軟磁性層、下地層、磁気記録層、保護層を順次積層してなる垂直磁気記録媒体の製造方法であって、前記基体に前記軟磁性層、前記下地層を順次形成した後、前記磁気記録層を前記下地層上に形成する前に該基体に対して基板加熱を行う工程であって、該基体の温度を１００℃以上で２５０℃以下の範囲内のいずれかの値で加熱する工程と、前記基体加熱後、該基体をＯ_２若しくはＮ_２雰囲気中、又は、希ガスにＯ_２若しくはＮ_２を添加した混合ガス雰囲気中に暴露する工程と、前記暴露後の前記下地層上に、強磁性を有する強磁性結晶粒と、該結晶粒を取り巻く酸化物或いは窒化物の非磁性粒界とからなる前記磁気記録層を形成する工程とを具え、ここで、前記磁気記録層に含まれる前記強磁性結晶粒は、前記下地層との界面に初期成長層を発生させることなく結晶質のみからなる結晶層から構成されたことを特徴とする。
【００１５】
前記下地層は、Ｒｕ或いはＲｕＷ、ＲｕＣｕ、ＲｕＣ、ＲｕＢ、又はＲｕＣｏＣｒを含む少なくともＲｕを含む合金としてもよい。
【００１６】
前記下地層の直下に、ＮｉＦｅ、ＮｉＦｅＮｂ、ＮｉＦｅＢ、ＮｉＦｅＣｒ、ＮｉＦｅＳｉ、又はＮｉＦｅＡｌを含むＮｉ基合金であるシード層をさらに設けてもよい。
【００１８】
本発明は、垂直磁気記録媒体であって、非磁性の基体上に形成された軟磁性層と、前記軟磁性層上に形成された下地層と、前記下地層上に形成された磁気記録層と、前記磁気記録層上に形成された保護層とを具え、前記磁気記録層は、強磁性を有する強磁性結晶粒と、該結晶粒を取り巻く酸化物或いは窒化物の非磁性粒界とからなり、前記磁気記録層を前記下地層上に形成する前に、前記基体に対して基板加熱を、該加熱温度が１００℃以上で２５０℃以下の範囲内のいずれかの値で加熱し、該基体加熱後、該基体をＯ_２若しくはＮ_２雰囲気中、又は、希ガスにＯ_２若しくはＮ_２を添加した混合ガス雰囲気中に暴露することによって、前記磁気記録層に含まれる前記強磁性結晶粒は、前記下地層との界面に初期成長層を発生させることなく結晶質のみからなる結晶層から構成されたことを特徴とする。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、図面を参照して、本発明の実施の形態を詳細に説明する。
［第１の例］
本発明の第１の実施の形態を、図１〜図４に基づいて説明する。
（構成）
垂直磁気記録媒体１００の構造について説明する。
【００２０】
図１は、本発明に係る垂直磁気記録媒体１００の断面図を示す。
垂直磁気記録媒体１００は、非磁性基体１上に、少なくとも、下地層２と、磁気記録層３（グラニュラー磁性層）と、保護膜４とが順に積層された構造を有しており、さらにその保護膜４上には液体潤滑材層５が形成されている。
【００２１】
非磁性基体１としては、通常の磁気記録媒体用に用いられる、ＮｉＰメッキを施したＡｌ合金や強化ガラス、結晶化ガラス等を用いることができる。また、基板加熱温度を１００℃程度とする場合は、ポリカーボネイト、ポリオレフィン等の樹脂からなるプラスチック基板を用いることもできる。
【００２２】
下地層２としては、例えば、六方最密充填構造をとる金属若しくはその合金材料であるものか、又は、面心立方格子構造をとる金属若しくはその合金材料が好ましく用いられる。
【００２３】
六方最密充填構造をとる金属としては、例えばＴｉ、Ｚｒ、Ｒｕ、Ｚｎ、Ｔｃ、Ｒｅ等、面心立方格子構造をとる金属としては、Ｃｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｃｏ等が例として挙げられる。
【００２４】
例として挙げた材料の中では、Ｒｕ若しくはＲｕを含む合金は、後述する暴露ガスであるＯ_２若しくはＮ_２との反応性が小さく、特に優れた効果を示す。膜厚は薄い方が好ましいが、十分に結晶成長が見られる３ｎｍ以上が好ましい。
【００２５】
また、下地層２の配向性を向上させるために、下地層２の直下にシード層１２を設けてもよい。このシード層１２としては、非磁性でもかまわないが、二層垂直媒体とする場合は、軟磁性層の一部としての働きを担うよう軟磁気特性を示すような材料が好ましい。
【００２６】
軟磁気特性を示すシード層１２の例としては、ＮｉＦｅ、ＮｉＦｅＮｂ、ＮｉＦｅＢ、ＮｉＦｅＣｒ、ＮｉＦｅＳｉ、ＮｉＦｅＡｌなどのＮｉ基合金が挙げられる。
【００２７】
二層垂直磁気記録媒体とする場合には、下地層２より下層に、シード層１２を設ける場合は、その下層に、磁気ヘッドが発生する磁束を集中させる役割を担う軟磁性裏打ち層１１を設けることができる。
【００２８】
軟磁性裏打ち層１１としては、例えば、結晶のＮｉＦｅ合金、センダスト（ＦｅＳｉＡｌ）合金等、微結晶のＦｅＴａＣやＣｏＴａＺｒ、非晶質のＣｏ合金であるＣｏＺｒＮｂなどを用いることができる。
【００２９】
軟磁性裏打ち層１１の膜厚は、記録に使用する磁気ヘッドの構造や特性によって最適値が変化するが、おおむね１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下程度であることが、生産性との兼ね合いから望ましい。
【００３０】
磁気記録層３は、強磁性を有する結晶粒と、この結晶粒を取り巻く非磁性の粒界とを持つ構造からなり、その非磁性の粒界が非磁性非金属であるグラニュラー磁気記録層を用いる。
【００３１】
強磁性を有する結晶としては、例えばＣｏＰｔやＦｅＰｔ合金、及びそれらにＣｒ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ等の元素を添加した合金が好ましく用いられる。非磁性粒界の非磁性非金属としては、酸化物若しくは窒化物が好ましく用いられ、例えばＣｒ、Ｃｏ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｙ、Ｃｅの酸化物若しくは窒化物が好ましく用いられる。
【００３２】
垂直磁気記録媒体１００として用いるためには、強磁性の結晶粒は、膜面に対して垂直に磁気異方性を持つことが必要である。
【００３３】
そして、磁気記録層３における下地層２との界面からの層として形成される初期成長層（この層は、非晶質からなる層、又は、格子欠陥を有する結晶質からなる層）を低減するために、磁気記録層３の形成前に基板加熱を行う。
【００３４】
磁気記録層３の結晶成長に効果を及ぼすためには、基板温度を１００℃以上とすることが必要である。ただし、加熱温度が高すぎる場合は、前記したように、逆に偏析構造を損ない、磁気特性が劣化する。従って、本発明の目的を実現するためには、加熱温度は１００℃以上２５０℃以下とすることが必要である。なお、その基板温度範囲内での最適値は、用いる磁気記録層材料や下地層材料、プロセス等によって変化する。
【００３５】
また、さらなる特性向上のために、磁気記録層３の形成直前の基体表面、すなわち下地層２の表面を、Ｏ_２若しくはＮ_２雰囲気中か、又は、希ガスにＯ_２或いはＮ_２を添加した混合ガス雰囲気中に暴露する方法も併用ことができる。その後、磁気記録層３を形成することにより、下地層２との界面から強磁性の結晶粒と非磁性非金属の粒界とが形成され、良好な偏析構造をもつ磁気記録層３を形成することができる。
【００３６】
保護膜４は、例えばカーボンを主体とする薄膜が用いられる。
【００３７】
液体潤滑材層５は、例えばパーフルオロポリエーテル系の潤滑剤を用いることができる。
【００３８】
（製造方法）
次に、垂直磁気記録媒体１００の製造方法について説明する。
【００３９】
非磁性基体１として表面が平滑な化学強化ガラス基板（例えばＨＯＹＡ社製Ｎ−５ガラス基板）を用い、これを洗浄後スパッタ装置内に導入し、密着層としてＴａターゲットを用いてＡｒガス圧５ｍＴｏｒｒ下でＴａを５ｎｍ形成した後、非磁性のＮｉ基合金であるＮｉ_５７Ｆｅ_１５Ｃｒ_２８ (at％)ターゲットを用い、Ａｒガス圧１０ｍＴｏｒｒ下でＮｉＦｅＣｒシード層１２を１０ｎｍ成膜した。
【００４０】
さらに、Ｒｕターゲットを用い、Ａｒガス圧３０ｍＴｏｒｒ下でＲｕ下地層２を２０ｎｍ成膜した。
