WO2016024403A1 - 磁気記録媒体 - Google Patents
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- G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
- G11B5/7368—Non-polymeric layer under the lowermost magnetic recording layer
- G11B5/7379—Seed layer, e.g. at least one non-magnetic layer is specifically adapted as a seed or seeding layer
Definitions
- the present invention relates to a magnetic recording medium. Specifically, the present invention relates to a magnetic recording medium used in a hard disk magnetic recording device (HDD).
- HDD hard disk magnetic recording device
- Perpendicular magnetic recording is used as a technology for realizing high density magnetic recording.
- the perpendicular magnetic recording medium includes at least a nonmagnetic substrate and a magnetic recording layer formed of a hard magnetic material.
- the perpendicular magnetic recording medium is optionally formed of a soft magnetic material, and a soft magnetic backing layer that plays a role of concentrating the magnetic flux generated by the magnetic head on the magnetic recording layer, and a hard magnetic material of the magnetic recording layer. It may further include an underlayer for orientation in the direction, a protective film for protecting the surface of the magnetic recording layer, and the like.
- the granular magnetic material includes magnetic crystal grains and a nonmagnetic material segregated so as to surround the periphery of the magnetic crystal grains. Individual magnetic crystal grains in the granular magnetic material are magnetically separated by a nonmagnetic material.
- L1 0 type ordered alloys As a material having a high crystal magnetic anisotropy required, L1 0 type ordered alloys is proposed. Representative L1 0 type ordered alloy include FePt, CoPt, FePd, CoPd the like.
- Japanese Patent Laid-Open No. 2005-285207 discloses magnetic recording having a FePr magnetic thin film having a large coercive force by depositing FePt by sputtering at a substrate temperature of 650 ° C. to 850 ° C. and then applying a magnetic field of 4 kOe to 10 kOe.
- a method for manufacturing a medium is proposed (see Patent Document 1).
- Japanese Patent Laying-Open No. 2005-285207 does not disclose or suggest any use of a laminated structure made of different materials as a base layer.
- Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2011-165232 proposes a magnetic recording medium in which a magnetic recording layer is formed on an underlayer containing MgO as a main component and one or more additional oxides. (See Patent Document 2).
- the crystal grain size of the underlayer is reduced by adding an additional oxide, and one magnetic crystal grain of the magnetic recording layer is formed on one crystal grain of the underlayer (hereinafter referred to as “1”). This makes it possible to promote separation between magnetic grains, reduce exchange coupling, and reduce coercive force dispersion.
- Japanese Patent Laying-Open No. 2011-165232 does not disclose or suggest that a laminated structure made of different materials is used as an underlayer.
- An object of the present invention is to provide a magnetic recording medium having a magnetic recording layer comprising L1 0 type ordered alloy having more excellent magnetic properties.
- the magnetic recording medium of the present invention includes a substrate, a first seed layer containing ZnO, a second seed layer containing MgO, and a magnetic recording layer containing an ordered alloy in this order.
- an underlayer having a face-centered cubic lattice structure or a hexagonal close-packed structure may be further included between the substrate and the first seed layer.
- it ordered alloy, and at least one element selected from Fe and Co, Pt, Pd, or may be L1 0 type ordered alloy containing at least one element selected from the group consisting of Au and Ir .
- the ordered alloy may further include at least one element selected from the group consisting of Ni, Mn, Cu, Ru, Ag, Au, and Cr.
- the magnetic recording layer may have a granular structure including magnetic crystal grains including an ordered alloy and nonmagnetic crystal grain boundaries surrounding the magnetic crystal grains.
- the nonmagnetic crystal grain boundary may include a nonmagnetic material selected from the group consisting of carbon, oxide, and nitride.
- the crystal orientation dispersion, the arithmetic average roughness Ra, and the maximum height Rz of the first and second seed layers on which the magnetic recording layer is formed are reduced, thereby reducing the magnetic
- the crystal orientation dispersion ⁇ 50 of the recording layer material can be reduced, and the ⁇ value of the MH hysteresis loop can be improved.
- the magnetic recording medium of the present invention is suitable for use in the energy assist recording method.
- FIG. 4 is a diagram showing AFM images of the surfaces of magnetic recording media of Experimental Example A, Experimental Example B, and Experimental Example C, and (a) to (g) are diagrams showing AFM images of each sample.
- 6 is a graph showing the relationship between the film thickness of the MgO second seed layer of the magnetic recording media of Examples 4 and 5 and Comparative Examples 4 and 5 and the area intensity of the peak of FePt (001) of the magnetic recording layer.
- 6 is a graph showing the relationship between the film thickness of the MgO second seed layer of the magnetic recording media of Examples 4 and 5 and Comparative Examples 4 and 5 and the crystal orientation dispersion ⁇ 50 of the magnetic recording layer.
- 6 is a graph showing the relationship between the film thickness of the MgO second seed layer of the magnetic recording media of Examples 4 and 5 and Comparative Examples 4 and 5 and the arithmetic average roughness Ra of the magnetic recording medium surface. It is sectional drawing which shows one structural example of the magnetic recording medium of this invention. 6 is a graph showing the relationship between the film thickness of the ZnO first seed layer of the magnetic recording media of Example 6 and Comparative Example 1 and the area intensity of the peak of FePt (001) of the magnetic recording layer. 6 is a graph showing the relationship between the film thickness of the ZnO first seed layer of the magnetic recording media of Example 6 and Comparative Example 1 and the crystal orientation dispersion ⁇ 50 of the magnetic recording layer.
- 6 is a graph showing the relationship between the film thickness of the ZnO first seed layer of the magnetic recording media of Example 6 and Comparative Example 1 and the arithmetic mean roughness Ra of the magnetic recording medium surface.
- 6 is a graph showing the relationship between the film thickness of the ZnO first seed layer of the magnetic recording media of Example 7 and Comparative Example 1 and the area intensity of the peak of FePt (001) of the magnetic recording layer.
- 6 is a graph showing the relationship between the film thickness of the ZnO first seed layer of the magnetic recording media of Example 7 and Comparative Example 1 and the crystal orientation dispersion ⁇ 50 of the magnetic recording layer.
- FIG. 7 is a graph showing the relationship between the film thickness of the ZnO first seed layer of the magnetic recording media of Example 7 and Comparative Example 1 and the arithmetic average roughness Ra of the magnetic recording medium surface. It is a figure explaining the structural analysis of the magnetic recording medium of Example 8, (a) shows a part of XRD spectrum, (b) is a figure which shows the result of having performed peak separation. It is a figure explaining the structural analysis of the magnetic recording medium of the comparative example 6, (a) shows a part of XRD spectrum, (b) is a figure which shows the result of having performed peak separation.
- the magnetic recording medium of the present invention is characterized by including a substrate, a first seed layer containing ZnO, a second seed layer containing MgO, and a magnetic recording layer containing an ordered alloy in this order.
- the magnetic recording medium of the present invention may further include an underlayer containing Pt between the substrate and the first seed layer.
- the magnetic recording medium of the present invention is known in the art, such as an adhesion layer, a soft magnetic backing layer, and / or a heat sink layer, between the substrate and the first seed layer or between the substrate and the underlayer. It may further include a layer that is formed.
- the magnetic recording medium of the present invention may further include a layer known in the art such as a protective layer and / or a liquid lubricant layer on the magnetic recording layer.
- FIG. 1 shows one configuration example of a magnetic recording medium including a substrate 10, an underlayer 20, a first seed layer 31, a second seed layer 32, and a magnetic recording layer 40.
- the substrate 10 may be various substrates having a smooth surface.
- the substrate 10 can be formed using a material generally used for magnetic recording media. Materials that can be used include NiP plated Al alloy, MgO single crystal, MgAl 2 O 4 , SrTiO 3 , tempered glass, crystallized glass and the like.
- An adhesion layer (not shown) that may be optionally provided is used to enhance adhesion between a layer formed on the adhesion layer and a layer formed below the adhesion layer.
- the layer formed under the adhesion layer includes the substrate 10.
- the material for forming the adhesion layer includes metals such as Ni, W, Ta, Cr, and Ru, and alloys containing the aforementioned metals.
- the adhesion layer may be a single layer or may have a laminated structure of a plurality of layers.
- a soft magnetic backing layer (not shown) that may be optionally provided controls the magnetic flux from the magnetic head to improve the recording / reproducing characteristics of the magnetic recording medium.
- Materials for forming the soft magnetic backing layer include NiFe alloys, Sendust (FeSiAl) alloys, crystalline materials such as CoFe alloys, microcrystalline materials such as FeTaC, CoFeNi, CoNiP, and Co alloys such as CoZrNb and CoTaZr. Includes amorphous material.
- the optimum value of the thickness of the soft magnetic underlayer depends on the structure and characteristics of the magnetic head used for magnetic recording. When the soft magnetic backing layer is formed by continuous film formation with other layers, it is preferable that the soft magnetic backing layer has a thickness in the range of 10 nm to 500 nm (including both ends) from the viewpoint of productivity.
- a heat sink layer may be provided.
- the heat sink layer is a layer for effectively absorbing excess heat of the magnetic recording layer 40 generated during the heat-assisted magnetic recording.
- the heat sink layer can be formed using a material having high thermal conductivity and specific heat capacity.
- a material includes Cu simple substance, Ag simple substance, Au simple substance, or an alloy material mainly composed of them.
- “mainly” means that the content of the material is 50 wt% or more.
- the heat sink layer can be formed using an Al—Si alloy, a Cu—B alloy, or the like.
- the heat sink layer can be formed using Sendust (FeSiAl) alloy, soft magnetic CoFe alloy, or the like.
- Sendust FeSiAl
- soft magnetic CoFe alloy By using the soft magnetic material, the function of concentrating the perpendicular magnetic field generated by the head on the magnetic recording layer 40 can be imparted to the heat sink layer, and the function of the soft magnetic backing layer can be supplemented.
- the optimum value of the heat sink layer thickness varies depending on the amount of heat and heat distribution during heat-assisted magnetic recording, the layer configuration of the magnetic recording medium, and the thickness of each component layer. In the case of forming by continuous film formation with other constituent layers, the film thickness of the heat sink layer is preferably 10 nm or more and 100 nm or less in consideration of productivity.
- the heat sink layer can be formed using any method known in the art, such as a sputtering method or a vacuum evaporation method. Usually, the heat sink layer is formed using a sputtering method.
- the heat sink layer can be provided between the substrate 10 and the adhesion layer, between the adhesion layer and the underlayer 20 in consideration of characteristics required for the magnetic recording medium.
- the underlayer 20 is a layer for controlling the crystallinity and / or crystal orientation of the first seed layer 31 and the second seed layer 32 formed above.
- the underlayer 20 may be a single layer or a multilayer.
- the underlayer 20 is preferably nonmagnetic. From the viewpoint of increasing the crystallinity of the first seed layer 31, the underlayer 20 is preferably a layer having a face-centered cubic lattice structure or a hexagonal close-packed structure. At this time, it is preferable that the atomic close-packed surface of the face-centered cubic lattice structure or the atomic close-packed surface of the hexagonal close-packed structure is oriented parallel to the substrate surface.
- the nonmagnetic material used for forming the underlayer 20 is at least one selected from the group consisting of Pt metal, Cr metal, or Cr, which is a main component, Mo, W, Ti, V, Mn, Ta, and Zr. Including alloys with the addition of metals.
- the underlayer 20 can be formed using any method known in the art such as sputtering.
- the first seed layer 31 contains ZnO.
- ZnO may have a stoichiometric composition or a non-stoichiometric composition.
- the compound group which has a peak in the range of is included.
- the first seed layer 31 is considered to have an effect of reducing the crystal orientation dispersion of the second seed layer 32 containing MgO, and as a result, reducing the crystal orientation dispersion of the magnetic recording layer 40.
- the first seed layer 31 containing ZnO has a small surface roughness, thereby reducing the crystal orientation dispersion of the second seed layer 32.
