(57)【要約】【課題】  熱アシスト磁気記録媒体の製造で必要とされる加熱工程を経ても、表面平滑性に優れ、低い保磁力を有する軟磁性膜およびこれを形成するスパッタリングターゲットを提供する。【解決手段】  原子比における組成式がＦｅ１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ−ＳｉＸ−ＢＹ−ＮｂＺ、２０≦Ｘ＋Ｙ≦３５、０．３≦Ｘ／Ｙ≦２．０、１≦Ｚ≦２０、残部が不可避的不純物からなり、６００℃まで加熱した後の最大高さＲｚが５．５ｎｍ以下である熱アシスト磁気記録媒体の軟磁性膜であり、微結晶またはアモルファス構造であることが好ましく、この軟磁性膜は、上記組成式で構成されるスパッタリングターゲットで成膜することができる。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
原子比における組成式がＦｅ１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ−ＳｉＸ−ＢＹ−ＮｂＺ、２０≦Ｘ＋Ｙ≦３５、０．３≦Ｘ／Ｙ≦２．０、１≦Ｚ≦２０、残部が不可避的不純物からなり、６００℃まで加熱した後の最大高さＲｚが５．５ｎｍ以下である熱アシスト磁気記録媒体の軟磁性膜。
【請求項２】
微結晶またはアモルファス構造である請求項１に記載の熱アシスト磁気記録媒体の軟磁性膜。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の熱アシスト磁気記録媒体の軟磁性膜を形成するためのスパッタリングターゲットであって、原子比における組成式がＦｅ１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ−ＳｉＸ−ＢＹ−ＮｂＺ、２０≦Ｘ＋Ｙ≦３５、０．３≦Ｘ／Ｙ≦２．０、１≦Ｚ≦２０、残部が不可避的不純物からなる熱アシスト磁気記録媒体の軟磁性膜形成用スパッタリングターゲット。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱アシスト磁気記録媒体に用いる軟磁性膜、およびこれを形成するためのスパッタリングターゲットに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
磁気記録媒体は、記録密度の高密度化を目的に、垂直磁気記録方式が実用化されている。そして、近年は更なる高記録密度化が要求されるようになり、これを実現するためには、記録膜の結晶粒径を微細化して、単位面積当たりの記録容量を増やす必要がある。
しかし、現状の垂直磁気記録媒体で使用されているＣｏＣｒＰｔ−ＳｉＯ２記録膜の磁性粒子を微細化すると、磁気的に記録したデータが周囲の熱の影響で消える、いわゆる熱揺らぎの問題がある。これを防止するためには、記録膜に磁気異方性が高い材料を用いれば良いが、ヘッドの書き込み磁界の限界を超えてしまうために、記録が困難になるという問題が発生する。
【０００３】
これらの問題を解決する方式として、例えば、熱アシスト磁気記録媒体が提案されている。熱アシスト磁気記録媒体は、書き込み時に記録膜を加熱しながら記録する方式である。
熱アシスト磁気記録媒体の層構成の一例は、軟磁性膜、配向制御膜として（００１）配向したｂｃｃのＣｒ合金膜、熱バリア膜として（００１）配向したＭｇＯ膜、記録膜として（００１）配向したＬ１０型ＦｅＰｔ合金膜が順次積層される。そして、Ｌ１０型ＦｅＰｔ膜を成膜する際には、Ｌ１０型に規則合金化するために、６００〜７００℃で加熱しながら成膜する加熱工程が必要となる。
【０００４】
