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JP3866102B2 - Magnetic recording medium, manufacturing method thereof, manufacturing apparatus, and magnetic recording / reproducing apparatus - Google Patents

Magnetic recording medium, manufacturing method thereof, manufacturing apparatus, and magnetic recording / reproducing apparatus Download PDF

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JP3866102B2 JP2001401182A JP2001401182A JP3866102B2 JP 3866102 B2 JP3866102 B2 JP 3866102B2 JP 2001401182 A JP2001401182 A JP 2001401182A JP 2001401182 A JP2001401182 A JP 2001401182A JP 3866102 B2 JP3866102 B2 JP 3866102B2
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Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、計算機周辺装置や画像・音声記録用に用いられる磁気ディスク装置などに用いられる磁気記録媒体、その製造方法、製造装置、および上記磁気記録媒体を用いた磁気記録再生装置に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
磁気記録媒体の高記録密度化に伴い、磁性層中の磁性粒子の微細化、磁気的孤立化、磁性層の薄膜化などによって、ノイズ低減や分解能向上を図ることが提案されている。
しかしながら、磁性粒子の微細化、磁気的孤立化、磁性層の薄膜化を行う場合には、磁性粒子が小さくなるため、熱揺らぎ耐性が低下しやすい問題がある。熱揺らぎとは、記録ビットが不安定となり記録したデータの消失が起こる現象をいい、磁気記録再生装置においては、記録したデータの再生出力の経時的な減衰として現れる。
従来、磁気記録媒体用の基板としては、アルミニウム合金等からなる非磁性金属基板が多く用いられている。非磁性金属基板は、通常、表面を硬化するためＮｉＰなどからなる硬質膜を設け、その表面にテクスチャ加工が施されて用いられている。
テクスチャ加工は、基板表面に所定方向（通常は円周方向）に沿う凹凸を形成する加工であり、テクスチャ加工を施すことによって、基板上に形成される下地層および磁性層の結晶配向性を向上させ、磁性層の磁気異方性を高め、熱揺らぎ耐性などの磁気特性を向上させることができる。
【０００３】
ところで、近年では、磁気記録媒体用の基板として、アルミニウム等からなる金属基板に代えて、ガラス、セラミックスなどからなる非金属基板が多く用いられてきている。非金属基板は、硬度が高いためヘッドスラップが生じにくく、しかも表面平滑性が高いためグライドハイト特性の点で有利である。
しかしながら、ガラス基板などの非金属基板は、テクスチャ加工を施すのが難しく、磁性層の磁気異方性が不十分となり熱揺らぎ耐性が低くなりやすいという問題がある。
このため、ガラス、セラミックスなどからなる非金属基板上に、テクスチャ加工が容易な硬質膜を形成することが提案されている。
例えば特開平５−１９７９４１号公報には、非金属基板表面に、テクスチャ加工が容易な硬質膜であるＮｉＰ膜をスパッタ法により形成した磁気記録媒体が開示されている。
非金属基板表面に硬質膜を設けた磁気記録媒体を製造するには、スパッタ装置などの成膜装置内において基板上に硬質膜を形成した後、基板を一旦成膜装置から搬出し、テクスチャ加工装置を用いてテクスチャ加工を施し、次いで再び成膜装置内に搬入し下地層や磁性層の形成を行う方法が採られる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記アルミニウム基板のような非磁性金属基板、ガラス基板のような非金属基板を用いた従来の磁気記録媒体では、表面に形成されたＮｉＰなどからなる硬質膜にテクスチャ加工を施すことによって磁性層の磁気異方性を高めることができるものの、硬質膜の表面凹凸によって媒体の表面平滑性が低くなりやすい。このため、グライドハイト特性が悪化し、高記録密度化が難しくなる問題があった。また製造工程が煩雑であるため製造コストが嵩む不都合があった。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、熱揺らぎ耐性などの磁気特性およびグライドハイト特性に優れ、かつ容易に製造することができる磁気記録媒体、この磁気記録媒体を容易に製造することができる方法および装置、さらには熱揺らぎ耐性などの磁気特性に優れた磁気記録媒体を用いた磁気記録再生装置を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、非磁性基板と非磁性下地層との間に配向調整層を形成し、この配向調整層を、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有し、磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが１より大きくされた構成とし、さらに、磁性層を、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能な構造とすることによって、顕著な熱揺らぎ耐性向上効果が得られることを見出し、この知見に基づいて本発明を完成した。
すなわち本発明の磁気記録媒体は、非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とし、非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、非磁性基板と非磁性下地層との間に、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる配向調整層が形成され、この配向調整層が、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有し、磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大きくされ、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされている。
本発明の磁気記録媒体では、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有する配向調整層の利用により、磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大きくされているので、磁性層において周方向の磁気異方性を強め、結晶磁気異方性定数（Ｋｕ）を高めることができることから、熱揺らぎ耐性、保磁力、記録再生信号のＳ／Ｎ比などの磁気特性の向上を図ることができる。
本発明では、これに加えて、磁性膜間の反強磁性結合により、最も保磁力の高い主磁性膜以外の磁性膜の磁化について、見かけ上磁化のない状態、または主磁性膜の磁化が、これ以外の磁性膜の磁化に相当する磁化の分、見かけ上小さくなった状態が得られる。
このため、ノイズや分解能に悪影響を及ぼすことがなく、磁性粒子の体積を十分に大きくすることができ、熱的安定化を図り、熱揺らぎ耐性の向上を図ることができる。
磁性層は、隣り合う磁性膜の磁気モーメント方向が互いに正対する積層フェリ構造を有する構成とすることができる。
磁性層は、複数の磁性膜と、これらの間に介在する中間膜とを有する構造とすることができる。
磁性層は、磁性膜と、これに隣接する中間膜とからなる積層構造を２つ以上有する構成とすることができる。
複数の磁性膜のうち最も保磁力が大きい主磁性膜に対し隣接する磁性膜の反強磁性結合磁界は、この磁性膜の保磁力よりも大きく設定するのが好ましい。
中間膜は、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｒｅ、Ｖのうち少なくとも１種を主成分とする材料からなるものとするのが好ましい。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＣｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａのうち１種または２種以上からなる構成とすることができる。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＣｒを主成分とする合金からなるものであってもよい。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＴａを含む合金Ｘ1Ｔａ（Ｘ1はＢｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒのうち１種または２種以上）を主成分とし、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有するものであってもよい。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＮｂを含む合金Ｘ2Ｎｂ（Ｘ2はＢｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒのうち１種または２種以上）を主成分とし、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有するものであってもよい。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＣｏＴａまたはＣｏＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が３０〜７５ａｔ％であり、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有する構成とすることができる。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＣｒＴａまたはＣｒＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が１５〜７５ａｔ％である構成とすることができる。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＮｉＴａまたはＮｉＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が３０〜７５ａｔ％であり、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有する構成とすることができる。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＦｄ３ｍ構造を有する非磁性金属からなるものとすることができる。
配向調整層は、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる構成、すなわちＣ１５構造を有する非磁性金属からなるものとすることができる。
本発明では、非磁性基板と配向調整層との間に、配向性向上層が形成されている構成とすることができる。
配向性向上層は、Ｂ２構造またはアモルファス構造をなす材料からなるものである構成とすることができる。
配向性向上層は、ＮｉＡｌ、ＦｅＡｌ、ＣｏＡｌ、ＣｏＺｒ、ＣｏＣｒＺｒ、およびＣｏＣｒＣのうちいずれかを主成分とするものである構成とすることができる。
本発明では、配向調整層を、複数設けることができる。
本発明の磁気記録媒体は、非磁性基板と、その上に形成された磁性層および保護層を基本構成とし、非磁性基板と磁性層との間に、直上の層の結晶配向性を調整する配向調整層が形成され、配向調整層が、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有し、磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大きくされ、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされた構成とすることもできる。
本発明の磁気記録媒体は、非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とする磁気記録媒体において、非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、非磁性基板と非磁性下地層との間に、直上の層の結晶配向性を調整する配向調整層が形成され、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させ、磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒを１より大きくする配向調整層が、アモルファス構造のＮｉＰ合金からなるものであり、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能である構成とすることもできる。
配向調整層は、窒素または酸素を１ａｔ％以上含む構成とすることができる。
本発明の磁気記録媒体の製造方法は、非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とし、非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、非磁性基板と非磁性下地層との間に、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる配向調整層が形成され、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされた磁気記録媒体を製造する方法であって、配向調整層を構成する材料からなる成膜粒子を放出源から放出させて被付着面に付着させることにより配向調整層を形成し、この際、成膜粒子軌道の被付着面への投影線がほぼ非磁性基板の径方向に沿い、かつ非磁性基板に対し傾いて入射するように成膜粒子の方向を設定することを特徴とする。
配向調整層には、酸化処理または窒化処理を施すことができる。
配向調整層を形成するにあたっては、成膜粒子の放出源としてスパッタリングターゲットを用いるスパッタ法を採用することができる。
配向調整層を形成するに際しては、酸素または窒素を含むスパッタガスを用いることによって酸化処理または窒化処理を行うことができる。
酸化処理または窒化処理を、配向調整層の表面を酸素含有ガスまたは窒素含有ガスに接触させることにより行うことができる。
本発明の磁気記録媒体の製造装置は、非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とし、非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、非磁性基板と非磁性下地層との間に、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる配向調整層が形成され、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされた磁気記録媒体を製造する装置であって、配向調整層を構成する材料からなる成膜粒子を放出し被付着面に付着させることにより配向調整層を形成する放出源と、この放出源から放出された成膜粒子の方向を定める方向設定手段とを備え、この方向設定手段が、成膜粒子軌道の被付着面への投影線がほぼ非磁性基板の径方向に沿い、かつ非磁性基板に対し傾いて入射するように成膜粒子の方向を設定することができるようにされていることを特徴とする。
本発明の磁気記録再生装置は、磁気記録媒体と、この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、磁気記録媒体が、非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とし、非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、非磁性基板と非磁性下地層との間に、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる配向調整層が形成され、この配向調整層が、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有し、磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大きくされ、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされたことを特徴とする。
【０００６】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明の磁気記録媒体の第１の実施形態を示すもので、ここに示す磁気記録媒体は、非磁性基板１上に配向調整層２が形成され、その上に非磁性下地層３、磁性層４、保護層５、潤滑層６が順次形成されたものである。
図１（ａ）は、本実施形態の磁気記録媒体の全体構成を示す断面図であり、図１（ｂ）は、この磁気記録媒体の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真に基づいて作成した要部拡大図である。
【０００７】
非磁性基板１としては、アルミニウム、アルミニウム合金等の金属材料からなる金属基板を用いてもよいし、ガラス、セラミック、シリコン、シリコンカーバイド、カーボンなどの非金属材料からなる非金属基板を用いてもよい。
ガラス基板としては、アモルファスガラス、結晶化ガラスが使用可能であり、アモルファスガラスとしては、汎用のソーダライムガラス、アルミノケートガラス、アルミノシリケートガラスを使用できる。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。
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などが使用可能である。
非磁性基板１としては、耐久性、コストなどの観点からガラス基板を用いるのが好ましい。
また、これらの基板の表面にメッキ法などによりＮｉＰ層が形成されたものも非磁性基板１として挙げることができる。
本発明においては、アルミニウムなどからなる非磁性金属基板と、ガラス基板などの非金属基板とを含めて非磁性基板と呼ぶ。
非磁性基板１の表面にはテクスチャ加工を施してもよい。基板１の表面の平均粗さＲａは、０．０１〜２ｎｍ（好ましくは０．０５〜１．５ｎｍ）とするのが好適である。
【０００８】
配向調整層２は、直上に形成される非磁性下地層３の結晶配向性を整え、さらにはその上に形成される磁性層４の結晶配向性を調整し、磁性層４の磁気異方性を向上させるためのものである。
配向調整層は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａのうち１種または２種以上を用いるのが好ましい。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させることができる。
配向調整層２の材料としては、Ｃｒを主成分とする（すなわちＣｒの含有率が５０ａｔ％を越える）合金を用いることもでき、特にＣｒＸ0（Ｘ0はＶ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗのうち１種または２種以上）系合金を用いるのが好ましい。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させることができる。
ＣｒＸ0系合金を用いる場合、Ｘ0の含有率は、１ａｔ％以上、５０ａｔ％未満とするのが好ましい。Ｘ0の含有率を上記範囲とすることによって、非磁性下地層３および磁性層４の結晶配向性を高め磁気異方性を向上させることができる。
【０００９】
配向調整層２は、Ｔａを含む合金Ｘ1Ｔａ（Ｘ1はＢｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒのうち１種または２種以上）を主成分とし、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有するものであってもよい。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層３を（２００）に優先的に配向させることができる。配向調整層２は、Ｎｂを含む合金Ｘ2Ｎｂ（Ｘ2はＢｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒのうち１種または２種以上）を主成分とし、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有するものであってもよい。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層３を（２００）に優先的に配向させることができる。配向調整層２は、ＣｏＴａまたはＣｏＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が３０〜７５ａｔ％であり、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有する構成とすることができる。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層３を（２００）に優先的に配向させることができる。
配向調整層２は、ＣｒＴａまたはＣｒＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が１５〜７５ａｔ％である構成とすることもできる。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層３を（２００）に優先的に配向させることができる。
配向調整層２は、ＮｉＴａまたはＮｉＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が３０〜７５ａｔ％であり、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有する構成とすることもできる。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層３を（２００）に優先的に配向させることができる。
配向調整層２がこれらＣｏＴａ、ＣｏＮｂ、ＣｒＴａ、ＣｒＮｂ、ＮｉＴａ、ＮｉＮｂを主成分とするものである場合において、ＴａまたはＮｂの含有率を上記範囲とするのが好適であるとしたのは、この含有率が低すぎると保磁力が低くなりやすく、含有率が高すぎると磁性層内の配向性が低下し保磁力が低くなるおそれがあるためである。
また配向調整層２は、ＴａまたはＮｂを３０ａｔ％以上含有する非磁性合金材料からなるものとすることもできる。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層３を（２００）に優先的に配向させることができる。
【００１０】
配向調整層２は、Ｆｄ３ｍ構造（空間群（Ｓｐａｃｅ Ｇｒｏｕｐ）表記）を有する非磁性金属からなるものとすることもできる。これによって、ｂｃｃ構造の非磁性下地層３を（２００）に優先的に配向させることができる。
Ｆｄ３ｍ構造を有する非磁性金属としては、上述のＣｒＸ0系合金のうちＣｒＮｂ系（７０Ｃｒ３０Ｎｂなど）、ＣｒＴａ系（６５Ｃｒ３５Ｔａなど）、ＣｒＴｉ系（６４Ｃｒ３６Ｔｉなど）等のＣ１５構造（Ｓｋｒｕｋｔｕｒｂｅｒｃｈｔ Ｓｙｍｂｏｌ表記）合金が好適である。
Ｆｄ３ｍ構造を有する金属としては、このほか、ＣｏＴａ系（６５Ｃｏ３５Ｔａなど）、ＣｏＮｂ系（７０Ｃｏ３０Ｎｂなど）、ＷＨｆ系（６６Ｗ３４Ｈｆ）、ＡｌＹ系（６７Ａｌ３３Ｙなど）等のＣ１５構造をなす合金がある。
またＣｏＴａ系（比較的Ｃｏ含有率が小さいもの、例えば５０Ｃｏ５０Ｔａなど）、ＦｅＮｂ系（５０Ｆｅ５０Ｎｂなど）等の合金を用いることもできる。
これらＦｄ３ｍ構造をなす材料を用いる場合には、成膜時に酸化処理または窒化処理（後述）を行うことによってその結晶構造（Ｆｄ３ｍ構造）を整えたものが好ましい。
配向調整層２は、非磁性下地層３の結晶配向性を調整するだけでなく、非磁性下地層３、磁性層４中の結晶粒を微細化する結晶粒微細化層としても機能する。
【００１１】
配向調整層２には、窒素または酸素を１ａｔ％以上含有させるのが好ましい。
これは、窒素または酸素を１ａｔ％以上含有させることによって、非磁性下地層３の結晶を、より正確に（２００）に配向させ、磁性層４の磁気異方性を高めることができるためである。
【００１２】
図１（ｂ）に示すように、配向調整層２は、柱状微結晶粒２ａが、非磁性基板１に垂直な線２ｂに対して半径方向に傾いた結晶構造を有する。すなわち柱状微結晶粒２ａの傾斜角度α１（柱状微結晶粒２ａ軸方向の、垂直線２ｂに対する傾き）が０°を越え、９０°未満となるようになっている。
柱状微結晶粒２ａの傾斜角度α１は、１０〜７５°（好ましくは１５〜７５°、さらに好ましくは２０〜７５°、さらに好ましくは２５〜５５°）であることが好ましい。
傾斜角度α１が上記範囲未満である場合には、非磁性下地層３、磁性層４の結晶配向性が悪化し磁気異方性が低下する。また成膜装置の構成の点から、角度α１を上記範囲を越える範囲に設定するのは難しい。
傾斜角度α１は、１０°以上、３０°未満となる値とすることができる。また６５°を越え、９０°未満となる値とすることもできる。
また配向調整層２は、柱状微結晶粒２ａの傾きが中心側から外周側にかけて徐々に大きくなるようになっている構成とすることもできる。
柱状微結晶粒２ａの円周方向の傾きは任意としてよいが、特に、柱状微結晶粒２ａが周方向にほとんど傾いていない構成が好ましい。
【００１３】