- the first seed layer 31 preferably has a thickness in the range of 1 nm to 20 nm.
- the second seed layer 32 contains MgO.
- MgO may have a stoichiometric composition or a non-stoichiometric composition.
- the second seed layer 32 improves the crystal orientation of the magnetic recording layer 40 formed thereon, and as a result, reduces the crystal orientation dispersion of the magnetic recording layer 40.
- the second seed layer 32 is considered to promote the separation of the magnetic crystal grains in the magnetic recording layer 40.
- the second seed layer 32 preferably has a thickness in the range of 1 nm to 20 nm.
- the first seed layer 31 and the second seed layer 32 can be formed using any method known in the art such as sputtering.
- the surface roughness of the second seed layer 32 containing MgO can be reduced by heating the substrate.
- the substrate temperature is preferably set in the range of 300 ° C to 500 ° C.
- the first seed layer 31 containing ZnO it is not necessary to heat the substrate during formation.
- the first seed layer 31 formed without heating the substrate can achieve a surface roughness equal to or lower than that of the second seed layer 32 formed with substrate heating.
- the magnetic recording layer 40 includes an ordered alloy.
- the ordered alloy includes at least one first element selected from the group consisting of Fe and Co, and at least one second element selected from the group consisting of Pt, Pd, Au, and Ir.
- Preferred ordered alloy is FePt, CoPt, FePd, and L1 0 type ordered alloy selected from the group consisting of CoPd.
- the ordered alloy may further include at least one element selected from the group consisting of Ni, Mn, Cu, Ru, Ag, Au, and Cr. Desirable property modulation includes a decrease in temperature required for ordering of the ordered alloy.
- the ratio of the first element to the second element may be within the range of 0.7 to 1.3, preferably within the range of 0.8 to 1.1, based on the number of atoms. Good. By using the composition ratio within this range, it is possible to obtain L1 0 ordered structure having a large magnetic anisotropy constant Ku.
- the magnetic recording layer 40 may have a granular structure including magnetic crystal grains and nonmagnetic crystal grain boundaries surrounding the magnetic crystal grains.
- the magnetic crystal grain may include the ordered alloy described above.
- the nonmagnetic crystal grain boundary may include materials such as oxides such as SiO 2 , TiO 2 , and ZnO, nitrides such as SiN and TiN, carbon (C), and boron (B).
- the magnetic recording layer 40 may be composed of a plurality of magnetic layers. Each of the plurality of magnetic layers may have a non-granular structure or a granular structure. Furthermore, an ECC (Exchange-coupled Composite) structure in which a coupling layer such as Ru is sandwiched between magnetic layers may be provided. Further, the second magnetic layer may be provided on the upper part of the magnetic layer having the granular structure as a continuous layer (CAP layer) not including the granular structure.
- ECC Exchange-coupled Composite
- the magnetic recording layer 40 can be formed by depositing a predetermined material by a sputtering method.
- a target including a material forming the ordered alloy can be used. More specifically, it is possible to use a target containing the elements constituting the ordered alloy described above at a predetermined ratio.
- the magnetic recording layer 40 may be formed by using a plurality of targets containing a single element and adjusting the power applied to each target to control the ratio of the elements.
- a target including a material that forms magnetic crystal grains and a material that forms nonmagnetic crystal grain boundaries in a predetermined ratio can be used.
- a magnetic crystal grain and a nonmagnetic crystal grain boundary are prepared by adjusting a power applied to each target using a target containing a material that forms a magnetic crystal grain and a target containing a material that forms a nonmagnetic crystal grain boundary.
- the magnetic recording layer 40 may be formed by controlling the constituent ratio of the above.
- a plurality of targets separately containing elements constituting the ordered alloy may be used.
- the substrate is heated when the magnetic recording layer 40 is formed.
- the substrate temperature at this time is in the range of 300 ° C. to 450 ° C.
- a protective layer (not shown) which may be optionally provided can be formed using a material conventionally used in the field of magnetic recording media.
- the protective layer can be formed using a nonmagnetic metal such as Pt, a carbon-based material such as diamond-like carbon, or a silicon-based material such as silicon nitride.
- the protective layer may be a single layer or may have a laminated structure.
- the protective layer having a laminated structure may be, for example, a laminated structure of two types of carbon materials having different characteristics, a laminated structure of metals and carbon materials, or a laminated structure of metal oxide films and carbon materials.
- the protective layer can be formed using any method known in the art, such as sputtering, CVD, and vacuum deposition.
- a liquid lubricant layer (not shown) which may be optionally provided can be formed using a material conventionally used in the field of magnetic recording media.
- a perfluoropolyether lubricant can be used.
- the liquid lubricant layer can be formed using, for example, a coating method such as a dip coating method or a spin coating method.
- Example A A chemically strengthened glass substrate (N-10 glass substrate manufactured by HOYA) having a smooth surface was washed to prepare a substrate 10.
- the substrate 10 after cleaning was introduced into an in-line type sputtering apparatus.
- a Ta adhesion layer having a film thickness of 5 nm was formed by DC magnetron sputtering using a pure Ta target in Ar gas at a pressure of 0.3 Pa.
- the substrate temperature when forming the Ta adhesion layer was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the Ta adhesion layer was 200 W.
- an MgO film having a thickness of 1 nm was formed by RF magnetron sputtering using an MgO target in Ar gas at a pressure of 0.3 Pa.
- the substrate temperature when forming the MgO film was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the MgO film was 200 W.
- a Cr film having a thickness of 20 nm was formed by DC magnetron sputtering using a pure Cr target in an Ar gas at a pressure of 0.3 Pa to obtain an underlayer 20 composed of an MgO film and a Cr film.
- the substrate temperature when forming the Cr film was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the Cr film was 200 W.
- an MgO second seed layer 32 having a film thickness of 10 nm was formed by RF magnetron sputtering using an MgO target in Ar gas at a pressure of 0.02 Pa.
- the substrate temperature when forming the MgO second seed layer 32 was set to room temperature (25 ° C.), 300 ° C., and 400 ° C.
- the sputtering power when forming the MgO second seed layer 32 was 200 W.
- FIG. 2A shows an AFM image of a sample in which the MgO second seed layer 32 is formed at room temperature
- FIG. 2B shows an AFM image of a sample in which the MgO second seed layer 32 is formed at 300 ° C
- FIG. 2C shows an AFM image of the sample in which the MgO second seed layer 32 is formed at 400 ° C.
- the measurement area at the time of measurement was 1 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ m.
- measurement of two places was implemented in each sample and the average value of the measured value was made into arithmetic average roughness Ra and maximum height Rz of each sample. The measurement results are shown in Table 1.
- a ZnO first seed layer 31 with a thickness of 10 nm was formed by RF magnetron sputtering using a ZnO target in Ar gas at a pressure of 0.3 Pa.
- the substrate temperature when forming the ZnO first seed layer 31 was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the ZnO first seed layer 31 was 200 W.
- the arithmetic average roughness Ra and the maximum height Rz of the ZnO first seed layer 31 were measured by the same procedure as in Experimental Example A.
- FIG. 2D shows an AFM image. The measurement results are shown in Table 1.
- an underlayer 20 having a thickness of 10 nm was formed by magnetron sputtering in Ar gas at a pressure of 0.3 Pa.
- a pure Cr target, a pure Ag target, and a pure Pt target were used.
- the substrate temperature when forming the underlayer 20 was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the underlayer 20 was 200 W.
- a ZnO first seed layer 31 with a thickness of 10 nm was formed by RF magnetron sputtering using a ZnO target in Ar gas at a pressure of 0.3 Pa.
- the substrate temperature when forming the ZnO first seed layer 31 was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the ZnO first seed layer 31 was 200 W.
- FIG. 2 (e) shows an AFM image of a sample having a Cr underlayer 20
- FIG. 2 (f) shows an AFM image of a sample having an Ag underlayer 20
- FIG. 2 (g) shows a Pt underlayer 20.
- An AFM image of a sample having The measurement results are shown in Table 1.
- the MgO second seed layer 32 formed at room temperature has a very large arithmetic surface roughness Ra, and the arithmetic average roughness Ra increases with an increase in the substrate temperature during formation. It turns out that it decreases.
- the substrate temperature of about 400 ° C. the effect of decreasing the arithmetic average roughness Ra was reached.
- the adhesion layer, the underlayer 20, etc. it is not practical to use a substrate temperature of 400 ° C. or higher.
- the ZnO first seed layer 31 formed at room temperature has an arithmetic average roughness Ra and a maximum height Rz smaller than the MgO second seed layer 32 formed at 400 ° C. I understand. Moreover, it can be seen from the results of Experimental Examples B and C that the surface roughness of the ZnO first seed layer 31 is affected by the material of the underlying layer. Specifically, when the ZnO first seed layer 31 was formed on the Pt underlayer 20 at room temperature, the minimum arithmetic average roughness Ra and the maximum height Rz were obtained.
- Comparative Example 1 This comparative example relates to a magnetic recording medium that does not have the ZnO first seed layer 31.
- Ta adheres to the substrate 10 by the same procedure as in Experimental Example A, except that the substrate temperature when forming the MgO second seed layer 32 is 300 ° C. and the thickness of the MgO second seed layer 32 is 5 nm.
- a layer, an underlayer 20 made of an MgO film and a Cr film, and an MgO second seed layer 32 were formed.
- Table 2 shows the structures of the underlayer and the seed layer, and the substrate temperature when the seed layer was formed.
- a 10 nm-thick FePt magnetic recording layer 40 was formed on the MgO second seed layer 32 by RF sputtering using an FePt target in Ar gas at a pressure of 1.0 Pa.
- the substrate temperature when forming the FePt magnetic recording layer 40 was set to 400 ° C.
- the sputtering power when forming the FePt magnetic recording layer 40 was 200 W.
- a protective layer which is a laminate of a Pt film having a thickness of 5 nm and a Ta film having a thickness of 5 nm, is formed by RF sputtering using a Pt target and a Ta target in Ar gas at a pressure of 0.5 Pa.
- a recording medium was obtained.
- the substrate temperature when forming the protective layer was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the Pt film and the Ta film was 200 W.
- the obtained magnetic recording medium was analyzed by X-ray diffraction (XRD), and the integrated intensity of the (001) FePt peak and the (002) FePt peak attributed to the FePt magnetic recording layer 40 was measured.
- the (002) FePt peak was analyzed by the rocking curve method to determine the crystal orientation dispersion ⁇ 50 of the FePt magnetic recording layer 40.
- the value of the ratio of the (002) FePt peak integrated intensity to the measured (001) FePt peak integrated intensity is theoretically calculated when perfectly ordered (001) to the (002) FePt peak integrated intensity. The regularity was obtained by dividing by the ratio of the FePt peak integrated intensity.
- Table 3 The measurement results are shown in Table 3.
- the MH hysteresis loop of the obtained magnetic recording medium was measured with a PPMS apparatus (manufactured by Quatum Design; Physical Property Measurement System). From the obtained MH hysteresis loop, the remanent magnetization Ms and the ⁇ value of the MH hysteresis loop were determined.
- the ⁇ value increases.
- the ⁇ value decreases.
- the ⁇ value is preferably 0.75 or more and less than 3.0, more preferably 0.9 or more and less than 2.0.
- Comparative Example 2 This comparative example relates to a magnetic recording medium that does not have the MgO second seed layer 32.
- a Ta adhesion layer and a Pt underlayer 20 were formed on the substrate 10 by the same procedure as in Experimental Example C, except that the underlayer 20 was formed using Pt.
- a ZnO first seed layer 31 with a thickness of 10 nm was formed by RF magnetron sputtering using a ZnO target in Ar gas at a pressure of 0.3 Pa.
- the substrate temperature when forming the ZnO first seed layer 31 was 400 ° C.
- the sputtering power when forming the ZnO first seed layer 31 was 200 W.
- Table 2 shows the structures of the underlayer and the seed layer, and the substrate temperature when the seed layer was formed.
