JP2004039196A

JP2004039196A - Magnetic recording medium, its manufacturing method, and magnetic recording/reproducing device

Info

Publication number: JP2004039196A
Application number: JP2002198780A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Osawa; 大澤　弘
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 2002-07-08
Filing date: 2002-07-08
Publication date: 2004-02-05

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a magnetic recording medium with reduced noises coping with high recording density, having high holding power, and having high adhesion to a glass base plate. <P>SOLUTION: In the magnetic recording medium having at least a non-magnetic substrate, a non-magnetic base layer, a magnetic layer, and a protective film which are laminated in the order, the non-magnetic base layer is constituted of laminated structure of two layers or more. Namely the non-magnetic base layer is constituted of a layer A selected from a group consisting of Cr-Ta based alloy, Cr-Nb based alloy, Cr-Ti based alloy, and Cr-Hf based alloy and a layer B selected from a group consisting of Co-W based alloy, Co-W-B based alloy, C-Mo based alloy, Co-Mo-B based alloy, Co-W-Mo based alloy, and a Co-W-Mo-B based alloy. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO

Description

【０００１】
本発明は、ハ−ドディスク装置などに用いられる磁気記録媒体、磁気記録媒体の製造方法および磁気記録再生装置に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
磁気記録再生装置の１種であるハ−ドディスク装置（ＨＤＤ）は、現在その記録密度が年率６０％で増えており今後もその傾向は続くと言われている。高記録密度に適した磁気記録用ヘッドの開発、磁気記録媒体の開発が進められている。
【０００３】
ハ−ドディスク装置に用いられる磁気記録媒体は、高記録密度化が要求されており、これに伴い保磁力の向上、媒体ノイズの低減が求められている。
【０００４】
ハ−ドディスク装置に用いられる磁気記録媒としては、磁気記録媒体用の基板にスパッタリング法により金属膜を積層した構造が主流となっている。磁気記録媒体に用いられる基板としては、アルミニウム基板とガラス基板が広く用いられている。アルミニウム基板とは鏡面研磨したＡｌ−Ｍｇ合金の基体上にＮｉ−Ｐ系合金膜を無電解メッキで１０μｍ程度の厚さに形成し、その表面を更に鏡面仕上げしたものである。ガラス基板にはアモルファスガラスと結晶化ガラスの２種類がある。どちらのガラス基板も鏡面仕上げしたものが用いられる。
【０００５】
現在一般的に用いられているハ−ドディスク装置用磁気記録媒体においては、非磁性基板上に非磁性下地層（Ｎｉ−Ａｌ系合金、Ｃｒ、Ｃｒ系合金等）、非磁性中間層（Ｃｏ−Ｃｒ、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｔａ系合金等）、磁性層（Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｔａ、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ系合金等）、保護膜（カ−ボン等）が順次成膜されており、その上に液体潤滑剤からなる潤滑膜が形成されている。
【０００６】
磁性層に用いられるＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｔａ系合金、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ系合金等はＣｏが主成分である合金である。Ｃｏ合金はＣ軸に磁化容易軸をもつ六方最密構造（ｈｃｐ構造）をとる。磁気記録媒の記録方式には面内記録と垂直記録があり、一般的に磁性膜にはＣｏ合金が用いられている。面内記録の場合、Ｃｏ合金のＣ軸が非磁性基板に対して平行に配向しており、垂直媒体の場合、Ｃｏ合金のＣ軸が非磁性基板に対して垂直に配向している。したがって、面内記録の場合、Ｃｏ合金は（１０・０）面あるは（１１・０）面に配向していることが望ましい。
【０００７】
なお、結晶面表記の中の「・」は、結晶面を表すミラ−ブラベ−指数の省略形を示す。すなわち、結晶面を表わすのにＣｏのような六方晶系では、通常（ｈｋｉｌ）と４つの指数で表わすが、この中で「ｉ」に関してはｉ＝−（ｈ＋ｋ）と定義されており、この「ｉ」の部分を省略した形式では、（ｈｋ・ｌ）と表記する。
【０００８】
垂直記録の場合には、Ｃｏ合金は（００・１）面に配向していることが望ましい。逆に、面内記録の場合、Ｃｏ合金の（１０・１）面や（００・１）面の垂直成分を含む配向が存在すると面内方向の磁化の低下を促し好ましくない。
【０００９】
Ｃｏ合金の（１０・０）面や（１１・０）面を直接配向させることは難しく通常は体心立方構造（ｂｃｃ構造）をとるＣｒ合金が下地層として用いられている。Ｃｒ合金の（１００）面には、Ｃｏ合金の（１１・０）面が配向し易く、Ｃｒ合金の（１１２）面にはＣｏ合金の（１０・０）面が配向し易い。
【００１０】
Ｎｉ−Ｐ系合金が無電解メッキされているアルミニウム基板を加熱した後、Ｃｒ合金を成膜するとＣｒ合金の（１００）面が配向し易く、その上にＣｏ合金をエピタキシャル成長させることによりＣｏ合金の（１１・０）面が配向し良好な磁気記録媒が得られる。
【００１１】
一方、ガラス基板に加熱をした後、Ｃｒ合金を直接成膜するとＣｒ合金の（１１０）面が配向し易く、その上に成長するＣｏ合金は（１０・１）面が配向してしまい好ましくない。Ｃｏ合金の（１０・１）面は磁化容易軸であるＣ軸が面内方向にも、垂直方向にもベクトル成分を持ってしまっているので、面内記録にも垂直記録にも好ましくない。
【００１２】
ガラス基板上にＣｒ合金を（１００）面、あるは、（１１２）面に配向させる手法がこれまで提案されている。
【００１３】
ヨ−ロッパ特許ＥＰ０７０４８３９Ａ１公報で提案されているＢ２構造を持つＡｌ合金（Ａｌ−Ｎｉ、Ａｌ−Ｃｏ，Ａｌ−Ｆｅ系合金等）を下地層として用いる手法では、Ａｌ−Ｎｉ系合金、Ａｌ−Ｃｏ系合金等により磁性層の結晶粒が小さくなり、ノイズが低減されることが確認されている。Ｂ２構造の中でも、Ａｌ−Ｎｉ系合金が非磁性下地層として実用化されており、広く用いられてきている。これはＡｌ−Ｎｉ系合金の場合、Ａｌ−Ｎｉ系合金の（１１２）面が磁性層のＣｏ合金の（１０・０）面と極めて良く格子マッチングするために、Ｃｏ合金の（１０・０）面がＡｌ−Ｎｉ系合金の（１１２）面上ににエピタキシャル成長するためである。その結果、Ｃｏ合金からなる磁性層が（１０・０）に配向するために、高い保持力を得られる。
【００１４】
特許第３２１７０１２号では、Ｃｏを主成分とする下地層をＣｒ合金の下に成膜することによりＣｒ（１００）面を成長させ、Ｃｏ合金の（１１・０）面のエピタキシャル成長を促進させている。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
前記ヨ−ロッパ特許ＥＰ０７０４８３９Ａ１公報で提案されているＢ２構造を持つＡｌ合金（Ａｌ−Ｎｉ、Ａｌ−Ｃｏ，Ａｌ−Ｆｅ系合金等）を下地層として用いる手法では、Ａｌ−Ｎｉ系合金の（１１２）ピ−クは低く（１１２）面の配向が充分に発現しないおそれがある。そのため前記特許でも示されているようにＡｌ−Ｎｉ系合金の（１１２）面は配向させるためには、Ａｌ−Ｎｉ系合金の膜厚を厚くしなければならず、このためにＡｌ−Ｎｉ系合金の結晶粒を大きくしてしまうという欠点がある。すなわち、Ａｌ−Ｎｉ系合金を用いた場合、保持力を高くするためにはその膜厚を厚くしなければならず、結晶粒を小さくして媒体ノイズを低下させるためにはその膜厚を薄くしなければならないという相反する傾向がある。そのため、最適な磁気記録媒体の膜構成の設計が困難であった。
【００１６】
特許第３２１７０１２号の実施例に記載されているＣｏ−３０ａｔ％Ｃｒ−１０ａｔ％Ｚｒ、Ｃｏ−３６ａｔ％Ｍｎ−１０ａｔ％Ｔａ、Ｃｏ−３０ａｔ％Ｃｒ−１０ａｔ％ＳｉＯ２、Ｃｏ−２５ａｔ％Ｃｒ−１２ａｔ％Ｗなどでは、Ｃｒ合金は（１００）面に配向してＣｏ合金の（１１・０）面のエピタキシャル成長は観察されるが、Ｃｒ合金の微細化が十分では無く媒体ノイズが下がることに限界がある。
【００１７】
磁気記録再生装置では、記録密度の上昇に伴い、ヘッドの低フライングハイト化が要求されいている。ヘッドの低フライングハイト化を実現するためには、主としてＣＳＳ方式とランプ・ロード方式の２種類がある。
【００１８】
ＣＳＳ方式はコンタクト・スタート・アンド・ストップの略語で、停止時にヘッドとディスクは接触状態にあり、回転と共にディスク上の空気流で発生する圧力を利用して、ヘッドをディスクから浮上させる方法である。ＣＳＳ方式の場合、ディスク表面に適当な凹凸がないとヘッドとディスクが吸着してしまう。ただし、凹凸があるとヘッドが浮上時にぶつかってしまうということがあるために、低フライングハイト化の阻害要因にもなってしまう。したがって、ディスク表面に形成される凹凸はディスクの一部分にのみ加工を施されることが通常である。この部分をＣＳＳゾーンと呼び通常、停止時にヘッドとディスクが接触する場所として用いられる。情報を記録する部分はこれ以外の場所が用いられる。ＣＳＳゾーンにのみ凹凸をつける方法は、通常レーザを用いて加工が施される。ＣＳＳ方式は、レーザでの加工のしやすさから主としてアルミニウム基板に用いられている。
【００１９】
ランプ・ロード方式は停止時にヘッドをディスク外周部に設けられた傾斜路（ランプ）に退避させる方法である。この方式ではディスク表面に凹凸を付ける必要性が無く低フライングハイト化を実現できる。ランプ・ロード方式は、レーザでの凹凸加工の難しいガラス基板に主として用いられている。ランプ・ロード方式はディスク表面に凹凸を付ける必要性が無く理想的な方式であるが、ヘッドが傾斜路（ランプ）からディスク表面に移動するさいに、ヘッドがディスクにぶつかってしまうという現象が起こる。このために、傾斜路（ランプ）とディスクの境界部で膜はがれ等の損傷が起きやすい欠点がある。この問題を回避するためには、傾斜路（ランプ）やヘッドの設計はもちろんであるが、ディスクにはガラス基板との密着性の良い膜が望まれる。
【００２０】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、より高記録密度に対応できる磁気記録媒体で、より高保持力を有してより低ノイズである磁気記録媒体、かつ、ガラス基板との密着性が良い磁気記録媒、その製造方法、および磁気記録再生装置を提供することを目的とする。
【００２１】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は上記問題を解決するために、鋭意努力検討した結果、非磁性下地層として、Ｃｒを主成分とし、Ｔａ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ，Ｈｆを添加した層を非磁性基板上に成膜し、さらにその上にＣｏを主成分とし、ＣｏにＷ、Ｂ、Ｍｏを添加した層を用いることにより磁気記録再生装置の特性を向上できることを見出し本発明を完成した。即ち本発明は以下に関する。
【００２２】
（１）少なくとも非磁性基板、非磁性下地層、磁性層及び保護膜をこの順で有する磁気記録媒において、非磁性下地層が２層以上の積層構造からなり、非磁性下地層が、非磁性基板側から、Ｃｒ−Ｔａ系合金、Ｃｒ−Ｎｂ系合金、Ｃｒ−Ｔｉ系合金、Ｃｒ−Ｚｒ系合金、Ｃｒ−Ｈｆ系合金からなる群から選ばれる層（以下、Ａ層とする。）と、Ｃｏ−Ｗ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金からなる群から選ばれる層（以下、Ｂ層とする。）とをこの順で含むことを特徴とする磁気記録媒体。
【００２３】
（２）非磁性下地層が、Ｂ層の磁性層側に、Ｃｒ層、または、ＣｒとＴｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｂ、ＳｉおよびＶから選ばれる１種以上からなるＣｒ合金層（以下、Ｃｒ層またはＣｒ合金層をＣ層とする。）を含むことを特徴とする（１）に記載の磁気記録媒体。
【００２４】
（３）Ｃｒ−Ｔａ系合金が、Ｔａの濃度が２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることを特徴とする（１）または（２）に記載の磁気記録媒体。
【００２５】
