JP2000187836A - 磁気薄膜媒体用の超薄核形成層および該層の製造方法 - Google Patents
磁気薄膜媒体用の超薄核形成層および該層の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 一般的に通常コンピュータデータ記憶のため
に利用される、剛性ディスクドライブで使用する磁気記
録媒体、該磁気記録媒体の新規な製法を提供することを
目的とする。 【解決手段】 クロムを含む下層と、該下層上に設けら
れた、コバルト合金を含む第一層と、該第一層上に設け
られたコバルト−プラチナ合金を含む第二層と、を含
み、該第一層が２０Å以下の厚みをもつことを特徴とす
る、基板上に形成された磁気記録媒体。その製造方法
は、基板１１を調製する工程と、クロムを含有する下層
を堆積する工程と、該下層に、コバルト合金を含む第一
層を堆積する工程と、該第一層上に、コバルト−プラチ
ナ合金を含む第二層を堆積する工程と、を含み、該第一
層を、平衡またはほぼ平衡な結晶成長条件下で堆積し
て、高品位の結晶構造の形成を可能とすることを特徴と
する。
に利用される、剛性ディスクドライブで使用する磁気記
録媒体、該磁気記録媒体の新規な製法を提供することを
目的とする。 【解決手段】 クロムを含む下層と、該下層上に設けら
れた、コバルト合金を含む第一層と、該第一層上に設け
られたコバルト−プラチナ合金を含む第二層と、を含
み、該第一層が２０Å以下の厚みをもつことを特徴とす
る、基板上に形成された磁気記録媒体。その製造方法
は、基板１１を調製する工程と、クロムを含有する下層
を堆積する工程と、該下層に、コバルト合金を含む第一
層を堆積する工程と、該第一層上に、コバルト−プラチ
ナ合金を含む第二層を堆積する工程と、を含み、該第一
層を、平衡またはほぼ平衡な結晶成長条件下で堆積し
て、高品位の結晶構造の形成を可能とすることを特徴と
する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、一般的には通常コンピ
ュータデータ記憶のために利用される、剛性ディスクド
ライブで使用する磁気記録媒体に関するものである。
ュータデータ記憶のために利用される、剛性ディスクド
ライブで使用する磁気記録媒体に関するものである。
【０００２】
【従来技術】ハードディスクドライブ工業において、増
加し続ける記録密度は、高い線記録密度（数千の１イン
チ（２．５４ｃｍ）当たりの磁束変化−ＫＦＣＩ）およ
びトラック密度（数千の１インチ（２．５４ｃｍ）当た
りのトラック−ＫＴＰＩ）を維持するような、ハードデ
ィスク記録媒体における継続的な改善を要求する。記録
密度はＫＦＣＩとＫＴＰＩとの積に比例し、かつ典型的
には平方インチ（６．４５ｃｍ２）当たりのギガービッ
ト（Ｇｂ／ｉｎ２）として表される。一般的には、この
記録密度は、複合年間成長率６０％で増大する。高いＫ
ＦＣＩ（例えば、２００ ＫＦＣＩを越える）の維持を
可能とする媒体に対しては、パルス幅（ＰＷ５０−パル
ス振幅の５０％におけるパルス幅）をできる限り小さく
して、シンボル間妨害を低減して、高い記録密度におけ
る高い解像度を達成できる必要がある。この解像度は、
低周波数におけるパルス振幅で割った、高周波数におけ
るパルス振幅として定義される。一般的に公知の磁気記
録理論に基づいて、ＰＷ５０を減じ、結果として解像度
を高めるためには、該磁気記録媒体は、高い飽和保磁力
Ｈｃをもつ必要がある。２Ｇｂ／ｉｎ２（６．４５ｃｍ
２）という今日の典型的な記録密度に対して、該Ｈｃの
値は、２５００ Ｏｅ程度である必要があり、また将来
において、これはより一層高い記録密度に対して３００
０ Ｏｅ以上である必要がある。このＰＷ５０を減じる
他の手段は、ウイリアム＆コムストック（Ｗｉｌｌｉａ
ｍ ａｎｄ Ｃｏｍｓｔｏｃｋ）により「デジタル磁気
記録における書き込み過程の解析的モデル（Ａｎ Ａｎ
ａｌｙｔｉｃａｌ Ｍｏｄｅｌ ｏｆ ｔｈｅ Ｗｒｉ
ｔｅ Ｐｒｏｃｅｓｓ ｉｎＤｉｇｉｔａｌ Ｍａｇｎ
ｅｔｉｃ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ）」，Ａ．Ｉ．Ｐ．カン
ファレンスプロシーディングズオンマグネティックマテ
リアルズ（Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎ
ｇｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）
５，ｐ．７３８（１９７１）に記載されているように、
一般的に“Ｓ”として定義される、残留磁化対飽和磁化
の比（Ｍｒ／Ｍｓ）である、ヒステリシスループ方形性
を増大すること、飽和保磁力の方形性“Ｓ＊”を増大す
ること、残留飽和保磁力の方形性“Ｓ＊ ｒｅｍ”を高め
ること、およびスイッチングフィールド分布（ｓｗｉｔ
ｃｈｉｎｇ ｆｉｅｌｄ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ：
“ＳＦＤ”）を狭めることを包含する。
加し続ける記録密度は、高い線記録密度（数千の１イン
チ（２．５４ｃｍ）当たりの磁束変化−ＫＦＣＩ）およ
びトラック密度（数千の１インチ（２．５４ｃｍ）当た
りのトラック−ＫＴＰＩ）を維持するような、ハードデ
ィスク記録媒体における継続的な改善を要求する。記録
密度はＫＦＣＩとＫＴＰＩとの積に比例し、かつ典型的
には平方インチ（６．４５ｃｍ２）当たりのギガービッ
ト（Ｇｂ／ｉｎ２）として表される。一般的には、この
記録密度は、複合年間成長率６０％で増大する。高いＫ
ＦＣＩ（例えば、２００ ＫＦＣＩを越える）の維持を
可能とする媒体に対しては、パルス幅（ＰＷ５０−パル
ス振幅の５０％におけるパルス幅）をできる限り小さく
して、シンボル間妨害を低減して、高い記録密度におけ
る高い解像度を達成できる必要がある。この解像度は、
低周波数におけるパルス振幅で割った、高周波数におけ
るパルス振幅として定義される。一般的に公知の磁気記
録理論に基づいて、ＰＷ５０を減じ、結果として解像度
を高めるためには、該磁気記録媒体は、高い飽和保磁力
Ｈｃをもつ必要がある。２Ｇｂ／ｉｎ２（６．４５ｃｍ
２）という今日の典型的な記録密度に対して、該Ｈｃの
値は、２５００ Ｏｅ程度である必要があり、また将来
において、これはより一層高い記録密度に対して３００
０ Ｏｅ以上である必要がある。このＰＷ５０を減じる
他の手段は、ウイリアム＆コムストック（Ｗｉｌｌｉａ
ｍ ａｎｄ Ｃｏｍｓｔｏｃｋ）により「デジタル磁気
記録における書き込み過程の解析的モデル（Ａｎ Ａｎ
ａｌｙｔｉｃａｌ Ｍｏｄｅｌ ｏｆ ｔｈｅ Ｗｒｉ
ｔｅ Ｐｒｏｃｅｓｓ ｉｎＤｉｇｉｔａｌ Ｍａｇｎ
ｅｔｉｃ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ）」，Ａ．Ｉ．Ｐ．カン
ファレンスプロシーディングズオンマグネティックマテ
リアルズ（Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎ
ｇｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）
５，ｐ．７３８（１９７１）に記載されているように、
一般的に“Ｓ”として定義される、残留磁化対飽和磁化
の比（Ｍｒ／Ｍｓ）である、ヒステリシスループ方形性
を増大すること、飽和保磁力の方形性“Ｓ＊”を増大す
ること、残留飽和保磁力の方形性“Ｓ＊ ｒｅｍ”を高め
ること、およびスイッチングフィールド分布（ｓｗｉｔ
ｃｈｉｎｇ ｆｉｅｌｄ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ：
“ＳＦＤ”）を狭めることを包含する。
【０００３】高いＴＰＩに対しては、該媒体は、更に高
いＨｃを有していて、オフトラック圧縮率（ｏｆｆ ｔ
ｒａｃｋ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｂｉｌｉｔｙ（ＯＴ
Ｃ））を維持すべきである。ＯＴＣは、個々のトラック
が相互に妨害を開始し、該トラックが圧潰される際に、
エラーレートが低下する前に、どの程度の該個々のトラ
ックが一緒に圧潰されるかを示す尺度である。例えば、
１０ＫＴＰＩを維持するためには、該媒体のＨｃは２５
００ Ｏｅ以上でなければならない。要するに、該媒体
が高い面積記録密度を維持できるためには、該媒体のＨ
ｃができる限り高い値である必要がある。記録性能に対
して重要な他のパラメータは、重ね書き（ＯＷ）、シグ
ナル対ノイズ比（ＳＮＲ）、および全非−線形歪（ＴＮ
ＬＤ）である。重ね書きは、該媒体の既存のデータの重
ね書きを収容する能力の尺度である。換言すれば、ＯＷ
は元のデータ上に第二のシグナル（例えば、異なる周波
数の）が書き込まれた後に、第一のシグナルが維持され
る程度の尺度である。かなりの量の該第一シグナルが、
重ね書き後にも依然として残されている場合には、ＯＷ
は低いか、貧弱である。ＯＷは、一般的に該媒体の飽和
保磁力、該方形性、およびＳＦＤにより影響される。将
来の高密度記録に対して、より高いＨｃをもつ媒体が、
より狭いＰＷ５０および高い解像度にとって好ましいで
あろう。しかしながら、Ｈｃの増加は、一般的にＯＷの
低下を伴う。従って、当分野においては、Ｓ＊およびＳ
ＦＤを改善して、所定のＨｃに対するＯＷの改善を図る
必要がある。高いヒステリシスループ方形性および狭い
スイッチングフィールド分布は、該媒体の粒径の均一分
布性を達成することによって得ることができる。
いＨｃを有していて、オフトラック圧縮率（ｏｆｆ ｔ
ｒａｃｋ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｂｉｌｉｔｙ（ＯＴ
Ｃ））を維持すべきである。ＯＴＣは、個々のトラック
が相互に妨害を開始し、該トラックが圧潰される際に、
エラーレートが低下する前に、どの程度の該個々のトラ
ックが一緒に圧潰されるかを示す尺度である。例えば、
１０ＫＴＰＩを維持するためには、該媒体のＨｃは２５
００ Ｏｅ以上でなければならない。要するに、該媒体
が高い面積記録密度を維持できるためには、該媒体のＨ
ｃができる限り高い値である必要がある。記録性能に対
して重要な他のパラメータは、重ね書き（ＯＷ）、シグ
ナル対ノイズ比（ＳＮＲ）、および全非−線形歪（ＴＮ
ＬＤ）である。重ね書きは、該媒体の既存のデータの重
ね書きを収容する能力の尺度である。換言すれば、ＯＷ
は元のデータ上に第二のシグナル（例えば、異なる周波
数の）が書き込まれた後に、第一のシグナルが維持され
る程度の尺度である。かなりの量の該第一シグナルが、
重ね書き後にも依然として残されている場合には、ＯＷ
は低いか、貧弱である。ＯＷは、一般的に該媒体の飽和
保磁力、該方形性、およびＳＦＤにより影響される。将
来の高密度記録に対して、より高いＨｃをもつ媒体が、
より狭いＰＷ５０および高い解像度にとって好ましいで
あろう。しかしながら、Ｈｃの増加は、一般的にＯＷの
低下を伴う。従って、当分野においては、Ｓ＊およびＳ
ＦＤを改善して、所定のＨｃに対するＯＷの改善を図る
必要がある。高いヒステリシスループ方形性および狭い
スイッチングフィールド分布は、該媒体の粒径の均一分
布性を達成することによって得ることができる。
【０００４】高いＫＦＣＩおよびＫＴＰＩの達成に対し
て重要なもう一つのファクタは、シグナル対ノイズ比を
最大にする必要があることである。該磁気シグナルを処
理するのに使用されるエレクトロニクスおよびチャンネ
ルからの、ＳＮＲに対する寄与が存在する。しかしなが
ら、最小化すべき該媒体由来の固有のノイズも存在す
る。該媒体ノイズに対する最大の寄与は、粒子間（また
は結晶間）磁気交換相互作用から生ずる。この交換相互
作用を抑制するために、１種以上の非−磁性元素（例え
ばＣｒ原子）または化合物によって、該磁性結晶各々を
分離する必要がある。この分離の程度としては、粒子間
交換カップリングにおける大幅な低下があるので、数Å
程度が必要とされるに過ぎない。固有の媒体ノイズのも
う一つの起源は、磁性粒子のサイズまたは寸法である。
記録密度が約０．３１Ｇｂ／ｃｍ２（２Ｇｂ／ｉｎ２）
に接近し、かつこれを越えるにつれて、トラックに沿っ
た該ビットサイズは、０．１μｍまたはそれ以下となる
であろう。従って、該粒子の物理的寸法に起因する過度
のノイズ発生を防止するためには、各磁性粒子は、約
０．３１−０．３９Ｇｂ／ｃｍ２（２．０−２．５Ｇｂ
／ｉｎ２）の媒体範囲の媒体に対して、平均して、約
０．０１μｍ（１０ｎｍ）以下とすべきである。該粒径
は、約０．７８Ｇｂ／ｃｍ２（５Ｇｂ／ｉｎ２）の媒体
に対しては、約７．５ｎｍとするべきであり、また約
１．５５Ｇｂ／ｃｍ２（１０Ｇｂ／ｉｎ２）の媒体に対
しては、約５ｎｍとすべきである。固有媒体ノイズは、
Ｊ．ツー（Ｚｈｕ）等の金属薄膜の微小磁性研究（Ｍｉ
ｃｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｔｕｄｉｅｓ ｏｆ Ｔｈ
ｉｎ Ｍｅｔａｌｌｉｃ Ｆｉｌｍｓ）と題するＪ．Ａ
ｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９８８，Ｖｏｌ．６３，Ｎｏ．
８，ｐ．３２４８−５３に掲載された文献において、理
論的にモデル化されている（この文献を本発明の参考と
する）。Ｔ．チェン（Ｃｈｅｎ）等も、薄膜水平記録媒
体の性能における限界の物理的起源（Ｐｈｙｓｉｃａｌ
Ｏｒｉｇｉｎ ｏｆ Ｌｉｍｉｔｓ ｉｎ ｔｈｅ
Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ Ｔｈｉｎ−Ｆｉｌｍ
Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ Ｍｅ
ｄｉａ）と題する、ＩＥＥＥトランスアクションズオン
マグネティック（Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｍ
ａｇｎｅｔｉｃ），１９８８，Ｖｏｌ．２４，Ｎｏ．
６，ｐ．２７００−０５に掲載された論文に、固有媒体
ノイズの起源について記載している（これも本発明の参
考文献とする）。
て重要なもう一つのファクタは、シグナル対ノイズ比を
最大にする必要があることである。該磁気シグナルを処
理するのに使用されるエレクトロニクスおよびチャンネ
ルからの、ＳＮＲに対する寄与が存在する。しかしなが
ら、最小化すべき該媒体由来の固有のノイズも存在す
る。該媒体ノイズに対する最大の寄与は、粒子間（また
は結晶間）磁気交換相互作用から生ずる。この交換相互
作用を抑制するために、１種以上の非−磁性元素（例え
ばＣｒ原子）または化合物によって、該磁性結晶各々を
分離する必要がある。この分離の程度としては、粒子間
交換カップリングにおける大幅な低下があるので、数Å
程度が必要とされるに過ぎない。固有の媒体ノイズのも
う一つの起源は、磁性粒子のサイズまたは寸法である。
記録密度が約０．３１Ｇｂ／ｃｍ２（２Ｇｂ／ｉｎ２）
に接近し、かつこれを越えるにつれて、トラックに沿っ
た該ビットサイズは、０．１μｍまたはそれ以下となる
であろう。従って、該粒子の物理的寸法に起因する過度
のノイズ発生を防止するためには、各磁性粒子は、約
０．３１−０．３９Ｇｂ／ｃｍ２（２．０−２．５Ｇｂ
／ｉｎ２）の媒体範囲の媒体に対して、平均して、約
０．０１μｍ（１０ｎｍ）以下とすべきである。該粒径
は、約０．７８Ｇｂ／ｃｍ２（５Ｇｂ／ｉｎ２）の媒体
に対しては、約７．５ｎｍとするべきであり、また約
１．５５Ｇｂ／ｃｍ２（１０Ｇｂ／ｉｎ２）の媒体に対
しては、約５ｎｍとすべきである。固有媒体ノイズは、
Ｊ．ツー（Ｚｈｕ）等の金属薄膜の微小磁性研究（Ｍｉ
ｃｒｏｍａｇｎｅｔｉｃ Ｓｔｕｄｉｅｓ ｏｆ Ｔｈ
ｉｎ Ｍｅｔａｌｌｉｃ Ｆｉｌｍｓ）と題するＪ．Ａ
ｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９８８，Ｖｏｌ．６３，Ｎｏ．
８，ｐ．３２４８−５３に掲載された文献において、理
論的にモデル化されている（この文献を本発明の参考と
する）。Ｔ．チェン（Ｃｈｅｎ）等も、薄膜水平記録媒
体の性能における限界の物理的起源（Ｐｈｙｓｉｃａｌ
Ｏｒｉｇｉｎ ｏｆ Ｌｉｍｉｔｓ ｉｎ ｔｈｅ
Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ Ｔｈｉｎ−Ｆｉｌｍ
Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ Ｍｅ
ｄｉａ）と題する、ＩＥＥＥトランスアクションズオン
マグネティック（Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｍ
ａｇｎｅｔｉｃ），１９８８，Ｖｏｌ．２４，Ｎｏ．
６，ｐ．２７００−０５に掲載された論文に、固有媒体
ノイズの起源について記載している（これも本発明の参
考文献とする）。
【０００５】静磁気学的相互作用と呼ばれ、該交換相互
作用に比して、粒子間のより一層長い距離に渡り作用す
る、もう一つの結晶間相互作用がある。この静磁気学的
相互作用の低減は、僅かに固有媒体ノイズを減少する。
しかしながら、静磁気学的相互作用の効果は、実際にヒ
ステリシスループ方形性を改善し、かつスイッチングフ
ィールド分布を狭め（しかし、該交換相互作用よりも程
度は低い）、結果としてＰＷ５０およびＯＷを改善す
る。従って、静磁気学的相互作用は、一般的に望ましく
従って許容されるものである。全非−線形歪（ＴＮＬ
Ｄ）は、高密度記録の達成のために減ずる必要のあるも
う一つのパラメータであり、隣接ビット間のシンボル間
妨害および書き込み中の遷移における１ビットの消去に
より生じる。ＴＮＬＤは、飽和保磁力を増大し、残留磁
化Ｍｒを減じ、かつフィルムの厚みＴを減じて、残留磁
気−厚み積ＭｒＴを減ずることにより下げることができ
る。ＴＮＬＤは、また該媒体の面内で、磁性粒子の磁化
容易方向を配向させることによっても改善される。該Ｈ
ｃの増大は、前に述べた如く、ＴＮＬＤに対してのみな
らず、ＰＷ５０に対しても望ましい。ＴＮＬＤは、記録
密度の増大に伴って増加するので、より高い記録密度を
達成するために重要なパラメータとなりつつある。
作用に比して、粒子間のより一層長い距離に渡り作用す
る、もう一つの結晶間相互作用がある。この静磁気学的
相互作用の低減は、僅かに固有媒体ノイズを減少する。
しかしながら、静磁気学的相互作用の効果は、実際にヒ
ステリシスループ方形性を改善し、かつスイッチングフ
ィールド分布を狭め（しかし、該交換相互作用よりも程
度は低い）、結果としてＰＷ５０およびＯＷを改善す
る。従って、静磁気学的相互作用は、一般的に望ましく
従って許容されるものである。全非−線形歪（ＴＮＬ
Ｄ）は、高密度記録の達成のために減ずる必要のあるも
う一つのパラメータであり、隣接ビット間のシンボル間
妨害および書き込み中の遷移における１ビットの消去に
より生じる。ＴＮＬＤは、飽和保磁力を増大し、残留磁
化Ｍｒを減じ、かつフィルムの厚みＴを減じて、残留磁
気−厚み積ＭｒＴを減ずることにより下げることができ
る。ＴＮＬＤは、また該媒体の面内で、磁性粒子の磁化
容易方向を配向させることによっても改善される。該Ｈ
ｃの増大は、前に述べた如く、ＴＮＬＤに対してのみな
らず、ＰＷ５０に対しても望ましい。ＴＮＬＤは、記録
密度の増大に伴って増加するので、より高い記録密度を
達成するために重要なパラメータとなりつつある。
【０００６】該磁気媒体から最良の性能を得るために
は、上記のＰＷ５０、解像度、ＯＷ、ＳＮＲおよびＴＮ
ＬＤ等の基準を最適化する必要がある。これは手にあま
る仕事である。というのは、これら性能基準各々が、相
互に関連しているからである。例えば、Ｈｃの増大によ
って狭いＰＷ５０を得、かつＴＮＬＤを減ずることは、
ＯＷに悪影響を与える。また、薄い媒体は狭いＰ
Ｗ５０、良好なＯＷおよび低いＴＮＬＤを与えるが、Ｓ
ＮＲは減少する。というのは、該媒体シグナル自体が減
少するからである。該ヒステリシスループの方形性を高
めることは、狭いＰＷ５０、良好なＯＷおよび低いＴＮ
ＬＤを得るのに寄与するが、粒子間交換カップリングお
よび静磁気学的相互作用により、ノイズが増加する可能
性がある。該媒体のＳＮＲは、該媒体の粒子を減ずるこ
とにより下げることができるが、より小さな粒径は、超
常磁性効果の発現によってＨｃを減少する可能性があ
る。該超常磁性効果は該粒子が熱的揺らぎと競合した場
合に、該粒子が該磁性を維持できないことにより生ず
る。一般的に、該超常磁性効果の発現は、高い軌道運動
をもつプラチナの添加によって、該磁性粒子のＫｕを増
大することにより、および六方晶形最密充填（ＨＣＰ）
コバルト粒子の結晶の完全性を改善することによっても
遅らせることができる。
は、上記のＰＷ５０、解像度、ＯＷ、ＳＮＲおよびＴＮ
ＬＤ等の基準を最適化する必要がある。これは手にあま
る仕事である。というのは、これら性能基準各々が、相
互に関連しているからである。例えば、Ｈｃの増大によ
って狭いＰＷ５０を得、かつＴＮＬＤを減ずることは、
ＯＷに悪影響を与える。また、薄い媒体は狭いＰ
Ｗ５０、良好なＯＷおよび低いＴＮＬＤを与えるが、Ｓ
ＮＲは減少する。というのは、該媒体シグナル自体が減
少するからである。該ヒステリシスループの方形性を高
めることは、狭いＰＷ５０、良好なＯＷおよび低いＴＮ
ＬＤを得るのに寄与するが、粒子間交換カップリングお
よび静磁気学的相互作用により、ノイズが増加する可能
性がある。該媒体のＳＮＲは、該媒体の粒子を減ずるこ
とにより下げることができるが、より小さな粒径は、超
常磁性効果の発現によってＨｃを減少する可能性があ
る。該超常磁性効果は該粒子が熱的揺らぎと競合した場
合に、該粒子が該磁性を維持できないことにより生ず
る。一般的に、該超常磁性効果の発現は、高い軌道運動
をもつプラチナの添加によって、該磁性粒子のＫｕを増
大することにより、および六方晶形最密充填（ＨＣＰ）
コバルト粒子の結晶の完全性を改善することによっても
遅らせることができる。
【０００７】従って、高いビット密度を維持できる、高
密度記録用途用の最適薄膜磁気記録媒体は、ＰＷ５０、
ＯＷおよびＴＮＬＤを犠牲にすることなく、低ノイズか
つ高シグナル性を必要とするであろう。上記性能基準の
幾つかの最適化のために一般的に使用されるコバルト合
金は、典型的にはクロム（Ｃｒ）、タンタル（Ｔａ）お
よびプラチナ（Ｐｔ）の添加を含み、これはこれら元素
が高いＨｃおよび高い磁気モーメントを与えるからであ
る。クロムは、典型的には１０原子％を越える量で添加
されて、偏析剤として作用して、コバルト合金粒子を分
離して、ノイズを低下し、かつ耐腐食性を付与する。そ
の他の添加剤、例えばＴｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏもしばしば使
用される。全ての場合において、このコバルト結晶構造
は、六方晶形最密充填（ＨＣＰ）である必要があり、ま
た該フィルムの面内で配向されたｃ−軸をもつことが好
ましい。これは該コバルト層の下にクロムのフィルムを
堆積し、該クロム層上で、コバルト合金粒子のエピタキ
シャル成長するように配置することにより達成される。
該コバルト合金およびクロムを結晶学的に説明するため
に、該結晶内の面および方向を、アジソン−ウエスレイ
出版社（Ａｄｄｉｓｏｎ−Ｗｅｓｌｅｙ Ｐｕｂｌｉｓ
ｈｉｎｇ Ｃｏ．Ｉｎｃ．）により刊行されたＢ．Ｄ．
キュリティー（Ｃｕｌｌｉｔｙ）による「Ｘ−線回折の
原理（Ｅｌｅｍｅｎｔｓ ｏｆ Ｘ−ｒａｙ Ｄｉｆｆ
ｒａｃｔｉｏｎ）」（これを本発明の参考文献とする）
に記載されているように、一般的に受け入れられている
便法により表す。コバルト等の六方晶形結晶における結
晶学的面および方向を、ミラー−ブラベ（Ｍｉｌｌｅｒ
−Ｂｒａｖａｉｓ）指数と呼ばれる４指数表記により記
載することが典型的であり、一方でクロム等の立方構造
結晶は、ミラー指数と呼ばれる３指数表記により記載さ
れる。ブラケット“〈〉”は結晶学的方向を記載するの
に使用され、一方“（）”は、特定の面を記載するのに
使用される。“｛｝”は、結晶学的に等価な一群の面を
表記するのに使用される。例えば、体心立方（ＢＢＣ）
結晶構造をもつクロムについては、〈００１〉方向は
（００１）面に対して直角である。コバルト等の六方晶
形構造については、最も密な原子充填をもつ結晶表面
は、（０００１）面であり、この面に直交する方向は
〈０００１〉方向である。この〈０００１〉方向は、前
に記載したようにしばしばｃ−軸と呼ばれる。コバルト
に対するこれらの結晶学的方向並びに表面は、図１に示
されており、クロムに関するこれらの値は図２に示され
ている。
密度記録用途用の最適薄膜磁気記録媒体は、ＰＷ５０、
ＯＷおよびＴＮＬＤを犠牲にすることなく、低ノイズか
つ高シグナル性を必要とするであろう。上記性能基準の
幾つかの最適化のために一般的に使用されるコバルト合
金は、典型的にはクロム（Ｃｒ）、タンタル（Ｔａ）お
よびプラチナ（Ｐｔ）の添加を含み、これはこれら元素
が高いＨｃおよび高い磁気モーメントを与えるからであ
る。クロムは、典型的には１０原子％を越える量で添加
されて、偏析剤として作用して、コバルト合金粒子を分
離して、ノイズを低下し、かつ耐腐食性を付与する。そ
の他の添加剤、例えばＴｉ、Ｖ、Ｗ、Ｍｏもしばしば使
用される。全ての場合において、このコバルト結晶構造
は、六方晶形最密充填（ＨＣＰ）である必要があり、ま
た該フィルムの面内で配向されたｃ−軸をもつことが好
ましい。これは該コバルト層の下にクロムのフィルムを
堆積し、該クロム層上で、コバルト合金粒子のエピタキ
シャル成長するように配置することにより達成される。
該コバルト合金およびクロムを結晶学的に説明するため
に、該結晶内の面および方向を、アジソン−ウエスレイ
出版社（Ａｄｄｉｓｏｎ−Ｗｅｓｌｅｙ Ｐｕｂｌｉｓ
ｈｉｎｇ Ｃｏ．Ｉｎｃ．）により刊行されたＢ．Ｄ．
キュリティー（Ｃｕｌｌｉｔｙ）による「Ｘ−線回折の
原理（Ｅｌｅｍｅｎｔｓ ｏｆ Ｘ−ｒａｙ Ｄｉｆｆ
ｒａｃｔｉｏｎ）」（これを本発明の参考文献とする）
に記載されているように、一般的に受け入れられている
便法により表す。コバルト等の六方晶形結晶における結
晶学的面および方向を、ミラー−ブラベ（Ｍｉｌｌｅｒ