- Comparative Example 3 This comparative example relates to a magnetic recording medium that does not have the MgO second seed layer 32.
- the magnetic recording medium was obtained by repeating the procedure of Comparative Example 2 except that the substrate temperature when forming the ZnO first seed layer 31 was changed to room temperature (25 ° C.).
- Table 2 shows the structures of the underlayer and the seed layer, and the substrate temperature when the seed layer was formed.
- Table 3 shows the measurement results of the magnetic properties of the obtained magnetic recording medium.
- Example 1 This comparative example relates to the magnetic recording medium of the present invention having both the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32.
- the ZnO first seed layer 31 was formed at a substrate temperature of 300 ° C.
- a Ta adhesion layer and a Pt underlayer 20 were formed on the substrate 10 by the same procedure as in Experimental Example C, except that the underlayer 20 was formed using Pt.
- a ZnO first seed layer 31 with a thickness of 10 nm was formed by RF magnetron sputtering using a ZnO target in Ar gas at a pressure of 0.3 Pa.
- the substrate temperature when forming the ZnO first seed layer 31 was 300 ° C.
- the sputtering power when forming the ZnO first seed layer 31 was 200 W.
- an MgO second seed layer 32 having a film thickness of 5 nm was formed by RF magnetron sputtering using an MgO target in Ar gas at a pressure of 0.02 Pa.
- the substrate temperature when the MgO second seed layer 32 was formed was set to 300 ° C.
- the sputtering power when forming the MgO second seed layer 32 was 200 W.
- Table 2 shows the structures of the underlayer and the seed layer, and the substrate temperature when the seed layer was formed.
- Example 2 This comparative example relates to the magnetic recording medium of the present invention having both the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32.
- the ZnO first seed layer 31 was formed at room temperature (25 ° C.).
- Example 1 The procedure of Example 1 was repeated except that the substrate temperature at the time of forming the ZnO first seed layer 31 was changed to room temperature (25 ° C.) to obtain a magnetic recording medium.
- Table 2 shows the structures of the underlayer and the seed layer, and the substrate temperature when the seed layer was formed.
- Table 3 shows the measurement results of the magnetic properties of the obtained magnetic recording medium.
- Example 3 This comparative example relates to the magnetic recording medium of the present invention having both the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32.
- the ZnO first seed layer 31 was formed at room temperature (25 ° C.), and the film thickness of the MgO second seed layer 32 was changed to 2 nm.
- a magnetic recording medium was obtained by repeating the procedure of Example 2 except that the thickness of the MgO second seed layer 32 was changed to 2 nm.
- Table 2 shows the structures of the underlayer and the seed layer, and the substrate temperature when the seed layer was formed.
- Table 3 shows the measurement results of the magnetic properties of the obtained magnetic recording medium.
- the FePt (001) peak and the FePt (002) peak by XRD are used. From this area strength, the FePt alloy in the magnetic recording layer 40 was (001) -oriented, and the easy axis of magnetization was perpendicular to the main surface of the magnetic recording medium.
- the magnetic recording medium of Comparative Example 1 had a relatively large value of crystal orientation dispersion ⁇ 50 . This is considered due to the fact that the surface roughness of the MgO second seed layer 32 is large. Further, the ⁇ value of the MH hysteresis loop of the magnetic recording medium of Comparative Example 1 was relatively large. This means that the degree of magnetic separation of the magnetic crystal grains in the magnetic recording layer 40 is slightly low.
- the magnetic recording media of Examples 1 to 3 in which the ZnO first seed layer 31, the MgO second seed layer 32, and the magnetic recording layer 40 are formed in this order are compared with the magnetic recording medium of Comparative Example 1. Also had large FePt (001) and FePt (002) peak area intensities. In addition, the magnetic recording media of Examples 1 to 3 exhibited a smaller value of crystal orientation dispersion ⁇ 50 than the magnetic recording medium of Comparative Example 1. From these facts, it can be seen that by laminating the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32, the crystal orientation of the FePt alloy in the magnetic recording layer was improved.
- the magnetic recording media of Examples 1 to 3 had the saturation magnetization Ms and the magnetic anisotropy constant Ku equivalent to those of the magnetic recording medium of Comparative Example 1.
- the magnetic recording media of Examples 1 to 3 a slight decrease in the degree of order of the FePt ordered alloy in the magnetic recording layer 40 was observed.
- the amount of decrease in the degree of order is within a range where there is no problem in use as a magnetic recording medium.
- the magnetic recording media of Examples 1 to 3 exhibited a smaller ⁇ value than the magnetic recording medium of Comparative Example 1. From this, it can be seen that in the magnetic recording layers of the magnetic recording media of Examples 1 to 3, magnetic separation of the magnetic crystal grains is well realized.
- the magnetic recording medium of the present invention having the first seed layer containing ZnO and the second seed layer containing MgO has a small crystal orientation dispersion ⁇ 50 , without adversely affecting other magnetic properties. It was also found that an excellent ⁇ value showing good magnetic separation of magnetic grains can be realized.
- Example 4 This embodiment relates to the magnetic recording medium of the present invention having both the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32.
- the ZnO first seed layer 31 was formed at room temperature (25 ° C.)
- the MgO second seed layer 32 was formed at 400 ° C.
- Example 2 The procedure of Example 2 except that the substrate temperature at the time of forming the MgO second seed layer 32 is changed to 400 ° C. and the film thickness of the MgO second seed layer 32 to be formed is changed within the range of 1 to 10 nm. was repeated to obtain a magnetic recording medium.
- Table 4 shows the measurement results of the configuration and characteristics of the obtained magnetic recording medium.
- Example 5 This embodiment relates to the magnetic recording medium of the present invention having both the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32.
- the ZnO first seed layer 31 was formed at room temperature (25 ° C.)
- the MgO second seed layer 32 was formed at 300 ° C.
- the magnetic recording medium was obtained by repeating the procedure of Example 2 except that the thickness of the MgO second seed layer 32 to be formed was changed within the range of 1 to 10 nm.
- Table 4 shows the measurement results of the configuration and characteristics of the obtained magnetic recording medium.
- the sample with the MgO second seed layer 32 having a thickness of 10 nm is the same as that in Example 2 described above, and the sample with the MgO second seed layer 32 having a thickness of 2 nm is described in Example 3 above. Is the same.
- Comparative Example 4 This comparative example relates to a magnetic recording medium that does not have the ZnO first seed layer 31.
- the MgO second seed layer 32 was formed at 400 ° C.
- Comparative Example 5 This comparative example relates to a magnetic recording medium that does not have the ZnO first seed layer 31.
- the MgO second seed layer 32 was formed at 300 ° C.
- the magnetic recording medium was obtained by repeating the procedure of Comparative Example 1 except that the thickness of the MgO second seed layer 32 to be formed was changed within the range of 1 to 10 nm.
- Table 4 shows the measurement results of the configuration and characteristics of the obtained magnetic recording medium.
- the sample in which the thickness of the MgO second seed layer 32 is 5 nm is the same as the comparative example 1 described above.
- FIG. 3A The relationship between the film thickness of the MgO second seed layer 32 and the area intensity of the peak of FePt (001) of the magnetic recording layer 40 is shown in FIG. 3A.
- the magnetic recording media of Examples 4 and 5 have larger FePt (001) peak area intensity than the magnetic recording media of Comparative Examples 4 and 5. This indicates that the presence of the ZnO first seed layer 31 improves the crystallinity of the FePt alloy of the magnetic recording layer 40.
- FIG. 3A the tendency for the area intensity of the peak of FePt (001) to increase as the film thickness of the MgO second seed layer 32 increases was observed.
- FIG. 3B shows the relationship between the film thickness of the MgO second seed layer 32 and the crystal orientation dispersion ⁇ 50 of the magnetic recording layer 40.
- the magnetic recording media of Examples 4 and 5 have a smaller crystal orientation dispersion ⁇ 50 than the magnetic recording media of Comparative Examples 4 and 5. This indicates that the presence of the ZnO first seed layer 31 improves the crystal orientation of the FePt alloy of the magnetic recording layer 40. Further, from FIG. 3B, it was recognized that the area intensity of the peak of FePt (001) increased as the thickness of the MgO second seed layer 32 increased.
- FIG. 3C shows the relationship between the film thickness of the MgO second seed layer 32 and the arithmetic average roughness Ra of the magnetic recording medium surface.
- the magnetic recording media of Examples 4 and 5 have a smaller arithmetic average roughness Ra than the magnetic recording media of Comparative Examples 4 and 5. This indicates that the surface smoothness of the FePt magnetic recording layer 40 is improved by the presence of the ZnO first seed layer 31. From FIG. 3C, it is considered that the influence of the film thickness of the MgO second seed layer 32 on the arithmetic average roughness Ra is small.
- the magnetic recording layer 40 can be formed, and a magnetic recording medium having excellent magnetic properties can be expected.
- Example 6 This embodiment relates to the magnetic recording medium of the present invention having both the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32.
- the ZnO first seed layer 31 was formed at room temperature (25 ° C.)
- the MgO second seed layer 32 was formed at 300 ° C.
- the magnetic recording medium was obtained by repeating the procedure of Example 2 except that the thickness of the ZnO first seed layer 31 to be formed was changed within the range of 2 to 20 nm.
- Table 5 shows the measurement results of the configuration and characteristics of the obtained magnetic recording medium.
- the sample in which the ZnO first seed layer 31 has a thickness of 10 nm is the same as that in Example 2 described above.
- the configuration and characteristics of Comparative Example 1 are shown in Table 5.
- FIG. 4B the relationship between the film thickness of the ZnO first seed layer 31 and the arithmetic average roughness Ra on the surface of the magnetic recording medium is illustrated. Shown in 4C. From Table 5, FIGS.
- the thickness of the ZnO first seed layer 31 is in the range of 2 to about 18 nm, particularly 2 to 15 nm, it has excellent crystallinity, excellent crystal orientation, and excellent smoothness. It has become clear that the magnetic recording layer 40 can be formed, and a magnetic recording medium having excellent magnetic properties can be expected.
- Example 7 This embodiment relates to the magnetic recording medium of the present invention having both the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32.
- a ZnO first seed layer 31 having a thickness of 10 nm was formed at room temperature (25 ° C.)
- a MgO second seed layer 32 having a thickness of 5 nm was formed at 300 ° C.
- the magnetic recording medium was obtained by repeating the procedure of Example 2 except that the thickness of the Pt underlayer 20 to be formed was changed within the range of 2 to 20 nm.
- Table 6 shows the measurement results of the configuration and characteristics of the obtained magnetic recording medium.
- the sample with the Pt underlayer 20 having a thickness of 10 nm is the same as the above-described second embodiment.
- the structure and characteristics of Comparative Example 1 are shown in Table 6.
- FIG. 5B shows the relationship between the thickness and the crystal orientation dispersion ⁇ 50 of the magnetic recording layer 40
- FIG. 5C shows the relationship between the film thickness of the Pt underlayer 20 and the arithmetic average roughness Ra of the magnetic recording medium surface.
- the film thickness of the Pt underlayer 20 is about 5 nm or more, particularly 6 nm or more. I understand.
- the film thickness of the Pt underlayer 20 within the range of about 5 nm to about 17 nm, particularly 6 nm to 15 nm, a magnetic material having excellent crystallinity, excellent crystal orientation, and excellent smoothness. It became clear that the recording layer 40 can be formed, and a magnetic recording medium having excellent magnetic properties can be expected.
- Example 8 A chemically strengthened glass substrate (N-10 glass substrate manufactured by HOYA) having a smooth surface was washed to prepare a substrate 10.
- the cleaned substrate 10 was introduced into an in-line type sputtering apparatus of a type different from that used in Experimental Example A.
- a Ta adhesion layer having a film thickness of 5 nm was formed by DC magnetron sputtering using a pure Ta target in Ar gas at a pressure of 0.18 Pa.
- the substrate temperature when forming the Ta adhesion layer was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the Ta adhesion layer was 200 W.
