WO2011093233A1 - 熱アシスト磁気記録媒体及び磁気記録再生装置 - Google Patents

熱アシスト磁気記録媒体及び磁気記録再生装置 Download PDF

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WO2011093233A1
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magnetic
magnetic recording
layer
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哲也 神邊
篤志 橋本
隆之 福島
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昭和電工株式会社
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    • G11B2005/0021—Thermally assisted recording using an auxiliary energy source for heating the recording layer locally to assist the magnetization reversal

Definitions

  • the present invention relates to a heat-assisted magnetic recording medium used for a hard disk device (HDD) or the like and a magnetic recording / reproducing apparatus using the same.
  • HDD hard disk device
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2010-014271 for which it applied to Japan on January 26, 2010, and uses the content here.
  • heat-assisted recording in which a magnetic recording medium is irradiated with near-field light or the like to locally heat the surface and the coercive force of the magnetic recording medium is reduced to perform writing, is a 1 Tbit / inch 2 class surface recording density. It is attracting attention as a next-generation recording method that can realize this.
  • Examples of such high Ku material, L1 0 type FePt alloy having a crystal structure (Ku: about 7 ⁇ 10 6 J / m 3 ) and, CoPt alloy having an L1 0 type crystal structure (Ku: about 5 ⁇ 10 6 J / m 3 ) and the like are known. Furthermore, the CoPt alloy having the L1 type 1 crystal structure also shows a high Ku on the order of 10 6 erg / cc. In addition, it is known that rare earth alloys such as CoSm alloys and NdFeB alloys also exhibit high Ku. In addition, since the Co / Pt multilayer film, the Co / Pd multilayer film, etc. exhibit a high anisotropic magnetic field (Hk) and at the same time, the Curie temperature is relatively easy to control, the magnetic layer of the heat-assisted magnetic recording medium It is being considered.
  • Hk anisotropic magnetic field
  • the magnetic layer of the current perpendicular magnetic recording medium has a granular structure in which a Co alloy is divided by an oxide such as SiO 2 , and the magnetic exchange coupling between Co crystal grains is reduced by the oxide. An S / N ratio is obtained.
  • a magnetic layer having a granular structure has a large magnetization switching field (Hsw) dispersion.
  • Hsw magnetization switching field
  • the magnetic layer having a granular structure does not contain an oxide and is magnetically continuous in the in-plane direction of the film.
  • a magnetic layer bonded to is formed. This is because uniform exchange coupling is introduced between the magnetic particles in the magnetic layer having a granular structure.
  • the continuous film containing no oxide is also called a Cap layer
  • the laminated structure including a magnetic layer having a granular structure and a Cap layer is also called a CGC (Coupled Granular and Continuous) structure.
  • the magnetic layer using a material exhibiting high Ku of such FePt alloy having an L1 0 type crystal structure.
  • SiO 2 , TiO 2 , Cr 2 O 3 , Al 2 O 3 , Ta 2 O 5 , ZrO 2 , Y 2 O are used to reduce the magnetic particle size and reduce the exchange coupling between the magnetic particles.
  • oxides such as CeO 2 , MnO, TiO, ZnO, and MgO, and C need to be added as a grain boundary segregation material.
  • the content of the grain boundary segregation material needs to be 30% by volume or more, preferably 40% by volume or more.
  • Non-Patent Document 1 describes that the magnetic particle size can be reduced to 5.5 nm by adding 50 atomic% of C to the FePt alloy.
  • Non-Patent Document 2 describes that the magnetic particle diameter can be reduced to 5 nm by adding 20 vol% TiO 2 to the FePt alloy.
  • Non-Patent Document 3 describes that the magnetic particle size can be reduced to 2.9 nm by adding 50% by volume of SiO 2 to the FePt alloy.
  • the FePt alloy crystal grains do not have a column structure, but have a spherical structure divided in the direction perpendicular to the film surface.
  • the coercive force dispersion is reduced by adopting a configuration called a CGC structure or an ECC structure in which a magnetic layer having a continuous structure is laminated on a magnetic layer having a granular structure.
  • a continuous film such as a CoCrPt alloy is formed on a magnetic layer having a granular structure composed of an FePt alloy and a grain boundary segregation material such as SiO 2 .
  • the coercive force is increased. It became clear that dispersion could not be reduced. The reason is as follows.
  • grain boundary segregation material such as SiO 2 .
  • the grain boundary segregation material is added in an amount of 30% by volume or more, the column structure in which the magnetic layer is continuously grown in the direction perpendicular to the substrate surface is not taken. This is because if the grain boundary segregation material is added excessively, the grain boundary segregation material precipitates not only on the magnetic grain boundary but also on the surface of the magnetic crystal.
  • the present invention has been proposed in view of such conventional circumstances, and includes a heat-assisted magnetic recording medium having a surface recording density of 1 Tbit / inch 2 or more, and such a heat-assisted magnetic recording medium.
  • An object of the present invention is to provide a large-capacity magnetic recording / reproducing apparatus.
  • the present invention provides the following means.
  • the second magnetic layer is an amorphous alloy containing Co and containing at least one of Zr, Ta, Nb, B, and Si.
  • the heat-assisted magnetic recording medium according to any one of 1) to (4).
  • the second magnetic layer is an amorphous alloy containing Fe and containing at least one of Zr, Ta, Nb, B, and Si.
  • the heat-assisted magnetic recording medium according to any one of 1) to (4).
  • a magnetic head that performs a recording operation and a reproducing operation on the thermally-assisted magnetic recording medium, a head moving unit that moves the magnetic head relative to the thermally-assisted magnetic recording medium, and a signal to the magnetic head
  • a magnetic recording / reproducing apparatus comprising: a recording / reproducing signal processing system for performing input and reproduction of an output signal from the magnetic head.
  • a heat-assisted magnetic recording medium having a surface recording density of 1 Tbit / inch 2 or more is realized, and a large-capacity magnetic recording / reproducing apparatus including such a heat-assisted magnetic recording medium is provided. It is possible to provide.
  • 6 is a graph showing the relationship between Hc of the first magnetic layer and ⁇ Hc / Hc in the first example. 6 is a graph showing the relationship between Hc of the second magnetic layer and ⁇ Hc / Hc in the first example.
  • Thermally assisted magnetic recording medium on a substrate, and a first magnetic layer and the second magnetic layer are sequentially stacked, the first magnetic layer, an L1 0 structure Any of the crystal grains of the FePt alloy, the CoPt alloy having the L1 0 structure, or the CoPt alloy having the L1 1 structure, and SiO 2 , TiO 2 , Cr 2 O 3 , Al 2 O 3 , Ta 2 O 5 , ZrO 2 , Y 2 O 3 , CeO 2 , MnO, TiO, ZnO, MgO, a granular structure including at least one kind of grain boundary segregation material, and grain boundaries in the first magnetic layer
  • the content of the segregation material decreases from the substrate side toward the second magnetic layer side.
  • a crystallized glass substrate having excellent heat resistance a chemically strengthened glass, or a silicon (Si) substrate having a high thermal conductivity can be used.
  • the first magnetic layer FePt alloy having an L1 0 structure, the grain boundary of the L1 0 CoPt alloy having a structure, or L1 1 or grain of CoPt alloy having a structure (magnetic particles), SiO 2, TiO 2 , grain boundary segregation materials (non-magnetic materials) such as Cr 2 O 3 , Al 2 O 3 , Ta 2 O 5 , ZrO 2 , Y 2 O 3 , CeO 2 , MnO, TiO, ZnO, MgO, and C These mixed materials have a segregated granular structure.
  • the excess grain boundary segregation material is FePt alloy, or It is possible to prevent the grain growth from being separated in the vertical direction by precipitating on the upper part of the crystal grains of the CoPt alloy. Further, this makes it possible to form FePt alloy or CoPt alloy crystal grains having a fine grain size and continuously grown in a direction perpendicular to the substrate surface.
  • the discharge power ratio of the grain boundary segregation material target to the FePt target is continuously set. Alternatively, it may be lowered step by step. Thereby, the 1st magnetic layer which consists of a several layer (multilayer film) in which the content rate of the grain boundary segregation material fell continuously or in steps can be formed.
  • the content of grain boundary segregation material can also be formed by multi-stage film formation in order of decreasing grain boundary segregation material content.
  • a first magnetic layer composed of a plurality of layers (multilayer film) having a stepwise decrease can be formed.
  • the first magnetic layer includes a region where the content (concentration) of the grain boundary segregation material in the first magnetic layer is constant from the substrate side to the second magnetic layer side, and a second region from the substrate side. And a region that decreases toward the magnetic layer side. That is, the content of the grain boundary segregation material in the first magnetic layer may be reduced from the initial stage during the sputtering film formation, or may be reduced from the middle during the sputtering film formation.
  • the content of the grain boundary segregation material is constant up to 5 nm, and thereafter the content of the grain boundary segregation material is gradually reduced to 10 nm.
  • the ratio of the region where the content of the grain boundary segregation material is constant is preferably 70% or less of the thickness of the first magnetic layer. If this ratio exceeds 70%, column growth may be hindered by an excessive grain boundary segregation material, which is not preferable.
  • the content of the grain boundary segregation material is preferably 30% by volume or more, more preferably 40% by volume or more.