一方、軟磁性膜は、小さい磁界でヘッドから媒体に磁束を引き込むために、低い保磁力および、上層の配向制御膜、熱バリア膜や記録膜の（００１）配向性を向上させるために表面平滑性が要求される。
このような小さい保磁力と表面平滑性に優れる軟磁性膜としては、微結晶またはアモルファス構造となる合金組成が好適であり、例えば、特許文献１では、垂直磁気記録媒体用としてＦｅＣｏＮｂＭｏ合金を用いることが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第５４４７７４３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上述した特許文献１に開示される垂直磁気記録媒体用のＦｅＣｏＮｂＭｏ合金からなる軟磁性膜は、アモルファス構造であることから、保磁力が低く、表面平滑性に優れる。
本発明者は、熱アシスト磁気記録媒体の軟磁性膜（以下、単に「軟磁性膜」ともいう。）に、上記のＦｅＣｏＮｂＭｏ合金を採用したときに、上記した加熱工程を経ると、軟磁性膜に粗大な結晶粒が析出し、常温における保磁力よりも増大する場合があることを確認した。
そして、この軟磁性膜における粗大な結晶粒の析出は、軟磁性膜の上層に形成される配向制御膜、熱バリア膜、さらに記録膜の表面に凹凸が発生してしまい、この凹凸により記録膜の（００１）配向性を劣化させる虞がある。
【０００７】
本発明の目的は、熱アシスト磁気記録媒体の製造で必要とされる加熱工程を経ても、表面平滑性に優れ、低い保磁力を有する軟磁性膜およびこれを形成するためのスパッタリングターゲットを提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の軟磁性膜は、原子比における組成式がＦｅ１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ−ＳｉＸ−ＢＹ−ＮｂＺ、２０≦Ｘ＋Ｙ≦３５、０．３≦Ｘ／Ｙ≦２．０、１≦Ｚ≦２０、残部が不可避的不純物からなり、６００℃まで加熱した後の最大高さＲｚが５．５ｎｍ以下である。
【０００９】
また、本発明の軟磁性膜は、微結晶またはアモルファス構造であることが好ましい。
【００１０】
本発明の軟磁性膜は、原子比における組成式がＦｅ１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ−ＳｉＸ−ＢＹ−ＮｂＺ、２０≦Ｘ＋Ｙ≦３５、０．３≦Ｘ／Ｙ≦２．０、１≦Ｚ≦２０、残部が不可避的不純物からなるスパッタリングターゲットで形成することができる。
【発明の効果】
【００１１】
本発明は、熱アシスト磁気記録媒体の製造工程で必要とされる加熱工程を経ても、表面平滑性に優れ、低い保磁力を有する軟磁性膜を提供でき、次世代の記録媒体として有望な熱アシスト磁気記録媒体を製造する上で有用な技術となる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明の軟磁性膜は、原子比における組成式がＦｅ１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ−ＳｉＸ−ＢＹ−ＮｂＺ、２０≦Ｘ＋Ｙ≦３５、０．３≦Ｘ／Ｙ≦２．０、１≦Ｚ≦２０、残部が不可避的不純物からなる。そして、本発明の軟磁性膜は、ＳｉとＢの合計、すなわち組成式でいうＸ＋Ｙが２０≦Ｘ＋Ｙ≦３５の範囲にある。本発明の軟磁性膜は、ＦｅにＳｉとＢを複合添加することで、軟磁性膜の結晶化温度を高くすることができる。
そして、本発明では、Ｘ＋Ｙは、２０原子％以上とする。これにより、本発明の軟磁性膜は、６００℃までの加熱工程を経ても、結晶粒の粗大化を抑制し、軟磁性膜の表面平滑性を維持することができる。また、上記と同様の理由から、Ｘ＋Ｙは、２３原子％以上が好ましい。
