(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｌ１０型構造を有する規則合金であって、ＦｅおよびＣｏのいずれかと、ＰｔおよびＰｄのいずれかとの合金である規則合金を含む磁気記録層と、
前記磁気記録層よりも基板に近い側に前記磁気記録層に接して配置されたＭｇＯ層と、
前記ＭｇＯ層よりも基板に近い側に前記ＭｇＯ層に接して配置され、立方晶系に属する結晶構造を有する導電性化合物層と、
を備え、
前記ＭｇＯ層の膜厚は１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、
前記導電性化合物は、チタン酸ストロンチウム、酸化インジウムスズ、窒化チタン、のいずれかを用いて構成されている
ことを特徴とする磁気記録媒体。
【請求項２】
前記導電性化合物層よりも基板に近い側に、体心立方構造を有する金属層であって、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗから選ばれる少なくとも１つの元素を含む金属層を有する
ことを特徴とする請求項１記載の磁気記録媒体。
【請求項３】
前記磁気記録層は、酸化物または炭素を含むことを特徴とする請求項１記載の磁気記録媒体。
【請求項４】
前記磁気記録層は、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕから選ばれる少なくとも１つの元素を含む
ことを特徴とする請求項１記載の磁気記録媒体。
【請求項５】
前記導電性化合物層よりも基板に近い側に軟磁性裏打ち層を備えた
ことを特徴とする請求項１記載の磁気記録媒体。
【請求項６】
前記導電性化合物層よりも基板に近い側に熱吸収層を備えた
ことを特徴とする請求項１記載の磁気記録媒体。
【請求項７】
請求項１記載の磁気記録媒体を備えたことを特徴とする磁気記録装置。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、磁気記録媒体に関する。
【背景技術】
【０００２】
磁気記録装置の大容量化、すなわち磁気記録媒体の高記録密度化は、磁気記録媒体の磁気記録層を構成する強磁性結晶粒子の微細化を追求することにより達成されてきている。しかしながら、強磁性結晶粒子が微細化されると、その強磁性結晶粒子のもつ磁気異方性エネルギー（強磁性結晶粒子の単位体積当たりの磁気異方性エネルギー（磁気異方性定数）と強磁性結晶粒子の体積との積）が原子の熱振動エネルギー（ボルツマン定数と絶対温度との積）に対して相対的に小さくなり、記録磁化を安定に保持することができなくなる。これは、磁化の熱揺らぎと呼ばれる現象であり、記録密度の物理限界を決める主要因である。
【０００３】
磁化の熱揺らぎを抑制するには、本質的に高い磁気異方性定数をもつ材料を用いて磁気記録層を構成することが不可欠である。磁気記録層の材料には、主としてＣｏ−Ｃｒ系合金のものが長らく用いられてきた（特許文献１）。しかしながら、Ｃｏ−Ｃｒ系合金のもつ磁気異方性定数では、１Ｔｂｉｔ／ｉｎｃｈ２を超える記録密度には対応できないといわれている。したがって、磁気記録媒体の高記録密度化の要求に対応するためには、Ｃｏ−Ｃｒ系合金より高い磁気異方性定数をもつ材料を用いることが必要である。
【０００４】
この問題を解決するために、遷移金属元素（Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、等）と貴金属元素（Ｐｔ、Ｐｄ、等）の合金であって、元素組成の異なる原子層が交互に規則配列した構造を有する規則合金が新たな磁気記録層材料として提案されている（特許文献２、特許文献３、特許文献４）。このような合金は、非常に高い磁気異方性定数をもつため、高記録密度の磁気記録媒体の磁気記録層の材料として適している。
【０００５】
等原子量のＦｅとＰｔとからなるＬ１０型の規則合金は、規則合金の中でもとりわけ高い磁気異方性定数をもつため、磁気記録層の材料として特に適している。
【０００６】
図１は、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金の結晶構造を示す図である。この結晶構造は、Ｆｅ原子層とＰｔ原子層が交互に配列した規則配列をもち、［００１］軸に対して［１００］軸が長いという特徴を有する。Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金は、各原子層に直交する結晶軸方向（［００１］軸）を磁化容易軸とする磁気異方性を発現する。したがって、この［００１］軸を膜面に対して垂直に配向させた薄膜を形成できれば、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金を垂直磁気記録媒体として用いることができる。
【０００７】
等原子量のＦｅとＰｔとからなる合金であっても、原子の規則配列をもたない不規則合金は、各結晶軸の長さ（＝３．８１３Å）が全て等しい立方晶系の結晶構造をもつ。この不規則合金は、磁気異方性を全く発現しない。規則合金は、不規則合金を形成した後に加熱処理をしたり、あるいは、予め高温に加熱された基板の上に形成したりすることで得られる。すなわち、規則合金を得るためには、これらの加熱工程を経て、不規則−規則相転移（規則化）を起こすことが不可欠である。Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金への相転移を起こすための加熱工程では、およそ３００℃を超える温度が必要である。
【０００８】
Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金薄膜の［００１］軸を膜面垂直配向させる手段として、ＭｇＯを下地層に用いる方法が広く用いられている。
【０００９】
図２は、ＭｇＯの結晶構造を示す図である。ＭｇＯは、同図に示すような立方晶系の結晶構造をもつ。ＭｇＯの薄膜を形成すると、表面エネルギーが最小となるように結晶の方位が決定され、［００１］軸が優先的に膜面垂直配向する。Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金とＭｇＯとは結晶構造が類似しているため、ＭｇＯ上にＬ１０型ＦｅＰｔ規則合金が堆積される場合、互いに結晶軸を合わせるように結晶配向が制御される。
【００１０】