  • the crystal grain size of the FePt alloy or CoPt alloy can be reduced to 6 nm or less, and at the same time, the grain boundary width can be set to 1 nm or more, and exchange coupling between magnetic particles can be sufficiently reduced.
  • the thickness of the first magnetic layer is desirably 1 nm or more and 20 nm or less. If it is less than 1 nm, sufficient reproduction output cannot be obtained, and if it exceeds 20 nm, the crystal grains are remarkably enlarged.
  • the second magnetic layer is desirably a continuous magnetically coupled film in order to introduce exchange coupling between FePt crystal grains or CoPt crystal grains in the first magnetic layer. Thereby, coercive force dispersion can be effectively reduced.
  • the second magnetic layer preferably has a lower magnetocrystalline anisotropy than the first magnetic layer. Thereby, the magnetization reversal of the first magnetic layer can be assisted.
  • the second magnetic layer has an amorphous alloy or a microcrystalline structure close thereto, specifically, Co, and at least one of Zr, Ta, Nb, B, and Si Or an alloy containing Fe and containing at least one of Zr, Ta, Nb, B, and Si can be used.
  • these alloys are used for the second magnetic layer, the flatness of the surface of the magnetic recording medium is improved, and the flying characteristics of the magnetic head are improved.
  • a second magnetic layer alloys of BCC structure or FCC structure mainly composed of Fe, specifically, FeNi, FeCr, FeV, FePt, etc. can be used. These alloys, because epitaxially grown on FePt alloy having an L1 0 type crystal structure, as compared with the case of using an amorphous alloy in the second magnetic layer, a high Hc is obtained.
  • a CoPt alloy having a L1 1 type crystal structure into the first magnetic layer, a second magnetic layer, Co alloy having a HCP structure, specifically, CoCr, CoCrPt, CoPt, CoCrTa CoCrB, CoCrPtTa, CoCrPtB, CoCrPtTaB, or the like can be used.
  • These alloys because epitaxially grown on CoPt alloy having a L1 1 type crystal structure, as compared with the case of using an amorphous alloy in the second magnetic layer, a high Hc is obtained.
  • the layer thickness of the second magnetic layer is preferably 0.5 nm or more and 10 nm or less. If the thickness of the second magnetic layer is less than 0.5 nm, the flatness of the surface deteriorates, which is not preferable. On the other hand, if the thickness of the second magnetic layer exceeds 10 nm, the spacing with the magnetic head becomes too large, which is not preferable.
  • a plurality of underlayers are provided under the first magnetic layer for the purpose of controlling the orientation of the first magnetic layer, controlling the particle size, improving adhesion, and the like. Can be provided.
  • a FePt alloy having an L1 0 structure in the first magnetic layer since assume a (001) orientation on the FePt alloy, preferably provided a base layer made of (100) -oriented MgO.
  • a Ta layer may be formed on a substrate, and MgO may be formed on the Ta layer.
  • a (100) orientation can be obtained in this MgO by forming an MgO layer on an amorphous alloy layer such as a Ni-40 at% Ta layer or a Cr-50 at% Ti layer. Can be made.
  • the Cr layer can be (100) oriented.
  • the (100) orientation can be made to MgO.
  • the first magnetic layer may be formed directly on the Cr layer without using an MgO layer. Thereby, it is possible to assume a (001) oriented FePt alloy having an L1 0 structure of the first magnetic layer.
  • a CoPt alloy having a L1 1 structure in the first magnetic layer preferably assume a (111) orientation on the CoPt alloy.
  • a (111) -oriented Pt layer can be used as the underlayer.
  • the CoPt alloy having a L1 1 structure, (111) as long as the material can assume an orientation, it is not particularly limited.
  • a soft magnetic underlayer can be provided under the first magnetic layer.
  • the soft magnetic underlayer for example, a CoFeTaZr alloy, a CoFeTaSi alloy, a CoFeTaB alloy, or a CoTaZr alloy that are antiferromagnetically coupled to each other via a Ru layer can be used.
  • a CoFeTaZr alloy, a CoFeTaSi alloy, a CoFeTaB alloy, or a CoTaZr alloy that are antiferromagnetically coupled to each other via a Ru layer can be used.
  • what used these alloys by the single layer is good also as a soft-magnetic underlayer.
  • a heat sink layer is provided between the substrate and the magnetic layer so that the magnetic layer heated by the near-field light at the time of recording is cooled quickly after recording. It can also be provided. Further, the position of the heat sink layer is not particularly limited as long as it is between the substrate and the magnetic layer.
  • this heat sink layer Cu, Ag, Al, or a material having high thermal conductivity containing these as a main component can be used.
  • the content of the grain boundary segregation material in the first magnetic layer is decreased by decreasing from the substrate side toward the second magnetic layer side. Therefore, it is possible to prevent the grain boundary segregation material from being deposited on the upper part of the FePt alloy or CoPt alloy crystal grains and dividing the grain growth in the vertical direction. Further, this makes it possible to form FePt alloy or CoPt alloy crystal grains having a fine grain size and continuously grown in a direction perpendicular to the substrate surface.
  • the coercive force dispersion ( ⁇ Hc / Hc) can be reduced, a heat-assisted recording medium having a surface recording density of 1 Tbit / inch 2 or more can be realized, and a large-capacity magnetic recording / reproducing using the same.
  • An apparatus can be provided.
  • FIG. 1 An example of the layer structure of the thermally-assisted magnetic recording medium produced in the first example is shown in FIG.
  • an underlayer 102 made of a Cr-50 at% Ti alloy with a layer thickness of 100 nm and a Co-27 at% Fe- with a layer thickness of 30 nm are formed on a glass substrate 101.
  • a single-layer soft magnetic underlayer 103 made of a 5 at% Zr-5 at% B alloy was sequentially formed.
  • the glass substrate 101 is heated to 250 ° C., and an underlying layer 104 made of Cr having a thickness of 10 nm and an underlying layer 105 made of MgO having a thickness of 5 nm are sequentially formed thereon, and then the glass substrate 101 is made 450
  • the first magnetic layer 106 made of an (Fe-55 at% Pt) -C alloy having a layer thickness of 10 nm and the first magnetic layer 106 made of a Co-26 at% Fe-10 at% Ta-2 at% B alloy having a layer thickness of 3 nm.
  • 2 magnetic layers 107 and a protective layer 108 made of carbon (C) having a thickness of 3 nm were sequentially formed.
  • the first magnetic layer 106 was formed by simultaneously sputtering an Fe-55 at% Pt target and a C target.
  • the content of C (grain boundary segregation material) in the first magnetic layer 106 is gradually increased in the layer thickness direction. Reduced.
  • thermally assisted magnetic recording media having the three C concentration profiles (P-1 to P-3) shown in FIGS. 2 to 4 were produced.
  • a heat-assisted magnetic recording medium having a C concentration profile (P-4) in which the C content in the first magnetic layer 106 was constant at 40 at% was produced. .
  • the first magnetic material was detected from any medium.
  • a strong L1 0 -FePt (001) diffraction peak was observed from the layer 106.
  • a mixed peak of L1 0 -FePt (002) diffraction peak and FCC-Fe (002) diffraction peak was also observed.
  • the integrated intensity ratio of the former diffraction peak for the latter mixed peak was 1.7, it was found that a high regularity of L1 0 type FePt alloy crystal is formed.
  • FIG. 6 shows the change in coercive force (Hc) when the heat-assisted magnetic recording medium having the four types of C concentration profiles (P-1 to P-4) is heated from 280 ° C. to 360 ° C.
  • FIG. 7 shows the change in magnetic dispersion ( ⁇ Hc / Hc). ⁇ Hc / Hc was measured by the method described in “IEEE Trans. Magn., Vol.27, pp4975-4977, 1991”. Specifically, in the major loop and the minor loop, the magnetic field when the magnetization value is 50% of the saturation value is measured, and ⁇ Hc / Hc is calculated from the difference between the two assuming that the Hc distribution is a Gaussian distribution. Calculated.
  • the heat-assisted magnetic recording media having the above four types of C concentration profiles (P-1 to P-4) all decrease in Hc as the temperature rises and increase ⁇ Hc / Hc.
  • the heat-assisted magnetic recording medium recording is performed by locally heating the recording portion and sufficiently reducing the Hc of the portion. Therefore, the above result shows that ⁇ Hc / Hcc at the time of recording is higher than the value at room temperature. It shows a significant increase.
  • ⁇ Hc / Hc shown in FIG. 7 is shown as a function of Hc shown in FIG. 6 in FIG.
  • the P-1 to P-3 heat-assisted magnetic recording media manufactured by applying the present invention have P-- manufactured as a comparative example.
  • ⁇ Hc / Hc is about 0.1 to 0.4 lower.
  • ⁇ Hc / Hc decreases in the order of P-1, P-2, and P-3, and it can be seen that the coercive force distribution is improved as the region where the C content decreases is increased.
  • the magnetic recording medium shown as the comparative example has four types of C concentration profiles (P-1 to P-4) similar to the magnetic recording medium shown as the above-described embodiment.
  • the film forming process is also the same as that of the magnetic recording medium shown as the above-described embodiment.
  • Hc coercive force
  • ⁇ Hc / Hc coercive force dispersion
  • FIG. 1 An example of the layer structure of the thermally-assisted magnetic recording medium produced in the second example is shown in FIG.