【００１３】
また、Ｘ＋Ｙは、大きいほど結晶化温度が高くなり、６００℃までの加熱工程を経ても、軟磁性膜の表面平滑性を維持できるようになる。一方、Ｘ＋Ｙは、３５原子％を超えると、表面平滑性を阻害するＦｅＳｉやＦｅＢ等の脆い金属間化合物が多量に形成される場合がある。このため、本発明の軟磁性膜は、Ｘ＋Ｙを３５原子％以下とすることで、保磁力を小さくでき、且つ、表面平滑性を維持できる。そして、上記と同様の理由から、Ｘ＋Ｙは、３３原子％以下が好ましく、３０原子％以下がより好ましい。
【００１４】
本発明の軟磁性膜は、ＳｉとＢの含有量の比率、すなわち組成式でいうＸ／Ｙを０．３≦Ｘ／Ｙ≦２．０の範囲とする。これにより、本発明の軟磁性膜は、６００℃までの加熱工程を経ても、軟磁性膜における粗大な結晶粒の析出を抑制することができ、低い保磁力と表面平滑性を得ることができる。そして、本発明の実施形態に係る軟磁性膜は、上記と同様の理由から、０．５≦Ｘ／Ｙ≦１．５の範囲が好ましく、０．５≦Ｘ／Ｙ≦０．８の範囲がより好ましい。
そして、本発明の軟磁性膜は、保磁力が８００Ａ／ｍ以下が好ましく、６００Ａ／ｍ以下がより好ましい。
【００１５】
本発明の軟磁性膜は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂに加えて、Ｎｂを含有する。Ｎｂは、Ｆｅに対してアモルファス形成能を有する元素であり、結晶化温度を高める効果がある。そして、本発明の軟磁性膜は、Ｎｂの含有量、すなわち組成式でいうＺを１原子％以上とすることで、結晶化温度を高くすることができ、６００℃までの加熱工程を経ても、表面平滑性を維持できる。また、上記と同様の理由から、Ｚは、５原子％以上が好ましい。
また、本発明の軟磁性膜は、Ｚを２０原子％以下にすることで、飽和磁束密度を高くすることができるようになる。そして、上記と同様の理由から、Ｚは、１０原子％以下にすることが好ましい。
【００１６】
本発明の軟磁性膜は、Ｆｅを４５〜７９原子％の範囲で含有する。これは、軟磁性膜として必要な特性の一つである飽和磁束密度を向上させるためである。軟磁性膜として必要な飽和磁束密度は、０．８Ｔ以上であることが好ましく、０．９Ｔ以上であることがより好ましい。
【００１７】
本発明の軟磁性膜は、６００℃までの加熱工程を経た後の最大高さＲｚが５．５ｎｍ以下である。これにより、本発明の軟磁性膜は、熱バリア膜の最大高さＲｚの上昇を抑制でき、その結果、記録膜の配向性が劣化することを抑制することができる。そして、上記と同様の理由から、本発明の実施形態に係る軟磁性膜は、６００℃までの加熱工程を経た後の最大高さＲｚが３．０ｎｍ以下であることが好ましい。
尚、本発明における最大高さＲｚとは、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１で規定される、基準長さにおける輪郭曲線の中で、「最大山の高さ」と、「最大谷の深さ」の和で表わされる。そして、この最大高さＲｚは、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）や断面ＴＥＭ観察により測定することができる。
【００１８】
また、本発明の実施形態に係る軟磁性膜は、微結晶または、アモルファス構造であることが好ましい。軟磁性膜を微結晶またはアモルファス構造にすることで、保磁力をより小さくでき、且つ、最大高さＲｚを小さくすることができる。また、アモルファス構造であれば、より小さい保磁力と最大高さＲｚが得られる。このため、本発明の実施形態に係る軟磁性膜は、６００℃までの加熱工程を経ても、アモルファス構造を維持するために、組成式でいうＸ／Ｙは０．５≦Ｘ／Ｙ≦１．５、Ｚは５≦Ｚ≦１０の範囲が好ましい。