配向調整層２の厚さは２〜１００ｎｍとするのが望ましい。この厚さは、上記範囲未満であると磁性層の磁気異方性が低下し、上記範囲を越えると製造効率が低下する。
【００１４】
配向調整層２の表面平均粗さＲａは、０．４ｎｍ以下（好ましくは０．２ｎｍ以下）とするのが好ましい。
この表面平均粗さＲａが上記範囲を越えると、媒体の表面凹凸が大きくなり、グライドハイト特性の低下を招く。
【００１５】
非磁性下地層３は、従来公知の下地層材料、例えばＣｒ、Ｖ、Ｔａのうち１種以上、またはこれらに結晶性を損なわない範囲で他の元素を添加した合金からなるものとすることができる。
なかでも特に、ＣｒまたはＣｒ合金（例えばＣｒＷ系、ＣｒＭｏ系、ＣｒＶ系）を用いるのが好適である。
またこの材料としては、Ｎｉ５０Ａｌ（Ｎｉ−５０ａｔ％Ａｌ）等のＢ２構造をなす材料を用いることもできる。
また非磁性下地層３は単層構造としてもよいし、２種類以上の膜を複数積層させた多層構造としてもよい。
非磁性下地層３の厚さは、１〜１００ｎｍ、好ましくは２〜５０ｎｍとするのが望ましい。
【００１６】
非磁性下地層３は、ｂｃｃ構造をなし、かつ配向面（非磁性下地層３の表面における支配的な結晶面）が（２００）とされており、これによって磁性層４の磁気異方性を高めることができるようになっている。
【００１７】
磁性層４は、以下に示すように、複数の磁性膜間に反強磁性結合が形成されている構造、すなわち反強磁性結合構造（いわゆるＡＦＣ(Anti Ferro magnetic Coupling)構造）を有する。
この磁性層４は、第１磁性膜４ａ（上層側）と、第２磁性膜４ｂ（下層側）と、これらの間に介在する中間膜４ｃとを有する。
第１および第２磁性膜４ａ、４ｂには、例えばＣｒ、Ｐｔ、Ｔａ、Ｂ、Ｔｉ、Ａｇ、Ｃｕ、Ａｌ、Ａｕ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｉ、ＦｅおよびＭｏのうち１種以上を、Ｃｏに加えたＣｏ合金を用いることができる。
上記材料の好適な具体例としては、ＣｏＰｔ系、ＣｏＣｒＰｔ系、ＣｏＣｒＰｔＴａ系、ＣｏＣｒＰｔＢ系、ＣｏＣｒＰｔＢＴａ系、ＣｏＣｒＰｔＴａＣｕ系、ＣｏＣｒＰｔＴａＺｒ系、ＣｏＣｒＰｔＴａＷ系、ＣｏＣｒＰｔＣｕ系、ＣｏＣｒＰｔＺｒ系、ＣｏＣｒＰｔＢＣｕ系、ＣｏＣｒＰｔＢＺｒ系、ＣｏＮｉＴａ系、ＣｏＮｉＴａＣｒ系、ＣｏＣｒＴａ系などの合金が利用できる。
また、Ａｇ、Ｔｉ、Ｒｕ、Ｃ等の非磁性金属、この非磁性金属の化合物、酸化物（ＳｉＯ2、ＳｉＯ、Ａｌ2Ｏ3等）、窒化物（Ｓｉ3Ｎ4、ＡｌＮ、ＴｉＮ、ＢＮ等）、フッ化物（ＣａＦ等）、炭化物（ＴｉＣ等）などの非磁性母材中に磁性粒子が分散したグラニュラー膜を採用することもできる。
【００１８】
第１および第２磁性膜４ａ、４ｂの厚さは、特に限定されないが、小さすぎれば磁性粒子の体積が少なくなり熱揺らぎ耐性の点で不利となり、大きすぎればこの層の磁化が過大となりノイズ増加を招くおそれがある。
このため、磁性膜４ａの厚さは１〜４０ｎｍ（好ましくは５〜３０ｎｍ）とするのが好適であり、磁性膜４ｂの厚さは１〜２０ｎｍ（好ましくは１〜１０ｎｍ）とするのが好適である。
第１磁性膜４ａの保磁力は、２０００（Ｏｅ）以上（好ましくは３０００（Ｏｅ）以上）とするのが好適である。この保磁力が上記範囲未満であると、この磁性膜４ａの熱揺らぎ耐性が小さくなり、熱揺らぎ耐性向上効果が低下する。第１磁性膜４ａの保磁力は、第２磁性膜４ｂの保磁力よりも大きく設定するのが好ましい。この場合、第１磁性膜４ａは、第２磁性膜４ｂに比べ保磁力が大きい主磁性膜となる。この際、磁性層４全体（磁気記録媒体）の保磁力は主磁性膜の保磁力に等しくなる。
【００１９】
第１および第２磁性膜４ａ、４ｂは、中間膜４ｃを介した反強磁性結合によって、磁気モーメント方向が互いに正対するようにされており、これによって磁性層４は積層フェリ構造となっている。
第１および第２磁性膜４ａ、４ｂは、ｈｃｐ構造をなし、かつ配向面が（１１０）とされている。
【００２０】
中間膜４ｃには、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｒｅ、Ｖのうち少なくとも１種を主成分とする材料を用いるのが好ましい。なかでも特に、Ｒｕを用いるのが好ましい。
中間膜４ｃにＲｕを用いる場合には、中間膜４ｃの厚さを０．６〜１ｎｍ（好ましくは０．７〜０．９ｎｍ）とするのが好適である。
この厚さが上記範囲未満である場合、または上記範囲を越える場合には、２つの磁性膜４ａ、４ｂ間の反強磁性結合が不十分となって熱揺らぎ耐性向上効果が低下する。
また中間膜４ｃに、ＣｒまたはＣｒ合金を用いる場合には、その厚さは、２〜３ｎｍ（好ましくは２．２〜２．８ｎｍ）とするのが好適である。この厚さが上記範囲未満である場合、または上記範囲を越える場合には、磁性膜４ａ、４ｂ間の反強磁性結合が不十分となって熱揺らぎ耐性向上効果が低下する。
【００２１】
保護層５の材料としては、従来公知のものを使用してよく、例えばカーボン、酸化シリコン、窒化シリコン、酸化ジルコニウム等の単一成分またはこれらを主成分とする材料を使用することができる。
保護層５の厚さは、２〜１０ｎｍとするのが好ましい。
【００２２】
潤滑層６は、パーフルオロポリエーテル等のフッ素系潤滑剤などからなるものとすることができる。
【００２３】
上記構成の磁気記録媒体は、磁性層４の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大（好ましくは１．１以上、さらに好ましくは１．２以上）とされている。
この比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが上記範囲未満であると、磁気記録媒体の磁気異方性が不足し、熱揺らぎ耐性、エラーレート、ノイズ特性などの磁気特性が不十分となる。
【００２４】
次に、上記磁気記録媒体を製造する場合を例として、本発明の磁気記録媒体の製造方法の一実施形態を説明する。
図２は、本発明の磁気記録媒体の製造装置の一実施形態を示すものである。
ここに示すスパッタ装置２１は、非磁性基板１上に配向調整層２を形成するためのもので、成膜粒子を放出する放出源であるスパッタリングターゲット２２と、このスパッタリングターゲット２２から放出された成膜粒子の方向を定める方向設定手段である遮蔽板２３とをチャンバ２８内に備えている。
符号２９はスパッタガス等をチャンバ２８内に導入する導入経路であり、符号３０はチャンバ２８内のスパッタガス等をチャンバ２８から導出する導出経路である。
【００２５】
スパッタリングターゲット２２は、上記配向調整層２の構成材料からなるものであり、円板状に形成されている。
遮蔽板２３は、スパッタリングターゲット２２から放出された成膜粒子のうち、目的とする方向以外の方向に放出された成膜粒子を遮ることにより成膜粒子の方向を定めるためのもので、円板状に形成され、ほぼ中央部に、円形の成膜粒子通過口２４が形成されている。
遮蔽板２３は、スパッタリングターゲット２２に対しほぼ平行に、スパッタリングターゲット２２に対して所定の間隔をおいて設置されている。
遮蔽板２３は、その軸線２３ａがスパッタリングターゲット２２の軸線２２ａに対しほぼ一致するように設置されている。
また成膜粒子の入射角度の精度を高めるためには、遮蔽板２３を可能な限り薄く形成するのが好ましい。例えば、外径２．５インチ（６３．５ｍｍ）の非磁性基板１を用いる場合には、遮蔽板２３の厚さは１．５〜５ｍｍ（好ましくは２〜４ｍｍ）とするのが好ましい。
遮蔽板２３には、耐熱性に優れ、不純物発生が少ない材料である金属材料（例えばステンレス、アルミニウム合金）を用いるのが好ましく、特に、付着した成膜粒子を除去する作業が容易であり、しかも安価であることからアルミニウム合金を用いるのが好ましい。
【００２６】
成膜粒子通過口２４の内径は、放出された成膜粒子が非磁性基板１の表面１ａの配向調整層形成領域１ｂに付着する際の成膜粒子の非磁性基板１に対する入射角度αが１０〜７５°となるように設定するのが好ましい。
この入射角度αとは、非磁性基板１に対し垂直な線１ｃに対する角度をいう。
成膜粒子通過口２４の内径は、成膜効率を低下させない範囲で小さくするのが好ましい。例えば、外径２．５インチ（６３．５ｍｍ）の非磁性基板１を用いる場合には、成膜粒子通過口２４の内径は２０ｍｍ以下（好ましくは１５ｍｍ以下、さらに好ましくは７ｍｍ以下）とするのが好ましい。
【００２７】
このスパッタ装置２１を用いて配向調整層２を形成するには、非磁性基板１をチャンバ２８内に搬入し、遮蔽板２３のスパッタリングターゲット２２側に対し反対側（図中左側）に非磁性基板１を配置する。この際、非磁性基板１はスパッタリングターゲット２２、遮蔽板２３に対しほぼ平行に配置する。
【００２８】
次いで、アルゴンなどのスパッタガスを導入経路２９を通してチャンバ２８内に導入するとともに、スパッタリングターゲット２２に給電し、成膜粒子をスパッタ法により放出させる。
この際、スパッタリングターゲット２２の中央部からやや離れた位置の成膜粒子放出箇所２５、２５から放出された成膜粒子のうち、遮蔽板２３中央部に向かったものは、成膜粒子通過口２４を通過し、それ以外のものは遮蔽板２３に遮られる。
【００２９】
図２および図３に示すように、成膜粒子通過口２４を通過した成膜粒子は、ターゲット２２の中央部からやや離れた位置の成膜粒子放出箇所２５から放出され、遮蔽板２３中央部の成膜粒子通過口２４を通過したものであるため（図２を参照）、成膜粒子軌道２６の基板表面１ａへの投影線２７は、ほぼ非磁性基板１の径方向に沿うものとなる（図３を参照）。このため、成膜粒子は基板１の周方向に均一に表面１ａに付着する。
成膜粒子は、入射角度αが好ましくは１０〜７５°となるように、被付着面である表面１ａの環状の配向調整層形成領域１ｂに付着する。
この入射角度αは、１５〜７５°（好ましくは２０〜７５°、さらに好ましくは２５〜５５°）とするのがさらに好適である。
この入射角度αが上記範囲未満である場合には、非磁性下地層３、磁性層４の結晶配向性が悪化し磁気異方性が低下する。また装置構成の点から入射角度αを上記範囲を越える範囲に設定するのは難しい。
また傾斜角度αは、１０°以上、３０°未満となる値とすることができる。また６５°を越え、７５°以下となる値とすることもできる。
【００３０】
入射角度αを上記範囲に設定することによって、図１（ｂ）に示すように、配向調整層２は、柱状微結晶粒２ａが、非磁性基板１に垂直な線２ｂに対して半径方向に傾いた結晶構造を有するものとなる。
【００３１】
配向調整層２には、酸化処理または窒化処理を施すのが好ましい。
酸化処理または窒化処理を行うには、スパッタ装置２１を用いて配向調整層２を形成するに際し、導入経路２９を通してチャンバ２８に導入するスパッタガスとして、酸素または窒素を含むものを用いる方法を採ることができる。
酸素を含むスパッタガスとしては、酸素とアルゴンの混合ガスを用いることができる。窒素を含むスパッタガスとしては、窒素とアルゴンの混合ガスを用いることができる。
混合ガス中の酸素または窒素の含有率は、１〜５０ｖｏｌ％とすることができる。
【００３２】
また本発明では、配向調整層２を形成した後に、その表面を酸素含有ガスまたは窒素含有ガスに接触させる方法によって酸化または窒化処理を行うこともできる。
酸素含有ガスとしては、空気、純酸素、水蒸気を用いることができる。また空気中の酸素含有率を増加させた酸素富化ガスを用いることもできる。
窒素含有ガスとしては、空気、純窒素、窒素富化ガスを用いることができる。
【００３３】
配向調整層２表面を酸素含有ガスまたは窒素含有ガスに接触させる方法の具体例としては、上述のように、スパッタ装置２１内において基板１上に配向調整層２を形成した後、チャンバ２８内に、導入経路２９を通して酸素含有ガスまたは窒素含有ガスを導入する方法を挙げることができる。
酸素含有ガスまたは窒素含有ガス中の酸素または窒素含有率は、１〜１００ｖｏｌ％とすることができる。
導入する酸素、窒素の量や、酸素、窒素への曝露時間を適宜設定することにより、配向調整層２の酸化（または窒化）度合いを調節することができる。例えば、１０-4〜１０-6Ｐａの真空度に対し、１０-3Ｐａ以上の酸素ガス圧の雰囲気に、配向調整層２を０．１〜３０秒間曝すことによって、所定の酸化状態を得ることができる。
酸素含有ガスまたは窒素含有ガスの使用によって、酸化処理または窒素処理を容易な操作で行うことができるようになる。
この酸化処理または窒化処理によって、配向調整層２は少なくとも表面付近が酸化または窒化される。
【００３４】
なお酸化処理または窒化処理を行うには、スパッタガスとして、酸素または窒素を含むものを用いて配向調整層２を形成した後に、その表面を酸素含有ガスまたは窒素含有ガスに接触させる方法を採ることもできる。また配向調整層２の表面を大気にさらす方法を採ることもできる。
【００３５】
非磁性下地層３、磁性層４の形成は、スパッタ法により行うことができる。
非磁性下地層３を形成する際、配向調整層２の影響下で成長する非磁性下地層３は、優れた結晶配向性を有するものとなる。非磁性下地層３は、ｂｃｃ構造をなし、かつ配向面（非磁性下地層３における支配的な結晶配向面）が（２００）となる。
非磁性下地層３が優れた結晶配向性を有するものとなる結果、その上に形成される磁性層４の結晶配向性が向上する。磁性層４の第１および第２磁性膜４ａ、４ｂは、ｈｃｐ構造をなし、かつ配向面（磁性層４における支配的な結晶配向面）が（１１０）となる。
【００３６】
また保護層５は、プラズマＣＶＤ法、スパッタ法などにより形成することができる。
潤滑層６の形成には、パーフルオロポリエーテル等のフッ素系液体潤滑剤などの潤滑剤を保護層５上にディッピング法により塗布する方法を採用することができる。
【００３７】
本実施形態の磁気記録媒体は、非磁性基板１と非磁性下地層３との間に、直上の層の結晶配向性を調整する配向調整層２が形成され、この配向調整層２が、柱状微結晶粒２ａが半径方向に傾いた結晶構造を有するので、非磁性下地層３および磁性層４の結晶配向性を向上させ、磁性層４における周方向の磁気異方性を高めることができる。
磁性膜４において周方向の磁気異方性が高められるため、結晶磁気異方性定数（Ｋｕ）を高めることができることから、熱揺らぎ耐性の向上を図ることができる。
さらには、磁性層４が、第１および第２磁性膜４ａ、４ｂを有し、これらの間に反強磁性結合が形成された構造を有するので、磁性膜４ａ、４ｂ間の反強磁性結合により、見かけ上、磁化の小さい状態が得られる。
このため、ノイズ特性や分解能に悪影響を及ぼすことなく、磁性粒子の体積を十分に大きくすることができ、熱的な安定化を図ることができる。従って、熱揺らぎ耐性をさらに高めることができる。
【００３８】
一般に、２つの磁性膜間の反強磁性結合の強度は、磁性膜間に設けられた中間膜の厚さに大きな影響を受ける。例えば、中間膜にＲｕを用いる場合には、磁性膜間の反強磁性結合強度は、中間膜の厚さが０．８ｎｍ前後であるときに極大値をとり、中間膜の厚さが、この極大値に相当する厚さに比べ、わずかに大きくなるかまたは小さくなると、反強磁性結合強度は大きく低下する。
このため、磁性層に反強磁性結合構造（ＡＦＣ構造）を採用する場合には、磁性層の下に形成される膜の表面凹凸が大きいと、中間膜の厚さが不均一となり、局部的に反強磁性結合強度が低下し、熱揺らぎ耐性が不十分となりやすい。
これに対し、本実施形態の磁気記録媒体では、磁性層４の磁気異方性を向上させることができることから、製造に際してテクスチャ加工が不要となるため、テクスチャ加工の表面凹凸により中間膜４ｃの厚さが不均一となるのを防ぎ、反強磁性結合強度を高め、十分な熱揺らぎ耐性向上効果を得ることができる。
【００３９】
また、配向調整層２の表面平滑性を高めることができることから、媒体の表面平均粗さＲａを小さくし、優れたグライドハイト特性を得ることができる。
またテクスチャ加工が不要となるため、製造が容易となり、製造コスト削減が可能となる。
【００４０】
さらには、磁性層４において周方向の磁気異方性を高めることができるため、孤立再生波半値幅を小さくし、再生出力の分解能を向上させることができる。従って、エラーレートを向上させることができる。
また、磁気異方性を高めることによって、保磁力を向上させ、再生出力を向上させることができる。このため、ＳＮＲなどのノイズ特性の向上が可能となる。
また非磁性下地層３内の結晶粒を微細化し、下地層３の影響下で成長する磁性層４内の磁性粒を微細化、均一化することができるため、ノイズの低減を図ることができる。このため、ノイズ特性をさらに向上させることができる。
【００４１】
配向調整層２を、Ｆｄ３ｍ構造を有する非磁性金属からなるものとする場合には、非磁性下地層３、磁性層４における結晶配向性を向上させ、磁性層４における磁気異方性をさらに高めることができる。
【００４２】
また上記実施形態の製造方法は、スパッタリングターゲット２２から成膜粒子を放出させ、非磁性基板１の表面１ａに付着させることにより配向調整層２を形成するにあたり、成膜粒子の軌道２６の非磁性基板１への投影線２７が、ほぼ非磁性基板１の径方向に沿い、かつ非磁性基板１に対し傾いて入射するように成膜粒子の方向を設定するので、磁性層４における磁気異方性を高めることができる。このため、熱揺らぎ耐性を向上させることができる。
またエラーレート、ノイズ特性などの磁気特性を向上させるとともに、優れたグライドハイト特性を得ることができる。
【００４３】
またテクスチャ加工を行うことなく磁性層４の磁気異方性を向上させることができるため、テクスチャ加工の表面凹凸により媒体の表面粗さが大きくなることによってグライドハイト特性が低下するのを防ぐことができる。
また製造に際しテクスチャ加工が不要となるため、製造が容易となり製造コスト削減が可能となる。
【００４４】
また配向調整層２の表面を酸化処理または窒化処理することによって、非磁性下地層３の配向を（２００）とし、磁性層４の磁気異方性をさらに高め、磁気記録媒体の熱揺らぎ耐性、エラーレート、ノイズ特性などを向上させることができる。
【００４５】
また上記製造方法では、配向調整層２を形成するにあたって、成膜粒子の放出源としてスパッタリングターゲット２２を用いるスパッタ法を採用するので、配向調整層２を容易に形成することができる。
【００４６】
また酸化処理または窒化処理を、酸素または窒素を含むスパッタガスを用いて配向調整層２を形成する方法により行うことによって、配向調整層２の形成と、酸化または窒素処理とを１つの工程で行うことができ、製造工程の簡略化が可能となる。従って、作業を容易にするとともに、製造効率の向上を図ることができる。
【００４７】
また酸化処理または窒化処理を、配向調整層２の表面を酸素含有ガスまたは窒素含有ガスに接触させることにより行う場合には、スパッタ装置２１を用いて非磁性基板１上に配向調整層２を形成した後、得られた媒体基板Ｍ（非磁性基板１上に配向調整層２を形成したもの）をこのスパッタ装置２１から搬出することなく、引き続きこのスパッタ装置２１内において配向調整層２表面の酸化または窒化処理を行うことができる。
従って、製造工程を簡略化し、作業の容易化および製造効率向上を図ることができる。
【００４８】
また上記スパッタ装置２１は、成膜粒子の放出源となるスパッタリングターゲット２２と、放出された成膜粒子の方向を定める遮蔽板２３を備えているので、非磁性基板１に対する成膜粒子の入射方向を、正確に定めることができる。
このため、非磁性下地層３および磁性層４の結晶配向性を向上させ、磁性層４における磁気異方性を確実に高めることができる。
【００４９】
また本発明では、配向調整層をアモルファス構造のＮｉＰ合金（アモルファスＮｉＰ合金）からなるものとすることもできる。
配向調整層をアモルファスＮｉＰ合金からなるものとした磁気記録媒体としては、図１（ａ）に示す構造のものを例示できる。
この図を利用して本発明の磁気記録媒体の第２の実施形態を説明する。
本実施形態の磁気記録媒体では、配向調整層２がＮｉＰ合金からなるものとされ、そのＮｉ含有率は、５０〜９０ａｔ％とするのが好ましい。
アモルファスＮｉＰ合金からなる配向調整層２は、上記製造方法と同様にして形成することができる。
すなわち、アモルファスＮｉＰ合金からなるスパッタリングターゲット２２と遮蔽板２３を有するスパッタ装置２１を用い、スパッタリングターゲット２２からの成膜粒子を、入射角度αが好ましくは１０〜７５°となるように非磁性基板１の表面１ａに付着させる。
【００５０】
配向調整層２を形成するに際しては、上述の方法に従って、酸素または窒素を含むスパッタガスを用いるか、または配向調整層２表面を酸素含有ガスまたは窒素含有ガスに接触させることによって、配向調整層２に酸化処理または窒化処理を施す。これによって、配向調整層２の少なくとも表面が結晶化する可能性がある。
この磁気記録媒体は、磁性層４の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大きくなる（好ましくは１．１以上、さらに好ましくは１．２以上）。
【００５１】
この磁気記録媒体では、上記第１の実施形態の磁気記録媒体と同様に、非磁性下地層３および磁性層４の結晶配向性を向上させ、磁気異方性を高めることができる。
従って、熱揺らぎ耐性、エラーレート、ノイズ特性などの磁気特性を向上させることができる。またグライドハイト特性を向上させることができる。
【００５２】
図４は、本発明の磁気記録媒体の第３の実施形態を示すもので、ここに示す磁気記録媒体は、磁性層１４が、第１磁性膜１４ａ（最上層側）、第２磁性膜１４ｂ、第３磁性膜１４ｃ（最下層側）を有し、第１および第２磁性膜１４ａ、１４ｂ間に第１の中間膜１４ｄが設けられ、第２および第３磁性膜１４ｂ、１４ｃ間に第２の中間膜１４ｅが設けられている点で図１に示すものと異なる。
第１ないし第３の磁性膜１４ａ、１４ｂ、１４ｃには、上述の磁性膜４ａ、４ｂの材料として例示した磁性材料を用いることができる。
第１磁性膜１４ａの保磁力Ｈｃ１は、２０００（Ｏｅ）以上（好ましくは３０００（Ｏｅ）以上）とするのが好適である。保磁力Ｈｃ１が上記範囲未満であると、この磁性膜１４ａの熱揺らぎ耐性が小さくなり、熱揺らぎ耐性向上効果が低下する。第１磁性膜１４ａの保磁力Ｈｃ１は、第２および第３磁性膜１４ｂ、１４ｃの保磁力Ｈｃ２、Ｈｃ３よりも大きく設定するのが好ましい。この場合、第１磁性膜１４ａは保磁力が最も大きい主磁性膜となる。
【００５３】
第１ないし第３磁性膜１４ａ、１４ｂ、１４ｃの厚さは、特に限定されないが、小さすぎれば磁性粒子の体積が少なくなり熱揺らぎ耐性の点で不利となり、大きすぎればこの層の磁化が過大となりノイズ増加を招くおそれがある。
このため、第１磁性膜１４ａの厚さは１〜４０ｎｍ（好ましくは５〜３０ｎｍ）とするのが好適であり、第２および第３磁性膜１４ｂ、１４ｃの厚さは１〜２０ｎｍ（好ましくは１〜１０ｎｍ）とするのが好適である。
第１および第２中間膜１４ｄ、１４ｅの材料および厚さは、上述の中間膜４ｃと同様とすることができる。
【００５４】
本実施形態の磁気記録媒体では、最も保磁力が大きい第１磁性膜１４ａに対し、中間膜１４ｄを介して隣接する第２磁性膜１４ｂの反強磁性結合磁界が、この磁性膜の保磁力よりも大きいことが好ましい。
以下、このことを図５を参照して説明する。
図５は、本実施形態の磁気記録媒体の履歴曲線を示すものである。
この磁気記録媒体では、最上層側の磁性膜（第１磁性膜１４ａ）だけでなく、他の磁性膜（第２および第３磁性膜１４ｂ、１４ｃ）においても個別に磁化反転が起きるため、履歴曲線が複数の段部（磁化反転部）を有するものとなる。
すなわち、図５（ａ）に示すように、外部磁場Ｈを減少させる過程で描かれる曲線が、第２磁性膜１４ｂの磁化反転部Ｒ２（外部磁場Ｈと磁化Ｍがいずれも正である第１象限にあるもの）と、第３磁性膜１４ｃの磁化反転部Ｒ３と、第１磁性膜１４ａの磁化反転部Ｒ１とを有する履歴曲線が得られる。
磁化反転部Ｒ２、Ｒ３、Ｒ１においては、外部磁場Ｈの減少に伴って小さくなる磁化の減少率が急に大きくなっている。図中破線は、これら磁化反転部付近において外部磁場Ｈを増減させて作成した履歴曲線（マイナーループ）の一部を示すものである。
【００５５】
この磁気記録媒体においては、外部磁場Ｈが十分に高い図中領域Ａ1では、３つの磁性膜の磁化方向がすべて正方向となるが、外部磁場Ｈを減少させるに伴い、まず磁化反転部Ｒ２において第２磁性膜１４ｂの磁化方向が反転し、領域Ａ2における第２磁性膜１４ｂの磁化方向が負方向となる。
さらに外部磁場Ｈを減少させると、磁化反転部Ｒ３において第３磁性膜１４ｃの磁化方向が反転し、領域Ａ3における第３磁性膜１４ｃの磁化方向は負方向となる。
さらに外部磁場Ｈを減少させると、磁化反転部Ｒ１において第１磁性膜１４ａの磁化方向が反転し負方向となり、領域Ａ4に至って完全に負方向となる。ここで、磁性層１４全体の保磁力Ｈｃは、最も保磁力が大きい第１磁性膜１４ａの保磁力Ｈｃ1にほぼ等しくなる。なお磁化反転部Ｒ１付近の履歴曲線の微分値の絶対値がピークとなる外部磁場Ｈを保磁力Ｈｃ1とする。
磁化反転部Ｒ２付近の履歴曲線（マイナーループ）ＭＲ２の微分値の絶対値がピークとなる外部磁場をＨｃ2A、Ｈｃ2Bとし、これらＨｃ2A、Ｈｃ2Bの平均値を反強磁性結合磁界Ｈbias2とする。またＨｃ2AとＨbias2との差を第２磁性膜１４ｂの保磁力Ｈｃ2とする。
ここに示す磁気記録媒体では、図５（ｂ）に示すように、第２磁性膜１４ｂの磁化反転部Ｒ２における履歴曲線（マイナーループ）ＭＲ２の中心に相当する外部磁場Ｈである反強磁性結合磁界Ｈbias2は、第２磁性膜の保磁力Ｈｃ2よりも大きい。
このため、高い外部磁場Ｈを加えて３つの磁性膜の磁化方向を全て正方向とした状態から外部磁場Ｈをゼロにすると、第２磁性膜１４ｂでは、上下に隣接する磁性膜１４ａ、１４ｃとの反強磁性結合により、確実に磁化方向が反転し負方向に向くようになる。
このため、反強磁性結合により外部磁場がゼロである状態における再生において、見かけ上、磁性層１４の磁化を、磁性膜１４ａ、１４ｂ、１４ｃの合計磁化から、磁性膜１４ｂの磁化分をマイナスした値とすることができる。これにより、磁性層１４全体の磁化を、見かけ上小さくし、ノイズ特性や分解能を劣化させることなく、熱揺らぎ耐性向上効果を確実に得ることができる。
これに対し、反強磁性結合磁界Ｈbias2が保磁力Ｈｃ2よりも小さい場合には、磁性膜間の反強磁性結合が不十分となり、外部磁場をゼロとした場合でも第２磁性膜１４ｂの磁化方向が反転せず、再生時において、磁性層１４全体の磁化が増加することになり、ノイズ特性や分解能に悪影響が及ぶ可能性がある。さらに、磁性膜間の反強磁性結合が不十分となるため、磁性粒子の実効体積増加の効果が弱くなることから、熱揺らぎ耐性を高める効果が低下するおそれがある。