  • the glass substrate 201 is heated to 280 ° C.
  • a base layer 203 made of Cr having a thickness of 10 nm was formed thereon by heating.
  • a heat sink layer 204 made of Ag with a layer thickness of 100 nm and an underlayer 205 made of MgO with a layer thickness of 10 nm were sequentially formed, and then the glass substrate 201 was heated to 420 ° C.
  • a first magnetic layer 206 made of an Fe-55at% Pt) -TiO 2 alloy, a second magnetic layer 207, and a protective layer 208 made of carbon (C) having a thickness of 3.5 nm were sequentially formed.
  • the first magnetic layer 206 was formed by simultaneously sputtering an Fe—55 at% Pt target and a TiO 2 target. Further, by reducing the discharge power ratio of the TiO 2 target to the Fe-55 at% Pt target stepwise or continuously, the six types of TiO 2 concentration profiles (P-5 to P-10) shown in FIGS. ) was introduced.
  • a thermally assisted magnetic recording medium in which the content of TiO 2 in the first magnetic layer 106 was constant (20 mol%) was prepared (NO. 2-1 to 2-13).
  • the layer thickness of the second magnetic layer 207 was 2 to 4 nm.
  • the first magnetic layer 206 has a granular structure in which the FePt alloy crystal grains are surrounded by TiO 2. Met.
  • the average grain size of the FePt alloy crystal grains was about 5 to 6 nm.
  • the second magnetic layer 207 used in this example has an amorphous structure.
  • the heat-assisted magnetic recording media of 2-1 to 2-12 are NO.
  • ⁇ Hc / Hc when Hc is 5 kOe is about 0.3 to 0.6 lower.
  • the first magnetic layer 206 has a two-layer structure including a columnar FePt crystal and a spherical FePt crystal formed thereon.
  • the first magnetic layer has a column structure in which an FePt alloy is continuously grown in a direction perpendicular to the substrate surface.
  • the content of TiO 2 in the first magnetic layer 206 is reduced stepwise, so that the first magnetic layer 206 is continuously grown in a direction perpendicular to the substrate surface. It has become clear that the column structure can be taken, which can reduce coercive force dispersion.
  • ⁇ Hc / Hc can be further reduced by increasing the thickness of the second magnetic layer 207 or increasing the saturation magnetic flux density (Bs).
  • Bs saturation magnetic flux density
  • BCC or FCC alloy such as FeNi, FeCr, FeV, FePt, etc. can be used in addition to the above.
  • FIG. 3 An example of the layer structure of the heat-assisted magnetic recording medium produced in the third example is shown in FIG.
  • an underlayer 302 made of a Co-50 at% Ti alloy with a thickness of 10 nm and a heat sink layer 303 made of Cu with a thickness of 200 nm are formed on a glass substrate 301.
  • a soft magnetic underlayer 304 made of a CoFeTaZrB alloy antiferromagnetically coupled to each other via Ru and an underlayer 305 made of Pd having a layer thickness of 10 nm were sequentially formed.
  • the glass substrate 301 is heated to 350 ° C., and a first magnetic layer 306 having a layer thickness of 13 nm and a second magnetic layer 307 made of an Fe—27 at% Co-10 at% Ta alloy having a layer thickness of 5 nm are formed thereon. Then, a protective layer 308 made of carbon (C) having a layer thickness of 3 nm was sequentially formed.
  • the first magnetic layer 306 after forming the (Co-50at% Pt) -20mol % SiO 2 layer having a thickness of 5 nm, the thickness 2nm (Co-50at% Pt) -15mol% SiO 2 layer A (Co-50 at% Pt) -10 mol% SiO 2 layer with a layer thickness of 2 nm, a (Co-50 at% Pt) -5 mol% SiO 2 layer with a layer thickness of 2 nm, and a Co-50 at% Pt layer with a layer thickness of 2 nm are continuously formed. Formed.
  • the CoPt—SiO 2 multilayer film having the five-layer structure is regarded as the first magnetic layer 306.
  • a heat-assisted magnetic recording medium (NO. 3-2) using a single layer film of (Co-50 at% Pt) -20 mol% SiO 2 with a layer thickness of 13 nm as the first magnetic layer 306 is used.
  • Hc / Hc0 is NO. Although it is almost the same as the heat-assisted magnetic recording medium of 3-1, ⁇ Hc / Hc is remarkably high at 1.01. This is because NO.
  • the exchange coupling between the magnetic particles is NO. Although it is as low as the heat-assisted magnetic recording medium of 3-1, the coercive force dispersion is remarkably large.
  • the content of the grain boundary segregation material in the first magnetic layer 306 is made of glass as in the present invention. It has been found that it is effective to reduce the distance from the substrate 301 side toward the second magnetic layer 307 side.
  • the second magnetic layer 307 in addition to the FeCoTa alloy, a CoCr alloy having a HCP structure, a CoCrPt alloy, a CoCrPtTa alloy, a CoCrPtB alloy, or the like may be used.
  • Example 4 In Example 4, a perfluoropolyether lubricant was applied to the surface of the heat-assisted magnetic recording media produced in the first to third examples, and then incorporated into the magnetic recording / reproducing apparatus shown in FIG. It is.
  • This magnetic recording / reproducing apparatus includes a heat-assisted magnetic recording medium 501, a medium driving unit 502 for rotating the heat-assisted magnetic recording medium, and a magnetic head that performs a recording operation and a reproducing operation on the heat-assisted magnetic recording medium 501.
  • the magnetic recording / reproducing apparatus is provided with a laser generator for generating laser light and a waveguide for transmitting the generated laser light to the magnetic head 503. .
  • FIG. 19 schematically shows the structure of the magnetic head 503 incorporated in the magnetic recording / reproducing apparatus.
  • the magnetic head 503 includes a recording head 601 and a reproducing head 602.
  • the recording head 601 includes a main magnetic pole 603, an auxiliary magnetic pole 604, and a PSIM (Planar Solid Immersion Mirror) 605 sandwiched therebetween.
  • the PSIM 605 having a structure as described in, for example, “Jpn., J. Appl. Phys., Vol 145, no. 2B, pp 1314-1320 (2006)” can be used.
  • the recording head 601 irradiates the grating portion 606 of the PSIM 605 with laser light L having a wavelength of 440 nm from a laser light source 607 such as a semiconductor laser, and heats the heat-assisted magnetic recording medium 501 with near-field light NL generated from the front end portion of the PSIM 605. While recording.
  • the reproducing head 602 includes a TMR element 610 sandwiched between an upper shield 608 and a lower shield 609.
  • the heat-assisted magnetic recording medium 501 was heated by the magnetic head 503, recorded at a linear recording density of 21800 kFCI (kilo-Flux-changes-per-Inch), and the electromagnetic conversion characteristics were measured. As a result, a high medium SN ratio of 15 dB or more and good overlay were obtained. Writing characteristics were obtained.