−Ｂｒａｖａｉｓ）指数と呼ばれる４指数表記により記
載することが典型的であり、一方でクロム等の立方構造
結晶は、ミラー指数と呼ばれる３指数表記により記載さ
れる。ブラケット“〈〉”は結晶学的方向を記載するの
に使用され、一方“（）”は、特定の面を記載するのに
使用される。“｛｝”は、結晶学的に等価な一群の面を
表記するのに使用される。例えば、体心立方（ＢＢＣ）
結晶構造をもつクロムについては、〈００１〉方向は
（００１）面に対して直角である。コバルト等の六方晶
形構造については、最も密な原子充填をもつ結晶表面
は、（０００１）面であり、この面に直交する方向は
〈０００１〉方向である。この〈０００１〉方向は、前
に記載したようにしばしばｃ−軸と呼ばれる。コバルト
に対するこれらの結晶学的方向並びに表面は、図１に示
されており、クロムに関するこれらの値は図２に示され
ている。
【０００８】六方晶形コバルトフィルムとＢＣＣクロム
フィルム間に生ずる結晶学的配向関係は、最初にダバル
＆ランデット（Ｊ．Ｄａｖａｌ ＆ Ｄ．Ｒａｎｄｅ
ｔ）の「高保磁力Ｃｏ−Ｃｒ複合フィルムに関する電子
顕微鏡法（ＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ ｏ
ｎ Ｈｉｇｈ−ｃｏｅｒｃｉｖｅ−ｆｏｒｃｅ Ｃｏ−
Ｃｒ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ Ｆｉｌｍｓ）」と題するＩ
ＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔ
ｉｃｓ，１９７０，ＭＧＡ−６，Ｎｏ．４，ｐ．７６８
−７３に掲載された論文により報告された。この研究以
前に、Ｊ．Ｐ．ラザリ（Ｌａｚｚａｒｉ），Ｉ．メルニ
ック（Ｍｅｌｎｉｃｋ）＆Ｄ．ランデット（Ｒａｎｄｅ
ｔ）の「Ｃｒ−Ｃｏフィルム上でのイン−コンタクト記
録を利用した実験的研究（Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ
Ｓｔｕｄｉｅｓ ｕｓｉｎｇ ｉｎ−ｃｏｎｔａｃｔ
ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ ｏｎ ｃｈｒｏｍｉｕｍ−ｃｏｂ
ａｌｔ ｆｉｌｍｓ）」と題するＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ
ａｃｔｉｏｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９６９，
Ｖｏｌ．ＭＧＡ−５，Ｎｏ．４，ｐ．９５５−５９に掲
載された論文に記載の研究がある。この研究において、
該著者等は、該コバルトフィルムのＨｃが、クロム下層
上に該フィルムを堆積することにより増大することを報
告した。
フィルム間に生ずる結晶学的配向関係は、最初にダバル
＆ランデット（Ｊ．Ｄａｖａｌ ＆ Ｄ．Ｒａｎｄｅ
ｔ）の「高保磁力Ｃｏ−Ｃｒ複合フィルムに関する電子
顕微鏡法（ＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ ｏ
ｎ Ｈｉｇｈ−ｃｏｅｒｃｉｖｅ−ｆｏｒｃｅ Ｃｏ−
Ｃｒ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ Ｆｉｌｍｓ）」と題するＩ
ＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔ
ｉｃｓ，１９７０，ＭＧＡ−６，Ｎｏ．４，ｐ．７６８
−７３に掲載された論文により報告された。この研究以
前に、Ｊ．Ｐ．ラザリ（Ｌａｚｚａｒｉ），Ｉ．メルニ
ック（Ｍｅｌｎｉｃｋ）＆Ｄ．ランデット（Ｒａｎｄｅ
ｔ）の「Ｃｒ−Ｃｏフィルム上でのイン−コンタクト記
録を利用した実験的研究（Ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ
Ｓｔｕｄｉｅｓ ｕｓｉｎｇ ｉｎ−ｃｏｎｔａｃｔ
ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ ｏｎ ｃｈｒｏｍｉｕｍ−ｃｏｂ
ａｌｔ ｆｉｌｍｓ）」と題するＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓ
ａｃｔｉｏｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９６９，
Ｖｏｌ．ＭＧＡ−５，Ｎｏ．４，ｐ．９５５−５９に掲
載された論文に記載の研究がある。この研究において、
該著者等は、該コバルトフィルムのＨｃが、クロム下層
上に該フィルムを堆積することにより増大することを報
告した。
【０００９】該コバルトのｃ−軸を、該フィルムの面内
での存在を促進するクロムの結晶学的配向は、クロムフ
ィルムが好ましい〈００１〉成長性をもつように配置す
ることであり、このことはクロムの｛００１｝型の面
が、該フィルムの該当面に存在すること 上の原子と十分に整合していることが分かっている。純
粋Ｃｒに関する格子間隔（ａ０＝２．８８５Å）および
純粋Ｃｏに関する格子間隔（ｃ＝４．０６９Å，ａ０＝
２．５０７Å）を図３に示す。本図に示されているよう
に、コバルトの〈０００１〉面は、エピタキシー面にお
けるクロム格子の〈１１０〉方向と整列している。この
方向において、該ＣｒおよびＣｏ 、該Ｃｒ格子に関する不整合はより一層大きく、約６．
４％である。コバルトとクロムとの間のこの配向関係に
おいて、格子整合は一方向においてのみ近接している。
このことは、コバルト合金についても正しい。また、コ
バルトとクロムとの間の上記配向関係において、該コバ
ルトに対して２つの同様にもっともらしい形状があるこ
とを指摘しておくべきである。該〈０１１０〉Ｃｏ方向
は、２つの直交する〈１１０〉Ｃｒ型の方向に沿って存
在できる。実際に、クロム粒子が大きい場合には、相互
に９０゜で配向している、コバルト粒子の２つの変形
は、Ｔ．ノラン（Ｎｏｌａｎ）等の「長手記録媒体にお
ける媒体ノイズに及ぼす、微小構造特性の作用（Ｅｆｆ
ｅｃｔ ｏｆ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｆｅ
ａｔｕｒｅｓ ｏｎ Ｍｅｄｉａ Ｎｏｉｓｅ ｉｎ
Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ Ｍｅ
ｄｉａ）」と題する、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９
９４，５月１５日，７３（１０），ｐ．５５６６−６８
に掲載された論文に記載されているように、該クロム粒
子の｛００１｝表面上に形成できる。
での存在を促進するクロムの結晶学的配向は、クロムフ
ィルムが好ましい〈００１〉成長性をもつように配置す
ることであり、このことはクロムの｛００１｝型の面
が、該フィルムの該当面に存在すること 上の原子と十分に整合していることが分かっている。純
粋Ｃｒに関する格子間隔（ａ０＝２．８８５Å）および
純粋Ｃｏに関する格子間隔（ｃ＝４．０６９Å，ａ０＝
２．５０７Å）を図３に示す。本図に示されているよう
に、コバルトの〈０００１〉面は、エピタキシー面にお
けるクロム格子の〈１１０〉方向と整列している。この
方向において、該ＣｒおよびＣｏ 、該Ｃｒ格子に関する不整合はより一層大きく、約６．
４％である。コバルトとクロムとの間のこの配向関係に
おいて、格子整合は一方向においてのみ近接している。
このことは、コバルト合金についても正しい。また、コ
バルトとクロムとの間の上記配向関係において、該コバ
ルトに対して２つの同様にもっともらしい形状があるこ
とを指摘しておくべきである。該〈０１１０〉Ｃｏ方向
は、２つの直交する〈１１０〉Ｃｒ型の方向に沿って存
在できる。実際に、クロム粒子が大きい場合には、相互
に９０゜で配向している、コバルト粒子の２つの変形
は、Ｔ．ノラン（Ｎｏｌａｎ）等の「長手記録媒体にお
ける媒体ノイズに及ぼす、微小構造特性の作用（Ｅｆｆ
ｅｃｔ ｏｆ Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｆｅ
ａｔｕｒｅｓ ｏｎ Ｍｅｄｉａ Ｎｏｉｓｅ ｉｎ
Ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ Ｍｅ
ｄｉａ）」と題する、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９
９４，５月１５日，７３（１０），ｐ．５５６６−６８
に掲載された論文に記載されているように、該クロム粒
子の｛００１｝表面上に形成できる。
【００１０】極めて多様なコバルト合金が、Ｃｒ下層と
共に使用されている。その一般的な工業的形態におい
て、該Ｃｒ下層の厚みは、典型的には５００〜２０００
Åであり、またこれは加熱した基板上に堆積される。該
Ｃｒと該磁性層との間の高いエピタキー度が高いＨｃお
よび高いヒステリシスループ方形性を得るために必要で
ある。典型的には、Ｃｒは２００℃以上にて、強力な
〈１００〉配向をもって成長する。該フィルムの面内に
おいて、該エピタキシャル関係は〈１１０〉Ｃｒ／／
〈０００１〉Ｃｏおよび｛００１｝Ｃｒ 素を、クロムおよびコバルトまたはこれら両者に添加し
て、格子をより一層整合させるよう試みることができ
る。しかしながら、前に述べたように、該結晶学的方向
に沿った一方向のみが、真に整合できるに過ぎず、他方
の方向（直交）は、上記のエピタキシャル配向において
常に不整合状態にあるであろう。
共に使用されている。その一般的な工業的形態におい
て、該Ｃｒ下層の厚みは、典型的には５００〜２０００
Åであり、またこれは加熱した基板上に堆積される。該
Ｃｒと該磁性層との間の高いエピタキー度が高いＨｃお
よび高いヒステリシスループ方形性を得るために必要で
ある。典型的には、Ｃｒは２００℃以上にて、強力な
〈１００〉配向をもって成長する。該フィルムの面内に
おいて、該エピタキシャル関係は〈１１０〉Ｃｒ／／
〈０００１〉Ｃｏおよび｛００１｝Ｃｒ 素を、クロムおよびコバルトまたはこれら両者に添加し
て、格子をより一層整合させるよう試みることができ
る。しかしながら、前に述べたように、該結晶学的方向
に沿った一方向のみが、真に整合できるに過ぎず、他方
の方向（直交）は、上記のエピタキシャル配向において
常に不整合状態にあるであろう。
【００１１】より最近、Ｋ．ホノ（Ｈｏｎｏ），Ｂ．ウ
ォン（Ｗｏｎｇ）＆Ｄ．Ｅ．ローリン（Ｌａｕｇｈｌｉ
ｎ）はその「Ｃｏ／Ｃｒ二層磁気薄膜の結晶学（Ｃｒｙ
ｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ ｏｆ Ｃｏ／Ｃｒ Ｂｉｌ
ａｙｅｒ ＭａｇｎｅｔｉｃＴｈｉｎ Ｆｉｌｍｓ）」
と題する、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９９０，８６
（９），ｐ．４７３４−４０に掲載された論文におい
て、面内ｃ−軸配向が、ＣｒとＣｏとの間の他の結晶学
的関係を通して達成できることを示した。以下のような
格子面関係が提案されている：（００２）Ｃｒ／／（１ 一般的に、コバルトへの合金元素の添加は、格子を拡大
する。例えば、合金組成ＣｏＣｒ１０Ｐｔ１８に対して
は、該格子パラメータはｃ０＝４．１４８Å、ａ０＝
２．５５６Åであると計算される。この組成に対して、
幾つかの面の組み合わせに関する、純粋なＣｒおよびＣ
ｏＣｒ１０Ｐｔ１８合金に対する格子不整合を、以下の
表１に掲載する。２つの不整合数は、該エピタキシーの
面内における２つの直交方向である。表１から最良のエ との間で得られる。しかしながら、この場合において、
コバルトのｃ−軸は該面から２８゜傾いている。もう一
つの厳密に整合した関係は、それぞれ格子不整合１．７
％ る他のエピタキシャル関係に対して、該２つの方向に沿
った不整合における差異は、常に大きい。
ォン（Ｗｏｎｇ）＆Ｄ．Ｅ．ローリン（Ｌａｕｇｈｌｉ
ｎ）はその「Ｃｏ／Ｃｒ二層磁気薄膜の結晶学（Ｃｒｙ
ｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙ ｏｆ Ｃｏ／Ｃｒ Ｂｉｌ
ａｙｅｒ ＭａｇｎｅｔｉｃＴｈｉｎ Ｆｉｌｍｓ）」
と題する、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９９０，８６
（９），ｐ．４７３４−４０に掲載された論文におい
て、面内ｃ−軸配向が、ＣｒとＣｏとの間の他の結晶学
的関係を通して達成できることを示した。以下のような
格子面関係が提案されている：（００２）Ｃｒ／／（１ 一般的に、コバルトへの合金元素の添加は、格子を拡大
する。例えば、合金組成ＣｏＣｒ１０Ｐｔ１８に対して
は、該格子パラメータはｃ０＝４．１４８Å、ａ０＝
２．５５６Åであると計算される。この組成に対して、
幾つかの面の組み合わせに関する、純粋なＣｒおよびＣ
ｏＣｒ１０Ｐｔ１８合金に対する格子不整合を、以下の
表１に掲載する。２つの不整合数は、該エピタキシーの
面内における２つの直交方向である。表１から最良のエ との間で得られる。しかしながら、この場合において、
コバルトのｃ−軸は該面から２８゜傾いている。もう一
つの厳密に整合した関係は、それぞれ格子不整合１．７
％ る他のエピタキシャル関係に対して、該２つの方向に沿
った不整合における差異は、常に大きい。
【００１２】Ｊ．ダバル＆Ｄ．ランデットによる、Ｃｏ
／Ｃｒエピタキシャルフィルム構造に関する独自の研究
以来、コバルト／クロム合金構造の記録性能を改善する
ための、該コバルトおよびクロム下層合金両者に関する
多くの研究例がある。種々の方法が、ＣｒまたはＣｒ合
金とコバルト合金との間の格子整合性を改善するため
に、および結果として上記のように、Ｈｃおよびその他
の特性の改善並びにコバルトの面内配向性の改善のため
に、提案されている。幾つかの方法が存在する。その第
一は、合金、またはＣｒおよびＣｏ合金フィルムを含
む、基本的な２層構造上に、種々の堆積を包含する。そ
の第二の方法は、該下層における多層構造の使用または
磁気特性に影響を与える試みにおける、ＣｒまたはＣｒ
合金以外の種々の物質の使用を包含する。
／Ｃｒエピタキシャルフィルム構造に関する独自の研究
以来、コバルト／クロム合金構造の記録性能を改善する
ための、該コバルトおよびクロム下層合金両者に関する
多くの研究例がある。種々の方法が、ＣｒまたはＣｒ合
金とコバルト合金との間の格子整合性を改善するため
に、および結果として上記のように、Ｈｃおよびその他
の特性の改善並びにコバルトの面内配向性の改善のため
に、提案されている。幾つかの方法が存在する。その第
一は、合金、またはＣｒおよびＣｏ合金フィルムを含
む、基本的な２層構造上に、種々の堆積を包含する。そ
の第二の方法は、該下層における多層構造の使用または
磁気特性に影響を与える試みにおける、ＣｒまたはＣｒ
合金以外の種々の物質の使用を包含する。
【００１３】デング（Ｄｅｎｇ）等の「二重バイアスＣ
ｒ上で調製したＣｏ合金薄膜の磁気特性および結晶組織
（Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ
Ｃｒｙｓｔａｌ Ｔｅｘｔｕｒｅ ｏｆ Ｃｏ Ａｌｌ
ｏｙ Ｔｈｉｎ ＦｉｌｍｓＰｒｅｐａｒｅｄ ｏｎ
Ｄｏｕｂｌｅ Ｂｉａｓ Ｃｒ）」と題する、Ｊ．Ａｐ
ｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９９３，５月１５日，７３（１
０），ｐ．６６７７−７９に掲載された論文に記載され
た、基本的な２層法に関して、該 向を、室温にて（２００）Ｃｒ上に形成することを可能
とする。これはＣｏの良好な面内配向を達成する上で有
用であるが、該Ｓｉ基板は従来のＮｉＰ／Ａｌ基板また
はその他のガラスまたはガラス−セラミック等の基板に
比してかなり高価であり、従って実際的でない。これら
著者は、また基板バイアスを利用することにより、Ｃｒ
が強力 の生成をもたらし、該組織は面外にあり、従って該フィ
ルムのＨｃは低下するこ １）Ｃｏ配向をもつように生成されるという当然の傾向
を示す。Ｃｒの厚みは１０００Åであり、Ｈｃはフィル
ム厚３００ÅのＣｏＣｒＴａに対して≦２０００Ｏｅで
あった。もう一つの、「Ｃｒ−およびＣｏ−ベースの薄
膜における好ましい配向および媒体の読み取り／書き込
み性能に及ぼすその作用（Ｐｒｅｆｅｒｒｅｄ Ｏｒｉ
ｅｎｔａｔｉｏｎ ｉｎ Ｃｒ−ａｎｄ Ｃｏ−Ｂａｓ
ｅｄ Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍｓ ａｎｄ ｉｔｓ Ｅｆｆ
ｅｃｔ ｏｎ ｔｈｅ Ｒｅａｄ／Ｗｒｉｔｅ Ｐｅｒ
ｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ ｔｈｅ Ｍｅｄｉａ）」と題
するＨ−Ｃツサイ（Ｔｓａｉ）等のＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈ
ｙｓ．，１９９２，４月１日，７１（７），ｐ．３５７
９−８５に記載の論文において、該著者等は（２００）
Ｃｒの達成の重要性を論じており、 内配向を促進する。しかしながら、ガラス−セラミック
基板（カナサイト）について、これら著者等は、（１１
０）Ｃｒが形成され、これは次に面外にｃ−軸をもつよ
うにＣｏ−合金を成長させることに気付いた。事実、該
ｃ−軸が該フィルム面に対して直角である垂直配向が、
ある一つの場合について報告された。該著者等は、該Ｃ
ｒ層における好ましい配向の形成が、基板材料および該
スパッタフィルム中の酸素含有率によって決定されるこ
とを報告している。面内媒体に対して、１３５０ Ｏｅ
なるＨｃがＣｏＣｒＴａ合金について得られ、また１３
７０−１８３０ Ｏｅなる値がＣｏＣｒＰｔＴａ合金に
ついて得られた。これらフィルムにおける典型的なＣｒ
の厚みは〜１７００Åであり、かつ該媒体のＭｒＴも高
く、約５ｍｅｍｕ／ｃｍ２であった。
ｒ上で調製したＣｏ合金薄膜の磁気特性および結晶組織
（Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ
Ｃｒｙｓｔａｌ Ｔｅｘｔｕｒｅ ｏｆ Ｃｏ Ａｌｌ
ｏｙ Ｔｈｉｎ ＦｉｌｍｓＰｒｅｐａｒｅｄ ｏｎ
Ｄｏｕｂｌｅ Ｂｉａｓ Ｃｒ）」と題する、Ｊ．Ａｐ
ｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９９３，５月１５日，７３（１
０），ｐ．６６７７−７９に掲載された論文に記載され
た、基本的な２層法に関して、該 向を、室温にて（２００）Ｃｒ上に形成することを可能
とする。これはＣｏの良好な面内配向を達成する上で有
用であるが、該Ｓｉ基板は従来のＮｉＰ／Ａｌ基板また
はその他のガラスまたはガラス−セラミック等の基板に
比してかなり高価であり、従って実際的でない。これら
著者は、また基板バイアスを利用することにより、Ｃｒ
が強力 の生成をもたらし、該組織は面外にあり、従って該フィ
ルムのＨｃは低下するこ １）Ｃｏ配向をもつように生成されるという当然の傾向
を示す。Ｃｒの厚みは１０００Åであり、Ｈｃはフィル
ム厚３００ÅのＣｏＣｒＴａに対して≦２０００Ｏｅで
あった。もう一つの、「Ｃｒ−およびＣｏ−ベースの薄
膜における好ましい配向および媒体の読み取り／書き込
み性能に及ぼすその作用（Ｐｒｅｆｅｒｒｅｄ Ｏｒｉ
ｅｎｔａｔｉｏｎ ｉｎ Ｃｒ−ａｎｄ Ｃｏ−Ｂａｓ
ｅｄ Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍｓ ａｎｄ ｉｔｓ Ｅｆｆ
ｅｃｔ ｏｎ ｔｈｅ Ｒｅａｄ／Ｗｒｉｔｅ Ｐｅｒ
ｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ ｔｈｅ Ｍｅｄｉａ）」と題
するＨ−Ｃツサイ（Ｔｓａｉ）等のＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈ
ｙｓ．，１９９２，４月１日，７１（７），ｐ．３５７
９−８５に記載の論文において、該著者等は（２００）
Ｃｒの達成の重要性を論じており、 内配向を促進する。しかしながら、ガラス−セラミック
基板（カナサイト）について、これら著者等は、（１１
０）Ｃｒが形成され、これは次に面外にｃ−軸をもつよ
うにＣｏ−合金を成長させることに気付いた。事実、該
ｃ−軸が該フィルム面に対して直角である垂直配向が、
ある一つの場合について報告された。該著者等は、該Ｃ
ｒ層における好ましい配向の形成が、基板材料および該
スパッタフィルム中の酸素含有率によって決定されるこ
とを報告している。面内媒体に対して、１３５０ Ｏｅ
なるＨｃがＣｏＣｒＴａ合金について得られ、また１３
７０−１８３０ Ｏｅなる値がＣｏＣｒＰｔＴａ合金に
ついて得られた。これらフィルムにおける典型的なＣｒ
の厚みは〜１７００Åであり、かつ該媒体のＭｒＴも高
く、約５ｍｅｍｕ／ｃｍ２であった。
【００１４】Ｋ．ハワード（Ｈｏｗａｒｄ）による米国
特許第４，６５２，４９９号に記載された第二の方法を
利用する場合、この方法は、良好なエピタキシーのため
に、該Ｃｏ−合金および該Ｃｒ下層との間の格子整合性
を改善するために、該Ｃｒ下層をバナジウム（Ｖ）と合
金化する。他の合金化添加物、例えばＴｉ、Ｍｏ、Ｈｆ
およびＴａも試みられている。これら方法の各々に従え
ば、該Ｃｒ下層は厚み数百Åをもち、該Ｃｏ−合金のエ
ピタキシャル成長に対して、適当なＣｒ組織を確立する
必要がある。しかしながら、このような厚みのＣｒまた
はＣｒ合金層を形成した結果は、該ＣｒまたはＣｒ合金
の粒径も、径数百または恐らく数千Åのサイズまで成長
することである。該Ｃｒ下層上に堆積された、該Ｃｏ−
合金の粒径は、該Ｃｒ下層の粒径に適合するであろうか
ら、得られるエピタキシャル成長したＣｏ−合金も、百
〜恐らく数千Åの範囲の径数をもつであろう。このよう
な場合に、該大きな粒径のために、該磁気遷移における
該高い固有の媒体ノイズは、通常のおよび将来の高密度
記録に対して、この媒体を使用不能とする。
特許第４，６５２，４９９号に記載された第二の方法を
利用する場合、この方法は、良好なエピタキシーのため
に、該Ｃｏ−合金および該Ｃｒ下層との間の格子整合性
を改善するために、該Ｃｒ下層をバナジウム（Ｖ）と合
金化する。他の合金化添加物、例えばＴｉ、Ｍｏ、Ｈｆ
およびＴａも試みられている。これら方法の各々に従え
ば、該Ｃｒ下層は厚み数百Åをもち、該Ｃｏ−合金のエ
ピタキシャル成長に対して、適当なＣｒ組織を確立する
必要がある。しかしながら、このような厚みのＣｒまた
はＣｒ合金層を形成した結果は、該ＣｒまたはＣｒ合金
の粒径も、径数百または恐らく数千Åのサイズまで成長
することである。該Ｃｒ下層上に堆積された、該Ｃｏ−
合金の粒径は、該Ｃｒ下層の粒径に適合するであろうか
ら、得られるエピタキシャル成長したＣｏ−合金も、百
〜恐らく数千Åの範囲の径数をもつであろう。このよう
な場合に、該大きな粒径のために、該磁気遷移における
該高い固有の媒体ノイズは、通常のおよび将来の高密度
記録に対して、この媒体を使用不能とする。
【００１５】リー（Ｌｅｅ）等（Ｃａｒｎｅｇｉｅ Ｍ
ｅｌｌｏｎ）の「ＣｏＣｒＴａ磁気薄膜フィルム用のＮ
ｉＡｌ下層（ＮｉＡｌ Ｕｎｄｅｒｌａｙｅｒｓ ｆｏ
ｒＣｏＣｒＴａ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｔｈｉｎ Ｆｉｌ
ｍｓ）」と題する、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ
ｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９９４，１１，ｖｏ
ｌ．３０，Ｎｏ．６，ｐｐ．３９５１−３に記載の論
文；「ＮｉＡｌ下層上ののＣｏＣｒＰｔ薄膜フィルムに
及ぼす、Ｃｒ中間層の作用（Ｅｆｆｅｃｔｓｏｆ Ｃｒ
Ｉｎｔｅｒｍｅｄｉａｔｅ Ｌａｙｅｒｓ ｏｎ Ｃ
ｏＣｒＰｔＴｈｉｎ Ｆｉｌｍ Ｍｅｄｉａ ｏｎ Ｎ
ｉＡｌ Ｕｎｄｅｒｌａｙｅｒｓ）」と題する、ＩＥＥ
Ｅ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉ
ｃｓ，１９９５，１１，ｖｏｌ．３１，Ｎｏ．６，ｐ
ｐ．２７２８−３０に記載の論文；および１９９４年９
月２９日付けの米国特許出願Ｎｏ．０８／３１５，０９
６に基づく優先権を主張した欧州特許出願ＥＰ ０ ７
０４ ８３９ Ａ１に記載されている、多数の下層およ
び種々の材料を使用した方法においては、Ｂ−２結晶構
造をもつ下層上に形成されたＣｏベースの磁性合金層を
教示している。該Ｂ−２結晶は、ＮｉＡｌ等の体心立方
構造の合金である。一態様においては、該Ｃｏベースの
磁性合金層は、直下の該Ｂ−２構造の層上にエピタキシ
ャル成長される。この提案された原理は、該ＮｉＡｌ層
の好ま をとるものと椎定する基礎を与え、該コバルト合金の面
内ｃ−軸配向を与え、また結果として高いＨｃを与え
る。
ｅｌｌｏｎ）の「ＣｏＣｒＴａ磁気薄膜フィルム用のＮ
ｉＡｌ下層（ＮｉＡｌ Ｕｎｄｅｒｌａｙｅｒｓ ｆｏ
ｒＣｏＣｒＴａ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｔｈｉｎ Ｆｉｌ
ｍｓ）」と題する、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ
ｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９９４，１１，ｖｏ
ｌ．３０，Ｎｏ．６，ｐｐ．３９５１−３に記載の論
文；「ＮｉＡｌ下層上ののＣｏＣｒＰｔ薄膜フィルムに
及ぼす、Ｃｒ中間層の作用（Ｅｆｆｅｃｔｓｏｆ Ｃｒ
Ｉｎｔｅｒｍｅｄｉａｔｅ Ｌａｙｅｒｓ ｏｎ Ｃ
ｏＣｒＰｔＴｈｉｎ Ｆｉｌｍ Ｍｅｄｉａ ｏｎ Ｎ
ｉＡｌ Ｕｎｄｅｒｌａｙｅｒｓ）」と題する、ＩＥＥ
Ｅ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉ
ｃｓ，１９９５，１１，ｖｏｌ．３１，Ｎｏ．６，ｐ
ｐ．２７２８−３０に記載の論文；および１９９４年９
月２９日付けの米国特許出願Ｎｏ．０８／３１５，０９
６に基づく優先権を主張した欧州特許出願ＥＰ ０ ７