【００１９】
ここで、本発明でいうアモルファス構造とは、例えば、株式会社リガク製のＸ線回折装置ＲＩＮＴ２５００Ｖを使用して、線源にＣｏＫαを用いてＸ線回折測定を行ない、Ｘ線回折パターンが、完全にブロードなピークの場合をいう。また、微結晶とは、結晶粒径が２０ｎｍ未満である場合のことをいう。そして、結晶粒径の測定は、Ｘ線回折測定の回折角とピークの半価幅から、シェラーの式を用いて算出でき、断面ＴＥＭ観察によって観察することができる。
【００２０】
本発明の軟磁性膜は、純元素、例えば、純Ｆｅ、純Ｓｉ、純Ｂ、純Ｎｂの各スパッタリングターゲットをそれぞれ用意して、本発明の軟磁性膜の成分範囲となるように、コスパッタリングして得ることができる。また、本発明の軟磁性膜は、２元または３元合金からなる複数のスパッタリングターゲットを用意して、本発明の軟磁性膜の成分範囲になるように、コスパッタリングすることによって得ることもできる。
【００２１】
本発明の軟磁性膜を形成するためのスパッタリングターゲット（以下、単に「ターゲット」ともいう。）は、上記の軟磁性膜を得るために、原子比における組成式がＦｅ１００−Ｘ−Ｙ−Ｚ−ＳｉＸ−ＢＹ−ＮｂＺ、２０≦Ｘ＋Ｙ≦３５、０．３≦Ｘ／Ｙ≦２．０、１≦Ｚ≦２０、残部が不可避的不純物からなる。そして、本発明のターゲットは、粉末焼結法で製造することが好ましい。具体的には、Ｆｅ粉末、Ｓｉ粉末、Ｂ粉末、Ｎｂ粉末を本発明のターゲットの成分範囲となるように混合した混合粉末や、本発明の軟磁性膜の成分組成に調整した合金粉末を加圧焼結することで得ることができる。
【００２２】
加圧焼結としては、熱間静水圧プレス法、ホットプレス法、通電焼結法、押し出しプレス焼結等を適用することができる。
加圧焼結における焼結温度は、６００℃以上にすることで、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｎｂの焼結を進行させることができ、空孔の発生を抑制することができる点で好ましい。また、焼結温度を１５００℃以下にすることで、原料粉末の溶解を抑制できる点で好ましい。尚、空孔の形成を最小限に低減した上で、脆い金属間化合物相の成長を抑制するためには、７００〜１３００℃の温度で焼結することがより好ましい。
【００２３】
加圧焼結における加圧圧力は、１００ＭＰａ以上にすることで、焼結の進行を助長し、空孔の発生を抑制できる点で好ましい。また、加圧圧力は、２００ＭＰａ以下にすることで、焼結時にターゲットへの残留応力の導入が抑制され、焼結後のターゲットの割れの発生を抑制できる点で好ましい。尚、より空孔の形成を最小限に低減し、残留応力の導入をさらに抑制するためには、１１０〜１６０ＭＰａの加圧圧力で焼結することがより好ましい。
【００２４】
加圧焼結における焼結時間は、０．５時間以上にすることで、焼結の進行を助長し、空孔の発生を抑制できる点で好ましい。また、製造効率の観点からは、焼結時間を１０時間以下にすることが好ましい。尚、空孔の形成を最小限に低減した上で、金属間化合物相の成長を抑制するためには、１〜３時間で焼結することがより好ましい。
【００２５】
本発明のターゲットは、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｂ、Ｎｂを上記の範囲で含有する以外の残部は、不可避的不純物である。不可避的不純物の含有量は、できるだけ少ないことが好ましく、例えば、ガス成分である酸素、窒素は合計で１０００質量ｐｐｍ以下が好ましく、ガス成分以外の不可避の不純物元素は、合計で１０００質量ｐｐｍ以下が好ましい。