【００５６】
本実施形態の磁気記録媒体では、磁性層１４が、第１ないし第３の磁性膜１４ａ、１４ｂ、１４ｃと、これらの間に設けられた第１および第２の中間膜１４ｄ、１４ｅとを有するので、磁性膜数が２である第１の実施形態の磁気記録媒体（図１）に比べ、磁性層１４全体の磁性粒子の実効体積を低下させることなく、磁性膜１４ａの厚さを小さく設定できる。このため、熱揺らぎ耐性を向上させ、かつ磁性膜１４ａ内の磁化方向の乱れを最小限に抑え、記録再生におけるノイズ特性や分解能を向上させることができる。
なおこの実施形態の磁気記録媒体では、磁性膜とこれに隣接する中間膜とからなる積層構造を２つ有する（磁性膜１４ｂと中間膜１４ｄからなる第１の積層構造と、磁性膜１４ｃと中間膜１４ｅからなる第２の積層構造を有する）が、本発明において、磁性層は、磁性膜と、これに隣接する中間膜とからなる積層構造を３以上有する構成とすることもできる。
この場合には、磁性膜の磁性粒子の実効体積をさらに大きくできるため、熱揺らぎ耐性を向上させることができる。
【００５７】
図６は、本発明の磁気記録媒体の第４の実施形態を示すもので、ここに示す磁気記録媒体では、非磁性下地層３と磁性層１４との間に、非磁性中間層１５が設けられている。
非磁性中間層１５には、ｈｃｐ構造を有する非磁性材料を用いるのが好ましい。非磁性中間層１５には、ＣｏＣｒ系合金を用いるのが好ましい。またＣｏＣｒにＰｔ、Ｔａ、ＺｒＮｂ、Ｃｕ、Ｒｅ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｏ、Ｎ、およびＢのうち１種以上を添加した合金を用いることもできる。
非磁性中間層１５の厚さは、磁性層１４における磁性粒子の粗大化を防ぐため、２０ｎｍ以下（好ましくは１０ｎｍ以下）とするのが好ましい。
本実施形態の磁気記録媒体では、非磁性中間層１５を設けることによって、磁性層１４の配向性を高め、熱揺らぎ耐性をさらに向上させることができる。
【００５８】
図７は、本発明の磁気記録媒体の第５の実施形態を示すもので、ここに示す磁気記録媒体では、配向調整層２と非磁性下地層３との間に、第２下地層１６が設けられている。この第２下地層１６には、ＣｒまたはＣｒ合金を用いることができる。
この磁気記録媒体では、非磁性下地層３および磁性層１４における結晶配向性を向上させ、磁性層１４における磁気異方性をさらに高めることができる。
【００５９】
図８は、本発明の磁気記録媒体の第６の実施形態を示すもので、ここに示す磁気記録媒体では、非磁性基板１と配向調整層２との間に、配向性向上層１７が設けられている。
配向性向上層１７は、配向調整層２の配向性を調整するとともに、配向調整層２の基板側からの剥離を防ぐためのもので、材料としては、例えばＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｒｅ、Ｚｒ、Ｗ、Ｔｉのうち１種以上を主成分とする合金を使用することができ、なかでも特に、ＣｒＭｏ系、ＣｒＴｉ系、ＣｒＶ系、ＣｒＷ系などの合金や、Ｃｒの使用が好適である。
またＢ２構造またはアモルファス構造をなす材料を用いることもできる。
Ｂ２構造をなす材料としては、ＮｉＡｌ系（Ｎｉ５０Ａｌなど）、ＣｏＡｌ系（Ｃｏ５０Ａｌなど）、ＦｅＡｌ系（Ｆｅ５０Ａｌ）などの合金を挙げることができる。
アモルファス構造をなす材料としては、ＣｕＺｒ系、ＴｉＣｕ系、ＮｂＮｉ系、ＮｉＰ系などの合金を用いることができる。
配向性向上層１７の材料の好ましい具体例としては、ＮｉＡｌ、ＦｅＡｌ、ＣｏＡｌ、ＣｏＺｒ、ＣｏＣｒＺｒ、およびＣｏＣｒＣのうちいずれかを主成分とするものを挙げることができる。
配向性向上層１７の厚さは、２００ｎｍ以下、例えば５〜２００ｎｍとするのが好ましい。この厚さが２００ｎｍを越えると磁性層１４の磁気異方性を高める効果が低下する。
【００６０】
本実施形態の磁気記録媒体では、配向性向上層１７を設けることによって、配向調整層２の初期成長時の配向性の乱れを防ぎ、非磁性下地層３および磁性層１４の結晶配向性を向上させ、磁性層１４の磁気異方性をさらに高めることができる。従って、熱揺らぎ耐性をさらに高めることができる。
また非磁性基板１から配向調整層２が剥離するのを防ぐことができる。
【００６１】
また、本発明では、以下に例示するように、配向調整層を複数設けることもできる。
図９は、本発明の磁気記録媒体の第７の実施形態を示すもので、ここに示す磁気記録媒体は、配向調整層２に代えて、第１および第２の配向調整層２ｃ、２ｄが設けられている点で図４に示す磁気記録媒体と異なる。
配向調整層２ｃ、２ｄに用いる材料やこれらの厚さは、図１に示す磁気記録媒体の配向調整層２と同様とすることができる。なお配向調整層の数は３以上とすることもできる。
【００６２】
また本発明の磁気記録媒体では、以下に例示するように、非磁性下地層を設けず、配向調整層上に直接、磁性層を形成した構成とすることもできる。この場合には、非磁性下地層を設けないこと以外は本明細書中に記載した構成とすることができる。
図１０は、本発明の磁気記録媒体の第８の実施形態を示すもので、ここに示す磁気記録媒体は、非磁性下地層３が形成されていない点で図４に示す磁気記録媒体と異なる。
この磁気記録媒体では、非磁性基板１と磁性層１４との間に配向調整層２が形成され、この配向調整層２が、柱状微結晶粒２ａが半径方向に傾いた結晶構造を有するので、磁性層１４の結晶配向性を向上させ、磁性層１４における周方向の磁気異方性を高め、熱揺らぎ耐性の向上を図ることができる。
また本発明では、磁性層を、単一材料からなる単層構造とすることもできる。この場合、磁性層には上記磁性膜４ａ、４ｂに用いることができる材料を用いることができる。
【００６３】
図１１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、上記構成の磁気記録媒体７と、磁気記録媒体７を回転駆動させる媒体駆動部８と、磁気記録媒体７に情報を記録再生する磁気ヘッド９と、ヘッド駆動部１０と、記録再生信号処理系１１とを備えている。記録再生信号処理系１１は、入力されたデータを処理して記録信号を磁気ヘッド９に送ったり、磁気ヘッド９からの再生信号を処理してデータを出力することができるようになっている。
【００６４】
この磁気記録再生装置にあっては、磁気記録媒体の磁気異方性を高めることができるため、熱揺らぎ耐性の向上を図り、熱揺らぎ現象に起因するデータ消失などのトラブルを未然に防ぐことができる。
またエラーレート、ノイズ特性などの磁気特性を向上させるとともに、優れたグライドハイト特性を得ることができる。従って、高記録密度化を図ることができる。
【００６５】
図１２は、本発明の磁気記録媒体の製造装置の他の実施形態を示すもので、ここに示すスパッタ装置３１は、成膜粒子の放出源であるスパッタリングターゲット３２が環状に形成され、遮蔽板３３が、環状の外側遮蔽板３３ａと外側遮蔽板３３ａの開口部内に配設された円板状の内側遮蔽板３３ｂとから構成されている点で図２に示すスパッタ装置２１と異なる。
【００６６】
遮蔽板３３は、内側遮蔽板３３ｂの外径が外側遮蔽板３３ａの内径よりも小さくなるように形成され、外側遮蔽板３３ａの内周縁と内側遮蔽板３３ｂの外周縁との間に、成膜粒子が通過する成膜粒子通過スリット３４が形成されている。
外側遮蔽板３３ａの内径と内側遮蔽板３３ｂの外径は、放出された成膜粒子が非磁性基板１に付着する際に、成膜粒子が非磁性基板１に対し傾いて入射するように（好ましくは入射角度α’が１０〜７５°となるように）設定されている。
【００６７】
このスパッタ装置３１を用いて配向調整層２を形成する際には、スパッタリングターゲット３２から放出されて成膜粒子通過スリット３４を通過した成膜粒子が、非磁性基板１に対する入射角度α’が好ましくは１０〜７５°となるように非磁性基板１の表面１ａに付着する。
【００６８】
また本発明では、非磁性下地層３、磁性層４を形成する際においても、スパッタ装置２１、３１を用いて、成膜粒子軌道の被付着面への投影線が、ほぼ非磁性基板の径方向に沿い、かつ非磁性基板に対し傾いて入射するように（好ましくは入射角度が１０〜７５°となるように）成膜粒子の方向を設定することもできる。
この方法によれば、磁性層４の磁気異方性をさらに高めることができる。
【００６９】
また本発明では、配向調整層を形成する方法として、スパッタ法のほかに、真空蒸着法、ガス中スパッタ法、ガスフロースパッタ法、イオンビーム法などの物理蒸着法を用いることができる。
また上記実施形態では、磁気異方性の指標として、磁性層全体の保磁力Ｈｃに関して、周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒを用いたが、本発明はこれに限らず、磁性層を構成する各磁性膜の保磁力（例えば第２磁性膜１４ｂの保磁力Ｈｃ2）に関して、周方向の保磁力と径方向の保磁力との比を磁気異方性の指標として用いることもできる。
【００７０】
【実施例】
以下、具体例を挙げて本発明を詳細に説明する。
（試験例１）
ＤＣマグネトロンスパッタ装置（アネルバ社製３０１０）を用いたスパッタ法によって、非磁性基板（アモルファスガラス、直径６５ｍｍ、厚さ０．６３５ｍｍ）上に、５０Ｎｉ５０Ａｌ（５０ａｔ％Ｎｉ−５０ａｔ％Ａｌ）からなる配向性向上層、９４Ｃｒ６Ｍｏ（９４ａｔ％Ｃｒ−６ａｔ％Ｍｏ）からなる非磁性下地層（厚さ１０ｎｍ）、６０Ｃｏ４０Ｃｒ（６０ａｔ％Ｃｏ−４０ａｔ％Ｃｒ）からなる非磁性中間層（厚さ２ｎｍ）、６４Ｃｏ２２Ｃｒ１０Ｐｔ４Ｂ（６４ａｔ％Ｃｏ−２２ａｔ％Ｃｒ−１０ａｔ％Ｐｔ−４ａｔ％Ｂ）からなる磁性層（厚さ１８ｎｍ）、カーボンからなる保護層（厚さ６ｎｍ）を形成した。次いで、ディッピング法によりパーフルオロエーテルからなる潤滑層を形成した。
成膜の際には、スパッタ装置のチャンバ内を真空到達度２×１０-6Ｐａとなるまで減圧した。また非磁性基板１は２００℃に加熱した。スパッタガスとしてはアルゴンを用いた。
【００７１】
（試験例２）
磁性層を、６４Ｃｏ２２Ｃｒ１０Ｐｔ４Ｂからなる第１磁性膜（厚さ１８ｎｍ）と、８４Ｃｏ１２Ｃｒ４Ｔａからなる第２および第３磁性膜（厚さ２．５ｎｍ）と、これら磁性膜間に設けられたＲｕからなる第１および第２中間膜（厚さ０．８ｎｍ）とを有する構造として磁気記録媒体を作製した。その他の条件は試験例１に準じた。
【００７２】
（試験例３）
ＮｉＡｌからなる配向性向上層を設けず、非磁性基板と非磁性下地層との間にＣｒからなる第２下地層（厚さ１０ｎｍ）を設けて磁気記録媒体を作製した。その他の条件は試験例１に準じた。
【００７３】
（試験例４）
７０Ｃｒ３０Ｎｂからなる配向調整層（厚さ２０ｎｍ）を形成して磁気記録媒体を作製した。
配向調整層を形成する際には、図２に示すスパッタ装置２１を用い、成膜粒子の軌道２６の非磁性基板１への投影線２７が、ほぼ非磁性基板１の径方向に沿い、かつ非磁性基板１に対する入射角度が１０〜７５°となるように成膜粒子の方向を設定した。また配向調整層の形成にあたっては、スパッタガスとして、２５ｖｏｌ％の窒素をアルゴンに添加した混合ガスを用いた。その他の条件は試験例３に準じた。
【００７４】
（試験例５〜７）
図７に示す磁気記録媒体を次のようにして作製した。
ＤＣマグネトロンスパッタ装置（アネルバ社製３０１０）を用いたスパッタ法によって、非磁性基板１（アモルファスガラス、直径６５ｍｍ、厚さ０．６３５ｍｍ）上に、７０Ｃｒ３０Ｎｂからなる配向調整層２（厚さ２０ｎｍ）、Ｃｒからなる第２下地層１６（厚さ１０ｎｍ）、９４Ｃｒ６Ｍｏからなる非磁性下地層３（厚さ１０ｎｍ）、６０Ｃｏ４０Ｃｒからなる非磁性中間層１５（厚さ２ｎｍ）、磁性層１４、カーボンからなる保護層５（厚さ６ｎｍ）を形成した。次いで、ディッピング法によりパーフルオロエーテルからなる潤滑層６を形成した。
磁性層１４は、第１ないし第３磁性膜１４ａ、１４ｂ、１４ｃ（厚さはそれぞれ１８ｎｍ、２．５ｎｍ、２．５ｎｍ）と、これら磁性膜間に設けられた第１および第２中間膜１４ｄ、１４ｅ（厚さ０．８ｎｍ）とを有する構造とした。
第１磁性膜１４ａには６４Ｃｏ２２Ｃｒ１０Ｐｔ４Ｂを用い、第２および第３磁性膜１４ｂ、１４ｃには８４Ｃｏ１２Ｃｒ４Ｔａを用い、中間膜１４ｄ、１４ｅにはＲｕを用いた。
配向調整層２を形成する際には、図２に示すスパッタ装置２１を用い、成膜粒子の軌道２６の非磁性基板１への投影線２７が、ほぼ非磁性基板１の径方向に沿い、かつ非磁性基板１に対する入射角度が１０〜７５°となるように成膜粒子の方向を設定した。また配向調整層２の形成にあたっては、スパッタガスとして、２５ｖｏｌ％の窒素をアルゴンに添加した混合ガスを用いた。その他の条件は試験例４に準じた。
【００７５】
（試験例８）
磁性層４を、第１および第２磁性膜４ａ、４ｂ（厚さはそれぞれ１８ｎｍ、２．５ｎｍ）と、これらの間に介在する中間膜４ｃ（厚さ０．８ｎｍ）とを有する構成として磁気記録媒体を作製した。
第１磁性膜４ａには６４Ｃｏ２２Ｃｒ１０Ｐｔ４Ｂを用い、第２磁性膜４ｂには８４Ｃｏ１２Ｃｒ４Ｔａを用い、中間膜４ｃにはＲｕを用いた。その他の条件は試験例５〜７に準じた。
【００７６】
（試験例９〜１３）
図６に示す磁気記録媒体を次のようにして作製した。
非磁性基板１（結晶化ガラス、直径６５ｍｍ、厚さ０．６３５ｍｍ）上に、７０Ｃｒ３０Ｎｂからなる配向調整層２（厚さ２０ｎｍ）、８５Ｃｒ１５Ｍｏからなる非磁性下地層３（厚さ１０ｎｍ）、６０Ｃｏ４０Ｃｒからなる非磁性中間層１５（厚さ２ｎｍ）、磁性層１４、カーボンからなる保護層５（厚さ６ｎｍ）、潤滑層６を形成した。
配向調整層２を形成する際には、図２に示すスパッタ装置２１を用い、成膜粒子の軌道２６の非磁性基板１への投影線２７が、ほぼ非磁性基板１の径方向に沿い、かつ非磁性基板１に対する入射角度が１０〜７５°となるように成膜粒子の方向を設定した。また配向調整層２の形成にあたっては、スパッタガスとして、２５ｖｏｌ％の窒素をアルゴンに添加した混合ガスを用いた。その他の条件は試験例５〜７に準じた。
【００７７】
試験例１〜１３の磁気記録媒体の静磁気特性を、振動式磁気特性測定装置（ＶＳＭ）を用いて測定した。磁性層全体の周方向の保磁力Ｈｃｃと半径方向の保磁力Ｈｃｒの比（Ｈｃｃ／Ｈｃｒ）を測定し磁気異方性の指標とした。
また、試験例９〜１３については、履歴曲線（図５を参照）を作成し、これを用いて第２磁性膜１４ｂの保磁力Ｈｃ2および反強磁性結合磁界Ｈbias2を求めた。
また電磁変換特性を、Ｇｕｚｉｋ社製リードライトアナライザＲＷＡ１６３２、およびスピンスタンドＳ１７０１ＭＰを用いて測定した。電磁変換特性の評価には、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、記録条件を線記録密度６００ｋＦＣＩとして測定を行った。
熱揺らぎ耐性（熱減磁）については、スピンスタンドＳ１７０１ＭＰを用い、７０℃において記録密度３００ｋＦＣＩでの出力減少を測定した。
またＸ線回折測定装置を用いて、θ／２θ法により磁気記録媒体の非磁性下地層と磁性層の支配的な結晶配向面を特定した。
製造条件および試験結果を表１ないし表４に示す。
【００７８】
（試験例１４）
非磁性基板１上に、ＮｉＡｌからなる配向性向上層１７、９４Ｃｒ６Ｍｏからなる非磁性下地層３、６０Ｃｏ４０Ｃｒからなる非磁性中間層１５、磁性層１４、カーボンからなる保護層５、潤滑層６を形成して磁気記録媒体を作製した。その他の条件は試験例９〜１３に準じた。
【００７９】
（試験例１５）
ＮｉＰからなる配向性向上層１７を設け、この配向性向上層１７表面に周方向に沿うテクスチャ加工を施し、その上にＣｒからなる第２下地層１６、６０Ｃｏ４０Ｃｒからなる非磁性中間層１５、磁性層１４、カーボンからなる保護層５、潤滑層６を形成して磁気記録媒体を作製した。その他の条件は試験例１４に準じた。
【００８０】
（試験例１６）
図８に示す磁気記録媒体を次のようにして作製した。
非磁性基板１上にＣｏ３０Ｃｒ１０Ｚｒからなる配向性向上層１７を設け、その上にＣｒ２５Ｖからなる配向調整層２、Ｃｒからなる第２下地層１６、９４Ｃｒ６Ｍｏからなる非磁性下地層３、６０Ｃｏ４０Ｃｒからなる非磁性中間層１５、磁性層１４、カーボンからなる保護層５、潤滑層６を形成して磁気記録媒体を作製した。
配向調整層２を形成する際には、図２に示すスパッタ装置２１を用い、成膜粒子の軌道２６の非磁性基板１への投影線２７が、ほぼ非磁性基板１の径方向に沿い、かつ非磁性基板１に対する入射角度が１０〜７５°となるように成膜粒子の方向を設定した。また配向調整層２の形成にあたっては、スパッタガスとして、２５ｖｏｌ％の窒素をアルゴンに添加した混合ガスを用いた。その他の条件は試験例１４に準じた。
【００８１】
（試験例１７）
基板１としてアルミニウム合金からなるものの表面にＮｉＰメッキ層を形成したものを用い、この基板１上にＣｒからなる第２下地層１６、９４Ｃｒ６Ｍｏからなる非磁性下地層３、６０Ｃｏ４０Ｃｒからなる非磁性中間層１５、磁性層１４、カーボンからなる保護層５、潤滑層６を形成して磁気記録媒体を作製した。その他の条件は試験例１４に準じた。
【００８２】
（試験例１８）
基板１表面に周方向に沿うテクスチャ加工を施すこと以外は試験例１７と同様にして磁気記録媒体を作製した。
【００８３】
（試験例１９）
基板１としてアルミニウムからなるものを用いること以外は試験例１６と同様にして磁気記録媒体を作製した。
【００８４】
（試験例２０）
磁性層を、６４Ｃｏ２２Ｃｒ１０Ｐｔ４Ｂからなるもの（厚さ１８ｎｍ）とすること以外は試験例１８と同様にして磁気記録媒体を作製した。
【００８５】
試験例１４〜２０の磁気記録媒体の静磁気特性を、振動式磁気特性測定装置（ＶＳＭ）を用いて測定した。また磁性層全体の周方向の保磁力Ｈｃｃと半径方向の保磁力Ｈｃｒの比（Ｈｃｃ／Ｈｃｒ）を測定し磁気異方性の指標とした。
また電磁変換特性を、Ｇｕｚｉｋ社製リードライトアナライザＲＷＡ１６３２、およびスピンスタンドＳ１７０１ＭＰを用いて測定した。電磁変換特性の評価には、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、記録条件を線記録密度６００ｋＦＣＩとして測定を行った。
この際、１記録トラックを５１２セクターに分割し、これらを１２８セクターごとに４つの領域に分け、領域ごとに電磁変換特性を評価し、記録トラック内での再生出力信号（LFTAA）およびＳＮＲのばらつきを調べた。電磁変換特性の評価は、半径２０ｍｍの位置および半径３０ｍｍの位置において行った。
製造条件および試験結果を表５および表６に示す。
【００８６】
（試験例２１）
非磁性基板１（結晶化ガラス、直径６５ｍｍ、厚さ０．６３５ｍｍ）上に、４５Ｎｉ５５Ｎｂからなる配向調整層２（厚さ２０ｎｍ）、Ｃｒからなる第２下地層１６（厚さ１０ｎｍ）、８０Ｃｒ２０Ｖからなる非磁性下地層３（厚さ１０ｎｍ）、６０Ｃｏ４０Ｃｒからなる非磁性中間層１５（厚さ２ｎｍ）、６６Ｃｏ２１Ｃｒ９Ｐｔ４Ｂからなる磁性層（厚さ１７ｎｍ）、カーボンからなる保護層５（厚さ６ｎｍ）、潤滑層６を形成して磁気記録媒体を作製した。
配向調整層２を形成する際には、図２に示すスパッタ装置２１を用い、成膜粒子の軌道２６の非磁性基板１への投影線２７が、ほぼ非磁性基板１の径方向に沿い、かつ非磁性基板１に対する入射角度が１０〜７５°となるように成膜粒子の方向を設定した。また配向調整層２の形成にあたっては、スパッタガスとして、１５ｖｏｌ％の窒素をアルゴンに添加した混合ガスを用いた。
【００８７】
（試験例２２〜２７）
８３Ｃｏ１４Ｃｒ３Ｔａからなる下層側磁性膜（厚さ２ｎｍ）と、Ｒｕからなる中間膜（厚さ０．８ｎｍ）とからなる積層構造を１〜６回積層し、その上に６６Ｃｏ２１Ｃｒ９Ｐｔ４Ｂからなる最上層側磁性膜（厚さ１７ｎｍ）を設けた構成の磁性層を用いること以外は試験例２１と同様にして磁気記録媒体を作製した。
【００８８】
（試験例２８〜３６）
図７に示す磁気記録媒体を次のようにして作製した。
配向調整層２を、表７に示す材料からなるものとし、非磁性下地層３を９４Ｃｒ６Ｍｏからなるものとして磁気記録媒体を作製した。
磁性層は、８３Ｃｏ１４Ｃｒ３Ｔａからなる磁性膜（第２および第３磁性膜１４ｂ、１４ｃ）と、表７に示す材料からなる中間膜（中間膜１４ｄ、１４ｅ）とからなる積層構造を２回積層し、その上に６６Ｃｏ２１Ｃｒ９Ｐｔ４Ｂからなる磁性膜（第１磁性膜１４ａ）（厚さ１７ｎｍ）を設けた構成とした。その他の条件は試験例２１に準じた。
【００８９】
（試験例３７〜５８）
配向性向上層１７、配向調整層２の材料および厚さを表８に示すとおりとし、配向調整層２の表面に、表８に記載の方法により酸化または窒化処理を施して磁気記録媒体を作製した。
非磁性下地層３は、８０Ｃｒ２０Ｗからなるもの（厚さ５ｎｍ）とし、非磁性中間層１５は６３Ｃｏ３７Ｃｒからなるもの（厚さ２ｎｍ）とした。
磁性層は、７３Ｃｏ１８Ｃｒ６Ｐｔ３Ｔａからなる第３磁性膜１４ｃ（厚さ２ｎｍ）、Ｒｕからなる第２中間膜１４ｅ（厚さ０．８ｎｍ）、８４Ｃｏ１２Ｃｒ４Ｔａからなる第２磁性膜１４ｂ（厚さ２．５ｎｍ）、Ｒｕからなる第１中間膜１４ｄ（厚さ０．８ｎｍ）、６４Ｃｏ２２Ｃｒ１０Ｐｔ４Ｂからなる第１磁性膜１４ａ（厚さ１８ｎｍ）を順次積層した構成とした。その他の条件は試験例２１に準じた。
なお、表中、酸化・窒化処理欄には、酸化処理または窒化処理の方法を示した。例えば、２０ｖｏｌ％Ｎ2／Ａｒは、スパッタガスとして、窒素含有率が２０ｖｏｌ％であり残部がＡｒであるものを用いたことを示し、Ｏ2ガス曝露とは、配向調整層２を酸素ガス（純酸素）にさらす処理を行ったことを示す。
【００９０】
試験例２１〜５８の磁気記録媒体の静磁気特性および電磁変換特性を測定した。製造条件および試験結果を表７および表８に示す。
【００９１】
上記各試験例の磁気記録媒体において、配向調整層２を形成する際に、スパッタ装置２１を用い、成膜粒子の軌道２６の投影線２７が非磁性基板１の径方向に沿い、かつ非磁性基板１に対する入射角度が１０〜７５°となるように成膜粒子の方向を設定したものについて、断面をＴＥＭにより観察した結果、配向調整層２は、柱状微結晶粒２ａが半径方向に１０〜７５°傾いた結晶構造を有するものとなったことが明らかになった。
【００９２】
【表１】

Figure 0003866102
【００９３】
【表２】
Figure 0003866102
【００９４】
【表３】
Figure 0003866102
【００９５】
【表４】
Figure 0003866102
【００９６】
【表５】
Figure 0003866102
【００９７】
【表６】
Figure 0003866102
【００９８】
【表７】
Figure 0003866102
【００９９】
【表８】
Figure 0003866102
【０１００】
表１および表２より、配向調整層を設けず、ＡＦＣ構造も採用しない試験例１に比べ、配向調整層２により磁性層に磁気異方性を付与した試験例４、およびＡＦＣ構造を採用した試験例２では、熱揺らぎ耐性を高めることができたものの、配向調整層２とＡＦＣ構造とを採用した試験例５〜８では、これら試験例２、４に比べ、顕著な熱揺らぎ耐性向上効果が得られたことがわかる。
なかでも特に、３つの磁性膜と２つの中間膜からなる磁性層を有する試験例５〜７では、優れた熱揺らぎ耐性が得られたことがわかる。
また、中間膜４ｄ、４ｅの厚さを０．８ｎｍとした試験例５では、この厚さを０．５ｎｍまたは１．４ｎｍとした試験例６、７に比べ、熱揺らぎ耐性に優れたものとなったことがわかる。
表３および表４より、第２磁性膜１４ｂの反強磁性結合磁界Ｈbias2が保磁力Ｈｃ2よりも大きい試験例９〜１２では、Ｈbias2がＨｃ2以下である試験例１３に比べ、ノイズ特性およびＰＷ５０について優れた結果が得られたことがわかる。
表５および表６より、テクスチャ加工を行う試験例１５、１８、２０では、磁気異方性を高めることができるものの、磁気特性の周方向のばらつきが大きいことがわかる。
このばらつきは、ＮｉＰ膜（配向性向上層）の表面凹凸により中間膜の厚さが不均一となることにより磁性膜間の反強磁性結合が局部的に不十分となることに起因すると考えることができる。
またテクスチャ加工を行わない試験例１４、１７では、磁気異方性が低く、出力、ノイズ特性の点で劣ることがわかる。
これに対し、配向調整層２を設ける試験例１６、１９では、テクスチャ加工を行わないにも拘わらず、磁気異方性を高めることができ、出力、ノイズ特性とも優れた値が得られ、しかも磁気特性の周方向のばらつきを抑えることができたことがわかる。
表７に示すように、試験例２２〜２７より、積層構造数を多くすることによって、優れた熱揺らぎ耐性を得ることができたことがわかる。
また試験例２８〜３６より、中間膜の材料として、Ｒｕのほかに、Ｃｒ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｒｅ、Ｖを用いる場合にも、熱揺らぎ耐性向上効果を得ることができたことがわかる。
表８に示すように、試験例３７〜４３より、配向調整層２の材料として、各種Ｃｒ合金（ＣｒＴｉ、ＣｒＭｏなど）を用いた場合にも熱揺らぎ耐性向上効果を得ることができたことがわかる。
また試験例４４〜５１より、配向調整層２の材料として、Ｖなどの単体元素を用いた場合にも熱揺らぎ耐性向上効果を得ることができたことがわかる。
また試験例５２〜５７より、、配向調整層２の材料として、ＢｅＮｂなどのＮｂ合金や、ＶＴａなどのＴａ合金を用いた場合にも熱揺らぎ耐性向上効果を得ることができたことがわかる。
また配向調整層２に酸化・窒化処理を施すことによって、熱揺らぎ耐性などの磁気特性を高めることができたことがわかる。
また配向性向上層１７を設けることによって、磁気異方性が高められ、優れた熱揺らぎ耐性を得ることができたことがわかる。
【０１０１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の磁気記録媒体は、配向調整層が、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有するので、非磁性下地層および磁性層の結晶配向性を向上させ、磁性層における周方向の磁気異方性を高めることができる。
このため、結晶磁気異方性定数（Ｋｕ）を高め、熱揺らぎ耐性の向上を図ることができる。
さらには、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これらの間に反強磁性結合が形成された構造を有するので、磁性膜間の反強磁性結合により、最も保磁力の高い主磁性膜以外の磁性膜の磁化について、見かけ上磁化のない状態、または主磁性膜の磁化が、これ以外の磁性膜の磁化に相当する磁化の分、見かけ上小さくなった状態が得られる。