０４ ８３９ Ａ１に記載されている、多数の下層およ
び種々の材料を使用した方法においては、Ｂ−２結晶構
造をもつ下層上に形成されたＣｏベースの磁性合金層を
教示している。該Ｂ−２結晶は、ＮｉＡｌ等の体心立方
構造の合金である。一態様においては、該Ｃｏベースの
磁性合金層は、直下の該Ｂ−２構造の層上にエピタキシ
ャル成長される。この提案された原理は、該ＮｉＡｌ層
の好ま をとるものと椎定する基礎を与え、該コバルト合金の面
内ｃ−軸配向を与え、また結果として高いＨｃを与え
る。
【００１６】もう一つの態様においては、該ＣｏＣｒＰ
ｔ合金のＨｃを増大するために、極めて薄いＣｒ中間層
（２５〜５０Å）が、Ｂ−２ＮｉＡｌ下層と該Ｃｏベー
スの磁性合金層との間に堆積される。この場合におい
て、該Ｃｒ層は、該Ｂ−２結晶下層上でエピタキシャル
成長し、また該Ｃｏベースの磁性合金は、該薄いＣｒ層
上でエピタキシャル成長する。該Ｃｒ層は高い飽和保磁
力および方形性にとって必要であるが、該Ｃｒ層は、該
（１１２ との間の間接的なエピタキシー）を妨害することはでき
ない。かくして、リー等は、該中間層が著しく薄くて
（２５〜５０Å）、Ｃｒがそれ独自の好ましい配向を発
現するのを妨害することを要求している。リー等は、ま
たＣｒ中間層が、該ＮｉＡｌフィルム表面上の過剰のＡ
ｌによるＣｏの汚染を防止するのに必要であり、かつ該
Ｃｒ中間層は、十分に薄くて、（ａ）ＣｒのＣｏフィル
ム層内への拡散を最小化し、かつ（ｂ）該Ｃｏ合金磁気
記録層と該ＮｉＡｌ下層との間のエピタキシーの妨害を
阻止する必要があることを述べている。これらの実施例
において、３３００ Ｏｅまでの比較的高い飽和保磁力
および〉９０％の方形性（Ｓ＊）が、１８原子％合金の
高いＰｔ含有率について報告されている。
ｔ合金のＨｃを増大するために、極めて薄いＣｒ中間層
（２５〜５０Å）が、Ｂ−２ＮｉＡｌ下層と該Ｃｏベー
スの磁性合金層との間に堆積される。この場合におい
て、該Ｃｒ層は、該Ｂ−２結晶下層上でエピタキシャル
成長し、また該Ｃｏベースの磁性合金は、該薄いＣｒ層
上でエピタキシャル成長する。該Ｃｒ層は高い飽和保磁
力および方形性にとって必要であるが、該Ｃｒ層は、該
（１１２ との間の間接的なエピタキシー）を妨害することはでき
ない。かくして、リー等は、該中間層が著しく薄くて
（２５〜５０Å）、Ｃｒがそれ独自の好ましい配向を発
現するのを妨害することを要求している。リー等は、ま
たＣｒ中間層が、該ＮｉＡｌフィルム表面上の過剰のＡ
ｌによるＣｏの汚染を防止するのに必要であり、かつ該
Ｃｒ中間層は、十分に薄くて、（ａ）ＣｒのＣｏフィル
ム層内への拡散を最小化し、かつ（ｂ）該Ｃｏ合金磁気
記録層と該ＮｉＡｌ下層との間のエピタキシーの妨害を
阻止する必要があることを述べている。これらの実施例
において、３３００ Ｏｅまでの比較的高い飽和保磁力
および〉９０％の方形性（Ｓ＊）が、１８原子％合金の
高いＰｔ含有率について報告されている。
【００１７】リー等（ＥＰＯ ７０４ ８３９ Ａ１を
参照のこと）により教示されたような、高い飽和保磁
力、高い方形性および微細粒子構造にも拘らず、ＮｉＡ
ｌ下層の単なる付加は、該媒体ノイズ性能における最小
の改善を与えるに過ぎず、かくして得られる媒体は通常
の並びに将来の高密度記録用途に対しては不十分であ
る。ＥＰＯ ７０４ ８３９ Ａ１を参照すると、この
最小の改善は、担体ノイズ測定データを示す図１４およ
び１５、並びに積算媒体ノイズ測定データを示す図１６
および１７において見ることができる。重要なことは、
リー等により教示された該媒体が、上記論文ＩＥＥＥ
Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃ
ｓ，１９９５，Ｖ．３１，ｐ．２７２８において示され
た、９０％を越える高いヒステリシスループ方形性Ｓ＊
により明らかであるように、高い粒子間交換相互作用を
もつという欠点を示すことが明らかである。該ノイズを
下げるという問題を扱うことを、リー等は教示していな
い。更に、１０００Åを越える極めて厚いＮｉＡｌ層
が、所定の（１１２）ＮｉＡｌ組織を形成するのに必要
である。このような厚い層は、製造コストが高い。厚い
層は、該カソードの回りの堆積シールドを生じて、早期
の剥離を生じ、清掃のために頻繁に装置を停止する必要
がある。剥離部分も、該媒体の性能にとって有害な欠陥
を生ずる。ＮｉＡｌは、またこれからスパッタリングタ
ーゲットを製造することが難しい材料であり、従ってこ
れは製造コストが高い。厚い層の使用は、また例えばＤ
Ｃマグネトロンスパッタリングの使用等による、高速ス
パッタリング法の使用を必要とする。高速度を使用し
て、厚いフィルムを堆積することはできるが、該装置
は、該堆積チャンネルの内部が、該基板と同程度に迅速
に被覆されるので、頻繁に清掃する必要がある。低速の
堆積法、例えばＲＦスパッタリングを使用した場合、各
サンプルに許容される時間を増大せざるを得ず、従って
該装置の処理量は減少するであろう。いずれの場合も、
厚い層を堆積するためのコストが、該方法の実用性を下
げ、かつ工業的利用をコスト高にする。
参照のこと）により教示されたような、高い飽和保磁
力、高い方形性および微細粒子構造にも拘らず、ＮｉＡ
ｌ下層の単なる付加は、該媒体ノイズ性能における最小
の改善を与えるに過ぎず、かくして得られる媒体は通常
の並びに将来の高密度記録用途に対しては不十分であ
る。ＥＰＯ ７０４ ８３９ Ａ１を参照すると、この
最小の改善は、担体ノイズ測定データを示す図１４およ
び１５、並びに積算媒体ノイズ測定データを示す図１６
および１７において見ることができる。重要なことは、
リー等により教示された該媒体が、上記論文ＩＥＥＥ
Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃ
ｓ，１９９５，Ｖ．３１，ｐ．２７２８において示され
た、９０％を越える高いヒステリシスループ方形性Ｓ＊
により明らかであるように、高い粒子間交換相互作用を
もつという欠点を示すことが明らかである。該ノイズを
下げるという問題を扱うことを、リー等は教示していな
い。更に、１０００Åを越える極めて厚いＮｉＡｌ層
が、所定の（１１２）ＮｉＡｌ組織を形成するのに必要
である。このような厚い層は、製造コストが高い。厚い
層は、該カソードの回りの堆積シールドを生じて、早期
の剥離を生じ、清掃のために頻繁に装置を停止する必要
がある。剥離部分も、該媒体の性能にとって有害な欠陥
を生ずる。ＮｉＡｌは、またこれからスパッタリングタ
ーゲットを製造することが難しい材料であり、従ってこ
れは製造コストが高い。厚い層の使用は、また例えばＤ
Ｃマグネトロンスパッタリングの使用等による、高速ス
パッタリング法の使用を必要とする。高速度を使用し
て、厚いフィルムを堆積することはできるが、該装置
は、該堆積チャンネルの内部が、該基板と同程度に迅速
に被覆されるので、頻繁に清掃する必要がある。低速の
堆積法、例えばＲＦスパッタリングを使用した場合、各
サンプルに許容される時間を増大せざるを得ず、従って
該装置の処理量は減少するであろう。いずれの場合も、
厚い層を堆積するためのコストが、該方法の実用性を下
げ、かつ工業的利用をコスト高にする。
【００１８】ＮｉＡｌ下層概念に関する幾つかの他の問
題もある。前に表１に示したように、（１ 該面から２８゜配向したｃ−軸を有するので、これは良
好なパラメトリック性能にとって好ましい配向ではな
い。従って、典型的な製造環境で発生する可能性のある
幾分変更された堆積および基板条件の下では、該コバル
ト合金層の完全な面内配向を生ずることはできない可能
性がある。我々は、またリー等により教示された該高い
飽和保磁力が、比較的多量のプラチナ（例えば、Ｈｃ３
３００ Ｏｅを達成するためには、約１８原子％）の使
用により得られ、これはコバルトの該ｃ−軸面内配向お
よび該結晶格子の完全性から排他的に導かれるものとは
矛盾する。以下で更に論ずるように、適当に分離したＣ
ｏＰｔベースフィルムは、該合金中の１３原子％未満の
Ｐｔ含有率においてさえ、Ｃｒエピタキシーの利益のな
い状態（即ち、該フィルムの面内にｃ−軸がない）にお
いてさえ、該フィルム中の粒子が、チェン（Ｃｈｅｎ）
等による継続中の特許出願、即ち出願番号０８／８０２
６４６において示したように、適当に分離されている場
合には、３，０００ Ｏｅを越える飽和保磁力の達成を
可能とする。該特許出願は、本発明の譲受人に譲渡され
ており、これを本発明の参考文献としてここに組み込
む。事実、このような高い飽和保磁力は、粒子のランダ
ムな配向により生成される可能性がある。３３００ Ｏ
ｅを越えるＨｃが、該合金中の１８原子％のＰｔ含有率
において、リー等により達成されなかったという事実
と、彼等が極めて高いヒステリシスループ方形性および
ノイズ性能の改良がなされていないという事実とは、リ
ー等により教示されたフィルムが、該物理的粒子間に、
かなりの粒子間交換相互作用をもつことを示している。
題もある。前に表１に示したように、（１ 該面から２８゜配向したｃ−軸を有するので、これは良
好なパラメトリック性能にとって好ましい配向ではな
い。従って、典型的な製造環境で発生する可能性のある
幾分変更された堆積および基板条件の下では、該コバル
ト合金層の完全な面内配向を生ずることはできない可能
性がある。我々は、またリー等により教示された該高い
飽和保磁力が、比較的多量のプラチナ（例えば、Ｈｃ３
３００ Ｏｅを達成するためには、約１８原子％）の使
用により得られ、これはコバルトの該ｃ−軸面内配向お
よび該結晶格子の完全性から排他的に導かれるものとは
矛盾する。以下で更に論ずるように、適当に分離したＣ
ｏＰｔベースフィルムは、該合金中の１３原子％未満の
Ｐｔ含有率においてさえ、Ｃｒエピタキシーの利益のな
い状態（即ち、該フィルムの面内にｃ−軸がない）にお
いてさえ、該フィルム中の粒子が、チェン（Ｃｈｅｎ）
等による継続中の特許出願、即ち出願番号０８／８０２
６４６において示したように、適当に分離されている場
合には、３，０００ Ｏｅを越える飽和保磁力の達成を
可能とする。該特許出願は、本発明の譲受人に譲渡され
ており、これを本発明の参考文献としてここに組み込
む。事実、このような高い飽和保磁力は、粒子のランダ
ムな配向により生成される可能性がある。３３００ Ｏ
ｅを越えるＨｃが、該合金中の１８原子％のＰｔ含有率
において、リー等により達成されなかったという事実
と、彼等が極めて高いヒステリシスループ方形性および
ノイズ性能の改良がなされていないという事実とは、リ
ー等により教示されたフィルムが、該物理的粒子間に、
かなりの粒子間交換相互作用をもつことを示している。
【００１９】該コバルト合金フィルムの面内配向を改善
する第三の方法は、以下に列挙するような多くの刊行物
に教示されている、二重磁性層法である。ヤン＆オクム
ラ（Ｙａｎ ａｎｄ Ｏｋｕｍｕｒａ）による日本特許
出願公開ＪＰ８−１４７６６０において、Ｃｒ上のＣｏ
ＣｒＴａ／ＣｏＣｒＰｔの２層は、改善された記録密度
と低いノイズとを有している。１実施例において、全磁
性層の厚みは２００Åであり、薄いＣｏＣｒＰｔ上部層
の厚みは２０−６０Åの範囲にある。Ｃｒの厚みは７０
０Åであり、またＣｏＣｒＰｔ合金中のＰｔの濃度は１
０−１５原子％であった。ＣｏＣｒＴａ：ＣｏＣｒＰｔ
比１５０ Å：５０ Å（即ち、３：１）において、２
１５０ ＯｅのＨｃを達成した。もう一つのヤマグチ＆
オノデラ（Ｙａｍａｇｕｃｈｉ ＆ Ｏｎｏｄｅｒａ）
（フジエレクトリック（Ｆｕｊｉ Ｅｌｅｃｔｒｉ
ｃ））による日本特許出願公開ＪＰ５−１２０６６３に
は、ＣｏＣｒＴａの第一層とＣｏＣｒＰｔの第二層とか
らなる、低ノイズおよび低Ｈｃを有する二層磁性層が記
載されている。この場合においては、１：９〜７：３の
範囲の厚み比ＣｏＣｒＴａ：ＣｏＣｒＰｔが指定されて
おり、最適の厚み比約３：７〜５：５（半分）が、高い
Ｈｃと低ノイズとの組み合わせを達成している。５００
Åなる該フィルムの全厚みに対して、該ＣｏＣｒＴａ層
の厚みは、５０Å（１／９）〜２５０Å（５／５）の範
囲にある。得られる最大のＨｃは、上部層合金組成Ｃｏ
８２Ｃｒ１４Ｐｔ４および１０００ÅのＣｒ下層につい
て、１９００ Ｏｅであった。該媒体のＭｒＴは、〜
３．６ｍｅｍｕ／ｃｍ２であった。これら発明者等は、
また好ましい態様において、該Ｃｒ層の堆積後１５秒以
内に、該ＣｏＣｒＴａフィルムをスパッタリングすべき
であり、また該ＣｏＣｒＴａフィルムの堆積後１０秒以
内に、ＣｏＣｒＰｔをスパッタリングすべきであること
を明記している。これは、該フィルムの高いＨｃを維持
し、かつ該フィルムを一旦スパッタリングした後の、該
フィルムの汚染を防止するためである。
する第三の方法は、以下に列挙するような多くの刊行物
に教示されている、二重磁性層法である。ヤン＆オクム
ラ（Ｙａｎ ａｎｄ Ｏｋｕｍｕｒａ）による日本特許
出願公開ＪＰ８−１４７６６０において、Ｃｒ上のＣｏ
ＣｒＴａ／ＣｏＣｒＰｔの２層は、改善された記録密度
と低いノイズとを有している。１実施例において、全磁
性層の厚みは２００Åであり、薄いＣｏＣｒＰｔ上部層
の厚みは２０−６０Åの範囲にある。Ｃｒの厚みは７０
０Åであり、またＣｏＣｒＰｔ合金中のＰｔの濃度は１
０−１５原子％であった。ＣｏＣｒＴａ：ＣｏＣｒＰｔ
比１５０ Å：５０ Å（即ち、３：１）において、２
１５０ ＯｅのＨｃを達成した。もう一つのヤマグチ＆
オノデラ（Ｙａｍａｇｕｃｈｉ ＆ Ｏｎｏｄｅｒａ）
（フジエレクトリック（Ｆｕｊｉ Ｅｌｅｃｔｒｉ
ｃ））による日本特許出願公開ＪＰ５−１２０６６３に
は、ＣｏＣｒＴａの第一層とＣｏＣｒＰｔの第二層とか
らなる、低ノイズおよび低Ｈｃを有する二層磁性層が記
載されている。この場合においては、１：９〜７：３の
範囲の厚み比ＣｏＣｒＴａ：ＣｏＣｒＰｔが指定されて
おり、最適の厚み比約３：７〜５：５（半分）が、高い
Ｈｃと低ノイズとの組み合わせを達成している。５００
Åなる該フィルムの全厚みに対して、該ＣｏＣｒＴａ層
の厚みは、５０Å（１／９）〜２５０Å（５／５）の範
囲にある。得られる最大のＨｃは、上部層合金組成Ｃｏ
８２Ｃｒ１４Ｐｔ４および１０００ÅのＣｒ下層につい
て、１９００ Ｏｅであった。該媒体のＭｒＴは、〜
３．６ｍｅｍｕ／ｃｍ２であった。これら発明者等は、
また好ましい態様において、該Ｃｒ層の堆積後１５秒以
内に、該ＣｏＣｒＴａフィルムをスパッタリングすべき
であり、また該ＣｏＣｒＴａフィルムの堆積後１０秒以
内に、ＣｏＣｒＰｔをスパッタリングすべきであること
を明記している。これは、該フィルムの高いＨｃを維持
し、かつ該フィルムを一旦スパッタリングした後の、該
フィルムの汚染を防止するためである。
【００２０】イナオ、ウツミ＆コンドウ（Ｉｎａｏ，Ｕ
ｔｓｕｍｉ ａｎｄ Ｋｏｎｄｏｈ）による日本特許出
願公開ＪＰ５−１０９０４３には、堆積される磁性合金
フィルムの順序が逆転され、ここで該Ｃｒ上の第一層は
ＣｏＣｒＰｔであり、次いでＣｏＣｒＴａ合金である。
該第一層は厚み１００〜１０００Å、好ましくは１００
〜８００Åである。該第二層に関連して、その厚みは１
００〜１０００Å、好ましくは１５０〜７００Åであ
る。これら著者等は、最良の性能を達成するためには、
底部層として高いＨｃ能をもつＣｏＣｒＰｔを、および
上部に低ノイズのＣｏＣｒＴａを有することか好ましい
と主張している。これらの好ましい態様においては、Ｃ
ｒ（３０００ Å）／ＣｏＰｔ１０（３００Å）／Ｃｏ
Ｃｒ１２Ｔａ４（４００ Å）構造に対して、１０原子
％Ｐｔにおいて、最大Ｈｃ約１７００ Ｏｅを達成して
いる。彼等が達成した該Ｈｃは、使用したＰｔ含有率に
対しては事実非常に低く、このことは彼等の媒体におい
て理想的なＫｕ未満の値が達成されていることを示して
いる。該磁気媒体の配向については全く述べられていな
い。
ｔｓｕｍｉ ａｎｄ Ｋｏｎｄｏｈ）による日本特許出
願公開ＪＰ５−１０９０４３には、堆積される磁性合金
フィルムの順序が逆転され、ここで該Ｃｒ上の第一層は
ＣｏＣｒＰｔであり、次いでＣｏＣｒＴａ合金である。
該第一層は厚み１００〜１０００Å、好ましくは１００
〜８００Åである。該第二層に関連して、その厚みは１
００〜１０００Å、好ましくは１５０〜７００Åであ
る。これら著者等は、最良の性能を達成するためには、
底部層として高いＨｃ能をもつＣｏＣｒＰｔを、および
上部に低ノイズのＣｏＣｒＴａを有することか好ましい
と主張している。これらの好ましい態様においては、Ｃ
ｒ（３０００ Å）／ＣｏＰｔ１０（３００Å）／Ｃｏ
Ｃｒ１２Ｔａ４（４００ Å）構造に対して、１０原子
％Ｐｔにおいて、最大Ｈｃ約１７００ Ｏｅを達成して
いる。彼等が達成した該Ｈｃは、使用したＰｔ含有率に
対しては事実非常に低く、このことは彼等の媒体におい
て理想的なＫｕ未満の値が達成されていることを示して
いる。該磁気媒体の配向については全く述べられていな
い。
【００２１】「ＣｏＣｒＴａ，ＣｏＣｒＰｔ二重層の記
録特性（Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓ
ｔｉｃｓ ｏｆ ＣｏＣｒＴａ，ＣｏＣｒＰｔ Ｄｏｕ
ｂｌｅ Ｌａｙｅｒ）」と題する、ヤマグチ（Ｙａｍａ
ｇｕｃｈｉ）等の、第１５回アニュアルジャパニーズマ
グネティックカンファレンス（Ａｎｎｕａｌ Ｊａｐａ
ｎｅｓｅ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｃｏｎ
ｆｅｒｅｎｃｅ（１９９１））に発表された論文におい
て、著者等は、該Ｃｒ上の第一層としての１５０Åの厚
みのＣｏＣｒＴａ合金、これに引き続く厚み３５０Åの
ＣｏＣｒＰｔ層からなる磁気二重層が良好なＳＮＲおよ
びＯＷをもつことを記載している。これらフィルムはＤ
Ｃマグネトロン法によってスパッタリングして、１２０
０−１９００ ＯｅのＨｃを達成している。合金組成は
特定されていない。同一の雑誌の、コダマ（Ｋｏｄａｍ
ａ）等により添付された、ＣｏＣｒＴａ，ＣｏＣｒＰｔ
二重層の磁気特性（Ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔ
ｉｅｓ ｏｆ ＣｏＣｒＴａ，ＣｏＣｒＰｔ Ｄｏｕｂ
ｌｅ Ｌａｙｅｒｓ）と題する文献において、該著者等
は、全フィルム厚み５００Åに対して、該２種の合金フ
ィルムの厚みの比が変動するのに応じて、１００％のＣ
ｏＣｒＴａに対する１０００ Ｏｅなる低い値から、１
００％のＣｏＣｒＰｔに対する約２１００ Ｏｅという
高いＨｃまで、Ｈｃにおける滑らかな遷移があることを
示している。ヤマグチ（Ｙａｍａｇｕｃｈｉ）等は、Ｃ
ｏＣｒＴａ＝１５０ÅおよびＣｏＣｒＰｔ＝３５０Åに
対し、単一層のＣｏＣｒＰｔフィルムのこれら値を越え
る優れたＳＮＲ、ＯＷおよびＰＷ５０が得られることを
示している。
録特性（Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓ
ｔｉｃｓ ｏｆ ＣｏＣｒＴａ，ＣｏＣｒＰｔ Ｄｏｕ
ｂｌｅ Ｌａｙｅｒ）」と題する、ヤマグチ（Ｙａｍａ
ｇｕｃｈｉ）等の、第１５回アニュアルジャパニーズマ
グネティックカンファレンス（Ａｎｎｕａｌ Ｊａｐａ
ｎｅｓｅ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｃｏｎ
ｆｅｒｅｎｃｅ（１９９１））に発表された論文におい
て、著者等は、該Ｃｒ上の第一層としての１５０Åの厚
みのＣｏＣｒＴａ合金、これに引き続く厚み３５０Åの
ＣｏＣｒＰｔ層からなる磁気二重層が良好なＳＮＲおよ
びＯＷをもつことを記載している。これらフィルムはＤ
Ｃマグネトロン法によってスパッタリングして、１２０
０−１９００ ＯｅのＨｃを達成している。合金組成は
特定されていない。同一の雑誌の、コダマ（Ｋｏｄａｍ
ａ）等により添付された、ＣｏＣｒＴａ，ＣｏＣｒＰｔ
二重層の磁気特性（Ｍａｇｎｅｔｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔ
ｉｅｓ ｏｆ ＣｏＣｒＴａ，ＣｏＣｒＰｔ Ｄｏｕｂ
ｌｅ Ｌａｙｅｒｓ）と題する文献において、該著者等
は、全フィルム厚み５００Åに対して、該２種の合金フ
ィルムの厚みの比が変動するのに応じて、１００％のＣ
ｏＣｒＴａに対する１０００ Ｏｅなる低い値から、１
００％のＣｏＣｒＰｔに対する約２１００ Ｏｅという
高いＨｃまで、Ｈｃにおける滑らかな遷移があることを
示している。ヤマグチ（Ｙａｍａｇｕｃｈｉ）等は、Ｃ
ｏＣｒＴａ＝１５０ÅおよびＣｏＣｒＰｔ＝３５０Åに
対し、単一層のＣｏＣｒＰｔフィルムのこれら値を越え
る優れたＳＮＲ、ＯＷおよびＰＷ５０が得られることを
示している。
【００２２】より最近になって、グリジェ等（ミネソタ
大学）による「超高密度磁気記録媒体用の進歩した多層
薄膜（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ Ｔｈ
ｉｎＦｉｌｍｓ ｆｏｒ Ｕｌｔｒａ−Ｈｉｇｈ Ｄｅ
ｎｓｉｔｙ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ
Ｍｅｄｉａ）」と題する、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔ
ｉｏｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９９４，Ｖｏ
ｌ．３０，Ｎｏ．６に掲載された論文は、厚み比５０
Å：２００Åを有するＣｏＣｒＴａ／ＣｏＣｒＰｔ二重
層の特性を記載している。ＣｏＣｒ１６Ｔａ２．５合金
が、Ｃｒ下層に対して、ＣｏＣｒ１３Ｐｔ１３よりも良
好な格子整合性をもち、結果として該コバルト合金磁性
層の良好な面内ｃ−軸配向性に導くことを主張してい
る。このエピタキシャル関係は、｛ いう極めて高いＨｃが、０．９ｍｅｍｕ／ｃｍ２なるＭ
ｒＴに対して得られ、０．８８という良好なＳ＊を与え
た。しかしながら、媒体ノイズは、該媒体中に存在する
高い粒子間交換のために、この構造に対しては高いもの
と予想された。Ｌ．Ｌ．ファン（Ｆａｎｇ）等の「水平
記録用の新規な高飽和保磁力コバルト合金薄膜フィルム
媒体構造」と題する、Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，１９９
４，１２月１２日，６５（２４）に掲載された論文も、
ＣｏＣｒ１３Ｔａ３およびＣｏＣｒ１０Ｐｔ１８を使用
した二重層磁性構造を記載している。この研究におい
て、該Ｃｒ層は１０００Åであり、ＣｏＣｒＴａとＣｏ
ＣｒＰｔとの厚み比の範囲が調べられている。３００〜
４００Åという全二重層厚みに関して、該Ｈｃは、５０
〜６０Åの厚みの中間体ＣｏＣｒＴａ層に対して約４０
００ Ｏｅにピークをもつ。その配向関 金の面外ｃ−軸配向を示しているが、そのヒステリシス
ループ方形性は、極めて高い。一方で、該ＣｏＣｒＴａ
中間層なしに、該磁性層は、Ｘ−線回折およびヒステリ
シスループにより示されるように、垂直配向を示す。フ
ァン（Ｆａｎｇ）等により得られたこの高いＨｃは、全
く該磁性層中の高いＰｔ含有率によるものであり、また
高い方形性が、該面外ｃ−軸配向にも拘らず得られたと
いう事実は、媒体が高い交換カップリングを有すること
を示唆している。
大学）による「超高密度磁気記録媒体用の進歩した多層
薄膜（Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ Ｔｈ
ｉｎＦｉｌｍｓ ｆｏｒ Ｕｌｔｒａ−Ｈｉｇｈ Ｄｅ
ｎｓｉｔｙ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ
Ｍｅｄｉａ）」と題する、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔ
ｉｏｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９９４，Ｖｏ
ｌ．３０，Ｎｏ．６に掲載された論文は、厚み比５０
Å：２００Åを有するＣｏＣｒＴａ／ＣｏＣｒＰｔ二重
層の特性を記載している。ＣｏＣｒ１６Ｔａ２．５合金
が、Ｃｒ下層に対して、ＣｏＣｒ１３Ｐｔ１３よりも良
好な格子整合性をもち、結果として該コバルト合金磁性
層の良好な面内ｃ−軸配向性に導くことを主張してい
る。このエピタキシャル関係は、｛ いう極めて高いＨｃが、０．９ｍｅｍｕ／ｃｍ２なるＭ
ｒＴに対して得られ、０．８８という良好なＳ＊を与え
た。しかしながら、媒体ノイズは、該媒体中に存在する
高い粒子間交換のために、この構造に対しては高いもの
と予想された。Ｌ．Ｌ．ファン（Ｆａｎｇ）等の「水平
記録用の新規な高飽和保磁力コバルト合金薄膜フィルム
媒体構造」と題する、Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，１９９
４，１２月１２日，６５（２４）に掲載された論文も、
ＣｏＣｒ１３Ｔａ３およびＣｏＣｒ１０Ｐｔ１８を使用
した二重層磁性構造を記載している。この研究におい
て、該Ｃｒ層は１０００Åであり、ＣｏＣｒＴａとＣｏ
ＣｒＰｔとの厚み比の範囲が調べられている。３００〜
４００Åという全二重層厚みに関して、該Ｈｃは、５０
〜６０Åの厚みの中間体ＣｏＣｒＴａ層に対して約４０
００ Ｏｅにピークをもつ。その配向関 金の面外ｃ−軸配向を示しているが、そのヒステリシス
ループ方形性は、極めて高い。一方で、該ＣｏＣｒＴａ
中間層なしに、該磁性層は、Ｘ−線回折およびヒステリ
シスループにより示されるように、垂直配向を示す。フ
ァン（Ｆａｎｇ）等により得られたこの高いＨｃは、全
く該磁性層中の高いＰｔ含有率によるものであり、また
高い方形性が、該面外ｃ−軸配向にも拘らず得られたと
いう事実は、媒体が高い交換カップリングを有すること
を示唆している。
【００２３】Ｂ．ツァン（Ｚｈａｎｇ）等の「磁気記録
用のＣｏＣｒＴａ／ＣｏＣｒＰｔ二重層フィルム（Ｃｏ
ＣｒＴａ／ＣｏＣｒＰｔ Ｄｏｕｂｌｅ−Ｌａｙｅｒ
Ｆｉｌｍｓ ｆｏｒ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒｅｃｏｒｄ
ｉｎｇ）」と題する、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏ
ｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９９６，Ｖｏｌ．３
２，Ｎｏ．５，ｐ．３５９０に掲載された論文も、二重
層構造の種々の組み合わせの記録並びに磁気特性を記載
している。この研究では、ＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒ
ＰｔＴａ層間の比は、グリジェ（Ｇｌｉｊｅｒ）の研究
と同様に変動する。底部のＣｏＣｒＴａ層が全厚みの１
／３であり、残部の２／３がＣｏＣｒＰｔＴａにより構
成されている場合、該Ｈｃは約２５００ Ｏｅ近傍にピ
ークをもち、これは各合金自体のＨｃよりも高い。しか
し、ＳＮＲはＣｏＣｒＰｔＴａの厚みの増加に伴って単
調に減少した。この二重層フィルムのヒステリシスルー
プは、該単一層フィルムに比して一層矩形のループを示
す。しかし、該フィルムの堆積順序を、該底部層として
ＣｏＣｒＰｔＴａをもつように逆転させた場合には、結
果は完全に異なっていた。該ＳＮＲは、殆どの部分で低
い値に留まり、ＣｏＣｒＰｔＴａ層の低いＳＮＲを継承
し、一方でＨｃは、ＣｏＣｒＰｔＴａの厚みと共に単調
増加し、かつ逆の堆積について見られたピークの発現は
ない。該ＣｏＣｒＴａ合金が正確な粒子構造をもつこ
と、即ち該Ｃｒ下層上に初めに堆積された際に、ＣｏＣ
ｒＰｔＴａまで透過することができるより小さなかつよ
り均一な粒径をもつことが主張された。これらの結果か
ら、後のＣｏＣｒＰｔＴａ層の適切な成長に代えて、〜
６０Åの範囲の厚みが、ＣｏＣｒＴａの適当な微小構造
の確立のために必要とされる。これら著者等は、これら
フィルム内の配向関係については言及していないが、彼 折データを示した。該出願には、合金組成も、堆積条件
も記載されていない。
用のＣｏＣｒＴａ／ＣｏＣｒＰｔ二重層フィルム（Ｃｏ
ＣｒＴａ／ＣｏＣｒＰｔ Ｄｏｕｂｌｅ−Ｌａｙｅｒ
Ｆｉｌｍｓ ｆｏｒ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒｅｃｏｒｄ
ｉｎｇ）」と題する、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏ
ｎ ｏｎ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９９６，Ｖｏｌ．３
２，Ｎｏ．５，ｐ．３５９０に掲載された論文も、二重
層構造の種々の組み合わせの記録並びに磁気特性を記載
している。この研究では、ＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒ
ＰｔＴａ層間の比は、グリジェ（Ｇｌｉｊｅｒ）の研究
と同様に変動する。底部のＣｏＣｒＴａ層が全厚みの１
／３であり、残部の２／３がＣｏＣｒＰｔＴａにより構
成されている場合、該Ｈｃは約２５００ Ｏｅ近傍にピ
ークをもち、これは各合金自体のＨｃよりも高い。しか
し、ＳＮＲはＣｏＣｒＰｔＴａの厚みの増加に伴って単
調に減少した。この二重層フィルムのヒステリシスルー
プは、該単一層フィルムに比して一層矩形のループを示
す。しかし、該フィルムの堆積順序を、該底部層として
ＣｏＣｒＰｔＴａをもつように逆転させた場合には、結
果は完全に異なっていた。該ＳＮＲは、殆どの部分で低
い値に留まり、ＣｏＣｒＰｔＴａ層の低いＳＮＲを継承
し、一方でＨｃは、ＣｏＣｒＰｔＴａの厚みと共に単調
増加し、かつ逆の堆積について見られたピークの発現は
ない。該ＣｏＣｒＴａ合金が正確な粒子構造をもつこ
と、即ち該Ｃｒ下層上に初めに堆積された際に、ＣｏＣ
ｒＰｔＴａまで透過することができるより小さなかつよ
り均一な粒径をもつことが主張された。これらの結果か
ら、後のＣｏＣｒＰｔＴａ層の適切な成長に代えて、〜
６０Åの範囲の厚みが、ＣｏＣｒＴａの適当な微小構造
の確立のために必要とされる。これら著者等は、これら
フィルム内の配向関係については言及していないが、彼 折データを示した。該出願には、合金組成も、堆積条件
も記載されていない。
【００２４】最後に、１９９８年１月に開催されたジョ
イントＭＭＭ−インターマグカンファレンス（Ｊｏｉｎ
ｔ ＭＭＭ−Ｉｎｔｅｒｍａｇ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃ
ｅ）の、Ｊ．ズー（Ｚｏｕ）等（カーネギーメロン（Ｃ
ａｒｎｅｇｉｅ Ｍｅｌｌｏｎ））による公開された要
約＃ＣＣ−０９において、著者等は、ＣｏＣｒＴａを、
該 ＣｏＣｒＰｔよりも（１１２）ＮｉＡｌに対して良好な
格子適合性をもつものと主張している。従って、ＣｏＣ
ｒＴａの極めて薄い層の挿入が、該ＣｏＣｒＰｔフィル
ムのより良好な面内配向を生じ、結果として高いＨｃお
よびヒステリシスループ方形性に寄与していると主張し
ている。上記刊行物の全てにおいて、共通のテーマは、
Ｃｏ合金とＣｒとの間の格子適合性が、高いＨｃおよび
低いノイズに対する重要な寄与因子であると主張してい
ることである。ことに、ＣｏＣｒＴａ第一層と、ＣｏＣ
ｒＰｔ第二層とを使用した二重層に関して ていると主張している。しかしながら、前に表１に示し
たように、あらゆる方向における完全な格子適合を達成
することは不可能である。更に、実際の製造装置で完全
なまたはかなり良好なエピタキシーを達成することも困
難である。その一つの理由は、しばしば水蒸気および該
水蒸気から生成される可能性のある酸素である、該系内
の残留ガスが、該Ｃｒと該Ｃｏ合金層との間の界面に影
響を与えて、エピタキシーの喪失または部分的喪失をも
たらすことにある。
イントＭＭＭ−インターマグカンファレンス（Ｊｏｉｎ
ｔ ＭＭＭ−Ｉｎｔｅｒｍａｇ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃ
ｅ）の、Ｊ．ズー（Ｚｏｕ）等（カーネギーメロン（Ｃ
ａｒｎｅｇｉｅ Ｍｅｌｌｏｎ））による公開された要
約＃ＣＣ−０９において、著者等は、ＣｏＣｒＴａを、
該 ＣｏＣｒＰｔよりも（１１２）ＮｉＡｌに対して良好な
格子適合性をもつものと主張している。従って、ＣｏＣ
ｒＴａの極めて薄い層の挿入が、該ＣｏＣｒＰｔフィル
ムのより良好な面内配向を生じ、結果として高いＨｃお
よびヒステリシスループ方形性に寄与していると主張し
ている。上記刊行物の全てにおいて、共通のテーマは、
Ｃｏ合金とＣｒとの間の格子適合性が、高いＨｃおよび
低いノイズに対する重要な寄与因子であると主張してい
ることである。ことに、ＣｏＣｒＴａ第一層と、ＣｏＣ
ｒＰｔ第二層とを使用した二重層に関して ていると主張している。しかしながら、前に表１に示し
たように、あらゆる方向における完全な格子適合を達成
することは不可能である。更に、実際の製造装置で完全
なまたはかなり良好なエピタキシーを達成することも困
難である。その一つの理由は、しばしば水蒸気および該
水蒸気から生成される可能性のある酸素である、該系内
の残留ガスが、該Ｃｒと該Ｃｏ合金層との間の界面に影
響を与えて、エピタキシーの喪失または部分的喪失をも
たらすことにある。
【００２５】本研究における我々の実験から、本明細書
に引用した参考文献中に報告されている堆積法の殆ど
が、「高速」堆積法であると考えられる。典型的には、
約５Å／秒を越える速度は、高速の範疇に入る。公知技
術の幾つかは、より低い堆積速度を開示しているが、こ
のような方法は、典型的には研究上の設定においてのみ
使用され、そこでは処理量については殆どまたは全く強
調されない。これとは対照的に、一般的には、高速法を
利用して、製造環境で高い処理量を達成し、該方法を工
業的に実施可能なものとすることが望ましいと考えられ
る。例えば、多くの生産レベルの装置において、高い処
理量を維持するためには、５０Å／秒程度の速度が、典
型的に使用される。エピタキシーに及ぼす残留ガスの影
響を減じるもう一つの方法は、該堆積チャンネルの真空
度を改善することである。Ｍ．タカハシ（Ｔａｋａｈａ
ｓｈｉ）等は「超清浄スパッタリング法および高密度磁
気記録媒体（Ｔｈｅ ＵｌｔｒａＣｌｅａｎ Ｓｐｕｔ
ｔｅｒｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ ａｎｄ Ｈｉｇｈ Ｄ
ｅｎｓｉｔｙ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ
Ｍｅｄｉａ）」と題する、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃ
ｔｉｏｎｓ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９９７，Ｖ
ｏｌ．３３，Ｎｏ．５，ｐ．２９３８に掲載された論文
において、約１０−９Ｔｏｒｒの超高真空に、真空度を
維持することにより、高いＨｃが薄いＣｒ厚においてあ
られることを示した。この論文は、高いＨｃが、磁気結
晶異方性場Ｈｋ ｇｒａｉｎの増大を介して、および粒子
間磁気カップリングの程度の減少により得られると主張
している。該高真空は、粒界におけるＣｒの良好な凝離
を可能とし、またより小さなＣｒ下層粒子を介するより
小さな磁性粒子の形成を可能とする。これらの作用は、
また結果として該媒体のＳ／Ｎ比を改善した。該媒体の
面内配向が、Ｃｒ下層の酸化を減ずることにより改善さ
れることも、また推論できる。この結果は印象深いが、
提唱されている真空レベルの型は、低コストかつ高い処
理量の製造操作の点から実用的でない。
に引用した参考文献中に報告されている堆積法の殆ど
が、「高速」堆積法であると考えられる。典型的には、
約５Å／秒を越える速度は、高速の範疇に入る。公知技
術の幾つかは、より低い堆積速度を開示しているが、こ
のような方法は、典型的には研究上の設定においてのみ
使用され、そこでは処理量については殆どまたは全く強
調されない。これとは対照的に、一般的には、高速法を
利用して、製造環境で高い処理量を達成し、該方法を工
業的に実施可能なものとすることが望ましいと考えられ
る。例えば、多くの生産レベルの装置において、高い処
理量を維持するためには、５０Å／秒程度の速度が、典
型的に使用される。エピタキシーに及ぼす残留ガスの影
響を減じるもう一つの方法は、該堆積チャンネルの真空
度を改善することである。Ｍ．タカハシ（Ｔａｋａｈａ
ｓｈｉ）等は「超清浄スパッタリング法および高密度磁
気記録媒体（Ｔｈｅ ＵｌｔｒａＣｌｅａｎ Ｓｐｕｔ
ｔｅｒｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ ａｎｄ Ｈｉｇｈ Ｄ
ｅｎｓｉｔｙ Ｍａｇｎｅｔｉｃ Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ
Ｍｅｄｉａ）」と題する、ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃ
ｔｉｏｎｓ ｏｆ Ｍａｇｎｅｔｉｃｓ，１９９７，Ｖ
ｏｌ．３３，Ｎｏ．５，ｐ．２９３８に掲載された論文
において、約１０−９Ｔｏｒｒの超高真空に、真空度を
維持することにより、高いＨｃが薄いＣｒ厚においてあ
られることを示した。この論文は、高いＨｃが、磁気結
晶異方性場Ｈｋ ｇｒａｉｎの増大を介して、および粒子
間磁気カップリングの程度の減少により得られると主張
している。該高真空は、粒界におけるＣｒの良好な凝離
を可能とし、またより小さなＣｒ下層粒子を介するより
小さな磁性粒子の形成を可能とする。これらの作用は、
また結果として該媒体のＳ／Ｎ比を改善した。該媒体の
面内配向が、Ｃｒ下層の酸化を減ずることにより改善さ
れることも、また推論できる。この結果は印象深いが、
提唱されている真空レベルの型は、低コストかつ高い処
理量の製造操作の点から実用的でない。
【００２６】従って、真空条件について全く完全でない
堆積条件下で、かつ典型的に工業的用途において利用さ
れている堆積の高速度での、ＣｒとＣｏ−合金層との間
の良好なエピタキシーの達成は、困難である。従って、
六方晶形コバルトフィルムのｃ−軸面内配向は、必ずし
も達成されず、これはＣｏＣｒＰｔベース合金の所定の
Ｐｔ含有率に対して可能であるよりも低いＨｃ並びに低
い方形性に導く。更に、該粒径は均一ではなく、しかも
粒子自体は、高い異方性定数Ｋｕに対して適当な結晶完
全性をもち得ない。これらの因子は、望ましいとはいえ
ないパラメトリック性能をもつフィルムの生成をもたら
す。前に示したように、エピタキシーが好む最良の条件
下でさえ、六方晶形コバルトと立方晶形クロム格子との
固有の格子ミスマッチが依然として存在する。良好なエ
ピタキシーの欠如およびこれに続く低い該磁性層の成長
は、大量の欠陥、例えば転位、堆積欠陥および所定の合
金組成およびＰｔ含有率に対してＨｃ電位を減ずるであ
ろうその他の結晶構造における不規則性の生成をもたら
す可能性がある。該磁気クリスタリットが大量の不完全
性を含む場合には、該媒体のＫｕは劇的に減少するであ
ろう。上で引用した公知文献に従い、該ＣｏＣｒＴａ層
を、該ＣｏＣｒＰｔベース合金とＣｒとの間に挿入した
場合、該層は、ある程度該ＣｏＣｒＰｔベース合金の完
全性は見掛け上役立つが、該引用した文献は、依然とし
て該Ｈｃを高めるために高いＰｔ含有率の合金を使用す
る必要がある。高いプラチナ含有率はコストを高め、得
られるフィルムの磁化率Ｍｓを減じ、しかも結果として
所定のＭｒＴを得るためにより厚いフィルムを必要と
し、また該コバルトＨＣＰ構造におけるより多くの格子
不完全性を生ずる。８％を越えるプラチナ含有率におい
て、ＦＣＣ（面心立方）結晶構造を作成する高い可能性
があり、該結晶構造は、１次のオーダーを越える大きさ
の、該ＨＣＰ構造のＫｕ値を減ずるであろう。従ってＨ
ｃを高めるために、過剰量のＰｔの添加は、Ｐｔの利益
を得るという目的を無効にするであろう。これら難点の
ために、我々は、注意深い研究の結果、以下のような、
上記の諸難点を克服する、新規かつ固有の方法を開発し
た。
堆積条件下で、かつ典型的に工業的用途において利用さ
れている堆積の高速度での、ＣｒとＣｏ−合金層との間
の良好なエピタキシーの達成は、困難である。従って、
六方晶形コバルトフィルムのｃ−軸面内配向は、必ずし
も達成されず、これはＣｏＣｒＰｔベース合金の所定の
Ｐｔ含有率に対して可能であるよりも低いＨｃ並びに低
い方形性に導く。更に、該粒径は均一ではなく、しかも
粒子自体は、高い異方性定数Ｋｕに対して適当な結晶完
全性をもち得ない。これらの因子は、望ましいとはいえ
ないパラメトリック性能をもつフィルムの生成をもたら
す。前に示したように、エピタキシーが好む最良の条件
下でさえ、六方晶形コバルトと立方晶形クロム格子との
固有の格子ミスマッチが依然として存在する。良好なエ
ピタキシーの欠如およびこれに続く低い該磁性層の成長
は、大量の欠陥、例えば転位、堆積欠陥および所定の合
金組成およびＰｔ含有率に対してＨｃ電位を減ずるであ
ろうその他の結晶構造における不規則性の生成をもたら
す可能性がある。該磁気クリスタリットが大量の不完全
性を含む場合には、該媒体のＫｕは劇的に減少するであ
ろう。上で引用した公知文献に従い、該ＣｏＣｒＴａ層
を、該ＣｏＣｒＰｔベース合金とＣｒとの間に挿入した
場合、該層は、ある程度該ＣｏＣｒＰｔベース合金の完
全性は見掛け上役立つが、該引用した文献は、依然とし
て該Ｈｃを高めるために高いＰｔ含有率の合金を使用す
る必要がある。高いプラチナ含有率はコストを高め、得
られるフィルムの磁化率Ｍｓを減じ、しかも結果として
所定のＭｒＴを得るためにより厚いフィルムを必要と
し、また該コバルトＨＣＰ構造におけるより多くの格子
不完全性を生ずる。８％を越えるプラチナ含有率におい
て、ＦＣＣ（面心立方）結晶構造を作成する高い可能性
があり、該結晶構造は、１次のオーダーを越える大きさ
の、該ＨＣＰ構造のＫｕ値を減ずるであろう。従ってＨ
ｃを高めるために、過剰量のＰｔの添加は、Ｐｔの利益
を得るという目的を無効にするであろう。これら難点の
ために、我々は、注意深い研究の結果、以下のような、
上記の諸難点を克服する、新規かつ固有の方法を開発し
た。
【００２７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、一般
的に通常コンピュータデータ記憶のために利用される、
剛性ディスクドライブで使用する磁気記録媒体を提供す
ることにある。本発明の他の目的は、該磁気記録媒体の
新規な製法を提供することにある。本発明の更に別の目
的は、該磁気記録媒体を含む、ディスクドライブを提供
することにある。本発明においては、主要な磁性層に対
して使用されたものと同一の組成をもつ合金を包含す
る、ＣｏＣｒベース合金等のＣｏ合金の薄層を、好まし
くは〈１．０Å／秒の極めて低い堆積速度で、穏やかな
基板温度下で、｛２００｝配向されたＣｒフィルム上
に、好ましくは２０Å未満の厚みまでスパッタリング
し、次いでＣｏＣｒＰｔベース合金を高速度で堆積し
て、極めて高いＨｃ、低いＰＷ５０、高いＳＮＲおよび
低いＴＮＬＤ値を有する媒体を製造する。この技術を利
用することにより、該ＣｏＣｒＰｔベース合金層は、優
れた面内結晶学的配向を達成し、かつ高いＨｃが、Ｐｔ
の最少量によって達成される。低Ｐｔ含有率、該主磁気
層の高速堆積および該システムの真空条件に対する該方
法の比較的低い感受性の組み合わせが、本発明の方法を
工業的に実施可能なものとしている。以前の文献が達成
できなかった幾つかの付随的な重要な利点もある。
的に通常コンピュータデータ記憶のために利用される、
剛性ディスクドライブで使用する磁気記録媒体を提供す
ることにある。本発明の他の目的は、該磁気記録媒体の
新規な製法を提供することにある。本発明の更に別の目
的は、該磁気記録媒体を含む、ディスクドライブを提供
することにある。本発明においては、主要な磁性層に対
して使用されたものと同一の組成をもつ合金を包含す
る、ＣｏＣｒベース合金等のＣｏ合金の薄層を、好まし
くは〈１．０Å／秒の極めて低い堆積速度で、穏やかな
基板温度下で、｛２００｝配向されたＣｒフィルム上
に、好ましくは２０Å未満の厚みまでスパッタリング
し、次いでＣｏＣｒＰｔベース合金を高速度で堆積し
て、極めて高いＨｃ、低いＰＷ５０、高いＳＮＲおよび
低いＴＮＬＤ値を有する媒体を製造する。この技術を利
用することにより、該ＣｏＣｒＰｔベース合金層は、優
れた面内結晶学的配向を達成し、かつ高いＨｃが、Ｐｔ
の最少量によって達成される。低Ｐｔ含有率、該主磁気
層の高速堆積および該システムの真空条件に対する該方
法の比較的低い感受性の組み合わせが、本発明の方法を
工業的に実施可能なものとしている。以前の文献が達成
できなかった幾つかの付随的な重要な利点もある。
【００２８】それは以下の通りである。まず第一に、本
発明の方法は、良好なシグナル対ノイズ比に寄与する、
コバルトの極めて微細な粒子構造を生成することを可能
とする。第二に、該粒子間のクロム凝離と組み合わせ
た、該微細粒子構造は、更に一層該シグナル対ノイズ比
を改善する。第三に、高い面内ｃ−軸配向性がコバルト
層中で達成され、これは極めて高い方形性をもつ媒体を
与え、結果としてＯＷの改善並びに低ＴＮＬＤを得るの
に役立つ。第四に、該粒子の性能は高く、従って高い異
方性定数Ｋｕ値が該磁性層内で達成され、結果として過
度に高率のＰｔを添加する必要なしに、高いＨｃを与え
る。低いＴＮＬＤは、また該粒子の高い完全性によって
ももたらされる。これらの結果は、全く公知のスパッタ
リング技術を利用し、超高真空条件に頼ることなしに、
得ることができる。また、該Ｃｒにおける（２００）
Ｃｒ配向の存在が、後に堆積されるコバルト合金フィル
ムとの幾分かの適合を可能とする限り、高いＨｃおよび
良好な記録性能を達成するために、該Ｃｒ層と該ＣｏＣ
ｒＰｔベース合金との間の％比格子不整合の影響は殆ど
ない。同様な結果は、異なるＣｒ合金層、例えばＣｒＶ
フィルムについても得ることができる。該合金の、凝離
能等のパラメータに影響を与える能力に基づいて合金組
成を選択し、あるいは従来とは逆に、これら２者間の格
子適合性を調節するために、該磁性層および下層の組成
を調節することと相反する、小さな粒径を達成する上
で、より多くの融通性がある。
発明の方法は、良好なシグナル対ノイズ比に寄与する、
コバルトの極めて微細な粒子構造を生成することを可能
とする。第二に、該粒子間のクロム凝離と組み合わせ
た、該微細粒子構造は、更に一層該シグナル対ノイズ比
を改善する。第三に、高い面内ｃ−軸配向性がコバルト
層中で達成され、これは極めて高い方形性をもつ媒体を
与え、結果としてＯＷの改善並びに低ＴＮＬＤを得るの
に役立つ。第四に、該粒子の性能は高く、従って高い異
方性定数Ｋｕ値が該磁性層内で達成され、結果として過
度に高率のＰｔを添加する必要なしに、高いＨｃを与え
る。低いＴＮＬＤは、また該粒子の高い完全性によって
ももたらされる。これらの結果は、全く公知のスパッタ
リング技術を利用し、超高真空条件に頼ることなしに、
得ることができる。また、該Ｃｒにおける（２００）
Ｃｒ配向の存在が、後に堆積されるコバルト合金フィル
ムとの幾分かの適合を可能とする限り、高いＨｃおよび
良好な記録性能を達成するために、該Ｃｒ層と該ＣｏＣ
ｒＰｔベース合金との間の％比格子不整合の影響は殆ど
ない。同様な結果は、異なるＣｒ合金層、例えばＣｒＶ
フィルムについても得ることができる。該合金の、凝離
能等のパラメータに影響を与える能力に基づいて合金組
成を選択し、あるいは従来とは逆に、これら２者間の格
子適合性を調節するために、該磁性層および下層の組成
を調節することと相反する、小さな粒径を達成する上
で、より多くの融通性がある。
【００２９】
【課題を解決するための手段】本発明は、クロムまたは
クロム合金の下層と、原子が十分に移動できる条件下
で、例えば基板加熱状態で、または該基板上でのＤＣバ
イアスとの組み合わせで、遅い堆積速度にて堆積され
た、ＣｏＣｒベース合金からなる超薄型核生成層と、記
録用の第一層である、高い堆積速度にて完全に堆積され
たＣｏＣｒＰｔベースの磁性合金とで構成される構造を
もつ、磁気薄膜フィルム媒体からなる。まず、Ｃｒまた
はＣｒ合金フィルムを、好ましくはＲＦダイオードまた
はＲｆマグネトロンカソードを使用して、約２５０℃ま
でまたはそれ以下に加熱し、ベース圧１ｘ１０−６Ｔｏ
ｒｒ以下にてスパッタリングする。まず、５〜５０Å／
秒の範囲内の公知の堆積速度を使用して、Ｃｒ層を堆積
し、好ましくは（２００）Ｃｒ配向を達成する。該Ｃｒ
の厚みは典型的には３００Å以下である。好ましくはＣ
ｏＣｒベースの合金、例えばＣｏＣｒＴａからなる核形
成層としての該第二層は、極めて低い堆積速度にて堆積
し、後の該ＣｏＣｒＰｔベース合金磁性層の成長のため
の小さな粒度の鋳型を形成するようにする。重要な一つ
の発見は、該核形成層が非常に薄く、好ましくは約２０
Å程度の厚みにあり、また好ましくは約１．０Å／秒程
度の非常に遅い堆積速度にて堆積すべきであることであ
る。また、十分な移動度は、好ましくは低速度で堆積す
る原子に付与される。これは、基板の加熱、基板のＤＣ
バイアス印加、およびＲＦスパッター堆積法の利用等を
包含する種々の手段によって達成できる。このＲＦ法
は、低速スパッタリング速度を可能とし、また電子によ
る基板の高い衝撃力のために、該スパッター種に高い移
動度を誘発する。
クロム合金の下層と、原子が十分に移動できる条件下
で、例えば基板加熱状態で、または該基板上でのＤＣバ
イアスとの組み合わせで、遅い堆積速度にて堆積され
た、ＣｏＣｒベース合金からなる超薄型核生成層と、記
録用の第一層である、高い堆積速度にて完全に堆積され
たＣｏＣｒＰｔベースの磁性合金とで構成される構造を
もつ、磁気薄膜フィルム媒体からなる。まず、Ｃｒまた
はＣｒ合金フィルムを、好ましくはＲＦダイオードまた
はＲｆマグネトロンカソードを使用して、約２５０℃ま
でまたはそれ以下に加熱し、ベース圧１ｘ１０−６Ｔｏ
ｒｒ以下にてスパッタリングする。まず、５〜５０Å／
秒の範囲内の公知の堆積速度を使用して、Ｃｒ層を堆積
し、好ましくは（２００）Ｃｒ配向を達成する。該Ｃｒ
の厚みは典型的には３００Å以下である。好ましくはＣ
ｏＣｒベースの合金、例えばＣｏＣｒＴａからなる核形
成層としての該第二層は、極めて低い堆積速度にて堆積
し、後の該ＣｏＣｒＰｔベース合金磁性層の成長のため
の小さな粒度の鋳型を形成するようにする。重要な一つ
の発見は、該核形成層が非常に薄く、好ましくは約２０
Å程度の厚みにあり、また好ましくは約１．０Å／秒程
度の非常に遅い堆積速度にて堆積すべきであることであ
る。また、十分な移動度は、好ましくは低速度で堆積す
る原子に付与される。これは、基板の加熱、基板のＤＣ
バイアス印加、およびＲＦスパッター堆積法の利用等を
包含する種々の手段によって達成できる。このＲＦ法
は、低速スパッタリング速度を可能とし、また電子によ
る基板の高い衝撃力のために、該スパッター種に高い移
動度を誘発する。
【００３０】また、特にＣｒ下層および上部磁性層の高
い堆積速度においては、ＲＦダイオードスパッタリング
の代わりに、ＤＣマグネトロンスパッタリングを使用で
きる。該核生成層については、ＤＣマグネトロンを、低
速堆積に対して使用できるが、該ＲＦ堆積法と比較し
て、低速度を達成することは一層困難である。ＤＣマグ
ネトロンスパッタリングを使用する場合には、該スパッ
タリング種に高い移動度を与える付随的手段、例えばよ
り高レベルでの基板の加熱および／またはより高いＤＣ
基板バイアスの印加等の手段を講じることが望ましい。
超薄ＣｏＣｒベース合金の核形成層を上記の方法で形成
することにより、ＣｏＣｒＰｔベース合金フィルム、例
えば該核形成層上に高堆積速度でスパッタリングしたＣ
ｏＣｒＴａＰｔフィルムの磁気特性は、該核形成層が存
在しない場合と比較して、劇的に変化する。該Ｈｃは著
しく増大し、かつヒステリシスループ方形性も増大す
る。この媒体は、典型的には０．８以上の飽和保磁力方
形性および残留保磁力方形性を示し、また約０．２また
はそれ以下のスイッチングフィールド分布を示す。同時
に、固有の媒体ノイズは実質的に減少し、かつ解像度は
高められる。ＴＮＬＤおよびＯＷ値も、非−エピタキシ
ャル三次元等方性フィルム性能全体に渡り改善される。
この媒体は、理想的には通常のおよび将来の高記憶密度
用途、例えば磁気−抵抗（ＭＲ）ヘッドおよび将来の巨
大ＭＲヘッドに適している。