【００４１】
そして、ランプヒーターを用いて、１４秒間だけ基板加熱を行った。
【００４２】
引き続いて、２％のＯ_２を添加したＡｒ雰囲気中で１０ｓｅｃ暴露した。このときのＡｒ＋Ｏ_２の圧力は５ｍＴｏｒｒで流量は６０ｓｃｃｍとした。
【００４３】
その後、９１（Ｃｏ_７４Ｃｒ_１０Ｐｔ_１６）−９（ＳｉＯ_２）ターゲットを用いて、ＣｏＣｒＰｔ−ＳｉＯ_２磁気記録層３をＡｒガス圧３０ｍＴｏｒｒで、１５ｎｍ成膜した。
【００４４】
最後に、カーボンターゲットを用いてカーボンからなる保護膜４を７ｎｍを成膜後、真空装置から取り出した。
【００４５】
そして、パーフルオロポリエーテルからなる液体潤滑材層２ｎｍをディップ法により形成し、単層垂直磁気記録媒体とした。磁気記録層の成膜にはＲＦマグネトロンスパッタリングを用い、それ以外の各層は全てＤＣマグネトロンスパッタリング法により行った。
【００４６】
このような手法で、基板加熱温度のみを変化させた単層垂直磁気記録媒体についてそれぞれ作製した。
【００４７】
なお、基板温度の変更は、加熱時間を一定とし、ランプヒーターの投入電力を変化させることにより行い、室温（非加熱）から３５０℃の範囲で行った。ここでいう基板温度は加熱後、磁気記録層３の成膜直前までの自然温度低下を考慮した、磁性層成膜直前のものである。また、磁気記録層３の成膜は５秒間で行い、この間の基板温度低下はなく、磁気記録層３の成膜中は一定に保たれていると考えてよい。
【００４８】
以上述べたような構成および製造方法からわかるように、本発明はグラニュラーの磁気記録層３を形成する前に基板加熱を行う手段を提案するものである。
【００４９】
この基板加熱は、１００℃以上２５０℃以下の温度範囲の中で選ばれたある所定の温度で行い、磁気記録層３はその加熱した温度で保持された環境下で形成される。このような手法で、磁気記録層３を形成することより、偏析構造を保ったまま下地層との界面から良好な結晶成長が可能になる。すなわち、従来課題であった初期成長層５０（図８参照）を低減さらには完全に除去することができるので、磁気記録層３の薄膜領域での磁気異方性の低下を防ぐことができる。
【００５０】
（初期成長層）
次に、磁気記録層３の強磁性結晶粒３ａにおける下地層２との界面に形成される初期成長層５０について説明する。
【００５１】
図２（ａ）〜（ｃ）は、界面付近で成長する初期成長層５０の例を原子レベル単位で表したものである。
【００５２】
図２（ａ）は、従来の非加熱状態とされた強磁性結晶粒３ａ内での初期成長層５０（図８参照）を示す。
【００５３】
下地層２との界面には、強磁性の原子６０が非晶質の状態で存在する領域Ｃが形成されている。この非晶質の領域Ｃ上には、格子欠陥を有する結晶質の領域Ｂが形成されている。
【００５４】
図２（ｂ）は、本発明に係る強磁性結晶粒３ａ内で初期成長層５０が存在する例であり、基板を中温度（約１００度〜１５０度程度）で加熱した場合の状態を示す。
【００５５】
下地層２との界面には、非晶質の領域Ｃおよび格子欠陥を有する結晶質の領域Ｂからなる初期成長層５０と、格子欠陥が無い結晶質の領域Ａとが存在する。
【００５６】
図２（ｃ）は、本発明に係る強磁性結晶粒３ａ内に初期成長層５０が存在しない例であり、基板を高温度（約２００度〜２５０度程度）で加熱した場合の状態を示す。
【００５７】
この高加熱の例では、非晶質の領域Ｃと、格子欠陥を有する結晶質の領域Ｂとは、完全に除去されている。そして、下地層２との界面に格子欠陥が無い結晶質の領域Ａのみが存在し、良好な偏析構造が保たれている。
【００５８】
図３は、本発明に係る図２をマクロ的に観察した場合の断面構造を示す。
【００５９】
図３（ａ）は図２（ａ）の非加熱、図３（ｂ）は図２（ｂ）の中加熱、図３（ｃ）は図２（ｃ）の高加熱にそれぞ対応する。
【００６０】
また、図３（ｄ）は、２５０度以上で加熱した場合の例である。この加熱により、強磁性結晶粒３ａの酸化や窒化が起ったり、非磁性粒界３ｂであった非磁性非金属材料が強磁性結晶粒３ａの材料と混合したりして、偏析構造が劣化していることがわかる。
【００６１】
図３中の層を形成する材料としては、１例として、強磁性結晶粒３ａはＣｏを主成分としたＣｏＣｒＰｔからなり、非磁性粒界３ｂはＳｉＯ_２を主成分とすることができる。なお、Ｃｒ，Ｐｔは、結晶粒および粒界に全面的に存在する。
【００６２】
（基板加熱）
次に、初期成長層５０と基板加熱との関係について説明する。
【００６３】
図４は、磁気記録層３の初期成長層５０における膜厚の基板加熱温度依存性を示す。
【００６４】
初期成長層５０の膜厚は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて行った断面観察より求めた。
【００６５】
加熱温度が１００℃より小さい場合は、初期成長層５０の膜厚は約３．３ｎｍで一定であるが、加熱温度１００℃以上で低減され始めた。
【００６６】
初期成長層５０のうち、基板温度１５０℃以下の場合は７０〜８０％をアモルファス層（図２の領域Ｃに相当する非晶質）が占めていたが、１７５〜２００℃では、アモルファス層は見られず、結晶質ではあるが格子欠陥の多い層（図２の領域Ｂに相当する結晶質）であった。
【００６７】
そして、さらに加熱温度を高めて、２２５℃以上では、初期成長層５０の膜厚は０ｎｍとなり、格子欠陥が全く無い結晶質（図２の領域Ａに相当する結晶質）となった。
【００６８】
このように、基板加熱温度を１００℃以上とすることにより、初期成長層５０の膜厚を低減する効果があることがわかる。
【００６９】
［第２の例］
次に、本発明の第２の実施の形態について説明する。なお、前述した第１の例と同一部分についてはその説明を省略し、同一符号を付す。
【００７０】
本例は、前述した第１の例のうち、垂直磁気記録媒体１００の基板を加熱する基板温度を２２５℃として作製した場合の例である。
【００７１】
また、磁気記録層３の膜厚１５ｎｍのものに加え、５ｎｍおよび１０ｎｍの場合についても作製した。
【００７２】
なお、磁気記録層３の膜厚の変化は成膜速度を一定とし、時間を変化させて行ったため、成膜時間は全て５秒以下であり、第１の例と同様、成膜中の基板温度は一定に保たれている。
【００７３】
（比較例１）
本発明の比較例として、ランプヒーターによる基板加熱を一切行わないこと以外は全て、上記第２の例の作製条件と同様にして単層垂直磁気記録媒体を作製した。
【００７４】
（比較例２）
本発明の比較例として、基板温度を３００℃とすること以外は全て、上記第２の例の作製条件と同様にして単層垂直磁気記録媒体を作製した。
【００７５】
表１は、実施例２及び比較例１〜２の単層垂直磁気記録媒体における、保磁力Ｈｃ、角型比Ｓを示す。
【００７６】
なお、Ｈｃ、Ｓの値は、ＶＳＭ（振動試料磁力計）で測定したヒステリシスループより求めた。基板温度を２２５℃とした実施例２では従来の非加熱プロセスである比較例１に比べ、Ｈｃが増加し、Ｓも大きくなっている。
【００７７】
特に、磁性層の膜厚５ｎｍの薄膜領域での増加率が大きい。加熱温度を上げ、３００℃とした比較例２では、比較例１よりも大幅にＨｃ、Ｓが低下してしまう。これは、過剰な加熱により、グラニュラー構造が損われたためである。
【００７８】
【表１】

【００７９】
図４に示した初期成長層５０の膜厚の評価結果とも併せて考えると、本発明のように磁気記録層３としてグラニュラー磁気記録層を用いた場合は、従来のＣｏＣｒ合金の場合とは異なり、比較的低い温度での基板加熱は、グラニュラー構造を損わずに、下地層２との界面での特性を改善する効果があることがわかる。
【００８０】
表２は、第２の例および比較例１における、結晶の磁気異方性定数Ｋｕおよび磁化容易軸の配向分散Δθ５０の値を示す。
【００８１】
磁気異方性定数Ｋｕの値は、トルクメーターを用いて測定したトルク曲線より求めた。Δθ５０の値は、Ｘ線回折装置を用いロッキングカーブ法より求めた。非加熱成膜である比較例１では、磁性層の膜厚が低下すると急激にＫｕが低下しており、例えば膜厚１５ｎｍから５ｎｍとすることより、Ｋｕは５０％程度に減少する。