ここで、図１および図２に示すように、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金の［００１］軸より［１００］軸の方が長く、ＭｇＯの［１００］軸は更に長い。したがって、ＭｇＯの［１００］軸と優先的に結晶軸を合わせるのはＬ１０型ＦｅＰｔ規則合金の［１００］軸である。この結果、ＭｇＯを下地層として用いることにより、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金の［００１］軸が膜面垂直配向した薄膜が得られる。
【００１１】
また、ＭｇＯの［１００］軸はＬ１０型ＦｅＰｔ規則合金やＦｅＰｔ不規則合金の各結晶軸より長いため、ＭｇＯ上にＦｅＰｔ合金が堆積されると、ＦｅＰｔ合金面内に引張応力が発生する。この引張応力は、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金の［００１］軸を膜面垂直配向させる駆動力になるとともに、規則化を起こす駆動力にもなる。以上の観点から、ＭｇＯは、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金薄膜の下地層材料として極めて優れている。
【００１２】
本技術分野の背景技術として、特開２００１−１０１６４５号公報（特許文献５）がある。この公報には、「高密度情報記録、特に磁気記録における高い再生出力と高い分解能を達成する情報記録媒体を提供すること」を課題として、「軟磁性材料から成る層と、非磁性材料から成る層と、Ａ群から選ばれるＬ１０形規則合金情報記録層とが順次形成された情報記録媒体を所定の製造方法によって作製する。但し、Ａ群は、ＦｅＰｔ規則合金、ＣｏＰｔ規則合金又はＦｅＰｄ規則合金、及びこれらの合金とする」という技術が開示されており、「非磁性材料から成る層」としてＭｇＯが記載されている。
【００１３】
また、同分野の背景技術として、特開２００３−１７３５１１号公報（特許文献６）がある。この公報には、「熱安定性に優れるとともにノイズの低減された高記録密度磁気記録媒体を提供する」ことを課題として、「磁気記録媒体は、基板上に、第１配向制御層、第２配向制御層、軟磁性層、非磁性層、記録層及びカーボン保護層を備える。記録層を、強磁性を示すＬ１０規則合金相と常磁性を示すＦｅＰｔ３規則合金相から形成する」という技術が開示されており、「非磁性層」としてＭｇＯが記載されている。
【００１４】
また、同分野の背景技術として、特表２００８−５１１９４６号公報（特許文献７）がある。この公報には、「第１の結晶配向を有する軟磁性裏打ち層（ＳＵＬ）と、第２の磁性膜とを備え、第１の結晶配向を制御することによって、第２の磁性膜が第２の結晶配向にＳＵＬからエピタキシャル成長するように誘導される、垂直磁気記録用の記録媒体」が開示されている。同文献には、「前記ＳＵＬと前記裏打ち層との間にバッファ層をさらに備え」、このバッファ層がＭｇＯから作られる技術が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開昭６０−２１４４１７号公報
【特許文献２】特開２００２−２１６３３０号公報
【特許文献３】特開２００４−２１３８６９号公報
【特許文献４】特開２０１０−３４１８２号公報
【特許文献５】特開２００１−１０１６４５号公報
【特許文献６】特開２００３−１７３５１１号公報
【特許文献７】特表２００８−５１１９４６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
ＭｇＯは、前述の通り、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金の結晶配向を制御するとともに、規則化を促進する効果を有するため、下地層材料としては極めて優れている。Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金を磁気記録層に用いた磁気記録媒体を作製する上では、磁気記録層の直下にＭｇＯ下地層が配置されることが極めて好ましい。
【００１７】
ハードディスクドライブ用磁気記録媒体は、スパッタリング法により製造されている。ＭｇＯは不導体であるため、スパッタリング法によりＭｇＯを製膜するには、ＤＣスパッタリング方式を用いることはできず、ＲＦスパッタリング方式を用いるしかない。一般にＲＦスパッタリング方式は、ＤＣスパッタリング方式に比べて製膜速度が遅く、特に不導体の製膜を行う場合、その製膜速度は著しく遅い。
【００１８】
ハードディスクドライブ用磁気記録媒体は、量産プロセスにおいては、複数の製膜チャンバを並べたインライン型のスパッタリング装置で各層を順次堆積させていくことによって製造される。したがって、ある一部の層を製膜速度が遅いと、その製膜時間がボトルネックとなって、製造スループットを低下させることになる。現在のハードディスクドライブ用磁気記録媒体の標準的な製造スループットは１時間当たり数百枚に上り、各層の製膜に費やせる時間（タクトタイム）は、装置にも依存するが、およそ６秒以下である。したがって、量産プロセスにおいて、ＭｇＯのような不導体をＲＦスパッタリング方式で製膜する場合、その層を厚く堆積させることはできない。ＭｇＯのスパッタリング製膜速度の上限は、製膜条件をどれだけ調整しても、高々０．５ｎｍ／ｓ程度である。各層の製膜に許容されるタクトタイムは６秒以下であるため、３ｎｍを超える膜厚のＭｇＯ層は量産プロセスでは形成できない。
【００１９】
３ｎｍ以下の膜厚のＭｇＯ下地層を単独で形成すると、ＭｇＯの［００１］軸が膜面垂直配向しやすい性質をもつとはいえ、良好な結晶配向を得ることは難しい。ＭｇＯ下地層を単独で形成した場合に良好な結晶配向を得るためには、本発明者らの検討の結果によれば、ＭｇＯ下地層として１０ｎｍ程度の膜厚が必要であった。したがって、３ｎｍ以下の膜厚のＭｇＯ下地層を用いるためには、ＭｇＯ下地層の下部にＭｇＯ下地層の［００１］軸の膜面垂直配向を促進する役割をもつ別の層を設け、積層型の下地層を形成する必要がある。
【００２０】
前述の通り、ＦｅＰｔ合金の規則化を生じさせるためには、３００℃を超える温度の加熱工程が不可欠である。金属を構成する各原子は弱い金属結合のみで結び付いているため、このような加熱工程でエネルギーが加えられると、金属を構成する各原子は、容易に解離して固体中を拡散する。前記の積層型の下地層において、ＭｇＯ層の下部に設ける層の材料として金属を用いると、膜厚の小さいＭｇＯ層を透過して金属原子が磁気記録層に拡散し、その磁気特性を顕著に劣化させてしまう。特許文献５、特許文献６、特許文献７の何れにおいても、膜厚１ｎｍのＭｇＯ下地層の下部に他の金属層を設けた構成の磁気記録媒体の実施例が示されているが、加熱工程を経ることにより生じるこの金属原子の拡散の問題が十分に考慮されているとはいえない。
【００２１】