い堆積速度においては、ＲＦダイオードスパッタリング
の代わりに、ＤＣマグネトロンスパッタリングを使用で
きる。該核生成層については、ＤＣマグネトロンを、低
速堆積に対して使用できるが、該ＲＦ堆積法と比較し
て、低速度を達成することは一層困難である。ＤＣマグ
ネトロンスパッタリングを使用する場合には、該スパッ
タリング種に高い移動度を与える付随的手段、例えばよ
り高レベルでの基板の加熱および／またはより高いＤＣ
基板バイアスの印加等の手段を講じることが望ましい。
超薄ＣｏＣｒベース合金の核形成層を上記の方法で形成
することにより、ＣｏＣｒＰｔベース合金フィルム、例
えば該核形成層上に高堆積速度でスパッタリングしたＣ
ｏＣｒＴａＰｔフィルムの磁気特性は、該核形成層が存
在しない場合と比較して、劇的に変化する。該Ｈｃは著
しく増大し、かつヒステリシスループ方形性も増大す
る。この媒体は、典型的には０．８以上の飽和保磁力方
形性および残留保磁力方形性を示し、また約０．２また
はそれ以下のスイッチングフィールド分布を示す。同時
に、固有の媒体ノイズは実質的に減少し、かつ解像度は
高められる。ＴＮＬＤおよびＯＷ値も、非−エピタキシ
ャル三次元等方性フィルム性能全体に渡り改善される。
この媒体は、理想的には通常のおよび将来の高記憶密度
用途、例えば磁気−抵抗（ＭＲ）ヘッドおよび将来の巨
大ＭＲヘッドに適している。
【００３１】本発明の重要な局面の一つは、Ｃｒまたは
Ｃｒ合金下層と、該磁性層との間の不完全な格子適合性
を、核形成層の極めて良好な格子整合性を、該磁性層に
導入することにより解消することである。低堆積速度に
て、該核形成層の十分に高い原子移動度を使用して、ほ
ぼ平衡な成長条件を達成して、該核形成層のほぼ完全な
ＨＣＰ結晶構造を得る。従って、この薄い核形成層は、
磁性層の高速度での堆積に対する鋳型として機能する。
該主磁性層は該核形成層と同様な結晶構造をもち、かつ
該核形成層と極めて密接に格子整合されているので、こ
れら２つの層間には良好なエピタキシーが存在する高い
可能性があり、従って該ｃ−軸の面内配向性および該コ
バルト合金粒子のより完全な格子構造に導く。該Ｃｒま
たはＣｒ合金下層上の、該核形成層の初期成長中に、平
衡またはほぼ平衡条件を達成することは、該核形成層と
該Ｃｒ下層との間の良好なエピタキシーを達成するため
に極めて重要であると考えられる。該ＣｒまたはＣｒ合
金下層は立方ＢＣＣ構造をもち、該構造上で、該コバル
ト合金フィルムの該六方晶形ＨＣＰ構造が成長するはず
である。これら２つの格子は十分に整合しておらず、ま
た該堆積種の高い移動度を維持した、ほぼ平衡な条件
は、より良好なエピタキシーにとって有利であろう。該
ＣｒまたはＣｒ合金フィルムの表面も、真空に対して極
めて敏感である。該表面は容易に汚染され、酸化される
ので、該Ｃｒ層が適当な結晶学的配向で堆積されたとし
ても、その後の磁性層はその上にエピタキシャル成長で
きない。実際に、該コバルト合金フィルムは、一般的に
該フィルムの面内で、該ｃ−軸をもつ成長にとって有利
ではない。該（０００２）Ｃｏ成長（垂直配向）が、特
に高い堆積速度においてはより一層有利であり、従って
堆積中のＣｏ合金フィルムとＣｒ下層との間のエピタキ
シーにおける任意の問題は垂直配向を形成するであろ
う。ほぼ平衡な、低速度での堆積は、該コバルト合金フ
ィルムにおけるこの垂直配向傾向を克服し、また該原子
の堆積時間が、面内ｃ−軸配向に対する正確なエピタキ
シーを「見出す」ことをも可能とする。ほぼ平衡な成長
状態は、また酸素および該表面由来の他の残留ガス等の
不純物原子を排斥することができる。
Ｃｒ合金下層と、該磁性層との間の不完全な格子適合性
を、核形成層の極めて良好な格子整合性を、該磁性層に
導入することにより解消することである。低堆積速度に
て、該核形成層の十分に高い原子移動度を使用して、ほ
ぼ平衡な成長条件を達成して、該核形成層のほぼ完全な
ＨＣＰ結晶構造を得る。従って、この薄い核形成層は、
磁性層の高速度での堆積に対する鋳型として機能する。
該主磁性層は該核形成層と同様な結晶構造をもち、かつ
該核形成層と極めて密接に格子整合されているので、こ
れら２つの層間には良好なエピタキシーが存在する高い
可能性があり、従って該ｃ−軸の面内配向性および該コ
バルト合金粒子のより完全な格子構造に導く。該Ｃｒま
たはＣｒ合金下層上の、該核形成層の初期成長中に、平
衡またはほぼ平衡条件を達成することは、該核形成層と
該Ｃｒ下層との間の良好なエピタキシーを達成するため
に極めて重要であると考えられる。該ＣｒまたはＣｒ合
金下層は立方ＢＣＣ構造をもち、該構造上で、該コバル
ト合金フィルムの該六方晶形ＨＣＰ構造が成長するはず
である。これら２つの格子は十分に整合しておらず、ま
た該堆積種の高い移動度を維持した、ほぼ平衡な条件
は、より良好なエピタキシーにとって有利であろう。該
ＣｒまたはＣｒ合金フィルムの表面も、真空に対して極
めて敏感である。該表面は容易に汚染され、酸化される
ので、該Ｃｒ層が適当な結晶学的配向で堆積されたとし
ても、その後の磁性層はその上にエピタキシャル成長で
きない。実際に、該コバルト合金フィルムは、一般的に
該フィルムの面内で、該ｃ−軸をもつ成長にとって有利
ではない。該（０００２）Ｃｏ成長（垂直配向）が、特
に高い堆積速度においてはより一層有利であり、従って
堆積中のＣｏ合金フィルムとＣｒ下層との間のエピタキ
シーにおける任意の問題は垂直配向を形成するであろ
う。ほぼ平衡な、低速度での堆積は、該コバルト合金フ
ィルムにおけるこの垂直配向傾向を克服し、また該原子
の堆積時間が、面内ｃ−軸配向に対する正確なエピタキ
シーを「見出す」ことをも可能とする。ほぼ平衡な成長
状態は、また酸素および該表面由来の他の残留ガス等の
不純物原子を排斥することができる。
【００３２】一旦ＣｏＣｒベース合金の核形成層が形成
されると、該表面は、穏やかな真空条件においてさえ、
後の該磁性層の堆積にとってより一層有利となり、従っ
てその堆積に引き続き、該磁性層フィルムを高速度で堆
積でき、かつ該磁性層が該核形成層と密接な格子整合性
をもつ限りにおいて、良好な面内配向を達成できる。こ
のことは、該核形成層フィルムの厚みが僅かに数Å程度
であったとしても起こることを見出した。従って、この
方法は、真空レベルが、研究において典型的に使用され
ている装置と比較して、通常貧弱である場合の、製造装
置において使用するのに全く適している。該記録媒体を
製造するための、典型的な製造堆積手段を使用するに際
しては、高速堆積を利用して、この方法を経済的にする
必要がある。しかし、そうする場合に、熱力学的平衡を
確立することは困難であり、また良好なエピタキシーが
しばしば犠牲にされる。該磁性層の形成工程を２つの段
階、即ち薄くかつ低堆積速度層とより厚い高速堆積層に
分離することにより、高い処理量は依然として維持され
る。従って、これら層の該構造およびその堆積法は製造
堆積工程にとって非常に適している。
されると、該表面は、穏やかな真空条件においてさえ、
後の該磁性層の堆積にとってより一層有利となり、従っ
てその堆積に引き続き、該磁性層フィルムを高速度で堆
積でき、かつ該磁性層が該核形成層と密接な格子整合性
をもつ限りにおいて、良好な面内配向を達成できる。こ
のことは、該核形成層フィルムの厚みが僅かに数Å程度
であったとしても起こることを見出した。従って、この
方法は、真空レベルが、研究において典型的に使用され
ている装置と比較して、通常貧弱である場合の、製造装
置において使用するのに全く適している。該記録媒体を
製造するための、典型的な製造堆積手段を使用するに際
しては、高速堆積を利用して、この方法を経済的にする
必要がある。しかし、そうする場合に、熱力学的平衡を
確立することは困難であり、また良好なエピタキシーが
しばしば犠牲にされる。該磁性層の形成工程を２つの段
階、即ち薄くかつ低堆積速度層とより厚い高速堆積層に
分離することにより、高い処理量は依然として維持され
る。従って、これら層の該構造およびその堆積法は製造
堆積工程にとって非常に適している。
【００３３】ＣｒとＣｏＣｒＰｔとの間の中間層とし
て、より厚いＣｏＣｒＴａのフィルムを使用した以前の
技術においては、ＣｒとＣｏＣＲＴａ合金との間の良好
な格子整合性が、ＣｒとＣｏＣｒＰｔとの間の整合性と
は逆に、高いＨｃおよび面内ｃ−軸配向を達成するのに
重要な寄与因子である。本発明においては、核形成層に
対して選択される該合金を、ＣｏＣｒＴａに制限しな
い。該Ｃｒ下層と該核形成層との間の該エピタキシーの
性能を決定付けるのは、高い移動度と共に低堆積速度を
使用することであるから、該核形成層に対する該合金の
選択にはより一層の自由度がある。事実、最も理想的な
選択は、該核形成層並びに該磁性層両者に対して、同一
の合金組成を使用することであろう。実際には、該磁性
合金から僅かに変更した組成を、該核形成層用の組成と
して使用できる。例えば、ＣｏＣｒ１５Ｔａ４Ｐｔ３磁
性層に対しては、Ｐｔを含まないＣｏＣｒ１５Ｔａ
４を、該核形成層として使用して、該Ｐｔのコストを節
減するが、これら２つの合金の格子定数は相互に極めて
近接している（例えば、０．５％の格子整合性）。高Ｐ
ｔ含有率をもつ磁性合金については、該核形成層は、該
磁性層の格子定数に近い格子定数を維持するため、付随
的なＰｔの使用を必要とする。極めて重要なことは、高
いＫｕ値に対して、該磁性層における高性能の結晶性フ
ィルムを得るために、また良好なエピタキシーを達成す
るために、本発明においては、該核形成層と該磁性層と
の間に近接した格子整合性が存在することである。しか
しながら、該結晶構造は、該核形成層と磁性層とは同一
の六方晶形構造であるので、実際にはこれら２層の合金
の選択にはより一層の融通性がある。従って、該合金
は、小さなかつ均一な粒子を形成する能力等の因子に基
づいて、または公知技術と同様に格子整合の考察のみに
基づく選択とは逆に、凝離させた粒子に基づいて選択す
ることができる。小さなかつ均一な粒子を形成し、また
凝離させた粒子の生成のための幾つかの方法の説明につ
いては、前に列挙したチェン（Ｃｈｅｎ）等の特許出願
第０８／８０２６４６号を参照のこと。
て、より厚いＣｏＣｒＴａのフィルムを使用した以前の
技術においては、ＣｒとＣｏＣＲＴａ合金との間の良好
な格子整合性が、ＣｒとＣｏＣｒＰｔとの間の整合性と
は逆に、高いＨｃおよび面内ｃ−軸配向を達成するのに
重要な寄与因子である。本発明においては、核形成層に
対して選択される該合金を、ＣｏＣｒＴａに制限しな
い。該Ｃｒ下層と該核形成層との間の該エピタキシーの
性能を決定付けるのは、高い移動度と共に低堆積速度を
使用することであるから、該核形成層に対する該合金の
選択にはより一層の自由度がある。事実、最も理想的な
選択は、該核形成層並びに該磁性層両者に対して、同一
の合金組成を使用することであろう。実際には、該磁性
合金から僅かに変更した組成を、該核形成層用の組成と
して使用できる。例えば、ＣｏＣｒ１５Ｔａ４Ｐｔ３磁
性層に対しては、Ｐｔを含まないＣｏＣｒ１５Ｔａ
４を、該核形成層として使用して、該Ｐｔのコストを節
減するが、これら２つの合金の格子定数は相互に極めて
近接している（例えば、０．５％の格子整合性）。高Ｐ
ｔ含有率をもつ磁性合金については、該核形成層は、該
磁性層の格子定数に近い格子定数を維持するため、付随
的なＰｔの使用を必要とする。極めて重要なことは、高
いＫｕ値に対して、該磁性層における高性能の結晶性フ
ィルムを得るために、また良好なエピタキシーを達成す
るために、本発明においては、該核形成層と該磁性層と
の間に近接した格子整合性が存在することである。しか
しながら、該結晶構造は、該核形成層と磁性層とは同一
の六方晶形構造であるので、実際にはこれら２層の合金
の選択にはより一層の融通性がある。従って、該合金
は、小さなかつ均一な粒子を形成する能力等の因子に基
づいて、または公知技術と同様に格子整合の考察のみに
基づく選択とは逆に、凝離させた粒子に基づいて選択す
ることができる。小さなかつ均一な粒子を形成し、また
凝離させた粒子の生成のための幾つかの方法の説明につ
いては、前に列挙したチェン（Ｃｈｅｎ）等の特許出願
第０８／８０２６４６号を参照のこと。
【００３４】粒子の成長およびその構造の制御も、本発
明の重要な利点である。本発明の媒体は、１００Å以下
の粒径をもつ微細な個々の磁性粒子を含む磁気記録層を
含み、該磁性粒子はＣｏＣｒＰｔベース合金中の過剰の
Ｃｒ等の固体凝離剤により、相互に分離されている。該
磁性粒子は均一なサイズ、および約１０Å程度の均一な
間隔を有する。重要なことは、該磁気記録層の粒子が、
原理的にその内部に最少の転位および該層の厚み全体に
渡る積層欠陥等の欠陥をもつ単結晶であって、核粒子各
々の磁気結晶異方性定数Ｋｕを最少化し、かつ更に該粒
子のｃ−軸が支配的に該フィルムの面内で配向してお
り、しかも該面内でランダムに配向していて高いＨｃを
与えることにある。このような磁性粒子構造は、ほぼ平
衡条件下でかつ高い原子移動度の下で、低速度堆積によ
り形成された薄い核形成層を使用した結果である。該主
な磁性層の粒子は、該核形成層粒子上でエピタキシャル
成長するので、各核形成サイト（粒子）のサイズおよび
隣接する核形成サイト間の間隔の制御は、該粒子の成長
特性、該磁気記録層のサイズおよび間隔を調節し、かつ
大角の粒界の形成のための簡単な手段を提供する。更
に、該核形成層粒子のサイズおよび間隔の適当な制御
は、該磁気記録層内の該粒界における、Ｃｒ等の凝離剤
物質の凝離を最適化する方法を与える。
明の重要な利点である。本発明の媒体は、１００Å以下
の粒径をもつ微細な個々の磁性粒子を含む磁気記録層を
含み、該磁性粒子はＣｏＣｒＰｔベース合金中の過剰の
Ｃｒ等の固体凝離剤により、相互に分離されている。該
磁性粒子は均一なサイズ、および約１０Å程度の均一な
間隔を有する。重要なことは、該磁気記録層の粒子が、
原理的にその内部に最少の転位および該層の厚み全体に
渡る積層欠陥等の欠陥をもつ単結晶であって、核粒子各
々の磁気結晶異方性定数Ｋｕを最少化し、かつ更に該粒
子のｃ−軸が支配的に該フィルムの面内で配向してお
り、しかも該面内でランダムに配向していて高いＨｃを
与えることにある。このような磁性粒子構造は、ほぼ平
衡条件下でかつ高い原子移動度の下で、低速度堆積によ
り形成された薄い核形成層を使用した結果である。該主
な磁性層の粒子は、該核形成層粒子上でエピタキシャル
成長するので、各核形成サイト（粒子）のサイズおよび
隣接する核形成サイト間の間隔の制御は、該粒子の成長
特性、該磁気記録層のサイズおよび間隔を調節し、かつ
大角の粒界の形成のための簡単な手段を提供する。更
に、該核形成層粒子のサイズおよび間隔の適当な制御
は、該磁気記録層内の該粒界における、Ｃｒ等の凝離剤
物質の凝離を最適化する方法を与える。
【００３５】該媒体の磁気特性に、上記の微小構造を与
えた結果は、以下の通りである。より小さな粒子は、該
記録媒体に、より低い固有ノイズを与えるのに寄与す
る。該粒子のより高い結晶の完全性は、最大限の可能な
Ｋｕを与え、結果として高いＨｃが、該合金中の所定の
Ｐｔ濃度に対して得られる。均一かつ小さな粒子は、ま
たＯＷを改善するのに寄与する。ＴＮＬＤは、該フィル
ムの面内にｃ−軸をもたせることにより改善される。高
いヒステリシスループ方形性は、均一に分離された粒
子、均一なサイズ分布をもたせることにより達成され
る。最後に、本明細書で使用する方法は、著しく経済的
かつ再現性に富む。約３原子％という比較的低いプラチ
ナ含有率においてさえ、約３０００ ＯｅというＨｃ値
が、該ＭｒＴ値０．７−０．８ｍｅｍｕ／ｃｍ２におい
て得られている。このことは、我々が引用した文献にお
いて、高いＨｃを得るために、他の者により使用された
極めて高いＰｔ含有率の場合とは、対照的である。該ス
パッタリングターゲット中のＰｔ含有率を減ずることに
より、ディスクの製造コストが大幅に節減され、また該
フィルムのＭｓは増大するであろう。このことは、フィ
ルムの厚み自体を、所定のＭｒＴ製品について減らすこ
とができることを意味し、これは、効果的にヘッド−媒
体間隔を減ずることにより、より良好な性能を与える。
えた結果は、以下の通りである。より小さな粒子は、該
記録媒体に、より低い固有ノイズを与えるのに寄与す
る。該粒子のより高い結晶の完全性は、最大限の可能な
Ｋｕを与え、結果として高いＨｃが、該合金中の所定の
Ｐｔ濃度に対して得られる。均一かつ小さな粒子は、ま
たＯＷを改善するのに寄与する。ＴＮＬＤは、該フィル
ムの面内にｃ−軸をもたせることにより改善される。高
いヒステリシスループ方形性は、均一に分離された粒
子、均一なサイズ分布をもたせることにより達成され
る。最後に、本明細書で使用する方法は、著しく経済的
かつ再現性に富む。約３原子％という比較的低いプラチ
ナ含有率においてさえ、約３０００ ＯｅというＨｃ値
が、該ＭｒＴ値０．７−０．８ｍｅｍｕ／ｃｍ２におい
て得られている。このことは、我々が引用した文献にお
いて、高いＨｃを得るために、他の者により使用された
極めて高いＰｔ含有率の場合とは、対照的である。該ス
パッタリングターゲット中のＰｔ含有率を減ずることに
より、ディスクの製造コストが大幅に節減され、また該
フィルムのＭｓは増大するであろう。このことは、フィ
ルムの厚み自体を、所定のＭｒＴ製品について減らすこ
とができることを意味し、これは、効果的にヘッド−媒
体間隔を減ずることにより、より良好な性能を与える。
【００３６】
【発明の実施の形態】図４は、本発明に従って作成し
た、典型的な剛性薄膜磁気ディスク１０の断面図（実尺
ではない）である。完全なディスク１０の一般的な説明
を、以下に示し、次いでその層の幾つか、方法並びにそ
の堆積条件の詳細な説明を与える。最後に、幾つかの実
施例の詳細な説明を示し、本発明の種々の重要な局面を
強調する。ディスク１０はアルミニウム合金基板１１か
らなる。基板１１はアルミニウムブランクであり得、そ
の上にメッキされたＮｉＰ層（図示せず）が、無電気メ
ッキまたは当分野で周知の他の方法で形成される。ある
いは、基板１１はガラス、セラミック、ガラス−セラミ
ック、炭素ベース材料、珪素、チタン、ステンレススチ
ール、または本発明の範囲を越える理由で選択された他
の適当な材料であり得る。基板１１の最上部の表面（図
４の斜視図から）は、平滑で、十分に清浄化されてい
る。場合により、当分野において公知であるように、こ
の表面を織成して、得られる磁気記憶媒体のＣＳＳ性能
を改善することができる。次いで、以下に更に詳細に説
明する、ＣｒまたはＣｒ合金製下層１２を、基板１１上
に堆積する。該Ｃｒ下層上に、ＣｏＣｒベース合金（こ
れは該磁性層と同一の合金組成、例えばＣｏＣｒＰｔま
たはＣｏＣｒＴａＰｔであり得る）フィルム等のＣｏ合
金製の極めて薄い核形成層１３を、以下に説明するよう
に、極めて低速で堆積する。該層１３の任意の態様の堆
積法としては、スパッタリング法が好ましい。しかし、
他の堆積法も、これらサブレイヤーの１つ以上を形成す
るという所定の目的を達成できる。特にＲＦダイオード
スパッタリングがその好ましい方法である。
た、典型的な剛性薄膜磁気ディスク１０の断面図（実尺
ではない）である。完全なディスク１０の一般的な説明
を、以下に示し、次いでその層の幾つか、方法並びにそ
の堆積条件の詳細な説明を与える。最後に、幾つかの実
施例の詳細な説明を示し、本発明の種々の重要な局面を
強調する。ディスク１０はアルミニウム合金基板１１か
らなる。基板１１はアルミニウムブランクであり得、そ
の上にメッキされたＮｉＰ層（図示せず）が、無電気メ
ッキまたは当分野で周知の他の方法で形成される。ある
いは、基板１１はガラス、セラミック、ガラス−セラミ
ック、炭素ベース材料、珪素、チタン、ステンレススチ
ール、または本発明の範囲を越える理由で選択された他
の適当な材料であり得る。基板１１の最上部の表面（図
４の斜視図から）は、平滑で、十分に清浄化されてい
る。場合により、当分野において公知であるように、こ
の表面を織成して、得られる磁気記憶媒体のＣＳＳ性能
を改善することができる。次いで、以下に更に詳細に説
明する、ＣｒまたはＣｒ合金製下層１２を、基板１１上
に堆積する。該Ｃｒ下層上に、ＣｏＣｒベース合金（こ
れは該磁性層と同一の合金組成、例えばＣｏＣｒＰｔま
たはＣｏＣｒＴａＰｔであり得る）フィルム等のＣｏ合
金製の極めて薄い核形成層１３を、以下に説明するよう
に、極めて低速で堆積する。該層１３の任意の態様の堆
積法としては、スパッタリング法が好ましい。しかし、
他の堆積法も、これらサブレイヤーの１つ以上を形成す
るという所定の目的を達成できる。特にＲＦダイオード
スパッタリングがその好ましい方法である。
【００３７】図４に戻ると、ＣｏＣｒＰｔまたはＣｏＣ
ｒＰｔＴａベース合金からなる磁性合金を含む、磁気記
録層１４は、該ＣｏＣｒベース合金製の核形成層１３上
に堆積される。ここでも、この層の堆積法としては、ス
パッタリング法が好ましい。しかし、その他の技術もこ
の層の堆積という目標を達成するのに利用可能である。
例えば２００Å未満の厚みをもつ、例えば炭素または窒
素、水素またはこれら両者をドープした炭素、もしくは
ＺｒＯ２、ＳｉＯ２等の酸化物またはＴｉＮ、ＺｒＮ
等の窒化物、あるいはＴｉＣ、ＳｉＣ等の炭化物の、当
分野において公知の型の保護上層１５、および当分野で
公知の型の、パーフルオロポリエーテル等の潤滑層１６
を、該保護層１５上に適用する。保護上層１５および潤
滑層１６の詳細は、本発明の範囲を越えるものであり、
従ってここでは詳しく議論しない。
ｒＰｔＴａベース合金からなる磁性合金を含む、磁気記
録層１４は、該ＣｏＣｒベース合金製の核形成層１３上
に堆積される。ここでも、この層の堆積法としては、ス
パッタリング法が好ましい。しかし、その他の技術もこ
の層の堆積という目標を達成するのに利用可能である。
例えば２００Å未満の厚みをもつ、例えば炭素または窒
素、水素またはこれら両者をドープした炭素、もしくは
ＺｒＯ２、ＳｉＯ２等の酸化物またはＴｉＮ、ＺｒＮ
等の窒化物、あるいはＴｉＣ、ＳｉＣ等の炭化物の、当
分野において公知の型の保護上層１５、および当分野で
公知の型の、パーフルオロポリエーテル等の潤滑層１６
を、該保護層１５上に適用する。保護上層１５および潤
滑層１６の詳細は、本発明の範囲を越えるものであり、
従ってここでは詳しく議論しない。
【００３８】図５は、Ｈｃ対ＣｏＣｒ１６Ｔａ４合金製
核形成層形成カソード出力密度のプロットを、固定した
厚みのＣｒＶ５０（例えば、Ｃｒ中５０原子％のＶ）下
層およびＣｏＣｒ１５Ｔａ４Ｐｔ５磁性層について図示
してある（合金材料の下付番は原子％を表し、該合金の
残部は下付番のない元素で構成される）。これら層は全
て、純アルゴン雰囲気下で、７ｍＴｏｒｒの圧力下で、
ＲＦスパッタリング法により堆積される。この堆積は、
ウルバックコーポレーションジャパン（Ｕｌｖａｃ Ｃ
ｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ，Ｊａｐａｎ）により製造され
た、モデルＳＨＤ１４Ｓインラインスパッタリング装置
内で実施した。この装置は市販品として入手可能な、製
造インラインスパッタリング装置であり、該ディスクは
パレット上に載せられ、該ディスクは連続的な速度で一
群のカソードを通過して、種々の層で堆積される。典型
的には、該パレットの移動速度は３００−４００ｍｍ／
分の範囲内にある。使用する基板は、ＡＦＭ粗面度約１
０ÅＲａをもつ、周辺部がテクスチャー化ＮｉＰメッキ
アルミニウム基板であった。これら全ての層の堆積中、
該ディスクには基板バイアスを印加しなかった。また、
本例では、これら基板を、該ＣｒＶ５０層の堆積の直前
に、約２２０℃に加熱した。他の態様においては、該基
板を約１４０〜２５０℃の範囲の温度に加熱することが
好ましいが、この範囲外の温度を使用することも可能で
ある。一般的に、本発明の方法は、高い面内配向を達成
するための公知の方法よりも低い温度が要求される。
核形成層形成カソード出力密度のプロットを、固定した
厚みのＣｒＶ５０（例えば、Ｃｒ中５０原子％のＶ）下
層およびＣｏＣｒ１５Ｔａ４Ｐｔ５磁性層について図示
してある（合金材料の下付番は原子％を表し、該合金の
残部は下付番のない元素で構成される）。これら層は全
て、純アルゴン雰囲気下で、７ｍＴｏｒｒの圧力下で、
ＲＦスパッタリング法により堆積される。この堆積は、
ウルバックコーポレーションジャパン（Ｕｌｖａｃ Ｃ
ｏｒｐｏｒａｔｉｏｎ，Ｊａｐａｎ）により製造され
た、モデルＳＨＤ１４Ｓインラインスパッタリング装置
内で実施した。この装置は市販品として入手可能な、製
造インラインスパッタリング装置であり、該ディスクは
パレット上に載せられ、該ディスクは連続的な速度で一
群のカソードを通過して、種々の層で堆積される。典型
的には、該パレットの移動速度は３００−４００ｍｍ／
分の範囲内にある。使用する基板は、ＡＦＭ粗面度約１
０ÅＲａをもつ、周辺部がテクスチャー化ＮｉＰメッキ
アルミニウム基板であった。これら全ての層の堆積中、
該ディスクには基板バイアスを印加しなかった。また、
本例では、これら基板を、該ＣｒＶ５０層の堆積の直前
に、約２２０℃に加熱した。他の態様においては、該基
板を約１４０〜２５０℃の範囲の温度に加熱することが
好ましいが、この範囲外の温度を使用することも可能で
ある。一般的に、本発明の方法は、高い面内配向を達成
するための公知の方法よりも低い温度が要求される。
【００３９】個々の層を堆積するのに使用するスパッタ
リングターゲットのサイズは、高さ５９０ｍｍ×幅２０
０ｍｍである。該ターゲットの領域により分割される該
カソードにおける出力電力はＷ／ｃｍ２単位で表された
出力密度である。該出力または出力密度が高い程、生成
されるフィルムは厚くなる。該出力電力を実際の堆積速
度に転化する際の該カソードの相対的な効率を追跡する
ためのもう一つの手段は、カソードバイアス電圧であ
る。これは、ＲＦ出力が該ターゲットに入力された際
に、地面に対して該カソード上に発生する電圧である。
本図に示された電圧は該出力密度において測定した実際
のカソード電圧である。出力または出力密度の、該カソ
ードバイアス電圧に対する非−線形の依存性がある。低
出力電力においておよび結果として低堆積速度の状況内