  • Thermally assisted magnetic recording medium 502 Medium drive unit 503: Magnetic head 504 ... Head drive unit 505. Recording / reproduction signal processing system 601. Recording head 602 ... Reproducing head 603 ... Main pole 604 ... Auxiliary magnetic pole 605 ... PSIM (Planar Solid Immersion Mirror) 606: Grating section 607 ... Laser light source 608 ... Upper shield 609 ... Bottom shield 610 ... TMR element L ... Laser light NL ... Near-field light

Abstract

　基板１０１の上に、第１の磁性層１０６と第２の磁性層１０７とが順に積層された構造を有し、第１の磁性層１０６が、L１０構造を有するＦｅＰｔ合金、Ｌ１０構造を有するＣｏＰｔ合金、又はＬ１１構造を有するＣｏＰｔ合金の何れかの結晶粒と、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、ＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３、ＣｅＯ２、ＭｎＯ、ＴｉＯ、ＺｎＯ、ＭｇＯ、Ｃのうち少なくとも１種以上の粒界偏析材料とを含むグラニュラー構造を有し、且つ、第１の磁性層１０６中の粒界偏析材料の含有率が、基板１０１側から第２の磁性層１０７側に向かって減少している。

Description

熱アシスト磁気記録媒体及び磁気記録再生装置
　本発明は、ハードディスク装置（ＨＤＤ）等に用いられる熱アシスト磁気記録媒体及びそれを用いた磁気記録再生装置に関する。
　本願は、２０１０月１月２６日に日本国に出願された特願２０１０－０１４２７１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、磁気記録媒体に近接場光等を照射して表面を局所的に加熱し、この磁気記録媒体の保磁力を低下させて書き込みを行う熱アシスト記録が、１Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ２クラスの面記録密度を実現できる次世代記録方式として注目されている。
　この熱アシスト記録を用いた場合、室温における保磁力が数十ｋＯｅの磁気記録媒体でも、現状ヘッドの記録磁界により容易に書き込みを行うことができる。このため、熱アシスト磁気記録媒体では、磁性層に１０６Ｊ／ｍ３台の高い結晶磁気異方性(Ｋｕ)を有する材料を使用することが可能となり、熱安定性を維持したまま、磁性粒径を６ｎｍ以下にまで微細化することができる。
　このような高Ｋｕ材料としては、Ｌ１０型の結晶構造を有するＦｅＰｔ合金（Ｋｕ：約７×１０６Ｊ／ｍ３）や、Ｌ１０型の結晶構造を有するＣｏＰｔ合金（Ｋｕ：約５×１０６Ｊ／ｍ３）等が知られている。さらに、Ｌ１１型の結晶構造を有するＣｏＰｔ合金も１０６erg／cc台の高いＫｕを示す。それ以外にも、ＣｏＳｍ合金や、ＮｄＦｅＢ合金等の希土類合金も高いＫｕを示すことが知られている。また、Ｃｏ／Ｐｔ多層膜や、Ｃｏ／Ｐｄ多層膜等も高い異方性磁界(Ｈｋ)を示すと同時に、キュリー温度の制御が比較的容易であるため、熱アシスト磁気記録媒体の磁性層として検討されている。
　現行の垂直磁気記録媒体の磁性層は、Ｃｏ合金がＳｉＯ２等の酸化物により分断されたグラニュラー構造を有し、酸化物によってＣｏ結晶粒間の磁気的交換結合が低減されるため、高い媒体ＳＮ比が得られる。しかしながら、一般にグラニュラー構造を有する磁性層は、磁化反転磁界(Ｈsw)分散が大きい。高い面記録密度を実現するためには、磁気記録媒体のＨsw分散を低減する必要があるため、グラニュラー構造を有する磁性層上に、酸化物を含まず、膜面内方向に磁気的に連続的に結合した磁性層が形成されている。これは、グラニュラー構造を有する磁性層中の磁性粒子間に、均一な交換結合を導入するためである。これにより、Ｈsw分散を低減することができる。上記酸化物を含まない連続膜は、Ｃａｐ層とも呼ばれ、グラニュラー構造を有する磁性層と、Ｃａｐ層とからなる積層構造は、ＣＧＣ(Coupled Granular and Continuous)構造とも呼ばれている。
　熱アシスト磁気記録媒体の場合、磁性層にはＬ１０型の結晶構造を有するＦｅＰｔ合金等の高いＫｕを示す材料を用いることが望ましい。しかしながら、この場合も、磁性粒径の微細化及び磁性粒間の交換結合低減のため、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、ＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３、ＣｅＯ２、ＭｎＯ、ＴｉＯ、ＺｎＯ、ＭｇＯ等の酸化物や、Ｃを粒界偏析材料として添加する必要がある。また、６ｎｍ以下の微細粒径と、十分な交換結合の低減を実現するためには、上記粒界偏析材料の含有率は、３０体積％以上、好ましくは４０体積％以上とする必要がある。
　下記非特許文献１には、ＦｅＰｔ合金に５０原子％のＣを添加することにより、磁性粒径を５．５ｎｍまで低減できることが記載されている。また、下記非特許文献２には、ＦｅＰｔ合金に２０体積％のＴｉＯ２を添加することにより、磁性粒径を５ｎｍまで低減できることが記載されている。さらに、下記非特許文献３には、ＦｅＰｔ合金に５０体積％のＳｉＯ２を添加することにより、磁性粒径を２．９ｎｍまで低減できることが記載されている。但し、この場合は、ＦｅＰｔ合金の結晶粒がコラム構造とはなっておらず、膜面垂直方向に分断された球状構造となっている。
Appl. Phys. Express, 101301, 2008 J. Appl. Phys. 104, 023904, 2008 IEEE. Trans. Magn., vol.45, 839-844, 2009
　上述したように、高い媒体ＳＮ比を実現するためには、磁性粒径を微細化すると同時に、Ｈsw分散を低減する必要がある。Ｈsw分散は、保磁力分散(ΔＨｃ／Ｈｃ)と相関があるため、通常、ΔＨｃ／Ｈｃを測定することによりＨsw分散を評価できる。熱アシスト磁気記録媒体の場合、記録時に磁性層を２００～４００℃まで加熱する必要があるが、この温度領域での保磁力分散は、現状のグラニュラー媒体に比べて著しく高い。このため、保磁力分散の低減は、熱アシスト磁気記録媒体の高密度化を図る上で極めて重要な課題である。
　現状のグラニュラー媒体では、グラニュラー構造を有する磁性層上に連続構造を有する磁性層を積層したＣＧＣ構造、もしくはＥＣＣ構造と呼ばれる構成とすることによって、保磁力分散を低減している。しかしながら、本発明者らが検討を行った結果、ＦｅＰｔ合金と、ＳｉＯ２等の粒界偏析材料とからなるグラニュラー構造の磁性層の上に、ＣｏＣｒＰｔ合金等の連続膜を形成しても保磁力分散を低減できないことが明らかとなった。その理由は以下の通りである。
　すなわち、磁性粒径を５～６ｎｍ以下に微細化するためには、ＳｉＯ２等の粒界偏析材料を概ね３０体積％以上添加量する必要がある。しかしながら、粒界偏析材料を３０体積％以上添加した場合、磁性層が基板面に対して垂直な方向に連続成長したコラム構造をとらなくなる。これは、粒界偏析材料を過剰に添加すると、粒界偏析材料が磁性粒界のみならず、磁性結晶の表面にも析出するためである。
　上記非特許文献３には、Ｃを１５体積％添加したＦｅＰｔ磁性層の断面ＴＥＭ観察を行った結果、コラム状のＦｅＰｔ結晶粒の上に、球状のＦｅＰｔが不連続に成長していることが記載されている。この場合、グラニュラー構造を有する磁性層の上に、連続構造のＣａｐ層を形成しても、ＦｅＰｔ磁性粒子間に交換結合を導入することができない。また、磁性層の上部に形成された球状の磁性結晶は、磁気的に孤立しており、且つ、反転磁界が小さいため、保磁力分散を拡げる大きな要因となっている。したがって、保磁力分散を低減するためには、上記球状結晶粒の発生を抑制し、磁性層に基板面に対して垂直な方向に連続成長したコラム構造を取らせる必要がある。
　本発明は、このような従来の事情に鑑みて提案されたものであり、１Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ２以上の面記録密度を有する熱アシスト磁気記録媒体、並びに、そのような熱アシスト磁気記録媒体を備えた大容量の磁気記録再生装置を提供することを目的とする。
　本発明は、以下の手段を提供する。
（１）基板の上に、第１の磁性層と第２の磁性層とが順に積層された構造を有し、前記第１の磁性層が、Ｌ１０構造を有するＦｅＰｔ合金、Ｌ１０構造を有するＣｏＰｔ合金、又はＬ１１構造を有するＣｏＰｔ合金の何れかの結晶粒と、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、ＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３、ＣｅＯ２、ＭｎＯ、ＴｉＯ、ＺｎＯ、ＭｇＯ、Ｃのうち少なくとも１種以上の粒界偏析材料とを含むグラニュラー構造を有し、且つ、前記第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率が、前記基板側から前記第２の磁性層側に向かって減少していることを特徴とする熱アシスト磁気記録媒体。