本発明は、以上の問題に鑑みてなされたものであり、量産プロセスで形成可能な３ｎｍ以下の膜厚のＭｇＯ下地層を用いながらも、優れた磁気特性を有するＬ１０型ＦｅＰｔ規則合金を磁気記録層に用いた磁気記録媒体を提供することを目的としたものである。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
本願発明者は、鋭意検討を重ね、ＭｇＯ下地層の下部に設ける下地層の材料として、立方晶系に属する結晶構造を有する導電性化合物を用いることにより、上記の目的を達成できることを見出すに至った。
【発明の効果】
【００２３】
本発明に係る磁気記録媒体によれば、高い磁気異方性定数を有するＬ１０型ＦｅＰｔ規則合金を磁気記録層に用いた高記録密度の磁気記録媒体を高スループットで量産することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金の結晶構造を示す図である。
【図２】ＭｇＯの結晶構造を示す図である。
【図３】磁気記録媒体１０の断面構造を示す図である。
【図４】実施例１に係る磁気記録媒体１０の磁化曲線を測定した結果を示す図である。
【図５】実施例１に係る磁気記録媒体１０のＸ線回折パターンを測定した結果を示す図である。
【図６】実施例２に係る磁気記録媒体１０の飽和磁化、保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性、結晶粒径を、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚に対してプロットした図である。
【図７】実施例１、実施例３、実施例４に係る磁気記録媒体１０の保磁力、磁気異方性定数、および結晶配向乱雑性の値を示す図である。
【図８】実施例１、実施例１０、実施例１１に係る磁気記録媒体１０の保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性、および結晶粒径の値を示す図である。
【図９】比較例１に係る磁気記録媒体の磁化曲線を示す図である。
【図１０】比較例１に係る磁気記録媒体のＸ線回折パターンを示す図である。
【図１１】比較例２に係る磁気記録媒体の飽和磁化、保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性をＭｇＯ下地層１３０の膜厚に対してプロットした図である。
【図１２】比較例３に係る磁気記録媒体の磁化曲線を示す図である。
【図１３】比較例３に係る磁気記録媒体のＸ線回折パターンを示す図である。
【図１４】比較例４に係る磁気記録媒体の飽和磁化、保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性をＭｇＯ下地層１３０の膜厚に対してプロットした図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、図面を参照して本発明の好ましい実施形態について説明する。
図３は、本発明に係る磁気記録媒体１０の断面構造を示す図である。磁気記録媒体１０において、基板１００上には、密着層１１０、導電性化合物層１２０、ＭｇＯ下地層１３０、磁気記録層１４０、が順に堆積される。磁気記録層１４０の上面は保護層１５０で被覆され、保護層１５０の上面には潤滑層１６０が塗布される。なお、本発明は、この形態に限定されるものではなく、更に別の材料からなる層を基板１００と密着層１１０の間、密着層１１０と導電性化合物層１２０との間、あるいは、磁気記録層１４０の上部に追加して堆積させて用いることもできる。
【００２６】
基板１００の材料は、例えばガラスである。なお、剛性が高い非磁性材料であれば、例えばＡｌ、Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＯ、Ｓｉ等を基板１００の材料として用いてもよい。密着層１１０の材料は、例えばＴａ、Ｔｉ、これらの元素を含む合金等である。密着層１１０の材料は、その上に堆積される層の結晶配向性に影響を与えないよう、アモルファスであるものが好ましい。保護層１５０の材料は、例えばダイヤモンドライクカーボン、窒化炭素、窒化ケイ素等である。潤滑層１６０の材料は、例えばパーフルオロポリエーテル、フッ素化アルコール、フッ素化カルボン酸等である。
【００２７】
導電性化合物層１２０は、立方晶系に属する結晶構造を有し、導電性をもつ酸化物、窒化物、炭化物、等の化合物からなる。この導電性化合物の薄膜を形成すると、ＭｇＯと同様に、表面エネルギーが最小となるように結晶の方位が決定され、［００１］軸が優先的に膜面内で垂直配向する。この導電性化合物とＭｇＯとは結晶構造が類似しているため、ＭｇＯ下地層１３０の下部、特に直下に導電性化合物層１２０を設けることにより、ＭｇＯ下地層１３０の［００１］軸の膜面垂直配向が促進される。
【００２８】
導電性化合物層１２０は、ＤＣスパッタリング方式で製膜することができるため、その製膜速度は十分に大きくすることができる。したがって、量産プロセスで許容される６秒以下のタクトタイムであっても、１０ｎｍを超える大きい膜厚の導電性化合物層１２０を形成することは容易である。
【００２９】
導電性化合物層１２０の材料は、好ましくは、チタン酸ストロンチウム、酸化インジウムスズ、窒化チタンである。酸化インジウムスズ、窒化チタンは、導電性の化合物である。チタン酸ストロンチウムは、化学式ではＳｒＴｉＯ３と書かれ、厳密にこの化学量論組成のものは不導体であるが、ごく微量に第三元素をドープしたり、酸素を欠損させたりすることで容易に導電性になる。
【００３０】
一般に、化合物中では各原子が非常に強い共有結合で結び付いているため、各原子が弱い金属結合で結び付いている金属とは異なり、導電性化合物層１２０自体は極めて解離・拡散しにくい。したがって、膜厚３ｎｍ以下のＭｇＯ下地層１３０の下部に導電性化合物層１２０を配置しても、導電性化合物層１２０を構成する原子がＭｇＯ下地層１３０を透過して磁気記録層１４０まで拡散することは極めて起こりにくい。
【００３１】
ＭｇＯ下地層１３０は、膜厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下である。１ｎｍ未満の膜厚であると、膜厚が小さすぎて、膜面内方向に連続的な膜として形成されないため、好ましくない。前述の通り、ＭｇＯのスパッタリング製膜速度の上限は、製膜条件をどれだけ調整しても高々０．５ｎｍ／ｓ程度である。現状のハードディスクドライブ用磁気記録媒体の量産プロセスにおいて、各層の製膜に許容されるタクトタイムは６秒以下であり、３ｎｍを超える膜厚では量産に適応できないため、好ましくない。
【００３２】