【００８２】
一方、基板温度を２２５℃とした実施例２では、比較例１に比べ、各磁気記録層膜厚において、Ｋｕが増加し、Δθ５０が小さくなっている。また、膜厚１５ｎｍから５ｎｍとしても、Ｋｕの減少割合は２５％程度である、比較例１に比べ、磁性層薄膜化に伴うＫｕ低下の割合が明らかに小さくなっている。
【００８３】
【表２】

【００８４】
以上のことからも、磁気記録層３の初期成長層５０での結晶性および配向性の向上を実現できたことが確認された。
【００８５】
［第３の例］
次に、本発明の第３の実施の形態を、図５〜図７に基づいて説明する。なお、前述した各例と同一部分についてはその説明を省略し、同一符号を付す。
【００８６】
本例では、垂直磁気記録媒体１００の基板を加熱する基板温度を２００℃として作製した場合の例である。
【００８７】
非磁性基体１として、表面が平滑な化学強化ガラス基板（例えばＨＯＹＡ社製Ｎ−５ガラス基板）を用い、これを洗浄後スパッタ装置内に導入する。
【００８８】
そして、Ｃｏ_８６Ｚｒ_５Ｎｂ_９（ａｔ％）ターゲットを用いて、Ａｒガス圧５ｍＴｏｒｒ下ＣｏＺｒＮｂを３００ｎｍ形成する。
【００８９】
その後、軟磁性のＮｉ基合金であるＮｉ_７８Ｆｅ_１２Ｎｂ_４Ｂ_６（ａｔ％）ターゲットを用い、Ａｒガス圧１０ｍＴｏｒｒ下でＮｉＦｅＮｂＢシード層１２を２０ｎｍ成膜した。
【００９０】
さらに、Ｒｕターゲットを用いて、Ａｒガス圧３０ｍＴｏｒｒ下でＲｕ下地層２を２０ｎｍ成膜した。
【００９１】
そして、ランプヒーターを用いて、磁気記録層３の成膜直前の基板温度が２００℃となるようにして、１４秒間加熱を行った。
【００９２】
引き続いて、２％のＯ_２を添加したＡｒ雰囲気中で１０ｓｅｃ暴露した。このときのＡｒ＋Ｏ_２の圧力は５ｍＴｏｒｒで流量は６０ｓｃｃｍとした。
【００９３】
その後、９１（Ｃｏ_７８Ｃｒ_８Ｐｔ_１４）−９（ＳｉＯ_２）ターゲットを用いてＣｏＣｒＰｔ−ＳｉＯ_２磁気記録層３をＡｒガス圧３０ｍＴｏｒｒで、１０ｎｍ成膜した。
【００９４】
なお、このときの成膜時間は３ｓｅｃであり、第１の例および第２の例と同様に、成膜中の基板温度の低下はない。
【００９５】
最後に、カーボンターゲットを用いて、カーボンからなる保護膜４を７ｎｍを成膜後、真空装置から取り出した。
【００９６】
その後、パーフルオロポリエーテルからなる液体潤滑材層５を２ｎｍだけディップ法により形成し、二層垂直磁気記録媒体とした。
【００９７】
磁気記録層３の成膜にはＲＦスパッタリングを用い、それ以外の各層は全てＤＣマグネトロンスパッタリング法により行った。
【００９８】
（比較例３）
本発明の比較例として、ランプヒーターによる基板加熱を一切行わないこと以外は全て、上記第３の例と同様にして、二層垂直磁気記録媒体を作製した。
【００９９】
図５〜図７は、上記第３の例および比較例３の電磁変換特性評価結果について示す。
【０１００】
図５は線記録密度に対する信号出力の関係、図６は線記録密度に対するノイズの関係、図７は線記録密度に対するＳＮＲ（信号対雑音比）の関係を示す。なお、電磁変換特性は、ＧＭＲヘッドを用いてスピンスタンドテスターでの測定から得た。
【０１０１】
２００℃加熱を行った上記第３の例では、非加熱の比較例３に比べ、図５からは出力が向上し、図６からはノイズが低下していることがわかる。その結果を受けて、図７のようにＳＮＲが向上している。
【０１０２】
表３は、図５〜図７に示した第３の例および比較例３における、電磁変換特性評価結果の代表値を示す。
【０１０３】
線記録密度３００ｋＦＣＩでの、信号出力、ノイズ、ＳＮＲ（信号対雑音比）についてそれぞれ示す。
【０１０４】
【表３】

【０１０５】
なお、電磁変換特性は、ＧＭＲヘッドを用いてスピンスタンドテスタでの測定から得た。
【０１０６】
基板温度を２００℃とした第３の例では、非加熱の比較例３に比べ、出力が２３％向上し、ノイズが１１％低減し、ＳＮＲが１９％向上している。
【０１０７】
先に述べた磁気特性評価結果等とも併せて考えると、初期成長層５０の特性が改善した分、ノイズ・出力・ＳＮＲの全ての特性が向上したものと考えられる。線記録密度３００ｋＦＣＩ以上でもこの大小関係は変わらず、第３の例では高記録密度領域でも高ＳＮＲを得ることができた。
【０１０８】
以上のことから、本発明により、高記録密度化が実現されたことが明らかとなった。
【０１０９】
以上の実施例は、ＮｉＦｅＣｒあるいはＮｉＦｅＮｂＢシード層、Ｒｕ下地層、ＣｏＰｔＣｒ−ＳｉＯ_２磁気記録層３の場合を例に取ったが、その他の材料でも基板温度を最適化することにより、同様の効果をもたらすことができる。
【０１１０】
また、磁気記録層３の成膜前のガス暴露を行わない場合でも、基板加熱により、磁気記録層３の初期成長層５０の低減効果が得られることも確認された。
【０１１１】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、グラニュラー磁性層からなる磁気記録層を有する垂直磁気記録媒体において、磁気記録層の形成前に１００〜２５０℃の範囲で基板加熱を行うようにしたので、偏析構造を損わずに初期成長層の結晶性および配向性を向上させることができ、これにより、ＳＮＲが向上して磁気記録層の薄膜化が可能となり、ひいては垂直磁気記録媒体の高密度化を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１の実施の形態および第2の実施形態である、垂直磁気記録媒体の全体構造を示す断面図である。
【図２】界面付近で成長する初期成長層の例を原子レベル単位で表した説明図である。
【図３】初期成長層が加熱温度に応じて変化する状態をマクロ的に観察した場合の断面図である。
【図４】初期成長層の膜厚の基板加熱温度依存性を示す説明図である。
【図５】本発明の第３の実施の形態である、線記録密度に対する信号出力の関係を示す説明図である。
【図６】線記録密度に対するノイズの関係を示す説明図である。
【図７】線記録密度に対するＳＮＲ（信号対雑音比）の関係を示す説明図である。
【図８】垂直磁気記録媒体の断面ＴＥＭ像を示す説明図である。
【符号の説明】
１非磁性基体
２下地層
３磁気記録層（グラニュラー磁性層）
３ａ強磁性結晶粒
３ｂ非磁性粒界
４保護膜
５液体潤滑材層
５０初期成長層
６０原子
１００垂直磁気記録媒体[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a perpendicular magnetic recording medium mounted on various magnetic recording devices and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