- a Pt underlayer 20 having a film thickness of 10 nm was formed by RF magnetron sputtering using a pure Pt target in Ar gas at a pressure of 0.44 Pa.
- the substrate temperature when forming the Pt underlayer 20 was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the Pt underlayer 20 was 300 W.
- a ZnO first seed layer 31 with a thickness of 10 nm was formed by RF magnetron sputtering using a ZnO target in Ar gas at a pressure of 0.2 Pa.
- the substrate temperature when forming the ZnO first seed layer 31 was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the ZnO first seed layer 31 was 500 W.
- a 10 nm-thick MgO second seed layer 32 was formed by RF magnetron sputtering using an MgO target in Ar gas at a pressure of 0.18 Pa.
- the substrate temperature when forming the MgO second seed layer 32 was 450 ° C.
- the sputtering power when forming the MgO second seed layer 32 was 500 W.
- an FePt magnetic recording layer 40 having a thickness of 10 nm is formed on the MgO second seed layer 32 by RF sputtering using an FePt target in Ar gas at a pressure of 0.18 Pa, and a magnetic recording medium is obtained. Obtained.
- the substrate temperature when forming the FePt magnetic recording layer 40 was 350 ° C.
- the sputtering power when forming the FePt magnetic recording layer 40 was 300 W.
- the area intensity of the peak of FePt (200) of the magnetic recording layer 40 was determined by X-ray diffraction (XRD) of the obtained magnetic recording medium.
- the peak of FePt (200) is attributed to the structure in which the FePt alloy is ordered in the in-plane direction.
- the “structure ordered in the in-plane direction” is a structure in which the magnetic element Fe layer and the noble metal Pt layer are perpendicular to the surface of the magnetic recording medium and the easy axis of magnetization is parallel to the surface of the magnetic recording medium. means.
- FIG. 6A (a) shows the XRD spectrum
- FIG. 6A (b) shows the result of peak separation.
- the coercive force Hc_in in the in-plane direction was measured using a vibrating sample magnetometer (VSM).
- Table 7 shows the area intensity of the peak of FePt (200) and the coercive force Hc_in in the in-plane direction of the obtained magnetic recording medium.
- Example 6 A chemically strengthened glass substrate (N-10 glass substrate manufactured by HOYA) having a smooth surface was washed to prepare a substrate 10.
- the cleaned substrate 10 was introduced into an in-line type sputtering apparatus of the same type as that used in Example 8.
- a Ta adhesion layer having a thickness of 5 nm was formed by DC magnetron sputtering using a pure Ta target in Ar gas at a pressure of 0.2 Pa.
- the substrate temperature when forming the Ta adhesion layer was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the Ta adhesion layer was 200 W.
- a 1 nm-thickness MgO film was formed by RF magnetron sputtering using an MgO target in Ar gas at a pressure of 0.2 Pa.
- the substrate temperature when forming the MgO film was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the MgO film was 200 W.
- a 20 nm thick Cr film was formed by DC magnetron sputtering using a pure Cr target in Ar gas at a pressure of 0.2 Pa to obtain an underlayer 20 composed of an MgO film and a Cr film.
- the substrate temperature when forming the Cr film was room temperature (25 ° C.).
- the sputtering power when forming the Cr film was 600 W.
- FIG. 6B (a) shows the XRD spectrum
- FIG. 6B (b) shows the result of peak separation.
- Table 7 shows the area intensity of the peak of FePt (200) and the coercive force Hc_in in the in-plane direction of the obtained magnetic recording medium.
- the magnetic recording medium of Comparative Example 6 that does not have the first seed layer 31 has a larger FePt (200) peak area intensity than the magnetic recording medium of Example 8 that has the ZnO first seed layer 31. Indicated. This indicates that there are many undesirable in-plane ordered structures in Comparative Example 6. As a result, the magnetic recording medium of Comparative Example 6 exhibited a larger coercive force Hc_in in the in-plane direction than the magnetic recording medium of Example 8. From these facts, it can be seen that the ZnO first seed layer is important for ordering the FePt alloy of the magnetic recording layer in the perpendicular direction.
- Example 9 This embodiment relates to the magnetic recording medium of the present invention having both the ZnO first seed layer 31 and the MgO second seed layer 32 and the magnetic recording layer 40 having a granular structure.
- a layer below the MgO second seed layer 32 was formed.
- a 4 nm-thick FePt—C magnetic recording layer 40 is formed on the MgO second seed layer 32 by RF sputtering using an FePt target and a C target in Ar gas at a pressure of 0.34 Pa.
- a magnetic recording medium was obtained.
- the substrate temperature when forming the FePt magnetic recording layer 40 was 450 ° C.
- RF power of 137 W was applied to the FePt target, and RF power of 500 W was applied to the C target.
- the obtained FePt—C magnetic recording layer 40 had a granular structure including FePt magnetic crystal grains and 25% by volume of C nonmagnetic crystal grain boundaries.
- Fig. 7A (a) shows the XRD spectrum
- Fig. 7A (b) shows the result of peak separation
- Table 8 shows the peak area intensity and in-plane coercivity Hc_in of FePt (200) of the obtained magnetic recording medium.
- This comparative example relates to the magnetic recording medium of the present invention which does not have the ZnO first seed layer 31 and has the magnetic recording layer 40 having a granular structure.
- a layer below the MgO second seed layer 32 was formed.
- a 4 nm-thick FePt—C magnetic recording layer 40 is formed on the MgO second seed layer 32 by RF sputtering using an FePt target and a C target in Ar gas at a pressure of 0.34 Pa.
- a magnetic recording medium was obtained.
- the substrate temperature when forming the FePt magnetic recording layer 40 was 450 ° C.
- RF power of 137 W was applied to the FePt target, and RF power of 500 W was applied to the C target.
- the obtained FePt—C magnetic recording layer 40 had a granular structure including FePt magnetic crystal grains and 25% by volume of C nonmagnetic crystal grain boundaries.
- Fig. 7B (a) shows the XRD spectrum
- Fig. 7B (b) shows the results of peak separation.
- Table 8 shows the peak area intensity and in-plane coercivity Hc_in of FePt (200) of the obtained magnetic recording medium.