（２）前記第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率が、前記基板側から前記第２の磁性層側に向かって一定である領域と、前記基板側から前記第２の磁性層側に向かって減少している領域とを含むことを特徴とする前項（１）に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
（３）前記粒界偏析材料の含有率が一定となる領域の割合が、前記第１の磁性層の層厚の７０％以下であることを特徴とする前項（２）に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
（４）前記粒界偏析材料の含有率が一定となる領域において、この粒界偏析材料の含有率が、３０体積％以上であることを特徴とする前項（２）又は（３）に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
（５）前記第２の磁性層が、Ｃｏを含有し、且つ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｂ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上を含有する非晶質合金であることを特徴とする前項（１）～（４）の何れか一項に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
（６）前記第２の磁性層が、Ｆｅを含有し、且つ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｂ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上を含有する非晶質合金であることを特徴とする前項（１）～（４）の何れか一項に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
（７）前記第２の磁性層が、Ｆｅを含有するＢＣＣ構造、又はＦＣＣ構造の合金であることを特徴とする前項（１）～（４）の何れか一項に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
（８）前記第２の磁性層が、Ｃｏを含有するＨＣＰ構造の合金であることを特徴とする前項（１）～（４）の何れか一項に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
（９）前記第２の磁性層の結晶磁気異方性定数が、前記第１の磁性層の結晶磁気異方性定数よりも低いことを特徴とする前項（１）～（４）の何れか一項に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
（１０）前項（１）～（９）の何れか一項に記載の熱アシスト磁気記録媒体と、
　前記熱アシスト磁気記録媒体を記録方向に駆動する媒体駆動部と、前記熱アシスト磁気記録媒体を加熱するレーザー発生部と、前記レーザー発生部から発生したレーザー光を先端部へと導く導波路とを有して、前記熱アシスト磁気記録媒体に対する記録動作と再生動作とを行う磁気ヘッドと、前記磁気ヘッドを前記熱アシスト磁気記録媒体に対して相対移動させるヘッド移動部と、前記磁気ヘッドへの信号入力と前記磁気ヘッドから出力信号の再生とを行うための記録再生信号処理系とを備えることを特徴とする磁気記録再生装置。
　以上のように、本発明によれば、１Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ２以上の面記録密度を有する熱アシスト磁気記録媒体を実現し、そのような熱アシスト磁気記録媒体を備えた大容量の磁気記録再生装置を提供することが可能である。
第１の実施例において作製した磁気記録媒体の層構成を示す断面図である。 第１の実施例において第１の磁性層中のＣの含有率を示すパターンのグラフである。 第１の実施例において第１の磁性層中のＣの含有率を示すパターンのグラフである。 第１の実施例において第１の磁性層中のＣの含有率を示すパターンのグラフである。 第１の実施例の比較例として第１の磁性層中のＣの含有率を示すパターンのグラフである。 第１の実施例において第１の磁性層の加熱温度とＨｃとの関係を示すグラフである。 第１の実施例において第１の磁性層の加熱温度とΔＨｃ／Ｈｃとの関係を示すグラフである。 第１の実施例において第１の磁性層のＨｃとΔＨｃ／Ｈｃとの関係を示すグラフである。 第１の実施例において第２の磁性層のＨｃとΔＨｃ／Ｈｃとの関係を示すグラフである。 第２の実施例において作製した磁気記録媒体の層構成を示す断面図である。 第２の実施例において第１の磁性層中のＴｉＯ２の含有率を示すパターンのグラフである。 第２の実施例において第１の磁性層中のＴｉＯ２の含有率を示すパターンのグラフである。 第２の実施例において第１の磁性層中のＴｉＯ２の含有率を示すパターンのグラフである。 第２の実施例において第１の磁性層中のＴｉＯ２の含有率を示すパターンのグラフである。 第２の実施例において第１の磁性層中のＴｉＯ２の含有率を示すパターンのグラフである。 第２の実施例において第１の磁性層中のＴｉＯ２の含有率を示すパターンのグラフである。 第３の実施例において作製した磁気記録媒体の層構成を示す断面図である。 第４の実施例において用いた磁気記録再生装置の構成を示す斜視図である。 図１８に示す磁気記録再生装置が備える磁気ヘッドの構成を模式的に示す断面図である。
　以下、本発明を適用した熱アシスト磁気記録媒体及び磁気記録再生装置について、図面を参照して詳細に説明する。なお、以下の説明で用いる図面は、特徴をわかりやすくするために、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合があり、各構成要素の寸法比率などが実際と同じであるとは限らない。
　本発明を適用した熱アシスト磁気記録媒体は、基板の上に、第１の磁性層と第２の磁性層とが順に積層された構造を有し、第１の磁性層が、L１０構造を有するＦｅＰｔ合金、Ｌ１０構造を有するＣｏＰｔ合金、又はＬ１１構造を有するＣｏＰｔ合金の何れかの結晶粒と、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、ＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３、ＣｅＯ２、ＭｎＯ、ＴｉＯ、ＺｎＯ、ＭｇＯ、Ｃのうち少なくとも１種以上の粒界偏析材料とを含むグラニュラー構造を有し、且つ、第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率が基板側から第２の磁性層側に向かって減少していることを特徴とする。
　このうち、基板については、耐熱性に優れた結晶化ガラス基板や、化学強化ガラスの他、熱伝導率が高いシリコン(Ｓｉ)基板を用いることができる。
　第１の磁性層は、L１０構造を有するＦｅＰｔ合金、Ｌ１０構造を有するＣｏＰｔ合金、又はＬ１１構造を有するＣｏＰｔ合金の何れかの結晶粒（磁性粒子）の粒界に、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、ＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３、ＣｅＯ２、ＭｎＯ、ＴｉＯ、ＺｎＯ、ＭｇＯ、Ｃ等などの粒界偏析材料（非磁性材料）又はこれらの混合材料が偏析したグラニュラー構造を有している。
　本発明では、第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率（濃度）を基板側から第２の磁性層側に向かって減少させることによって、過剰な粒界偏析材料がＦｅＰｔ合金、又はＣｏＰｔ合金の結晶粒の上部に析出し、粒成長が垂直方向に分断されることを防ぐことができる。また、これによって、粒径が微細で、且つ、基板面に対して垂直な方向に連続成長したＦｅＰｔ合金、又はＣｏＰｔ合金の結晶粒を形成することができる。
　第１の磁性層中の粒界偏析材料を減少させるには、例えば、ＦｅＰｔターゲットと粒界偏析材料ターゲットとを用いた同時スパッタにおいて、ＦｅＰｔターゲットに対する粒界偏析材料ターゲットの放電パワー比率を連続的、又は段階的に低下させるとよい。これにより、粒界偏析材料の含有率が連続的、又は段階的に低下した複数の層（多層膜）からなる第１の磁性層を形成することができる。
　また、粒界偏析材料の含有率が異なるＦｅＰｔと粒界偏析材料との複合ターゲットを用いて、粒界偏析材料の含有率が低い順に多段成膜することによっても、粒界偏析材料の含有率が段階的に低下した複数の層（多層膜）からなる第１の磁性層を形成することができる。
　第１の磁性層は、この第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率（濃度）が基板側から第２の磁性層側に向かって一定である領域と、基板側から第２の磁性層側に向かって減少している領域とを含むものであってもよい。すなわち、第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率は、スパッタ成膜時の初期から減らしてもよいし、スパッタ成膜時の途中から減らしてもよい。
　例えば、第１の磁性層の層厚を１０ｎｍとした場合、粒界偏析材料の含有率を５ｎｍまでは一定とし、それ以降は１０ｎｍまで段階的に粒界偏析材料の含有率を低下させてもよい。この場合、粒界偏析材料の含有率が一定となる領域の割合は、第１の磁性層の層厚の７０％以下であることが好ましい。この割合が７０％を越えると、過剰な粒界偏析材料によってコラム成長が阻害される恐れがあるので好ましくない。