As a technique for realizing high density magnetic recording, a perpendicular magnetic recording method in which the recording magnetization is perpendicular to the in-plane direction of the medium is drawing attention in place of the conventional longitudinal magnetic recording method. A perpendicular magnetic recording medium mainly includes a magnetic recording layer of a hard magnetic material, an underlayer for orienting the magnetic recording layer in a desired direction, a protective film for protecting the surface of the magnetic recording layer, and recording on the recording layer It is composed of a backing layer of a soft magnetic material that plays a role of concentrating the magnetic flux generated by the magnetic head used in the above. The soft magnetic underlayer has a higher performance of the medium, but it can be recorded without it, so it may be omitted. Those without such a soft magnetic underlayer are called single-layer perpendicular magnetic recording media, and those with two layers are called double-layer perpendicular magnetic recording media. In the perpendicular magnetic recording medium as well as the longitudinal magnetic recording medium, it is essential to achieve both high thermal stability and low noise in order to increase the recording density.
[0003]
A magnetic recording layer material that has been put to practical use in conventional longitudinal magnetic recording media is an alloy made of CoCr (hereinafter abbreviated as CoCr), which is achieved by setting the substrate temperature during film formation to about 300 ° C. Cr is segregated at the crystal grain boundaries, and each magnetic crystal grain is magnetically separated. Other magnetic recording layer materials include a grain boundary of a crystal grain having a ferromagnetic property (eg, an alloy containing Co or Fe) and a nonmagnetic nonmetal (eg, oxide or nitride) called a granular magnetic recording layer. A magnetic layer made of Unlike CoCr, the granular magnetic recording layer has a segregation structure of ferromagnetic crystal grains and nonmagnetic nonmetal even in non-heated film formation. On the other hand, when heating film formation at about 300 ° C. similar to CoCr is performed, the segregation structure collapses and magnetic properties deteriorate due to oxidation or nitridation of ferromagnetic grains and mixing of alloy and nonmagnetic phases. Therefore, it is generally considered that heating film formation is not preferable.
[0004]
In the past, the authors have dealt with the problem that when using CoCr in the magnetic recording layer of a perpendicular magnetic recording medium, the segregation of Cr as seen in a longitudinal medium is unlikely to occur. The problem was overcome using the recording layer. In other words, by applying a granular magnetic recording layer to the magnetic recording layer of a perpendicular magnetic recording medium, a good segregation structure is formed, and as a result, the magnetic interaction between grains is reduced, so that the medium noise is greatly reduced. I was able to. Furthermore, gas exposure was performed before the magnetic recording layer was formed, and the segregation structure in the vicinity of the interface with the underlayer in the magnetic recording layer was improved, and the noise and the recording density were further reduced.
[0005]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 11-154320
[Problems to be solved by the invention]
However, the above-described perpendicular medium using the granular magnetic recording layer has a problem that the magnetocrystalline anisotropy Ku rapidly decreases as the magnetic recording layer is thinned in a thin region having a thickness of 10 nm or less.
[0007]
In order to analyze this cause, the cross section of the perpendicular magnetic recording medium was observed with a TEM (transmission electron microscope).
