(57)【要約】【課題】  高い耐食性を有し、且つ、反強磁性結合力の最大値が低い垂直磁気記録媒体用の軟磁性下地層を提供する。【解決手段】  原子比における組成式が（Ｃｏ１００−Ｘ−ＦｅＸ）１００−Ｙ−ＭＹ、２０＜Ｘ＜７０、２０＜Ｙ＜３０、Ｍ元素（Ｎｂおよび／またはＴａ）で表され、残部不可避的不純物からなる厚さ１０〜１００ｎｍの軟磁性層が、厚さ０．３〜０．７ｎｍの非磁性のスペーサ層の両面に反強磁性結合された軟磁性下地層であって、反強磁性結合力の最大値が５００〜２３００Ａ／ｍのＣｏ−Ｆｅ系合金軟磁性下地層。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
原子比における組成式が（Ｃｏ１００−Ｘ−ＦｅＸ）１００−Ｙ−ＭＹ、２０＜Ｘ＜７０、２０＜Ｙ＜３０、Ｍ元素（Ｎｂおよび／またはＴａ）で表され、残部不可避的不純物からなる厚さ１０〜１００ｎｍの軟磁性層が、厚さ０．３〜０．７ｎｍの非磁性のスペーサ層の両面に反強磁性結合された軟磁性下地層であって、反強磁性結合力の最大値が５００〜２３００Ａ／ｍであることを特徴とするＣｏ−Ｆｅ系合金軟磁性下地層。
【請求項２】
前記スペーサ層は、Ｒｕでなることを特徴とする請求項１に記載のＣｏ−Ｆｅ系合金軟磁性下地層。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、垂直磁気記録媒体に用いられるＣｏ−Ｆｅ系合金軟磁性下地層に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、高度情報化社会により磁気記録の高密度化が強く望まれている。この高密度化を実現する技術として、従来の面内磁気記録方式に代わり、垂直磁気記録方式が実用化されている。
垂直磁気記録方式とは、垂直磁気記録媒体の磁性層を媒体面に対して磁化容易軸が垂直方向に配向するように形成されたものであり、記録密度を上げてもビット内の反磁界が小さく、記録再生特性の低下が少ない高記録密度に適した方法である。そして、垂直磁気記録方式においては、一般的に、ガラス等の基板上に密着層、軟磁性下地層、非磁性中間層、磁性層、保護層が順次成膜されている。
【０００３】
この軟磁性下地層には、磁気ヘッドからの記録磁界を還流させる役割があり、記録磁界を強力に引き込むために飽和磁束密度が０．２〜１．７Ｔの範囲であることが求められている（例えば、特許文献１参照）。また、軟磁性下地層としては、磁気記録媒体の記録再生効率を向上させるため高い透磁率を有すること、低ノイズ化を図るためアモルファス構造であることが求められている（例えば、特許文献２参照）。また、強い記録磁界を作用させる必要性から、磁気ヘッドと磁性層との近接化が図られてきており、保護層が薄膜化してきている。このため保護層による耐食性の付与は期待できなくなってきており、軟磁性下地層に対しても、高い耐食性が求められている（例えば、特許文献３参照）。
【０００４】
軟磁性下地層としては、非磁性スペーサ層を用いて反強磁性結合させることにより、軟磁性下地層の磁壁から発生する漏れ磁束が再生ヘッドに流入するのを防ぐとともに、軟磁性下地層中に存在する磁壁が容易に動かないように固定し、ノイズを低減することが提案されている（例えば、特許文献４参照）。そして、このような軟磁性下地層においては、最大反強磁性結合力の３０〜７０％の範囲内となるようにスペーサ層のＲｕ膜厚を制御し、反強磁性結合力を下げることによって、高周波信号に対する透磁率の向上を図ることが提案されている（例えば、特許文献５参照）。
これまでの垂直磁気記録媒体の軟磁性下地層の材料としては、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｎｂ系合金やＦｅ−Ｃｏ−Ｔａ系合金等が提案されている（例えば、特許文献６および特許文献７参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００４−３３５０６８号公報