　また、粒界偏析材料の含有率が一定となる領域において、この粒界偏析材料の含有率は３０体積％以上、より好ましくは４０体積％以上とすることが望ましい。これにより、ＦｅＰｔ合金又はＣｏＰｔ合金の結晶粒径を６ｎｍ以下に微細化できると同時に、粒界幅を１ｎｍ以上とし、磁性粒子間の交換結合を十分に低減することができる。
　第１の磁性層の層厚は、１ｎｍ以上、２０ｎｍ以下とすることが望ましい。１ｎｍ未満では十分な再生出力が得られず、また、２０ｎｍを越えると結晶粒が著しく肥大化するため好ましくない。
　第２の磁性層は、第１の磁性層中のＦｅＰｔ結晶粒間又はＣｏＰｔ結晶粒間に交換結合を導入するため、磁気的に結合した連続膜であることが望ましい。これにより、保磁力分散を効果的に低減できる。また、第２の磁性層は、第１の磁性層よりも結晶磁気異方性が低いことが望ましい。これにより、第１の磁性層の磁化反転をアシストすることができる。
　第２の磁性層には、非晶質合金又はこれに近い微結晶構造のもの、具体的には、Ｃｏを含有し、且つ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｂ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上を含有する合金、又は、Ｆｅを含有し、且つ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｂ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上を含有する合金を用いることができる。第２の磁性層に、これらの合金を用いた場合、磁気記録媒体の表面の平坦性が向上し、磁気ヘッドの浮上特性が改善される。
　また、第１の磁性層にＬ１０型の結晶構造を有するＦｅＰｔ合金を用いた場合、第２の磁性層には、Ｆｅを主成分とするＢＣＣ構造又はＦＣＣ構造の合金、具体的には、ＦｅＮｉ、ＦｅＣｒ、ＦｅＶ、ＦｅＰｔなどを用いることができる。これらの合金は、Ｌ１０型の結晶構造を有するＦｅＰｔ合金上にエピタキシャル成長するため、第２の磁性層に非晶質合金を用いた場合に比べて、高いＨｃが得られる。
　一方、第１の磁性層にＬ１１型の結晶構造を有するＣｏＰｔ合金を用いた場合、第２の磁性層には、ＨＣＰ構造を有するＣｏ合金、具体的には、ＣｏＣｒ、ＣｏＣｒＰｔ、ＣｏＰｔ、ＣｏＣｒＴａ、ＣｏＣｒＢ、ＣｏＣｒＰｔＴａ、ＣｏＣｒＰｔＢ、ＣｏＣｒＰｔＴａＢなどを用いることができる。これらの合金は、Ｌ１１型の結晶構造を有するＣｏＰｔ合金上にエピタキシャル成長するため、第２の磁性層に非晶質合金を用いた場合に比べて、高いＨｃが得られる。
　第２の磁性層の層厚は、０．５ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であることが好ましい。この第２の磁性層の層厚が０．５ｎｍ未満であると、表面の平坦性が劣化するため好ましくない。一方、この第２の磁性層の層厚が１０ｎｍを越えると、磁気ヘッドとのスペーシングが大きくなり過ぎるため好ましくない。
　また、本発明を適用した熱アシスト磁気記録媒体では、第１の磁性層の配向制御や、粒径制御、密着性の改善等を目的として、第１の磁性層の下に複数の下地層を設けることができる。
　例えば、第１の磁性層にＬ１０構造を有するＦｅＰｔ合金を用いる場合には、このＦｅＰｔ合金に(００１)配向をとらせるため、(１００)配向したＭｇＯからなる下地層を設けることが好ましい。ＭｇＯに(１００)配向をとらせるには、例えば、基板上にＴａ層を形成し、このＴａ層上にＭｇＯを形成すればよい。また、Ｔａ層以外にも、Ｎｉ－４０ａｔ％Ｔａ層や、Ｃｒ－５０ａｔ％Ｔｉ層などの非晶質合金層の上にＭｇＯ層を形成することによっても、このＭｇＯに(１００)配向をとらせることができる。
　また、１５０℃以上に加熱した基板にＣｒ層を形成することにより、このＣｒ層に(１００)配向をとらせることができる。この(１００)配向したＣｒ層の上に、ＭｇＯ層を形成することによっても、ＭｇＯに(１００)配向をとらせることができる。
　なお、(１００)配向したＣｒ下地層を用いる場合には、Ｃｒ層上にＭｇＯ層を介さずに第１の磁性層を直接形成してもよい。これによって、第１の磁性層中のＬ１０構造を有するＦｅＰｔ合金に(００１)配向をとらせることができる。
　また、第１の磁性層にL１１構造を有するＣｏＰｔ合金を用いる場合は、このＣｏＰｔ合金に(１１１)配向をとらせることが好ましい。この場合、下地層として、例えば(１１１)配向したＰｔ層を用いることができる。この場合の下地層は、L１１構造を有するＣｏＰｔ合金に、(１１１)配向をとらせることができる材料であれば、特に制限されるものではない。
　また、本発明を適用した熱アシスト磁気記録媒体では、第１の磁性層の下に軟磁性下地層を設けることができる。この軟磁性下地層としては、例えば、Ｒｕ層を介して互いに反強磁性結合したＣｏＦｅＴａＺｒ合金や、ＣｏＦｅＴａＳｉ合金、ＣｏＦｅＴａＢ合金、ＣｏＴａＺｒ合金などを用いることができる。また、これらの合金を単層で使用したものを軟磁性下地層としてもよい。
　また、本発明を適用した熱アシスト磁気記録媒体では、記録時に近接場光により加熱された磁性層が、記録後、速やかに冷却されるように、基板と磁性層との間に、ヒートシンク層を設けることもできる。また、基板と磁性層との間であれば、ヒートシンク層の位置については、特に限定されるものではない。このヒートシンク層には、Ｃｕや、Ａｇ、Ａｌ又はこれらを主成分とする熱伝導率の高い材料を用いることができる。
　以上のように、本発明を適用した熱アシスト磁気記録媒体では、第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率を基板側から第２の磁性層側に向かって減少させることによって、過剰な粒界偏析材料がＦｅＰｔ合金、又はＣｏＰｔ合金の結晶粒の上部に析出し、粒成長が垂直方向に分断されることを防ぐことができる。また、これによって、粒径が微細で、且つ、基板面に対して垂直な方向に連続成長したＦｅＰｔ合金、又はＣｏＰｔ合金の結晶粒を形成することができる。
　本発明によれば、保磁力分散(ΔＨｃ／Ｈｃ)を低減できるため、１Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ２以上の面記録密度を有する熱アシスト記録媒体を実現でき、更に、これを用いた大容量の磁気記録再生装置を提供することが可能となる。
　以下、実施例により本発明の効果をより明らかなものとする。なお、本発明は、以下の実施例に限定されるものではなく、その要旨を変更しない範囲で適宜変更して実施することができる。
（第１の実施例）
　第１の実施例において作製した熱アシスト磁気記録媒体の層構成の一例を図１に示す。
　第１の実施例において熱アシスト磁気記録媒体を作製する際は、ガラス基板１０１上に、層厚１００ｎｍのＣｒ－５０ａｔ％Ｔｉ合金からなる下地層１０２と、層厚３０ｎｍのＣｏ－２７ａｔ％Ｆｅ－５ａｔ％Ｚｒ－５ａｔ％Ｂ合金からなる単層の軟磁性下地層１０３とを順次形成した。その後、ガラス基板１０１を２５０℃まで加熱し、その上に、層厚１０ｎｍのＣｒからなる下地層１０４と、層厚５ｎｍのＭｇＯからなる下地層１０５とを順次形成した後、ガラス基板１０１を４５０℃まで加熱し、層厚１０ｎｍの（Ｆｅ－５５ａｔ％Ｐｔ）－Ｃ合金からなる第１の磁性層１０６と、層厚３ｎｍのＣｏ－２６ａｔ％Ｆｅ－１０ａｔ％Ｔａ－２ａｔ％Ｂ合金からなる第２の磁性層１０７と、層厚３ｎｍのカーボン(Ｃ)からなる保護層１０８とを順次形成した。
　ここで、第１の磁性層１０６については、Ｆｅ－５５ａｔ％Ｐｔターゲットと、Ｃターゲットとを同時にスパッタすることにより形成した。また、Ｆｅ－５５ａｔ％Ｐｔターゲットに対するＣターゲットの放電パワー比率を段階的に低下させることによって、第１の磁性層１０６中のＣ（粒界偏析材料）の含有率を層厚方向に段階的に低下させた。これにより、図２～図４に示した３通りのＣ濃度プロファイル（Ｐ－１～Ｐ－３）を有する熱アシスト磁気記録媒体を作製した。また、比較例として、図５に示すように、第１の磁性層１０６中のＣの含有率を４０ａｔ％で一定としたＣ濃度プロファイル（Ｐ－４）を有する熱アシスト磁気記録媒体を作製した。
　以上のように作製された４種類のＣ濃度プロファイル（Ｐ－１～Ｐ－４）を有する熱アシスト磁気記録媒体について、Ｘ線回折測定を行ったところ、何れの媒体からも、第１の磁性層１０６から強いＬ１０－ＦｅＰｔ(００１)回折ピークが観察された。また、Ｌ１０－ＦｅＰｔ(００２)回折ピークと、ＦＣＣ－Ｆｅ(００２)回折ピークとの混合ピークも観察された。また、後者の混合ピークに対する前者の回折ピークの積分強度比は１．７であり、規則度の高いＬ１０型ＦｅＰｔ合金結晶が形成されていることがわかった。
　また、上記４種類のＣ濃度プロファイル（Ｐ－１～Ｐ－４）を有する熱アシスト磁気記録媒体について、２８０℃から３６０℃まで加熱したときの保磁力(Ｈｃ)の変化を図６に、保磁力分散(ΔＨｃ／Ｈｃ）の変化を図７に示す。なお、ΔＨｃ／Ｈｃは、「IEEE Trans. Magn., vol.27, pp4975-4977, 1991」に記載の方法で測定した。具体的には、メジャーループ及びマイナーループにおいて、磁化の値が飽和値の５０％となるときの磁界を測定し、両者の差分から、Ｈｃ分布がガウス分布であると仮定してΔＨｃ／Ｈｃを算出した。
　図６及び図７に示すように、上記４種類のＣ濃度プロファイル（Ｐ－１～Ｐ－４）を有する熱アシスト磁気記録媒体は、何れも温度上昇と共にＨｃが低下し、ΔＨｃ／Ｈｃが増加していることがわかる。熱アシスト磁気記録媒体では、記録部分を局所的に加熱し、その部分のＨｃを十分に低下させて記録を行うため、上記結果は、記録時のΔＨｃ／Ｈｃcが、室温での値に比べて大幅に増大することを示している。