[0008]
FIG. 8 shows a cross-sectional TEM image of the perpendicular magnetic recording medium 100.
[0009]
From the interface with the underlayer 2, a region where the crystal lattice of the magnetic recording layer 3 is unclear and amorphous is seen to about 3 nm in the magnetic recording layer 3 having a thickness of about 30 nm. Such an amorphous region or a region having many lattice defects is called an initial growth layer 50, and the presence of the initial growth layer 50 causes a decrease in magnetic anisotropy (Ku) in the thin film region of the magnetic recording layer 3. It has become.
[0010]
In the perpendicular magnetic recording medium 100, it is ideal to perform recording with a steep head magnetic field in the perpendicular direction. Therefore, it is desirable that the magnetic recording layer 3 is thin.
[0011]
However, as shown in FIG. 8, when the initial growth layer 50 having poor crystallinity and small magnetic anisotropy (Ku) is present, it is difficult to reduce the thickness of the magnetic recording layer 3, which is further increased. It was an obstacle to recording density.
[0012]
Accordingly, an object of the present invention is to reduce or eliminate the initial growth layer including amorphous and lattice defects in the vicinity of the interface with the underlayer in the magnetic recording layer, and to perform good crystal growth from the interface, thereby achieving a magnetic recording layer. It is an object of the present invention to provide a perpendicular magnetic recording medium capable of improving the segregation structure therein, thereby improving the SNR and reducing the thickness and density of the magnetic recording layer, and a method for manufacturing the same.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
The present invention relates to a method for producing a perpendicular magnetic recording medium in which at least a soft magnetic layer, an underlayer, a magnetic recording layer, and a protective layer are sequentially laminated on a nonmagnetic substrate, and the soft magnetic layer is formed on the substrate. And a step of heating the substrate after sequentially forming the underlayer and before forming the magnetic recording layer on the underlayer, wherein the temperature of the substrate is 100 ° C. or more and 250 ° C. or less. And heating the substrate after the substrate is heated, and then exposing the substrate to an O ₂ or N ₂ atmosphere or a mixed gas atmosphere in which O ₂ or N ₂ is added to a rare gas. And forming the magnetic recording layer comprising ferromagnetic crystal grains having ferromagnetism and oxide or nitride nonmagnetic grain boundaries surrounding the crystal grains on the underlayer after the exposure. Here, the ferromagnetic material included in the magnetic recording layer The crystalline crystal grains are characterized in that they are composed of a crystalline layer made of only a crystalline substance without generating an initial growth layer at the interface with the base layer.
[0015]
The underlayer may be made of Ru or an alloy containing at least Ru containing RuW, RuCu, RuC, RuB, or RuCoCr.
[0016]
A seed layer, which is a Ni-based alloy containing NiFe, NiFeNb, NiFeB, NiFeCr, NiFeSi, or NiFeAl, may be further provided immediately below the base layer.
[0018]
The present invention relates to a perpendicular magnetic recording medium, a soft magnetic layer formed on a nonmagnetic substrate, an underlayer formed on the soft magnetic layer, and a magnetic recording layer formed on the underlayer And a protective layer formed on the magnetic recording layer, the magnetic recording layer comprising ferromagnetic crystal grains having ferromagnetism and non-magnetic grain boundaries of oxide or nitride surrounding the crystal grains. Before the magnetic recording layer is formed on the underlayer, the substrate is heated with respect to the base, and the heating temperature is heated to any value within a range of 100 ° C. to 250 ° C., After the substrate is heated, the ferromagnetic crystal grains contained in the magnetic recording layer are exposed by exposing the substrate in an O ₂ or N ₂ atmosphere or in a mixed gas atmosphere in which O ₂ or N ₂ is added to a rare gas. Without generating an initial growth layer at the interface with the underlayer It is characterized by being composed of a crystalline layer made of only crystalline material.
[0019]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings.
[First example]
A first embodiment of the present invention will be described with reference to FIGS.
(Constitution)
The structure of the perpendicular magnetic recording medium 100 will be described.
[0020]
FIG. 1 is a sectional view of a perpendicular magnetic recording medium 100 according to the present invention.
The perpendicular magnetic recording medium 100 has a structure in which at least an underlayer 2, a magnetic recording layer 3 (granular magnetic layer), and a protective film 4 are sequentially laminated on a nonmagnetic substrate 1, and further A liquid lubricant layer 5 is formed on the protective film 4.
[0021]
As the nonmagnetic substrate 1, there can be used Al alloy plated with NiP, tempered glass, crystallized glass, etc., which are used for ordinary magnetic recording media. When the substrate heating temperature is about 100 ° C., a plastic substrate made of a resin such as polycarbonate or polyolefin can also be used.
[0022]
As the underlayer 2, for example, a metal having a hexagonal close-packed structure or an alloy material thereof, or a metal having a face-centered cubic lattice structure or an alloy material thereof is preferably used.
[0023]
Examples of the metal having a hexagonal close-packed structure include Ti, Zr, Ru, Zn, Tc, and Re. Examples of the metal having a face-centered cubic lattice structure include Cu, Rh, Pd, Ag, Ir, Pt, Au, Examples include Ni and Co.
[0024]
Among the materials mentioned as examples, Ru or an alloy containing Ru has a low reactivity with O ₂ or N ₂ , which will be described later, and exhibits a particularly excellent effect. The film thickness is preferably thin, but is preferably 3 nm or more so that crystal growth can be sufficiently observed.
[0025]
Further, in order to improve the orientation of the underlayer 2, a seed layer 12 may be provided immediately below the underlayer 2. The seed layer 12 may be non-magnetic, but in the case of a double-layer perpendicular medium, a material that exhibits soft magnetic properties so as to function as a part of the soft magnetic layer is preferable.
[0026]
Examples of the seed layer 12 exhibiting soft magnetic properties include Ni-based alloys such as NiFe, NiFeNb, NiFeB, NiFeCr, NiFeSi, and NiFeAl.
[0027]
In the case of providing a double-layered perpendicular magnetic recording medium, when the seed layer 12 is provided below the underlayer 2, the soft magnetic backing layer 11 that plays a role of concentrating the magnetic flux generated by the magnetic head is provided below the seed layer 12. be able to.
[0028]
As the soft magnetic backing layer 11, for example, crystalline NiFe alloy, Sendust (FeSiAl) alloy, or the like, microcrystalline FeTaC or CoTaZr, amorphous Co alloy CoZrNb, or the like can be used.
[0029]
The optimum value of the film thickness of the soft magnetic underlayer 11 varies depending on the structure and characteristics of the magnetic head used for recording, but is preferably about 10 nm to 500 nm in view of productivity.
[0030]
The magnetic recording layer 3 has a structure having a crystal grain having ferromagnetism and a nonmagnetic grain boundary surrounding the crystal grain, and a granular magnetic recording layer in which the nonmagnetic grain boundary is a nonmagnetic nonmetal is used. .