（４）Ｃｒ−Ｎｂ系合金が、Ｎｂの濃度が２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００２６】
（５）Ｃｒ−Ｔｉ系合金が、Ｔｉの濃度が２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００２７】
（６）Ｃｒ−Ｚｒ系合金が、Ｚｒの濃度が２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることを特徴とする（１）〜（５）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００２８】
（７）Ｃｒ−Ｈｆ系合金が、Ｈｆの濃度が２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることを特徴とする（１）〜（６）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００２９】
（８）Ｃｏ−Ｗ系合金が、Ｗの濃度が３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることを特徴とする（１）〜（７）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００３０】
（９）Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金が、Ｗの濃度が３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であり、Ｂの濃度が５ａｔ％以下であることを特徴とする（１）〜（８）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００３１】
（１０）Ｃｏ−Ｍｏ系合金が、Ｍｏの濃度が３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることを特徴とする（１）〜（９）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００３２】
（１１）Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金が、Ｍｏの濃度が３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であり、Ｂの濃度が５ａｔ％以下であることを特徴とする（１）〜（１０）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００３３】
（１２）Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金が、ＷとＭｏの合計の濃度が、３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることを特徴とする（１）〜（１１）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００３４】
（１３）Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金が、ＷとＭｏの合計の濃度が、３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であり、Ｂの濃度が５ａｔ％以下であることを特徴とする（１）〜（１２）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００３５】
（１４）非磁性基板が、ガラス、または、シリコンからなることを特徴とする（１）〜（１３）のいずれか１項に記載の磁気記録媒体。
【００３６】
（１５）磁性層が、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ系合金、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｔａ系合金、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｙ系合金（ＹはＴａ、または、Ｃｕである。）から選ばれる何れか１種以上であることを特徴とする（１）〜（１４）の何れか１項に記載の磁気記録媒体。
【００３７】
（１６）Ａ層、Ｂ層、Ｃ層をこの順で形成する工程を含み、更に、Ｂ層を形成後、Ｂ層の表面を酸素雰囲気に暴露する工程を含むことを特徴とする（１）〜（１５）の何れか１項に記載の磁気記録媒体の製造方法。
【００３８】
（１７）Ｂ層の表面を酸素雰囲気に暴露する工程での酸素ガス圧が、５×１０^−４Ｐａ〜５×１０^−２Ｐａの範囲内であることを特徴とする（１６）に記載の磁気記録媒体の製造方法。
【００３９】
（１８）（１６）または（１７）の磁気記録媒体の製造方法を用いて製造した磁気記録媒体。
【００４０】
（１９）（１）〜（１５）または（１８）の何れか１項に記載の磁気記録媒体と、磁気記録媒体に情報を記録再生する磁気ヘッドとを備えた磁気記録再生装置。
【００４１】
【発明の実施の形態】
本発明の磁気記録媒体は、少なくとも非磁性基板、非磁性下地層、磁性層及び保護膜をこの順で有する磁気記録媒であって、非磁性下地層が２層以上の積層構造からなり、非磁性下地層が、非磁性基板側から、Ｃｒ−Ｔａ系合金、Ｃｒ−Ｎｂ系合金、Ｃｒ−Ｔｉ系合金、Ｃｒ−Ｚｒ系合金、Ｃｒ−Ｈｆ系合金からなる群から選ばれる層（以下、Ａ層とする。）と、Ｃｏ−Ｗ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金からなる群から選ばれる層（以下、Ｂ層とする。）とをこの順で含むことを特徴とする。
【００４２】
また、本発明の磁気記録媒体は、非磁性下地層を３層以上の積層構造とし、Ｂ層の磁性層側に、Ｃｒ層、または、ＣｒとＴｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｂ、ＳｉおよびＶから選ばれる１種以上からなるＣｒ合金層（以下、Ｃｒ層またはＣｒ合金層をＣ層とする。）を含む構成とするのが好ましい。
【００４３】
図１は、本発明の磁気記録媒体の一実施形態を模式的に示したものである。本発明の磁気記録媒体は、例えば、非磁性基板１、非磁性下地層２〜４、磁性層６及び保護膜７をこの順で有し、非磁性下地層２としてＡ層に成膜し、さらにその上に非磁性下地層３としてＢ層を成膜することを特徴とする。
また本発明の磁気記録媒体は、非磁性下地層を３層以上から構成するのが好ましく、非磁性下地層３としてＢ層を形成後、その上に、非磁性下地層４としてＣ層を形成するのが好ましい。なお、Ａ層、Ｂ層、Ｃ層はそれぞれ接している必要はなく、各層の間に、中間層を設けてもかまわない。
【００４４】
更に、本発明は、非磁性下地層４と磁性層６の間に、非磁性中間層５を設け、また、保護膜７の上に潤滑層を設けるのが好ましい。
【００４５】
本発明における非磁性基板としては、ガラス、セラミックス、シリコン、シリコンカ−バイド、カ−ボン、樹脂などの非金属材料からなるものを挙げることができる。
【００４６】
磁気記録再生装置では、記録密度の上昇に伴い、ヘッドの低フライングハイト化が要求されているために、基板表面の高い平滑性が必要となる。すなわち、本発明に用いられる非磁性層基板は、平均表面粗さＲａが２ｎｍ（２０オングストロ−ム）以下、好ましくは１ｎｍ以下であるとことが望ましい。
【００４７】
本発明の非磁性基板に用いる非金属材料としては、コスト、耐久性の点からガラス基板を用いるのが好ましい。表面平滑性の点からはガラス基板、シリコン基板等を用いることが好ましい。
【００４８】
ガラス基板は結晶化ガラスまたはアモルファスガラスを用いることができる。アモルファスガラスとしては汎用のソ−ダライムガラス、アルミノケ−トガラス、アルミノシリケ−トを使用できる。また結晶化ガラスとしては、リチウム系結晶化ガラスを用いることができる。ここで結晶化ガラスの構成成分としてはＳｉＯ_２、Ｌｉ_２Ｏが含まれているものが、実際にドライブ装置に組み込んで使用した場合に他の部品との熱膨張係数の整合性の点、あるいは組み立て時、使用時の剛性の点から好ましい。
【００４９】
セラミックス基板としては、汎用の酸化アルミニウム、窒化珪素などを主成分とする焼結体やそれらの繊維強化物が挙げられる。
【００５０】
本発明における非磁性下地層は、Ｃｒ−Ｔａ系合金、Ｃｒ−Ｎｂ系合金、Ｃｒ−Ｔｉ系合金、Ｃｒ−Ｚｒ系合金、Ｃｒ−Ｈｆ系合金からなる群から選ばれる何れか１種以上を含む層を非磁性基板上に成膜し、その後、Ｃｏ−Ｗ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金からなる群から選ばれる何れか１種以上を含む層を成膜することを特徴とする。
【００５１】
Ｃｒ−Ｔａ系合金において、Ｔａの濃度は２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることが好ましい。本発明においては、Ｃｒ−Ｔａ合金はアモルファス構造を取る。しかしながら、本発明者は、鋭意努力により、２元系状態図においてＣ１５構造を７５％以上有する組成が、ＳＮＲ（Ｓｉｇｎａｌ　ｔｏ　Ｎｏｉｓｅ　Ｒａｔｉｏ）と膜の密着性を同時に満たす条件であることを見出した。
【００５２】
Ｃｒ−Ｎｂ系合金において、Ｎｂの濃度は２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることが好ましい。その理由はＣｒ−Ｔａ合金の場合と同様である。
【００５３】
Ｃｒ−Ｔｉ系合金において、Ｔｉの濃度は２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることが好ましい。その理由はＣｒ−Ｔａ合金の場合と同様である。
【００５４】
Ｃｒ−Ｚｒ系合金において、Ｚｒの濃度は２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることが好ましい。その理由はＣｒ−Ｔａ合金の場合と同様である。
【００５５】
Ｃｒ−Ｈｆ系合金において、Ｈｆの濃度は２５ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内であることが好ましい。その理由はＣｒ−Ｔａ合金の場合と同様である。
【００５６】
Ｃｏ−Ｗ系合金においては、Ｗの濃度は３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内が好ましい。Ｗが３０ａｔ％未満ではＣｏが磁化を持ってしまい非磁性下地層が軟磁性層となってしまう。この結果として書き込まれた信号にスパイク状のノイズが発生してしまいＳＮＲを低下させる。Ｗの濃度が５０ａｔ％より高いと、例えばその上に形成する、Ｃ層のＣｒまたはＣｒ合金の配向性が低下してしまい、保持力（Ｈｃ）が低下してしまう。
【００５７】
Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金においては、Ｗの濃度を３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内、Ｂの濃度を５ａｔ％以下とするのが好ましい。Ｗが３０ａｔ％未満ではＣｏが磁化を持ってしまい非磁性下地層が軟磁性層となってしまう。この結果として書き込まれた信号にスパイク状のノイズが発生してしまいＳＮＲを低下させる。Ｗの濃度が５０ａｔ％より高いと、例えばその上に形成する、第３非磁性下地層のＣｒ合金の配向性が低下してしまい、保持力（Ｈｃ）が低下してしまう。またＢの濃度が５ａｔ％より高くなると、特に非磁性下地層を３層以上から構成する場合において、その直上に形成する非磁性下地層の、特にＣｒ合金の配向性が低下し、Ｈｃ（保持力）が低下する。
【００５８】
Ｃｏ−Ｍｏ系合金においては、Ｍｏの濃度は３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内が好ましい。Ｍｏが３０ａｔ％未満ではＣｏが磁化を持ってしまい非磁性下地層が軟磁性層となってしまう。この結果として書き込まれた信号にスパイク状のノイズが発生してしまいＳＮＲを低下させる。Ｗの濃度が５０ａｔ％より高いと、例えばその上に形成する、第３非磁性下地層のＣｒ合金の配向性が低下してしまい、保持力（Ｈｃ）が低下してしまう。
【００５９】
Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金においては、Ｍｏの濃度を３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内、Ｂの濃度を５ａｔ％以下とするのが好ましい。Ｍｏが３０ａｔ％未満ではＣｏが磁化を持ってしまい非磁性下地層が軟磁性層となってしまう。この結果として書き込まれた信号にスパイク状のノイズが発生してしまいＳＮＲを低下させる。Ｍｏの濃度が５０ａｔ％より高いと、例えばその上に形成する、第３の非磁性下地層の、Ｃｒ合金の配向性が低下してしまい、保持力（Ｈｃ）が低下してしまう。またＢの濃度が５ａｔ％より高くなると、特に非磁性下地層を３層以上から構成する場合において、その直上に形成する非磁性下地層の、特にＣｒ合金の配向性が低下し、Ｈｃ（保持力）が低下する
Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金においては、ＷとＭｏの濃度は３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内が好ましい。ＷとＭｏは全率固溶するので、Ｃｏ−Ｗ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ系合金と同様な傾向を示す。したがって、ＷとＭｏの濃度の合計が３０ａｔ％未満ではＣｏが磁化を持ってしまい非磁性下地層が軟磁性層となってしまう。この結果として書き込まれた信号にスパイク状のノイズが発生してしまいＳＮＲを低下させる。ＷとＭｏの濃度の合計が５０ａｔ％より高いと、例えばその上に形成する、第３の非磁性下地層の、Ｃｒ合金の配向性が低下してしまい、Ｈｃ（保持力）が低下してしまう。
【００６０】
Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金においては、ＷとＭｏの濃度は３０ａｔ％〜５０ａｔ％の範囲内が好ましい。ＷとＭｏは全率固溶するので、Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金と同様な傾向を示す。したがって、ＷとＭｏの濃度の合計が３０ａｔ％未満ではＣｏが磁化を持ってしまい非磁性下地層が軟磁性層となってしまう。この結果として書き込まれた信号にスパイク状のノイズが発生してしまいＳＮＲを低下させる。ＷとＭｏの濃度の合計が５０ａｔ％より高いと、例えばその上に形成する、第３の非磁性下地層の、Ｃｒ合金の配向性が低下してしまい、Ｈｃ（保持力）が低下してしまう。Ｂの濃度はＣｏ−Ｗ−Ｂの場合と同様である。
【００６１】
本発明の磁気記録媒体は、非磁性下地層を３層以上の積層構造から形成するのが好ましく、非磁性下地層が、非磁性基板側からＣｒ−Ｔａ系合金、Ｃｒ−Ｎｂ系合金、Ｃｒ−Ｔｉ系合金、Ｃｒ−Ｚｒ系合金、Ｃｒ−Ｈｆ系合金からなる群から選ばれる何れか１種以上を含む層があり、その上にＣｏ−Ｗ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金からなる群から選ばれる何れか１種以上を含む層があり、さらにその上にＣｒ層、または、ＣｒとＴｉ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｂ、ＳｉおよびＶから選ばれる１種もしくは２種類以上とからなるＣｒ合金層を含みむことが好ましい。
【００６２】
本発明の磁気記録媒体で、非磁性下地層を３層以上から形成する際の、表面側に形成する層（図１の第３の非磁性下地層４（Ｃ層）に該当する。）は、Ｃｒ層では格子定数が小さいので、Ｃｒ−Ｍｏ，Ｃｒ−Ｗ，Ｃｒ−Ｖ、Ｃｒ−Ｔｉ系合金などのように、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ、Ｔｉなどを添加してＣｒの格子定数を広げ、磁性層のＣｏ合金と格子定数がマッチングするようにすることが、磁気記録媒体のＳＮＲ特性向上の点から好ましい。
【００６３】
非磁性下地層のＣｒ層またはＣｒ合金層の結晶配向は、（１００）面を優先配向面とするのが好ましい。その結果、非磁性下地層の上に形成した磁性層のＣｏ合金の結晶配向がより強く（１１・０）を示すので、磁気的特性例えば保持力（Ｈｃ）の向上効果、記録再生特性例えばＳＮＲの向上効果が得られる。
【００６４】
磁性層は、直下の非磁性下地層の、例えば（１００）面と充分に良く格子がマッチングするＣｏを主原料としたＣｏ合金であって、ｈｃｐ構造である材料とするのが好ましい。例えば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｔａ系、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ系、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｔａ系、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｔａ系、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｃｕ系合金から選ばれたいずれか一種を含むものとするのが好ましい。
【００６５】
例えば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ系合金の場合、Ｃｒの含有量は１０ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲内、Ｐｔの含有量は８ａｔ％〜１６ａｔ％の範囲内とするのがＳＮＲ向上の点から好ましい。
【００６６】
例えば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ系合金の場合、Ｃｒの含有量は１０ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲内、Ｐｔの含有量は８ａｔ％〜１６ａｔ％の範囲内、Ｂの含有量は１ａｔ％〜２０ａｔ％の範囲内とするのがＳＮＲ向上の点から好ましい。
【００６７】
例えば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｔａ系合金の場合、Ｃｒの含有量は１０ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲内、Ｐｔの含有量は８ａｔ％〜１６ａｔ％の範囲内、Ｂの含有量は１ａｔ％〜２０ａｔ％の範囲内、Ｔａの含有量は１ａｔ％〜４ａｔ％の範囲内とするのがＳＮＲ向上の点から好ましい。
【００６８】
例えば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｃｕ系合金の場合、Ｃｒの含有量は１０ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲内、Ｐｔの含有量は８ａｔ％〜１６ａｔ％の範囲内、Ｂの含有量は２ａｔ％〜２０ａｔ％の範囲内、Ｃｕの含有量は１ａｔ％〜４ａｔ％の範囲内とするのがＳＮＲ向上の点から好ましい。
【００６９】
磁性層の膜厚は１５ｎｍ以上であれば熱揺らぎの観点から問題ないが、高記録密度への要求から４０ｎｍ以下であるのが好ましい。４０ｎｍを越えると、磁性層の結晶粒径が増大してしまい、好ましい記録再生特性が得られないからである。磁性層は、多層構造としても良く、その材料は上記のなかから選ばれる何れかを用いた組み合わせとすることができる。多層構造とした場合、非磁性下地層の直上は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｔａ系合金またはＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｃｕ系合金またはＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ系合金からなるものであるのが、記録再生特性の、ＳＮＲ特性の改善の点からは好ましい。最上層は、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｃｕ系合金またはＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ系合金からなるものであるのが、記録再生特性の、ＳＮＲ特性の改善の点からは好ましい。
【００７０】
非磁性下地層と磁性層との間にＣｏ合金のエピタキシャル成長を助長する目的として非磁性中間層を設けるのが好ましい。磁気的特性例えば保磁力の向上効果、記録再生特性例えばＳＮＲの向上効果が得られる。非磁性中間層はＣｏ、Ｃｒを含むものとすることができる。Ｃｏ−Ｃｒ系合金としたときＣｒの含有量は２５ａｔ％〜４５ａｔ％の範囲内であるのがＳＮＲ向上の点から好ましい。非磁性中間層の膜厚は０．５ｎｍ〜３ｎｍの範囲内であるのがＳＮＲ向上の点から好ましい。
【００７１】
磁性層にＢを含む場合には、非磁性下地層と磁性層との境界付近において、Ｂ濃度が１ａｔ％以上の領域におけるＣｒ濃度が４０ａｔ％以下となっているのが好ましい。ＣｒとＢとが高濃度で共存するのを防ぎ、ＣｒとＢとの共有結合性化合物の生成を極力抑え、その結果それによる磁性層中の配向の低下を防ぐことができるからである。
【００７２】
保護膜は、従来の公知の材料、例えば、カーボン、ＳｉＣの単体またはそれらを主成分とした材料を使用することができる。保護膜の膜厚は１ｎｍ〜１０ｎｍの範囲内であるのが高記録密度状態で使用した場合のスペーシングロスまたは耐久性の点から好ましい。
【００７３】
保護膜上には必要に応じ例えばパーフルオロポリエーテルのフッ素系潤滑剤からなる潤滑層を設けることができる。
【００７４】
非磁性基板はその表面に、テクスチャー処理によるテクスチャー痕を有したものとしても良い。テクスチャー痕を有した基板の表面の平均粗さが、０．１ｎｍ〜０．７ｎｍの範囲内（より好ましくは０．１ｎｍ〜０．５ｎｍの範囲内。さらに好ましくは０．１ｎｍ〜０．３５ｎｍの範囲内。）となるように加工するのが好ましい。テクスチャー痕はほぼ円周方向に形成されているのが磁気記録媒体の円周方向の磁気的異方性を強める点から好ましい。
【００７５】
テクスチャー加工は、オッシレーションを加えたテクスチャー加工とすることができる。オッシレーションとは、テープを基板の円周方向に走行させると同時に、テープを基板の半径方向に揺動させる操作のことである。オッシレーションの条件は６０回／分〜１２００回／分の範囲内とすることが、テクスチャーによる表面研削量が均一になるので好ましい。
【００７６】
テクスチャー加工の方法としては、線密度が７５００本／ｍｍ以上のテクスチャー痕を形成する方法を用いることができ、前述したテープを用いたメカニカルテクスチャーによる方法以外に固定砥粒を用いた方法、固定砥石を用いた方法、レーザー加工を用いた方法を用いることができる。
【００７７】
図２は、上記磁気記録媒体を用いた磁気記録再生装置の例を示すものである。ここに示す磁気記録再生装置は、図１に示す構成の磁気記録媒体２０と、磁気記録媒体２０を回転駆動させる媒体駆動部２１と、磁気記録媒体２０に情報を記録再生する磁気ヘッド２２と、この磁気ヘッド２２を磁気記録媒体２０に対して相対運動させるヘッド駆動部２３と、記録再生信号処理系２４とを備えている。記録再生信号処理系２４は、外部から入力されたデ−タを処理して記録信号を磁気ヘッド２２に送ったり、磁気ヘッド２２からの再生信号を処理してデータを外部に送ることができるようになっている。本発明の磁気記録再生装置に用いる磁気ヘッド２２には、再生素子として異方性磁気抵抗効果（ＡＭＲ）を利用したＭＲ（ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）素子だけでなく、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を利用したＧＭＲ素子などを有したより高記録密度に適したヘッドを用いることができる。
【００７８】
上記磁気記録再生装置によれば、高記録密度に適した磁気記録再生装置を製造することが可能となる。
【００７９】
次に本発明の製造方法の一例を説明する。
【００８０】
非磁性基板として、磁気記録媒体用基板としてガラス、セラミックス、シリコン、シリコンカーバイド、カーボン、樹脂の非金属材料から選ばれるいずれかを用いる。
【００８１】
非磁性基板は、平均表面粗さＲａが２ｎｍ（２０オングストローム）以下、好ましくは１ｎｍ以下であるとことが望ましい。
【００８２】
また、表面の微小うねり（Ｗａ）が０．３ｎｍ以下（より好ましくは０．２５ｎｍ以下。）であるのが好ましい。端面のチャンファー部の面取り部、側面部の少なくとも一方の、いずれの表面平均粗さＲａが１０ｎｍ以下（より好ましくは９．５ｎｍ以下。）のものを用いることが磁気ヘッドの飛行安定性にとって好ましい。微少うねり（Ｗａ）は、例えば、表面荒粗さ測定装置Ｐ−１２（ＫＬＭ−Ｔｅｎｃｏｒ社製）を用い、測定範囲８０μｍでの表面平均粗さとして測定することができる。
【００８３】
必要に応じて非磁性基板の表面にテクスチャー加工を施した後、基板を洗浄して、基板を成膜装置のチャンバー内に設置する。必要に応じて基板は、例えばヒータより１００℃〜４００℃の範囲内で加熱する。非磁性基板１上に、第１の非磁性下地層２、第２の非磁性下地層３、第３の非磁性下地層４、非磁性中間層５、磁性層６を各層の材料と同じ組成の材料を原料とするスパッタリング用ターゲットを用いてＤＣ或いはＲＦマグネトロンスパッタリング法により形成する。
【００８４】
膜を形成するためのスパッタリングの条件は例えば次のようにする。形成に用いるチャンバ内は真空度が１×１０^−４Ｐａ〜１×１０^−７Ｐａの範囲内となるまで排気する。チャンバ内に基板を収容して、スパッター用ガスとしてＡｒガスを導入して放電させてスパッタ成膜をおこなう。このとき、供給するパワーは０．２ｋＷ〜２．０ｋＷの範囲内とし、放電時間と供給するパワーを調節することによって、所望の膜厚を得ることができる。
【００８５】
第２の非磁性下地層３（Ｂ層）と第３の非磁性下地層４（Ｃ層）の間には、その表面を酸素雰囲気に曝露する工程を有することが好ましい。曝露する酸素雰囲気は、例えば５×１０^−４Ｐａ以上の酸素ガスを含む雰囲気とするのが好ましい。また曝露用の雰囲気ガスを水と接触させたものを用いることもできる。また曝露時間は、０．５秒〜１５秒の範囲内とするのが好ましい。例えば、第２の非磁性下地層（Ｂ層）を形成後チャンバから取出し外気雰囲気または酸素雰囲気中に曝露させることが好ましい。またはチャンバから取り出さずチャンバ内に大気または酸素を導入して曝露させる方法を用いることも好ましい。特に、チャンバ内で曝露させる方法は、真空室から取り出すような煩雑な工程がいらないので、非磁性下地層、磁性層の成膜を含めて一連の成膜工程として続けて処理することができるので好ましい。その場合は例えば、到達真空度が１×１０^−６Ｐａ以下において５×１０^−４Ｐａ以上の酸素ガスを含む雰囲気とするのが好ましい。なお、酸素による暴露時の酸素ガス圧の上限であるが、大気圧での暴露も可能であるが、好ましくは、５×１０^−２Ｐａ以下とするのが良い。
【００８６】