このため、ノイズ特性や分解能に悪影響を及ぼすことなく、磁性粒子の体積を十分に大きくすることができ、熱安定化を図り、熱揺らぎ耐性をさらに向上させることができる。
一般に、２つの磁性膜間の反強磁性結合の強度は、磁性膜間に設けられた中間膜の厚さに大きな影響を受けるため、磁性層の下に形成される膜の表面凹凸が大きいと、中間膜の厚さが不均一となり、局部的に反強磁性結合強度が低下し、熱揺らぎ耐性が不十分となりやすい。
これに対し、本発明の磁気記録媒体では、配向調整層が、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を採用することにより、磁性層における周方向の磁気異方性を高めることができることから、製造に際してテクスチャ加工が不要となるため、配向調整層の表面平滑性を高くすることができる。
従って、配向調整層の表面凹凸により中間膜の厚さが不均一となるのを防ぎ、反強磁性結合強度を高め、十分な熱揺らぎ耐性向上効果を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 （ａ）本発明の磁気記録媒体の第１の実施形態を示す一部断面図である。（ｂ）（ａ）に示す磁気記録媒体の断面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真に基づいて作成した要部拡大図である。
【図２】 本発明の磁気記録媒体の製造装置の一実施形態を示す概略構成図である。
【図３】 本発明の磁気記録媒体の製造方法の一実施形態を説明する説明図である。
【図４】 本発明の磁気記録媒体の第３の実施形態を示す一部断面図である。
【図５】 図４に示す磁気記録媒体の履歴曲線を示すグラフである。
【図６】 本発明の磁気記録媒体の第４の実施形態を示す一部断面図である。
【図７】 本発明の磁気記録媒体の第５の実施形態を示す一部断面図である。
【図８】 本発明の磁気記録媒体の第６の実施形態を示す一部断面図である。
【図９】 本発明の磁気記録媒体の第７の実施形態を示す一部断面図である。
【図１０】 本発明の磁気記録媒体の第８の実施形態を示す一部断面図である。
【図１１】 本発明の磁気記録再生装置の一実施形態を示す一部断面図である。
【図１２】 本発明の磁気記録媒体の製造装置の他の実施形態を示す概略構成図である。
【符号の説明】
１・・・非磁性基板、１ａ・・・非磁性基板表面（被付着面）、２、２ｃ、２ｄ・・・配向調整層、２ａ・・・柱状微結晶粒、３・・・非磁性下地層、４、１４・・・磁性層、４ａ、４ｂ、１４ｂ、１４ｃ・・・磁性膜、４ｃ、１４ｄ、１４ｅ・・・中間膜、７・・・磁気記録媒体、９・・・磁気ヘッド、１４ａ・・・第１磁性膜（主磁性膜）、２２・・・スパッタリングターゲット（放出源）、２３・・・遮蔽板（方向設定手段）、２６・・・成膜粒子の軌道、２７・・・投影線、α、α'・・・入射角度、α１・・・柱状微結晶粒の傾斜角度[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnetic recording medium used in a computer peripheral device, a magnetic disk device used for image / audio recording, a manufacturing method thereof, a manufacturing apparatus, and a magnetic recording / reproducing apparatus using the magnetic recording medium. .
[0002]
[Prior art]
As the recording density of magnetic recording media increases, it has been proposed to reduce noise and improve resolution by reducing the size of magnetic particles in the magnetic layer, magnetic isolation, and reducing the thickness of the magnetic layer.
However, when the magnetic particles are miniaturized, magnetically isolated, or the magnetic layer is thinned, there is a problem that the resistance to thermal fluctuation tends to decrease because the magnetic particles become small. Thermal fluctuation refers to a phenomenon in which recorded bits become unstable and the recorded data is lost. In a magnetic recording / reproducing apparatus, it appears as a decay of the reproduced output of recorded data over time.
Conventionally, as a substrate for a magnetic recording medium, a nonmagnetic metal substrate made of an aluminum alloy or the like is often used. A non-magnetic metal substrate is usually used by providing a hard film made of NiP or the like to harden the surface and textured on the surface.
Texture processing is a process to form irregularities along a predetermined direction (usually in the circumferential direction) on the substrate surface. By texture processing, the crystal orientation of the underlayer and magnetic layer formed on the substrate is improved. Therefore, the magnetic anisotropy of the magnetic layer can be increased and the magnetic characteristics such as thermal fluctuation resistance can be improved.
[0003]
By the way, in recent years, as a substrate for a magnetic recording medium, a non-metallic substrate made of glass, ceramics or the like has been frequently used instead of a metallic substrate made of aluminum or the like. A non-metallic substrate is advantageous in terms of glide height characteristics because it has high hardness and is unlikely to cause head slap and has high surface smoothness.
However, non-metallic substrates such as glass substrates are difficult to texture, and there is a problem that the magnetic layer has insufficient magnetic anisotropy and resistance to thermal fluctuation tends to be low.
For this reason, it has been proposed to form a hard film that can be easily textured on a non-metallic substrate made of glass, ceramics, or the like.
For example, Japanese Patent Laid-Open No. 5-197941 discloses a magnetic recording medium in which a NiP film, which is a hard film that can be easily textured, is formed on the surface of a nonmetallic substrate by a sputtering method.
To manufacture a magnetic recording medium with a hard film on the surface of a non-metallic substrate, a hard film is formed on the substrate in a film forming device such as a sputtering device, and then the substrate is once taken out of the film forming device and textured. A method is used in which texture processing is performed using an apparatus, and then carried into the film forming apparatus again to form an underlayer or a magnetic layer.
[0004]
[Problems to be solved by the invention]
However, in a conventional magnetic recording medium using a non-magnetic metal substrate such as the above-mentioned aluminum substrate or a non-metal substrate such as a glass substrate, the magnetic film is formed by applying texture processing to a hard film made of NiP or the like formed on the surface. Although the magnetic anisotropy of the layer can be increased, the surface smoothness of the medium tends to be lowered due to the surface irregularities of the hard film. For this reason, there is a problem that the glide height characteristic is deteriorated and it is difficult to increase the recording density. Further, since the manufacturing process is complicated, there is a disadvantage that the manufacturing cost increases.
The present invention has been made in view of the above circumstances, and is excellent in magnetic characteristics such as thermal fluctuation resistance and glide height characteristics, and can be easily manufactured, and the magnetic recording medium can be easily manufactured. Another object of the present invention is to provide a magnetic recording / reproducing apparatus using a magnetic recording medium excellent in magnetic characteristics such as thermal fluctuation resistance.
[0005]
[Means for Solving the Problems]
The inventor forms an orientation adjustment layer between a nonmagnetic substrate and a nonmagnetic underlayer, and the orientation adjustment layer has a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction. The ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the direction and the coercive force Hcr in the radial direction is set to be larger than 1, and the magnetic layer has a plurality of magnetic films, and antiferromagnetic coupling is provided between these magnetic films. It has been found that a remarkable thermal fluctuation resistance improving effect can be obtained by making the structure capable of forming the film, and the present invention has been completed based on this finding.
That is, the magnetic recording medium of the present invention basically comprises a nonmagnetic substrate and a nonmagnetic underlayer, a magnetic layer and a protective layer formed on the nonmagnetic substrate, and the nonmagnetic underlayer has a bcc structure. An orientation adjustment layer that preferentially orients the nonmagnetic underlayer to (200) is formed between the nonmagnetic underlayer and the nonmagnetic underlayer. The orientation adjustment layer has a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction. The ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer is greater than 1, the magnetic layer has a plurality of magnetic films, and these magnetic films are hcp It has a structure and is preferentially oriented to (110), and an antiferromagnetic coupling can be formed between these magnetic films.
In the magnetic recording medium of the present invention, the ratio of the coercive force Hcc in the circumferential direction to the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer is obtained by using an orientation adjusting layer having a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction. Since Hcr is larger than 1, the magnetic anisotropy in the circumferential direction can be increased and the magnetocrystalline anisotropy constant (Ku) can be increased in the magnetic layer, so that the thermal fluctuation resistance, coercive force, recording / reproducing signal can be increased. The magnetic characteristics such as the S / N ratio can be improved.
In the present invention, in addition to this, due to the antiferromagnetic coupling between the magnetic films, the magnetization of the magnetic film other than the main magnetic film having the highest coercive force has no apparent magnetization, or the magnetization of the main magnetic film is An apparently smaller state is obtained by the amount of magnetization corresponding to the magnetization of the other magnetic film.
For this reason, the volume of the magnetic particles can be sufficiently increased without adversely affecting noise and resolution, thermal stabilization can be achieved, and thermal fluctuation resistance can be improved.
The magnetic layer may have a laminated ferrimagnetic structure in which the magnetic moment directions of adjacent magnetic films face each other.
The magnetic layer can have a structure having a plurality of magnetic films and an intermediate film interposed therebetween.
The magnetic layer can be configured to have two or more laminated structures including a magnetic film and an intermediate film adjacent thereto.
The antiferromagnetic coupling magnetic field of the magnetic film adjacent to the main magnetic film having the largest coercive force among the plurality of magnetic films is preferably set larger than the coercive force of the magnetic film.
The intermediate film is preferably made of a material mainly containing at least one of Ru, Cr, Ir, Rh, Mo, Cu, Co, Re, and V.
The orientation adjusting layer has a configuration in which the nonmagnetic underlayer having a bcc structure is preferentially oriented to (200), that is, a configuration comprising one or more of Cr, V, Nb, Mo, W, and Ta. Can do.
The orientation adjusting layer may be composed of a structure in which the nonmagnetic underlayer having the bcc structure is preferentially oriented to (200), that is, an alloy containing Cr as a main component.
The orientation adjusting layer has a structure in which a nonmagnetic underlayer having a bcc structure is preferentially oriented to (200), that is, an alloy X containing Ta. 1 Ta (X 1 May be composed mainly of Be, Co, Cr, Fe, Nb, Ni, V, Zn, or Zr) and have an Fd3m structure or an amorphous structure.
The orientation adjusting layer has a structure in which a nonmagnetic underlayer having a bcc structure is preferentially oriented to (200), that is, an alloy X containing Nb 2 Nb (X 2 May be composed mainly of Be, Co, Cr, Fe, Ni, Ta, V, Zn, or Zr) and have an Fd3m structure or an amorphous structure.
The orientation adjusting layer has a configuration in which the nonmagnetic underlayer having a bcc structure is oriented preferentially to (200), that is, the main component is CoTa or CoNb, and the content of Ta or Nb is 30 to 75 at%. And it can be set as the structure which has Fd3m structure or an amorphous structure.
The orientation adjusting layer has a structure in which the nonmagnetic underlayer having a bcc structure is oriented preferentially to (200), that is, the main component is CrTa or CrNb, and the content of Ta or Nb is 15 to 75 at%. It can be configured.
The orientation adjusting layer has a configuration in which the nonmagnetic underlayer having a bcc structure is oriented preferentially to (200), that is, the main component is NiTa or NiNb, and the content of Ta or Nb is 30 to 75 at%. And it can be set as the structure which has Fd3m structure or an amorphous structure.