　ΔＨｃ／Ｈｃの大小関係については、同一のＨｃで比較する必要があるため、上記図７で示したΔＨｃ／Ｈｃを、上記図６で示したＨｃの関数として図８に示した。
　図８に示すように、例えばＨｃが５ｋＯｅとなる場合で比較すると、本発明を適用して作製されたＰ－１～Ｐ－３の熱アシスト磁気記録媒体は、比較例として作製されたＰ－４の熱アシスト磁気記録媒体に比べて、ΔＨｃ／Ｈｃが０．１～０．４程度低くなっている。また、ΔＨｃ／Ｈｃは、Ｐ－１、Ｐ－２、Ｐ－３の順に低下しており、Ｃの含有率が減少する領域が広がるに従って、保磁力分散が改善されることがわかる。
　次に、比較例として、第１の磁性層１０６の上に第２の磁性層１０７を設けない熱アシスト磁気記録媒体を作製した。この比較例として示す磁気記録媒体は、上述した実施例として示す磁気記録媒体と同様の４種類のＣ濃度プロファイル（Ｐ－１～Ｐ－４）を有する。また、成膜プロセスも上述した実施例として示す磁気記録媒体と同様である。これらの熱アシスト磁気記録媒体について、２８０℃から３６０℃まで加熱したときの保磁力(Ｈｃ)及び保磁力分散(ΔＨｃ／Ｈｃ）を測定し、両者の関係を図９に示した。
　図９に示すように、ＨｃとΔＨｃ／Ｈｃとの関係を示すプロットは、Ｃ濃度プロファイルによらず、同一線上にあり、Ｈｃが５ｋＯｅｅとなるときのΔＨｃ／Ｈｃは、０．８～０．９程度と極めて高い。
　上記結果から、第１の磁性層１０６中にＣの含有率を段階的に減少させたとしても、第２の磁性層１０７を設けなかった場合には、保磁力分散を改善できないことが明らかとなった。すなわち、本発明では、第１の磁性層１０６中のＣの含有率を段階的に低減し、且つ、第１の磁性層１０６の上に第２の磁性層１０７を設けることで、保磁力分散を低減することが可能となる。
（第２の実施例）
　第２の実施例において作製した熱アシスト磁気記録媒体の層構成の一例を図１０に示す。
　第１の実施例において熱アシスト磁気記録媒体を作製する際は、ガラス基板２０１上に、層厚３０ｎｍのＮｉ－４０ａｔ％Ｔａ合金からなる下地層２０２を形成した後、ガラス基板２０１を２８０℃まで加熱し、その上に、層厚１０ｎｍのＣｒからなる下地層２０３を形成した。その後、層厚１００ｎｍのＡｇからなるヒートシンク層２０４と、層厚１０ｎｍのＭｇＯからなる下地層２０５とを順次形成した後、ガラス基板２０１を４２０℃まで加熱し、その上に、層厚１０ｎｍの（Ｆｅ－５５ａｔ％Ｐｔ）－ＴｉＯ２合金からなる第１の磁性層２０６と、第２の磁性層２０７と、層厚３．５ｎｍのカーボン(Ｃ)からなる保護層２０８とを順次形成した。
　そして、表１に示すように、第１の磁性層２０６中のＴｉＯ２（粒界偏析材料）の濃度プロファイルと、第２の磁性層２０７との組み合わせを変更したＮｏ．２－１～２－１３の熱アシスト磁気記録媒体を作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　第１の磁性層２０６は、Ｆｅ－５５ａｔ％Ｐｔターゲットと、ＴｉＯ２ターゲットとを同時にスパッタすることにより形成した。また、Ｆｅ－５５ａｔ％Ｐｔターゲットに対するＴｉＯ２ターゲットの放電パワー比率を段階的又は連続的に低下させることにより、図１１～図１６に示す６種類のＴｉＯ２濃度プロファイル（Ｐ－５～Ｐ－１０）を導入した。なお、比較例として、第１の磁性層１０６中のＴｉＯ２の含有率を一定（２０ｍｏｌ％）とした熱アシスト磁気記録媒体を作製した（ＮＯ．２－１～２－１３）。また、第２の磁性層２０７の層厚は２～４ｎｍとした。
　以上のように作製されたＮＯ．２－１～２－１３の熱アシスト磁気記録媒体について、Ｘ線回折測定を行ったところ、何れの媒体においても、Ｃｒ下地層２０３及びＡｇヒートシンク層２０４から強いＢＣＣ(２００)回折ピークが観察された。また、第１の磁性層２０６からは、強いＬ１０－ＦｅＰｔ(００１)回折ピークが観察された。さらに、第１の磁性層２０６からは、Ｌ１０－ＦｅＰｔ(００２)回折ピークと、ＦＣＣ－Ｆｅ(２００)回折ピークとの混合ピークも観察された。この第１の磁性層２０６から観察された回折ピークのうち、後者の混合ピークに対する前者の回折ピークの積分強度比は１．６であり、規則度の高いＬ１０型ＦｅＰｔ合金結晶が形成されていることがわかった。
　次に、ＮＯ．２－１～２－１２の熱アシスト磁気記録媒体について、平面ＴＥＭ観察を行ったところ、第１の磁性層２０６については、何れの媒体もＦｅＰｔ合金の結晶粒がＴｉＯ２で囲まれたグラニュラー構造であった。また、ＦｅＰｔ合金の結晶粒の平均粒径は、５～６ｎｍ程度であった。
　さらに、ＮＯ．２－１～２－１２の熱アシスト磁気記録媒体について、断面ＴＥＭ観察を行ったところ、第１の磁性層２０６については、何れの媒体もＦｅＰｔ合金が基板面に対して垂直な方向に連続成長したコラム構造をとっていることがわかった。一方、ＮＯ．２－１３の熱アシスト磁気記録媒体について、断面ＴＥＭ観察を行ったところ、第１の磁性層２０６が、コラム構造のＦｅＰｔ結晶と、その上に形成された球状のＦｅＰｔ結晶からなる二層構造であることがわかった。
　また、第２の磁性層２０７に用いた合金からは、明瞭な格子縞が観察されなかった。これより、本実施例で用いた第２の磁性層２０７は、全て非晶質構造であることがわかる。
　次に、ＮＯ．２－１～２－１３の熱アシスト磁気記録媒体について、２８０℃から３６０℃まで加熱したときの保磁力(Ｈｃ)及び保磁力分散(ΔＨｃ／Ｈｃ）を測定し、Ｈｃが５ｋＯｅとなるときの温度におけるΔＨｃ／Ｈｃを見積もった。その結果を表１に示す。
　表１に示すように、本発明を適用して作製されたＮＯ．２－１～２－１２の熱アシスト磁気記録媒体は、比較例として作製されたＮＯ．２－１３の熱アシスト磁気記録媒体に比べて、Ｈｃが５ｋＯｅとなるときのΔＨｃ／Ｈｃが０．３～０．６程度低くなっている。これは、上述したように、ＮＯ．２－１３の熱アシスト磁気記録媒体では、第１の磁性層２０６が、コラム構造のＦｅＰｔ結晶と、その上に形成された球状のＦｅＰｔ結晶からなる二層構造であるのに対し、ＮＯ．２－１～２－１２の熱アシスト磁気記録媒体では、第１の磁性層が、ＦｅＰｔ合金が基板面に対して垂直な方向に連続成長したコラム構造であることが原因と考えられる。
　以上のことから、本発明では、第１の磁性層２０６中のＴｉＯ２の含有率を段階的に低減させることにより、第１の磁性層２０６に基板面に対して垂直な方向に連続成長したコラム構造を取らせることができ、これによって保磁力分散を低減できることが明らかとなった。
　また、ΔＨｃ／Ｈｃについては、第２の磁性層２０７の厚みを増加させる、又は、飽和磁束密度(Ｂｓ)を増加させることによって、更に低減することが可能である。但し、何れの場合も、第１の磁性層２０６中のＦｅＰｔ結晶粒間の交換結合が増大することによって、媒体ノイズが増大するため、第２の磁性層２０７の層厚とＢｓについては、このような媒体ノイズの増加を抑制するように設計する必要がある。
　なお、第２の磁性層２０７としては、上記以外にも、ＦｅＮｉ、ＦｅＣｒ、ＦｅＶ、ＦｅＰｔ等のＢＣＣ又はＦＣＣ合金などを用いることができる。
（第３の実施例）
　第３の実施例において作製した熱アシスト磁気記録媒体の層構成の一例を図１７に示す。
　第３の実施例において熱アシスト磁気記録媒体を作製する際は、ガラス基板３０１上に、層厚１０ｎｍのＣｏ－５０ａｔ％Ｔｉ合金からなる下地層３０２と、層厚２００ｎｍのＣｕからなるヒートシンク層３０３と、Ｒｕを介して互いに反強磁性結合したＣｏＦｅＴａＺｒＢ合金からなる層厚１５ｎｍの軟磁性下地層３０４と、層厚１０ｎｍのＰｄからなる下地層３０５とを順次形成した。その後、ガラス基板３０１を３５０℃まで加熱し、その上に、層厚１３ｎｍの第１の磁性層３０６と、層厚５ｎｍのＦｅ－２７ａｔ％Ｃｏ－１０ａｔ％Ｔａ合金からなる第２の磁性層３０７と、層厚３ｎｍのカーボン(Ｃ)からなる保護層３０８とを順次形成した。
　また、第１の磁性層３０６には、層厚５ｎｍの（Ｃｏ－５０ａｔ％Ｐｔ）－２０ｍｏｌ％ＳｉＯ２層を形成した後、層厚２ｎｍの（Ｃｏ－５０ａｔ％Ｐｔ）－１５ｍｏｌ％ＳｉＯ２層、層厚２ｎｍの（Ｃｏ－５０ａｔ％Ｐｔ）－１０ｍｏｌ％ＳｉＯ２層、層厚２ｎｍの（Ｃｏ－５０ａｔ％Ｐｔ）－５ｍｏｌ％ＳｉＯ２層、層厚２ｎｍのＣｏ－５０ａｔ％Ｐｔ層を連続に形成した。
　なお、上記各層は、ＳｉＯ２含有率が異なるＣｏＰｔ－ＳｉＯ２複合ターゲットを用いて、異なる成膜チャンバーにて形成した。本実施例では、上記５層構造のＣｏＰｔ－ＳｉＯ２多層膜を第１の磁性層３０６とみなす。
　また、比較例として、第１の磁性層３０６に、層厚１３ｎｍの（Ｃｏ－５０ａｔ％Ｐｔ）－２０ｍｏｌ％ＳｉＯ２の単層膜を用いた熱アシスト磁気記録媒体（ＮＯ．３－２）と、層厚１３ｎｍの（Ｃｏ－５０ａｔ％Ｐｔ）－５ｍｏｌ％ＳｉＯ２の単層膜を用いた熱アシスト磁気記録媒体（ＮＯ．３－３）を作製した。第１の磁性層３０６が異なる以外は、上記比較例媒体の層構成、成膜プロセスは、実施例媒体（ＮＯ．３－１）と同一である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ＮＯ．３－１～３－３の熱アシスト磁気記録媒体について、Ｘ線回折測定を行ったところ、何れの媒体においても、第１の磁性層３０６からＬ１１－ＣｏＰｔ(１１１)回折ピークと、Ｌ１１－ＣｏＰｔ(３３３)回折ピークが観察された。これより、ＣｏＰｔ合金が良好なＬ１１規則構造をとっていることが明らかとなった。