磁気記録層１４０は、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金を含む。Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金の規則化を促進するため、磁気記録層１４０には、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｕ等を添加してもよい。また、微細な磁性結晶粒子が結晶粒界で互いに孤立化した、磁気記録層１４０として好ましい構造（グラニュラ構造）を得るため、磁気記録層１４０には、磁性結晶粒子の粒界に偏析させる材料として、ＳｉＯ２、ＭｇＯ、Ｔａ２Ｏ５等の酸化物や炭素等の非金属元素を添加してもよい。
【００３３】
なお、本発明に係る磁気記録層１４０において、部分的にＬ１０型規則構造が崩れ、完全に理想的なＬ１０型規則合金が形成されなかったとしても、同構造を有する部分に関しては一定の効果を発揮すると考えられる。また、以下では主に磁気記録層１４０にＦｅＰｔ規則合金を用いる例を説明するが、（Ｆｅ、Ｃｏ）のいずれかと（Ｐｔ、Ｐｄ）のいずれかの規則合金も、同様の効果を発揮すると考えられる。
【００３４】
本発明に係る磁気記録媒体１０を用いて磁気記録装置を作製することにより、記録密度が高まり、結果として磁気記録装置の大容量化への要求に対応することができる。
【００３５】
以下、実施例を挙げて本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、以下の実施例は発明の理解を容易とするための例示に過ぎず、特に断る場合を除き、本発明を限定するものではない。
【００３６】
［実施例１］
耐熱性ガラスを用いて形成した基板１００上に、密着層１１０としてＮｉ−Ｔａ層１００ｎｍ、導電性化合物層１２０としてチタン酸ストロンチウム層１２ｎｍ、ＭｇＯ下地層１３０を１ｎｍ、磁気記録層１４０として７０ｖｏｌ％（４５ａｔ％Ｆｅ−４５ａｔ％Ｐｔ−１０ａｔ％Ａｇ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層６ｎｍ、保護層１５０として窒化炭素層４ｎｍを順次製膜して、磁気記録媒体１０を作製した。ＭｇＯ下地層１３０を１ｎｍ製膜するために要した時間は２．０秒であった。
【００３７】
本実施例１に係る磁気記録媒体１０を作製するため、ハードディスクドライブ用磁気記録媒体の量産に供されるキヤノンアネルバ製インライン型高速ディスクスパッタリング装置（Ｃ−３０１０）を用いた。本装置は、複数の製膜用チャンバと加熱用ヒーターチャンバと基板導入／排出チャンバとを有し、それぞれのチャンバは独立に真空排気されている。本装置において、基板１００を載せたキャリアを各チャンバに移動させることにより製膜・加熱のプロセスを順次行い、本実施例１の磁気記録媒体１０を作製した。磁気記録層１４０の製膜用チャンバの前にはヒーターチャンバを配置し、あらかじめ基板１００を加熱した状態で磁気記録層１４０を製膜することにより、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金を含む磁気記録層１４０を得た。基板１００の加熱は、ＰＢＮ（Ｐｙｒｏｌｙｔｉｃ  ｂｏｒｏｎ  ｎｉｔｒｉｄｅ：熱分解窒化硼素）ヒーターを用いて基板１００両面から行い、磁気記録層１４０を製膜する間の平均的な基板温度が４５０℃となるようにヒーターの出力および加熱時間を調整した。
【００３８】
図４は、本実施例１に係る磁気記録媒体１０の磁化曲線を測定した結果を示す図である。測定は、玉川製作所製トルク磁力計兼用振動試料型磁力計（ＴＭ−ＴＲＶＳＭ−５０５０）を用いて実施した。図４より、保磁力が高く、角型性のよい磁化曲線が得られていることがわかる。この磁気記録媒体１０の飽和磁化、保磁力は、それぞれ５１０ｅｍｕ／ｃｃ、２３ｋＯｅであった。また、磁気トルク曲線を測定し、この磁気記録媒体の磁気異方性定数を算出したところ、１．７×１０７ｅｒｇ／ｃｃであった。
【００３９】
現行の磁気記録媒体の保磁力は高々数ｋＯｅであり、磁気異方性定数は１０６ｅｒｇ／ｃｃ台前半である。本実施例１の磁気記録媒体１０は、現行の磁気記録媒体と比較して、数倍大きい保磁力と磁気異方性定数をもち、優れた磁気特性を発揮している。
【００４０】
図５は、本実施例１に係る磁気記録媒体１０のＸ線回折パターンを測定した結果を示す図である。同測定結果に基づき、本実施例１に係る磁気記録媒体１０の結晶配向性を評価する。測定は、株式会社リガク製の試料水平型Ｘ線回折装置（Ｓｍａｒｔ  Ｌａｂ）を用いて実施した。
【００４１】
ＦｅＰｔ合金に帰属される回折ピークとして、（００１）および（００２）結晶面からの回折ピークが強く観察された。この結果は、ＦｅＰｔ合金の［００１］軸がほぼ完全に膜面垂直配向していることを示している。もしＦｅＰｔ合金の［００１］軸の膜面垂直配向性が良好でなければ、（１１１）結晶面からの回折も明瞭に観察されるはずであるが、（１１１）結晶面からの回折はごく僅かにしか観察されなかった。
【００４２】
また、（００２）結晶面からの回折は、ＦｅＰｔ合金が不規則合金であっても規則合金であっても現れるものである一方、（００１）結晶面からの回折は、ＦｅＰｔ合金がＬ１０型規則合金である場合にのみ現れるものである。すなわち、図５に示す測定結果は、本実施例１に係る磁気記録媒体１０の磁気記録層１４０が、［００１］軸が膜面垂直配向したＬ１０型ＦｅＰｔ規則合金を含むことを表している。したがって、本実施例１に係る磁気記録媒体１０の優れた磁気特性は、磁気記録層１４０内に［００１］軸が膜面垂直配向したＬ１０型ＦｅＰｔ規則合金が含まれているために得られたものと考えられる。
【００４３】
このＸ線回折パターンから、規則合金の規則化の度合いの指標となる規則度というパラメータを計算することができる。規則度は、（００１）および（００２）結晶面からの回折強度比を用いて計算される。規則度は、理想的な規則合金の原子配列を占める原子数の割合を示している。規則度が１であれば理想的な原子の規則配列であり、０であれば完全に不規則な原子配列であることを意味する。本実施例１に係る磁気記録媒体１０の規則度はほぼ１であった。
【００４４】
本実施例１に係る磁気記録媒体１０の微細構造を詳細に観察するために、エネルギー分散型Ｘ線分光法による組成分析機能を有する株式会社日立ハイテクノロジーズ製の高分解能透過電子顕微鏡（Ｈ−９０００ＵＨＲ）を用いた。磁気記録層１４０の平面構造を観察したところ、Ｆｅ、Ｐｔ、およびＡｇからなる結晶粒子が、Ｃからなる結晶粒界で明瞭に分離されたグラニュラ構造が形成されていることが確認された。この結晶粒子の平均直径（以下、単に結晶粒径と呼ぶ）は６．４ｎｍであった。また、磁気記録層１４０の組成分析を行った結果、Ｆｅ、ＰｔおよびＡｇ以外の金属元素は検出されず、ＭｇＯ下地層１３０、導電性化合物層１２０、あるいは密着層１１０を構成する原子は磁気記録層１４０へ拡散していないことが確かめられた。