で、該バイアス電圧は、該カソードの挙動を追跡する高
感度の手段である。該プロットは、０出力から約２Ｗ／
ｃｍ２までの、変動するＣｏＣｒＴａ核形成層の厚みの
関数としてのＨｃを表す。但し、該ＣｒＶ５０およびＣ
ｏＣｒＰｔＴａ磁性層の厚みおよび堆積条件は同一に維
持した。ＣｒＶ５０の厚みは、約１９５Åであり、一方
ＣｏＣｒＴａＰｔ磁性層の厚みは、約０．９５ｍｅｍｕ
／ｃｍ２のＭｒＴに対して、約２３０Åであった。
リングターゲットのサイズは、高さ５９０ｍｍ×幅２０
０ｍｍである。該ターゲットの領域により分割される該
カソードにおける出力電力はＷ／ｃｍ２単位で表された
出力密度である。該出力または出力密度が高い程、生成
されるフィルムは厚くなる。該出力電力を実際の堆積速
度に転化する際の該カソードの相対的な効率を追跡する
ためのもう一つの手段は、カソードバイアス電圧であ
る。これは、ＲＦ出力が該ターゲットに入力された際
に、地面に対して該カソード上に発生する電圧である。
本図に示された電圧は該出力密度において測定した実際
のカソード電圧である。出力または出力密度の、該カソ
ードバイアス電圧に対する非−線形の依存性がある。低
出力電力においておよび結果として低堆積速度の状況内
で、該バイアス電圧は、該カソードの挙動を追跡する高
感度の手段である。該プロットは、０出力から約２Ｗ／
ｃｍ２までの、変動するＣｏＣｒＴａ核形成層の厚みの
関数としてのＨｃを表す。但し、該ＣｒＶ５０およびＣ
ｏＣｒＰｔＴａ磁性層の厚みおよび堆積条件は同一に維
持した。ＣｒＶ５０の厚みは、約１９５Åであり、一方
ＣｏＣｒＴａＰｔ磁性層の厚みは、約０．９５ｍｅｍｕ
／ｃｍ２のＭｒＴに対して、約２３０Åであった。
【００４０】ＣｏＣｒＴａの厚み０において、該Ｈｃは
極めて低く、３００ Ｏｅである。ＣｏＣｒＴａの極め
て薄い層が、該ＣｒＶ５０とＣｏＣｒＴａＰｔ層との間
に配置されるや否や、該Ｈｃは即座に上昇する。カソー
ド電圧−４００Ｖにおいて、Ｈｃは約２７００ Ｏｅで
あり、またカソードバイアス電圧−６００Ｖにおいて３
０００ Ｏｅである。バイアス電圧−４００Ｖにおける
ＣｏＣｒＴａの厚みは、約５Åであると評価されてお
り、バイアス電圧−６００Ｖにおける該厚みは１２〜１
５Åの範囲内であると見積もられている。これらの薄い
厚み管理における真のフィルムの厚みを設定することは
困難であり、またその評価は、高いカソード出力（即
ち、高いフィルム厚）からの外挿に基づき、かつ透過型
電子顕微鏡による、断面におけるがいフィルムの直接的
観察により達成される。−８００Ｖにおいて該Ｈｃは約
２８００ Ｏｅまで減少し、またその後安定化する。各
点に対する該ＣｏＣｒＴａ核形成層の評価された厚み
を、図５に示す。該フィルムの相対的なスパッター速度
は、以下の通りである。該ＣｒＶ５０およびＣｏＣｒＴ
ａＰｔ層両者は約−２０００Ｖのカソードバイアスまた
は３Ｗ／ｃｍ２の出力密度において、約７Å／秒であっ
た。カソードバイアス電圧−６００Ｖにおける、該Ｃｏ
ＣｒＴａフィルムの該スパッター速度は、０．５Å／秒
未満であると評価された。
極めて低く、３００ Ｏｅである。ＣｏＣｒＴａの極め
て薄い層が、該ＣｒＶ５０とＣｏＣｒＴａＰｔ層との間
に配置されるや否や、該Ｈｃは即座に上昇する。カソー
ド電圧−４００Ｖにおいて、Ｈｃは約２７００ Ｏｅで
あり、またカソードバイアス電圧−６００Ｖにおいて３
０００ Ｏｅである。バイアス電圧−４００Ｖにおける
ＣｏＣｒＴａの厚みは、約５Åであると評価されてお
り、バイアス電圧−６００Ｖにおける該厚みは１２〜１
５Åの範囲内であると見積もられている。これらの薄い
厚み管理における真のフィルムの厚みを設定することは
困難であり、またその評価は、高いカソード出力（即
ち、高いフィルム厚）からの外挿に基づき、かつ透過型
電子顕微鏡による、断面におけるがいフィルムの直接的
観察により達成される。−８００Ｖにおいて該Ｈｃは約
２８００ Ｏｅまで減少し、またその後安定化する。各
点に対する該ＣｏＣｒＴａ核形成層の評価された厚み
を、図５に示す。該フィルムの相対的なスパッター速度
は、以下の通りである。該ＣｒＶ５０およびＣｏＣｒＴ
ａＰｔ層両者は約−２０００Ｖのカソードバイアスまた
は３Ｗ／ｃｍ２の出力密度において、約７Å／秒であっ
た。カソードバイアス電圧−６００Ｖにおける、該Ｃｏ
ＣｒＴａフィルムの該スパッター速度は、０．５Å／秒
未満であると評価された。
【００４１】図６は、図５に示されたサンプルと同一の
条件下で堆積された、厚みゼロのＣｏＣｒＴａ核形成層
をもつサンプルに関するヒステリシスループの面内ＶＳ
Ｍ（振動型サンプル磁力計）のトレースを示す。このＨ
ｃは図５に示したように非常に低い。図７は、ＶＳＭで
垂直方向に測定した、図６の同一のフィルムを示す。こ
こで、印加された電場は、該フィルム面に垂直に向けら
れる。このようにして測定した該ヒステリシスループ
は、通常「垂直ループ」と呼ばれる。この平行六面体型
のループは、該フィルムに極めて特徴的なものであり、
該フィルムは該フィルム面に垂直に向いたコバルト合金
ｃ−軸を有する。換言すれば、このフィルムは完全に垂
直である。この結果は、文献（例えば、米国特許第４，
６５２，４９９号を参照）記載されているように、当分
野においては一般的に純粋なＣｒ層よりも該ＣｏＣｒＴ
ａＰｔに対してより良好な格子整合性をもつものと考え
られている、ＣｒＶ５０下層を使用しているにも拘ら
ず、ここで使用したスパッター条件が、ＨＣＰ（０００
２）Ｃｏ合金組織の好ましい配向を生成し、このことが
該（２００）Ｃｒ上でのエピタキシャル成長の通常の予
想とは逆行する点で、全く顕著である。更に、高速度で
の該Ｃｏ合金フィルムの堆積が、該ｃ−軸の垂直配向を
生じ得ることが示されており、この垂直配向はエピタキ
シーのない状態における当然の傾向である。該真空系お
よび該工程の条件、例えば該チャンバーにおける残留ガ
スの存在等は、見掛け上該ＣｒＶ５０下層表面に大きな
影響を与え、該表面は該コバルト合金フィルムとの良好
な格子整合に係わる予想された傾向と矛盾する。しかし
ながら、このような傾向は、示されるように、薄い核形
成層を使用することにより消去される。
条件下で堆積された、厚みゼロのＣｏＣｒＴａ核形成層
をもつサンプルに関するヒステリシスループの面内ＶＳ
Ｍ（振動型サンプル磁力計）のトレースを示す。このＨ
ｃは図５に示したように非常に低い。図７は、ＶＳＭで
垂直方向に測定した、図６の同一のフィルムを示す。こ
こで、印加された電場は、該フィルム面に垂直に向けら
れる。このようにして測定した該ヒステリシスループ
は、通常「垂直ループ」と呼ばれる。この平行六面体型
のループは、該フィルムに極めて特徴的なものであり、
該フィルムは該フィルム面に垂直に向いたコバルト合金
ｃ−軸を有する。換言すれば、このフィルムは完全に垂
直である。この結果は、文献（例えば、米国特許第４，
６５２，４９９号を参照）記載されているように、当分
野においては一般的に純粋なＣｒ層よりも該ＣｏＣｒＴ
ａＰｔに対してより良好な格子整合性をもつものと考え
られている、ＣｒＶ５０下層を使用しているにも拘ら
ず、ここで使用したスパッター条件が、ＨＣＰ（０００
２）Ｃｏ合金組織の好ましい配向を生成し、このことが
該（２００）Ｃｒ上でのエピタキシャル成長の通常の予
想とは逆行する点で、全く顕著である。更に、高速度で
の該Ｃｏ合金フィルムの堆積が、該ｃ−軸の垂直配向を
生じ得ることが示されており、この垂直配向はエピタキ
シーのない状態における当然の傾向である。該真空系お
よび該工程の条件、例えば該チャンバーにおける残留ガ
スの存在等は、見掛け上該ＣｒＶ５０下層表面に大きな
影響を与え、該表面は該コバルト合金フィルムとの良好
な格子整合に係わる予想された傾向と矛盾する。しかし
ながら、このような傾向は、示されるように、薄い核形
成層を使用することにより消去される。
【００４２】図８は、図５に示したように、該ＣｏＣｒ
Ｔａカソードバイアスを、約１２〜１５Åの該核形成層
の厚みに対して、−６００Ｖに設定した場合の、面内Ｖ
ＳＭヒステリシスループを示す。この面内ヒステリシス
ループは、優れた方形性および高いＨｃを示し、このこ
とは該コバルト合金の六方晶形構造の良好な面内ｃ−軸
配向をもつことを示す。図９の補足的な垂直配向ヒステ
リシスループは、該垂直方向におけるスイッチングの厳
格な軸を示す、「圧潰された（ｃｏｌｌａｐｓｅｄ）」
ループを示し、これもまた面内ｃ−軸の良好な指標であ
る。図５の−４００Ｖのカソードバイアス条件のＶＳＭ
解析（図示せず）も、十分に発達した面内配向ヒステリ
シスループを示し、これはＣｏＣｒＴａ核形成層をもつ
ことが、−４００Ｖにおいてさえ、該コバルト合金結晶
の面内配向性を促進するに際して効果的であることを示
し、我々はＣｏＣｒＴａの厚みが約５Åであると評価す
る。この厚みにおいて、該堆積速度は０．２Å／秒未満
である。図１０は、磁化率−厚み積（ＭｒＴ）と、該Ｃ
ｏＣｒＴａＰｔ磁性層の一定の厚みに対する、該ＣｏＣ
ｒＴａ核形成層カソード出力密度とをプロットした図で
ある。これらのデータを得たサンプルは、図５に示した
データを得るのに使用したサンプルと同一であった。各
データ点に対するカソードバイアス電圧も、本図に示さ
れている。このプロットは、０〜−６００Ｖバイアスの
範囲のＣｏＣｒＴａの厚みに対して、０．５４ｍｅｍｕ
／ｃｍ２から約０．９５ｍｅｍｕ／ｃｍ２への急速なＭ
ｒＴの増加を示す。次いで、−６００−１２００Ｖカソ
ードバイアスの範囲のより緩慢な増加率に安定化する。
ＶＳＭの結果は、ヒステリシスループ方形性が０〜−６
００Ｖバイアスの範囲に渡り改善され、結果として０Ｖ
から−６００ＶへのＭｒＴの急速な変化は、実際には該
ＣｏＣｒＴａ核形成層からのＭｒＴに対する付随的な寄
与によるというよりも寧ろ、該磁性フィルムの垂直配向
から、該面内配向への遷移によるものである。−６００
Ｖのカソードバイアス電圧以後、ＭｒＴにおける緩慢な
増加は、該ＣｏＣｒＴａフィルム自身の残留磁気による
付随的な寄与によるものである。
Ｔａカソードバイアスを、約１２〜１５Åの該核形成層
の厚みに対して、−６００Ｖに設定した場合の、面内Ｖ
ＳＭヒステリシスループを示す。この面内ヒステリシス
ループは、優れた方形性および高いＨｃを示し、このこ
とは該コバルト合金の六方晶形構造の良好な面内ｃ−軸
配向をもつことを示す。図９の補足的な垂直配向ヒステ
リシスループは、該垂直方向におけるスイッチングの厳
格な軸を示す、「圧潰された（ｃｏｌｌａｐｓｅｄ）」
ループを示し、これもまた面内ｃ−軸の良好な指標であ
る。図５の−４００Ｖのカソードバイアス条件のＶＳＭ
解析（図示せず）も、十分に発達した面内配向ヒステリ
シスループを示し、これはＣｏＣｒＴａ核形成層をもつ
ことが、−４００Ｖにおいてさえ、該コバルト合金結晶
の面内配向性を促進するに際して効果的であることを示
し、我々はＣｏＣｒＴａの厚みが約５Åであると評価す
る。この厚みにおいて、該堆積速度は０．２Å／秒未満
である。図１０は、磁化率−厚み積（ＭｒＴ）と、該Ｃ
ｏＣｒＴａＰｔ磁性層の一定の厚みに対する、該ＣｏＣ
ｒＴａ核形成層カソード出力密度とをプロットした図で
ある。これらのデータを得たサンプルは、図５に示した
データを得るのに使用したサンプルと同一であった。各
データ点に対するカソードバイアス電圧も、本図に示さ
れている。このプロットは、０〜−６００Ｖバイアスの
範囲のＣｏＣｒＴａの厚みに対して、０．５４ｍｅｍｕ
／ｃｍ２から約０．９５ｍｅｍｕ／ｃｍ２への急速なＭ
ｒＴの増加を示す。次いで、−６００−１２００Ｖカソ
ードバイアスの範囲のより緩慢な増加率に安定化する。
ＶＳＭの結果は、ヒステリシスループ方形性が０〜−６
００Ｖバイアスの範囲に渡り改善され、結果として０Ｖ
から−６００ＶへのＭｒＴの急速な変化は、実際には該
ＣｏＣｒＴａ核形成層からのＭｒＴに対する付随的な寄
与によるというよりも寧ろ、該磁性フィルムの垂直配向
から、該面内配向への遷移によるものである。−６００
Ｖのカソードバイアス電圧以後、ＭｒＴにおける緩慢な
増加は、該ＣｏＣｒＴａフィルム自身の残留磁気による
付随的な寄与によるものである。
【００４３】図５〜１０に示した結果は、下部に極めて
薄いＣｏＣｒＴａ核形成層を配置した、該上部層ＣｏＣ
ｒＴａＰｔの配向に生ずる劇的な変化を示している。該
ＣｒＶ５０フィルムは該適当な（２００）Ｃｒ組織内で
配向しているが、該核形成層のない状態では、ＣｏＣｒ
ＰｔＴａそれ自体は、この面内配向を樹立する上で、幾
分の難点を有する。我々は、この問題が、該ＣｏＣｒＰ
ｔＴａ磁性層の高速での堆積にあると考えている。該速
度が高く、かつ真空条件が中程度であるに過ぎない場合
には、該フィルムは、見掛け上、該ＣｒＶ５０合金層に
より良好なエピタキシーを達成する上で難点があり、従
ってこれは当然に好ましい配向をとり、以前にＨ．ツア
イ（Ｔｓａｉ）等による論文で引用されたように、（０
００２）Ｃｏ配向である。低堆積速度にてＣｏＣｒＴａ
をＣｒＶ５０上に堆積することにより、ほぼ平衡な成長
条件を達成するより良好な機会があり、従ってＣｏＣｒ
Ｔａは、面内ｃ−軸配向に対して、適当なエピタキシー
を確立する可能性をもつ。一旦これを確立したら、次に
該ＣｏＣｒＴａＰｔをより高速で堆積しても、該ＣｏＣ
ｒＴａ核形成層により初期に達成された該面内配向性は
依然として維持される。図１１は、Ｈｃと、一定の厚み
１２〜１５Å（カソードバイアス電圧−６００Ｖにおい
て）をもつＣｏＣｒＴａ核形成層および約２３０Åの厚
みのＣｏＣｒ１５Ｔａ４Ｐｔ５層に対するＣｒＶ５０の
厚み（出力密度としてプロット）とをプロットした図で
ある。約２Ｗ／ｃｍ２の出力密度または約−１７００Ｖ
のカソードバイアス電圧において、該Ｈｃは約２７００
Ｏｅに達し、また３Ｗ／ｃｍ２において、Ｈｃは３０
００ Ｏｅよりも僅かに小さい。２〜３Ｗ／ｃｍ２にお
ける該ＣｒＶ５０の厚みは、それぞれ約１４０Åおよび
１９５Åに相当する。このような高いＨｃが、ＣｒＶ
５０の極めて小さな厚み、かつ比較的低い５原子％とい
うプラチナ含有率において得られるという事実は、該Ｃ
ｏＣｒＴａＰｔ合金粒子の結晶性において高いレベルの
完全性が達成されていること、および高い異方性定数Ｋ
ｕが達成されていることを示す良好な指標である。高い
Ｈｃが、市販の堆積装置において、約１０−６Ｔｏｒｒ
なる穏やかな真空条件下で得られることも、明記するに
値する。
薄いＣｏＣｒＴａ核形成層を配置した、該上部層ＣｏＣ
ｒＴａＰｔの配向に生ずる劇的な変化を示している。該
ＣｒＶ５０フィルムは該適当な（２００）Ｃｒ組織内で
配向しているが、該核形成層のない状態では、ＣｏＣｒ
ＰｔＴａそれ自体は、この面内配向を樹立する上で、幾
分の難点を有する。我々は、この問題が、該ＣｏＣｒＰ
ｔＴａ磁性層の高速での堆積にあると考えている。該速
度が高く、かつ真空条件が中程度であるに過ぎない場合
には、該フィルムは、見掛け上、該ＣｒＶ５０合金層に
より良好なエピタキシーを達成する上で難点があり、従
ってこれは当然に好ましい配向をとり、以前にＨ．ツア
イ（Ｔｓａｉ）等による論文で引用されたように、（０
００２）Ｃｏ配向である。低堆積速度にてＣｏＣｒＴａ
をＣｒＶ５０上に堆積することにより、ほぼ平衡な成長
条件を達成するより良好な機会があり、従ってＣｏＣｒ
Ｔａは、面内ｃ−軸配向に対して、適当なエピタキシー
を確立する可能性をもつ。一旦これを確立したら、次に
該ＣｏＣｒＴａＰｔをより高速で堆積しても、該ＣｏＣ
ｒＴａ核形成層により初期に達成された該面内配向性は
依然として維持される。図１１は、Ｈｃと、一定の厚み
１２〜１５Å（カソードバイアス電圧−６００Ｖにおい
て）をもつＣｏＣｒＴａ核形成層および約２３０Åの厚
みのＣｏＣｒ１５Ｔａ４Ｐｔ５層に対するＣｒＶ５０の
厚み（出力密度としてプロット）とをプロットした図で
ある。約２Ｗ／ｃｍ２の出力密度または約−１７００Ｖ
のカソードバイアス電圧において、該Ｈｃは約２７００
Ｏｅに達し、また３Ｗ／ｃｍ２において、Ｈｃは３０
００ Ｏｅよりも僅かに小さい。２〜３Ｗ／ｃｍ２にお
ける該ＣｒＶ５０の厚みは、それぞれ約１４０Åおよび
１９５Åに相当する。このような高いＨｃが、ＣｒＶ
５０の極めて小さな厚み、かつ比較的低い５原子％とい
うプラチナ含有率において得られるという事実は、該Ｃ
ｏＣｒＴａＰｔ合金粒子の結晶性において高いレベルの
完全性が達成されていること、および高い異方性定数Ｋ
ｕが達成されていることを示す良好な指標である。高い
Ｈｃが、市販の堆積装置において、約１０−６Ｔｏｒｒ
なる穏やかな真空条件下で得られることも、明記するに
値する。
【００４４】図１２は、Ｈｃと、厚み約２３０Åを有す
るＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３磁性合金層を使用した、厚
み２３０Åの純粋なＣｒ下層に対する、ＣｏＣｒ１６Ｔ
ａ４核形成層出力密度とをプロットした図である。この
基板を、該Ｃｒ下層を堆積する前に、約１６０℃に加熱
した。あるいは、該堆積条件は、図５に記載の条件と極
めて類似していた。この図は、ゼロＣｏＣｒＴａ出力に
おいて、該Ｈｃが約１８００ Ｏｅであり、約０．３Ｗ
／ｃｍ２（カソードバイアス電圧−４００Ｖ）における
最大値約２２００ Ｏｅまで上昇することを示してい
る。ＣｏＣｒＴａ核形成層のゼロ出力において、該Ｈｃ
は、図５におけるＣｒＶ５０に対するＨｃに比して、該
Ｃｒ下層に対してより高い。Ｃｒ下層により達成できる
最大のＨｃは、ＣｒＶ５０下層によって達成可能な最大
のＨｃよりも低い。Ｈｃと、該ＣｏＣｒＴａ出力密度と
の間のピークも僅かに異なる。これらの差異は、１２図
に対する該磁性合金中の低いＰｔ含有率、およびＣｒ下
層に対してＣｒＶ５０下層を使用したことに起因する差
異、によるものであり、図５の例で使用した５原子％に
対して３原子％である。該評価されたＣｏＣｒＴａ核形
成層の厚みは、各点について図１２に示されている。−
４００ＶＲＦバイアス電圧において、該ＣｏＣｒＴａの
厚みは、約５Åであると予想される。にも拘らず、Ｈｃ
に及ぼす該ＣｏＣｒＴａ核形成層の作用を、明らかに理
解できる。極めて小さな厚みのＣｏＣｒＴａ核形成層を
使用することにより、該Ｈｃは、該核形成層を使用しな
い場合よりも３５０ Ｏｅだけ増大する。
るＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３磁性合金層を使用した、厚
み２３０Åの純粋なＣｒ下層に対する、ＣｏＣｒ１６Ｔ
ａ４核形成層出力密度とをプロットした図である。この
基板を、該Ｃｒ下層を堆積する前に、約１６０℃に加熱
した。あるいは、該堆積条件は、図５に記載の条件と極
めて類似していた。この図は、ゼロＣｏＣｒＴａ出力に
おいて、該Ｈｃが約１８００ Ｏｅであり、約０．３Ｗ
／ｃｍ２（カソードバイアス電圧−４００Ｖ）における
最大値約２２００ Ｏｅまで上昇することを示してい
る。ＣｏＣｒＴａ核形成層のゼロ出力において、該Ｈｃ
は、図５におけるＣｒＶ５０に対するＨｃに比して、該
Ｃｒ下層に対してより高い。Ｃｒ下層により達成できる
最大のＨｃは、ＣｒＶ５０下層によって達成可能な最大
のＨｃよりも低い。Ｈｃと、該ＣｏＣｒＴａ出力密度と
の間のピークも僅かに異なる。これらの差異は、１２図
に対する該磁性合金中の低いＰｔ含有率、およびＣｒ下
層に対してＣｒＶ５０下層を使用したことに起因する差
異、によるものであり、図５の例で使用した５原子％に
対して３原子％である。該評価されたＣｏＣｒＴａ核形
成層の厚みは、各点について図１２に示されている。−
４００ＶＲＦバイアス電圧において、該ＣｏＣｒＴａの
厚みは、約５Åであると予想される。にも拘らず、Ｈｃ
に及ぼす該ＣｏＣｒＴａ核形成層の作用を、明らかに理
解できる。極めて小さな厚みのＣｏＣｒＴａ核形成層を
使用することにより、該Ｈｃは、該核形成層を使用しな
い場合よりも３５０ Ｏｅだけ増大する。
【００４５】図１３は、該Ｃｒ／ＣｏＣｒＴａ／ＣｏＣ
ｒＴａＰｔフィルム構造のＨｃに及ぼす、−３５ＶＤＣ
基板バイアスを印加した効果を示す。カーブＡは、比較
のために再現された図１２に示したものと同一のカーブ
である。カーブＡはＤＣ基板バイアスを印加しなかった
場合である。カーブＢは、ＤＣ基板バイアスを、該Ｃｏ
ＣｒＴａＰｔ磁性層の堆積中にのみ印加した場合の該Ｈ
ｃの依存性を示す。カーブＣは、ＤＣ基板バイアスを、
ＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒＴａＰｔ磁性層の堆積両者
の間印加した場合を示す。カーブＢおよびＣ両者は、カ
ーブＡとは有意に異なっている。該ＨｃはカーブＡに対
するよりも、ゼロＣｏＣｒＴａ核形成層出力において低
く、ＨｃはカーブＢおよびＣに対して、それぞれ１２０
０および１４００ Ｏｅである。しかしながら、０．３
Ｗ／ｃｍ２または−４００Ｖのカソードバイアスにおい
て、該Ｈｃは、カーブＢに対して約２７５０ Ｏｅおよ
びカーブＣに対して２９５０ Ｏｅにおいて最大値に達
する。その後該Ｈｃは両者の場合において減少する。該
ＣｏＣｒＴａＰｔ層の堆積中ＤＣ基板バイアスを印加し
た場合、該堆積種のより高い移動度が見られ、結果とし
てＣｒは更に該粒界により一層凝離して、改善された粒
子の分離に導く。更に、該ＤＣバイアスは、該粒子の結
晶の完全性を改善するのに役立ち、結果として高い異方
性定数Ｋｕが得られる。これら効果両者はＨｃを増大す
るのを補佐する。ＣｏＣｒＴａ核形成層堆積中の付随的
な基板バイアスの印加は、これら効果を更に増大するの
に役立ち、従って該ＨｃはカーブＣにおいては更に高い
値に増大する。カーブＢおよびＣ両者において、極めて
低速度で堆積された該薄いＣｏＣｒＴａ核形成層を設け
る効果は、全く明白である。
ｒＴａＰｔフィルム構造のＨｃに及ぼす、−３５ＶＤＣ
基板バイアスを印加した効果を示す。カーブＡは、比較
のために再現された図１２に示したものと同一のカーブ
である。カーブＡはＤＣ基板バイアスを印加しなかった
場合である。カーブＢは、ＤＣ基板バイアスを、該Ｃｏ
ＣｒＴａＰｔ磁性層の堆積中にのみ印加した場合の該Ｈ
ｃの依存性を示す。カーブＣは、ＤＣ基板バイアスを、
ＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒＴａＰｔ磁性層の堆積両者
の間印加した場合を示す。カーブＢおよびＣ両者は、カ
ーブＡとは有意に異なっている。該ＨｃはカーブＡに対
するよりも、ゼロＣｏＣｒＴａ核形成層出力において低
く、ＨｃはカーブＢおよびＣに対して、それぞれ１２０
０および１４００ Ｏｅである。しかしながら、０．３
Ｗ／ｃｍ２または−４００Ｖのカソードバイアスにおい
て、該Ｈｃは、カーブＢに対して約２７５０ Ｏｅおよ
びカーブＣに対して２９５０ Ｏｅにおいて最大値に達
する。その後該Ｈｃは両者の場合において減少する。該
ＣｏＣｒＴａＰｔ層の堆積中ＤＣ基板バイアスを印加し
た場合、該堆積種のより高い移動度が見られ、結果とし
てＣｒは更に該粒界により一層凝離して、改善された粒
子の分離に導く。更に、該ＤＣバイアスは、該粒子の結
晶の完全性を改善するのに役立ち、結果として高い異方
性定数Ｋｕが得られる。これら効果両者はＨｃを増大す
るのを補佐する。ＣｏＣｒＴａ核形成層堆積中の付随的
な基板バイアスの印加は、これら効果を更に増大するの
に役立ち、従って該ＨｃはカーブＣにおいては更に高い
値に増大する。カーブＢおよびＣ両者において、極めて
低速度で堆積された該薄いＣｏＣｒＴａ核形成層を設け
る効果は、全く明白である。
【００４６】堆積されたＣｏＣｒＴａ層が全く存在しな
い場合における、基板バイアスの効果に注目すること
は、非常に興味深いことである。該Ｈｃは、ＤＣバイア
スが、磁性合金層の堆積中に印加された場合には、この
工程中にＤＣ基板バイアスが何等印加されなかった場合
よりも一層低い値に降下する。事実、ＣｏＣｒＴａ出力
密度に伴う該Ｈｃの挙動は、図５のＣｒＶ５０下層に見
られる挙動とより類似するようになるが、ゼロＣｏＣｒ
Ｔａ出力においてＣｒＶ５０に見られる該Ｈｃ降下は、
より一層顕著であった。該Ｈｃ降下は、有害な表面作用
によるものであり、該表面作用は、基板バイアス印加の
結果として、正に磁性層の堆積の時点において、新たに
スパッタリングされたＣｒ層上で発生する。該基板バイ
アスを印加した場合に、該層は、より一層著しく酸化ま
たは汚染される可能性があり、これは該磁性層が該面内
配向で適切に配向するのを妨害し、結果として該フィル
ムはより垂直の配向をとる。ＣｒＶ５０層は、基板バイ
アスの不在下でも同一の挙動を示すので、これは、Ｃｒ
と比較して表面汚染または酸化に対してより一層高い感
受性を示すはずである。基板バイアスは、良好な粒子分
離のために高いＣｒ凝離度を達成し、かつ高いＫｕに対
する良好な結晶完全性を達成するために有用であり、か
つ必要な手段であるから、Ｃｒに対して発生する可能性
のあるこの有害な作用は、著しく有害である。ほぼ平衡
条件（例えば、高い移動度での緩慢な堆積）でのＣｏＣ
ｒベース合金の薄層の堆積は、Ｃｒ層の酸化の発生を防
止し、もしくは該磁性層のエピタキシャル成長に及ぼす
その作用を低減する。
い場合における、基板バイアスの効果に注目すること
は、非常に興味深いことである。該Ｈｃは、ＤＣバイア
スが、磁性合金層の堆積中に印加された場合には、この
工程中にＤＣ基板バイアスが何等印加されなかった場合
よりも一層低い値に降下する。事実、ＣｏＣｒＴａ出力
密度に伴う該Ｈｃの挙動は、図５のＣｒＶ５０下層に見
られる挙動とより類似するようになるが、ゼロＣｏＣｒ
Ｔａ出力においてＣｒＶ５０に見られる該Ｈｃ降下は、
より一層顕著であった。該Ｈｃ降下は、有害な表面作用
によるものであり、該表面作用は、基板バイアス印加の
結果として、正に磁性層の堆積の時点において、新たに
スパッタリングされたＣｒ層上で発生する。該基板バイ
アスを印加した場合に、該層は、より一層著しく酸化ま
たは汚染される可能性があり、これは該磁性層が該面内
配向で適切に配向するのを妨害し、結果として該フィル
ムはより垂直の配向をとる。ＣｒＶ５０層は、基板バイ
アスの不在下でも同一の挙動を示すので、これは、Ｃｒ
と比較して表面汚染または酸化に対してより一層高い感
受性を示すはずである。基板バイアスは、良好な粒子分
離のために高いＣｒ凝離度を達成し、かつ高いＫｕに対