【特許文献２】特開２００４−３０３３７７号公報
【特許文献３】特開２００８−２７６８５９号公報
【特許文献４】特開２００１−３３１９２０号公報
【特許文献５】特開２０１１−１００５２３号公報
【特許文献６】特開２００８−１２７５８８号公報
【特許文献７】国際公開第２００９／１０４５０９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５に開示される軟磁性下地層では、反強磁性結合力の最大値の３０〜７０％の範囲内で反強磁性結合させる方法である。しかし、この手法では最大値を用いないため、反強磁性結合が不安定になる可能性がある。
また、特許文献６および特許文献７に開示される軟磁性下地層の材料として用いられるＮｂやＴａを２０原子％以下含有したＦｅ−Ｃｏ−Ｎｂ合金やＦｅ−Ｃｏ−Ｔａ合金は、高い耐食性を有する点では有利であるものの、反強磁性結合力の最大値が高く、高周波信号に対する透磁率が低下し、磁気記録媒体の書き込み特性が悪くなるという問題があった。
【０００７】
本発明の目的は、高い耐食性を有し、且つ、低い反強磁性結合力が安定して得られる垂直磁気記録媒体用の軟磁性下地層を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、ＣｏとＦｅの組成比とＣｏ−Ｆｅ合金への添加元素の適正化により、高い耐食性と、低い反強磁性結合力の安定化が達成できることを見出し、本発明に到達した。
すなわち本発明は、原子比における組成式が（Ｃｏ１００−Ｘ−ＦｅＸ）１００−Ｙ−ＭＹ、２０＜Ｘ＜７０、２０＜Ｙ＜３０、Ｍ元素（Ｎｂおよび／またはＴａ）で表され、残部不可避的不純物からなる厚さ１０〜１００ｎｍの軟磁性層が、厚さ０．３〜０．７ｎｍの非磁性のスペーサ層の両面に反強磁性結合された軟磁性下地層であって、反強磁性結合力の最大値が５００〜２３００Ａ／ｍのＣｏ−Ｆｅ系合金軟磁性下地層である。
前記スペーサ層は、Ｒｕでなることが好ましい。
【発明の効果】
【０００９】
本発明により、高い耐食性を有し、且つ、低い反強磁性結合力が安定して得られる軟磁性下地層を提供でき、垂直磁気記録媒体を製造する上で有効な技術となる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】本発明の軟磁性下地層のＢ−Ｈカーブの一例である。
【図２】反強磁性結合力とスペーサ層であるＲｕ膜厚の関係図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明者らは、反強磁性結合を安定化できる反強磁性結合力の最大値を発現する構成を適用しても、その反強磁性結合力が低いレベルにできる組成を検討した。
そして、本発明のＣｏ−Ｆｅ系合金における反強磁性結合力の最大値の調整と耐食性の向上を両立できる添加元素を選択し、Ｃｏ−Ｆｅ系合金の最適な組成範囲を見出した。
以下、詳しく説明する。
【００１２】
まず、本発明の軟磁性層を形成するベースとなるＣｏ−Ｆｅ合金について説明する。
本組成の軟磁性層を形成するベースとなるＣｏ−Ｆｅ合金は、原子比における組成式をＣｏ１００−Ｘ−ＦｅＸ、２０＜Ｘ＜７０で表される組成とする。この組成範囲のＣｏ−Ｆｅ合金は、高い透磁率と高い飽和磁束密度を有し軟磁気特性に優れたものとなる。
具体的には、Ｃｏに対するＦｅの原子比が２０％以下であると飽和磁束密度の低下が大きくなり、Ｃｏに対するＦｅの原子比が７０％を以上であると、透磁率が低下するため、Ｃｏに対するＦｅの原子比を、２０％を超えて７０％未満の範囲にする。
【００１３】
本発明の軟磁性層におけるＭ元素は、アモルファスの形成、耐食性の向上、反強磁性結合力の最大値の低減を同時に実現させるための元素であり、Ｎｂおよび／またはＴａを選択する。