[0031]
As the crystals having ferromagnetism, for example, CoPt and FePt alloys and alloys obtained by adding elements such as Cr, Ni, Nb, Ta, and B to them are preferably used. As the nonmagnetic nonmetal of the nonmagnetic grain boundary, an oxide or nitride is preferably used. For example, an oxide or nitride of Cr, Co, Si, Al, Ti, Ta, Hf, Zr, Y, Ce is preferable. Used.
[0032]
In order to be used as the perpendicular magnetic recording medium 100, the ferromagnetic crystal grains must have magnetic anisotropy perpendicular to the film surface.
[0033]
Then, the initial growth layer formed as a layer from the interface with the underlayer 2 in the magnetic recording layer 3 (this layer is an amorphous layer or a crystalline layer having lattice defects) is reduced. Therefore, the substrate is heated before the magnetic recording layer 3 is formed.
[0034]
In order to exert an effect on the crystal growth of the magnetic recording layer 3, the substrate temperature needs to be 100 ° C. or higher. However, when the heating temperature is too high, as described above, the segregation structure is adversely affected and the magnetic properties are deteriorated. Therefore, in order to realize the object of the present invention, the heating temperature needs to be 100 ° C. or higher and 250 ° C. or lower. Note that the optimum value within the substrate temperature range varies depending on the magnetic recording layer material, the underlayer material, the process, and the like to be used.
[0035]
In order to further improve the characteristics, the surface of the substrate immediately before the formation of the magnetic recording layer 3, that is, the surface of the underlayer 2 is in an O ₂ or N ₂ atmosphere, or O ₂ or N ₂ is added to a rare gas. A method of exposing in a mixed gas atmosphere can also be used in combination. Thereafter, by forming the magnetic recording layer 3, ferromagnetic crystal grains and nonmagnetic nonmetallic grain boundaries are formed from the interface with the underlayer 2, and the magnetic recording layer 3 having a good segregation structure is formed. be able to.
[0036]
For example, a thin film mainly composed of carbon is used as the protective film 4.
[0037]
For the liquid lubricant layer 5, for example, a perfluoropolyether lubricant can be used.
[0038]
(Production method)
Next, a method for manufacturing the perpendicular magnetic recording medium 100 will be described.
[0039]
A chemically tempered glass substrate (for example, N-5 glass substrate manufactured by HOYA) having a smooth surface is used as the non-magnetic substrate 1, and this is introduced into the sputtering apparatus after cleaning, and an Ar gas pressure of 5 mTorr using a Ta target as an adhesion layer. Then, after forming 5 nm of Ta, a Ni ₅₇ Fe ₁₅ Cr ₂₈ (at%) target, which is a nonmagnetic Ni-based alloy, was used to form a NiFeCr seed layer 12 with a thickness of 10 nm under an Ar gas pressure of 10 mTorr.
[0040]
Further, using a Ru target, a Ru underlayer 2 having a thickness of 20 nm was formed under an Ar gas pressure of 30 mTorr.
[0041]
Then, the substrate was heated for 14 seconds using a lamp heater.
[0042]
Subsequently, exposure was performed for 10 sec in an Ar atmosphere to which 2% O ₂ was added. At this time, the pressure of Ar + O ₂ was 5 mTorr and the flow rate was 60 sccm.
[0043]
Thereafter, using a 91 (Co ₇₄ Cr ₁₀ Pt ₁₆ ) -9 (SiO ₂ ) target, the CoCrPt—SiO ₂ magnetic recording layer 3 was formed to a thickness of 15 nm at an Ar gas pressure of 30 mTorr.
[0044]
Finally, 7 nm of protective film 4 made of carbon was formed using a carbon target, and then taken out from the vacuum apparatus.
[0045]
Then, a liquid lubricant layer 2 nm made of perfluoropolyether was formed by a dip method to obtain a single layer perpendicular magnetic recording medium. RF magnetron sputtering was used to form the magnetic recording layer, and all other layers were formed by DC magnetron sputtering.
[0046]
With this method, single-layer perpendicular magnetic recording media in which only the substrate heating temperature was changed were produced.
[0047]
The substrate temperature was changed by changing the power supplied to the lamp heater while keeping the heating time constant, and was performed in the range from room temperature (non-heated) to 350 ° C. The substrate temperature here is the one immediately before the magnetic layer film formation in consideration of the natural temperature drop after heating and immediately before the magnetic recording layer 3 film formation. In addition, the film formation of the magnetic recording layer 3 is performed in 5 seconds, and the substrate temperature does not decrease during this time, and it may be considered that the film is kept constant during the film formation of the magnetic recording layer 3.
[0048]
As can be seen from the configuration and manufacturing method as described above, the present invention proposes means for heating the substrate before forming the granular magnetic recording layer 3.
[0049]
This substrate heating is performed at a predetermined temperature selected in a temperature range of 100 ° C. or higher and 250 ° C. or lower, and the magnetic recording layer 3 is formed in an environment maintained at the heated temperature. By forming the magnetic recording layer 3 by such a method, favorable crystal growth can be performed from the interface with the underlayer while maintaining the segregation structure. That is, since the initial growth layer 50 (see FIG. 8), which has been a conventional problem, can be reduced and completely removed, a decrease in magnetic anisotropy in the thin film region of the magnetic recording layer 3 can be prevented.
[0050]
(Initial growth layer)
Next, the initial growth layer 50 formed at the interface between the ferromagnetic crystal grains 3a of the magnetic recording layer 3 and the underlayer 2 will be described.
[0051]
2A to 2C show examples of the initial growth layer 50 grown near the interface in units of atomic level.
[0052]
FIG. 2A shows an initial growth layer 50 (see FIG. 8) in the conventional non-heated ferromagnetic crystal grain 3a.
[0053]
A region C in which the ferromagnetic atoms 60 exist in an amorphous state is formed at the interface with the underlayer 2. On this amorphous region C, a crystalline region B having lattice defects is formed.
[0054]
FIG. 2B is an example in which the initial growth layer 50 exists in the ferromagnetic crystal grain 3a according to the present invention, and shows a state in which the substrate is heated at an intermediate temperature (about 100 to 150 degrees). .
[0055]
At the interface with the underlying layer 2, there are an initial growth layer 50 composed of an amorphous region C and a crystalline region B having lattice defects, and a crystalline region A having no lattice defects.
[0056]
FIG. 2C is an example in which the initial growth layer 50 does not exist in the ferromagnetic crystal grain 3a according to the present invention, and shows a state when the substrate is heated at a high temperature (about 200 to 250 degrees). .
[0057]
In this high heating example, the amorphous region C and the crystalline region B having lattice defects are completely removed. Only the crystalline region A having no lattice defects exists at the interface with the underlayer 2, and a good segregation structure is maintained.
[0058]
FIG. 3 shows a cross-sectional structure when FIG. 2 according to the present invention is observed macroscopically.
[0059]
3A corresponds to non-heating in FIG. 2A, FIG. 3B corresponds to medium heating in FIG. 2B, and FIG. 3C corresponds to high heating in FIG. 2C.