非磁性下地層を形成した後、１５ｎｍ〜４０ｎｍの膜厚を有した磁性層を磁性層の材料からなるスパッタリング用ターゲットを用いて同様にスパッタリング法により形成する。スパッタリング用ターゲットはＣｏ−Ｃｒ−Ｔａ系、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ系、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｔａ系、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｔａ系、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｃｕ系から選ばれたいずれか一種を含むものを原料としたものを用いることができる。例えば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ系合金の場合、Ｃｒの含有量は１０ａｔ％〜２５ａｔ％の範囲内、Ｐｔの含有量は８ａｔ％〜１６ａｔ％の範囲内とすることができる。例えば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｔａ系合金の場合、Ｃｒの含有量は１６ａｔ％〜２４ａｔ％の範囲内、Ｐｔの含有量は８ａｔ％〜１６ａｔ％の範囲内、Ｂの含有量は２ａｔ％〜８ａｔ％の範囲内、Ｔａの含有量は１ａｔ％〜４ａｔ％の範囲内とすることができる。例えば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ−Ｃｕ系合金の場合、Ｃｒの含有量は１６ａｔ％〜２４ａｔ％の範囲内、Ｐｔの含有量は８ａｔ％〜１６ａｔ％の範囲内、Ｂの含有量は２ａｔ％〜８ａｔ％の範囲内、Ｃｕの含有量は１ａｔ％〜４ａｔ％の範囲内とすることができる。
【００８７】
ここで、非磁性下地層のＣｒまたはＣｒ合金の結晶配向は優先配向面が（１００）を示しているように形成するのが好ましい。
【００８８】
非磁性下地層と磁性層との間に非磁性中間層を設ける場合は、Ｃｏ−Ｃｒ系合金（Ｃｒの含有量は２５ａｔ％〜４５ａｔ％の範囲内。）を原料としたスパッタリング用ターゲットを用いるのが好ましい。このとき、磁性層にＢを含む場合には、非磁性下地層と磁性層との境界付近において、Ｂ濃度が１ａｔ％以上の領域におけるＣｒ濃度が４０ａｔ％以下となるようなスパッター条件で成膜するのが好ましい。
【００８９】
磁性層を形成した後、公知の方法、例えばスパッタリング法、プラズマＣＶＤ法またはそれらの組み合わせを用いて保護膜、たとえばカーボンを主成分とする保護膜を形成する。
【００９０】
さらに、保護膜上には必要に応じパーフルオロポリエーテルのフッ素系潤滑剤をディップ法、スピンコート法などを用いて塗布し潤滑層を形成する。
【００９１】
【実施例】
（実施例１）
非磁性基板としてガラス基板（外径６５ｍｍ、内径２０ｍｍ、厚さ０．６３５ｍｍ、表面粗さ３オングストロ−ム）をＤＣマグネトロンスパッタ装置（アネルバ社製Ｃ３０１０）内にセットした。真空到達度を２×１０^−７Ｔｏｒｒ（２．７×１０^−５Ｐａ）まで排気した後、第１非磁性下地層（Ａ層）として、Ｃｒ−Ｔａ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｔａ：３５ａｔ％）からなるタ−ゲットも用いて常温にて２００オングストロ−ム積層した。第２非磁性下地層（Ｂ層）として、Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）からなるターゲットを用いて常温にて２００オングストローム積層した。
【００９２】
その後、基板を２５０℃に加熱した。加熱後、酸素暴露を０．０５Ｐａで５秒間実施した。第３非磁性下地層（Ｃ層）として、Ｃｒ−Ｔｉ合金（Ｃｒ：８０ａｔ％、Ｔｉ：２０ａｔ％）からなるターゲットを用いて６０オングストローム積層した。非磁性中間層としてはＣｏＣｒ合金（Ｃｏ：６５ａｔ％、Ｃｒ：３５ａｔ％）からなるターゲットを用いて２０オングストローム積層した。磁性層としてＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ合金（Ｃｏ：６０ａｔ％、Ｃｒ：２２ａｔ％、Ｐｔ：１２ａｔ％、Ｂ：６ａｔ％）からなるターゲットを用いて磁性層であるＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ合金層を２００オングストロ−ムの膜厚で形成し、保護膜（カーボン）５０オングストロ−ムを積層した。成膜時のＡｒ圧は３ｍＴｏｒｒとした。パーフルオロポリエーテルからなる潤滑剤２０オングストロームをディップ法で塗布し潤滑層を形成した。
【００９３】
その後グライドテスターを用いて、テスト条件のグライド高さを０．４μｉｎｃｈとして、グライドテストを行ない、合格した磁気記録媒体をリードライトアナライザー、ＲＷＡ１６３２（ＧＵＺＩＫ社製）を用いて記録再生特性を調べた。記録再生特性は、再生信号出力（ＴＡＡ）、孤立波再生出力の半値幅（ＰＷ５０）、ＳＮＲ、オ−バライト（ＯＷ）などの電磁変換特性を測定した。記録再生特性の評価には、再生部に巨大磁気抵抗（ＧＭＲ）素子を有する複合型薄膜磁気記録ヘッドを用いた。ノイズの測定は５００ｋＦＣＩのパタ−ン信号を書き込んだ時の、１ＭＨｚから５００ｋＦＣＩ相当周波数までの積分ノイズを測定した。再生出力を２５０ｋＦＣＩで測定し、ＳＮＲ＝２０×ｌｏｇ（再生出力／１ＭＨｚから５００ｋＦＣＩ相当周波数までの積分ノイズ）として算出した。保磁力（Ｈｃ）および角形比（Ｓ＊）の測定にはカー効果式磁気特性測定装置（ＲＯ１９００、日立電子エンジニアリング社製）を用いた。なお、保持力の単位にＯｅを用いているが、１Ｏｅは約７９Ａ／ｍである。
【００９４】
膜の密着性評価には、ロード・アンロード耐久性性試験を実施した。ロード・アンロード耐久性性試験は、ディスクとヘッドをセットしたドライブ上でロード・アンロード動作を４００，０００回繰り返し、繰り返し試験終了後にヘッド、ディスクを顕微鏡にて観察し損傷がないかどうか確認する方法である。
【００９５】
（実施例２）
実施例１の第１非磁性下地層Ｃｒ−Ｔａ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｔａ：３５ａｔ％）のかわりに、Ｃｒ−Ｎｂ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｎｂ：３５ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【００９６】
（実施例３）
実施例１の第１非磁性下地層Ｃｒ−Ｔａ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｔａ：３５ａｔ％）のかわりに、Ｃｒ−Ｔｉ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｔｉ：３５ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【００９７】
（実施例４）
実施例１の第１非磁性下地層Ｃｒ−Ｔａ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｔａ：３５ａｔ％）のかわりに、Ｃｒ−Ｚｒ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｚｒ：３５ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【００９８】
（実施例５）
実施例１の第１非磁性下地層Ｃｒ−Ｔａ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｔａ：３５ａｔ％）のかわりに、Ｃｒ−Ｈｆ系合金（Ｃｒ：６５ａｔ％、Ｈｆ：３５ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【００９９】
（実施例６）
実施例１の第２非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｗ系合金（Ｃｏ：６０ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【０１００】
（実施例７）
実施例１の第２非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｍｏ系合金（Ｃｏ：６０ａｔ％、Ｍｏ：４０ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【０１０１】
（実施例８）
実施例１の第２非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｍｏ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【０１０２】
（実施例９）
実施例１の第２非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金（Ｃｏ：６０ａｔ％、Ｗ：２０ａｔ％、Ｍｏ：２０ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【０１０３】
（実施例１０）
実施例１の第２非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：２０ａｔ％、Ｍｏ：２０ａｔ％，Ｂ：３ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストローム積層した他は実施例１と同様の処理をした。
【０１０４】
（比較例１）
非磁性基板としてガラス基板（外径６５ｍｍ、内径２０ｍｍ、厚さ０．６３５ｍｍ、表面粗さ３オングストロ−ム）をＤＣマグネトロンスパッタ装置（アネルバ社製Ｃ３０１０）内にセットした。真空到達度を２×１０^−７Ｔｏｒｒ（２．７×１０^−５Ｐａ）まで排気した後、第１非磁性下地層として、Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）からなるターゲットを用いて常温にて２００オングストローム積層した。
【０１０５】
その後、基板を２５０℃に加熱した。加熱後、酸素暴露を０．０５Ｐａで５秒間実施した。第２非磁性下地層として、Ｃｒ−Ｔｉ合金（Ｃｒ：８０ａｔ％、Ｔｉ：２０ａｔ％）からなるタ−ゲットを用いて６０オングストロ−ム積層した。非磁性中間層としてはＣｏＣｒ合金（Ｃｏ：６５ａｔ％、Ｃｒ：３５ａｔ％）からなるタ−ゲットを用いて２０オングストロ−ム積層した。磁性層としてＣｏ−Ｃｒ−Ｐｔ−Ｂ合金（Ｃｏ：６０ａｔ％、Ｃｒ：２２ａｔ％、Ｐｔ：１２ａｔ％、Ｂ：６ａｔ％）からなるタ−ゲットを用いて磁性層であるＣｏＣｒＰｔＢ合金層を２００オングストロ−ムの膜厚で形成し、保護膜（カ−ボン）５０オングストロ−ムを積層した。成膜時のＡｒ圧は３ｍＴｏｒｒとした。パ−フルオロポリエ−テルからなる潤滑剤２０オングストロ−ムをディップ法で塗布し潤滑層を形成した。
【０１０６】
（比較例２）
比較例１の第１非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｗ系合金（Ｃｏ：６０ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストロ−ム積層した他は比較例１と同様の処理をした。
【０１０７】
（比較例３）
比較例１の第１非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｍｏ系合金（Ｃｏ：６０ａｔ％、Ｍｏ：４０ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストロ−ム積層した他は比較例１と同様の処理をした。
【０１０８】
（比較例４）
比較例１の第１非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｍｏ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストロ−ム積層した他は比較例１と同様の処理をした。
【０１０９】
（比較例５）
比較例１の第１非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金（Ｃｏ：６０ａｔ％、Ｗ：２０ａｔ％、Ｍｏ：２０ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストロ−ム積層した他は比較例１と同様の処理をした。
【０１１０】
（比較例６）
比較例１の第１非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：４０ａｔ％、Ｂ：３ａｔ％）のかわりに、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金（Ｃｏ：５７ａｔ％、Ｗ：２０ａｔ％、Ｍｏ：２０ａｔ％，Ｂ：３ａｔ％）からなるターゲットを用いて２００オングストロ−ム積層した他は比較例　　１と同様の処理をした。
【０１１１】
実施例１〜１０、比較例１〜６のの記録再生特性および保持力（Ｈｃ）、角型比の結果を表１に示す。ロード・アンロード耐久性試験の結果を表２に示す。比較例に示すようにＣｏ−Ｗ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金ではＳＮＲは良好な値を示しているが、表２に示すロード・アンロード耐久性試験ではヘッドかディスクの少なくともいずれか一方損傷が見受けられる。一方、第１非磁性下地層としてＣｒ−Ｔａ系合金を成膜した実施例１、８、１０においては、ＳＮＲは、ほぼ同等であるが、密着性が向上した結果、ロード・アンロード耐久性試験ではヘッド、ディスクともに損傷は見られない。
【０１１２】
実施例２〜５は、第１非磁性下地層のＣｒ−Ｔａ系合金の代わりにＣｒ−Ｎｂ系合金、Ｃｒ−Ｔｉ系合金、Ｃｒ−Ｚｒ系合金、Ｃｒ−Ｈｆ系合金を用いたものであるが、ＳＮＲ、ロード・アンロード耐久性試験の結果が共に実施例１と同様に良好である。
【０１１３】
実施例６、７、９は第２非磁性下地層Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金の代わりにＣｏ−Ｗ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金を用いたものであるが、ＳＮＲ、ロード・アンロード耐久性試験の結果が共に実施例１と同様に良好である。Ｃｏ−Ｗ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金は比較例２，３，５で示すように、単独ではＳＮＲが１．５ｄＢ程度悪いが、Ｃｒ−Ｔａ系合金を先だって成膜することにより実施例１と同等のＳＮＲが得られている。
【０１１４】
【表１】