The orientation adjusting layer can be made of a non-magnetic metal having a configuration in which the non-magnetic underlayer having the bcc structure is preferentially oriented to (200), that is, an Fd3m structure.
The orientation adjusting layer can be made of a non-magnetic metal having a configuration in which the non-magnetic underlayer having a bcc structure is preferentially oriented to (200), that is, a C15 structure.
In this invention, it can be set as the structure by which the orientation improvement layer is formed between the nonmagnetic board | substrate and the orientation adjustment layer.
The orientation improving layer may be made of a material having a B2 structure or an amorphous structure.
The orientation improving layer can be configured to be composed mainly of any one of NiAl, FeAl, CoAl, CoZr, CoCrZr, and CoCrC.
In the present invention, a plurality of orientation adjusting layers can be provided.
The magnetic recording medium of the present invention is basically composed of a nonmagnetic substrate and a magnetic layer and a protective layer formed thereon, and the crystal orientation of the layer immediately above is adjusted between the nonmagnetic substrate and the magnetic layer. An orientation adjustment layer is formed, and the orientation adjustment layer has a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction, and a ratio Hcc / Hcr between the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer. Is larger than 1, the magnetic layer has a plurality of magnetic films, these magnetic films have an hcp structure, and are preferentially oriented in (110), and the anti-strength between these magnetic films A configuration in which magnetic coupling can be formed can also be adopted.
The magnetic recording medium of the present invention is a magnetic recording medium comprising a nonmagnetic substrate and a nonmagnetic underlayer, a magnetic layer and a protective layer formed thereon, wherein the nonmagnetic underlayer has a bcc structure. An alignment layer that adjusts the crystal orientation of the layer immediately above is formed between the nonmagnetic substrate and the nonmagnetic underlayer, The nonmagnetic underlayer is oriented preferentially to (200), and the ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer is made larger than 1. The orientation adjusting layer is made of a NiP alloy having an amorphous structure, the magnetic layer has a plurality of magnetic films, these magnetic films have an hcp structure, and are preferentially oriented to (110). In addition, an antiferromagnetic coupling can be formed between these magnetic films.
The orientation adjustment layer can be configured to contain 1 at% or more of nitrogen or oxygen.
The method for manufacturing a magnetic recording medium of the present invention basically comprises a nonmagnetic substrate and a nonmagnetic underlayer, a magnetic layer and a protective layer formed thereon, the nonmagnetic underlayer having a bcc structure, An orientation adjustment layer for preferentially orienting the nonmagnetic underlayer to (200) is formed between the magnetic substrate and the nonmagnetic underlayer, and the magnetic layer has a plurality of magnetic films, A method of manufacturing a magnetic recording medium having an hcp structure and preferentially oriented to (110) and capable of forming antiferromagnetic coupling between these magnetic films, comprising an orientation adjustment layer The alignment layer is formed by releasing film-forming particles made of the material to be deposited from the emission source and adhering to the adherend surface. At this time, the projection line of the film-formation particle trajectory onto the adherend surface is almost the same as that of the nonmagnetic substrate. The deposited particles should be incident along the radial direction and tilted with respect to the non-magnetic substrate. And sets the direction.
The orientation adjustment layer can be oxidized or nitrided.
In forming the orientation adjusting layer, a sputtering method using a sputtering target as the emission source of the film formation particles can be employed.
When forming the alignment layer, oxidation treatment or nitridation treatment can be performed by using a sputtering gas containing oxygen or nitrogen.
Oxidation treatment or nitriding treatment can be performed by bringing the surface of the alignment layer into contact with an oxygen-containing gas or a nitrogen-containing gas.
The magnetic recording medium manufacturing apparatus of the present invention has a non-magnetic substrate and a non-magnetic underlayer, a magnetic layer and a protective layer formed thereon as a basic structure, and the non-magnetic underlayer has a bcc structure. An orientation adjustment layer for preferentially orienting the nonmagnetic underlayer to (200) is formed between the magnetic substrate and the nonmagnetic underlayer, and the magnetic layer has a plurality of magnetic films, An apparatus for manufacturing a magnetic recording medium having an hcp structure and preferentially oriented to (110) and capable of forming antiferromagnetic coupling between these magnetic films, comprising an orientation adjustment layer And a direction setting means for determining the direction of the film formation particles emitted from the emission source. Direction setting means that the projection line of the deposited particle trajectory onto the adherend surface is almost Along the radial direction of the magnetic substrate, and is characterized in that it is to be able to set the direction of the film-forming particles to be incident inclined relative to the non-magnetic substrate.
The magnetic recording / reproducing apparatus of the present invention comprises a magnetic recording medium and a magnetic head for recording / reproducing information on the magnetic recording medium, the magnetic recording medium comprising a non-magnetic substrate and a non-magnetic underlayer formed thereon The magnetic layer and the protective layer have a basic configuration, the nonmagnetic underlayer has a bcc structure, and the nonmagnetic underlayer is preferentially oriented to (200) between the nonmagnetic substrate and the nonmagnetic underlayer. An orientation adjusting layer is formed, and this orientation adjusting layer has a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction, and a ratio of the coercive force Hcc in the circumferential direction to the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer Hcc / Hcr is greater than 1, the magnetic layer has a plurality of magnetic films, these magnetic films have an hcp structure, and are preferentially oriented in (110). It is characterized in that a ferromagnetic coupling can be formed.
[0006]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
FIG. 1 shows a first embodiment of a magnetic recording medium of the present invention. In the magnetic recording medium shown here, an orientation adjustment layer 2 is formed on a nonmagnetic substrate 1, and a nonmagnetic underlayer is formed thereon. 3, a magnetic layer 4, a protective layer 5, and a lubricating layer 6 are sequentially formed.
FIG. 1A is a cross-sectional view showing the overall configuration of the magnetic recording medium of this embodiment, and FIG. 1B is created based on a transmission electron microscope (TEM) photograph of the cross section of the magnetic recording medium. FIG.
[0007]
As the nonmagnetic substrate 1, a metal substrate made of a metal material such as aluminum or an aluminum alloy may be used, or a nonmetal substrate made of a nonmetal material such as glass, ceramic, silicon, silicon carbide, or carbon may be used. Good.
Amorphous glass and crystallized glass can be used as the glass substrate, and general-purpose soda-lime glass, aluminosilicate glass, and aluminosilicate glass can be used as the amorphous glass. As the crystallized glass, lithium-based crystallized glass can be used.
As the ceramic substrate, a sintered body mainly composed of general-purpose aluminum oxide, aluminum nitride, silicon nitride, or the like, or a fiber reinforced material thereof can be used.
As the nonmagnetic substrate 1, it is preferable to use a glass substrate from the viewpoint of durability, cost, and the like.
In addition, the non-magnetic substrate 1 may be a substrate in which a NiP layer is formed on the surface of these substrates by a plating method or the like.
In the present invention, a nonmagnetic metal substrate made of aluminum or the like and a nonmetallic substrate such as a glass substrate are referred to as a nonmagnetic substrate.
The surface of the nonmagnetic substrate 1 may be textured. The average roughness Ra of the surface of the substrate 1 is preferably 0.01 to 2 nm (preferably 0.05 to 1.5 nm).
[0008]
The orientation adjusting layer 2 adjusts the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 formed immediately above, and further adjusts the crystal orientation of the magnetic layer 4 formed thereon, so that the magnetic anisotropy of the magnetic layer 4 is adjusted. It is for improving.
The orientation adjusting layer is preferably one or more of Cr, V, Nb, Mo, W, and Ta. As a result, the nonmagnetic underlayer having the bcc structure can be preferentially oriented to (200).
As a material for the orientation adjusting layer 2, an alloy containing Cr as a main component (that is, a Cr content exceeding 50 at%) can be used. 0 (X 0 Is preferably an alloy of one or more of V, Nb, Mo, Ta, and W). As a result, the nonmagnetic underlayer having the bcc structure can be preferentially oriented to (200).
CrX 0 X when using alloy 0 The content of is preferably 1 at% or more and less than 50 at%. X 0 By making the content ratio of the above range, the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 can be increased and the magnetic anisotropy can be improved.
[0009]
The orientation adjusting layer 2 is made of an alloy X containing Ta 1 Ta (X 1 May be composed mainly of Be, Co, Cr, Fe, Nb, Ni, V, Zn, or Zr) and have an Fd3m structure or an amorphous structure. Thereby, the nonmagnetic underlayer 3 having the bcc structure can be preferentially oriented to (200). The orientation adjusting layer 2 is made of an alloy X containing Nb. 2 Nb (X 2 May be composed mainly of Be, Co, Cr, Fe, Ni, Ta, V, Zn, or Zr) and have an Fd3m structure or an amorphous structure. Thereby, the nonmagnetic underlayer 3 having the bcc structure can be preferentially oriented to (200). The orientation adjusting layer 2 is mainly composed of CoTa or CoNb, and has a Ta or Nb content of 30 to 75 at% and a structure having an Fd3m structure or an amorphous structure. Thereby, the nonmagnetic underlayer 3 having the bcc structure can be preferentially oriented to (200).
The orientation adjusting layer 2 is mainly composed of CrTa or CrNb, and may be configured such that the content of Ta or Nb is 15 to 75 at%. Thereby, the nonmagnetic underlayer 3 having the bcc structure can be preferentially oriented to (200).
The orientation adjusting layer 2 is mainly composed of NiTa or NiNb, and the Ta or Nb content may be 30 to 75 at%, and may have a Fd3m structure or an amorphous structure. Thereby, the nonmagnetic underlayer 3 having the bcc structure can be preferentially oriented to (200).
In the case where the orientation adjustment layer 2 is mainly composed of these CoTa, CoNb, CrTa, CrNb, NiTa, and NiNb, it is preferable that the content of Ta or Nb is within the above range. This is because if the content is too low, the coercive force tends to be low, and if the content is too high, the orientation in the magnetic layer is lowered and the coercive force may be lowered.
Further, the orientation adjusting layer 2 may be made of a nonmagnetic alloy material containing Ta or Nb of 30 at% or more. Thereby, the nonmagnetic underlayer 3 having the bcc structure can be preferentially oriented to (200).
[0010]
The orientation adjustment layer 2 may be made of a nonmagnetic metal having an Fd3m structure (indicated by a space group). Thereby, the nonmagnetic underlayer 3 having the bcc structure can be preferentially oriented to (200).
Examples of the nonmagnetic metal having the Fd3m structure include the above-mentioned CrX. 0 Among these alloys, C15 structure (indicated by Skrurkbercht Symbol) alloys such as CrNb (70Cr30Nb, etc.), CrTa (65Cr35Ta, etc.), and CrTi (64Cr36Ti, etc.) are suitable.
As the metal having the Fd3m structure, there are other alloys having C15 structure such as CoTa (65Co35Ta, etc.), CoNb (70Co30Nb, etc.), WHf (66W34Hf), AlY (67Al33Y, etc.).
Also, alloys such as CoTa-based (having a relatively small Co content, such as 50Co50Ta) and FeNb-based (50Fe50Nb) can be used.
When these materials having an Fd3m structure are used, it is preferable to adjust the crystal structure (Fd3m structure) by performing an oxidation treatment or a nitridation treatment (described later) during film formation.
The orientation adjusting layer 2 not only adjusts the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 but also functions as a crystal grain refinement layer that refines crystal grains in the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4.
[0011]
The orientation adjusting layer 2 preferably contains 1 at% or more of nitrogen or oxygen.
This is because by containing 1 at% or more of nitrogen or oxygen, the crystal of the nonmagnetic underlayer 3 can be more accurately oriented to (200) and the magnetic anisotropy of the magnetic layer 4 can be increased. .
[0012]
As shown in FIG. 1B, the orientation adjusting layer 2 has a crystal structure in which the columnar fine crystal grains 2a are inclined in the radial direction with respect to the line 2b perpendicular to the nonmagnetic substrate 1. That is, the inclination angle α1 of the columnar fine crystal grains 2a (inclination with respect to the vertical line 2b in the axial direction of the columnar fine crystal grains 2a) exceeds 0 ° and is less than 90 °.
The inclination angle α1 of the columnar fine crystal grains 2a is preferably 10 to 75 ° (preferably 15 to 75 °, more preferably 20 to 75 °, and further preferably 25 to 55 °).
When the inclination angle α1 is less than the above range, the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 is deteriorated and magnetic anisotropy is reduced. In addition, it is difficult to set the angle α1 in a range exceeding the above range from the viewpoint of the configuration of the film forming apparatus.
The inclination angle α1 can be a value that is 10 ° or more and less than 30 °. Further, it may be a value exceeding 65 ° and less than 90 °.
In addition, the orientation adjusting layer 2 may be configured such that the inclination of the columnar microcrystalline grains 2a gradually increases from the center side to the outer peripheral side.
Although the columnar fine crystal grains 2a may have an arbitrary inclination in the circumferential direction, a configuration in which the columnar fine crystal grains 2a are hardly inclined in the circumferential direction is particularly preferable.
[0013]
The thickness of the orientation adjustment layer 2 is desirably 2 to 100 nm. If the thickness is less than the above range, the magnetic anisotropy of the magnetic layer is reduced, and if it exceeds the above range, the production efficiency is reduced.
[0014]
The surface average roughness Ra of the orientation adjusting layer 2 is preferably 0.4 nm or less (preferably 0.2 nm or less).
When the surface average roughness Ra exceeds the above range, the surface irregularities of the medium become large and the glide height characteristic is deteriorated.
[0015]
The nonmagnetic underlayer 3 may be made of a conventionally known underlayer material, for example, one or more of Cr, V, and Ta, or an alloy in which other elements are added to the extent that the crystallinity is not impaired. it can.
In particular, it is preferable to use Cr or a Cr alloy (for example, CrW type, CrMo type, CrV type).
Further, as this material, a material having a B2 structure such as Ni50Al (Ni-50 at% Al) can also be used.
The nonmagnetic underlayer 3 may have a single layer structure or a multilayer structure in which a plurality of two or more types of films are stacked.
The nonmagnetic underlayer 3 has a thickness of 1 to 100 nm, preferably 2 to 50 nm.
[0016]
The nonmagnetic underlayer 3 has a bcc structure and has an orientation plane (a dominant crystal plane on the surface of the nonmagnetic underlayer 3) of (200), thereby reducing the magnetic anisotropy of the magnetic layer 4. It can be raised.
[0017]
As shown below, the magnetic layer 4 has a structure in which antiferromagnetic coupling is formed between a plurality of magnetic films, that is, an antiferromagnetic coupling structure (so-called AFC (Anti Ferro magnetic Coupling) structure).
The magnetic layer 4 includes a first magnetic film 4a (upper layer side), a second magnetic film 4b (lower layer side), and an intermediate film 4c interposed therebetween.
For the first and second magnetic films 4a and 4b, for example, one or more of Cr, Pt, Ta, B, Ti, Ag, Cu, Al, Au, W, Nb, Zr, V, Ni, Fe and Mo A Co alloy in which Co is added to Co can be used.
Preferred examples of the above materials include CoPt, CoCrPt, CoCrPtTa, CoCrPtB, CoCrPtBTa, CoCrPtTaCu, CoCrPtTaZr, CoCrPtTaW, CoCrPtCu, CoCrPtZr, CoCrPtBTa, CoCrPtBZr, CoCrPtBZr, CoCrPtBZ And CoCrTa alloys can be used.
Also, nonmagnetic metals such as Ag, Ti, Ru, and C, compounds of these nonmagnetic metals, oxides (SiO 2 , SiO, Al 2 O Three Etc.), nitride (Si Three N Four In addition, a granular film in which magnetic particles are dispersed in a non-magnetic base material such as AlN, TiN, BN, etc., fluoride (CaF, etc.), carbide (TiC, etc.) can also be employed.
[0018]
The thicknesses of the first and second magnetic films 4a and 4b are not particularly limited. However, if the thickness is too small, the volume of the magnetic particles is reduced, which is disadvantageous in terms of resistance to thermal fluctuations. May increase.
For this reason, the thickness of the magnetic film 4a is preferably 1 to 40 nm (preferably 5 to 30 nm), and the thickness of the magnetic film 4b is preferably 1 to 20 nm (preferably 1 to 10 nm). It is.
The coercive force of the first magnetic film 4a is preferably 2000 (Oe) or more (preferably 3000 (Oe) or more). When the coercive force is less than the above range, the thermal fluctuation resistance of the magnetic film 4a is reduced, and the effect of improving the thermal fluctuation resistance is reduced. The coercive force of the first magnetic film 4a is preferably set larger than the coercive force of the second magnetic film 4b. In this case, the first magnetic film 4a is a main magnetic film having a larger coercive force than the second magnetic film 4b. At this time, the coercivity of the entire magnetic layer 4 (magnetic recording medium) is equal to the coercivity of the main magnetic film.
[0019]
The first and second magnetic films 4a and 4b are arranged such that the magnetic moment directions are opposed to each other by antiferromagnetic coupling via the intermediate film 4c, and thus the magnetic layer 4 has a laminated ferrimagnetic structure. .
The first and second magnetic films 4a and 4b have an hcp structure and have an orientation plane of (110).
[0020]
For the intermediate film 4c, it is preferable to use a material mainly composed of at least one of Ru, Cr, Ir, Rh, Mo, Cu, Co, Re, and V. In particular, it is preferable to use Ru.
When Ru is used for the intermediate film 4c, the thickness of the intermediate film 4c is preferably 0.6 to 1 nm (preferably 0.7 to 0.9 nm).
When the thickness is less than the above range or exceeds the above range, the antiferromagnetic coupling between the two magnetic films 4a and 4b is insufficient, and the effect of improving the thermal fluctuation resistance is lowered.
In addition, when Cr or Cr alloy is used for the intermediate film 4c, the thickness is preferably 2 to 3 nm (preferably 2.2 to 2.8 nm). When the thickness is less than the above range or exceeds the above range, the antiferromagnetic coupling between the magnetic films 4a and 4b becomes insufficient, and the effect of improving the thermal fluctuation resistance is lowered.
[0021]
As the material of the protective layer 5, conventionally known materials may be used. For example, a single component such as carbon, silicon oxide, silicon nitride, zirconium oxide, or a material containing these as a main component can be used.
The thickness of the protective layer 5 is preferably 2 to 10 nm.
[0022]
The lubricating layer 6 can be made of a fluorine-based lubricant such as perfluoropolyether.
[0023]
In the magnetic recording medium having the above configuration, the ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer 4 is greater than 1 (preferably 1.1 or more, more preferably 1.2. Above).
When the ratio Hcc / Hcr is less than the above range, the magnetic anisotropy of the magnetic recording medium is insufficient, and the magnetic characteristics such as thermal fluctuation resistance, error rate, and noise characteristics become insufficient.
[0024]
Next, an embodiment of the method for manufacturing a magnetic recording medium of the present invention will be described by taking the case of manufacturing the magnetic recording medium as an example.
FIG. 2 shows an embodiment of the magnetic recording medium manufacturing apparatus of the present invention.
The sputtering apparatus 21 shown here is for forming the alignment layer 2 on the nonmagnetic substrate 1, and includes a sputtering target 22 that is an emission source that emits film formation particles, and a composition emitted from the sputtering target 22. The chamber 28 is provided with a shielding plate 23 as direction setting means for determining the direction of the film particles.
Reference numeral 29 denotes an introduction path for introducing sputtering gas or the like into the chamber 28, and reference numeral 30 denotes a lead-out path for leading the sputtering gas or the like in the chamber 28 from the chamber 28.
[0025]
The sputtering target 22 is made of a constituent material of the orientation adjusting layer 2 and is formed in a disk shape.
The shielding plate 23 is for determining the direction of the film forming particles by blocking the film forming particles emitted from the sputtering target 22 in a direction other than the target direction. A circular film-forming particle passage port 24 is formed substantially at the center.
The shielding plate 23 is disposed substantially parallel to the sputtering target 22 and at a predetermined interval with respect to the sputtering target 22.
The shielding plate 23 is installed such that its axis 23 a substantially coincides with the axis 22 a of the sputtering target 22.
In order to increase the accuracy of the incident angle of the film forming particles, it is preferable to form the shielding plate 23 as thin as possible. For example, when the nonmagnetic substrate 1 having an outer diameter of 2.5 inches (63.5 mm) is used, the thickness of the shielding plate 23 is preferably 1.5 to 5 mm (preferably 2 to 4 mm).
For the shielding plate 23, it is preferable to use a metal material (for example, stainless steel or aluminum alloy) that is excellent in heat resistance and generates less impurities. In particular, it is easy to remove the deposited film-forming particles. It is preferable to use an aluminum alloy because it is inexpensive.
[0026]
The inner diameter of the film formation particle passage port 24 is such that the incident angle α of the film formation particle with respect to the nonmagnetic substrate 1 when the released film formation particle adheres to the orientation adjustment layer forming region 1b of the surface 1a of the nonmagnetic substrate 1 is 10. It is preferable to set the angle to ˜75 °.
The incident angle α is an angle with respect to the line 1 c perpendicular to the nonmagnetic substrate 1.
The inner diameter of the film formation particle passage port 24 is preferably made small as long as the film formation efficiency is not lowered. For example, when the non-magnetic substrate 1 having an outer diameter of 2.5 inches (63.5 mm) is used, the inner diameter of the film formation particle passage port 24 is 20 mm or less (preferably 15 mm or less, more preferably 7 mm or less). Is preferred.
[0027]
In order to form the orientation adjusting layer 2 using this sputtering apparatus 21, the nonmagnetic substrate 1 is carried into the chamber 28, and the nonmagnetic substrate is placed on the side opposite to the sputtering target 22 side (left side in the figure) of the shielding plate 23. 1 is placed. At this time, the nonmagnetic substrate 1 is disposed substantially parallel to the sputtering target 22 and the shielding plate 23.
[0028]
Next, a sputtering gas such as argon is introduced into the chamber 28 through the introduction path 29, and power is supplied to the sputtering target 22 to release film forming particles by a sputtering method.
At this time, among the film formation particles emitted from the film formation particle discharge portions 25 and 25 at positions slightly away from the center of the sputtering target 22, the particles directed toward the center of the shielding plate 23 are the film formation particle passage ports 24. Other than that is blocked by the shielding plate 23.