[0060]
Moreover, FIG.3 (d) is an example at the time of heating at 250 degree | times or more. This heating causes oxidation or nitridation of the ferromagnetic crystal grains 3a, or the nonmagnetic nonmetallic material that was the nonmagnetic grain boundary 3b is mixed with the material of the ferromagnetic crystal grains 3a, thereby degrading the segregation structure. You can see that
[0061]
As a material for forming the layer in FIG. 3, as an example, the ferromagnetic crystal grains 3a is made of CoCrPt as a main component Co, nonmagnetic grain boundary 3b may be composed mainly of SiO _2. Note that Cr and Pt exist entirely on crystal grains and grain boundaries.
[0062]
(Substrate heating)
Next, the relationship between the initial growth layer 50 and substrate heating will be described.
[0063]
FIG. 4 shows the substrate heating temperature dependence of the film thickness in the initial growth layer 50 of the magnetic recording layer 3.
[0064]
The film thickness of the initial growth layer 50 was determined by cross-sectional observation performed using a TEM (transmission electron microscope).
[0065]
When the heating temperature was lower than 100 ° C., the film thickness of the initial growth layer 50 was constant at about 3.3 nm, but started to decrease at a heating temperature of 100 ° C. or higher.
[0066]
In the initial growth layer 50, the amorphous layer (amorphous corresponding to the region C in FIG. 2) occupied 70 to 80% when the substrate temperature was 150 ° C. or lower, but at 175 to 200 ° C., the amorphous layer was Although not seen, the layer was crystalline but had many lattice defects (crystalline corresponding to region B in FIG. 2).
[0067]
When the heating temperature was further increased and the temperature was 225 ° C. or higher, the film thickness of the initial growth layer 50 was 0 nm, and the crystal had no lattice defects (crystalline corresponding to the region A in FIG. 2).
[0068]
Thus, it turns out that there exists an effect which reduces the film thickness of the initial stage growth layer 50 by making substrate heating temperature into 100 degreeC or more.
[0069]
[Second example]
Next, a second embodiment of the present invention will be described. The description of the same parts as those in the first example described above is omitted, and the same reference numerals are given.
[0070]
This example is an example in which the substrate temperature for heating the substrate of the perpendicular magnetic recording medium 100 is made to be 225 ° C. in the first example described above.
[0071]
Further, in addition to the magnetic recording layer 3 having a film thickness of 15 nm, the case of 5 nm and 10 nm was also produced.
[0072]
The change in the film thickness of the magnetic recording layer 3 was carried out with the film formation speed kept constant and the time changed, so that the film formation time was all 5 seconds or less, and the substrate during film formation was the same as in the first example. The temperature is kept constant.
[0073]
(Comparative Example 1)
As a comparative example of the present invention, a single-layer perpendicular magnetic recording medium was produced in the same manner as in the production conditions of the second example except that no substrate heating by a lamp heater was performed.
[0074]
(Comparative Example 2)
As a comparative example of the present invention, a single layer perpendicular magnetic recording medium was manufactured in the same manner as the manufacturing conditions of the second example except that the substrate temperature was 300 ° C.
[0075]
Table 1 shows the coercive force Hc and the squareness ratio S in the single-layer perpendicular magnetic recording media of Example 2 and Comparative Examples 1-2.
[0076]
The values of Hc and S were obtained from a hysteresis loop measured with a VSM (vibrating sample magnetometer). In Example 2 where the substrate temperature was 225 ° C., Hc increased and S also increased compared to Comparative Example 1 which is a conventional non-heating process.
[0077]
In particular, the increase rate is large in the thin film region having a thickness of 5 nm of the magnetic layer. In Comparative Example 2 in which the heating temperature is increased to 300 ° C., Hc and S are significantly reduced as compared with Comparative Example 1. This is because the granular structure was damaged by excessive heating.
[0078]
[Table 1]

[0079]
When considered together with the evaluation results of the film thickness of the initial growth layer 50 shown in FIG. 4, when a granular magnetic recording layer is used as the magnetic recording layer 3 as in the present invention, it differs from the case of a conventional CoCr alloy. It can be seen that heating the substrate at a relatively low temperature has the effect of improving the characteristics at the interface with the underlayer 2 without impairing the granular structure.
[0080]
Table 2 shows the values of the crystal magnetic anisotropy constant Ku and the orientation dispersion Δθ50 of the easy axis in the second example and the comparative example 1.
[0081]
The value of the magnetic anisotropy constant Ku was obtained from a torque curve measured using a torque meter. The value of Δθ50 was determined by the rocking curve method using an X-ray diffractometer. In Comparative Example 1, which is non-heated film formation, Ku decreases rapidly when the film thickness of the magnetic layer decreases. For example, Ku decreases to about 50% by changing the film thickness from 15 nm to 5 nm.
[0082]
On the other hand, in Example 2 in which the substrate temperature was set to 225 ° C., Ku increased and Δθ50 decreased in each magnetic recording layer thickness compared to Comparative Example 1. Further, even when the film thickness is 15 nm to 5 nm, the rate of decrease in Ku accompanying the reduction in the thickness of the magnetic layer is clearly smaller than that in Comparative Example 1, in which the rate of decrease in Ku is about 25%.
[0083]
[Table 2]

[0084]
From the above, it was confirmed that the crystallinity and orientation in the initial growth layer 50 of the magnetic recording layer 3 could be improved.
[0085]
[Third example]
Next, the 3rd Embodiment of this invention is described based on FIGS. In addition, the description is abbreviate | omitted about the part same as each example mentioned above, and the same code | symbol is attached | subjected.
[0086]
This example is an example in which the substrate temperature for heating the substrate of the perpendicular magnetic recording medium 100 is 200 ° C.
[0087]
A chemically strengthened glass substrate (for example, N-5 glass substrate manufactured by HOYA) having a smooth surface is used as the nonmagnetic substrate 1, and this is introduced into the sputtering apparatus after cleaning.
[0088]
Then, using a Co ₈₆ Zr ₅ Nb ₉ (at%) target, 300 nm of CoZrNb is formed under an Ar gas pressure of 5 mTorr.
[0089]
After that, a NiFeNbB seed layer 12 having a thickness of 20 nm was formed under a Ar gas pressure of 10 mTorr using a Ni ₇₈ Fe ₁₂ Nb ₄ B ₆ (at%) target that is a soft magnetic Ni-based alloy.
[0090]
Further, using a Ru target, a Ru underlayer 2 having a thickness of 20 nm was formed under an Ar gas pressure of 30 mTorr.
[0091]
Then, using a lamp heater, heating was performed for 14 seconds so that the substrate temperature immediately before the formation of the magnetic recording layer 3 was 200 ° C.
[0092]
Subsequently, exposure was performed for 10 sec in an Ar atmosphere to which 2% O ₂ was added. At this time, the pressure of Ar + O ₂ was 5 mTorr and the flow rate was 60 sccm.
[0093]
Thereafter, a CoCrPt—SiO ₂ magnetic recording layer 3 was deposited to a thickness of 10 nm using an 91 (Co ₇₈ Cr ₈ Pt ₁₄ ) -9 (SiO ₂ ) target at an Ar gas pressure of 30 mTorr.