【０１１５】
【表２】

【０１１６】
【発明の効果】
本発明の磁気記録媒体は、少なくとも非磁性基板、非磁性下地層、磁性層及び保護膜からなる磁気記録媒において、非磁性下地層として、Ｃｒを主成分とし、Ｃｒ−Ｔａ系合金、Ｃｒ−Ｎｂ系合金、Ｃｒ−Ｔｉ系合金、Ｃｒ−Ｚｒ系合金、Ｃｒ−Ｈｆ系合金からなる群から選ばれる何れか１種以上を含む層を非磁性基板上に成膜し、さらにその上にＣｏを主成分とし、Ｃｏ−Ｗ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｍｏ−Ｂ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ系合金、Ｃｏ−Ｗ−Ｍｏ−Ｂ系合金からなる群から選ばれる何れか１種以上を含む層を成膜することを特徴とする磁気記録媒体であるのでＳＮＲが向上し、高記録密度に適した磁気記録媒体となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の磁気記録媒体の一実施形態を模式的に示したものである。
【図２】本発明の記磁気記録媒体を用いた磁気記録再生装置の例を示すものである。
【符号の説明】
１　非磁性基板
２　第１の非磁性下地層（Ａ層）
３　第２の非磁性下地層（Ｂ層）
４　第３の非磁性下地層（Ｃ層）
５　非磁性中間層
６　磁性層
７　保護膜
２０　磁気記録媒体
２１　媒体駆動部
２２　磁気ヘッド
２３　ヘッド駆動部
２４　記録再生信号処理系[0001]
The present invention relates to a magnetic recording medium used for a hard disk drive, a method for manufacturing a magnetic recording medium, and a magnetic recording / reproducing apparatus.
[0002]
[Prior art]
Hard disk drives (HDDs), which are one type of magnetic recording / reproducing devices, are currently increasing their recording density at an annual rate of 60%, and it is said that the trend will continue in the future. Development of a magnetic recording head suitable for a high recording density and development of a magnetic recording medium have been advanced.
[0003]
A magnetic recording medium used in a hard disk drive is required to have a high recording density, and accordingly, an improvement in coercive force and a reduction in medium noise are required.
[0004]
As a magnetic recording medium used in a hard disk device, a structure in which a metal film is laminated on a substrate for a magnetic recording medium by a sputtering method is mainly used. Aluminum substrates and glass substrates are widely used as substrates used for magnetic recording media. The aluminum substrate is obtained by forming a Ni-P-based alloy film to a thickness of about 10 µm on a mirror-polished Al-Mg alloy substrate by electroless plating, and further mirror-finish the surface thereof. There are two types of glass substrates, amorphous glass and crystallized glass. Both glass substrates used are mirror-finished.
[0005]
In a magnetic recording medium for a hard disk drive generally used at present, a non-magnetic underlayer (Ni-Al alloy, Cr, Cr-based alloy, etc.) and a non-magnetic intermediate layer (Co -Cr, Co-Cr-Ta-based alloy, etc.), a magnetic layer (Co-Cr-Pt-Ta, Co-Cr-Pt-B-based alloy, etc.), and a protective film (carbon, etc.) are sequentially formed. And a lubricating film made of a liquid lubricant is formed thereon.
[0006]
Co-Cr-Pt-Ta alloys, Co-Cr-Pt-B alloys and the like used for the magnetic layer are alloys containing Co as a main component. The Co alloy has a hexagonal close-packed structure (hcp structure) having an easy axis of magnetization on the C axis. The recording method of the magnetic recording medium includes in-plane recording and perpendicular recording, and a Co alloy is generally used for the magnetic film. In the case of in-plane recording, the C axis of the Co alloy is oriented parallel to the nonmagnetic substrate, and in the case of the perpendicular medium, the C axis of the Co alloy is oriented perpendicular to the nonmagnetic substrate. Therefore, in the case of in-plane recording, it is desirable that the Co alloy be oriented in the (10.0) plane or the (11.0) plane.
[0007]
In addition, “•” in the crystal plane notation indicates an abbreviation of the Miller-Brabé index indicating the crystal plane. That is, in a hexagonal system such as Co to represent a crystal plane, it is usually represented by (hkil) and four indices. Among them, "i" is defined as i =-(h + k). In a format in which the part of “i” is omitted, it is described as (hk · l).
[0008]
In the case of perpendicular recording, it is desirable that the Co alloy be oriented in the (00 · 1) plane. On the other hand, in the case of in-plane recording, the presence of an orientation including a perpendicular component of the (10 · 1) plane or the (00 · 1) plane of the Co alloy undesirably promotes a decrease in in-plane magnetization.
[0009]
It is difficult to directly align the (10.0) or (11.0) plane of the Co alloy, and a Cr alloy having a body-centered cubic structure (bcc structure) is usually used as the underlayer. The (11.0) plane of the Co alloy is easily oriented on the (100) plane of the Cr alloy, and the (10.0) plane of the Co alloy is easily oriented on the (112) plane of the Cr alloy.
[0010]
After heating an aluminum substrate on which a Ni-P-based alloy is electrolessly plated, if a Cr alloy is formed into a film, the (100) plane of the Cr alloy is easily oriented, and the Co alloy is epitaxially grown thereon to form a Co alloy. The (11.0) plane is oriented and a good magnetic recording medium is obtained.
[0011]
On the other hand, if a Cr alloy is directly formed after heating the glass substrate, the (110) plane of the Cr alloy is easily oriented, and the (10.1) plane of the Co alloy grown thereon is not preferred. . Since the (10 · 1) plane of the Co alloy has a vector component in both the in-plane direction and the perpendicular direction of the C axis, which is the axis of easy magnetization, it is not preferable for both in-plane recording and perpendicular recording.
[0012]
A method of orienting a Cr alloy on a (100) plane or a (112) plane on a glass substrate has been proposed.
[0013]
In the method of using an Al alloy having a B2 structure (Al-Ni, Al-Co, Al-Fe alloy, etc.) as an underlayer proposed in European Patent No. EP0704839A1, an Al-Ni alloy, Al-Co It has been confirmed that the crystal grains of the magnetic layer are reduced by a system alloy or the like, and noise is reduced. Among the B2 structures, an Al-Ni-based alloy has been put to practical use as a nonmagnetic underlayer, and has been widely used. This is because, in the case of an Al—Ni alloy, the (112) plane of the Al—Ni alloy is very well lattice-matched with the (10.0) plane of the Co alloy of the magnetic layer. This is because the plane is epitaxially grown on the (112) plane of the Al-Ni alloy. As a result, a high coercive force can be obtained because the magnetic layer made of a Co alloy is oriented to (10.0).
[0014]
In Japanese Patent No. 3217012, a Cr (100) plane is grown by forming an underlayer mainly composed of Co under a Cr alloy, thereby promoting the epitaxial growth of the (11.0) plane of the Co alloy. .
[0015]
[Problems to be solved by the invention]
In the method of using an Al alloy having a B2 structure (Al-Ni, Al-Co, Al-Fe-based alloy, etc.) as an underlayer proposed in European Patent No. EP0704839A1, (112) of an Al-Ni-based alloy is used. ) The peak is low and the orientation of the (112) plane may not be sufficiently exhibited. Therefore, as shown in the above-mentioned patent, in order to orient the (112) plane of the Al-Ni alloy, the thickness of the Al-Ni alloy must be increased. There is a disadvantage that the crystal grains of the alloy are enlarged. That is, when an Al-Ni alloy is used, the film thickness must be increased in order to increase the coercive force, and the film thickness must be reduced in order to reduce crystal grains and reduce medium noise. Tend to conflict. Therefore, it has been difficult to design an optimal film configuration of the magnetic recording medium.
[0016]
Co-30at% Cr-10at% Zr, Co-36at% Mn-10at% Ta, Co-30at% Cr-10at% SiO2, Co-25at% Cr-12at% described in the examples of Japanese Patent No. 3217012. In W and the like, the Cr alloy is oriented to the (100) plane and epitaxial growth of the (11.0) plane of the Co alloy is observed. However, the Cr alloy is not sufficiently refined, and there is a limit to a reduction in medium noise. .
[0017]
In a magnetic recording / reproducing apparatus, as the recording density increases, a flying height of a head is required to be reduced. In order to realize a low flying height of the head, there are mainly two types, a CSS type and a ramp load type.
[0018]
The CSS method is an abbreviation of contact start and stop, in which the head and the disk are in contact with each other when the head is stopped, and the head is lifted from the disk by utilizing the pressure generated by the airflow on the disk as the disk rotates. In the case of the CSS method, the head and the disk will be attracted to each other if there is no appropriate unevenness on the disk surface. However, if there are irregularities, the head may hit at the time of flying, which may be an obstacle to lowering the flying height. Therefore, the irregularities formed on the disk surface are usually processed only on a part of the disk. This part is called a CSS zone, and is usually used as a place where the head and the disk come in contact with each other when stopped. Other locations are used for recording information. In the method of providing unevenness only in the CSS zone, processing is usually performed using a laser. The CSS method is mainly used for an aluminum substrate because of easy processing by a laser.
[0019]
The ramp-load method is a method in which the head is retracted to a ramp (ramp) provided on the outer peripheral portion of the disk when stopped. In this method, there is no need to make the disk surface uneven, and a low flying height can be realized. The ramp-load method is mainly used for a glass substrate on which it is difficult to process unevenness by a laser. The ramp load method is ideal because there is no need to make the disk surface uneven, but when the head moves from the ramp (ramp) to the disk surface, a phenomenon occurs in which the head hits the disk. . For this reason, there is a disadvantage that damage such as film peeling is likely to occur at the boundary between the ramp and the disk. In order to avoid this problem, not only the design of the ramp (ramp) and the head, but also the disk is desired to have a film having good adhesion to the glass substrate.
[0020]
The present invention has been made in view of the above circumstances, and is a magnetic recording medium capable of coping with a higher recording density, a magnetic recording medium having a higher coercive force and lower noise, and close contact with a glass substrate. An object of the present invention is to provide a magnetic recording medium having good properties, a method for manufacturing the same, and a magnetic recording and reproducing apparatus.
[0021]
[Means for Solving the Problems]
The present inventors have made intensive studies to solve the above-described problems, and as a result, as a non-magnetic underlayer, a layer containing Cr as a main component and adding Ta, Nb, Ti, Zr, and Hf on a non-magnetic substrate. The inventors have found that the characteristics of a magnetic recording / reproducing apparatus can be improved by forming a film and further using a layer containing Co as a main component and W, B, and Mo added to Co to complete the present invention. That is, the present invention relates to the following.
[0022]
(1) In a magnetic recording medium having at least a nonmagnetic substrate, a nonmagnetic underlayer, a magnetic layer, and a protective film in this order, the nonmagnetic underlayer has a laminated structure of two or more layers, and the nonmagnetic underlayer is nonmagnetic. From the substrate side, a layer selected from the group consisting of a Cr-Ta alloy, a Cr-Nb alloy, a Cr-Ti alloy, a Cr-Zr alloy, and a Cr-Hf alloy (hereinafter, referred to as an A layer). , Co-W-based alloy, Co-WB-based alloy, Co-Mo-based alloy, Co-Mo-B-based alloy, Co-W-Mo-based alloy, Co-W-Mo-B-based alloy A magnetic recording medium comprising a selected layer (hereinafter, referred to as a B layer) in this order.
[0023]
(2) The non-magnetic underlayer is a Cr layer or a Cr layer composed of at least one selected from the group consisting of Cr and Ti, Mo, Al, Ta, W, Ni, B, Si and V on the magnetic layer side of the B layer. The magnetic recording medium according to (1), further including an alloy layer (hereinafter, a Cr layer or a Cr alloy layer is referred to as a C layer).
[0024]
(3) The magnetic recording medium according to (1) or (2), wherein the Cr-Ta alloy has a Ta concentration in a range of 25 at% to 50 at%.
[0025]
(4) The magnetic recording medium according to any one of (1) to (3), wherein the Cr—Nb-based alloy has an Nb concentration in a range of 25 at% to 50 at%.
[0026]
(5) The magnetic recording medium according to any one of (1) to (4), wherein the Cr-Ti alloy has a Ti concentration in a range of 25 at% to 50 at%.
[0027]
(6) The magnetic recording medium according to any one of (1) to (5), wherein the Cr—Zr-based alloy has a Zr concentration in a range of 25 at% to 50 at%.
[0028]
(7) The magnetic recording medium according to any one of (1) to (6), wherein the Cr-Hf-based alloy has an Hf concentration in a range of 25 at% to 50 at%.
[0029]
(8) The magnetic recording medium according to any one of (1) to (7), wherein the Co—W-based alloy has a W concentration in a range of 30 at% to 50 at%.
[0030]
(9) The Co-WB-based alloy has a W concentration in the range of 30 at% to 50 at%, and a B concentration of 5 at% or less. The magnetic recording medium according to claim 1.
[0031]
(10) The magnetic recording medium according to any one of (1) to (9), wherein the Co—Mo-based alloy has a Mo concentration in a range of 30 at% to 50 at%.
[0032]
(11) Any of (1) to (10), wherein the Co—Mo—B alloy has a Mo concentration in a range of 30 at% to 50 at% and a B concentration of 5 at% or less. The magnetic recording medium according to claim 1.
[0033]
(12) The Co-W-Mo alloy according to any one of (1) to (11), wherein the total concentration of W and Mo is in a range of 30 at% to 50 at%. Magnetic recording medium.
[0034]
(13) The Co-W-Mo-B alloy is characterized in that the total concentration of W and Mo is in a range of 30 at% to 50 at%, and the concentration of B is 5 at% or less. The magnetic recording medium according to any one of (1) to (12).
[0035]
(14) The magnetic recording medium according to any one of (1) to (13), wherein the nonmagnetic substrate is made of glass or silicon.
[0036]
(15) The magnetic layer is made of a Co-Cr-Pt alloy, a Co-Cr-Pt-Ta alloy, a Co-Cr-Pt-B alloy, or a Co-Cr-Pt-BY alloy (Y is Ta Or Cu.) The magnetic recording medium according to any one of (1) to (14), wherein the magnetic recording medium is at least one selected from the group consisting of:
[0037]
(16) The method includes a step of forming an A layer, a B layer, and a C layer in this order, and further includes a step of exposing the surface of the B layer to an oxygen atmosphere after forming the B layer. The method for manufacturing a magnetic recording medium according to any one of (15) to (15).
[0038]
(17) The oxygen gas pressure in the step of exposing the surface of the layer B to an oxygen atmosphere is 5 × 10 ^-4 Pa-5 × 10 ^-2 The method for producing a magnetic recording medium according to (16), wherein the magnetic field is within the range of Pa.
[0039]
(18) A magnetic recording medium manufactured by using the method for manufacturing a magnetic recording medium according to (16) or (17).
[0040]
(19) A magnetic recording / reproducing apparatus comprising: the magnetic recording medium according to any one of (1) to (15) or (18); and a magnetic head for recording / reproducing information on / from the magnetic recording medium.
[0041]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The magnetic recording medium of the present invention is a magnetic recording medium having at least a non-magnetic substrate, a non-magnetic underlayer, a magnetic layer and a protective film in this order, wherein the non-magnetic underlayer has a laminated structure of two or more layers. The magnetic underlayer is a layer selected from the group consisting of a Cr-Ta-based alloy, a Cr-Nb-based alloy, a Cr-Ti-based alloy, a Cr-Zr-based alloy, and a Cr-Hf-based alloy from the non-magnetic substrate side (hereinafter, referred to as a "Cr-Hf-based alloy"). A-layer), a Co-W alloy, a Co-WB alloy, a Co-Mo alloy, a Co-Mo-B alloy, a Co-W-Mo alloy, and a Co-W-Mo- alloy. And a layer selected from the group consisting of a B-based alloy (hereinafter, referred to as a B layer).
[0042]
In the magnetic recording medium of the present invention, the nonmagnetic underlayer has a laminated structure of three or more layers, and a Cr layer or Cr and Ti, Mo, Al, Ta, W, Ni, It is preferable to adopt a configuration including a Cr alloy layer made of at least one selected from B, Si and V (hereinafter, the Cr layer or the Cr alloy layer is referred to as a C layer).
[0043]