する良好な結晶完全性を達成するために有用であり、か
つ必要な手段であるから、Ｃｒに対して発生する可能性
のあるこの有害な作用は、著しく有害である。ほぼ平衡
条件（例えば、高い移動度での緩慢な堆積）でのＣｏＣ
ｒベース合金の薄層の堆積は、Ｃｒ層の酸化の発生を防
止し、もしくは該磁性層のエピタキシャル成長に及ぼす
その作用を低減する。
【００４７】図１４および１５は、ＣｏＣｒＴａ核形成
層が存在しない場合、即ち図１３におけるカーブＣにつ
いて示されたものと同一の方法で調製されたサンプルに
関する、それぞれ面内および垂直ヒステリシスループで
ある。これらのループは、垂直配向の強い指標を示す
が、該ＣｒＶ５０の場合程に強力ではない。図１６およ
び１７は、該ＣｏＣｒＴａ層に関する、−４００ＶＲＦ
カソードバイアスを印加した場合の、それぞれ面内およ
び垂直ヒステリシスループを示す。これらのヒステリシ
スループは該磁性層の強い面内配向を示す。これらの結
果は、また純粋なＣｒ下層をもつ場合に、図５と類似す
る結果が得られたことを示している。即ち、極めて低速
で堆積された、ＣｏＣｒＴａフィルムの超薄層は、該磁
性層の面内配向性を大幅に改善することを可能とし、ま
た図５の例において使用した５原子％と比較して、僅か
に３原子％という少ないＰｔ量においてさえ、極めて高
いＨｃを得ることができる。図１８は、断面透過型電子
顕微鏡写真であり、図５および図１２の場合と同様に、
平滑に研磨したＮｉＰ／Ａｌ基板上に、カソード出力密
度０．５４Ｗ／ｃｍ２（カソードバイアス−６００Ｖ
ＲＦ）にて、堆積させたＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成層の
厚みおよび構造を示す。図中の矢印は該ＣｏＣｒＴａ層
を示す。該ＣｏＣｒＴａは、該基板上に約１２〜１５Å
の半円形の粒子を形成する。
層が存在しない場合、即ち図１３におけるカーブＣにつ
いて示されたものと同一の方法で調製されたサンプルに
関する、それぞれ面内および垂直ヒステリシスループで
ある。これらのループは、垂直配向の強い指標を示す
が、該ＣｒＶ５０の場合程に強力ではない。図１６およ
び１７は、該ＣｏＣｒＴａ層に関する、−４００ＶＲＦ
カソードバイアスを印加した場合の、それぞれ面内およ
び垂直ヒステリシスループを示す。これらのヒステリシ
スループは該磁性層の強い面内配向を示す。これらの結
果は、また純粋なＣｒ下層をもつ場合に、図５と類似す
る結果が得られたことを示している。即ち、極めて低速
で堆積された、ＣｏＣｒＴａフィルムの超薄層は、該磁
性層の面内配向性を大幅に改善することを可能とし、ま
た図５の例において使用した５原子％と比較して、僅か
に３原子％という少ないＰｔ量においてさえ、極めて高
いＨｃを得ることができる。図１８は、断面透過型電子
顕微鏡写真であり、図５および図１２の場合と同様に、
平滑に研磨したＮｉＰ／Ａｌ基板上に、カソード出力密
度０．５４Ｗ／ｃｍ２（カソードバイアス−６００Ｖ
ＲＦ）にて、堆積させたＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成層の
厚みおよび構造を示す。図中の矢印は該ＣｏＣｒＴａ層
を示す。該ＣｏＣｒＴａは、該基板上に約１２〜１５Å
の半円形の粒子を形成する。
【００４８】上記媒体構造における、エピタキシーおよ
びエピタキシャル関係の重要性に関連して、Ｃｒまたは
Ｃｒ合金下層と該ＣｏＣｒベースの合金製核形成層との
間には、該ＣｏＣｒベースの合金とその上の該磁性層と
の間におけるよりも完全な格子整合性が存在する。Ｃｒ
はＢＣＣ結晶であるから、任意の六方晶形結晶につい
て、少なくとも１方向において常に存在するであろう、
固有の不整合がある。十分な移動度にて、ほぼ平衡な条
件下での、ＣｏＣｒベース合金の核形成層の堆積は、該
コバルト合金構造の該面内配向のための配列において重
要な因子となっている。ＣｒまたはＣｒ合金が適当な配
向、例えば（２００）Ｃｒを有していて、該コバルト合
金が該面内配向をとることを可能とする限り、Ｃｒまた
はＣｒ合金との格子不整合の程度は、それ程問題ではな
い。該ＣｒまたはＣｒ合金が、該堆積工程中に、その表
面が多少とも酸化または汚染される傾向をもつか否か
が、より一層重要である。このことは、以前に引用した
ように、タカハシ等により示唆されているように、超高
真空を設定することにより緩和できるが、生産性および
高い処理量が重要である、工業的な堆積装置において超
高真空を設定することは、全く現実的でない。
びエピタキシャル関係の重要性に関連して、Ｃｒまたは
Ｃｒ合金下層と該ＣｏＣｒベースの合金製核形成層との
間には、該ＣｏＣｒベースの合金とその上の該磁性層と
の間におけるよりも完全な格子整合性が存在する。Ｃｒ
はＢＣＣ結晶であるから、任意の六方晶形結晶につい
て、少なくとも１方向において常に存在するであろう、
固有の不整合がある。十分な移動度にて、ほぼ平衡な条
件下での、ＣｏＣｒベース合金の核形成層の堆積は、該
コバルト合金構造の該面内配向のための配列において重
要な因子となっている。ＣｒまたはＣｒ合金が適当な配
向、例えば（２００）Ｃｒを有していて、該コバルト合
金が該面内配向をとることを可能とする限り、Ｃｒまた
はＣｒ合金との格子不整合の程度は、それ程問題ではな
い。該ＣｒまたはＣｒ合金が、該堆積工程中に、その表
面が多少とも酸化または汚染される傾向をもつか否か
が、より一層重要である。このことは、以前に引用した
ように、タカハシ等により示唆されているように、超高
真空を設定することにより緩和できるが、生産性および
高い処理量が重要である、工業的な堆積装置において超
高真空を設定することは、全く現実的でない。
【００４９】従って、該コバルト合金フィルムのエピタ
キシャル成長に対して、ＣｒまたはＣｒ合金の汚染また
は酸化の問題を解決する方法が、全く重要である。しか
しながら、より一層重要なことは、該核形成層と該磁性
層との間の格子整合性である。これは、２種の六方晶形
層の相互に対する成長である。僅かな格子整合性の違い
は、転位および堆積に関する欠陥の発生に導き、該欠陥
はＫｕに対して、結果として最終的なＨｃに対して有害
な影響を与える可能性がある。格子定数について公開さ
れたまたは計算された値を使用して求めた、ＨＣＰ−Ｃ
ｏＣｒ１６Ｔａ４とＨＣＰ−ＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３
との格子不整合性は、任意の方向において０．５％未満
であり、これに対して少なくとも約２％の格子不整合性
が、ＢＣＣ−ＣｒとＨＣＰ−ＣｏＣｒ１６Ｔａ４との間
に、〈０００１〉Ｃｏ方向に沿って存在し、かつ〈０１
１０〉Ｃｏ方向に沿って〜１０％の格子不整合性が存在
する。従って、最良の整合性は、同一の、即ち該核形成
層および該磁性層に対して同一の材料製の層間で達成で
きる。しかしながら、該核形成層の合金組成の僅かな変
更、例えば高価なＰｔの使用の省略も、同様な結果を達
成する。というのは、該ＣｏＣｒＴａＰｔから３％Ｐｔ
を除去すると、該格子パラメータにおいて多くとも０．
５％の変更がもたらされるであろう。
キシャル成長に対して、ＣｒまたはＣｒ合金の汚染また
は酸化の問題を解決する方法が、全く重要である。しか
しながら、より一層重要なことは、該核形成層と該磁性
層との間の格子整合性である。これは、２種の六方晶形
層の相互に対する成長である。僅かな格子整合性の違い
は、転位および堆積に関する欠陥の発生に導き、該欠陥
はＫｕに対して、結果として最終的なＨｃに対して有害
な影響を与える可能性がある。格子定数について公開さ
れたまたは計算された値を使用して求めた、ＨＣＰ−Ｃ
ｏＣｒ１６Ｔａ４とＨＣＰ−ＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３
との格子不整合性は、任意の方向において０．５％未満
であり、これに対して少なくとも約２％の格子不整合性
が、ＢＣＣ−ＣｒとＨＣＰ−ＣｏＣｒ１６Ｔａ４との間
に、〈０００１〉Ｃｏ方向に沿って存在し、かつ〈０１
１０〉Ｃｏ方向に沿って〜１０％の格子不整合性が存在
する。従って、最良の整合性は、同一の、即ち該核形成
層および該磁性層に対して同一の材料製の層間で達成で
きる。しかしながら、該核形成層の合金組成の僅かな変
更、例えば高価なＰｔの使用の省略も、同様な結果を達
成する。というのは、該ＣｏＣｒＴａＰｔから３％Ｐｔ
を除去すると、該格子パラメータにおいて多くとも０．
５％の変更がもたらされるであろう。
【００５０】表２は、本発明の１態様に従って作成した
媒体の磁気記録性能と、公知法で調製された媒体の該性
能との比較を示す。表に示されたサンプルは全て、同一
の方法で調製された一連の基板上に堆積された。該基板
は９５ｍｍのＮｉＰメッキしたＡｌ基板であり、ＡＦＭ
粗面度１０ÅＲａの周辺部組織を有する。第一の媒体
（サンプル１）は、静的堆積装置を使用して、２００Å
の厚みのＣｒ、ＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ５磁性層および
厚み１００Åの炭素上部被覆をもつように調製した。該
堆積速度は、該Ｃｒおよび磁性層に対して約４０Å／秒
とした。カリフォルニア州サンタクララのインテバック
（Ｉｎｔｅｖａｃ）社により製造された、インテバック
（Ｉｎｔｅｖａｃ）モデルＭＤＰ２５０Ａを使用した。
この装置において個々のディスクは、各層に対する各カ
ソードの前方に、静止状態で維持した。Ｃｒの堆積前
に、該基板を〜２５０℃に加熱し、該磁性層に基板ＤＣ
バイアス−３００Ｖを印加した。第二のサンプル（サン
プル２）は、イン−ライン堆積装置内で、本発明に類似
する方法で調製した。但し、このサンプルは該薄いＣｏ
ＣｒＴａ核形成層を含んでいなかった。その構造は、Ｃ
ｒ／ＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３／炭素である。該Ｃｒの
厚みは、約４００Åであり、また該基板の温度は約２２
０℃であった。該炭素層の厚みは１００Åであった。第
三のサンプル（サンプル３）は、本発明の１態様に従っ
て製造した。これは、厚み２３０ÅのＣｒ下層、カソー
ドバイアス電圧−６００ＶＲＦにて堆積した、約１２〜
１５Åの厚みのＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成層、およびＣ
ｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３磁性層、並びに厚み１００Åの
炭素上部被覆層を含む。該基板を、約１６０℃に加熱
し、ＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒＴａＰｔ層に対して、
−３０ＶのＤＣ基板バイアスを印加した。該ＣｏＣｒＴ
ａ核形成層を、０．５Å／秒なる速度にて堆積した。Ｃ
ｒおよびＣｏＣｒＴａＰｔ層両者を７Å／秒なる速度で
堆積した。この堆積操作は、ＲＦスパッタリングによっ
て、７ｍＴｏｒｒの圧力下で行った。使用した装置は、
日本のウルバック社（Ｕｌｖａｃ Ｃｏｒｔ．Ｊａｐａ
ｎ）製のＳＨＤ４５０イン−ライン堆積装置であった。
全ての場合において、磁性層の厚みは、ＭｒＴ約０．７
ｍｅｍｕ／ｃｍ２を達成するように調節した。
媒体の磁気記録性能と、公知法で調製された媒体の該性
能との比較を示す。表に示されたサンプルは全て、同一
の方法で調製された一連の基板上に堆積された。該基板
は９５ｍｍのＮｉＰメッキしたＡｌ基板であり、ＡＦＭ
粗面度１０ÅＲａの周辺部組織を有する。第一の媒体
（サンプル１）は、静的堆積装置を使用して、２００Å
の厚みのＣｒ、ＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ５磁性層および
厚み１００Åの炭素上部被覆をもつように調製した。該
堆積速度は、該Ｃｒおよび磁性層に対して約４０Å／秒
とした。カリフォルニア州サンタクララのインテバック
（Ｉｎｔｅｖａｃ）社により製造された、インテバック
（Ｉｎｔｅｖａｃ）モデルＭＤＰ２５０Ａを使用した。
この装置において個々のディスクは、各層に対する各カ
ソードの前方に、静止状態で維持した。Ｃｒの堆積前
に、該基板を〜２５０℃に加熱し、該磁性層に基板ＤＣ
バイアス−３００Ｖを印加した。第二のサンプル（サン
プル２）は、イン−ライン堆積装置内で、本発明に類似
する方法で調製した。但し、このサンプルは該薄いＣｏ
ＣｒＴａ核形成層を含んでいなかった。その構造は、Ｃ
ｒ／ＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３／炭素である。該Ｃｒの
厚みは、約４００Åであり、また該基板の温度は約２２
０℃であった。該炭素層の厚みは１００Åであった。第
三のサンプル（サンプル３）は、本発明の１態様に従っ
て製造した。これは、厚み２３０ÅのＣｒ下層、カソー
ドバイアス電圧−６００ＶＲＦにて堆積した、約１２〜
１５Åの厚みのＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成層、およびＣ
ｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３磁性層、並びに厚み１００Åの
炭素上部被覆層を含む。該基板を、約１６０℃に加熱
し、ＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒＴａＰｔ層に対して、
−３０ＶのＤＣ基板バイアスを印加した。該ＣｏＣｒＴ
ａ核形成層を、０．５Å／秒なる速度にて堆積した。Ｃ
ｒおよびＣｏＣｒＴａＰｔ層両者を７Å／秒なる速度で
堆積した。この堆積操作は、ＲＦスパッタリングによっ
て、７ｍＴｏｒｒの圧力下で行った。使用した装置は、
日本のウルバック社（Ｕｌｖａｃ Ｃｏｒｔ．Ｊａｐａ
ｎ）製のＳＨＤ４５０イン−ライン堆積装置であった。
全ての場合において、磁性層の厚みは、ＭｒＴ約０．７
ｍｅｍｕ／ｃｍ２を達成するように調節した。
【００５１】記録性能の測定は、カリフォルニア州、サ
ンジョーズのグジック（Ｇｕｚｉｋ）社製のグジック
（Ｇｕｚｉｋ）モデルＲＷＡ１６３２／１７０１スピン
スタンド（Ｓｐｉｎｓｔａｎｄ）を使用して行った。Ｉ
ＢＭ社製の磁気抵抗（ＭＲ）磁気記録ヘッドを使用し
た。該ディスクのｒｐｍは５４００でり、また測定は半
径２．１１ｃｍ（０．８３インチ）にて行った。ＭＲヘ
ッドで読み取ったバイアスは８ｍＡであり、書き込み電
流は４０ｍＡ、ゼロ〜ピークであった。高周波数ヘッド
シグナルは２３０ｋｆｃｉで１０９Ｍｆｌｕｘ／秒であ
った。上書き周波数は１０９．９５Ｍｆｌｕｘ／秒〜１
４．６６Ｍｆｌｕｘ／秒であった。書き込みジッター周
波数は５４．９８Ｍｆｌｕｘ／秒であった。これらの結
果は、３つ全てが同一の低周波数増幅を有し、Ｈｃは相
互に１５０ Ｏｅ以内である。ＣｏＣｒＴａ核形成層を
もつサンプル３は、高性能を有し、最大の解像度、最も
狭いＰＷ５０、最低の書き込みジッターおよびＴＮＬＤ
を有している。書き込みジッターは、ＳＮＲの尺度であ
り、低い値は低い固有媒体ノイズを意味する。圧潰はト
ラック圧縮率の尺度であり、更に薄い核形成層をもつ該
媒体は最良の圧潰性能をもつ。Ｓａｔ Ｓ＊、実際の記
録スイッチング速度におけるスピンスタンド（ｓｐｉｎ
ｓｔａｎｄ）により測定された如き、残留ループ方形
性の尺度である。これは、該書き込み周波数における書
き込み飽和カーブの尺度である。これは、極めて低い掃
引速度にて得られるＶＳＭヒステリシスループとは逆
に、該記録場スイッチング速度における該ループ方形性
を表す。より高いＳａｔ Ｓ＊の値は、より良好な残留
ループ方形性を示す。ここでも、薄い核形成層をもつサ
ンプル３は、最良のＳａｔ Ｓ＊を有する。ＯＷは幾分
サンプル１に匹敵し、かつサンプル２よりも低い。これ
は、サンプル３の記録スイッチング速度における有効Ｈ
ｃが高く、良好な圧潰およびＴＮＬＤに寄与するが、Ｏ
Ｗを低下する。
ンジョーズのグジック（Ｇｕｚｉｋ）社製のグジック
（Ｇｕｚｉｋ）モデルＲＷＡ１６３２／１７０１スピン
スタンド（Ｓｐｉｎｓｔａｎｄ）を使用して行った。Ｉ
ＢＭ社製の磁気抵抗（ＭＲ）磁気記録ヘッドを使用し
た。該ディスクのｒｐｍは５４００でり、また測定は半
径２．１１ｃｍ（０．８３インチ）にて行った。ＭＲヘ
ッドで読み取ったバイアスは８ｍＡであり、書き込み電
流は４０ｍＡ、ゼロ〜ピークであった。高周波数ヘッド
シグナルは２３０ｋｆｃｉで１０９Ｍｆｌｕｘ／秒であ
った。上書き周波数は１０９．９５Ｍｆｌｕｘ／秒〜１
４．６６Ｍｆｌｕｘ／秒であった。書き込みジッター周
波数は５４．９８Ｍｆｌｕｘ／秒であった。これらの結
果は、３つ全てが同一の低周波数増幅を有し、Ｈｃは相
互に１５０ Ｏｅ以内である。ＣｏＣｒＴａ核形成層を
もつサンプル３は、高性能を有し、最大の解像度、最も
狭いＰＷ５０、最低の書き込みジッターおよびＴＮＬＤ
を有している。書き込みジッターは、ＳＮＲの尺度であ
り、低い値は低い固有媒体ノイズを意味する。圧潰はト
ラック圧縮率の尺度であり、更に薄い核形成層をもつ該
媒体は最良の圧潰性能をもつ。Ｓａｔ Ｓ＊、実際の記
録スイッチング速度におけるスピンスタンド（ｓｐｉｎ
ｓｔａｎｄ）により測定された如き、残留ループ方形
性の尺度である。これは、該書き込み周波数における書
き込み飽和カーブの尺度である。これは、極めて低い掃
引速度にて得られるＶＳＭヒステリシスループとは逆
に、該記録場スイッチング速度における該ループ方形性
を表す。より高いＳａｔ Ｓ＊の値は、より良好な残留
ループ方形性を示す。ここでも、薄い核形成層をもつサ
ンプル３は、最良のＳａｔ Ｓ＊を有する。ＯＷは幾分
サンプル１に匹敵し、かつサンプル２よりも低い。これ
は、サンプル３の記録スイッチング速度における有効Ｈ
ｃが高く、良好な圧潰およびＴＮＬＤに寄与するが、Ｏ
Ｗを低下する。
【００５２】表３は、本発明に従って製造した媒体と、
公知の方法により製造した媒体との間で、付随的なグジ
ック（Ｇｕｚｉｋ）スピンスタンド記録データを比較し
たものである。第一のサンプル（サンプル１）は表１に
示したように同一の第一ディスクであり、これはインテ
バック（Ｉｎｔｅｖａｃ）モデル２５０Ａ装置を使用し
て製造した。第四のサンプル（サンプル４）は、もう一
つの静的堆積装置、モデルＣ３０１０（アネルバリミテ
ッドジャパン（Ａｎｅｌｖａ Ｌｔｄ．，Ｊａｐａ
ｎ））を使用して製造した。このサンプルは、２００Å
のＣｒ、ＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ５磁性層および１００
Åの炭素オーバーコートを含んでいた。該基板を、該Ｃ
ｒ層の形成直前に、約２５０℃に加熱し、かつ−２００
Ｖの基板バイアスを該磁性層に印加した。該インテバッ
ク（Ｉｎｔｅｖａｃ）装置における如く、該アネルバ装
置はＤＣマグネトロンスパッタリングを利用しており、
そのスパッター速度はＣｒおよび磁性層両者に対して、
約４０Å／秒であった。第五のサンプル（サンプル５）
は、本発明の一態様に従って、表１のサンプル３につい
て記載したものと同様な方法で製造した。約２３０Åの
Ｃｒ下層は、−６００ＶのＲＦカソードバイアス電圧に
おいて堆積された、厚み約１２〜１５ÅのＣｏＣｒ１６
Ｔａ４核形成層に引き続き解析した。該磁性層は、Ｃｏ
Ｃｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３フィルムであり、引き続き１００
Åの炭素オーバーコートを形成した。−６０ＶというＤ
Ｃ基板バイアスを、ＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒＴａＰ
ｔ層両者に印加し、該Ｃｒ層の堆積前の該基板の温度
は、約１６０℃であった。該ＣｏＣｒＴａ核形成層は、
０．５Å／秒の速度で堆積した。ＣｒおよびＣｏＣｒＴ
ａＰｔ層両者は、７Å／秒なる速度で堆積した。第六の
サンプル（サンプル６）は、他の３種のサンプルに関す
る面内配向とは異なり、該フィルム内のコバルト合金ｃ
−軸の等方性配向をもつ媒体である。この媒体は、厚み
２０ÅのスパッターＮｉＰ層、次いでＣｏＣｒ１１Ｐｔ
１３（ＳｉＯ２）８合金磁性層および厚み１００Åの炭
素オーバーコートをもつように製造した。この場合、基
板の加熱はしなかった。
公知の方法により製造した媒体との間で、付随的なグジ
ック（Ｇｕｚｉｋ）スピンスタンド記録データを比較し
たものである。第一のサンプル（サンプル１）は表１に
示したように同一の第一ディスクであり、これはインテ
バック（Ｉｎｔｅｖａｃ）モデル２５０Ａ装置を使用し
て製造した。第四のサンプル（サンプル４）は、もう一
つの静的堆積装置、モデルＣ３０１０（アネルバリミテ
ッドジャパン（Ａｎｅｌｖａ Ｌｔｄ．，Ｊａｐａ
ｎ））を使用して製造した。このサンプルは、２００Å
のＣｒ、ＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ５磁性層および１００
Åの炭素オーバーコートを含んでいた。該基板を、該Ｃ
ｒ層の形成直前に、約２５０℃に加熱し、かつ−２００
Ｖの基板バイアスを該磁性層に印加した。該インテバッ
ク（Ｉｎｔｅｖａｃ）装置における如く、該アネルバ装
置はＤＣマグネトロンスパッタリングを利用しており、
そのスパッター速度はＣｒおよび磁性層両者に対して、
約４０Å／秒であった。第五のサンプル（サンプル５）
は、本発明の一態様に従って、表１のサンプル３につい
て記載したものと同様な方法で製造した。約２３０Åの
Ｃｒ下層は、−６００ＶのＲＦカソードバイアス電圧に
おいて堆積された、厚み約１２〜１５ÅのＣｏＣｒ１６
Ｔａ４核形成層に引き続き解析した。該磁性層は、Ｃｏ
Ｃｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３フィルムであり、引き続き１００
Åの炭素オーバーコートを形成した。−６０ＶというＤ
Ｃ基板バイアスを、ＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒＴａＰ
ｔ層両者に印加し、該Ｃｒ層の堆積前の該基板の温度
は、約１６０℃であった。該ＣｏＣｒＴａ核形成層は、
０．５Å／秒の速度で堆積した。ＣｒおよびＣｏＣｒＴ
ａＰｔ層両者は、７Å／秒なる速度で堆積した。第六の
サンプル（サンプル６）は、他の３種のサンプルに関す
る面内配向とは異なり、該フィルム内のコバルト合金ｃ
−軸の等方性配向をもつ媒体である。この媒体は、厚み
２０ÅのスパッターＮｉＰ層、次いでＣｏＣｒ１１Ｐｔ
１３（ＳｉＯ２）８合金磁性層および厚み１００Åの炭
素オーバーコートをもつように製造した。この場合、基
板の加熱はしなかった。
【００５３】また、上記サンプルの全てにおいて、該磁
性層の厚みは、約０．７ｍｅｍｕ／ｃｍ２なるＭｒｔを
達成するように調節した。この比較で使用したテスト条
件は、類似のＩＢＭヘッドを、２１６ｋｆｃｉ記録条件
で使用した。該テスト半径を０．９８４インチ（約２．
５０ｃｍ）に変更した。該媒体のＭｒＴは３種全てのサ
ンプルにおいてほぼ同一であったが、そのＨｃは該表に
示したように、サンプルの幾つかについて異なってい
た。該グジックテストの結果は、以下のことを示してい
る。即ち、解像度、ＰＷ５０、書き込みジッター、ＴＮ
ＬＤ、圧潰およびＳａｔＳ＊に関連して、薄いＣｏＣｒ
Ｔａ核形成層をもつサンプル５の媒体は、例外的に良好
な性能を示している。該インテバックサンプル（サンプ
ル１）は、高いＯＷをもつが、これは該媒体の低いＨｃ
によって説明される。結果として、これはまた最も貧弱
な圧潰性能を有する。事実、該薄い核形成層をもつ媒体
の高いＨｃに対するＯＷは、依然として例外的に良好で
ある。該サンプル６の等方性媒体は、低いＰＷ５０、お
よび書き込みジッター、および良好な圧潰性能を有する
が、その解像度、ＴＮＬＤおよびＳａｔＳ＊は、他の媒
体と比較して、全て劣っている。これらの結果は、薄い
核形成層をもつ媒体が、従来の技術に従って調製した媒
体と比較して、該重要なパラメトリックパラメータ全て
に渡り、優れたレベルの記録性能を達成できることを示
している。
性層の厚みは、約０．７ｍｅｍｕ／ｃｍ２なるＭｒｔを
達成するように調節した。この比較で使用したテスト条
件は、類似のＩＢＭヘッドを、２１６ｋｆｃｉ記録条件
で使用した。該テスト半径を０．９８４インチ（約２．
５０ｃｍ）に変更した。該媒体のＭｒＴは３種全てのサ
ンプルにおいてほぼ同一であったが、そのＨｃは該表に
示したように、サンプルの幾つかについて異なってい
た。該グジックテストの結果は、以下のことを示してい
る。即ち、解像度、ＰＷ５０、書き込みジッター、ＴＮ
ＬＤ、圧潰およびＳａｔＳ＊に関連して、薄いＣｏＣｒ
Ｔａ核形成層をもつサンプル５の媒体は、例外的に良好
な性能を示している。該インテバックサンプル（サンプ
ル１）は、高いＯＷをもつが、これは該媒体の低いＨｃ
によって説明される。結果として、これはまた最も貧弱
な圧潰性能を有する。事実、該薄い核形成層をもつ媒体
の高いＨｃに対するＯＷは、依然として例外的に良好で
ある。該サンプル６の等方性媒体は、低いＰＷ５０、お
よび書き込みジッター、および良好な圧潰性能を有する
が、その解像度、ＴＮＬＤおよびＳａｔＳ＊は、他の媒
体と比較して、全て劣っている。これらの結果は、薄い
核形成層をもつ媒体が、従来の技術に従って調製した媒
体と比較して、該重要なパラメトリックパラメータ全て
に渡り、優れたレベルの記録性能を達成できることを示
している。
【００５４】結局、本発明に従って製造した媒体は公知
技術の媒体に比して、優れた記録性能を有している。最
大の可能なＨｃは該合金中の所定のＰｔ含有率に対して
得られ、該ＣｏＣｒＰｔベースの磁性合金層のｃ−軸の
面内配向性において優れている。これらの諸特性は、中
程度の真空度達成能をもつ、市販品として入手可能な製
造堆積装置において得ることができる。本発明の方法は
高処理量の製造に適用可能であり、従って著しく経済的
であり、低コストである。当業者は、本発明をマグネト
ロンスパッターまたはＲＦスパッター法に対して利用で
き、該方法では、該核形成層の堆積を遅くして、所定の
低堆積速度を達成することができる。平衡近傍の条件
が、該堆積種の高い移動度を促進する条件の利用、例え
ばＤＣまたはＲＦ基板バイアスまたは基板加熱、もしく