[0029]
As shown in FIGS. 2 and 3, the film-forming particles that have passed through the film-forming particle passage port 24 are discharged from the film-forming particle discharge point 25 at a position slightly away from the center of the target 22, and the central part of the shielding plate 23. Therefore, the projection line 27 of the film formation particle trajectory 26 onto the substrate surface 1a is substantially along the radial direction of the non-magnetic substrate 1 (see FIG. 2). (See FIG. 3). For this reason, the film-forming particles adhere uniformly to the surface 1 a in the circumferential direction of the substrate 1.
The film-forming particles adhere to the annular alignment layer forming region 1b on the surface 1a that is the surface to be adhered so that the incident angle α is preferably 10 to 75 °.
The incident angle α is more preferably 15 to 75 ° (preferably 20 to 75 °, more preferably 25 to 55 °).
When the incident angle α is less than the above range, the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 deteriorates and magnetic anisotropy decreases. In addition, it is difficult to set the incident angle α to a range exceeding the above range from the point of the apparatus configuration.
Further, the inclination angle α can be set to a value of 10 ° or more and less than 30 °. Moreover, it can also be set as the value which exceeds 65 degrees and becomes 75 degrees or less.
[0030]
By setting the incident angle α within the above range, as shown in FIG. 1B, the orientation adjusting layer 2 has the columnar microcrystalline grains 2a in the radial direction with respect to the line 2b perpendicular to the nonmagnetic substrate 1. It has a tilted crystal structure.
[0031]
The orientation adjustment layer 2 is preferably subjected to oxidation treatment or nitridation treatment.
In order to perform the oxidation treatment or nitridation treatment, a method using a gas containing oxygen or nitrogen as a sputtering gas introduced into the chamber 28 through the introduction path 29 when forming the alignment layer 2 using the sputtering apparatus 21 is adopted. Can do.
As a sputtering gas containing oxygen, a mixed gas of oxygen and argon can be used. As the sputtering gas containing nitrogen, a mixed gas of nitrogen and argon can be used.
The content of oxygen or nitrogen in the mixed gas can be 1 to 50 vol%.
[0032]
Moreover, in this invention, after forming the orientation adjustment layer 2, it can also oxidize or nitride by the method of making the surface contact oxygen-containing gas or nitrogen-containing gas.
As the oxygen-containing gas, air, pure oxygen, or water vapor can be used. An oxygen-enriched gas with an increased oxygen content in the air can also be used.
As the nitrogen-containing gas, air, pure nitrogen, or nitrogen-enriched gas can be used.
[0033]
As a specific example of the method of bringing the surface of the alignment layer 2 into contact with an oxygen-containing gas or a nitrogen-containing gas, as described above, after forming the alignment layer 2 on the substrate 1 in the sputtering apparatus 21, A method of introducing an oxygen-containing gas or a nitrogen-containing gas through the introduction path 29 can be mentioned.
The oxygen or nitrogen content in the oxygen-containing gas or nitrogen-containing gas can be 1 to 100 vol%.
By appropriately setting the amount of oxygen and nitrogen to be introduced and the exposure time to oxygen and nitrogen, the orientation adjustment layer 2 is oxidized. (Or nitriding) The degree can be adjusted. For example, 10 -Four -10 -6 10 for a vacuum of Pa -3 A predetermined oxidation state can be obtained by exposing the alignment layer 2 to an atmosphere of oxygen gas pressure of Pa or higher for 0.1 to 30 seconds.
By using the oxygen-containing gas or the nitrogen-containing gas, the oxidation treatment or the nitrogen treatment can be performed with an easy operation.
By this oxidation treatment or nitridation treatment, at least the vicinity of the surface of the alignment layer 2 is oxidized or nitrided.
[0034]
In order to perform the oxidation treatment or the nitridation treatment, a method is adopted in which after the alignment layer 2 is formed using a sputtering gas containing oxygen or nitrogen, the surface is brought into contact with the oxygen-containing gas or nitrogen-containing gas. You can also. Moreover, the method of exposing the surface of the orientation adjusting layer 2 to air can also be taken.
[0035]
The nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 can be formed by sputtering.
When the nonmagnetic underlayer 3 is formed, the nonmagnetic underlayer 3 grown under the influence of the orientation adjusting layer 2 has excellent crystal orientation. The nonmagnetic underlayer 3 has a bcc structure, and the orientation plane (dominant crystal orientation plane in the nonmagnetic underlayer 3) is (200).
As a result of the nonmagnetic underlayer 3 having excellent crystal orientation, the crystal orientation of the magnetic layer 4 formed thereon is improved. The first and second magnetic films 4a and 4b of the magnetic layer 4 have an hcp structure, and the orientation plane (dominant crystal orientation plane in the magnetic layer 4) is (110).
[0036]
The protective layer 5 can be formed by a plasma CVD method, a sputtering method, or the like.
For forming the lubricating layer 6, a method of applying a lubricant such as a fluorine-based liquid lubricant such as perfluoropolyether onto the protective layer 5 by a dipping method can be employed.
[0037]
In the magnetic recording medium of the present embodiment, an orientation adjustment layer 2 that adjusts the crystal orientation of the layer immediately above is formed between the nonmagnetic substrate 1 and the nonmagnetic underlayer 3, and this orientation adjustment layer 2 has a columnar shape. Since the fine crystal grains 2a have a crystal structure inclined in the radial direction, the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 can be improved, and the magnetic anisotropy in the circumferential direction of the magnetic layer 4 can be increased.
Since the magnetic anisotropy in the circumferential direction is increased in the magnetic film 4, the magnetocrystalline anisotropy constant (Ku) can be increased, so that the thermal fluctuation resistance can be improved.
Furthermore, since the magnetic layer 4 has a structure in which the first and second magnetic films 4a and 4b are formed and an antiferromagnetic coupling is formed between them, the antiferromagnetic coupling between the magnetic films 4a and 4b. Thus, an apparently small magnetization state is obtained.
For this reason, the volume of the magnetic particles can be sufficiently increased without adversely affecting noise characteristics and resolution, and thermal stabilization can be achieved. Accordingly, the thermal fluctuation resistance can be further increased.
[0038]
In general, the strength of antiferromagnetic coupling between two magnetic films is greatly affected by the thickness of an intermediate film provided between the magnetic films. For example, when Ru is used for the intermediate film, the antiferromagnetic coupling strength between the magnetic films takes a maximum value when the thickness of the intermediate film is around 0.8 nm. When the thickness is slightly larger or smaller than the thickness corresponding to the maximum value, the antiferromagnetic coupling strength is greatly reduced.
For this reason, when an antiferromagnetic coupling structure (AFC structure) is adopted for the magnetic layer, if the surface irregularity of the film formed under the magnetic layer is large, the thickness of the intermediate film becomes non-uniform, resulting in local However, the antiferromagnetic coupling strength is lowered, and the thermal fluctuation resistance tends to be insufficient.
On the other hand, in the magnetic recording medium of the present embodiment, since the magnetic anisotropy of the magnetic layer 4 can be improved, texture processing is not necessary for manufacturing. Therefore, the thickness of the intermediate film 4c is increased by the textured surface irregularities. Can be prevented, the antiferromagnetic coupling strength can be increased, and a sufficient thermal fluctuation resistance improving effect can be obtained.
[0039]
Moreover, since the surface smoothness of the orientation adjusting layer 2 can be improved, the surface average roughness Ra of the medium can be reduced, and excellent glide height characteristics can be obtained.
Further, since texture processing is not required, manufacturing is facilitated and manufacturing costs can be reduced.
[0040]
Furthermore, since the magnetic anisotropy in the circumferential direction can be increased in the magnetic layer 4, the half-width of the isolated reproduced wave can be reduced and the resolution of the reproduced output can be improved. Therefore, the error rate can be improved.
Further, by increasing the magnetic anisotropy, the coercive force can be improved and the reproduction output can be improved. For this reason, noise characteristics such as SNR can be improved.
Further, since the crystal grains in the nonmagnetic underlayer 3 can be made fine and the magnetic grains in the magnetic layer 4 grown under the influence of the underlayer 3 can be made fine and uniform, noise can be reduced. . For this reason, noise characteristics can be further improved.
[0041]
When the orientation adjusting layer 2 is made of a nonmagnetic metal having an Fd3m structure, the crystal orientation in the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 is improved, and the magnetic anisotropy in the magnetic layer 4 is further increased. be able to.
[0042]
In the manufacturing method of the above embodiment, the film formation particles are discharged from the sputtering target 22 and adhered to the surface 1a of the nonmagnetic substrate 1 to form the orientation adjusting layer 2. The direction of the film-forming particles is set so that the projection line 27 on the substrate 1 is substantially along the radial direction of the non-magnetic substrate 1 and is inclined with respect to the non-magnetic substrate 1. Can increase the sex. For this reason, thermal fluctuation tolerance can be improved.
Further, magnetic characteristics such as error rate and noise characteristics can be improved, and excellent glide height characteristics can be obtained.
[0043]
Further, since the magnetic anisotropy of the magnetic layer 4 can be improved without performing texturing, it is possible to prevent the glide height characteristics from being deteriorated due to an increase in the surface roughness of the medium due to the textured surface irregularities. it can.
In addition, since texture processing is not required for manufacturing, manufacturing is facilitated and manufacturing costs can be reduced.
[0044]
Further, the surface of the orientation adjusting layer 2 is oxidized or nitrided so that the orientation of the nonmagnetic underlayer 3 is (200), the magnetic anisotropy of the magnetic layer 4 is further increased, and the thermal fluctuation resistance of the magnetic recording medium is improved. Error rate, noise characteristics, etc. can be improved.
[0045]
Further, in the manufacturing method, since the sputtering method using the sputtering target 22 as the emission source of the film formation particles is employed when forming the alignment layer 2, the alignment layer 2 can be easily formed.
[0046]
Further, by performing oxidation treatment or nitridation treatment by a method of forming the alignment layer 2 using a sputtering gas containing oxygen or nitrogen, the formation of the alignment layer 2 and the oxidation or nitrogen treatment are performed in one step. And the manufacturing process can be simplified. Therefore, the work can be facilitated and the production efficiency can be improved.
[0047]
When the oxidation treatment or nitridation treatment is performed by bringing the surface of the orientation adjustment layer 2 into contact with an oxygen-containing gas or a nitrogen-containing gas, the orientation adjustment layer 2 is formed on the nonmagnetic substrate 1 using the sputtering apparatus 21. After that, the obtained medium substrate M (with the alignment adjusting layer 2 formed on the nonmagnetic substrate 1) is not carried out of the sputtering apparatus 21, and the surface of the alignment adjusting layer 2 is oxidized in the sputtering apparatus 21. Alternatively, nitriding treatment can be performed.
Therefore, the manufacturing process can be simplified, the work can be facilitated, and the manufacturing efficiency can be improved.
[0048]
Further, since the sputtering apparatus 21 includes the sputtering target 22 serving as the emission source of the film formation particles and the shielding plate 23 that determines the direction of the emitted film formation particles, the incident direction of the film formation particles with respect to the nonmagnetic substrate 1. Can be determined accurately.
For this reason, the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 can be improved, and the magnetic anisotropy in the magnetic layer 4 can be reliably increased.
[0049]
In the present invention, the orientation adjustment layer may be made of an amorphous NiP alloy (amorphous NiP alloy).
An example of the magnetic recording medium in which the orientation adjusting layer is made of an amorphous NiP alloy is one having the structure shown in FIG.
A second embodiment of the magnetic recording medium of the present invention will be described with reference to this figure.
In the magnetic recording medium of this embodiment, the orientation adjustment layer 2 is made of a NiP alloy, and the Ni content is preferably 50 to 90 at%.
The orientation adjusting layer 2 made of an amorphous NiP alloy can be formed in the same manner as in the above manufacturing method.
That is, by using a sputtering apparatus 21 having a sputtering target 22 made of an amorphous NiP alloy and a shielding plate 23, the nonmagnetic substrate 1 is used to deposit particles from the sputtering target 22 so that the incident angle α is preferably 10 to 75 °. It adheres to the surface 1a.
[0050]
When forming the alignment layer 2, a sputtering gas containing oxygen or nitrogen is used according to the above-described method, or the surface of the alignment layer 2 is brought into contact with an oxygen-containing gas or a nitrogen-containing gas, thereby aligning the alignment layer 2. Oxidation treatment or nitridation treatment is performed. Thereby, at least the surface of the orientation adjusting layer 2 may be crystallized.
In this magnetic recording medium, the ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer 4 is greater than 1 (preferably 1.1 or more, more preferably 1.2 or more. ).
[0051]
In this magnetic recording medium, similarly to the magnetic recording medium of the first embodiment, the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 can be improved and the magnetic anisotropy can be increased.
Therefore, it is possible to improve magnetic characteristics such as thermal fluctuation resistance, error rate, and noise characteristics. Moreover, the glide height characteristic can be improved.
[0052]
FIG. 4 shows a third embodiment of the magnetic recording medium of the present invention. In the magnetic recording medium shown here, the magnetic layer 14 includes a first magnetic film 14a (uppermost layer side) and a second magnetic film 14b. And the third magnetic film 14c (lowermost layer side), the first intermediate film 14d is provided between the first and second magnetic films 14a and 14b, and the second magnetic film 14b and 14c is 1 is different from that shown in FIG. 1 in that two intermediate films 14e are provided.
For the first to third magnetic films 14a, 14b, and 14c, the magnetic materials exemplified as the materials of the magnetic films 4a and 4b described above can be used.
The coercive force Hc1 of the first magnetic film 14a is preferably 2000 (Oe) or more (preferably 3000 (Oe) or more). When the coercive force Hc1 is less than the above range, the thermal fluctuation resistance of the magnetic film 14a is reduced, and the effect of improving the thermal fluctuation resistance is reduced. The coercive force Hc1 of the first magnetic film 14a is preferably set larger than the coercive forces Hc2 and Hc3 of the second and third magnetic films 14b and 14c. In this case, the first magnetic film 14a is a main magnetic film having the largest coercive force.
[0053]
The thickness of the first to third magnetic films 14a, 14b, and 14c is not particularly limited. However, if the thickness is too small, the volume of the magnetic particles is reduced, which is disadvantageous in terms of resistance to thermal fluctuations. If the thickness is too large, the magnetization of this layer is excessive. This may increase noise.
Therefore, the thickness of the first magnetic film 14a is preferably 1 to 40 nm (preferably 5 to 30 nm), and the thickness of the second and third magnetic films 14b and 14c is 1 to 20 nm (preferably 1 to 10 nm) is preferable.
The material and thickness of the first and second intermediate films 14d and 14e can be the same as those of the above-described intermediate film 4c.
[0054]
In the magnetic recording medium of this embodiment, the antiferromagnetic coupling magnetic field of the second magnetic film 14b adjacent to the first magnetic film 14a having the largest coercive force through the intermediate film 14d is larger than the coercive force of the magnetic film. Is also preferably large.
Hereinafter, this will be described with reference to FIG.
FIG. 5 shows a hysteresis curve of the magnetic recording medium of this embodiment.
In this magnetic recording medium, magnetization reversal occurs not only in the uppermost magnetic film (first magnetic film 14a) but also in other magnetic films (second and third magnetic films 14b and 14c). The curve has a plurality of step portions (magnetization reversal portions).
That is, as shown in FIG. 5A, the curve drawn in the process of decreasing the external magnetic field H is the first magnetization reversal portion R2 (the external magnetic field H and the magnetization M are both positive) of the second magnetic film 14b. In the quadrant), a magnetization reversal portion R3 of the third magnetic film 14c, and a hysteresis curve having a magnetization reversal portion R1 of the first magnetic film 14a.
In the magnetization reversal portions R2, R3, and R1, the rate of decrease in magnetization that decreases as the external magnetic field H decreases suddenly increases. The broken line in the figure shows a part of a history curve (minor loop) created by increasing or decreasing the external magnetic field H in the vicinity of these magnetization switching portions.
[0055]
In this magnetic recording medium, in the region A1 in the figure where the external magnetic field H is sufficiently high, the magnetization directions of the three magnetic films are all positive. However, as the external magnetic field H is decreased, first in the magnetization switching portion R2. The magnetization direction of the second magnetic film 14b is reversed, and the magnetization direction of the second magnetic film 14b in the region A2 is the negative direction.
When the external magnetic field H is further decreased, the magnetization direction of the third magnetic film 14c is reversed in the magnetization switching unit R3, and the magnetization direction of the third magnetic film 14c in the region A3 is the negative direction.
When the external magnetic field H is further decreased, the magnetization direction of the first magnetic film 14a is reversed in the magnetization reversal portion R1 to become the negative direction, and reaches the region A4 and is completely in the negative direction. Here, the coercive force Hc of the entire magnetic layer 14 is substantially equal to the coercive force Hc1 of the first magnetic film 14a having the largest coercive force. The external magnetic field H at which the absolute value of the differential value of the hysteresis curve in the vicinity of the magnetization reversal portion R1 peaks is defined as a coercivity Hc1.
The external magnetic field at which the absolute value of the differential value of the hysteresis curve MR2 near the magnetization reversal portion R2 peaks is Hc2A and Hc2B, and the average value of these Hc2A and Hc2B is the antiferromagnetic coupling magnetic field Hbias2. The difference between Hc2A and Hbias2 is defined as the coercive force Hc2 of the second magnetic film 14b.
In the magnetic recording medium shown here, as shown in FIG. 5B, antiferromagnetic coupling which is an external magnetic field H corresponding to the center of the hysteresis curve (minor loop) MR2 in the magnetization switching portion R2 of the second magnetic film 14b. The magnetic field Hbias2 is larger than the coercive force Hc2 of the second magnetic film.
For this reason, when the external magnetic field H is set to zero from the state in which the magnetization directions of the three magnetic films are all positive by applying a high external magnetic field H, the second magnetic film 14b has the magnetic films 14a and 14c adjacent vertically. Due to the antiferromagnetic coupling, the magnetization direction is surely reversed and turned in the negative direction.
For this reason, in reproduction in a state where the external magnetic field is zero due to antiferromagnetic coupling, apparently the magnetization of the magnetic layer 14 is minus the magnetization of the magnetic film 14b from the total magnetization of the magnetic films 14a, 14b, and 14c. Can be a value. As a result, the magnetization of the entire magnetic layer 14 is apparently reduced, and the effect of improving thermal fluctuation resistance can be reliably obtained without deteriorating noise characteristics and resolution.
On the other hand, when the antiferromagnetic coupling magnetic field Hbias2 is smaller than the coercive force Hc2, the antiferromagnetic coupling between the magnetic films becomes insufficient, and the magnetization direction of the second magnetic film 14b even when the external magnetic field is zero. Is not reversed, and the magnetization of the entire magnetic layer 14 increases during reproduction, which may adversely affect noise characteristics and resolution. Furthermore, since the antiferromagnetic coupling between the magnetic films is insufficient, the effect of increasing the effective volume of the magnetic particles is weakened, and thus the effect of increasing the thermal fluctuation resistance may be reduced.
[0056]
In the magnetic recording medium of this embodiment, the magnetic layer 14 has first to third magnetic films 14a, 14b, and 14c, and first and second intermediate films 14d and 14e provided therebetween. Therefore, compared with the magnetic recording medium of the first embodiment (FIG. 1) having two magnetic films, the thickness of the magnetic film 14a is set small without reducing the effective volume of the magnetic particles in the entire magnetic layer 14. it can. For this reason, it is possible to improve resistance to thermal fluctuation, minimize disturbance of the magnetization direction in the magnetic film 14a, and improve noise characteristics and resolution in recording and reproduction.
The magnetic recording medium of this embodiment has two laminated structures composed of a magnetic film and an intermediate film adjacent to the magnetic film (a first laminated structure composed of a magnetic film 14b and an intermediate film 14d, and an intermediate film between the magnetic film 14c and the intermediate film 14c). However, in the present invention, the magnetic layer may have a structure including three or more laminated structures each including a magnetic film and an intermediate film adjacent to the magnetic film.
In this case, since the effective volume of the magnetic particles of the magnetic film can be further increased, the resistance to thermal fluctuation can be improved.
[0057]
FIG. 6 shows a fourth embodiment of the magnetic recording medium of the present invention. In the magnetic recording medium shown here, a nonmagnetic intermediate layer 15 is provided between the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 14. It has been.
The nonmagnetic intermediate layer 15 is preferably made of a nonmagnetic material having an hcp structure. For the nonmagnetic intermediate layer 15, it is preferable to use a CoCr-based alloy. An alloy obtained by adding one or more of Pt, Ta, ZrNb, Cu, Re, Ni, Mn, Ge, Si, O, N, and B to CoCr can also be used.
The thickness of the nonmagnetic intermediate layer 15 is preferably 20 nm or less (preferably 10 nm or less) in order to prevent the magnetic particles from becoming coarse in the magnetic layer 14.
In the magnetic recording medium of the present embodiment, by providing the nonmagnetic intermediate layer 15, the orientation of the magnetic layer 14 can be improved and the thermal fluctuation resistance can be further improved.
[0058]
FIG. 7 shows a fifth embodiment of the magnetic recording medium of the present invention. In the magnetic recording medium shown here, a second underlayer 16 is provided between the orientation adjusting layer 2 and the nonmagnetic underlayer 3. Is provided. Cr or Cr alloy can be used for the second underlayer 16.
In this magnetic recording medium, the crystal orientation in the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 14 can be improved, and the magnetic anisotropy in the magnetic layer 14 can be further increased.
[0059]
FIG. 8 shows a sixth embodiment of the magnetic recording medium of the present invention. In the magnetic recording medium shown here, an orientation improving layer 17 is provided between the nonmagnetic substrate 1 and the orientation adjusting layer 2. It has been.
The orientation improving layer 17 is for adjusting the orientation of the orientation adjusting layer 2 and preventing peeling of the orientation adjusting layer 2 from the substrate side. Examples of the material include Cr, Mo, Nb, V, and Re. , Zr, W, and Ti can be used as an alloy mainly composed of one or more of them, and in particular, use of CrMo-based, CrTi-based, CrV-based, CrW-based alloys, and Cr is preferable. is there.