ＮｂとＴａは、ベース元素のＣｏやＦｅと共晶型の平衡状態図を示すことから、アモルファスを形成するために有効な元素である。また、ＮｂとＴａは、電位−ｐＨ図のｐＨの全領域において不動態化するものであり、耐食性を向上できる元素である。
本発明においては、あらかじめベースとなるＣｏ−Ｆｅ合金を高い飽和磁束密度が得られる組成範囲としているため、耐食性等に有効な量である２０原子％を超えて添加しても、軟磁性下地層として必要な軟磁気特性は確保できる。そして、ＮｂとＴａを、２０原子％を超えて３０原子％未満の範囲にすることで、軟磁気特性を確保しつつ、反強磁性結合力の最大値を低減することができる。より好ましくは、Ｍ元素を、２０原子％を超えて２５原子％以下の範囲とする。
なお、本発明の軟磁性層は、上述のＣｏ−Ｆｅ系合金にＮｂまたはＴａを単独で含有させた場合でも、安定したアモルファスを形成できる。薄膜のアモルファス性をより高めて表面平坦性の向上させるためには、ＮｂおよびＴａを複合で含有させることが好ましい。
【００１４】
また、本発明の軟磁性下地層は、非磁性のスペーサ層の両面に配置する軟磁性層のそれぞれの膜厚を１０〜１００ｎｍとする。これは、軟磁性層の膜厚が１０ｎｍ未満であると、膜厚が薄いために、磁気記録における記録効率低下が顕著になり、記録ビットの磁化反転が確実に行えない問題が生じる場合がある。一方、膜厚が１００ｎｍを超えると、膜応力が大きくなり膜が剥れやすくなる上、膜を形成するのに時間がかかり、生産性が低下するためである。
【００１５】
また、本発明の軟磁性下地層は、上記で説明した表裏２層の軟磁性層を非磁性の厚さが０．３〜０．７ｎｍのスペーサ層により反強磁性結合させたものである。反強磁性結合させることによって、軟磁性下地層起因のノイズを低減することが可能である。本発明では、例えば、スペーサ層としては、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｒｅ、およびＲｈ等を用いることができる。これらの中でも特に安定した反強磁性結合が得られるＲｕを用いることが好ましい。
また、反強磁性結合力の最大値が得られるスペーサ層の膜厚は、軟磁性層のＣｏとＦｅの比率に概ね比例し、Ｃｏに対するＦｅの原子比が大きい場合には、反強磁性結合力が得られるスペーサ層の膜厚は厚くなり、Ｃｏに対するＦｅの原子比が小さい場合には、反強磁性結合力が得られるスペーサ層の膜厚は薄くなる。そのため、本発明では、Ｃｏ−Ｆｅ系合金軟磁性層のＣｏに対するＦｅの原子比に合せてスペーサ層の膜厚を０．３〜０．７ｎｍの範囲に設定する。スペーサ層の膜厚が０．３ｎｍ未満であると、反強磁性結合が得られず、一方、スペーサ層の膜厚が０．７ｎｍを超えると、反強磁性結合力の最大値を低減することができないという問題がある。このため、本発明では、スペーサ層の膜厚を０．３〜０．７ｎｍの範囲とする。
【００１６】
また、本発明の軟磁性下地層においては、上記で説明したように、軟磁性層を構成するＣｏ−Ｆｅ合金を高い飽和磁束密度が得られる組成範囲としているため、耐食性等に有効なＭ元素を２０原子％超〜３０原子％未満の範囲で添加しても、軟磁性下地層として必要な軟磁気特性を確保できるとともに、反強磁性結合力の最大値を５００〜２３００Ａ／ｍにすることができる。
これにより本発明は、高周波信号に対する透磁率を向上させることが可能となり、磁気記録媒体の書き込み特性の向上に寄与できる。尚、本発明では、反強磁性結合力の最大値を２０００Ａ／ｍ以下にすることが好ましい。
【００１７】
本発明の軟磁性下地層の形成方法としては、真空蒸着法、スパッタリング法および化学気相成長法を用いることができる。中でも、Ｃｏ−Ｆｅ系合金の軟磁性下地層およびスペーサ層とそれぞれ同一組成のスパッタリングターゲット材を用意して、スパッタリングして薄膜を形成するスパッタリング法が、高速に安定した膜を形成できるため、好ましい。
【００１８】