- the magnetic recording medium of Comparative Example 7 that does not have the first seed layer 31 has a significantly larger FePt (200) peak area intensity than the magnetic recording medium of Example 9 that has the ZnO first seed layer 31. showed that. This indicates that there are many undesirable in-plane ordered structures in Comparative Example 7. As a result, the magnetic recording medium of Comparative Example 7 exhibited a larger coercive force Hc_in in the in-plane direction than the magnetic recording medium of Example 9. From these facts, it is understood that the ZnO first seed layer 31 is important for ordering the FePt alloy of the magnetic recording layer 40 in the direction perpendicular to the plane even when the magnetic recording layer 40 having a granular structure is used. .
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Abstract
本発明の目的は、より優れた磁気特性を有するＬ１０系規則合金を含む磁気記録層を有する磁気記録媒体を提供することである。磁気記録媒体の１つの構成例は、基板と、ＺｎＯを含む第１シード層と、ＭｇＯを含む第２シード層と、規則合金を含む磁気記録層とをこの順に含む。
Description
本発明は、磁気記録媒体に関する。具体的には、ハードディスク磁気記録装置（ＨＤＤ）に用いられる磁気記録媒体に関する。
磁気記録の高密度化を実現する技術として、垂直磁気記録方式が採用されている。垂直磁気記録媒体は、非磁性基板と、硬質磁性材料から形成される磁気記録層を少なくとも含む。垂直磁気記録媒体は、任意選択的に、軟磁性材料から形成されて、磁気ヘッドが発生する磁束を磁気記録層に集中させる役割を担う軟磁性裏打ち層、磁気記録層の硬質磁性材料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などをさらに含んでもよい。
良好な磁気特性を得ることを目的として、グラニュラー磁性材料を用いて垂直磁気記録媒体の磁気記録層を形成することが提案されている。グラニュラー磁性材料は、磁性結晶粒と、磁性結晶粒の周囲を取り囲むように偏析した非磁性体とを含む。グラニュラー磁性材料中の個々の磁性結晶粒は、非磁性体によって磁気的に分離されている。
近年、垂直磁気記録媒体の記録密度のさらなる向上を目的として、グラニュラー磁性材料中の磁性結晶粒の粒径を縮小させる必要に迫られている。一方で、磁性結晶粒の粒径の縮小は、記録された磁化（信号）の熱安定性を低下させる。そのため、磁性結晶粒の粒径の縮小による熱安定性の低下を補償するために、グラニュラー磁性材料中の磁性結晶粒を、より高い結晶磁気異方性を有する材料を用いて形成することが求められている。求められる高い結晶磁気異方性を有する材料として、Ｌ１０系規則合金が提案されている。代表的なＬ１０系規則合金は、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＦｅＰｄ、ＣｏＰｄなどを含む。
特開２００５－２８５２０７号公報は、６５０℃～８５０℃の基板温度におけるスパッタ法によりＦｅＰｔを堆積させ、次いで４ｋＯｅ～１０ｋＯｅの磁場を印加することによる、大きな保磁力を有するＦｅＰｒ磁性薄膜を有する磁気記録媒体の製造方法を提案している（特許文献１参照）。ここで、ＦｅＰｔを堆積させるための下地層として、ＭｇＯ、ＺｎＯ、Ｃｒ、およびＰｔからなる群から選択される材料の薄膜を用いることも提案されている。しかしながら、（００１）ＭｇＯ単結晶基板を用いた場合の作用効果は検討されているものの、前述の材料からなる下地層の効果は実証されていない。また、特開２００５－２８５２０７号公報は、異種の材料からなる積層構造を下地層として用いることを何ら開示も示唆もしていない。
また、Ｌ１０系規則合金を含む磁気記録層の磁気特性を、磁気記録層の下に形成される層によって向上させる試みがなされてきている。たとえば、特開２０１１－１６５２３２号公報は、主成分としてのＭｇＯ、および１種または複数種の追加の酸化物を含む下地層の上に、磁気記録層を形成した磁気記録媒体を提案している（特許文献２参照）。この提案では、追加の酸化物の添加によって下地層の結晶粒径を縮小し、下地層の１つの結晶粒の上に、磁気記録層の１つの磁性結晶粒を形成すること（以下、「１対１形成」と称する）によって、磁性結晶粒間の分離の促進、交換結合の低減、および保磁力分散の低減を可能とする。また、特開２０１１－１６５２３２号公報は、異種の材料からなる積層構造を下地層として用いることを何ら開示も示唆もしていない。
R. F. Penoyer、「Automatic Torque Balance for Magnetic Anisotropy Measurements」、The Review of Scientific Instruments、１９５９年８月、第３０巻第８号、７１１－７１４
近角聰信、強磁性体の物理（下） 裳華房、１０－２１
本発明の目的は、より優れた磁気特性を有するＬ１０系規則合金を含む磁気記録層を有する磁気記録媒体を提供することである。
本発明の磁気記録媒体は、基板と、ＺｎＯを含む第１シード層と、ＭｇＯを含む第２シード層と、規則合金を含む磁気記録層とをこの順に含むことを特徴とする。ここで、基板と第１シード層との間に、面心立方格子構造または六方最密充填構造の下地層をさらに含んでもよい。また、規則合金は、ＦｅおよびＣｏから選択される少なくとも一種の元素と、Ｐｔ、Ｐｄ、ＡｕおよびＩｒからなる群から選択される少なくとも一種の元素とを含むＬ１０型規則合金であってもよい。ここで、規則合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｕ、およびＣｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素をさらに含んでもよい。好ましくは、規則合金は、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＦｅＰｄ、およびＣｏＰｄからなる群から選択されるＬ１０型規則合金である。さらに、磁気記録層は、規則合金を含む磁性結晶粒と、磁性結晶粒を包囲する非磁性結晶粒界とを含むグラニュラー構造を有してもよい。ここで、非磁性結晶粒界は、炭素、酸化物、および窒化物からなる群から選択される非磁性材料を含んでもよい。
上記の構成を採用することによって、その上に磁気記録層が形成される第１および第２シード層の結晶配向分散、算術平均粗さＲａ、および最大高さＲｚを減少させ、それによって、磁気記録層材料の結晶配向分散Δθ５０を減少させ、Ｍ－Ｈヒステリシスループのα値を改善することが可能となる。また、面内方向に規則化する成分を減少させ、面内方向の保磁力Ｈｃ＿ｉｎを低減することが可能となる。本発明の磁気記録媒体は、エネルギーアシスト記録方式での使用に好適である。
本発明の磁気記録媒体は、基板と、ＺｎＯを含む第１シード層と、ＭｇＯを含む第２シード層と、規則合金を含む磁気記録層とをこの順に含むことを特徴とする。本発明の磁気記録媒体は、基板と第１シード層との間に、Ｐｔを含む下地層をさらに含んでもよい。また、本発明の磁気記録媒体は、基板と第１シード層との間、または基板と下地層との間に、密着層、軟磁性裏打ち層、および／またはヒートシンク層のような当該技術において知られている層をさらに含んでもよい。加えて、本発明の磁気記録媒体は、磁気記録層の上に、保護層および／または液体潤滑剤層のような当該技術において知られている層をさらに含んでもよい。図１に、基板１０、下地層２０、第１シード層３１、第２シード層３２、および磁気記録層４０を含む磁気記録媒体の１つの構成例を示す。
基板１０は、表面が平滑である様々な基板であってもよい。たとえば、磁気記録媒体に一般的に用いられる材料を用いて、基板１０を形成することができる。用いることができる材料は、ＮｉＰメッキを施したＡｌ合金、ＭｇＯ単結晶、ＭｇＡｌ２Ｏ４、ＳｒＴｉＯ３、強化ガラス、結晶化ガラス等を含む。
任意選択的に設けてもよい密着層（不図示）は、密着層の上に形成される層と密着層の下に形成される層との密着性を高めるために用いられる。密着層の下に形成される層としては基板１０を含む。密着層を形成するための材料はＮｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｒｕなどの金属、前述の金属を含む合金を含む。密着層は、単一の層であってもよいし、複数の層の積層構造を有してもよい。
任意選択的に設けてもよい軟磁性裏打ち層（不図示）は、磁気ヘッドからの磁束を制御して、磁気記録媒体の記録・再生特性を向上させる。軟磁性裏打ち層を形成するための材料は、ＮｉＦｅ合金、センダスト（ＦｅＳｉＡｌ）合金、ＣｏＦｅ合金などの結晶質材料、ＦｅＴａＣ，ＣｏＦｅＮｉ，ＣｏＮｉＰなどの微結晶質材料、ＣｏＺｒＮｂ、ＣｏＴａＺｒなどのＣｏ合金を含む非晶質材料を含む。軟磁性裏打ち層の膜厚の最適値は、磁気記録に用いる磁気ヘッドの構造および特性に依存する。他の層と連続成膜で軟磁性裏打ち層を形成する場合、生産性との兼ね合いから、軟磁性裏打ち層が１０ｎｍ～５００ｎｍの範囲内（両端を含む）の膜厚を有することが好ましい。
本発明の磁気記録媒体を熱アシスト磁気記録方式において使用する場合、ヒートシンク層を設けてもよい。ヒートシンク層は、熱アシスト磁気記録時に発生する磁気記録層４０の余分な熱を効果的に吸収するための層である。ヒートシンク層は、熱伝導率および比熱容量が高い材料を用いて形成することができる。そのような材料は、Ｃｕ単体、Ａｇ単体、Ａｕ単体、またはそれらを主体とする合金材料を含む。ここで、「主体とする」とは、当該材料の含有量が５０ｗｔ％以上であることを示す。また、強度などの観点から、Ａｌ－Ｓｉ合金、Ｃｕ－Ｂ合金などを用いて、ヒートシンク層を形成することができる。さらに、センダスト（ＦｅＳｉＡｌ）合金、軟磁性のＣｏＦｅ合金などを用いてヒートシンク層を形成することができる。軟磁性材料を用いることによって、ヘッドの発生する垂直方向磁界を磁気記録層４０に集中させる機能をヒートシンク層に付与し、軟磁性裏打ち層の機能を補完することもできる。ヒートシンク層の膜厚の最適値は、熱アシスト磁気記録時の熱量および熱分布、ならびに磁気記録媒体の層構成および各構成層の厚さによって変化する。他の構成層との連続成膜で形成する場合などは、生産性との兼ね合いから、ヒートシンク層の膜厚は１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが好ましい。ヒートシンク層は、スパッタ法、真空蒸着法などの当該技術において知られている任意の方法を用いて形成することができる。通常の場合、ヒートシンク層は、スパッタ法を用いて形成される。ヒートシンク層は、磁気記録媒体に求められる特性を考慮して、基板１０と密着層との間、密着層と下地層２０との間などに設けることができる。
下地層２０は、上方に形成される第１シード層３１および第２シード層３２の結晶性および／または結晶配向を制御するための層である。下地層２０は単層であっても多層であってもよい。下地層２０は、非磁性であることが好ましい。第１シード層３１の結晶性を高める観点から、下地層２０は、面心立方格子構造または六方最密充填構造の結晶構造を持つ層であることが好ましい。その際、面心立方格子構造の原子最密面あるいは六方最密充填構造の原子最密面が基板面に平行に配向することが好ましい。下地層２０の形成に用いられる非磁性材料は、Ｐｔ金属、Ｃｒ金属、または主成分であるＣｒにＭｏ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｎ、Ｔａ、およびＺｒからなる群から選択される少なくとも１種の金属が添加された合金を含む。下地層２０は、スパッタ法などの当該技術において知られている任意の方法を用いて形成することができる。
第１シード層３１は、ＺｎＯを含む。ＺｎＯは、化学量論組成であっても、非化学量論組成であってもよい。本発明におけるＺｎＯは、Ｘ線回折（ＸＲＤ）を用いた面直方向のθ－２θ測定で得られるＸＲＤプロファイルが、ＺｎＯ結晶の代表的なピークである２θ＝３３．４°～３５．４°の範囲にピークを有する化合物群を含む。第１シード層３１は、ＭｇＯを含む第２シード層３２の結晶配向分散を低減し、その結果として、磁気記録層４０の結晶配向分散を低減する効果を有すると考えられる。具体的には、ＺｎＯを含む第１シード層３１が小さな表面粗さを有することによって、第２シード層３２の結晶配向分散を低減させると考えられる。前述の効果を達成するために、第１シード層３１は、１ｎｍから２０ｎｍの範囲内の膜厚を有することが好ましい。
第２シード層３２は、ＭｇＯを含む。ＭｇＯは、化学量論組成であっても、非化学量論組成であってもよい。本発明におけるＭｇＯは、Ｘ線回折を用いた面直方向のθ－２θ測定で得られるＸＲＤプロファイルが、ＭｇＯ結晶の代表的なピークである２θ＝４２．０°～４４．０°の範囲にピークを有する化合物群を含む。第２シード層３２は、その上に形成される磁気記録層４０の結晶配向性を向上させ、その結果として磁気記録層４０の結晶配向分散を低減させる。また、第２シード層３２は、磁気記録層４０中の磁性結晶粒の分離を促進すると考えられる。前述の効果を達成するために、第２シード層３２は、１ｎｍから２０ｎｍの範囲内の膜厚を有することが好ましい。
第１シード層３１および第２シード層３２は、スパッタ法などの当該技術において知られている任意の方法を用いて形成することができる。ここで、基板の加熱によって、ＭｇＯを含む第２シード層３２の表面粗さを低減することができる。第２シード層３２を形成する際に、基板温度を３００℃から５００℃の範囲内に設定することが好ましい。一方、ＺｎＯを含む第１シード層３１においては、形成時に基板を加熱する必要がない。基板の加熱を伴わずに形成された第１シード層３１は、基板加熱を伴って形成された第２シード層３２と同等またはそれより低い表面粗さを実現することができる。
磁気記録層４０は、規則合金を含む。前記規則合金は、ＦｅおよびＣｏからなる群から選択される少なくとも１種の第１元素と、Ｐｔ、Ｐｄ、ＡｕおよびＩｒからなる群から選択される少なくとも１種の第２元素とを含む。好ましい規則合金は、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＦｅＰｄ、およびＣｏＰｄからなる群から選択されるＬ１０型規則合金である。特性変調のために、規則合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｕ、およびＣｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素をさらに含んでもよい。望ましい特性変調は、規則合金の規則化に必要な温度の低下を含む。