A material having a B2 structure or an amorphous structure can also be used.
Examples of the material having the B2 structure include NiAl-based (Ni50Al, etc.), CoAl-based (Co50Al, etc.), FeAl-based (Fe50Al), and the like.
As a material having an amorphous structure, CuZr-based, TiCu-based, NbNi-based, NiP-based alloys, and the like can be used.
Preferable specific examples of the material for the orientation improving layer 17 include those mainly composed of any one of NiAl, FeAl, CoAl, CoZr, CoCrZr, and CoCrC.
The thickness of the orientation improving layer 17 is preferably 200 nm or less, for example, 5 to 200 nm. If this thickness exceeds 200 nm, the effect of increasing the magnetic anisotropy of the magnetic layer 14 is reduced.
[0060]
In the magnetic recording medium of this embodiment, by providing the orientation improving layer 17, disorder of the orientation during the initial growth of the orientation adjusting layer 2 is prevented, and the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 14 is improved. Thus, the magnetic anisotropy of the magnetic layer 14 can be further increased. Accordingly, the thermal fluctuation resistance can be further increased.
In addition, it is possible to prevent the orientation adjustment layer 2 from peeling from the nonmagnetic substrate 1.
[0061]
In the present invention, as exemplified below, a plurality of alignment adjusting layers may be provided.
FIG. 9 shows a seventh embodiment of the magnetic recording medium of the present invention. The magnetic recording medium shown here includes first and second orientation adjusting layers 2c and 2d instead of the orientation adjusting layer 2. FIG. It differs from the magnetic recording medium shown in FIG. 4 in that it is provided.
The materials used for the alignment layers 2c and 2d and their thicknesses can be the same as those of the alignment layer 2 of the magnetic recording medium shown in FIG. Note that the number of orientation adjusting layers may be three or more.
[0062]
In addition, the magnetic recording medium of the present invention may be configured such that a magnetic layer is formed directly on the orientation adjusting layer without providing a nonmagnetic underlayer as exemplified below. In this case, the structure described in this specification can be used except that the nonmagnetic underlayer is not provided.
FIG. 10 shows an eighth embodiment of the magnetic recording medium of the present invention. The magnetic recording medium shown here is different from the magnetic recording medium shown in FIG. 4 in that the nonmagnetic underlayer 3 is not formed. .
In this magnetic recording medium, the orientation adjustment layer 2 is formed between the nonmagnetic substrate 1 and the magnetic layer 14, and this orientation adjustment layer 2 has a crystal structure in which the columnar microcrystal grains 2a are inclined in the radial direction. The crystal orientation of the magnetic layer 14 can be improved, the magnetic anisotropy in the circumferential direction of the magnetic layer 14 can be increased, and the thermal fluctuation resistance can be improved.
In the present invention, the magnetic layer may have a single layer structure made of a single material. In this case, a material that can be used for the magnetic films 4a and 4b can be used for the magnetic layer.
[0063]
FIG. 11 shows an example of a magnetic recording / reproducing apparatus using the magnetic recording medium. The magnetic recording / reproducing apparatus shown here includes a magnetic recording medium 7 having the above configuration, a medium driving unit 8 that rotationally drives the magnetic recording medium 7, a magnetic head 9 that records and reproduces information on the magnetic recording medium 7, and a head driving unit. 10 and a recording / reproducing signal processing system 11. The recording / reproduction signal processing system 11 can process input data and send a recording signal to the magnetic head 9, or process a reproduction signal from the magnetic head 9 and output data.
[0064]
In this magnetic recording / reproducing apparatus, since the magnetic anisotropy of the magnetic recording medium can be increased, it is possible to improve resistance to thermal fluctuation and prevent troubles such as data loss due to the thermal fluctuation phenomenon. it can.
Further, magnetic characteristics such as error rate and noise characteristics can be improved, and excellent glide height characteristics can be obtained. Therefore, a high recording density can be achieved.
[0065]
FIG. 12 shows another embodiment of the apparatus for producing a magnetic recording medium of the present invention. The sputtering apparatus 31 shown here has a sputtering target 32 that is a film-forming particle emission source formed in an annular shape, and a shielding plate. 2 differs from the sputtering apparatus 21 shown in FIG. 2 in that it is composed of an annular outer shielding plate 33a and a disk-shaped inner shielding plate 33b disposed in the opening of the outer shielding plate 33a.
[0066]
The shielding plate 33 is formed such that the outer diameter of the inner shielding plate 33b is smaller than the inner diameter of the outer shielding plate 33a, and a film is formed between the inner periphery of the outer shielding plate 33a and the outer periphery of the inner shielding plate 33b. A film formation particle passage slit 34 through which particles pass is formed.
The inner diameter of the outer shielding plate 33a and the outer diameter of the inner shielding plate 33b are such that when the deposited film particles adhere to the nonmagnetic substrate 1, the deposited particles enter the nonmagnetic substrate 1 at an angle ( The angle of incidence α ′ is preferably set to be 10 to 75 °.
[0067]
When forming the alignment layer 2 using this sputtering apparatus 31, the incident angle α ′ with respect to the nonmagnetic substrate 1 is preferable for the film formation particles emitted from the sputtering target 32 and passing through the film formation particle passage slit 34. Adheres to the surface 1a of the nonmagnetic substrate 1 so as to be 10 to 75 °.
[0068]
In the present invention, even when the nonmagnetic underlayer 3 and the magnetic layer 4 are formed, the projection line on the adherend surface of the film formation particle trajectory is approximately the diameter of the nonmagnetic substrate using the sputtering devices 21 and 31. The direction of the film-forming particles can be set so as to be incident along the direction and inclined with respect to the nonmagnetic substrate (preferably so that the incident angle is 10 to 75 °).
According to this method, the magnetic anisotropy of the magnetic layer 4 can be further increased.
[0069]
In the present invention, as the method for forming the alignment layer, in addition to the sputtering method, a physical vapor deposition method such as a vacuum vapor deposition method, a gas sputtering method, a gas flow sputtering method, or an ion beam method can be used.
In the above embodiment, the ratio Hcc / Hcr between the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction is used as the index of magnetic anisotropy with respect to the coercive force Hc of the entire magnetic layer. Not limited to this, the ratio of the coercive force in the circumferential direction to the coercive force in the radial direction is set to the magnetic anisotropy with respect to the coercive force of each magnetic film constituting the magnetic layer (for example, the coercive force Hc2 of the second magnetic film 14b). It can also be used as an indicator.
[0070]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in detail with specific examples.
(Test Example 1)
Orientation made of 50Ni50Al (50 at% Ni-50 at% Al) on a non-magnetic substrate (amorphous glass, diameter 65 mm, thickness 0.635 mm) by sputtering using a DC magnetron sputtering apparatus (3010 manufactured by Anelva). Improvement layer, nonmagnetic underlayer (thickness 10 nm) made of 94Cr6Mo (94 at% Cr-6 at% Mo), nonmagnetic intermediate layer (thickness 2 nm) made of 60Co40Cr (60 at% Co-40 at% Cr), 64Co22Cr10Pt4B (64 at % Co-22 at% Cr-10 at% Pt-4 at% B) and a protective layer (thickness 6 nm) made of carbon were formed. Next, a lubricating layer made of perfluoroether was formed by dipping.
During film formation, the vacuum level in the chamber of the sputtering apparatus is 2 × 10 -6 The pressure was reduced until Pa was reached. The nonmagnetic substrate 1 was heated to 200 ° C. Argon was used as the sputtering gas.
[0071]
(Test Example 2)
The magnetic layer includes a first magnetic film (thickness 18 nm) made of 64Co22Cr10Pt4B, second and third magnetic films (thickness 2.5 nm) made of 84Co12Cr4Ta, and a first magnetic film made of Ru provided between these magnetic films. A magnetic recording medium having a structure having a second intermediate film (thickness 0.8 nm) was produced. Other conditions were the same as in Test Example 1.
[0072]
(Test Example 3)
A magnetic recording medium was manufactured by providing a second underlayer (thickness 10 nm) made of Cr between the nonmagnetic substrate and the nonmagnetic underlayer without providing the orientation improving layer made of NiAl. Other conditions were the same as in Test Example 1.
[0073]
(Test Example 4)
An orientation adjustment layer (thickness 20 nm) made of 70Cr30Nb was formed to produce a magnetic recording medium.
When forming the orientation adjusting layer, the sputter apparatus 21 shown in FIG. 2 is used, and the projection line 27 of the track 26 of the film formation particle onto the nonmagnetic substrate 1 is substantially along the radial direction of the nonmagnetic substrate 1 and The direction of the film-forming particles was set so that the incident angle with respect to the nonmagnetic substrate 1 was 10 to 75 °. In forming the alignment layer, a mixed gas in which 25 vol% nitrogen was added to argon was used as a sputtering gas. Other conditions were in accordance with Test Example 3.
[0074]
(Test Examples 5 to 7)
The magnetic recording medium shown in FIG. 7 was produced as follows.
An orientation adjustment layer 2 (thickness 20 nm) made of 70Cr30Nb on a non-magnetic substrate 1 (amorphous glass, diameter 65 mm, thickness 0.635 mm) by a sputtering method using a DC magnetron sputtering apparatus (3010 made by Anelva), Second underlayer 16 (thickness 10 nm) made of Cr, nonmagnetic underlayer 3 (thickness 10 nm) made of 94Cr6Mo, nonmagnetic intermediate layer 15 (thickness 2 nm) made of 60Co40Cr, magnetic layer 14, and protection made of carbon Layer 5 (thickness 6 nm) was formed. Next, a lubricating layer 6 made of perfluoroether was formed by dipping.
The magnetic layer 14 includes first to third magnetic films 14a, 14b, and 14c (thicknesses of 18 nm, 2.5 nm, and 2.5 nm, respectively), and first and second intermediate films 14d provided between the magnetic films. 14e (thickness 0.8 nm).
64Co22Cr10Pt4B was used for the first magnetic film 14a, 84Co12Cr4Ta was used for the second and third magnetic films 14b and 14c, and Ru was used for the intermediate films 14d and 14e.
When forming the orientation adjusting layer 2, the projection line 27 of the film particle orbit 26 onto the nonmagnetic substrate 1 is substantially along the radial direction of the nonmagnetic substrate 1 using the sputtering apparatus 21 shown in FIG. And the direction of the film-forming particles was set so that the incident angle with respect to the nonmagnetic substrate 1 was 10 to 75 °. In forming the alignment layer 2, a mixed gas in which 25 vol% nitrogen was added to argon was used as the sputtering gas. Other conditions were in accordance with Test Example 4.
[0075]
(Test Example 8)
The magnetic layer 4 includes a first magnetic film 4a and a second magnetic film 4b (thicknesses are 18 nm and 2.5 nm, respectively), and an intermediate film 4c (thickness 0.8 nm) interposed therebetween. A recording medium was produced.
64Co22Cr10Pt4B was used for the first magnetic film 4a, 84Co12Cr4Ta was used for the second magnetic film 4b, and Ru was used for the intermediate film 4c. Other conditions were in accordance with Test Examples 5-7.
[0076]
(Test Examples 9 to 13)
The magnetic recording medium shown in FIG. 6 was produced as follows.
From non-magnetic substrate 1 (crystallized glass, diameter 65 mm, thickness 0.635 mm), orientation adjustment layer 2 (thickness 20 nm) made of 70Cr30Nb, nonmagnetic underlayer 3 (thickness 10 nm) made of 85Cr15Mo, 60Co40Cr A nonmagnetic intermediate layer 15 (thickness 2 nm), a magnetic layer 14, a protective layer 5 (thickness 6 nm) made of carbon, and a lubricating layer 6 were formed.
When forming the orientation adjusting layer 2, the projection line 27 of the film particle orbit 26 onto the nonmagnetic substrate 1 is substantially along the radial direction of the nonmagnetic substrate 1 using the sputtering apparatus 21 shown in FIG. And the direction of the film-forming particles was set so that the incident angle with respect to the nonmagnetic substrate 1 was 10 to 75 °. In forming the alignment layer 2, a mixed gas in which 25 vol% nitrogen was added to argon was used as the sputtering gas. Other conditions were in accordance with Test Examples 5-7.
[0077]
The magnetostatic properties of the magnetic recording media of Test Examples 1 to 13 were measured using a vibration magnetic property measuring apparatus (VSM). The ratio (Hcc / Hcr) of the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction of the entire magnetic layer was measured and used as an index of magnetic anisotropy.
For Test Examples 9 to 13, a hysteresis curve (see FIG. 5) was created, and the coercive force Hc2 and the antiferromagnetic coupling magnetic field Hbias2 of the second magnetic film 14b were obtained using this.
Electromagnetic conversion characteristics were measured using a read / write analyzer RWA1632 from Guzik and a spin stand S1701MP. For the evaluation of the electromagnetic conversion characteristics, a composite thin film magnetic recording head having a giant magnetoresistive (GMR) element in the reproducing section was used, and the recording conditions were measured at a linear recording density of 600 kFCI.
For thermal fluctuation resistance (thermal demagnetization), the decrease in output at a recording density of 300 kFCI was measured at 70 ° C. using a spin stand S1701MP.
In addition, the dominant crystal orientation planes of the nonmagnetic underlayer and the magnetic layer of the magnetic recording medium were specified by the θ / 2θ method using an X-ray diffraction measurement apparatus.
Production conditions and test results are shown in Tables 1 to 4.
[0078]
(Test Example 14)
On the nonmagnetic substrate 1, an orientation improving layer 17 made of NiAl, a nonmagnetic underlayer 3 made of 94Cr6Mo, a nonmagnetic intermediate layer 15 made of 60Co40Cr, a magnetic layer 14, a protective layer 5 made of carbon, and a lubricating layer 6 are formed. Thus, a magnetic recording medium was produced. Other conditions were in accordance with Test Examples 9-13.
[0079]
(Test Example 15)
An orientation improving layer 17 made of NiP is provided, and the surface of the orientation improving layer 17 is subjected to texture processing along the circumferential direction, and then a second underlayer 16 made of Cr, a nonmagnetic intermediate layer 15 made of 60Co40Cr, and a magnetic layer. A magnetic recording medium was manufactured by forming the layer 14, the protective layer 5 made of carbon, and the lubricating layer 6. Other conditions were in accordance with Test Example 14.
[0080]
(Test Example 16)
The magnetic recording medium shown in FIG. 8 was produced as follows.
An orientation improving layer 17 made of Co30Cr10Zr is provided on the nonmagnetic substrate 1, and an orientation adjusting layer 2 made of Cr25V, a second foundation layer 16 made of Cr, a nonmagnetic foundation layer 3 made of 94Cr6Mo, and a nonmagnetic substrate made of 60Co40Cr. The magnetic intermediate layer 15, the magnetic layer 14, the protective layer 5 made of carbon, and the lubricating layer 6 were formed to produce a magnetic recording medium.
When forming the orientation adjusting layer 2, the projection line 27 of the film particle orbit 26 onto the nonmagnetic substrate 1 is substantially along the radial direction of the nonmagnetic substrate 1 using the sputtering apparatus 21 shown in FIG. And the direction of the film-forming particles was set so that the incident angle with respect to the nonmagnetic substrate 1 was 10 to 75 °. In forming the alignment layer 2, a mixed gas in which 25 vol% nitrogen was added to argon was used as the sputtering gas. Other conditions were in accordance with Test Example 14.
[0081]
(Test Example 17)
A substrate 1 made of an aluminum alloy and having a NiP plating layer formed on the surface thereof is used. On this substrate 1, a second underlayer 16 made of Cr, a nonmagnetic underlayer 3 made of 94Cr6Mo, a nonmagnetic intermediate layer made of 60Co40Cr. 15, a magnetic layer 14, a protective layer 5 made of carbon, and a lubricating layer 6 were formed to produce a magnetic recording medium. Other conditions were in accordance with Test Example 14.
[0082]
(Test Example 18)
A magnetic recording medium was produced in the same manner as in Test Example 17 except that the surface of the substrate 1 was textured along the circumferential direction.
[0083]
(Test Example 19)
A magnetic recording medium was manufactured in the same manner as in Test Example 16 except that the substrate 1 was made of aluminum.
[0084]
(Test Example 20)
A magnetic recording medium was manufactured in the same manner as in Test Example 18 except that the magnetic layer was made of 64Co22Cr10Pt4B (thickness: 18 nm).
[0085]
The magnetostatic properties of the magnetic recording media of Test Examples 14 to 20 were measured using a vibration magnetic property measuring apparatus (VSM). The ratio of the coercive force Hcc in the circumferential direction to the coercive force Hcr in the radial direction (Hcc / Hcr) of the entire magnetic layer was measured and used as an index of magnetic anisotropy.
Electromagnetic conversion characteristics were measured using a read / write analyzer RWA1632 from Guzik and a spin stand S1701MP. For the evaluation of the electromagnetic conversion characteristics, a composite thin film magnetic recording head having a giant magnetoresistive (GMR) element in the reproducing section was used, and the recording conditions were measured at a linear recording density of 600 kFCI.
At this time, one recording track is divided into 512 sectors, these are divided into four regions every 128 sectors, the electromagnetic conversion characteristics are evaluated for each region, and the variations in the reproduction output signal (LFTAA) and SNR within the recording track. I investigated. The electromagnetic conversion characteristics were evaluated at a position having a radius of 20 mm and a position having a radius of 30 mm.
Production conditions and test results are shown in Tables 5 and 6.
[0086]
(Test Example 21)
From nonmagnetic substrate 1 (crystallized glass, diameter 65 mm, thickness 0.635 mm), orientation adjustment layer 2 (thickness 20 nm) made of 45Ni55Nb, second underlayer 16 (thickness 10 nm) made of Cr, 80Cr20V Nonmagnetic underlayer 3 (thickness 10 nm), nonmagnetic intermediate layer 15 (thickness 2 nm) made of 60Co40Cr, magnetic layer (thickness 17 nm) made of 66Co21Cr9Pt4B, protective layer 5 (thickness 6 nm) made of carbon, lubrication Layer 6 was formed to produce a magnetic recording medium.
When forming the orientation adjusting layer 2, the projection line 27 of the film particle orbit 26 onto the nonmagnetic substrate 1 is substantially along the radial direction of the nonmagnetic substrate 1 using the sputtering apparatus 21 shown in FIG. And the direction of the film-forming particles was set so that the incident angle with respect to the nonmagnetic substrate 1 was 10 to 75 °. In forming the alignment layer 2, a mixed gas in which 15 vol% nitrogen was added to argon was used as a sputtering gas.
[0087]
(Test Examples 22 to 27)
A laminated structure consisting of a lower layer side magnetic film (thickness 2 nm) made of 83Co14Cr3Ta and an intermediate film (thickness 0.8 nm) made of Ru is laminated 1 to 6 times, and an uppermost layer side magnetic film made of 66Co21Cr9Pt4B is laminated thereon. A magnetic recording medium was manufactured in the same manner as in Test Example 21 except that a magnetic layer having a thickness of 17 nm was used.
[0088]
(Test Examples 28 to 36)
The magnetic recording medium shown in FIG. 7 was produced as follows.
A magnetic recording medium was manufactured with the orientation adjusting layer 2 made of the material shown in Table 7 and the nonmagnetic underlayer 3 made of 94Cr6Mo.
The magnetic layer is formed by laminating a laminated structure composed of a magnetic film made of 83Co14Cr3Ta (second and third magnetic films 14b and 14c) and an intermediate film made of the material shown in Table 7 (intermediate films 14d and 14e) twice. A magnetic film (first magnetic film 14a) (thickness 17 nm) made of 66Co21Cr9Pt4B is provided thereon. Other conditions were in accordance with Test Example 21.
[0089]
(Test Examples 37 to 58)
The materials and thicknesses of the orientation improving layer 17 and the orientation adjusting layer 2 are as shown in Table 8, and the surface of the orientation adjusting layer 2 is oxidized or nitrided by the method shown in Table 8 to produce a magnetic recording medium. did.
The nonmagnetic underlayer 3 was made of 80Cr20W (thickness 5 nm), and the nonmagnetic intermediate layer 15 was made of 63Co37Cr (thickness 2 nm).
The magnetic layer includes a third magnetic film 14c (thickness 2 nm) made of 73Co18Cr6Pt3Ta, a second intermediate film 14e (thickness 0.8 nm) made of Ru, a second magnetic film 14b (thickness 2.5 nm) made of 84Co12Cr4Ta, The first intermediate film 14d (thickness 0.8 nm) made of Ru and the first magnetic film 14a (thickness 18 nm) made of 64Co22Cr10Pt4B were sequentially laminated. Other conditions were in accordance with Test Example 21.
In the table, the oxidation / nitridation treatment column shows the method of oxidation treatment or nitridation treatment. For example, 20 vol% N 2 / Ar indicates that a sputtering gas having a nitrogen content of 20 vol% and the balance being Ar is used. 2 The gas exposure indicates that the treatment for exposing the alignment layer 2 to oxygen gas (pure oxygen) was performed.
[0090]
The magnetostatic characteristics and electromagnetic conversion characteristics of the magnetic recording media of Test Examples 21 to 58 were measured. Production conditions and test results are shown in Table 7 and Table 8.
[0091]
In the magnetic recording medium of each of the above test examples, when forming the alignment layer 2, the projection line 27 of the orbit 26 of the film formation particles is along the radial direction of the nonmagnetic substrate 1 and nonmagnetic. As a result of observing the cross section with TEM for the direction of the film-forming particles set so that the incident angle with respect to the substrate 1 is 10 to 75 °, the orientation adjustment layer 2 has 10 to 10 columnar fine crystal grains 2a in the radial direction. It became clear that it had a crystal structure inclined by 75 °.