【００４５】
［実施例２］
本発明の実施例２では、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚を様々に変化させた以外は実施例１と同様の方法で、複数の磁気記録媒体１０を作製した。また、実施例１と同様の方法でこれら磁気記録媒体１０の諸特性を評価した。
【００４６】
図６は、実施例２に係る磁気記録媒体１０の飽和磁化、保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性、結晶粒径を、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚に対してプロットした図を示す。ここで、結晶配向乱雑性は、Ｘ線回折パターンにおいて、（００２）結晶面からの回折ピーク強度で規格化した（１１１）結晶面からの回折ピーク強度として定義した。この値が大きいほど、［００１］軸の膜面垂直配向が不完全であることを意味している。
【００４７】
ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下の場合は、磁気記録媒体１０の諸特性はほとんど変化せず、いずれのＭｇＯ下地層１３０膜厚でも、良好な磁気特性、結晶配向性、ならびに微細な結晶粒径が得られた。
【００４８】
ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が１ｎｍ未満の場合、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下の場合と比較して、保磁力、磁気異方性定数、規則度が顕著に低下し、結晶配向乱雑性が増大した。これは、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が小さすぎて、膜面内方向に連続的な膜として形成されないために、磁気記録層１４０の結晶配向を適切に制御したり規則化を促進したりする機能が損なわれていることによるものと考えられる。特に、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が０ｎｍの場合、すなわち、導電性化合物層１２０上に磁気記録層１４０が直接堆積された場合の諸特性の劣化が顕著であった。このことは、ＭｇＯ下地層１３０と導電性化合物層１２０の構造が類似しているとはいえ、Ｌ１０型ＦｅＰｔ規則合金の結晶配向を制御したり規則化を促進したりする効果は、ＭｇＯという材料に特有のものであることを示している。なお、いずれの場合も、飽和磁化、結晶粒径はほとんど変化しなかった。
【００４９】
ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が３ｎｍを超えた場合、磁気特性や結晶配向乱雑性は、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下の場合とほとんど変わらないが、結晶粒径はＭｇＯ下地層１３０の膜厚増加に伴って明らかに増大する傾向を示した。この結晶粒径の増大は、磁気記録媒体１０として好ましくない。
【００５０】
一般に、薄膜の結晶粒子は逆錐型の柱状に成長し、膜厚が増加するにしたがって結晶粒径は増大する。導電性化合物層１２０、ＭｇＯ下地層１３０、磁気記録層１４０は相互に類似した結晶構造をもつため、これらの層間では連続的に結晶成長が起こりやすい。したがって、ＭｇＯ下地層１３０膜厚の増加に伴って結晶粒径が増大したのは自然である。
【００５１】
一方、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下の場合は、結晶粒径はほとんど変化しなかった。この理由は、次のように考えられる。これらの層は多少なりとも結晶軸の長さ等の性状が異なるため、これらの層の境界では連続的に成長しない結晶粒子が一部生じ、平均的に結晶粒径を低減させる。膜厚の小さいＭｇＯ下地層１３０が磁気記録層１４０の直下に設けられると、ＭｇＯ下地層１３０の上下の層境界で二段階に結晶粒径低減の効果が発生する。この結晶粒径低減の効果が、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚増加にともなう結晶粒径増大の効果を相殺したものと推測される。
【００５２】
なお、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が３ｎｍを超えた場合、その製膜には６秒を超える時間を要した。すなわち、この場合の磁気記録媒体１０は、ＭｇＯ下地層１３０の製膜に要する時間がボトルネックとなってタクトタイムが長くなり、製造スループットを低下させるため、そもそも量産プロセスに適したものではない。
【００５３】
［実施例３］
本発明の実施例３では、密着層１１０と導電性化合物層１２０の間に配向制御層としてＣｒ層７ｎｍを追加して製膜した以外は実施例１と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。また、実施例１と同様の方法でこの磁気記録媒体１０の諸特性を評価した。
【００５４】
図７は、１〜２行目において、実施例１および本実施例３に係る磁気記録媒体１０の保磁力、磁気異方性定数、および結晶配向乱雑性の値を示す。実施例１に係る磁気記録媒体１０（１行目）では、ＦｅＰｔ合金の（１１１）結晶面からの回折ピークがごく僅かではあるが観察されたのに対し、本実施例３に係る磁気記録媒体１０では、（１１１）結晶面からの回折ピークが完全に消失した。すなわち、密着層１１０と導電性化合物層１２０の間に配向制御層としてＣｒ層７ｎｍを追加して製膜することにより、磁気記録層１４０の［００１］軸の膜面垂直配向性が更に改善された。この理由は、次のように考えられる。
【００５５】
Ｃｒは、体心立方構造をもつ。Ｃｒ層と、立方晶系に属する結晶構造を有する導電性化合物層１２０との層境界では、Ｃｒの［１１０］軸と立方晶系の導電性化合物層の［１００］軸とを一致させるような結晶成長が誘起され、Ｃｒ層は導電性化合物層１２０の［００１］軸の膜面垂直配向性を改善する効果を発現する。この導電性化合物層１２０の配向改善を契機として、ＭｇＯ下地層１３０、ひいては磁気記録層１４０の配向が改善されたものと推測される。
【００５６】