【実施例１】
【００２６】
それぞれ純度が９９．９％以上のＦｅ粉末、Ｓｉ粉末、Ｂ粉末とＮｂ粉末を準備し、原子比における組成式がＦｅ７０−Ｓｉ８−Ｂ１７−Ｎｂ５、（Ｘ＋Ｙ＝２５、Ｘ／Ｙ＝０．５）、残部が不可避的不純物からなる合金組成となるように秤量し、Ｖ型混合機により混合して混合粉末を作製した。
次に、この混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、７５０℃、１２０ＭＰａ、保持時間１時間の条件で熱間静水圧プレスによって加圧焼結して、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４ｍｍの本発明例１となるターゲットを作製した。
【００２７】
それぞれ純度が９９．９％以上のＦｅ粉末、Ｓｉ粉末、Ｂ粉末とＮｂ粉末を準備し、原子比における組成式がＦｅ６６−Ｓｉ８−Ｂ１７−Ｎｂ９、（Ｘ＋Ｙ＝２５、Ｘ／Ｙ＝０．５）、残部が不可避的不純物からなる合金組成となるように秤量する以外は、本発明例１と同様の条件で行ない、本発明例２となるターゲットを作製した。
【００２８】
それぞれ純度が９９．９％以上のＦｅ粉末、Ｓｉ粉末、Ｂ粉末とＮｂ粉末を準備し、原子比における組成式がＦｅ７０−Ｓｉ１３．５−Ｂ１１．５−Ｎｂ５、（Ｘ＋Ｙ＝２５、Ｘ／Ｙ＝１．２）、残部が不可避的不純物からなる合金組成となるように秤量する以外は、実施例１と同様の条件で行ない、本発明例３となるターゲットを作製した。
【００２９】
それぞれ純度が９９．９％以上のＦｅ粉末、Ｓｉ粉末、Ｂ粉末とＮｂ粉末を準備し、原子比における組成式がＦｅ６４−Ｓｉ１３．５−Ｂ１７．５−Ｎｂ５、（Ｘ＋Ｙ＝３１、Ｘ／Ｙ＝０．８）、残部が不可避的不純物からなる合金組成となるように秤量する以外は、本発明例１と同様の条件で行ない、本発明例４となるターゲットを作製した。
【００３０】
それぞれ純度が９９．９％以上のＦｅ６７−Ｃｏ１７−Ｎｂ１６（原子％）粉末および、Ｃｏ９５−Ｎｂ５（原子％）粉末と、９９．９％以上のＦｅ粉末およびＭｏ粉末を準備し、原子比における組成式がＦｅ５３−Ｃｏ２９−Ｎｂ９−Ｍｏ９、残部が不可避的不純物からなる合金組成となるように、秤量し、混合して混合粉末を作製した。
次に、この混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、９５０℃、１５０ＭＰａ、保持時間１時間の条件で熱間静水圧プレスによって加圧焼結して、比較例となるターゲット材を作製した。
【００３１】
上記で作製した各ターゲットを、それぞれ、キヤノンアネルバ株式会社製のＤＣマグネトロンスパッタ装置（Ｃ−３０１０）内に配置して、チャンバ内を真空到達温度５×１０−５Ｐａ以下となるまで排気を行なった。そして、スパッタリングは、Ａｒガス圧０．６Ｐａ、投入電力１ｋＷの条件で、ＨＯＹＡ製のＮ１０５Ｘ（外径２．５インチ、厚さ０．６３５ｍｍ）の耐熱ガラス基板上に、室温にて膜厚４０ｎｍの軟磁性膜を形成した。
【００３２】
その後、軟磁性膜を形成したガラス基板を加熱チャンバに搬送し、真空度１．０×１０−４Ｐａ以下の真空中にて、ランプヒーターを用いて軟磁性膜の温度が６００〜７００℃になるように加熱した。昇温は、ランプヒーターの投入電力を１．３〜１．９ｋＷとし、室温から目標温度まで２５〜３０秒で到達させ、目標温度に到達後、加熱を停止した。そして、加熱後の降温は真空中の自然冷却にて行なった。
尚、軟磁性膜の成膜から加熱・冷却までの工程は、インライン搬送により大気開放することなく行なった。そして、軟磁性膜の温度は、放射温度計を用いて測定した。
【００３３】