FIG. 1 schematically shows an embodiment of the magnetic recording medium of the present invention. The magnetic recording medium of the present invention has, for example, a nonmagnetic substrate 1, nonmagnetic underlayers 2 to 4, a magnetic layer 6, and a protective film 7 in this order, and is formed on the A layer as the nonmagnetic underlayer 2. Further, a B layer is formed thereon as the nonmagnetic underlayer 3.
In the magnetic recording medium of the present invention, it is preferable that the nonmagnetic underlayer is composed of three or more layers. After the B layer is formed as the nonmagnetic underlayer 3, the C layer is formed thereon as the nonmagnetic underlayer 4. Is preferred. The layers A, B and C need not be in contact with each other, and an intermediate layer may be provided between the layers.
[0044]
Further, in the present invention, it is preferable that the nonmagnetic intermediate layer 5 is provided between the nonmagnetic underlayer 4 and the magnetic layer 6, and that a lubricating layer is provided on the protective film 7.
[0045]
Examples of the non-magnetic substrate in the present invention include those made of non-metallic materials such as glass, ceramics, silicon, silicon carbide, carbon, and resin.
[0046]
In a magnetic recording / reproducing apparatus, a high flying height of a head is required with an increase in recording density, so that a high smoothness of a substrate surface is required. That is, the nonmagnetic layer substrate used in the present invention preferably has an average surface roughness Ra of 2 nm (20 Å) or less, preferably 1 nm or less.
[0047]
As the nonmetallic material used for the nonmagnetic substrate of the present invention, it is preferable to use a glass substrate from the viewpoint of cost and durability. From the viewpoint of surface smoothness, it is preferable to use a glass substrate, a silicon substrate, or the like.
[0048]
Crystallized glass or amorphous glass can be used for the glass substrate. As the amorphous glass, general-purpose soda lime glass, aluminosilicate glass and aluminosilicate can be used. As the crystallized glass, lithium-based crystallized glass can be used. Here, the constituent component of the crystallized glass is SiO ₂ , Li ₂ Those containing O are preferable from the viewpoint of the consistency of the thermal expansion coefficient with other parts when actually assembled and used in the drive device, or the rigidity at the time of assembly and use.
[0049]
Examples of the ceramic substrate include general-purpose sintered bodies mainly composed of aluminum oxide, silicon nitride, and the like, and fiber-reinforced products thereof.
[0050]
The non-magnetic underlayer in the present invention is at least one selected from the group consisting of a Cr-Ta alloy, a Cr-Nb alloy, a Cr-Ti alloy, a Cr-Zr alloy, and a Cr-Hf alloy. A layer containing a film is formed on a nonmagnetic substrate, and then a Co-W-based alloy, a Co-WB-based alloy, a Co-Mo-based alloy, a Co-Mo-B-based alloy, a Co-W-Mo-based alloy, A layer containing at least one selected from the group consisting of Co—W—Mo—B alloys is formed.
[0051]
In the Cr-Ta alloy, the concentration of Ta is preferably in a range of 25 at% to 50 at%. In the present invention, the Cr-Ta alloy has an amorphous structure. However, the present inventor has found by earnest effort that a composition having 75% or more of the C15 structure in the binary phase diagram is a condition that simultaneously satisfies the SNR (Signal to Noise Ratio) and the adhesion of the film.
[0052]
In the Cr-Nb alloy, the concentration of Nb is preferably in the range of 25 at% to 50 at%. The reason is the same as in the case of the Cr-Ta alloy.
[0053]
In the Cr-Ti alloy, the concentration of Ti is preferably in a range of 25 at% to 50 at%. The reason is the same as in the case of the Cr-Ta alloy.
[0054]
In the Cr-Zr alloy, the concentration of Zr is preferably in the range of 25 at% to 50 at%. The reason is the same as in the case of the Cr-Ta alloy.
[0055]
In the Cr-Hf alloy, the concentration of Hf is preferably in the range of 25 at% to 50 at%. The reason is the same as in the case of the Cr-Ta alloy.
[0056]
In a Co—W alloy, the concentration of W is preferably in the range of 30 at% to 50 at%. If W is less than 30 at%, Co has magnetization and the nonmagnetic underlayer becomes a soft magnetic layer. As a result, spike noise is generated in the written signal, and the SNR is reduced. If the concentration of W is higher than 50 at%, for example, the orientation of Cr or a Cr alloy of the C layer formed thereon is reduced, and the coercive force (Hc) is reduced.
[0057]
In a Co-WB-based alloy, the concentration of W is preferably in the range of 30 at% to 50 at%, and the concentration of B is preferably at most 5 at%. If W is less than 30 at%, Co has magnetization and the nonmagnetic underlayer becomes a soft magnetic layer. As a result, spike noise is generated in the written signal, and the SNR is reduced. If the concentration of W is higher than 50 at%, the orientation of the Cr alloy of the third non-magnetic underlayer formed thereon, for example, will decrease, and the coercive force (Hc) will decrease. When the concentration of B is higher than 5 at%, especially when the non-magnetic underlayer is composed of three or more layers, the orientation of the non-magnetic underlayer formed immediately above, particularly the Cr alloy, is reduced, and Hc (holding) is reduced. Force) decreases.
[0058]
In a Co-Mo alloy, the concentration of Mo is preferably in the range of 30 at% to 50 at%. If Mo is less than 30 at%, Co has magnetization and the nonmagnetic underlayer becomes a soft magnetic layer. As a result, spike noise is generated in the written signal, and the SNR is reduced. If the concentration of W is higher than 50 at%, the orientation of the Cr alloy of the third non-magnetic underlayer formed thereon, for example, will decrease, and the coercive force (Hc) will decrease.
[0059]
In the Co-Mo-B alloy, it is preferable that the concentration of Mo be in the range of 30 at% to 50 at% and the concentration of B be 5 at% or less. If Mo is less than 30 at%, Co has magnetization and the nonmagnetic underlayer becomes a soft magnetic layer. As a result, spike noise is generated in the written signal, and the SNR is reduced. If the Mo concentration is higher than 50 at%, for example, the orientation of the Cr alloy in the third non-magnetic underlayer formed thereon decreases, and the coercive force (Hc) decreases. When the concentration of B is higher than 5 at%, especially when the non-magnetic underlayer is composed of three or more layers, the orientation of the non-magnetic underlayer formed immediately above, particularly the Cr alloy, is reduced, and Hc (holding) is reduced. Force) decreases
In a Co-W-Mo alloy, the concentration of W and Mo is preferably in the range of 30 at% to 50 at%. Since W and Mo form a solid solution, they show the same tendency as Co-W alloys and Co-Mo alloys. Therefore, when the total concentration of W and Mo is less than 30 at%, Co has magnetization and the nonmagnetic underlayer becomes a soft magnetic layer. As a result, spike noise is generated in the written signal, and the SNR is reduced. If the total concentration of W and Mo is higher than 50 at%, for example, the orientation of the Cr alloy in the third non-magnetic underlayer formed thereon decreases, and Hc (retention force) decreases. I will.
[0060]
In the Co-W-Mo-B alloy, the concentration of W and Mo is preferably in the range of 30 at% to 50 at%. Since W and Mo form a solid solution, they show the same tendency as the Co-WB-based alloy and the Co-Mo-B-based alloy. Therefore, when the total concentration of W and Mo is less than 30 at%, Co has magnetization and the nonmagnetic underlayer becomes a soft magnetic layer. As a result, spike noise is generated in the written signal, and the SNR is reduced. If the total concentration of W and Mo is higher than 50 at%, for example, the orientation of the Cr alloy in the third non-magnetic underlayer formed thereon decreases, and Hc (retention force) decreases. I will. The concentration of B is the same as in the case of Co-WB.
[0061]
In the magnetic recording medium of the present invention, the non-magnetic underlayer is preferably formed of a laminated structure of three or more layers, and the non-magnetic underlayer is formed of a Cr-Ta alloy, a Cr-Nb alloy, a Cr-Nb alloy from the non-magnetic substrate side. A Ti-based alloy, a Cr-Zr-based alloy, a Cr-Hf-based alloy, and a layer containing at least one selected from the group consisting of a Co-W-based alloy, a Co-WB-based alloy, There is a layer containing at least one selected from the group consisting of a Co-Mo alloy, a Co-Mo-B alloy, a Co-W-Mo alloy, and a Co-W-Mo-B alloy. It is preferable to include thereon a Cr layer or a Cr alloy layer composed of Cr and one or more selected from Ti, Mo, Al, Ta, W, Ni, B, Si and V.
[0062]
In the magnetic recording medium of the present invention, when the non-magnetic underlayer is formed of three or more layers, the layer formed on the front surface side (corresponding to the third non-magnetic underlayer 4 (C layer) in FIG. 1). Since the lattice constant of the Cr layer is small, the lattice constant of Cr is increased by adding Mo, W, V, Ti or the like, such as a Cr-Mo, Cr-W, Cr-V, or Cr-Ti alloy. It is preferable that the lattice constant matches the Co alloy of the magnetic layer from the viewpoint of improving the SNR characteristics of the magnetic recording medium.
[0063]
The crystal orientation of the Cr layer or Cr alloy layer of the nonmagnetic underlayer is preferably such that the (100) plane is the preferential orientation plane. As a result, since the crystal orientation of the Co alloy of the magnetic layer formed on the nonmagnetic underlayer is stronger (11.0), the magnetic properties such as the coercive force (Hc) are improved, and the recording / reproducing properties such as the SNR are improved. Is obtained.
[0064]
The magnetic layer is preferably made of a Co alloy mainly composed of Co whose lattice matches well with, for example, the (100) plane of the nonmagnetic underlayer immediately below, and preferably has a hcp structure. For example, it is selected from Co-Cr-Ta-based, Co-Cr-Pt-based, Co-Cr-Pt-Ta-based, Co-Cr-Pt-B-Ta-based, and Co-Cr-Pt-B-Cu-based alloys. Preferably, any one of them is included.
[0065]
For example, in the case of a Co—Cr—Pt-based alloy, it is preferable that the Cr content be in the range of 10 at% to 25 at% and the Pt content be in the range of 8 at% to 16 at% from the viewpoint of improving the SNR.
[0066]
For example, in the case of a Co-Cr-Pt-B-based alloy, the Cr content is in the range of 10 at% to 25 at%, the Pt content is in the range of 8 at% to 16 at%, and the B content is 1 at% to It is preferable to be within the range of 20 at% from the viewpoint of improving the SNR.
[0067]
For example, in the case of a Co-Cr-Pt-B-Ta alloy, the content of Cr is in a range of 10 at% to 25 at%, the content of Pt is in a range of 8 to 16 at%, and the content of B is 1 at%. % To 20 at%, and the Ta content is preferably in a range of 1 at% to 4 at% from the viewpoint of improving the SNR.
[0068]
For example, in the case of a Co-Cr-Pt-B-Cu alloy, the Cr content is in the range of 10 at% to 25 at%, the Pt content is in the range of 8 at% to 16 at%, and the B content is 2 at%. % To 20 at%, and the Cu content is preferably in the range of 1 at% to 4 at% from the viewpoint of improving the SNR.
[0069]
If the thickness of the magnetic layer is 15 nm or more, there is no problem from the viewpoint of thermal fluctuation, but it is preferably 40 nm or less from the demand for high recording density. If the thickness exceeds 40 nm, the crystal grain size of the magnetic layer increases, and favorable recording / reproducing characteristics cannot be obtained. The magnetic layer may have a multilayer structure, and the material thereof may be a combination using any one of the above. In the case of a multilayer structure, the layer immediately above the nonmagnetic underlayer is made of a Co-Cr-Pt-B-Ta alloy, a Co-Cr-Pt-B-Cu alloy, or a Co-Cr-Pt-B alloy. Is preferable from the viewpoint of improving the SNR characteristics of the recording / reproducing characteristics. The uppermost layer is preferably made of a Co-Cr-Pt-B-Cu-based alloy or a Co-Cr-Pt-B-based alloy from the viewpoint of improving the recording / reproducing characteristics and the SNR characteristics.
[0070]
It is preferable to provide a nonmagnetic intermediate layer between the nonmagnetic underlayer and the magnetic layer for the purpose of promoting the epitaxial growth of the Co alloy. The effect of improving magnetic characteristics such as coercive force and the effect of improving recording / reproducing characteristics such as SNR can be obtained. The non-magnetic intermediate layer may contain Co and Cr. When a Co—Cr alloy is used, the content of Cr is preferably in the range of 25 at% to 45 at% from the viewpoint of improving the SNR. The thickness of the nonmagnetic intermediate layer is preferably in the range of 0.5 nm to 3 nm from the viewpoint of improving the SNR.
[0071]
When B is contained in the magnetic layer, the Cr concentration in the region where the B concentration is 1 at% or more is preferably 40 at% or less in the vicinity of the boundary between the nonmagnetic underlayer and the magnetic layer. This is because Cr and B can be prevented from coexisting at a high concentration, and the generation of a covalent compound of Cr and B can be suppressed as much as possible. As a result, a decrease in the orientation in the magnetic layer can be prevented.
[0072]
For the protective film, a conventionally known material, for example, a simple substance of carbon or SiC or a material containing these as a main component can be used. The thickness of the protective film is preferably in the range of 1 nm to 10 nm from the viewpoint of spacing loss or durability when used in a high recording density state.
[0073]
If necessary, a lubricating layer made of, for example, a perfluoropolyether fluorine-based lubricant can be provided on the protective film.
[0074]
The non-magnetic substrate may have a texture mark on the surface due to the texture processing. The average roughness of the surface of the substrate having the texture mark is in the range of 0.1 nm to 0.7 nm (more preferably in the range of 0.1 nm to 0.5 nm, and still more preferably in the range of 0.1 nm to 0.35 nm). It is preferable to process so as to satisfy the range. It is preferable that the texture mark is formed substantially in the circumferential direction from the viewpoint of increasing the magnetic anisotropy in the circumferential direction of the magnetic recording medium.
[0075]
The texture processing may be texture processing to which oscillation is added. Oscillation is an operation in which the tape is run in the circumferential direction of the substrate and, at the same time, the tape is rocked in the radial direction of the substrate. The condition of the oscillation is preferably in the range of 60 times / minute to 1200 times / minute since the surface grinding amount by the texture becomes uniform.
[0076]
As a method of the texture processing, a method of forming a texture mark having a linear density of 7500 lines / mm or more can be used. In addition to the above-described method using the mechanical texture using a tape, a method using fixed abrasive grains, And a method using laser processing can be used.
[0077]
FIG. 2 shows an example of a magnetic recording / reproducing apparatus using the above magnetic recording medium. The magnetic recording / reproducing apparatus shown here includes a magnetic recording medium 20 having the configuration shown in FIG. 1, a medium driving unit 21 for driving the magnetic recording medium 20 to rotate, a magnetic head 22 for recording / reproducing information on / from the magnetic recording medium 20, A head drive unit 23 for moving the magnetic head 22 relative to the magnetic recording medium 20 and a recording / reproducing signal processing system 24 are provided. The recording / reproducing signal processing system 24 can process data input from the outside and send a recording signal to the magnetic head 22, or can process a reproducing signal from the magnetic head 22 and send data to the outside. It has become. The magnetic head 22 used in the magnetic recording / reproducing apparatus of the present invention includes not only a magnetoresistive (MR) element using an anisotropic magnetoresistive effect (AMR) as a reproducing element but also a GMR using a giant magnetoresistive effect (GMR). It is possible to use a head having elements and the like and suitable for higher recording density.