磁気記録層１４０の［００１］軸の膜面垂直配向性が改善された結果として、保磁力と磁気異方性定数が増大し、更に優れた磁気特性が得られた。なお、飽和磁化、規則度、および結晶粒径は、実施例１に係る磁気記録媒体１０とほとんど相違なかった。また、磁気記録層１４０の組成分析を行った結果、Ｆｅ、ＰｔおよびＡｇ以外の金属元素は検出されなかったので、配向制御層を構成する原子は磁気記録層１４０へ拡散していないことが確かめられた。
【００５７】
［実施例４］
本発明の実施例４では、Ｃｒ層に替えてＶ層、Ｎｂ層、Ｍｏ層、Ｔａ層、Ｗ層（それぞれ７ｎｍ）を代替的に用いて配向制御層を製膜した以外は実施例３と同様の方法で、複数の磁気記録媒体１０を作製した。また、実施例１と同様の方法でこれらの磁気記録媒体の諸特性を評価した。
【００５８】
図７は、３〜７行目において、本実施例４に係る磁気記録媒体１０の保磁力、磁気異方性定数、および結晶配向乱雑性の値を示す。本実施例４に係る磁気記録媒体１０では、（１１１）結晶面からの回折ピークは完全には消失しなかったものの、実施例１に係る磁気記録媒体１０（１行目）と比較して、結晶配向乱雑性の値はいずれも低下した。Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗはいずれも体心立方構造をもつため、Ｃｒと同様のメカニズムで配向改善効果を発現したものと考えられる。
【００５９】
磁気記録層１４０の［００１］軸の膜面垂直配向性が改善された結果として、保磁力と磁気異方性定数は増大し、さらに優れた磁気特性が得られた。なお、規則度および結晶粒径は、実施例１に係る磁気記録媒体１０とほとんど相違なかった。また、磁気記録層１４０の組成分析を行った結果、Ｆｅ、ＰｔおよびＡｇ以外の金属元素は検出されず、配向制御層を構成する原子が磁気記録層１４０へ拡散していないことが確かめられた。
【００６０】
なお、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗのいずれかを含む合金を用いて配向制御層を形成した場合であっても、これらの合金が体心立方構造をもつ範囲内において、実施例３〜４と同様の効果を発揮すると考えられる。
【００６１】
［実施例５］
本発明の実施例５では、導電性化合物層１２０としてチタン酸ストロンチウム層に替えて酸化インジウムスズ層１２ｎｍを製膜した以外は実施例１と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。また、実施例１と同様の方法でこの磁気記録媒体１０の諸特性を評価した。本実施例５に係る磁気記録媒体１０の諸特性値は、いずれも実施例１に係る磁気記録媒体１０の諸特性とほぼ同等であった。すなわち、導電性化合物層１２０として、酸化インジウムスズ層はチタン酸ストロンチウム層と同等の効果をもつことがわかった。
【００６２】
［実施例６］
本発明の実施例６では、導電性化合物層１２０としてチタン酸ストロンチウム層に替えて窒化チタン層１２ｎｍを製膜した以外は実施例１と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。また、実施例１と同様の方法でこの磁気記録媒体１０の諸特性を評価した。本実施例６に係る磁気記録媒体１０の諸特性値は、いずれも実施例１に係る磁気記録媒体１０の諸特性とほぼ同等であった。すなわち、導電性化合物層１２０として、窒化チタン層はチタン酸ストロンチウム層と同等の効果をもつことがわかった。
【００６３】
［実施例７］
本発明の実施例７では、潤滑層１６０としてパーフルオロポリエーテルを保護層１５０の上面に塗布した以外は実施例３と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。この磁気記録媒体１０に対して、熱アシスト磁気記録方式によって磁気信号を記録および再生した。この記録再生試験には静止記録再生実験装置を用いた。
【００６４】
静止記録再生実験装置は、静止している磁気記録媒体１０上で磁気ヘッドを移動させ、所望位置で磁気信号の記録および再生を行うものである。この磁気ヘッドには、記録磁界を発生させるために通常備えられている磁極やコイル、磁気信号を再生するために通常備えられている磁気抵抗効果素子の他に、レーザダイオード、光導波路、ミラー、近接場光素子等が配置されており、磁気記録媒体１０の磁気記録層１４０を近接場光により局所的に加熱しながら磁界を印加して磁気信号を記録することができる。
【００６５】
レーザ出力、レーザ照射時間、コイル電流、等を最適化しながら様々の線記録密度の磁気信号を記録し、記録した磁気信号を再生した。その結果、本実施例７に係る磁気記録媒体１０では、ビット長分解能として２３．１ｎｍが得られた。この分解能は、線記録密度に換算すると、１１００ｋＢＰＩ（１インチ当たり１１０００００ビット）の高記録密度に相当する。
【００６６】
［実施例８］
本発明の実施例８では、密着層１１０であるＮｉ−Ｔａ層の膜厚を７０ｎｍとし、密着層１１０と配向制御層との間に軟磁性裏打ち層としてＦｅ−Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ層３０ｎｍを追加して製膜した以外は、実施例７と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。この磁気記録媒体に対して、実施例７と同様の方法で熱アシスト磁気記録方式によって磁気信号を記録および再生した。
【００６７】
本実施例８に係る磁気記録媒体１０では、ビット長分解能として１９．０ｎｍが得られた。この分解能は、線記録密度に換算すると１３４０ｋＢＰＩの高記録密度に相当する。
【００６８】
飽和磁束密度と透磁率が高いという性質を有する軟磁性裏打ち層が磁気記録層１４０の下方に設けられると、その軟磁性裏打ち層が磁気ヘッドから発生する磁束のパスとして機能するため、磁気記録層１４０には急峻な垂直方向の記録磁界が印加される。これにより、本実施例８に係る磁気記録媒体１０は、実施例７に係る磁気記録媒体１０よりも優れた記録再生性能を発揮することができる。
【００６９】
なお、本実施例８において、配向制御層を設けない場合でも、軟磁性裏打ち層を設けることによる効果は同様であると考えられる。
【００７０】
［実施例９］
本発明の実施例９では、密着層１１０であるＮｉ−Ｔａ層の膜厚を７０ｎｍとし、密着層１１０と配向制御層との間に熱吸収層としてＣｕ−Ｚｒ層３０ｎｍを追加して製膜した以外は、実施例７と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。この磁気記録媒体１０に対して、実施例７と同様の方法で熱アシスト磁気記録方式によって磁気信号を記録および再生した。
【００７１】