本発明に用いられる規則合金において、第２元素に対する第１元素の比は、原子数を基準として０．７～１．３の範囲内、好ましくは０．８～１．１の範囲内としてもよい。この範囲内の組成比を用いることによって、大きな磁気異方性定数Ｋｕを有するＬ１０型規則構造を得ることができる。
あるいはまた、磁気記録層４０は、磁性結晶粒と、磁性結晶粒を取り囲む非磁性結晶粒界とからなるグラニュラー構造を有しても良い。磁性結晶粒は、前述の規則合金を含んでもよい。非磁性結晶粒界は、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、ＺｎＯなどの酸化物、ＳｉＮ、ＴｉＮなどの窒化物、カーボン（Ｃ）、ホウ素（Ｂ）などの材料を含んでもよい。
また、磁気記録層４０は複数の磁性層からなってもよい。複数の磁性層のそれぞれは、非グラニュラー構造であってもよいし、グラニュラー構造を有してもよい。さらに、Ｒｕなどの結合層を磁性層で挟んで積層したＥＣＣ（Ｅｘｃｈａｎｇｅ－ｃｏｕｐｌｅｄ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ）構造を有してもよい。また、グラニュラー構造を含まない連続層（ＣＡＰ層）として第２の磁性層を、グラニュラー構造を有する磁性層の上部に設けてもよい。
磁気記録層４０は、スパッタ法により所定の材料を堆積させることによって形成することができる。規則合金を含む磁気記録層４０を形成する場合、規則合金を形成する材料を含むターゲットを用いることができる。より詳細には、前述の規則合金を構成する元素を所定の比率で含むターゲットを用いることができる。あるいはまた、単一の元素を含む複数のターゲットを用い、それぞれのターゲットに印加する電力を調整して元素の比率を制御することによって、磁気記録層４０を形成してもよい。グラニュラー構造を有する磁気記録層４０を形成する場合、磁性結晶粒を形成する材料と非磁性結晶粒界を形成する材料とを所定の比率で含むターゲットを用いることができる。あるいはまた、磁性結晶粒を形成する材料を含むターゲットと非磁性結晶粒界を形成する材料を含むターゲットとを用い、それぞれのターゲットに印加する電力を調整して磁性結晶粒および非磁性結晶粒界の構成比率を制御することによって、磁気記録層４０を形成してもよい。ここで、磁性結晶粒を規則合金で形成する場合、規則合金を構成する元素を別個に含む複数のターゲットを用いてもよい。
磁気記録層４０が規則合金を含む場合、磁気記録層４０を形成する際に基板の加熱を伴う。この際の基板温度は、３００℃～４５０℃の範囲内である。この範囲内の基板温度を採用することによって、磁気記録層４０中の規則合金の規則度を向上させることができる。
任意選択的に設けてもよい保護層（不図示）は、磁気記録媒体の分野で慣用的に使用されている材料を用いて形成することができる。具体的には、Ｐｔなどの非磁性金属、ダイアモンドライクカーボンなどのカーボン系材料、あるいは窒化シリコンなどのシリコン系材料を用いて、保護層を形成することができる。また、保護層は、単層であってもよく、積層構造を有してもよい。積層構造の保護層は、たとえば、特性の異なる２種のカーボン系材料の積層構造、金属とカーボン系材料との積層構造、または金属酸化物膜とカーボン系材料との積層構造であってもよい。保護層は、スパッタ法、ＣＶＤ法、真空蒸着法などの当該技術において知られている任意の方法を用いて形成することができる。
任意選択的に設けてもよい液体潤滑剤層（不図示）は、磁気記録媒体の分野で慣用的に使用されている材料を用いて形成することができる。たとえば、パーフルオロポリエーテル系の潤滑剤などを用いることができる。液体潤滑剤層は、たとえば、ディップコート法、スピンコート法などの塗布法を用いて形成することができる。
（実験例Ａ）
平滑な表面を有する化学強化ガラス基板（ＨＯＹＡ社製Ｎ－１０ガラス基板）を洗浄し、基板１０を準備した。洗浄後の基板１０を、インライン式のスパッタ装置内に導入した。圧力０．３ＰａのＡｒガス中で純Ｔａターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により、膜厚５ｎｍのＴａ密着層を形成した。Ｔａ密着層形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｔａ密着層形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
平滑な表面を有する化学強化ガラス基板（ＨＯＹＡ社製Ｎ－１０ガラス基板）を洗浄し、基板１０を準備した。洗浄後の基板１０を、インライン式のスパッタ装置内に導入した。圧力０．３ＰａのＡｒガス中で純Ｔａターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により、膜厚５ｎｍのＴａ密着層を形成した。Ｔａ密着層形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｔａ密着層形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
次に、圧力０．３ＰａのＡｒガス中でＭｇＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により、膜厚１ｎｍのＭｇＯ膜を形成した。ＭｇＯ膜形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。ＭｇＯ膜形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。続いて、圧力０．３ＰａのＡｒガス中で純Ｃｒターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により、膜厚２０ｎｍのＣｒ膜を形成し、ＭｇＯ膜およびＣｒ膜からなる下地層２０を得た。Ｃｒ膜形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｃｒ膜形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
次に、圧力０．０２ＰａのＡｒガス中でＭｇＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により膜厚１０ｎｍのＭｇＯ第２シード層３２を形成した。ＭｇＯ第２シード層３２形成時の基板温度を、室温（２５℃）、３００℃、および４００℃に設定した。ＭｇＯ第２シード層３２形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
得られた積層体の最上層であるＭｇＯ第２シード層３２の算術平均粗さＲａおよび最大高さＲｚを、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により測定した。図２（ａ）に室温にてＭｇＯ第２シード層３２を形成したサンプルのＡＦＭの画像を示し、図２（ｂ）に３００℃にてＭｇＯ第２シード層３２を形成したサンプルのＡＦＭの画像を示し、図２（ｃ）に４００℃にてＭｇＯ第２シード層３２を形成したサンプルのＡＦＭの画像を示す。測定時の測定領域を１μｍ×１μｍとした。また、各サンプルにおいて２箇所の測定を実施し、測定値の平均値を各サンプルの算術平均粗さＲａおよび最大高さＲｚとした。測定結果を第１表に示した。
（実験例Ｂ）
実験例Ａと同様の手順により、Ｔａ密着層を形成した。
実験例Ａと同様の手順により、Ｔａ密着層を形成した。
次に、圧力０．３ＰａのＡｒガス中でＺｎＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により膜厚１０ｎｍのＺｎＯ第１シード層３１を形成した。ＺｎＯ第１シード層３１形成時の基板温度は、室温（２５℃）であった。ＺｎＯ第１シード層３１形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
実験例Ａと同様の手順により、ＺｎＯ第１シード層３１の算術平均粗さＲａおよび最大高さＲｚを測定した。図２（ｄ）にＡＦＭの画像を示す。測定結果を第１表に示した。
（実験例Ｃ）
実験例Ａと同様の手順により、Ｔａ密着層を形成した。
実験例Ａと同様の手順により、Ｔａ密着層を形成した。
次に、圧力０．３ＰａのＡｒガス中でのマグネトロンスパッタ法により、膜厚１０ｎｍの下地層２０を形成した。ここで、純Ｃｒターゲット、純Ａｇターゲット、および純Ｐｔターゲットを用いた。下地層２０形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。下地層２０形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
次に、圧力０．３ＰａのＡｒガス中でＺｎＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により膜厚１０ｎｍのＺｎＯ第１シード層３１を形成した。ＺｎＯ第１シード層３１形成時の基板温度は、室温（２５℃）であった。ＺｎＯ第１シード層３１形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
実験例Ａと同様の手順により、ＺｎＯ第１シード層３１の算術平均粗さＲａおよび最大高さＲｚを測定した。図２（ｅ）にＣｒ下地層２０を有するサンプルのＡＦＭの画像を示し、図２（ｆ）にＡｇ下地層２０を有するサンプルのＡＦＭの画像を示し、図２（ｇ）にＰｔ下地層２０を有するサンプルのＡＦＭの画像を示す。測定結果を第１表に示した。
実験例Ａの結果から、室温で形成されたＭｇＯ第２シード層３２は、非常に大きな算術表面粗さＲａを有すること、ならびに、形成時の基板温度の上昇に伴って算術平均粗さＲａが減少することが分かる。なお、４００℃程度の基板温度において、算術平均粗さＲａの減少効果の頭打ちとなった。基板１０、密着層および下地層２０などに対する影響を考慮しても、４００℃以上の基板温度を用いることが実用的ではない。
一方、実験例Ｂの結果から、室温で形成されたＺｎＯ第１シード層３１が、４００℃で形成されたＭｇＯ第２シード層３２よりも小さな算術平均粗さＲａおよび最大高さＲｚを有することが分かる。また、実験例ＢおよびＣの結果から、ＺｎＯ第１シード層３１の表面粗さが、その下にある層の材料に影響されることが分かる。具体的には、Ｐｔ下地層２０の上にＺｎＯ第１シード層３１を室温で形成した場合に、最小の算術平均粗さＲａおよび最大高さＲｚが得られた。
（比較例１）
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１を持たない磁気記録媒体に関する。
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１を持たない磁気記録媒体に関する。
ＭｇＯ第２シード層３２形成時の基板温度を３００℃とし、ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚を５ｎｍとしたことを除いて、実験例Ａと同様の手順により、基板１０の上にＴａ密着層、ＭｇＯ膜とＣｒ膜とからなる下地層２０、およびＭｇＯ第２シード層３２を形成した。下地層およびシード層の構成、ならびにシード層形成時の基板温度を第２表に示した。
次に、圧力１．０ＰａのＡｒガス中でＦｅＰｔターゲットを用いたＲＦスパッタ法により、ＭｇＯ第２シード層３２の上に、膜厚１０ｎｍのＦｅＰｔ磁気記録層４０を形成した。ＦｅＰｔ磁気記録層４０形成時の基板温度を、４００℃に設定した。ＦｅＰｔ磁気記録層４０形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
最後に、圧力０．５ＰａのＡｒガス中でＰｔターゲットおよびＴａターゲットを用いたＲＦスパッタ法により膜厚５ｎｍのＰｔ膜および膜厚５ｎｍのＴａ膜の積層体である保護層を形成して、磁気記録媒体を得た。保護層形成時の基板温度を、室温（２５℃）であった。Ｐｔ膜およびＴａ膜の形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
得られた磁気記録媒体をＸ線回折法（ＸＲＤ）により分析し、ＦｅＰｔ磁気記録層４０に起因する（００１）ＦｅＰｔピーク、および（００２）ＦｅＰｔピークの積分強度を測定した。次いで、（００２）ＦｅＰｔピークについて、ロッキングカーブ法による分析を行い、ＦｅＰｔ磁気記録層４０の結晶配向分散Δθ５０を求めた。さらに、測定された（００１）ＦｅＰｔピーク積分強度に対する（００２）ＦｅＰｔピーク積分強度の比の値を、完全に規則化した際に理論的に算出される（００１）ＦｅＰｔピーク積分強度に対する（００２）ＦｅＰｔピーク積分強度の比で除算することで規則度を求めた。測定結果を第３表に示した。
ＰＰＭＳ装置（Quatum Design社製；Physical Property Measurement System）により、得られた磁気記録媒体のＭ－Ｈヒステリシスループを測定した。得られたＭ－Ｈヒステリシスループから、残留磁化Ｍｓ、およびＭ－Ｈヒステリシスループのα値を決定した。α値は、保磁力付近（Ｈ＝Ｈｃ）における磁化曲線の傾きを意味し、α＝４π×（ｄＭ／ｄＨ）の式で求められる。α値の決定においては、Ｍの単位として「ｅｍｕ／ｃｍ３」を用い、Ｈの単位として「Ｏｅ」を用いる。磁気記録層４０中の磁性結晶粒が磁気的に良好に分離されていない場合、α値が増大する。一方、たとえば二次成長による結晶粒が存在する場合のような、磁性結晶粒の磁気特性のバラツキが大きい場合、α値が減少する。α値は、０．７５以上、３．０未満、より好ましくは０．９以上、２．０未満とすることが好ましい。また、ＰＰＭＳ装置を用いて自発磁化の磁場印加角度依存性を評価し、磁気異方性定数Ｋｕを決定した。磁気異方性定数Ｋｕの決定には、R. F. Penoyer、「Automatic Torque Balance for Magnetic Anisotropy Measurements」、The Review of Scientific Instruments、１９５９年８月、第３０巻第８号、７１１－７１４、ならびに近角聰信、強磁性体の物理（下） 裳華房、１０－２１に記載の手法を用いた（非特許文献１および２参照）。測定結果を第３表に示した。
（比較例２）
本比較例は、ＭｇＯ第２シード層３２を持たない磁気記録媒体に関する。
本比較例は、ＭｇＯ第２シード層３２を持たない磁気記録媒体に関する。
Ｐｔを用いて下地層２０を形成したことを除いて、実験例Ｃと同様の手順により、基板１０の上にＴａ密着層、およびＰｔ下地層２０を形成した。
次に、圧力０．３ＰａのＡｒガス中でＺｎＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により膜厚１０ｎｍのＺｎＯ第１シード層３１を形成した。ＺｎＯ第１シード層３１形成時の基板温度は、４００℃であった。ＺｎＯ第１シード層３１形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。下地層およびシード層の構成、ならびにシード層形成時の基板温度を第２表に示した。