[0094]
Note that the film formation time at this time is 3 sec, and there is no decrease in the substrate temperature during film formation, as in the first and second examples.
[0095]
Finally, using a carbon target, a protective film 4 made of carbon having a thickness of 7 nm was taken out from the vacuum apparatus.
[0096]
Thereafter, a liquid lubricant layer 5 made of perfluoropolyether was formed by 2 nm by a dip method to obtain a two-layer perpendicular magnetic recording medium.
[0097]
RF sputtering was used to form the magnetic recording layer 3, and all other layers were formed by DC magnetron sputtering.
[0098]
(Comparative Example 3)
As a comparative example of the present invention, a double-layered perpendicular magnetic recording medium was manufactured in the same manner as in the third example except that no substrate heating was performed with a lamp heater.
[0099]
5 to 7 show the electromagnetic conversion characteristics evaluation results of the third example and the comparative example 3. FIG.
[0100]
5 shows the relationship of signal output with respect to linear recording density, FIG. 6 shows the relationship of noise with respect to linear recording density, and FIG. 7 shows the relationship of SNR (signal to noise ratio) with respect to linear recording density. The electromagnetic conversion characteristics were obtained by measurement with a spin stand tester using a GMR head.
[0101]
In the third example in which heating was performed at 200 ° C., the output was improved from FIG. 5 and the noise was reduced from FIG. In response to the result, the SNR is improved as shown in FIG.
[0102]
Table 3 shows representative values of the electromagnetic conversion characteristic evaluation results in the third example and the comparative example 3 shown in FIGS.
[0103]
Signal output, noise, and SNR (signal-to-noise ratio) at a linear recording density of 300 kFCI are shown respectively.
[0104]
[Table 3]

[0105]
The electromagnetic conversion characteristics were obtained by measurement with a spin stand tester using a GMR head.
[0106]
In the third example in which the substrate temperature is 200 ° C., the output is improved by 23%, the noise is reduced by 11%, and the SNR is improved by 19% compared to the non-heated comparative example 3.
[0107]
Considering together with the above-described magnetic property evaluation results and the like, it can be considered that all the characteristics of noise, output and SNR are improved by the improvement of the characteristics of the initial growth layer 50. Even when the linear recording density is 300 kFCI or more, the magnitude relationship does not change, and in the third example, a high SNR can be obtained even in a high recording density region.
[0108]
From the above, it became clear that high recording density was realized by the present invention.
[0109]
In the above embodiment, the case of the NiFeCr or NiFeNbB seed layer, the Ru underlayer, and the CoPtCr—SiO ₂ magnetic recording layer 3 is taken as an example, but the same effect can be obtained by optimizing the substrate temperature with other materials. Can bring.
[0110]
It was also confirmed that the effect of reducing the initial growth layer 50 of the magnetic recording layer 3 can be obtained by heating the substrate even when the gas exposure before the formation of the magnetic recording layer 3 is not performed.
[0111]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, in a perpendicular magnetic recording medium having a magnetic recording layer composed of a granular magnetic layer, the substrate is heated in the range of 100 to 250 ° C. before the magnetic recording layer is formed. In addition, the crystallinity and orientation of the initial growth layer can be improved without impairing the segregation structure, thereby improving the SNR and reducing the thickness of the magnetic recording layer, and thus increasing the density of the perpendicular magnetic recording medium. Can be realized.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing the overall structure of a perpendicular magnetic recording medium according to a first embodiment and a second embodiment of the present invention.
FIG. 2 is an explanatory diagram showing an example of an initial growth layer grown near the interface in units of atomic level.
FIG. 3 is a cross-sectional view when the state in which the initial growth layer changes according to the heating temperature is observed macroscopically.
FIG. 4 is an explanatory diagram showing the substrate heating temperature dependence of the initial growth layer thickness.
FIG. 5 is an explanatory diagram showing a relationship of signal output with respect to linear recording density, which is a third embodiment of the present invention.
FIG. 6 is an explanatory diagram showing the relationship of noise to linear recording density.
FIG. 7 is an explanatory diagram showing a relationship of SNR (signal to noise ratio) with respect to linear recording density.
FIG. 8 is an explanatory diagram showing a cross-sectional TEM image of a perpendicular magnetic recording medium.
[Explanation of symbols]
1 Nonmagnetic substrate 2 Underlayer 3 Magnetic recording layer (granular magnetic layer)
3a ferromagnetic crystal grain 3b nonmagnetic grain boundary 4 protective film 5 liquid lubricant layer 50 initial growth layer 60 atom 100 perpendicular magnetic recording medium

Claims

A method for producing a perpendicular magnetic recording medium comprising a nonmagnetic substrate and at least a soft magnetic layer, an underlayer, a magnetic recording layer, and a protective layer sequentially laminated,
After the soft magnetic layer and the underlayer are sequentially formed on the substrate, the substrate is heated on the substrate before the magnetic recording layer is formed on the underlayer, and the temperature of the substrate is set. Heating at any value within the range of 100 ° C. or higher and 250 ° C. or lower;
After heating the substrate, exposing the substrate in an O ₂ or N ₂ atmosphere, or in a mixed gas atmosphere in which O ₂ or N ₂ is added to a rare gas ;
Forming the magnetic recording layer comprising ferromagnetic crystal grains having ferromagnetism and oxide or nitride nonmagnetic grain boundaries surrounding the crystal grains on the underlayer after the exposure;
Wherein the ferromagnetic crystal grains included in the magnetic recording layer are composed of a crystalline layer made of only a crystalline material without generating an initial growth layer at the interface with the underlayer. A method for manufacturing a perpendicular magnetic recording medium.

2. The method of manufacturing a perpendicular magnetic recording medium according to claim 1, wherein the underlayer is made of Ru or an alloy containing at least Ru containing RuW, RuCu, RuC, RuB, or RuCoCr.

3. The perpendicular magnetic recording medium according to claim 1, further comprising a seed layer, which is a Ni-based alloy containing NiFe, NiFeNb, NiFeB, NiFeCr, NiFeSi, or NiFeAl, provided immediately below the underlayer. Method.

A perpendicular magnetic recording medium,
A soft magnetic layer formed on a non-magnetic substrate;
An underlayer formed on the soft magnetic layer;
A magnetic recording layer formed on the underlayer;
A protective layer formed on the magnetic recording layer;
With
The magnetic recording layer comprises ferromagnetic crystal grains having ferromagnetism, and nonmagnetic grain boundaries of oxide or nitride surrounding the crystal grains,
Before forming the magnetic recording layer on the underlayer, substrate heating is performed on the substrate by heating the substrate at any value within the range of 100 ° C. or higher and 250 ° C. or lower. Thereafter, the ferromagnetic crystal grains contained in the magnetic recording layer are exposed by exposing the substrate in an O ₂ or N ₂ atmosphere or in a mixed gas atmosphere in which O ₂ or N ₂ is added to a rare gas . A perpendicular magnetic recording medium comprising a crystalline layer made of only a crystalline material without generating an initial growth layer at the interface with the underlayer .