本発明例１〜本発明例４および比較例で作製した各軟磁性膜の試料について、株式会社リガク製のＸ線回折装置ＲＩＮＴ２５００Ｖを使用して、線源にＣｏＫαを用いてＸ線回折測定を行なった。ここで、Ｘ線回折パターンは、完全にブロードなピークの場合をアモルファス構造とした。また、回折ピークが確認された場合は、回折角度と半価幅から、シェラーの式を用いて結晶粒径を算出し、結晶粒径２０ｎｍ未満の場合を微結晶構造、結晶粒径２０ｎｍ以上の場合を結晶質構造と判定した。
【００３４】
磁気特性評価として、理研電子株式会社製の試料振動型磁力計ＶＳＭを用いて、飽和磁束密度（Ｂｓ）および保磁力（Ｈｃ）を測定した。また、最大高さＲｚの評価として、セイコーインスツル株式会社製の原子間力顕微鏡ＡＦＭ（ＳＰＡ３００＋ＳＰＩ３８００）を用いて、１μｍ×１μｍの範囲で最大高さＲｚを測定した。その結果を表１に示す。
【００３５】
【表１】
2020027677.tif 000002
【００３６】
表１の結果から、比較例の軟磁性膜は、６００℃〜７００℃の範囲で加熱した後で、軟磁性膜の構造が結晶質構造となり、飽和磁束密度Ｂｓは低く、保磁力Ｈｃが高くなっていることに加え、最大高さＲｚも大きくなっていた。
これに対して、本発明のスパッタリングターゲットを用いて形成した軟磁性膜は、いずれも６００℃以上の加熱工程を経ても、膜構造が微結晶またはアモルファス構造であり、高い飽和磁束密度Ｂｓと、低い保磁力Ｈｃを有し、最大高さＲｚも小さいことを確認できた。
【実施例２】
【００３７】
上記で得た本発明例１〜本発明例４、比較例で作製した各ターゲット、およびＣｒターゲット、ＭｇＯターゲットを準備した。これらをキヤノンアネルバ株式会社製のマグネトロンスパッタ装置（Ｃ−３０１０）の各スパッタチャンバ内に配置して、チャンバ内を真空到達温度５×１０−５Ｐａ以下となるまで排気を行なった。そして、Ａｒガス圧０．６Ｐａ、投入電力１ｋＷの条件で、ＨＯＹＡ製のＮ１０５Ｘ（外径２．５インチ、厚さ０．６３５ｍｍ）の耐熱ガラス基板上に、室温にて膜厚１００ｎｍの軟磁性膜、配向制御膜として３００℃で膜厚２０ｎｍのＣｒ膜、熱バリア膜として室温で膜厚５ｎｍのＭｇＯ膜を形成した積層膜を作製した。尚、軟磁性膜、Ｃｒ膜のスパッタリングはＤＣマグネトロンスパッタ法、ＭｇＯ膜にはＲＦマグネトロンスパッタ法にて形成した。
【００３８】
上記の軟磁性膜、Ｃｒ膜、ＭｇＯ膜の積層膜を形成したガラス基板を加熱チャンバに搬送し、ランプヒーターを用いて積層膜の温度が６００℃になるように加熱した。昇温は、ランプヒーターの投入電力を１．３〜１．９ｋＷとし、室温から目標温度まで２５〜３０秒で到達させ、目標温度に到達後、加熱を停止した。そして、加熱後の降温は真空中の自然冷却にて行なった。尚、成膜から加熱・冷却までの工程は、インライン搬送により大気開放することなく行ない、積層膜の温度は放射温度計を用いて測定した。
【００３９】
上記で作製した積層膜において、セイコーインスツル株式会社製の原子間力顕微鏡ＡＦＭ（ＳＰＡ３００＋ＳＰＩ３８００）を用いて、５μｍ×５μｍの範囲でＭｇＯ膜の最大高さＲｚを測定した。そして、軟磁性膜の総合判定として、実施例１で得た軟磁性膜の飽和磁束密度Ｂｓ≧０．７Ｔ、保磁力Ｈｃ≦８００Ａ／ｍ、最大高さ（Ｒｚ）≦５．５ｎｍを全て満たし、且つ、軟磁性膜上に形成したＣｒ膜、ＭｇＯ膜の積層膜におけるＭｇＯ膜の最大高さＲｚ≦５．０ｎｍを満たす場合を「〇」とし、満たさない場合を「×」とした。その結果を表２に示す。
【００４０】
【表２】
2020027677.tif 000003
【００４１】
表２の結果から、本発明例の軟磁性膜上に、Ｃｒ膜、ＭｇＯ膜を形成した積層膜において、６００℃の加熱工程を経た後も、ＭｇＯ膜の最大高さＲｚが小さいことを確認できた。