次に、比較例１と同様の手順を用いて、ＺｎＯ第１シード層３１の上に、磁気記録層４０、ならびにＰｔ膜とＴａ膜とからなる保護層を形成して、磁気記録媒体を得た。得られた磁気記録媒体の磁気特性の測定結果を第３表に示した。
（比較例３）
本比較例は、ＭｇＯ第２シード層３２を持たない磁気記録媒体に関する。
本比較例は、ＭｇＯ第２シード層３２を持たない磁気記録媒体に関する。
ＺｎＯ第１シード層３１を形成する際の基板温度を室温（２５℃）に変更したことを除いて、比較例２の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。下地層およびシード層の構成、ならびにシード層形成時の基板温度を第２表に示した。得られた磁気記録媒体の磁気特性の測定結果を第３表に示した。
（実施例１）
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、３００℃の基板温度でＺｎＯ第１シード層３１を形成した。
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、３００℃の基板温度でＺｎＯ第１シード層３１を形成した。
Ｐｔを用いて下地層２０を形成したことを除いて、実験例Ｃと同様の手順により、基板１０の上にＴａ密着層、およびＰｔ下地層２０を形成した。
次に、圧力０．３ＰａのＡｒガス中でＺｎＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により膜厚１０ｎｍのＺｎＯ第１シード層３１を形成した。ＺｎＯ第１シード層３１形成時の基板温度は、３００℃であった。ＺｎＯ第１シード層３１形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
次に、圧力０．０２ＰａのＡｒガス中でＭｇＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により膜厚５ｎｍのＭｇＯ第２シード層３２を形成した。ＭｇＯ第２シード層３２形成時の基板温度を、３００℃に設定した。ＭｇＯ第２シード層３２形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。下地層およびシード層の構成、ならびにシード層形成時の基板温度を第２表に示した。
次に、比較例１と同様の手順を用いて、ＭｇＯ第２シード層３２の上に、磁気記録層４０、ならびにＰｔ膜とＴａ膜とからなる保護層を形成して、磁気記録媒体を得た。得られた磁気記録媒体の磁気特性の測定結果を第３表に示した。
（実施例２）
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成した。
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成した。
ＺｎＯ第１シード層３１形成時の基板温度を室温（２５℃）に変更したことを除いて実施例１の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。下地層およびシード層の構成、ならびにシード層形成時の基板温度を第２表に示した。得られた磁気記録媒体の磁気特性の測定結果を第３表に示した。
（実施例３）
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成し、ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚を２ｎｍに変更した。
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成し、ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚を２ｎｍに変更した。
ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚を２ｎｍに変更したことを除いて実施例２の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。下地層およびシード層の構成、ならびにシード層形成時の基板温度を第２表に示した。得られた磁気記録媒体の磁気特性の測定結果を第３表に示した。
ＺｎＯ第１シード層３１の上に磁気記録層４０が形成されている比較例２および３の磁気記録媒体においては、ＦｅＰｔ（００１）ピークおよびＦｅＰｔ（００２）ピークの面積強度が著しく小さかった。これは、磁気記録層４０中のＦｅＰｔ合金が（１１１）配向したためであった。言い換えると、磁化容易軸が磁気記録媒体主面に対して垂直とならなかった。したがって、比較例２および３において、他の磁気特性を評価していない。
ＺｎＯ第１シード層３１を持たず、ＭｇＯ第２シード層３２の上に磁気記録層４０が形成された比較例１の磁気記録媒体においては、ＸＲＤによるＦｅＰｔ（００１）ピークおよびＦｅＰｔ（００２）ピークの面積強度から、磁気記録層４０中のＦｅＰｔ合金が（００１）配向しており、磁化容易軸が磁気記録媒体主面に対して垂直であった。しかしながら、比較例１の磁気記録媒体は、比較的大きな結晶配向分散Δθ５０の値を有した。これは、ＭｇＯ第２シード層３２の表面粗さが大きいことに起因すると考えられる。また、比較例１の磁気記録媒体のＭ－Ｈヒステリシスループのα値が、比較的大きかった。このことは、磁気記録層４０中の磁性結晶粒の磁気的分離の程度が若干低いことを意味する。
これに対して、ＺｎＯ第１シード層３１、ＭｇＯ第２シード層３２および磁気記録層４０がこの順で形成されている実施例１～３の磁気記録媒体は、比較例１の磁気記録媒体よりも大きなＦｅＰｔ（００１）ピークおよびＦｅＰｔ（００２）ピークの面積強度を有した。加えて、実施例１～３の磁気記録媒体は、比較例１の磁気記録媒体に比較して、より小さい結晶配向分散Δθ５０の値を示した。これらのことから、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２を積層したことにより、磁気記録層中のＦｅＰｔ合金の結晶配向性が向上したことが分かる。
また、実施例１～３の磁気記録媒体は、比較例１の磁気記録媒体と同等の飽和磁化Ｍｓおよび磁気異方性定数Ｋｕを有した。実施例１～３の磁気記録媒体において、磁気記録層４０中のＦｅＰｔ規則合金の規則度の若干の低下が認められた。しかしながら、規則度の低下量は磁気記録媒体としての使用に問題のない範囲内である。
さらに、実施例１～３の磁気記録媒体は、比較例１の磁気記録媒体よりも小さいα値を示した。このことから、実施例１～３の磁気記録媒体の磁気記録層において、磁性結晶粒の磁気的分離が良好に実現されていることが分かる。
以上の結果から、ＺｎＯを含む第１シード層とＭｇＯを含む第２シード層とを有する本発明の磁気記録媒体が、他の磁気特性に悪影響を与えることなしに、小さい結晶配向分散Δθ５０、および磁性結晶粒の良好な磁気的分離を示す優れたα値を実現できることが分かった。
（実施例４）
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成し、４００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成し、４００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
ＭｇＯ第２シード層３２形成時の基板温度を４００℃に変更し、形成するＭｇＯ第２シード層３２の膜厚を１～１０ｎｍの範囲内で変化させたことを除いて、実施例２の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。得られた磁気記録媒体の構成および特性の測定結果を第４表に示した。
（実施例５）
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成し、３００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成し、３００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
形成するＭｇＯ第２シード層３２の膜厚を１～１０ｎｍの範囲内で変化させたことを除いて、実施例２の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。得られた磁気記録媒体の構成および特性の測定結果を第４表に示した。なお、本実施例において、ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚が１０ｎｍのサンプルは前述の実施例２と同一であり、ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚が２ｎｍのサンプルは前述の実施例３と同一である。
（比較例４）
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１を持たない磁気記録媒体に関する。本実施例において、４００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１を持たない磁気記録媒体に関する。本実施例において、４００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
ＭｇＯ第２シード層３２形成時の基板温度を４００℃に変更し、形成するＭｇＯ第２シード層３２の膜厚を１～１０ｎｍの範囲内で変化させたことを除いて、比較例１の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。得られた磁気記録媒体の構成および特性の測定結果を第４表に示した。
（比較例５）
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１を持たない磁気記録媒体に関する。本実施例において、３００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１を持たない磁気記録媒体に関する。本実施例において、３００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
形成するＭｇＯ第２シード層３２の膜厚を１～１０ｎｍの範囲内で変化させたことを除いて、比較例１の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。得られた磁気記録媒体の構成および特性の測定結果を第４表に示した。なお、本比較例において、ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚が５ｎｍのサンプルは前述の比較例１と同一である。
ＭｇＯ第２シード層３２の形成温度が同一である実施例４と比較例４との比較、ならびに実施例５と比較例５との比較から、以下の事項が明らかとなった。
（ａ） ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚と磁気記録層４０のＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度との関係を図３Ａに示す。同一膜厚のサンプル同士の比較において、実施例４および５の磁気記録媒体が、比較例４および５の磁気記録媒体よりも大きなＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度を有する。このことは、ＺｎＯ第１シード層３１の存在により、磁気記録層４０のＦｅＰｔ合金の結晶性が向上していることを示す。また、図３Ａから、ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚の増大に伴ってＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度が増大する傾向が認められた。
（ｂ） ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚と磁気記録層４０の結晶配向分散Δθ５０との関係を図３Ｂに示す。同一膜厚のサンプル同士の比較において、実施例４および５の磁気記録媒体が、比較例４および５の磁気記録媒体よりも小さい結晶配向分散Δθ５０を有する。このことは、ＺｎＯ第１シード層３１の存在により、磁気記録層４０のＦｅＰｔ合金の結晶配向性が向上していることを示す。また、図３Ｂから、ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚の増大に伴ってＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度が増大する傾向が認められた。
（ｃ） ＭｇＯ第２シード層３２の膜厚と磁気記録媒体表面の算術平均粗さＲａとの関係を図３Ｃに示す。同一膜厚のサンプル同士の比較において、実施例４および５の磁気記録媒体が、比較例４および５の磁気記録媒体よりも小さい算術平均粗さＲａを有する。このことは、ＺｎＯ第１シード層３１の存在により、ＦｅＰｔ磁気記録層４０の表面の平滑性が向上していることを示す。なお、図３Ｃから、算術平均粗さＲａに対するＭｇＯ第２シード層３２の膜厚の影響は小さいと考えられる。
以上のように、ＺｎＯ第１シード層と、１～１０ｎｍの膜厚を有するＭｇＯ第２シード層３２とを組み合わせることにより、優れた結晶性、優れた結晶配向性、および優れた平滑性を有する磁気記録層４０の形成が可能となり、優れた磁気特性を有する磁気記録媒体が期待できることが明らかとなった。
（実施例６）
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成し、３００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）でＺｎＯ第１シード層３１を形成し、３００℃でＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
形成するＺｎＯ第１シード層３１の膜厚を２～２０ｎｍの範囲内で変化させたことを除いて、実施例２の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。得られた磁気記録媒体の構成および特性の測定結果を第５表に示した。なお、本実施例において、ＺｎＯ第１シード層３１の膜厚が１０ｎｍのサンプルは前述の実施例２と同一である。また、比較対照の目的で、比較例１の構成および特性を第５表に示した。
実施例６および比較例１の磁気記録媒体において、ＺｎＯ第１シード層３１の膜厚と磁気記録層４０のＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度との関係を図４Ａに示し、ＺｎＯ第１シード層３１の膜厚と磁気記録層４０の結晶配向分散Δθ５０との関係を図４Ｂに示し、ＺｎＯ第１シード層３１の膜厚と磁気記録媒体表面の算術平均粗さＲａとの関係を図４Ｃに示す。第５表、図４Ｂおよび図４Ｃから、２～２０ｎｍの膜厚を有するＺｎＯ第１シード層３１を用いることによって、磁気記録層のＦｅＰｔ合金の結晶配向分散が減少し、ならびに磁気記録媒体の算術平均粗さも減少していることが分かる。また、第５表および図４Ａから、ＺｎＯ第１シード層３１の膜厚が２～１５ｎｍの場合に、磁気記録層４０のＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度の著しい増大が認められ、ＺｎＯ第１シード層３１の膜厚が２０ｎｍの場合にもＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度の増大が認められた。これらの結果から、ＺｎＯ第１シード層３１の膜厚が２～約１８ｎｍ、特に２～１５ｎｍの範囲内である場合に、優れた結晶性、優れた結晶配向性、および優れた平滑性を有する磁気記録層４０の形成が可能となり、優れた磁気特性を有する磁気記録媒体が期待できることが明らかとなった。