[0078]
According to the magnetic recording / reproducing apparatus, it is possible to manufacture a magnetic recording / reproducing apparatus suitable for high recording density.
[0079]
Next, an example of the production method of the present invention will be described.
[0080]
As the non-magnetic substrate, any one selected from non-metallic materials such as glass, ceramics, silicon, silicon carbide, carbon, and resin is used as the substrate for the magnetic recording medium.
[0081]
The non-magnetic substrate preferably has an average surface roughness Ra of 2 nm (20 angstroms) or less, preferably 1 nm or less.
[0082]
Further, it is preferable that the minute waviness (Wa) of the surface is 0.3 nm or less (more preferably, 0.25 nm or less). It is preferable for the flight stability of the magnetic head to use at least one of the chamfered part and the side part of the chamfer part on the end face, the one having a surface average roughness Ra of 10 nm or less (more preferably 9.5 nm or less). . The minute waviness (Wa) can be measured as a surface average roughness in a measurement range of 80 μm using, for example, a surface roughness measuring device P-12 (manufactured by KLM-Tencor).
[0083]
After texturing the surface of the non-magnetic substrate as necessary, the substrate is washed and the substrate is placed in a chamber of a film forming apparatus. If necessary, the substrate is heated within a range of 100 ° C. to 400 ° C. by a heater, for example. On a non-magnetic substrate 1, a first non-magnetic under layer 2, a second non-magnetic under layer 3, a third non-magnetic under layer 4, a non-magnetic intermediate layer 5, and a magnetic layer 6 have the same composition as the material of each layer. It is formed by a DC or RF magnetron sputtering method using a sputtering target made of the above material.
[0084]
The sputtering conditions for forming the film are, for example, as follows. The chamber used for formation has a vacuum degree of 1 × 10 ^-4 Pa-1 × 10 ^-7 Exhaust until the pressure falls within the range of Pa. A substrate is accommodated in a chamber, and Ar gas is introduced as a gas for sputtering, and discharge is performed to form a film by sputtering. At this time, the supplied power is in the range of 0.2 kW to 2.0 kW, and a desired film thickness can be obtained by adjusting the discharge time and the supplied power.
[0085]
Preferably, a step of exposing the surface to an oxygen atmosphere is provided between the second nonmagnetic underlayer 3 (B layer) and the third nonmagnetic underlayer 4 (C layer). The oxygen atmosphere to be exposed is, for example, 5 × 10 ^-4 It is preferable to use an atmosphere containing an oxygen gas of Pa or more. Alternatively, a gas in which an atmosphere gas for exposure is brought into contact with water can be used. The exposure time is preferably in the range of 0.5 seconds to 15 seconds. For example, it is preferable to take out the second nonmagnetic underlayer (B layer) from the chamber after the formation and expose it to an outside atmosphere or an oxygen atmosphere. Alternatively, it is also preferable to use a method in which air or oxygen is introduced into the chamber and exposed without removing the chamber from the chamber. In particular, the method of exposing in the chamber does not require a complicated process such as taking out from a vacuum chamber, so that the process can be continuously performed as a series of film forming processes including the formation of the nonmagnetic underlayer and the magnetic layer. preferable. In that case, for example, the ultimate vacuum degree is 1 × 10 ^-6 5 × 10 below Pa ^-4 It is preferable to use an atmosphere containing an oxygen gas of Pa or more. The upper limit of the oxygen gas pressure at the time of exposure with oxygen is, although exposure at atmospheric pressure is possible, preferably 5 × 10 ^-2 It is better to be Pa or less.
[0086]
After the formation of the nonmagnetic underlayer, a magnetic layer having a thickness of 15 nm to 40 nm is similarly formed by a sputtering method using a sputtering target made of a material for the magnetic layer. The sputtering target is selected from Co-Cr-Ta, Co-Cr-Pt, Co-Cr-Pt-Ta, Co-Cr-Pt-B-Ta, and Co-Cr-Pt-B-Cu. A material containing any one of the above-mentioned materials can be used. For example, in the case of a Co—Cr—Pt-based alloy, the Cr content can be in the range of 10 at% to 25 at%, and the Pt content can be in the range of 8 at% to 16 at%. For example, in the case of a Co—Cr—Pt—B—Ta alloy, the Cr content is in the range of 16 at% to 24 at%, the Pt content is in the range of 8 at% to 16 at%, and the B content is 2 at%. % To 8 at%, and the Ta content can be in a range of 1 at% to 4 at%. For example, in the case of a Co-Cr-Pt-B-Cu alloy, the Cr content is in the range of 16 at% to 24 at%, the Pt content is in the range of 8 at% to 16 at%, and the B content is 2 at%. % To 8 at%, and the Cu content can be in the range of 1 at% to 4 at%.
[0087]
Here, the crystal orientation of Cr or the Cr alloy of the nonmagnetic underlayer is preferably formed such that the preferential orientation plane indicates (100).
[0088]
When a non-magnetic intermediate layer is provided between the non-magnetic underlayer and the magnetic layer, a sputtering target using a Co—Cr-based alloy (Cr content is in the range of 25 at% to 45 at%) as a raw material is used. Is preferred. At this time, when B is contained in the magnetic layer, the film is formed under sputtering conditions such that the Cr concentration in the region where the B concentration is 1 at% or more is 40 at% or less near the boundary between the nonmagnetic underlayer and the magnetic layer. Is preferred.
[0089]
After forming the magnetic layer, a protective film, for example, a protective film containing carbon as a main component, is formed by a known method, for example, a sputtering method, a plasma CVD method, or a combination thereof.
[0090]
Further, a fluorine-based lubricant of perfluoropolyether is applied on the protective film, if necessary, using a dipping method, a spin coating method or the like to form a lubricating layer.
[0091]
【Example】
(Example 1)
A glass substrate (outer diameter 65 mm, inner diameter 20 mm, thickness 0.635 mm, surface roughness 3 Å) as a non-magnetic substrate was set in a DC magnetron sputtering apparatus (C3010 manufactured by Anelva). 2 × 10 vacuum reach ^-7 Torr (2.7 × 10 ^-5 After evacuation to Pa), a target made of a Cr-Ta alloy (Cr: 65 at%, Ta: 35 at%) is also used as the first non-magnetic underlayer (A layer) at 200 Å at room temperature. Laminated. As a second nonmagnetic underlayer (B layer), a 200 Å layer was stacked at room temperature using a target made of a Co—WB alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%).
[0092]
Thereafter, the substrate was heated to 250 ° C. After the heating, oxygen exposure was performed at 0.05 Pa for 5 seconds. As the third nonmagnetic underlayer (C layer), 60 Å was laminated using a target made of a Cr—Ti alloy (Cr: 80 at%, Ti: 20 at%). As the nonmagnetic intermediate layer, a 20 Å layer was laminated using a target made of a CoCr alloy (Co: 65 at%, Cr: 35 at%). Co-Cr-Pt-B alloy as a magnetic layer using a target made of a Co-Cr-Pt-B alloy (Co: 60 at%, Cr: 22 at%, Pt: 12 at%, B: 6 at%) as the magnetic layer The layer was formed to a thickness of 200 Å, and a protective film (carbon) of 50 Å was laminated. The Ar pressure during film formation was 3 mTorr. 20 angstrom of a perfluoropolyether lubricant was applied by a dipping method to form a lubricating layer.
[0093]
Thereafter, a glide test was performed with a glide height of 0.4 μinch under a test condition using a glide tester, and recording / reproducing characteristics of the passed magnetic recording media were examined using a read / write analyzer, RWA1632 (manufactured by GUZIK). The recording / reproducing characteristics were measured for electromagnetic conversion characteristics such as a reproduction signal output (TAA), a half-width of a solitary wave reproduction output (PW50), SNR, and overwrite (OW). For evaluation of the recording / reproducing characteristics, a composite thin-film magnetic recording head having a giant magnetoresistive (GMR) element in the reproducing section was used. The noise was measured by measuring the integrated noise from 1 MHz to a frequency equivalent to 500 kFCI when a 500 kFCI pattern signal was written. The reproduction output was measured at 250 kFCI and calculated as SNR = 20 × log (reproduction output / 1 integrated noise from 1 MHz to 500 kFCI equivalent frequency). For measurement of coercive force (Hc) and squareness ratio (S *), a Kerr effect type magnetic property measuring device (RO1900, manufactured by Hitachi Electronics Engineering Co., Ltd.) was used. Although Oe is used as a unit of the holding force, 1 Oe is about 79 A / m.
[0094]
For the evaluation of the adhesion of the film, a load / unload durability test was performed. The load / unload durability test repeats the load / unload operation 400,000 times on the drive where the disk and head are set, and after the test is repeated, observes the head and disk with a microscope to check for damage. How to
[0095]
(Example 2)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Cr-Ta based alloy (Cr: 65 at%, Ta: 35 at%) of Example 1, a target made of a Cr-Nb based alloy (Cr: 65 at%, Nb: 35 at%) was used. The same processing as in Example 1 was performed except that the film was laminated by 200 Å.
[0096]
(Example 3)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Cr-Ta based alloy (Cr: 65 at%, Ta: 35 at%) of the first embodiment, a target made of a Cr-Ti based alloy (Cr: 65 at%, Ti: 35 at%) was used. The same processing as in Example 1 was performed except that the film was laminated by 200 Å.
[0097]
(Example 4)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Cr-Ta based alloy (Cr: 65 at%, Ta: 35 at%) of Example 1, a target made of a Cr-Zr based alloy (Cr: 65 at%, Zr: 35 at%) was used. The same processing as in Example 1 was performed except that the film was laminated by 200 Å.
[0098]
(Example 5)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Cr-Ta alloy (Cr: 65 at%, Ta: 35 at%) of the first embodiment, a target made of a Cr-Hf alloy (Cr: 65 at%, Hf: 35 at%) was used. The same processing as in Example 1 was performed except that the film was laminated by 200 Å.
[0099]
(Example 6)
Instead of the second nonmagnetic underlayer Co-WB alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Example 1, a Co-W alloy (Co: 60 at%, W: The same processing as in Example 1 was performed except that a 200 angstrom layer was stacked using a target consisting of 40 at%).
[0100]
(Example 7)
Instead of the second non-magnetic underlayer Co-WB alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) in Example 1, a Co-Mo alloy (Co: 60 at%, Mo: The same processing as in Example 1 was performed except that a 200 angstrom layer was stacked using a target consisting of 40 at%).
[0101]
(Example 8)
Instead of the second nonmagnetic underlayer Co—WB—based alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Example 1, a Co—Mo—B based alloy (Co: 57 at%, (Mo: 40 at%, B: 3 at%) The same processing as in Example 1 was performed except that the target was laminated by 200 Å using a target composed of:
[0102]
(Example 9)
Instead of the second nonmagnetic underlayer Co—WB—based alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Example 1, a Co—W—Mo based alloy (Co: 60 at%, (W: 20 at%, Mo: 20 at%) The same processing as in Example 1 was performed, except that 200 Å was laminated using a target composed of 20 at%.
[0103]
(Example 10)
Instead of the second nonmagnetic underlayer Co-WB alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Example 1, a Co-W-Mo-B alloy (Co: 57 at%) was used. %, W: 20 at%, Mo: 20 at%, B: 3 at%).
[0104]
(Comparative Example 1)
A glass substrate (outer diameter 65 mm, inner diameter 20 mm, thickness 0.635 mm, surface roughness 3 Å) as a non-magnetic substrate was set in a DC magnetron sputtering apparatus (C3010 manufactured by Anelva). 2 × 10 vacuum reach ^-7 Torr (2.7 × 10 ^-5 After evacuation to Pa), a 200 angstrom stack is formed at room temperature using a target made of a Co-WB-based alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) as a first nonmagnetic underlayer. did.
[0105]
Thereafter, the substrate was heated to 250 ° C. After the heating, oxygen exposure was performed at 0.05 Pa for 5 seconds. As the second nonmagnetic underlayer, 60 Å was laminated using a target made of a Cr—Ti alloy (Cr: 80 at%, Ti: 20 at%). As the nonmagnetic intermediate layer, a 20 angstrom layer was formed using a target made of a CoCr alloy (Co: 65 at%, Cr: 35 at%). Using a target made of a Co—Cr—Pt—B alloy (Co: 60 at%, Cr: 22 at%, Pt: 12 at%, B: 6 at%) as the magnetic layer, the CoCrPtB alloy layer as the magnetic layer is 200 Å. And a protective film (carbon) of 50 Å was laminated. The Ar pressure during film formation was 3 mTorr. A lubricant of 20 Å made of perfluoropolyether was applied by a dipping method to form a lubricating layer.
[0106]
(Comparative Example 2)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Co—WB—based alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Comparative Example 1, a Co—W based alloy (Co: 60 at%, W: The same processing as in Comparative Example 1 was performed except that a 200 angstrom layer was laminated using a target consisting of 40 at%).
[0107]
(Comparative Example 3)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Co-WB alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Comparative Example 1, a Co-Mo alloy (Co: 60 at%, Mo: The same processing as in Comparative Example 1 was performed except that a 200 angstrom layer was laminated using a target consisting of 40 at%).
[0108]
(Comparative Example 4)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Co-WB-based alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Comparative Example 1, a Co-Mo-B-based alloy (Co: 57 at%, (Mo: 40 at%, B: 3 at%) The same process as in Comparative Example 1 was performed except that the target was formed by laminating 200 Å.
[0109]
(Comparative Example 5)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Co-WB alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Comparative Example 1, a Co-W-Mo alloy (Co: 60 at%, (W: 20 at%, Mo: 20 at%) The same processing as in Comparative Example 1 was performed, except that a 200 Å layer was stacked using a target composed of 20 at%.
[0110]
(Comparative Example 6)
Instead of the first nonmagnetic underlayer Co—WB—based alloy (Co: 57 at%, W: 40 at%, B: 3 at%) of Comparative Example 1, a Co—W—Mo—B based alloy (Co: 57 at%) %, W: 20 at%, Mo: 20 at%, and B: 3 at%).
[0111]
Table 1 shows the results of the recording / reproducing characteristics, coercive force (Hc), and squareness ratio of Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 6. Table 2 shows the results of the load / unload durability test. As shown in the comparative examples, the SNRs of the Co-WB-based alloy, the Co-Mo-B-based alloy, and the Co-W-Mo-B-based alloy show good values. In the load durability test, at least one of the head and the disk is damaged. On the other hand, in Examples 1, 8, and 10 in which a Cr—Ta-based alloy was formed as the first nonmagnetic underlayer, the SNR was almost the same, but the load / unload durability was improved as a result of the improved adhesion. In the test, no damage was found on both the head and the disk.
[0112]
In Examples 2 to 5, a Cr-Nb-based alloy, a Cr-Ti-based alloy, a Cr-Zr-based alloy, and a Cr-Hf-based alloy were used instead of the Cr-Ta-based alloy of the first nonmagnetic underlayer. However, both the results of the SNR and the load / unload durability test are as good as in Example 1.
[0113]
In Examples 6, 7, and 9, the second nonmagnetic underlayer uses a Co-W-based alloy, a Co-Mo-based alloy, or a Co-W-Mo-based alloy instead of the Co-WB-based alloy. , SNR, and the results of the load / unload durability test are all as good as in Example 1. As shown in Comparative Examples 2, 3, and 5, the Co-W-based alloy, the Co-Mo-based alloy, and the Co-W-Mo-based alloy have a bad SNR of about 1.5 dB by themselves, but the Cr-Ta-based alloy first. By forming a film, an SNR equivalent to that of the first embodiment is obtained.
[0114]
[Table 1]