本実施例９に係る磁気記録媒体１０では、ビット長分解能として１９．８ｎｍが得られた。この分解能は、線記録密度に換算すると１２８０ｋＢＰＩの高記録密度に相当する。
【００７２】
熱アシスト磁気記録方式では、磁気記録層１４０中の磁化反転の急峻さは、ヘッドからの記録磁界の勾配だけでなく、温度の時間勾配の影響を受ける。熱伝導率が高い性質を有する熱吸収層が磁気記録層１４０の下方に設けられると、磁気記録層１４０中の熱拡散が促進され、加熱開始時の昇温速度および加熱終了時の降温速度が大きくなる。このため、熱吸収層が設けられると、磁気記録層１４０中の磁化反転の急峻さが増す。これにより、本実施例９に係る磁気記録媒体１０は、実施例７に係る磁気記録媒体１０よりも優れた記録再生性能を発揮することができる。
【００７３】
なお、実施例８で説明した軟磁性裏打ち層と実施例９で説明した熱吸収層をともに設けることもできる。軟磁性裏打ち層と熱吸収層は、いずれが上下であっても相応の効果を発揮すると考えられる。さらには、軟磁性裏打ち層の機能と熱吸収層の機能を双方発揮するような材料で形成された単一の層を用いることもできる。また、軟磁性裏打ち層の機能や熱吸収層の機能を発揮するような材料で密着層１１０や配向制御層を形成することで、密着層１１０や配向制御層に複数の機能をもたせることもできる。
【００７４】
［実施例１０］
本発明の実施例１０では、磁気記録層１４０として７０ｖｏｌ％（４５ａｔ％Ｆｅ−４５ａｔ％Ｐｔ−１０ａｔ％Ａｇ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層に替えて７０ｖｏｌ％（４５ａｔ％Ｆｅ−４５ａｔ％Ｐｔ−１０ａｔ％Ａｇ）−３０ｖｏｌ％ＳｉＯ２層６ｎｍを製膜した以外は実施例１と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。また、実施例１と同様の方法でこの磁気記録媒体の諸特性を評価した。
【００７５】
図８は、１〜２行目において、実施例１および本実施例１０に係る磁気記録媒体１０の保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性、および結晶粒径の値を示す。本実施例１０に係る磁気記録媒体１０は、高い保磁力と磁気異方性定数を示し、優れた磁気特性を示した。また、実施例１に係る磁気記録媒体１０（１行目）と比較すると、結晶配向乱雑性が低下し、磁気異方性定数が増大した。保磁力は実施例１の磁気記録媒体とほぼ同等であったが、これは、結晶粒径が増大し、磁化反転機構が磁壁移動型に近付いたことによるものと考えられる。
【００７６】
なお、本実施例１０では磁気記録層１４０内の３０ｖｏｌ％Ｃに代えて３０ｖｏｌ％ＳｉＯ２を用いているが、その他の酸化物を用いることも考えられる。例えば、ＭｇＯ、Ｔａ２Ｏ５、ＴｉＯ２、ＺｒＯ２、Ａｌ２Ｏ３が考えられる。これらは磁気記録層１４０においてグラニュラ構造を効果的に形成するためのものであるので、同様の効果を発揮することができれば、その他の酸化物を用いることもできる。
【００７７】
［実施例１１］
本発明の実施例１１では、磁気記録層１４０として７０ｖｏｌ％（４５ａｔ％Ｆｅ−４５ａｔ％Ｐｔ−１０ａｔ％Ａｇ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層に替えて７０ｖｏｌ％（４５ａｔ％Ｆｅ−４５ａｔ％Ｐｔ−１０ａｔ％Ａｕ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層６ｎｍ、７０ｖｏｌ％（４５ａｔ％Ｆｅ−４５ａｔ％Ｐｔ−１０ａｔ％Ｃｕ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層６ｎｍ、もしくは７０ｖｏｌ％（５０ａｔ％Ｆｅ−５０ａｔ％Ｐｔ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層６ｎｍを製膜した以外は、実施例１と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。また、実施例１と同様の方法でこの磁気記録媒体の諸特性を評価した。
【００７８】
図８は、３〜５行目において、本実施例１１に係る磁気記録媒体１０の保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性、および結晶粒径の値を示す。本実施例１１に係る磁気記録媒体１０は、いずれも高い保磁力と磁気異方性定数を示し、優れた磁気特性を示した。
【００７９】
実施例１に係る磁気記録媒体１０（１行目）と比較すると、磁気記録層１４０に７０ｖｏｌ％（４５ａｔ％Ｆｅ−４５ａｔ％Ｐｔ−１０ａｔ％Ｃｕ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層を用いた場合、諸特性値はほぼ同等であった。磁気記録層１４０に７０ｖｏｌ％（４５ａｔ％Ｆｅ−４５ａｔ％Ｐｔ−１０ａｔ％Ａｕ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層を用いた場合、規則度が僅かに低下し、それにともなって保磁力と磁気異方性定数も僅かに低下した。磁気記録層１４０に７０ｖｏｌ％（５０ａｔ％Ｆｅ−５０ａｔ％Ｐｔ）−３０ｖｏｌ％Ｃ層を用いた場合、規則度、保磁力、および磁気異方性定数は更に低下した。
【００８０】
以上の結果より、ＡｇおよびＣｕはＬ１０型ＦｅＰｔ規則合金の規則化を促進する添加元素として特に高い効果をもち、ＡｕはＡｇおよびＣｕに準ずる効果をもつことがわかった。
【００８１】
［比較例１］
以下の比較例１〜４では、本発明の実施例に係る磁気記録媒体１０と比較するための構成とその特性について説明する。
【００８２】
本比較例１に係る磁気記録媒体では、導電性化合物層１２０を製膜しなかった以外は実施例１と同様の方法で磁気記録媒体１０を作製した。また、実施例１と同様の方法でこの磁気記録媒体の諸特性を評価した。
【００８３】
図９は、本比較例１に係る磁気記録媒体の磁化曲線を示す図である。この磁気記録媒体の飽和磁化、保磁力は、それぞれ８０ｅｍｕ／ｃｃ、７ｋＯｅであり、実施例１に係る磁気記録媒体１０と比較して著しく劣っていた。
【００８４】
図１０は、本比較例１に係る磁気記録媒体のＸ線回折パターンを示す図である。実施例１に係る磁気記録媒体１０と比較して、ＦｅＰｔ合金の（００１）および（００２）結晶面からの回折ピーク強度が著しく低下し、ＦｅＰｔ合金の（１１１）結晶面からの回折ピーク強度が著しく増大した。
【００８５】