軟磁性層を形成するＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の製造方法としては、溶解鋳造法や粉末焼結法が適用可能である。溶解鋳造法では、鋳造したインゴットのままでもよいし、鋳造したインゴットに塑性加工や加圧加工を加えたバルク体とすることで製造可能となる。
粉末焼結法では、ガスアトマイズ法でＣｏ−Ｆｅ系合金の最終組成の合金粉末を製造し原料粉末とすることや、複数の合金粉末や純金属粉末をＣｏ−Ｆｅ系合金の最終組成となるように混合した混合粉末を原料粉末とすることが可能である。原料粉末の焼結方法としては、熱間静水圧プレス、ホットプレス、放電プラズマ焼結、押し出しプレス焼結等の加圧焼結を用いることが可能である。
【実施例】
【００１９】
以下の実施例で本発明をさらに詳しく説明する。
（本発明例１）
軟磁性層形成用のＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のＣｏガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＦｅ粉末、Ｎｂ粉末を準備し、原子比で（Ｃｏ３５−Ｆｅ６５）７８−Ｎｂ２２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、得られた混合粉末を軟鋼製カプセルに充填し、脱気封止した後、温度１２５０℃、圧力１５０ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、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４．０ｍｍのＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲットを作製した。
そして、スペーサ層形成用のＲｕスパッタリングターゲットを作製するために、純度９９．９％以上のＲｕ粉末を軟鋼製カプセルに充填し、脱気封止した後、温度１３００℃、圧力１５０ＭＰａ、保持時間３時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、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８．５ｍｍのＲｕスパッタリングターゲットを作製した。
また、Ｃ（カーボン）のスパッタリングターゲットは、日立化成工業株式会社製のものを用いた。
【００２０】
上記で作製したＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲットとＲｕスパッタリングターゲットとＣ（カーボン）スパッタリングターゲットをＤＣマグネトロンスパッタ装置（キャノンアネルバ株式会社製  型式番号：３０１０）のチャンバ１、チャンバ２、チャンバ３内にそれぞれ配置し、各チャンバ内を真空到達度２×１０−５Ｐａ以下となるまで排気を行った。
そして、相構造の評価用として、寸法７５×２５ｍｍのガラス基板上に膜厚４０ｎｍの軟磁性層を成膜した試料を作製した。
また、耐食性の評価用として、寸法５０×２５ｍｍのガラス基板上に膜厚２００ｎｍの軟磁性層、保護膜として膜厚５ｎｍのＣ（カーボン）を順に成膜した試料を作製した。
また、反強磁性結合力の評価用として、寸法φ１０ｍｍのガラス基板上に膜厚２０ｎｍの軟磁性層、膜厚０．０００〜０．４５０ｎｍ（０．０２５ｎｍ毎）スペーサ層、膜厚２０ｎｍの軟磁性層を順に成膜した試料を作製した。
なお、軟磁性層のスパッタリング条件は、Ａｒガス雰囲気、圧力０．６Ｐａ、投入電力１０００Ｗで成膜した。また、Ｒｕのスパッタリング条件は、Ａｒガス雰囲気、圧力０．６Ｐａ、投入電力５０Ｗで成膜した。また、Ｃ（カーボン）のスパッタリング条件は、Ａｒガス雰囲気、圧力０．６Ｐａ、投入電力１５００Ｗで成膜した。
【００２１】
（比較例１）