[0115]
[Table 2]

[0116]
【The invention's effect】
The magnetic recording medium of the present invention is a magnetic recording medium comprising at least a nonmagnetic substrate, a nonmagnetic underlayer, a magnetic layer and a protective film, wherein the nonmagnetic underlayer contains Cr as a main component, a Cr-Ta alloy, Forming a layer containing at least one selected from the group consisting of an Nb-based alloy, a Cr-Ti-based alloy, a Cr-Zr-based alloy, and a Cr-Hf-based alloy on a non-magnetic substrate, and further forming a Co As a main component, a Co-W alloy, a Co-WB alloy, a Co-Mo alloy, a Co-Mo-B alloy, a Co-W-Mo alloy, a Co-W-Mo-B alloy Since the magnetic recording medium is characterized by forming a layer containing at least one selected from the group consisting of, the SNR is improved and the magnetic recording medium is suitable for high recording density.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 schematically shows an embodiment of a magnetic recording medium according to the present invention.
FIG. 2 shows an example of a magnetic recording / reproducing apparatus using the magnetic recording medium of the present invention.
[Explanation of symbols]
1 Non-magnetic substrate
2 First non-magnetic underlayer (A layer)
3 Second non-magnetic underlayer (B layer)
4 Third nonmagnetic underlayer (C layer)
5 Non-magnetic intermediate layer
6 Magnetic layer
7 Protective film
20 Magnetic recording media
21 Medium drive unit
22 Magnetic head
23 Head drive unit
24 Recording / playback signal processing system

Claims

In a magnetic recording medium having at least a non-magnetic substrate, a non-magnetic underlayer, a magnetic layer and a protective film in this order, the non-magnetic under layer has a laminated structure of two or more layers, and the non-magnetic under layer is formed from the non-magnetic substrate side. , A layer selected from the group consisting of a Cr-Ta alloy, a Cr-Nb alloy, a Cr-Ti alloy, a Cr-Zr alloy, and a Cr-Hf alloy (hereinafter referred to as an A layer); A layer selected from the group consisting of a W-based alloy, a Co-WB-based alloy, a Co-Mo-based alloy, a Co-Mo-B-based alloy, a Co-W-Mo-based alloy, and a Co-W-Mo-B-based alloy (Hereinafter, referred to as a B layer) in this order.

The nonmagnetic underlayer is formed on the magnetic layer side of the B layer by a Cr layer or a Cr alloy layer made of Cr and one or more kinds selected from Ti, Mo, Al, Ta, W, Ni, B, Si and V ( 2. The magnetic recording medium according to claim 1, further comprising a Cr layer or a Cr alloy layer as a C layer.).

3. The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the Cr-Ta alloy has a Ta concentration in a range of 25 at% to 50 at%.

The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 3, wherein the Cr-Nb-based alloy has a Nb concentration in a range of 25 at% to 50 at%.

The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 4, wherein the Cr-Ti alloy has a Ti concentration in a range of 25 at% to 50 at%.

The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 5, wherein the Cr-Zr-based alloy has a Zr concentration in a range of 25 at% to 50 at%.

The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 6, wherein the Cr-Hf-based alloy has an Hf concentration in a range of 25 at% to 50 at%.

The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 7, wherein the Co-W alloy has a W concentration in a range of 30 at% to 50 at%.

The Co-WB-based alloy has a W concentration in the range of 30 at% to 50 at%, and a B concentration of 5 at% or less. Magnetic recording medium.

The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 9, wherein the Co-Mo-based alloy has a Mo concentration in a range of 30 at% to 50 at%.

The Co-Mo-B-based alloy has a Mo concentration in a range of 30 at% to 50 at%, and a B concentration of 5 at% or less. Magnetic recording medium.

The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 11, wherein the Co-W-Mo-based alloy has a total concentration of W and Mo in a range of 30 at% to 50 at%.

The Co-W-Mo-B alloy has a total concentration of W and Mo in a range of 30 at% to 50 at%, and a B concentration of 5 at% or less. The magnetic recording medium according to any one of the preceding claims.

14. The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the non-magnetic substrate is made of glass or silicon.

The magnetic layer is made of a Co-Cr-Pt alloy, a Co-Cr-Pt-Ta alloy, a Co-Cr-Pt-B alloy, or a Co-Cr-Pt-BY alloy (Y is Ta or 15. The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the magnetic recording medium is at least one selected from Cu.

16. The method according to claim 1, further comprising: forming an A layer, a B layer, and a C layer in this order, and further comprising, after forming the B layer, exposing a surface of the B layer to an oxygen atmosphere. A method for manufacturing a magnetic recording medium according to claim 1.

17. The magnetic recording medium according to claim 16, wherein the oxygen gas pressure in the step of exposing the surface of the layer B to an oxygen atmosphere is within a range of 5 * 10 < ^-4 > Pa to 5 * 10 < ^-2 > Pa. Manufacturing method.

A magnetic recording medium manufactured by using the method for manufacturing a magnetic recording medium according to claim 16.

A magnetic recording / reproducing apparatus comprising: the magnetic recording medium according to claim 1; and a magnetic head for recording / reproducing information on / from the magnetic recording medium.