はこれら両者の組み合わせの利用により達成できる。当
業者が、上記態様に関連する改良を加えることができる
ことは明らかであろう。例えば、本明細書に記載の教示
の範囲内で、上記層の１またはそれ以上の種々の厚みま
たは組成、付随的な層、異なる堆積装置または異なる条
件、例えば温度、バイアス電圧、出力レベル等を使用す
ることができる。
技術の媒体に比して、優れた記録性能を有している。最
大の可能なＨｃは該合金中の所定のＰｔ含有率に対して
得られ、該ＣｏＣｒＰｔベースの磁性合金層のｃ−軸の
面内配向性において優れている。これらの諸特性は、中
程度の真空度達成能をもつ、市販品として入手可能な製
造堆積装置において得ることができる。本発明の方法は
高処理量の製造に適用可能であり、従って著しく経済的
であり、低コストである。当業者は、本発明をマグネト
ロンスパッターまたはＲＦスパッター法に対して利用で
き、該方法では、該核形成層の堆積を遅くして、所定の
低堆積速度を達成することができる。平衡近傍の条件
が、該堆積種の高い移動度を促進する条件の利用、例え
ばＤＣまたはＲＦ基板バイアスまたは基板加熱、もしく
はこれら両者の組み合わせの利用により達成できる。当
業者が、上記態様に関連する改良を加えることができる
ことは明らかであろう。例えば、本明細書に記載の教示
の範囲内で、上記層の１またはそれ以上の種々の厚みま
たは組成、付随的な層、異なる堆積装置または異なる条
件、例えば温度、バイアス電圧、出力レベル等を使用す
ることができる。
【００５５】本明細書に記載したように、本発明者は、
比較的高い飽和保磁力をもつフィルム、即ち飽和保磁力
が、該フィルム中の相対的なＰｔ含有率、下層の組成お
よび厚み並びに堆積条件等の因子の１以上を考慮して、
公知技術のフィルムの値よりも大きなフィルム、の製造
方法を見出した。本発明によれば、任意の所定の飽和保
磁力レベルに対して、本発明のフィルムは、製造業者に
対してより大きな融通性を与える。例えば、設計および
生産の目的に依存して、所定の飽和保磁力に対して、本
発明は、該磁性フィルムの低プラチナ濃度、クロム等の
下層のより薄い厚み、クロム含有下層とこれに続く層と
の間の低い格子整合性、および該スパッター装置におけ
るより工業的に実行可能な（即ち、高い）ベース圧力の
１以上を選択する上で、公知技術と比較して、高い融通
性をもたらす。更に、該フィルムの高性能性、小さな粒
子サイズ、およびクロム等の成分の凝離は、低ノイズ、
低ＴＮＬＤ、良好な解像度およびＰＷ５０、並びに改善
されたＯＷをもたらす。何等理論に拘泥するつもりはな
いが、上記のように、本発明では該核形成層の制御され
た結晶成長をもたらすことにより、これら利点が得られ
ると考える。該核形成層を平衡またはほぼ平衡条件にお
いて形成することにより、また該成長表面において、運
動性を与えることにより、該層を生成する原子が、該層
の成長と共に、安定に、低エネルギーサイトで成長でき
ると考える。このため、該スパッターターゲットからの
該所定の成分の配合が、望ましからぬ不純物、例えば酸
素等の混入に比して好都合となり、該不純物は成長中に
粒界に押しやられるものと考えられる。結果として、微
細な粒子が不完全性を殆どもつことなく成長する。高性
能の結晶構造をもつこの核形成層が一旦形成されると、
後の磁性層が、工業的に実施可能な速度で、上記の望ま
しい特性をもつように成長し得る。
比較的高い飽和保磁力をもつフィルム、即ち飽和保磁力
が、該フィルム中の相対的なＰｔ含有率、下層の組成お
よび厚み並びに堆積条件等の因子の１以上を考慮して、
公知技術のフィルムの値よりも大きなフィルム、の製造
方法を見出した。本発明によれば、任意の所定の飽和保
磁力レベルに対して、本発明のフィルムは、製造業者に
対してより大きな融通性を与える。例えば、設計および
生産の目的に依存して、所定の飽和保磁力に対して、本
発明は、該磁性フィルムの低プラチナ濃度、クロム等の
下層のより薄い厚み、クロム含有下層とこれに続く層と
の間の低い格子整合性、および該スパッター装置におけ
るより工業的に実行可能な（即ち、高い）ベース圧力の
１以上を選択する上で、公知技術と比較して、高い融通
性をもたらす。更に、該フィルムの高性能性、小さな粒
子サイズ、およびクロム等の成分の凝離は、低ノイズ、
低ＴＮＬＤ、良好な解像度およびＰＷ５０、並びに改善
されたＯＷをもたらす。何等理論に拘泥するつもりはな
いが、上記のように、本発明では該核形成層の制御され
た結晶成長をもたらすことにより、これら利点が得られ
ると考える。該核形成層を平衡またはほぼ平衡条件にお
いて形成することにより、また該成長表面において、運
動性を与えることにより、該層を生成する原子が、該層
の成長と共に、安定に、低エネルギーサイトで成長でき
ると考える。このため、該スパッターターゲットからの
該所定の成分の配合が、望ましからぬ不純物、例えば酸
素等の混入に比して好都合となり、該不純物は成長中に
粒界に押しやられるものと考えられる。結果として、微
細な粒子が不完全性を殆どもつことなく成長する。高性
能の結晶構造をもつこの核形成層が一旦形成されると、
後の磁性層が、工業的に実施可能な速度で、上記の望ま
しい特性をもつように成長し得る。
【００５６】高性能フィルムの成長に導くと思われる該
条件は、比較的遅い成長速度で堆積された核形成層の利
用、フィルム成長中の該基板上のバイアス、ＲＦスパッ
タリングの利用、およびフィルムの堆積中の加熱の利用
を包含する。これらの条件は平衡またはほぼ平衡での成
長の達成を補助し、および／または該核形成層のために
該原子が該表面に達するための移動度を該原子に与え
る。これらの因子は、相互依存性であり得ることに注意
すべきである。例えば、上記の好ましい速度以上の速い
成長速度を、より高い加熱および／またはより高い基板
上のバイアスとの組み合わせで利用できる。上記のよう
に、ＲＦスパッタリング、極めて遅い成長速度および基
板バイアスを利用することにより、高い飽和保磁力をも
つフィルムを、公知技術と比較して穏やかな温度におい
て得ることができる。本明細書に記載したものとは異な
るまたはこれに対する付随的なメカニズムが存在するか
否かとは無関係に、本発明が、単独でまたは組み合わせ
で利用することのできる、幾つかの磁気媒体の有利な製
造方法を教示していることに注目すべきである。例え
ば、該核形成層に対する低成長速度の使用は、公知技術
に対して高い飽和保磁力をもつフィルムを与える。本明
細書に示したように、スパッタリング中の該且つ形成層
ターゲットカソードに対する低電圧の使用およびその結
果としての比較的低い出力密度の使用は、上記の望まし
い諸特性をもつフィルムを与える。
条件は、比較的遅い成長速度で堆積された核形成層の利
用、フィルム成長中の該基板上のバイアス、ＲＦスパッ
タリングの利用、およびフィルムの堆積中の加熱の利用
を包含する。これらの条件は平衡またはほぼ平衡での成
長の達成を補助し、および／または該核形成層のために
該原子が該表面に達するための移動度を該原子に与え
る。これらの因子は、相互依存性であり得ることに注意
すべきである。例えば、上記の好ましい速度以上の速い
成長速度を、より高い加熱および／またはより高い基板
上のバイアスとの組み合わせで利用できる。上記のよう
に、ＲＦスパッタリング、極めて遅い成長速度および基
板バイアスを利用することにより、高い飽和保磁力をも
つフィルムを、公知技術と比較して穏やかな温度におい
て得ることができる。本明細書に記載したものとは異な
るまたはこれに対する付随的なメカニズムが存在するか
否かとは無関係に、本発明が、単独でまたは組み合わせ
で利用することのできる、幾つかの磁気媒体の有利な製
造方法を教示していることに注目すべきである。例え
ば、該核形成層に対する低成長速度の使用は、公知技術
に対して高い飽和保磁力をもつフィルムを与える。本明
細書に示したように、スパッタリング中の該且つ形成層
ターゲットカソードに対する低電圧の使用およびその結
果としての比較的低い出力密度の使用は、上記の望まし
い諸特性をもつフィルムを与える。
【００５７】付随的に、本発明による極めて薄い核形成
層を使用が有利である。例えば、図５に示したように、
極めて薄い該核形成層の厚みは、最大の飽和保磁力値を
もたらす。非常に薄い厚みの使用が処理時間、材料の利
用および維持コストを減ずることから、図５に示したよ
うに、たとえ最大の値が極めて薄い厚みにおいて達成さ
れないとしても、本発明の結果を達成する極めて薄い核
形成層の使用が有利であることに注意すべきである。前
に議論した公知技術の幾つかは、格子整合のために薄い
中間層を教示しているが、このもの単独では、ここに記
載した厚みを使用することの根本理由を与えないことに
注意すべきである。公知技術が格子整合性のために中間
層を教示していることについては、一般的に該厚みが、
該磁気的性質に有意に寄与していないものであるはずで
あり、また必要以上に薄くすることについては何も教示
していないと考えられる。というのは、公知技術のフィ
ルムは、一般的に界面において最も貧弱な結晶構造を有
しており、かつより大きな厚みが該中間層の結晶構造の
改善を可能としているからである。従って、全体として
の磁気的性質に有意な影響を及ぼさない、最大の厚みを
使用することが有利であると考えられる。
層を使用が有利である。例えば、図５に示したように、
極めて薄い該核形成層の厚みは、最大の飽和保磁力値を
もたらす。非常に薄い厚みの使用が処理時間、材料の利
用および維持コストを減ずることから、図５に示したよ
うに、たとえ最大の値が極めて薄い厚みにおいて達成さ
れないとしても、本発明の結果を達成する極めて薄い核
形成層の使用が有利であることに注意すべきである。前
に議論した公知技術の幾つかは、格子整合のために薄い
中間層を教示しているが、このもの単独では、ここに記
載した厚みを使用することの根本理由を与えないことに
注意すべきである。公知技術が格子整合性のために中間
層を教示していることについては、一般的に該厚みが、
該磁気的性質に有意に寄与していないものであるはずで
あり、また必要以上に薄くすることについては何も教示
していないと考えられる。というのは、公知技術のフィ
ルムは、一般的に界面において最も貧弱な結晶構造を有
しており、かつより大きな厚みが該中間層の結晶構造の
改善を可能としているからである。従って、全体として
の磁気的性質に有意な影響を及ぼさない、最大の厚みを
使用することが有利であると考えられる。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
【図１】表示された面および方向の幾つかを有するコバ
ルトの結晶学的表示である。
ルトの結晶学的表示である。
【図２】表示された面および方向の幾つかを有するクロ
ムの結晶学的表示である。
ムの結晶学的表示である。
【図３】
【図４】本発明に従って形成した、剛性薄膜磁気ディス
クの断面図である。
クの断面図である。
【図５】厚み１９５ÅのＣｒＶ５０下層および厚み２３
０ÅのＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ５磁性層に関する、Ｈｃ
対ＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成層カソード出力密度のプロ
ットを示す図である。
０ÅのＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ５磁性層に関する、Ｈｃ
対ＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成層カソード出力密度のプロ
ットを示す図である。
【図６】核形成層をもたない、図５に示したＣｒＶ／Ｃ
ｏＣｒＴａＰｔフィルムの面内ヒステリシスループを示
す図である。
ｏＣｒＴａＰｔフィルムの面内ヒステリシスループを示
す図である。
【図７】核形成層をもたない、図５に示したＣｒＶ／Ｃ
ｏＣｒＴａＰｔフィルムの垂直ヒステリシスループを示
す図である。
ｏＣｒＴａＰｔフィルムの垂直ヒステリシスループを示
す図である。
【図８】図５に示した、ＣｏＣｒＴａ核形成層カソード
出力密度０．５４Ｗ／ｃｍ２（−６００ＶのＲＦカソー
ドバイアス）をもつ、ＣｒＶ／ＣｏＣｒＴａＰｔ／Ｃｏ
ＣｒＴａフィルムの面内ヒステリシスループを示す図で
ある。
出力密度０．５４Ｗ／ｃｍ２（−６００ＶのＲＦカソー
ドバイアス）をもつ、ＣｒＶ／ＣｏＣｒＴａＰｔ／Ｃｏ
ＣｒＴａフィルムの面内ヒステリシスループを示す図で
ある。
【図９】図５に示した、ＣｏＣｒＴａ核形成層カソード
出力密度０．５４Ｗ／ｃｍ２（−６００ＶのＲＦカソー
ドバイアス）をもつ、ＣｒＶ／ＣｏＣｒＴａＰｔ／Ｃｏ
ＣｒＴａフィルムの垂直ヒステリシスループを示す図で
ある。
出力密度０．５４Ｗ／ｃｍ２（−６００ＶのＲＦカソー
ドバイアス）をもつ、ＣｒＶ／ＣｏＣｒＴａＰｔ／Ｃｏ
ＣｒＴａフィルムの垂直ヒステリシスループを示す図で
ある。
【図１０】１９５ÅのＣｒＶ下層に関する、ＭｒＴ対Ｃ
ｏＣｒＴａ核形成層カソード出力密度のプロットを示す
図である。
ｏＣｒＴａ核形成層カソード出力密度のプロットを示す
図である。
【図１１】ＣｏＣｒＴａ核形成層カソード出力密度０．
５４Ｗ／ｃｍ２（−６００ＶのＲＦカソードバイアス）
に関する、Ｈｃ対ＣｒＶカソード出力密度のプロットを
示す図である。
５４Ｗ／ｃｍ２（−６００ＶのＲＦカソードバイアス）
に関する、Ｈｃ対ＣｒＶカソード出力密度のプロットを
示す図である。
【図１２】２３０Åの厚みをもつＣｒ下層および厚みを
約２３０Åに固定したＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３磁性層
に関する、Ｈｃ対ＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成層カソード
出力密度のプロットを示す。
約２３０Åに固定したＣｏＣｒ１５Ｔａ５Ｐｔ３磁性層
に関する、Ｈｃ対ＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成層カソード
出力密度のプロットを示す。
【図１３】該ＣｏＣｒＴａ核形成層およびＣｏＣｒＴａ
Ｐｔ磁性層における、基板ＤＣバイアスの３種の異なる
条件に対する、Ｈｃ対ＣｏＣｒＴａ核形成層カソード出
力密度のプロットを示す。
Ｐｔ磁性層における、基板ＤＣバイアスの３種の異なる
条件に対する、Ｈｃ対ＣｏＣｒＴａ核形成層カソード出
力密度のプロットを示す。
【図１４】図１３のカーブＣからの、該核形成層をもた
ない、Ｃｒ／ＣｏＣｒＴａＰｔフィルムの面内ヒステリ
シスループである。
ない、Ｃｒ／ＣｏＣｒＴａＰｔフィルムの面内ヒステリ
シスループである。
【図１５】図１３のカーブＣからの、該核形成層をもた
ない、Ｃｒ／ＣｏＣｒＴａＰｔフィルムの垂直ヒステリ
シスループである。
ない、Ｃｒ／ＣｏＣｒＴａＰｔフィルムの垂直ヒステリ
シスループである。
【図１６】図１３のカーブＣからの、カソード出力密度
０．３Ｗ／ｃｍ２（−４００ＶのＲＦカソードバイア
ス）およびＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒＴａＰｔ層両者
に印加された基板ＤＣバイアス−３５Ｖにて堆積され
た、ＣｏＣｒＴａ核形成層をもつ、Ｃｒ／ＣｏＣｒＴａ
／ＣｏＣｒＴａＰｔフィルムの面内ヒステリシスループ
である。
０．３Ｗ／ｃｍ２（−４００ＶのＲＦカソードバイア
ス）およびＣｏＣｒＴａおよびＣｏＣｒＴａＰｔ層両者
に印加された基板ＤＣバイアス−３５Ｖにて堆積され
た、ＣｏＣｒＴａ核形成層をもつ、Ｃｒ／ＣｏＣｒＴａ
／ＣｏＣｒＴａＰｔフィルムの面内ヒステリシスループ
である。
【図１７】図１３のカーブＣからの、カソード出力密度
０．３Ｗ／ｃｍ２（−４００ＶのＲＦカソードバイア
ス）にて堆積された、ＣｏＣｒＴａ核形成層をもつ、Ｃ
ｒ／ＣｏＣｒＴａ／ＣｏＣｒＴａＰｔフィルムの垂直ヒ
ステリシスループである。
０．３Ｗ／ｃｍ２（−４００ＶのＲＦカソードバイア
ス）にて堆積された、ＣｏＣｒＴａ核形成層をもつ、Ｃ
ｒ／ＣｏＣｒＴａ／ＣｏＣｒＴａＰｔフィルムの垂直ヒ
ステリシスループである。
【図１８】図５および図１２に示したような、カソード
出力密度０．５４Ｗ／ｃｍ２（−６００ＶのＲＦカソー
ドバイアス）にて堆積されたＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成
層の厚みおよび構造を示す断面ＴＥＭ顕微鏡写真であ
る。
出力密度０．５４Ｗ／ｃｍ２（−６００ＶのＲＦカソー
ドバイアス）にて堆積されたＣｏＣｒ１６Ｔａ４核形成
層の厚みおよび構造を示す断面ＴＥＭ顕微鏡写真であ
る。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１１年８月２３日（１９９９．８．２
３）
３）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】特許請求の範囲
【補正方法】変更
【補正内容】
【特許請求の範囲】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 チャールズ チャンキン チェン アメリカ合衆国 カリフォルニア州 95035 ミルピタス カレ ヴィスタ ヴ ァーデ 2168 (72)発明者 ツー チェン アメリカ合衆国 カリフォルニア州 95030 モンテ セレノ グレゴリー プ レイス 18225 (72)発明者 ツトム ヤマシタ アメリカ合衆国 カリフォルニア州 95138 サン ホセ アルゴンキン ウェ イ 5767 (72)発明者 イマカワ マコト 宮城県仙台市青葉区南吉成５−１−４ (72)発明者 スエカネ ミチノブ 東京都日野市大坂上４−12−28
Claims (49)
- 【請求項１】 基板を調製する工程と、 クロムを含有する下層を堆積する工程と、 該下層に、コバルト合金を含む第一層を堆積する工程
と、 該第一層上に、コバルト−プラチナ合金を含む第二層を
堆積する工程と、を含み、該第一層を、平衡またはほぼ
平衡な結晶成長条件下で堆積して、高品位の結晶構造の
形成を可能とする、ことを特徴とする磁気記録媒体の製
造方法。 - 【請求項２】 該第一層の低堆積速度、該第一層の堆積
中の該基板の加熱、該第一層のＲＦスパッタリング、お
よび該第一層の堆積中の該基板へのバイアス電圧の印加
からなる群から選ばれる少なくとも一つの条件下で、該
第一層を成長させる、請求項１記載の方法。 - 【請求項３】 該第一層を形成するスパッタリングされ
る種が、この種を堆積する際に、高い移動度をもつよう
に、該第一層を堆積する、請求項１記載の方法。 - 【請求項４】 該第一層を形成するスパッタリングされ
る種が、この種を堆積する際に、高い移動度をもつよう
に、該第一層を堆積する、請求項２記載の方法。 - 【請求項５】 該第一層を、１Å／秒以下の速度で堆積
する、請求項１記載の方法。 - 【請求項６】 該第一層を、０．５Å／秒以下の速度で
堆積する、請求項５記載の方法。 - 【請求項７】 該第一層を、厚みが２０Å以下となるよ
うに堆積する、請求項１記載の方法。 - 【請求項８】 該第一層を、厚みが１０Å以下となるよ
うに堆積する、請求項７記載の方法。 - 【請求項９】 該第二層を、該第一層よりも高速度で堆
積する、請求項１記載の方法。 - 【請求項１０】 該第二層を、該第一層の堆積速度の２
倍以上の速度で堆積する、請求項９記載の方法。 - 【請求項１１】 該下地層が、該フィルムの面内に、主
として｛２００｝組織を呈する、請求項１記載の方法。 - 【請求項１２】 該第二層が、該フィルムの面内に、主
として｛１１２０｝組織を呈する、請求項１１記載の方
法。 - 【請求項１３】 該第一層が、更にクロムおよびタンタ
ルを含み、かつ該第二層が、更にクロムおよびタンタル
を含む、請求項１１記載の方法。 - 【請求項１４】 該第二層が、該プラチナを６％以下の
量で含み、かつ該媒体が面内飽和保磁力２５００ Ｏｅ
以上を有する、請求項１記載の方法。 - 【請求項１５】 該第一層および第二層が、実質的に同
一の組成を有する、請求項１記載の方法。 - 【請求項１６】 該第一層を、１．０Ｗ／ｃｍ２以下
の、スパッターターゲット上の出力密度を使用して堆積
する、請求項１記載の方法。 - 【請求項１７】 基板を調製する工程と、 クロムを含有する下層を堆積する工程と、 該下層に、コバルト合金を含む第一層を堆積する工程
と、 該第一層上に、コバルト−プラチナ合金を含む第二層を
堆積する工程と、を含み、該第二層を、１Å／秒未満の
速度で堆積する、ことを特徴とする磁気記録媒体の製造
方法。 - 【請求項１８】 該第一層を０．７５Å／秒以下の速度
で堆積する、請求項１７記載の方法。 - 【請求項１９】 該第一層を０．５Å／秒以下の速度で
堆積する、請求項１７記載の方法。 - 【請求項２０】 該第一層を、厚みが２０Å以下となる
まで堆積する、請求項１７記載の方法。 - 【請求項２１】 該クロム製の下層を、非−エピタキシ
ャル関係で、該基板の表面上に堆積する、請求項１７記
載の方法。 - 【請求項２２】 該第一層をＲＦスパッタリングにより
堆積する、請求項１７記載の方法。 - 【請求項２３】 該第一層を堆積する該工程の少なくと
も一部の間、該基板にＤＣバイアスを印加する、請求項
１７記載の方法。 - 【請求項２４】 該第一層を、１．０Ｗ／ｃｍ２以下
の、スパッターターゲット上の出力密度を使用して堆積
する、請求項１７記載の方法。 - 【請求項２５】 基板を調製する工程と、 クロムを含有する下層を堆積する工程と、 該下層に、コバルト合金を含む第一層を堆積する工程
と、 該第一層上に、コバルト−プラチナ合金を含む第二層を
堆積する工程と、を含み、該第一層を、厚みが２０Å以
下となるまで堆積する、ことを特徴とする磁気記録媒体
の製造方法。 - 【請求項２６】 該第一層を１Å／秒以下の速度で堆積
する、請求項２５記載の方法。 - 【請求項２７】 該第一層を０．５Å／秒以下の速度で
堆積する、請求項２６記載の方法。 - 【請求項２８】 該第一層の低堆積速度、該第一層の堆
積中の該基板の加熱、該第一層のＲＦスパッタリング、
および該第一層の堆積中の該基板へのバイアス電圧の印
加からなる群から選ばれる少なくとも一つの条件下で、
該第一層を成長させる、請求項２６記載の方法。 - 【請求項２９】 該第一層を形成するスパッタリングさ
れる種が、この種を堆積する際に、高い移動度をもつよ
うに、該第一層を堆積する、請求項２５記載の方法。 - 【請求項３０】 該第一層を形成するスパッタリングさ
れる種が、この種を堆積する際に、高い移動度をもつよ
うに、該第一層を堆積する、請求項２８記載の方法。 - 【請求項３１】 基板を調製する工程と、 クロムを含有する下層を堆積する工程と、 該下層に、コバルト合金を含む第一層を堆積する工程
と、 該第一層上に、コバルト−プラチナ合金を含む第二層を
堆積する工程と、を含み、該第一層を、ターゲットカソ
ードに出力を印加する工程を含む方法により堆積し、か
つ該出力を、１．０Ｗ／ｃｍ２以下の密度にて、該ター
ゲットに印加することを特徴とする磁気記録媒体の製造
方法。 - 【請求項３２】 該ターゲットカソードに適用される該
出力の密度が０．７５Ｗ／ｃｍ２以下である、請求項３
１記載の方法。 - 【請求項３３】 該クロム下層が、更にＴｉ、Ｖ、Ｍ
ｏ、Ｎｂ、ＷおよびＴａからなる群から選ばれる少なく
とも１種の元素をも含む、請求項１記載の方法。 - 【請求項３４】 該第一層が、更にＴｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｐｄ、ＺｒおよびＨｆから
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素をも含む、請
求項１記載の方法。 - 【請求項３５】 該第二層が、更にＴｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎ
ｂ、Ｗ、Ｔａ、Ｐｔ、Ｎｉ、Ｐｄ、ＺｒおよびＨｆから
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素をも含む、請
求項１記載の方法。 - 【請求項３６】 クロムを含む下層と、 該下層上に設けられた、コバルト合金を含む第一層と、 該第一層上に設けられたコバルト−プラチナ合金を含む
第二層と、を含み、該第一層が２０Å以下の厚みをもつ
ことを特徴とする、基板上に形成された磁気記録媒体。 - 【請求項３７】 該第一層が１０Å以下の厚みをもつ、
請求項３６記載の磁気記録媒体。 - 【請求項３８】 該下層が該フィルムの面内に、主とし
て｛２００｝組織を呈する、請求項３６記載の磁気記録
媒体。 - 【請求項３９】 呈する、請求項３８記載の磁気記録媒体。
- 【請求項４０】 該第一層が、更にクロムおよびタンタ
ルを含む、請求項３５記載の磁気記録媒体。 - 【請求項４１】 該第二層が、更にクロムおよびタンタ
ルを含む、請求項４０記載の磁気記録媒体。 - 【請求項４２】 クロムを含む下層と、 該下層上に設けられた、コバルト合金を含む第一層と、 該第一層上に設けられたコバルト−プラチナ合金を含む
第二層と、を含み、該第一層を、平衡またはほぼ平衡な
結晶成長条件下で堆積して、高品位の結晶構造の形成を
可能とする、ことを特徴とする基板上に形成された、磁
気記録媒体。 - 【請求項４３】 該第一層が、厚み２０Å以下で設けら
れる、請求項４２記載の磁気記録媒体。 - 【請求項４４】 該下層が該フィルムの面内に、主とし
て｛２００｝組織を呈する、請求項４２記載の磁気記録
媒体。 - 【請求項４５】 該第二層が、該フィルムの面内に、主
として｛１１２０｝組織を呈する、請求項４４記載の磁
気記録媒体。 - 【請求項４６】 該第一層が、更にクロムおよびタンタ
ルを含む、請求項４５記載の磁気記録媒体。 - 【請求項４７】 該第二層が、更にクロムおよびタンタ
ルを含む、請求項４５記載の磁気記録媒体。 - 【請求項４８】 請求項３５記載の磁気記録媒体を含む
ことを特徴とする、ディスクドライブ。 - 【請求項４９】 請求項４２記載の磁気記録媒体を含む
ことを特徴とする、ディスクドライブ。
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