合金組成を原子比で（Ｃｏ３５−Ｆｅ６５）８２−Ｎｂ１８とする以外は、本発明例１と同様の条件でＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製したＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲットを用いて、本発明例１と同様の条件で軟磁性層と軟磁性下地層を形成し、評価用の各試料を得た。
【００２２】
（比較例２）
合金組成を原子比で（Ｃｏ３５−Ｆｅ６５）８０−Ｎｂ２０とする以外は、本発明例１と同様の条件でＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製したＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲットを用いて、本発明例１と同様の条件で軟磁性層と軟磁性下地層を形成し、評価用の各試料を得た。
【００２３】
（相構造の評価）
上記でガラス基板（寸法７５×２５ｍｍ）上に形成した本発明例１、比較例１、比較例２の軟磁性層の各試料について、株式会社リガク製のＸ線回折装置（型式番号：ＲＩＮＴ２５００Ｖ）を使用し、線源にＣｏを用いてＸ線回折測定を行った。その結果、全ての試料において、得られたＸ線回折パターンはブロードなピークであり、軟磁性層がアモルファス構造であることを確認した。
【００２４】
（耐食性の評価）
上記でガラス基板（寸法５０×２５ｍｍ）上に形成した本発明例１、比較例１、比較例２の軟磁性層の各試料について、純水で１０％に希釈した硝酸溶液５０ｍＬ中に２４時間浸漬させた後、硝酸１０％溶液中に溶出したＣｏ量を株式会社島津製作所製の型式番号：ＩＣＰＶ−１０１７のＩＣＰ（誘電プラズマ発光分析装置）により分析した。測定したＣｏ溶出量を表１に示す。
【００２５】
次に、上記でガラス基板（φ１０ｍｍ）上に形成した本発明例１、比較例１、比較例２のスペーサ層であるＲｕの膜厚を変化させた軟磁性下地層の各試料について、東英工業株式会社製の振動試料型磁力計（型式番号：ＶＳＭ−３）を使用し、面内磁化容易軸方向に最大磁場１００００Ａ／ｍを印加してＢ−Ｈカーブを測定した。図１に本発明例１の表裏２層の軟磁性層を０．４ｎｍのスペーサ層により反強磁性結合した軟磁性下地層のＢ−Ｈカーブを示す。
図１のＢ−Ｈカーブでは、零印加磁場近傍の残留磁束密度がほぼ零であり、表裏２層の軟磁性層が反強磁性結合をしていることが確認される。この安定な反強磁性結合の状態から磁化し始める印加磁界を反強磁性結合力として定義した。
図２に上記の各試料で測定したＢ−Ｈカーブから求めた反強磁性結合力とスペーサ層であるＲｕ膜厚の関係を示す。また、表１に反強磁性結合力の最大値と、そのときのスペーサ層であるＲｕ膜厚と、飽和磁束密度の結果を示す。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
表１に示すように、比較例１、比較例２のＣｏ−Ｆｅ系合金の軟磁性下地層は、硝酸液中へのＣｏ溶出量が多く、耐食性は十分といえず、また、反強磁性結合力の最大値が２３００Ａ／ｍより高いことがわかる。
一方、本発明例１の軟磁性下地層は、硝酸液中へのＣｏ溶出量がいずれの比較例よりも少ないことから、高い耐食性を有していることが確認できた。また、反強磁性結合力の最大値は、いずれの比較例よりも低いことがわかる。また、飽和磁束密度は、比較例よりも低いものの、上記で説明したように軟磁性下地層として最低限必要とされる０．２Ｔ以上を実現できていることから、磁気記録媒体の軟磁性下地層として機能できる範囲であることが確認できた。
【図１】
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【図２】
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