[0092]
[Table 1]
Figure 0003866102
[0093]
[Table 2]
Figure 0003866102
[0094]
[Table 3]
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[0095]
[Table 4]
Figure 0003866102
[0096]
[Table 5]
Figure 0003866102
[0097]
[Table 6]
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[0098]
[Table 7]
Figure 0003866102
[0099]
[Table 8]
Figure 0003866102
[0100]
From Table 1 and Table 2, the test example 4 in which magnetic anisotropy was imparted to the magnetic layer by the orientation adjustment layer 2 and the AFC structure were adopted as compared with test example 1 in which the orientation adjustment layer was not provided and the AFC structure was not adopted. In Test Example 2, the thermal fluctuation resistance could be increased, but in Test Examples 5 to 8 employing the alignment layer 2 and the AFC structure, a significant thermal fluctuation resistance improvement effect was obtained as compared with Test Examples 2 and 4. It turns out that was obtained.
In particular, it can be seen that in Test Examples 5 to 7 having a magnetic layer composed of three magnetic films and two intermediate films, excellent thermal fluctuation resistance was obtained.
Further, in Test Example 5 in which the thickness of the intermediate films 4d and 4e is 0.8 nm, compared to Test Examples 6 and 7 in which the thickness is 0.5 nm or 1.4 nm, the thermal fluctuation resistance is excellent. You can see that
From Tables 3 and 4, in Test Examples 9 to 12 in which the antiferromagnetic coupling magnetic field Hbias2 of the second magnetic film 14b is larger than the coercive force Hc2, noise characteristics and PW50 are compared with Test Example 13 in which Hbias2 is equal to or less than Hc2. It can be seen that excellent results were obtained.
From Tables 5 and 6, it can be seen that in Test Examples 15, 18, and 20 in which the texture processing is performed, the magnetic anisotropy can be increased, but the variation in the circumferential direction of the magnetic characteristics is large.
It is considered that this variation is caused by locally insufficient antiferromagnetic coupling between the magnetic films due to the uneven thickness of the intermediate film due to the unevenness of the surface of the NiP film (orientation improving layer). Can do.
In Test Examples 14 and 17, in which no texture processing is performed, the magnetic anisotropy is low, and the output and noise characteristics are inferior.
On the other hand, in Test Examples 16 and 19 in which the orientation adjustment layer 2 is provided, the magnetic anisotropy can be increased in spite of not performing the texture processing, and excellent values of the output and noise characteristics can be obtained. It can be seen that the variation in the magnetic characteristics in the circumferential direction could be suppressed.
As shown in Table 7, it can be seen from Test Examples 22 to 27 that excellent thermal fluctuation resistance could be obtained by increasing the number of laminated structures.
In addition, from Test Examples 28 to 36, when using Cr, Ir, Rh, Mo, Cu, Re, V in addition to Ru as the material of the intermediate film, the effect of improving the thermal fluctuation resistance could be obtained. I understand.
As shown in Table 8, from Test Examples 37 to 43, even when various Cr alloys (CrTi, CrMo, etc.) were used as the material of the alignment layer 2, it was possible to obtain the effect of improving thermal fluctuation resistance. Recognize.
In addition, it can be seen from Test Examples 44 to 51 that even when a single element such as V is used as the material of the alignment layer 2, the effect of improving the thermal fluctuation resistance can be obtained.
In addition, it can be seen from Test Examples 52 to 57 that even when an Nb alloy such as BeNb or a Ta alloy such as VTa is used as the material of the orientation adjustment layer 2, an effect of improving thermal fluctuation resistance can be obtained.
It can also be seen that the magnetic characteristics such as thermal fluctuation resistance can be improved by subjecting the orientation adjustment layer 2 to oxidation / nitridation treatment.
It can also be seen that by providing the orientation improving layer 17, the magnetic anisotropy was increased and excellent thermal fluctuation resistance could be obtained.
[0101]
【The invention's effect】
As described above, in the magnetic recording medium of the present invention, since the orientation adjustment layer has a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction, the crystal orientation of the nonmagnetic underlayer and the magnetic layer is improved, The magnetic anisotropy in the circumferential direction in the magnetic layer can be increased.
For this reason, the magnetocrystalline anisotropy constant (Ku) can be increased and the resistance to thermal fluctuation can be improved.
Furthermore, since the magnetic layer has a structure in which a plurality of magnetic films are formed and antiferromagnetic coupling is formed between them, the main magnetic film having the highest coercive force due to antiferromagnetic coupling between the magnetic films. As for the magnetization of the other magnetic film, there is obtained a state in which there is no apparent magnetization or a state in which the magnetization of the main magnetic film is apparently reduced by the amount corresponding to the magnetization of the other magnetic film.
For this reason, the volume of the magnetic particles can be sufficiently increased without adversely affecting the noise characteristics and resolution, the thermal stabilization can be achieved, and the thermal fluctuation resistance can be further improved.
In general, the strength of antiferromagnetic coupling between two magnetic films is greatly affected by the thickness of the intermediate film provided between the magnetic films. The thickness of the intermediate film becomes nonuniform, the antiferromagnetic coupling strength is locally reduced, and the thermal fluctuation resistance tends to be insufficient.
In contrast, in the magnetic recording medium of the present invention, the orientation adjustment layer can increase the circumferential magnetic anisotropy in the magnetic layer by adopting a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction. Therefore, since the texture processing is not necessary in production, the surface smoothness of the orientation adjusting layer can be increased.
Therefore, it is possible to prevent the thickness of the intermediate film from becoming uneven due to the surface irregularities of the orientation adjusting layer, to increase the antiferromagnetic coupling strength, and to obtain a sufficient effect of improving thermal fluctuation resistance.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1A is a partial cross-sectional view showing a first embodiment of a magnetic recording medium of the present invention. (B) It is the principal part enlarged view created based on the transmission electron microscope (TEM) photograph of the cross section of the magnetic recording medium shown to (a).
FIG. 2 is a schematic configuration diagram showing an embodiment of a magnetic recording medium manufacturing apparatus of the present invention.
FIG. 3 is an explanatory diagram for explaining an embodiment of a method for producing a magnetic recording medium of the present invention.
FIG. 4 is a partial cross-sectional view showing a third embodiment of the magnetic recording medium of the present invention.
5 is a graph showing a history curve of the magnetic recording medium shown in FIG.
FIG. 6 is a partial cross-sectional view showing a fourth embodiment of the magnetic recording medium of the present invention.
FIG. 7 is a partial cross-sectional view showing a fifth embodiment of the magnetic recording medium of the present invention.
FIG. 8 is a partial cross-sectional view showing a sixth embodiment of the magnetic recording medium of the present invention.
FIG. 9 is a partial cross-sectional view showing a seventh embodiment of the magnetic recording medium of the present invention.
FIG. 10 is a partial cross-sectional view showing an eighth embodiment of the magnetic recording medium of the present invention.
FIG. 11 is a partial cross-sectional view showing an embodiment of a magnetic recording / reproducing apparatus of the present invention.
FIG. 12 is a schematic configuration diagram showing another embodiment of the magnetic recording medium manufacturing apparatus of the present invention.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Nonmagnetic board | substrate, 1a ... Nonmagnetic board | substrate surface (to-be-adhered surface), 2, 2c, 2d ... Orientation adjustment layer, 2a ... Columnar microcrystal grain, 3 ... Nonmagnetic bottom Base layer, 4, 14 ... Magnetic layer, 4a, 4b, 14b, 14c ... Magnetic film, 4c, 14d, 14e ... Intermediate film, 7 ... Magnetic recording medium, 9 ... Magnetic head, 14a ... 1st magnetic film (main magnetic film), 22 ... Sputtering target (emission source), 23 ... Shielding plate (direction setting means), 26 ... Orbit of film-forming particles, 27 ...・ Projection line, α, α ′: incident angle, α1: inclination angle of columnar fine crystal grains

Claims (29)

非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とする磁気記録媒体において、
非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、
非磁性基板と非磁性下地層との間に、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる配向調整層が形成され、
この配向調整層が、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有し、
磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大きくされ、
磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされていることを特徴とする磁気記録媒体。In a magnetic recording medium comprising a nonmagnetic substrate and a nonmagnetic underlayer, a magnetic layer and a protective layer formed on the nonmagnetic substrate,
The nonmagnetic underlayer has a bcc structure;
An orientation adjustment layer for preferentially orienting the nonmagnetic underlayer to (200) is formed between the nonmagnetic substrate and the nonmagnetic underlayer,
This orientation adjusting layer has a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction,
The ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer is set to be greater than 1.
The magnetic layer has a plurality of magnetic films, these magnetic films have an hcp structure and are preferentially oriented to (110), and antiferromagnetic coupling can be formed between these magnetic films. A magnetic recording medium characterized by the above. 磁性層は、隣り合う磁性膜の磁気モーメント方向が互いに正対する積層フェリ構造を有することを特徴とする請求項１記載の磁気記録媒体。2. The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the magnetic layer has a laminated ferrimagnetic structure in which the magnetic moment directions of adjacent magnetic films face each other. 磁性層は、複数の磁性膜と、これらの間に介在する中間膜とを有する構造とされていることを特徴とする請求項１または２記載の磁気記録媒体。3. The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the magnetic layer has a structure having a plurality of magnetic films and an intermediate film interposed therebetween. 磁性層は、磁性膜と、これに隣接する中間膜とからなる積層構造を２つ以上有することを特徴とする請求項１〜３のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the magnetic layer has two or more laminated structures including a magnetic film and an intermediate film adjacent to the magnetic film. 複数の磁性膜のうち最も保磁力が大きい主磁性膜に対し隣接する磁性膜の反強磁性結合磁界が、この磁性膜の保磁力よりも大きいことを特徴とする請求項１〜４のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。5. The antimagnetic coupling magnetic field of a magnetic film adjacent to the main magnetic film having the largest coercive force among the plurality of magnetic films is larger than the coercive force of this magnetic film. 2. A magnetic recording medium according to claim 1. 中間膜は、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｒｅ、Ｖのうち少なくとも１種を主成分とする材料からなるものであることを特徴とする請求項３項記載の磁気記録媒体。4. The magnetic recording according to claim 3, wherein the intermediate film is made of a material mainly containing at least one of Ru, Cr, Ir, Rh, Mo, Cu, Co, Re, and V. Medium. 配向調整層は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｔａのうち１種または２種以上からなるものであることを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the orientation adjustment layer is made of one or more of Cr, V, Nb, Mo, W, and Ta. . 配向調整層は、Ｃｒを主成分とする合金からなるものであることを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the orientation adjustment layer is made of an alloy containing Cr as a main component. 配向調整層は、Ｔａを含む合金Ｘ1Ｔａ（Ｘ1はＢｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒのうち１種または２種以上）を主成分とするものであり、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有することを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The orientation adjustment layer is mainly composed of an alloy X 1 Ta containing Ta (X 1 is one or more of Be, Co, Cr, Fe, Nb, Ni, V, Zn, and Zr). The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 6, wherein the magnetic recording medium has an Fd3m structure or an amorphous structure. 配向調整層は、Ｎｂを含む合金Ｘ2Ｎｂ（Ｘ2はＢｅ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｔａ、Ｖ、Ｚｎ、Ｚｒのうち１種または２種以上）を主成分とするものであり、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有することを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The orientation adjustment layer is mainly composed of an alloy X 2 Nb containing Nb (X 2 is one or more of Be, Co, Cr, Fe, Ni, Ta, V, Zn, and Zr). The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 6, wherein the magnetic recording medium has an Fd3m structure or an amorphous structure. 配向調整層は、ＣｏＴａまたはＣｏＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が３０〜７５ａｔ％であり、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有することを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The orientation adjustment layer is mainly composed of CoTa or CoNb, has a Ta or Nb content of 30 to 75 at%, and has an Fd3m structure or an amorphous structure. The magnetic recording medium of any one of them. 配向調整層は、ＣｒＴａまたはＣｒＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が１５〜７５ａｔ％であることを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。7. The magnetic recording according to claim 1, wherein the orientation adjusting layer is mainly composed of CrTa or CrNb, and the content of Ta or Nb is 15 to 75 at%. Medium. 配向調整層は、ＮｉＴａまたはＮｉＮｂを主成分とするものであり、ＴａまたはＮｂの含有量が３０〜７５ａｔ％であり、かつＦｄ３ｍ構造またはアモルファス構造を有することを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The orientation adjustment layer is mainly composed of NiTa or NiNb, has a Ta or Nb content of 30 to 75 at%, and has an Fd3m structure or an amorphous structure. The magnetic recording medium of any one of them. 配向調整層は、Ｆｄ３ｍ構造を有する非磁性金属からなるものであることを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the orientation adjustment layer is made of a nonmagnetic metal having an Fd3m structure. 配向調整層は、Ｃ１５構造を有する非磁性金属からなるものであることを特徴とする請求項１〜６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The magnetic recording medium according to claim 1, wherein the orientation adjustment layer is made of a nonmagnetic metal having a C15 structure. 非磁性基板と配向調整層との間に、配向性向上層が形成されていることを特徴とする請求項１〜１５のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。16. The magnetic recording medium according to claim 1, wherein an orientation improving layer is formed between the nonmagnetic substrate and the orientation adjusting layer. 配向性向上層は、Ｂ２構造またはアモルファス構造をなす材料からなるものであることを特徴とする請求項１６記載の磁気記録媒体。17. The magnetic recording medium according to claim 16, wherein the orientation improving layer is made of a material having a B2 structure or an amorphous structure. 配向性向上層は、ＮｉＡｌ、ＦｅＡｌ、ＣｏＡｌ、ＣｏＺｒ、ＣｏＣｒＺｒ、およびＣｏＣｒＣのうちいずれかを主成分とするものであることを特徴とする請求項１６記載の磁気記録媒体。The magnetic recording medium according to claim 16, wherein the orientation improving layer is composed mainly of any one of NiAl, FeAl, CoAl, CoZr, CoCrZr, and CoCrC. 配向調整層は、複数設けられていることを特徴とする請求項１〜１８のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The magnetic recording medium according to claim 1, wherein a plurality of orientation adjusting layers are provided. 非磁性基板と、その上に形成された磁性層および保護層を基本構成とする磁気記録媒体において、
非磁性基板と磁性層との間に、直上の層の結晶配向性を調整する配向調整層が形成され、
配向調整層が、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有し、
磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大きくされ、
磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされていることを特徴とする磁気記録媒体。In a magnetic recording medium having a non-magnetic substrate and a magnetic layer and a protective layer formed thereon as a basic configuration,
Between the nonmagnetic substrate and the magnetic layer, an orientation adjustment layer that adjusts the crystal orientation of the layer immediately above is formed,
The orientation adjustment layer has a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction,
The ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction of the magnetic layer is set to be greater than 1.
The magnetic layer has a plurality of magnetic films, these magnetic films have an hcp structure and are preferentially oriented to (110), and antiferromagnetic coupling can be formed between these magnetic films. A magnetic recording medium characterized by the above. 非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とする磁気記録媒体において、
非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、
非磁性基板と非磁性下地層との間に、直上の層の結晶配向性を調整する配向調整層が形成され、
非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させ、磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒを１より大きくする配向調整層が、アモルファス構造のＮｉＰ合金からなるものであり、
磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされていることを特徴とする磁気記録媒体。In a magnetic recording medium comprising a nonmagnetic substrate and a nonmagnetic underlayer, a magnetic layer and a protective layer formed on the nonmagnetic substrate,
The nonmagnetic underlayer has a bcc structure;
Between the nonmagnetic substrate and the nonmagnetic underlayer, an orientation adjustment layer that adjusts the crystal orientation of the layer immediately above is formed,
An orientation adjustment layer that orients the nonmagnetic underlayer preferentially to (200) and makes the ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the circumferential direction and the coercive force Hcr in the radial direction greater than 1 has an amorphous structure. Made of NiP alloy,
The magnetic layer has a plurality of magnetic films, these magnetic films have an hcp structure and are preferentially oriented to (110), and antiferromagnetic coupling can be formed between these magnetic films. A magnetic recording medium characterized by the above. 配向調整層は、窒素または酸素を１ａｔ％以上含むことを特徴とする請求項１〜２１のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体。The magnetic recording medium according to any one of claims 1 to 21, wherein the orientation adjusting layer contains 1 at% or more of nitrogen or oxygen. 非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とし、非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、非磁性基板と非磁性下地層との間に、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる配向調整層が形成され、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされた磁気記録媒体を製造する方法であって、
配向調整層を構成する材料からなる成膜粒子を放出源から放出させて被付着面に付着させることにより配向調整層を形成し、この際、成膜粒子軌道の被付着面への投影線がほぼ非磁性基板の径方向に沿い、かつ非磁性基板に対し傾いて入射するように成膜粒子の方向を設定することを特徴とする磁気記録媒体の製造方法。The non-magnetic substrate and the non-magnetic under layer, magnetic layer, and protective layer formed thereon are the basic components, and the non-magnetic under layer has a bcc structure, and between the non-magnetic substrate and the non-magnetic under layer. An orientation adjusting layer for preferentially orienting the nonmagnetic underlayer to (200) is formed, the magnetic layer has a plurality of magnetic films, these magnetic films have an hcp structure, and (110) A method of manufacturing a magnetic recording medium that is preferentially oriented and is capable of forming antiferromagnetic coupling between these magnetic films,
The film-forming particles made of the material constituting the alignment layer are released from the emission source and adhered to the surface to be adhered, thereby forming the orientation adjustment layer. A method of manufacturing a magnetic recording medium, characterized in that the direction of film-forming particles is set so as to be substantially incident along the radial direction of the nonmagnetic substrate and inclined with respect to the nonmagnetic substrate. 配向調整層に、酸化処理または窒化処理を施すことを特徴とする請求項２３記載の磁気記録媒体の製造方法。24. The method of manufacturing a magnetic recording medium according to claim 23, wherein the orientation adjustment layer is subjected to oxidation treatment or nitridation treatment. 配向調整層を形成するにあたって、成膜粒子の放出源としてスパッタリングターゲットを用いるスパッタ法を採用することを特徴とする請求項２３または２４記載の磁気記録媒体の製造方法。25. The method of manufacturing a magnetic recording medium according to claim 23, wherein in forming the alignment layer, a sputtering method using a sputtering target as a source for forming film formation particles is employed. 配向調整層を形成するに際し、酸素または窒素を含むスパッタガスを用いることによって酸化処理または窒化処理を行うことを特徴とする請求項２５記載の磁気記録媒体の製造方法。26. The method of manufacturing a magnetic recording medium according to claim 25, wherein an oxidation treatment or a nitridation treatment is performed by using a sputtering gas containing oxygen or nitrogen when forming the alignment layer. 酸化処理または窒化処理を、配向調整層の表面を酸素含有ガスまたは窒素含有ガスに接触させることにより行うことを特徴とする請求項２４〜２６のうちいずれか１項記載の磁気記録媒体の製造方法。27. The method of manufacturing a magnetic recording medium according to claim 24, wherein the oxidation treatment or the nitriding treatment is performed by bringing the surface of the orientation adjustment layer into contact with an oxygen-containing gas or a nitrogen-containing gas. . 非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とし、非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、非磁性基板と非磁性下地層との間に、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる配向調整層が形成され、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされた磁気記録媒体を製造する装置であって、
配向調整層を構成する材料からなる成膜粒子を放出し被付着面に付着させることにより配向調整層を形成する放出源と、この放出源から放出された成膜粒子の方向を定める方向設定手段とを備え、
この方向設定手段は、成膜粒子軌道の被付着面への投影線がほぼ非磁性基板の径方向に沿い、かつ非磁性基板に対し傾いて入射するように成膜粒子の方向を設定することができるようにされていることを特徴とする磁気記録媒体の製造装置。The non-magnetic substrate and the non-magnetic under layer, magnetic layer, and protective layer formed thereon are the basic components, and the non-magnetic under layer has a bcc structure, and is between the non-magnetic substrate and the non-magnetic under layer. An orientation adjusting layer for preferentially orienting the nonmagnetic underlayer to (200) is formed, the magnetic layer has a plurality of magnetic films, these magnetic films have an hcp structure, and (110) An apparatus for manufacturing a magnetic recording medium that is preferentially oriented and is capable of forming antiferromagnetic coupling between these magnetic films,
An emission source for forming an orientation adjusting layer by emitting film forming particles made of a material constituting the orientation adjusting layer and adhering to the adherend surface, and direction setting means for determining the direction of the film forming particles emitted from the emission source And
This direction setting means sets the direction of the film forming particle so that the projection line of the film forming particle trajectory onto the adherend surface is substantially along the radial direction of the nonmagnetic substrate and is inclined with respect to the nonmagnetic substrate. An apparatus for manufacturing a magnetic recording medium, wherein: 磁気記録媒体と、この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、
磁気記録媒体が、非磁性基板と、その上に形成された非磁性下地層、磁性層および保護層を基本構成とし、非磁性下地層が、ｂｃｃ構造を有し、非磁性基板と非磁性下地層との間に、非磁性下地層を（２００）に優先的に配向させる配向調整層が形成され、この配向調整層が、柱状微結晶粒が半径方向に傾いた結晶構造を有し、磁性層の周方向の保磁力Ｈｃｃと径方向の保磁力Ｈｃｒとの比Ｈｃｃ／Ｈｃｒが、１より大きくされ、磁性層が、複数の磁性膜を有し、これら磁性膜が、ｈｃｐ構造を有し、かつ（１１０）に優先的に配向しており、これら磁性膜間に反強磁性結合が形成可能とされていることを特徴とする磁気記録再生装置。A magnetic recording medium, and a magnetic head for recording and reproducing information on the magnetic recording medium,
A magnetic recording medium is basically composed of a nonmagnetic substrate and a nonmagnetic underlayer, a magnetic layer and a protective layer formed on the nonmagnetic substrate, and the nonmagnetic underlayer has a bcc structure and is nonmagnetic and nonmagnetic. An orientation adjustment layer for preferentially orienting the nonmagnetic underlayer to (200) is formed between the base layer and the orientation adjustment layer. The orientation adjustment layer has a crystal structure in which columnar microcrystal grains are inclined in the radial direction. The ratio Hcc / Hcr of the coercive force Hcc in the circumferential direction of the layer to the coercive force Hcr in the radial direction is greater than 1, the magnetic layer has a plurality of magnetic films, and these magnetic films have an hcp structure. , And (110) is preferentially oriented, and an antiferromagnetic coupling can be formed between these magnetic films.
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