（実施例７）
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）で膜厚１０ｎｍのＺｎＯ第１シード層３１を形成し、３００℃で膜厚５ｎｍのＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有する本発明の磁気記録媒体に関する。本実施例において、室温（２５℃）で膜厚１０ｎｍのＺｎＯ第１シード層３１を形成し、３００℃で膜厚５ｎｍのＭｇＯ第２シード層３２を形成した。
形成するＰｔ下地層２０の膜厚を２～２０ｎｍの範囲内で変化させたことを除いて、実施例２の手順を繰り返して、磁気記録媒体を得た。得られた磁気記録媒体の構成および特性の測定結果を第６表に示した。なお、本実施例において、Ｐｔ下地層２０の膜厚が１０ｎｍのサンプルは前述の実施例２と同一である。また、比較対照の目的で、比較例１の構成および特性を第６表に示した。
実施例７および比較例１の磁気記録媒体において、Ｐｔ下地層２０の膜厚と磁気記録層４０のＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度との関係を図５Ａに示し、Ｐｔ下地層２０の膜厚と磁気記録層４０の結晶配向分散Δθ５０との関係を図５Ｂに示し、Ｐｔ下地層２０の膜厚と磁気記録媒体表面の算術平均粗さＲａとの関係を図５Ｃに示す。第６表および図５Ａから、磁気記録層４０のＦｅＰｔ（００１）のピークの面積強度を増大させるためには、Ｐｔ下地層２０の膜厚を約５ｎｍ以上、特に６ｎｍ以上とすることが望ましいことが分かる。一方、第６表および図５Ｂから、Ｐｔ下地層２０を設けることが、磁気記録層４０のＦｅＰｔ合金の結晶配向分散の減少に有効であることが分かる。さらに、第６表および図５Ｃから、Ｐｔ下地層２０を設けること磁気記録媒体の表面の算術平均粗さＲａの減少に有効であるものの、Ｐｔ下地層２０の膜厚の増大とともに、算術平均粗さＲａが増大することが分かる。算術平均粗さＲａを減少させるためには、Ｐｔ下地層２０の膜厚を約１７ｎｍ以下、特に１５ｎｍ以下とすることが望ましいことが分かる。以上のことから、Ｐｔ下地層２０の膜厚を約５ｎｍ～約１７ｎｍ、特に６ｎｍ～１５ｎｍの範囲内とすることにより、優れた結晶性、優れた結晶配向性、および優れた平滑性を有する磁気記録層４０の形成が可能となり、優れた磁気特性を有する磁気記録媒体が期待できることが明らかとなった。
（実施例８）
平滑な表面を有する化学強化ガラス基板（ＨＯＹＡ社製Ｎ－１０ガラス基板）を洗浄し、基板１０を準備した。洗浄後の基板１０を、実験例Ａで用いたものとは別のタイプのインライン式のスパッタ装置内に導入した。圧力０．１８ＰａのＡｒガス中で純Ｔａターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により、膜厚５ｎｍのＴａ密着層を形成した。Ｔａ密着層形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｔａ密着層形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
平滑な表面を有する化学強化ガラス基板（ＨＯＹＡ社製Ｎ－１０ガラス基板）を洗浄し、基板１０を準備した。洗浄後の基板１０を、実験例Ａで用いたものとは別のタイプのインライン式のスパッタ装置内に導入した。圧力０．１８ＰａのＡｒガス中で純Ｔａターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により、膜厚５ｎｍのＴａ密着層を形成した。Ｔａ密着層形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｔａ密着層形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
次に、圧力０．４４ＰａのＡｒガス中での純Ｐｔターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により、膜厚１０ｎｍのＰｔ下地層２０を形成した。Ｐｔ下地層２０形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｐｔ下地層２０形成時のスパッタ電力は３００Ｗであった。
次に、圧力０．２ＰａのＡｒガス中でＺｎＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により膜厚１０ｎｍのＺｎＯ第１シード層３１を形成した。ＺｎＯ第１シード層３１形成時の基板温度は、室温（２５℃）であった。ＺｎＯ第１シード層３１形成時のスパッタ電力は５００Ｗであった。
次に、圧力０．１８ＰａのＡｒガス中でＭｇＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により膜厚１０ｎｍのＭｇＯ第２シード層３２を形成した。ＭｇＯ第２シード層３２形成時の基板温度は４５０℃であった。ＭｇＯ第２シード層３２形成時のスパッタ電力は５００Ｗであった。
次に、圧力０．１８ＰａのＡｒガス中でＦｅＰｔターゲットを用いたＲＦスパッタ法により、ＭｇＯ第２シード層３２の上に、膜厚１０ｎｍのＦｅＰｔ磁気記録層４０を形成して、磁気記録媒体を得た。ＦｅＰｔ磁気記録層４０形成時の基板温度は３５０℃であった。ＦｅＰｔ磁気記録層４０形成時のスパッタ電力は３００Ｗであった。
得られた磁気記録媒体のＸ線回折（ＸＲＤ）により、磁気記録層４０のＦｅＰｔ（２００）のピークの面積強度を求めた。ＦｅＰｔ（２００）のピークは、ＦｅＰｔ合金が面内方向に規則化した構造に起因する。「面内方向に規則化した構造」とは、磁性元素Ｆｅの層と貴金属Ｐｔの層とが磁気記録媒体の表面に垂直であり、磁化容易軸が磁気記録媒体の表面に平行である構造を意味する。ＸＲＤスペクトルにおける２θ＝４７～５０°付近のピークを、ＦｅＰｔ（２００）のピーク位置（２θ＝４７．４２９°）およびＦｅＰｔ（００２）のピーク位置（２θ＝４８．１８３°～４９．１８３°）を用いてピーク分離を行った。ＦｅＰｔ（２００）のピーク位置は、ＩＣＤＤ（International Center for Diffraction Data）カードNo 03-065-9121によるものであり、ＦｅＰｔ（００２）のピーク位置は、歪による格子定数の変化を考慮したものである。図６Ａ（ａ）にＸＲＤスペクトルを示し、図６Ａ（ｂ）にピーク分離を行った結果を示す。また、振動試料磁力計（ＶＳＭ）を用いて、面内方向の保磁力Ｈｃ＿ｉｎを測定した。得られた磁気記録媒体のＦｅＰｔ（２００）のピークの面積強度および面内方向の保磁力Ｈｃ＿ｉｎを第７表に示した。
（比較例６）
平滑な表面を有する化学強化ガラス基板（ＨＯＹＡ社製Ｎ－１０ガラス基板）を洗浄し、基板１０を準備した。洗浄後の基板１０を、実施例８で用いたものと同一のタイプのインライン式のスパッタ装置内に導入した。圧力０．２ＰａのＡｒガス中で純Ｔａターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により、膜厚５ｎｍのＴａ密着層を形成した。Ｔａ密着層形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｔａ密着層形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
平滑な表面を有する化学強化ガラス基板（ＨＯＹＡ社製Ｎ－１０ガラス基板）を洗浄し、基板１０を準備した。洗浄後の基板１０を、実施例８で用いたものと同一のタイプのインライン式のスパッタ装置内に導入した。圧力０．２ＰａのＡｒガス中で純Ｔａターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により、膜厚５ｎｍのＴａ密着層を形成した。Ｔａ密着層形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｔａ密着層形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。
次に、圧力０．２ＰａのＡｒガス中でＭｇＯターゲットを用いたＲＦマグネトロンスパッタ法により、膜厚１ｎｍのＭｇＯ膜を形成した。ＭｇＯ膜形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。ＭｇＯ膜形成時のスパッタ電力は２００Ｗであった。続いて、圧力０．２ＰａのＡｒガス中で純Ｃｒターゲットを用いたＤＣマグネトロンスパッタ法により、膜厚２０ｎｍのＣｒ膜を形成し、ＭｇＯ膜およびＣｒ膜からなる下地層２０を得た。Ｃｒ膜形成時の基板温度は室温（２５℃）であった。Ｃｒ膜形成時のスパッタ電力は６００Ｗであった。
次に、実施例７と同様の手順により、ＭｇＯ第２シード層３２、およびＦｅＰｔ磁気記録層４０を形成した、磁気記録媒体を得た。図６Ｂ（ａ）にＸＲＤスペクトルを示し、図６Ｂ（ｂ）にピーク分離を行った結果を示す。得られた磁気記録媒体のＦｅＰｔ（２００）のピークの面積強度および面内方向の保磁力Ｈｃ＿ｉｎを第７表に示した。
第７表から、第１シード層３１を持たない比較例６の磁気記録媒体は、ＺｎＯ第１シード層３１を有する実施例８の磁気記録媒体よりも大きなＦｅＰｔ（２００）のピークの面積強度を示した。このことは、比較例６において、望ましくない面内規則化構造が多く存在することを示す。その結果として、比較例６の磁気記録媒体は、実施例８の磁気記録媒体よりも大きな面内方向の保磁力Ｈｃ＿ｉｎを示した。これらのことから、ＺｎＯ第１シード層が、磁気記録層のＦｅＰｔ合金を面直方向に規則化させるのに重要であることが分かる。
（実施例９）
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有し、かつグラニュラー構造を有する磁気記録層４０を有する本発明の磁気記録媒体に関する。
本実施例は、ＺｎＯ第１シード層３１およびＭｇＯ第２シード層３２の両方を有し、かつグラニュラー構造を有する磁気記録層４０を有する本発明の磁気記録媒体に関する。
実施例８と同様の手順を用いて、ＭｇＯ第２シード層３２以下の層を形成した。次に、圧力０．３４ＰａのＡｒガス中でＦｅＰｔターゲットおよびＣターゲットを用いたＲＦスパッタ法により、ＭｇＯ第２シード層３２の上に、膜厚４ｎｍのＦｅＰｔ－Ｃ磁気記録層４０を形成して、磁気記録媒体を得た。ＦｅＰｔ磁気記録層４０形成時の基板温度は４５０℃であった。また、ＦｅＰｔターゲットに１３７ＷのＲＦ電力を印加し、Ｃターゲットに５００ＷのＲＦ電力を印加した。得られたＦｅＰｔ－Ｃ磁気記録層４０は、ＦｅＰｔ磁性結晶粒と、２５体積％のＣ非磁性結晶粒界とを含むグラニュラー構造を有した。
図７Ａ（ａ）にＸＲＤスペクトルを示し、図７Ａ（ｂ）にピーク分離を行った結果を示す。得られた磁気記録媒体のＦｅＰｔ（２００）のピークの面積強度および面内保磁力Ｈｃ＿ｉｎを第８表に示した。
（比較例７）
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１を持たず、かつグラニュラー構造を有する磁気記録層４０を有する本発明の磁気記録媒体に関する。
本比較例は、ＺｎＯ第１シード層３１を持たず、かつグラニュラー構造を有する磁気記録層４０を有する本発明の磁気記録媒体に関する。
比較例６と同様の手順を用いて、ＭｇＯ第２シード層３２以下の層を形成した。次に、圧力０．３４ＰａのＡｒガス中でＦｅＰｔターゲットおよびＣターゲットを用いたＲＦスパッタ法により、ＭｇＯ第２シード層３２の上に、膜厚４ｎｍのＦｅＰｔ－Ｃ磁気記録層４０を形成して、磁気記録媒体を得た。ＦｅＰｔ磁気記録層４０形成時の基板温度は４５０℃であった。また、ＦｅＰｔターゲットに１３７ＷのＲＦ電力を印加し、Ｃターゲットに５００ＷのＲＦ電力を印加した。得られたＦｅＰｔ－Ｃ磁気記録層４０は、ＦｅＰｔ磁性結晶粒と、２５体積％のＣ非磁性結晶粒界とを含むグラニュラー構造を有した。
図７Ｂ（ａ）にＸＲＤスペクトルを示し、図７Ｂ（ｂ）にピーク分離を行った結果を示す。得られた磁気記録媒体のＦｅＰｔ（２００）のピークの面積強度および面内保磁力Ｈｃ＿ｉｎを第８表に示した。
第８表から、第１シード層３１を持たない比較例７の磁気記録媒体は、ＺｎＯ第１シード層３１を有する実施例９の磁気記録媒体よりも著しく大きなＦｅＰｔ（２００）のピークの面積強度を示した。このことは、比較例７において、望ましくない面内規則化構造が多く存在することを示す。その結果として、比較例７の磁気記録媒体は、実施例９の磁気記録媒体よりも大きな面内方向の保磁力Ｈｃ＿ｉｎを示した。これらのことから、グラニュラー構造を有する磁気記録層４０を用いる場合にも、ＺｎＯ第１シード層３１が、磁気記録層４０のＦｅＰｔ合金を面直方向に規則化させるのに重要であることが分かる。
１０ 基板
２０ 下地層
３１ 第１シード層
３２ 第２シード層
４０ 磁気記録層
２０ 下地層
３１ 第１シード層
３２ 第２シード層
４０ 磁気記録層
Claims (7)
- 基板と、ＺｎＯを含む第１シード層と、ＭｇＯを含む第２シード層と、規則合金を含む磁気記録層とをこの順に含むことを特徴とする磁気記録媒体。
- 前記基板と前記第１シード層との間に、面心立方格子構造または六方最密充填構造の下地層をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の磁気記録媒体。
- 前記規則合金は、ＦｅおよびＣｏから選択される少なくとも一種の元素と、Ｐｔ、Ｐｄ、ＡｕおよびＩｒからなる群から選択される少なくとも一種の元素とを含むＬ１０型規則合金であることを特徴とする請求項１に記載の磁気記録媒体。
- 前記規則合金は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｒｕ、Ａｇ、Ａｕ、およびＣｒからなる群から選択される少なくとも１種の元素をさらに含むことを特徴とする請求項３に記載の磁気記録媒体。
- 前記規則合金は、ＦｅＰｔ、ＣｏＰｔ、ＦｅＰｄ、およびＣｏＰｄからなる群から選択されるＬ１０型規則合金であることを特徴とする請求項３に記載の磁気記録媒体。
- 前記磁気記録層が、磁性結晶粒と、前記磁性結晶粒を包囲する非磁性結晶粒界とを含むグラニュラー構造を有し、前記磁性結晶粒は前記規則合金を含むことを特徴とする請求項１に記載の磁気記録媒体。
- 前記非磁性結晶粒界は、炭素、酸化物、および窒化物からなる群から選択される非磁性材料を含むことを特徴とする請求項６に記載の磁気記録媒体。
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