　また、ＮＯ．３－１～３－３の熱アシスト磁気記録媒体について、２８０℃から３６０℃まで加熱したときの保磁力(Ｈｃ)及び保磁力分散(ΔＨｃ／Ｈｃ）を測定し、Ｈｃが５ｋＯｅとなるときの温度におけるΔＨｃ／Ｈｃを見積もった。さらに、Ｈｃが５ｋＯｅとなるときの温度でダイナミック保磁力Ｈｃ０を測定した。ここで、Ｈｃ０は、Ｈｃの磁界印加速度依存性からSharrockの式を用いて算出した。一般に、Ｈｃ／Ｈｃ０は、磁性粒子間の交換結合の強さを表し、交換結合が強いほど低くなる。表２にＮＯ．３－１～３－３の熱アシスト磁気記録媒体のΔＨｃ／ＨｃとＨｃ／Ｈｃ０を示す。
　表２に示すように、本発明を適用して作製されたＮＯ．３－１の熱アシスト磁気記録媒体は、ΔＨｃ／Ｈｃが０．３７であった。また、Ｈｃ／Ｈｃ０も０．３２と比較的高く、交換結合が低減されていることがわかる。
　これに対して、ＮＯ．３－２の熱アシスト磁気記録媒体は、Ｈｃ／Ｈｃ０はＮＯ．３－１の熱アシスト磁気記録媒体とほぼ同程度であるものの、ΔＨｃ／Ｈｃは１．０１と著しく高い。このことは、ＮＯ．３－２の熱アシスト磁気記録媒体では、磁性粒子間の交換結合がＮＯ．３－１の熱アシスト磁気記録媒体と同程度に低いものの、保磁力分散が著しく大きいことを示している。
　一方、ＮＯ．３－２の熱アシスト磁気記録媒体は、ΔＨｃ／ＨｃはＮＯ．３－１の熱アシスト磁気記録媒体とほぼ同程度まで低減されているものの、Ｈｃ／Ｈｃ０は０．１２と著しく低い。これは、ＳｉＯ２（粒界偏析材料）の添加量を低減することによって、保磁力分散が小さくなるものの、磁性粒子間の交換結合が著しく強くなったことを示している。したがって、粒界偏析材料を単に減らすだけでは、磁性粒子間の交換結合を増大させずに、保磁力分散を低減することは困難である。
　以上のことから、磁性粒子間の交換結合を増大させずに、保磁力分散を低減するためには、本発明のように、第１の磁性層３０６中の粒界偏析材料の含有率をガラス基板３０１側から第２の磁性層３０７側に向かって減少させることが効果的であることが明らかとなった。
　なお、第２の磁性層３０７としては、上記ＦｅＣｏＴａ合金以外にも、ＨＣＰ構造を有するＣｏＣｒ合金、ＣｏＣｒＰｔ合金、ＣｏＣｒＰｔＴａ合金、ＣｏＣｒＰｔＢ合金などを用いてもよい。
（実施例４）
　実施例４においては、上記第１～第３の実施例において作製した熱アシスト磁気記録媒体の表面にパーフルオルポリエーテル系の潤滑剤を塗布した後、図１８に示す磁気記録再生装置に組み込んだ。この磁気記録再生装置は、熱アシスト磁気記録媒体５０１と、熱アシスト磁気記録媒体を回転させるための媒体駆動部５０２と、熱アシスト磁気記録媒体５０１に対して記録動作と再生動作とを行う磁気ヘッド５０３と、磁気ヘッド５０３を熱アシスト磁気記録媒体５０１に対して相対移動させるためのヘッド駆動部５０４と、磁気ヘッド５０３への信号入力と磁気ヘッド５０３から出力信号の再生とを行うための記録再生信号処理系５０５とから概略構成される。なお、上記磁気記録再生装置には、図１８に図示されていないものの、レーザー光を発生させるレーザー発生装置と、発生したレーザー光を磁気ヘッド５０３まで伝達するための導波路とが配置されている。
　また、上記磁気記録再生装置に組み込んだ磁気ヘッド５０３の構造を図１９に模式的に示す。この磁気ヘッド５０３は、記録ヘッド６０１と再生ヘッド６０２とを備え、記録ヘッド６０１は、主磁極６０３、補助磁極６０４、及び両者の間に挟まれたＰＳＩＭ（Planar Solid Immersion Mirror）６０５から構成される。ＰＳＩＭ６０５は、例えば「Ｊｐｎ．，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ１４５，ｎｏ．２Ｂ，ｐｐ１３１４－１３２０（２００６）」に記載されているような構造のものを用いることができる。記録ヘッド６０１は、ＰＳＩＭ６０５のグレーティング部６０６に半導体レーザーなどのレーザー光源６０７から波長４４０ｎｍのレーザー光Ｌを照射し、ＰＳＩＭ６０５の先端部から発生した近接場光ＮＬにより熱アシスト磁気記録媒体５０１を加熱しながら記録を行う。一方、再生ヘッド６０２は、上部シールド６０８と下部シールド６０９で挟まれたＴＭＲ素子６１０で構成されている。
　上記磁気ヘッド５０３により、熱アシスト磁気記録媒体５０１を加熱し、線記録密度２１８００ｋＦＣＩ（kilo Flux changes per Inch）で記録し、電磁変換特性を測定したところ、１５ｄＢ以上の高い媒体ＳＮ比と良好な重ね書き特性が得られた。
１０１…ガラス基板
１０２…下地層
１０３…軟磁性下地層
１０４…下地層
１０５…下地層
１０６…第１の磁性層
１０７…第２の磁性層
１０８…保護層
２０１…ガラス基板
２０２…下地層
２０３…下地層
２０４…ヒートシンク層
２０５…下地層
２０６…第１の磁性層
２０７…第２の磁性層
２０８…保護層
３０１…ガラス基板
３０２…下地層
３０３…ヒートシンク層
３０４…軟磁性下地層
３０５…下地層
３０６…第１の磁性層
３０７…第２の磁性層
３０８…保護層
５０１…熱アシスト磁気記録媒体　
５０２…媒体駆動部　
５０３…磁気ヘッド　
５０４…ヘッド駆動部　
５０５…記録再生信号処理系　
６０１…記録ヘッド　
６０２…再生ヘッド　
６０３…主磁極　
６０４…補助磁極　
６０５…ＰＳＩＭ（Planar Solid Immersion Mirror）
６０６…グレーティング部　
６０７…レーザー光源　
６０８…上部シールド　
６０９…下部シールド　
６１０…ＴＭＲ素子　
Ｌ…レーザー光　
ＮＬ…近接場光　

Claims (10)

  1. 　基板の上に、第１の磁性層と第２の磁性層とが順に積層された構造を有し、前記第１の磁性層が、Ｌ１０構造を有するＦｅＰｔ合金、Ｌ１０構造を有するＣｏＰｔ合金、又はＬ１１構造を有するＣｏＰｔ合金の何れかの結晶粒と、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｃｒ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、ＺｒＯ２、Ｙ２Ｏ３、ＣｅＯ２、ＭｎＯ、ＴｉＯ、ＺｎＯ、ＭｇＯ、Ｃのうち少なくとも１種以上の粒界偏析材料とを含むグラニュラー構造を有し、且つ、
    　前記第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率が、前記基板側から前記第２の磁性層側に向かって減少していることを特徴とする熱アシスト磁気記録媒体。
  2. 　前記第１の磁性層中の粒界偏析材料の含有率が、前記基板側から前記第２の磁性層側に向かって一定である領域と、前記基板側から前記第２の磁性層側に向かって減少している領域とを含むことを特徴とする請求項１に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
  3. 　前記粒界偏析材料の含有率が一定となる領域の割合が、前記第１の磁性層の層厚の７０％以下であることを特徴とする請求項２に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
  4. 　前記粒界偏析材料の含有率が一定となる領域において、この粒界偏析材料の含有率が、３０体積％以上であることを特徴とする請求項２に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
  5. 　前記第２の磁性層が、Ｃｏを含有し、且つ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｂ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上を含有する非晶質合金であることを特徴とする請求項１に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
  6. 　前記第２の磁性層が、Ｆｅを含有し、且つ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ｂ、Ｓｉのうちの少なくとも１種以上を含有する非晶質合金であることを特徴とする請求項１に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
  7. 　前記第２の磁性層が、Ｆｅを含有するＢＣＣ構造、又はＦＣＣ構造の合金であることを特徴とする請求項１に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
  8. 　前記第２の磁性層が、Ｃｏを含有するＨＣＰ構造の合金であることを特徴とする請求項１に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
  9. 　前記第２の磁性層の結晶磁気異方性定数が、前記第１の磁性層の結晶磁気異方性定数よりも低いことを特徴とする請求項１に記載の熱アシスト磁気記録媒体。
  10. 　請求項１～９の何れか一項に記載の熱アシスト磁気記録媒体と、
    　前記熱アシスト磁気記録媒体を記録方向に駆動する媒体駆動部と、
    　前記熱アシスト磁気記録媒体を加熱するレーザー発生部と、前記レーザー発生部から発生したレーザー光を先端部へと導く導波路とを有して、前記熱アシスト磁気記録媒体に対する記録動作と再生動作とを行う磁気ヘッドと、
    　前記磁気ヘッドを前記熱アシスト磁気記録媒体に対して相対移動させるヘッド移動部と、
    　前記磁気ヘッドへの信号入力と前記磁気ヘッドから出力信号の再生とを行うための記録再生信号処理系とを備えることを特徴とする磁気記録再生装置。
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