本比較例１における磁気記録層１４０の組成分析を行った結果、Ｆｅ、Ｐｔ、およびＡｇ以外の金属元素として、ＮｉおよびＴａが多く検出された。このことは、密着層１１０を構成する金属原子がＭｇＯ下地層１３０を透過して磁気記録層１４０に拡散したことを示している。これらの不純物元素が磁気記録層１４０に含まれることにより、磁気記録層１４０の強磁性そのものが損なわれ、保磁力のみならず飽和磁化までもが劣化したものと考えられる。
【００８６】
また、導電性化合物層１２０を設けず、ＭｇＯ下地層１ｎｍを単独で用いた場合、磁気記録層１４０の結晶配向を適切に制御したり規則化を促進したりするＭｇＯ下地層１３０の機能が損なわれていると推察される。このため、ＦｅＰｔ合金の（００１）および（００２）結晶面からの回折ピーク強度の低下や、ＦｅＰｔ合金の（１１１）結晶面からの回折ピーク強度の増大が生じたと考えられる。
【００８７】
［比較例２］
本比較例２では、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚を様々に変化させた以外は比較例１と同様の方法で複数の磁気記録媒体を作製した。また、実施例１と同様の方法でこれらの磁気記録媒体の諸特性を評価した。
【００８８】
図１１は、本比較例２に係る磁気記録媒体の飽和磁化、保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性をＭｇＯ下地層１３０の膜厚に対してプロットした図を示す。導電性化合物層１２０を設けず、ＭｇＯ下地層１３０を単独で用いた場合、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚がおよそ１０ｎｍ以上にならないと、良好な結晶配向性が得られなかった。また、規則化が促進されないため、優れた磁気特性が得られなかった。ＭｇＯ下地層１３０の膜厚がおよそ６ｎｍ以下の場合には、特に磁気特性が劣っていた。これは、密着層１１０を構成する金属原子がＭｇＯ下地層１３０を透過して磁気記録層１４０に拡散したことによると考えられる。
【００８９】
なお、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が３ｎｍを超えた場合、その製膜には６秒を超える時間を要した。すなわち、この場合の磁気記録媒体は、このＭｇＯ下地層１３０の製膜に要する時間がボトルネックとなってタクトタイムが長くなり、製造スループットを低下させるため、そもそも量産プロセスに適したものではない。
【００９０】
［比較例３］
本比較例３では、導電性化合物層１２０を製膜せず、Ｃｒ層で形成した配向制御層を設けた以外は実施例１と同様の方法で磁気記録媒体を作製した。また、実施例１と同様の方法でこの磁気記録媒体の諸特性を評価した。
【００９１】
図１２は、本比較例３に係る磁気記録媒体の磁化曲線を示す図である。この磁気記録媒体の飽和磁化、保磁力は、それぞれ５０ｅｍｕ／ｃｃ、２ｋＯｅであり、実施例１に係る磁気記録媒体１０と比較して著しく劣っていた。
【００９２】
図１３は、本比較例３に係る磁気記録媒体のＸ線回折パターンを示す図である。実施例１に係る磁気記録媒体１０と比較して、ＦｅＰｔ合金の（００１）および（００２）結晶面からの回折ピーク強度が著しく低下した。
【００９３】
本比較例１における磁気記録層１４０の組成分析を行った結果、Ｆｅ、Ｐｔ、およびＡｇ以外の金属元素として、Ｃｒが特に多く検出され、ＮｉおよびＴａも少量検出された。このことは、配向制御層または密着層１１０を構成する金属原子がＭｇＯ下地層１３０を透過して磁気記録層１４０に拡散したことを示している。これらの不純物元素が磁気記録層１４０に含まれることにより、磁気記録層１４０の強磁性そのものが損なわれ、保磁力のみならず飽和磁化までもが劣化したものと考えられる。
【００９４】
本比較例３の磁気記録媒体は、導電性化合物層１２０をもたないが、配向制御層としてＣｒ層をもつ。このため、磁気記録層１４０の結晶配向を制御するＭｇＯ下地層１３０の機能はさほど損なわれず、結晶配向乱雑性の明確な劣化は生じなかった。
【００９５】
［比較例４］
本比較例４では、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚を様々に変化させた以外は比較例３と同様の方法で複数の磁気記録媒体を作製した。また、実施例１と同様の方法でこれらの磁気記録媒体の諸特性を評価した。
【００９６】
図１４は、本比較例４に係る磁気記録媒体の飽和磁化、保磁力、磁気異方性定数、規則度、結晶配向乱雑性をＭｇＯ下地層１３０の膜厚に対してプロットした図を示す。本比較例４では、導電性化合物層１２０を設けず、ＭｇＯ下地層１３０が配向制御層であるＣｒ層と直接接しているため、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚がおよそ１０ｎｍ以上にならないと優れた磁気特性が得られなかった。
【００９７】
本比較例４に係る磁気記録媒体は、比較例２とは異なり、配向制御層をもつ恩恵を受けて、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が小さくても、結晶配向性はむしろ良好であり、また多少は規則化が促進されている。それにもかかわらず優れた磁気特性が得られないのは、Ｃｒが磁気記録層１４０へ拡散したことが原因と考えられる。一般に、Ｃｒを始めとする体心立方構造の元素は、３ｄ強磁性元素の強磁性を著しく損なわせる。本比較例４に係る磁気記録媒体は、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚がおよそ６ｎｍ以下の場合に、特に飽和磁化が小さかった。以上の結果から、本比較例４において、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が小さい場合に優れた磁気特性が得られないのは、Ｃｒが磁気記録層１４０へ拡散したことが主要因であると考えられる。
【００９８】
なお、ＭｇＯ下地層１３０の膜厚が３ｎｍを超えた場合、その製膜には６秒を超える時間を要した。すなわち、この場合の磁気記録媒体は、このＭｇＯ下地層の製膜に要する時間がボトルネックとなってタクトタイムが長くなり、スループットを低下させるため、そもそも量産プロセスに適したものではない。
【符号の説明】
【００９９】
１０    磁気記録媒体
１００  基板
１１０  密着層
１２０  導電性化合物層
１３０  ＭｇＯ下地層
１４０  磁気記録層
１５０  保護層
１６０  潤滑層
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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