[go: up one dir, main page]

WO2013005785A1 - 軟磁性下地層 - Google Patents

軟磁性下地層 Download PDF

Info

Publication number
WO2013005785A1
WO2013005785A1 PCT/JP2012/067150 JP2012067150W WO2013005785A1 WO 2013005785 A1 WO2013005785 A1 WO 2013005785A1 JP 2012067150 W JP2012067150 W JP 2012067150W WO 2013005785 A1 WO2013005785 A1 WO 2013005785A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
soft magnetic
thickness
atomic
soft
antiferromagnetic coupling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2012/067150
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
福岡　淳
斉藤　和也
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Proterial Ltd
Original Assignee
Hitachi Metals Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Metals Ltd filed Critical Hitachi Metals Ltd
Priority to JP2012556300A priority Critical patent/JP6128417B2/ja
Priority to US13/816,789 priority patent/US9064519B2/en
Publication of WO2013005785A1 publication Critical patent/WO2013005785A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/64—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent
    • G11B5/66—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent the record carriers consisting of several layers
    • G11B5/667—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent the record carriers consisting of several layers including a soft magnetic layer
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/64—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent
    • G11B5/66—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent the record carriers consisting of several layers
    • G11B5/676—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent the record carriers consisting of several layers having magnetic layers separated by a nonmagnetic layer, e.g. antiferromagnetic layer, Cu layer or coupling layer
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F10/00—Thin magnetic films, e.g. of one-domain structure
    • H01F10/32—Spin-exchange-coupled multilayers, e.g. nanostructured superlattices
    • H01F10/324—Exchange coupling of magnetic film pairs via a very thin non-magnetic spacer, e.g. by exchange with conduction electrons of the spacer

Definitions

  • the present invention relates to a soft magnetic underlayer used for a perpendicular magnetic recording medium.
  • Perpendicular magnetic recording is a method in which the magnetic layer of a perpendicular magnetic recording medium is formed so that the easy axis of magnetization is oriented perpendicular to the medium surface. This is a method suitable for high recording density with a small decrease in recording and reproduction characteristics.
  • a recording medium having a magnetic recording layer with improved recording sensitivity and a soft magnetic underlayer has been developed.
  • the soft magnetic underlayer has a role of circulating the recording magnetic field from the magnetic head, has a high saturation magnetic flux density to efficiently draw the recording magnetic field, and improves the writing property to the magnetic recording medium. It is required to have a high magnetic permeability (see, for example, Patent Document 1 and Patent Document 2). Also, when the surface roughness of the soft magnetic underlayer is rough, the surface roughness of the perpendicular magnetic recording medium is also roughened, so that the flying height of the magnetic head is increased and the reproduction sensitivity is deteriorated. For this reason, the soft magnetic underlayer is required to have an amorphous structure excellent in surface smoothness (see, for example, Patent Document 3).
  • the soft magnetic underlayer a configuration in which a plurality of soft magnetic layers are antiferromagnetically coupled through a nonmagnetic spacer layer allows leakage magnetic flux generated from the magnetic wall of the soft magnetic layer to flow into the reproducing head. It is proposed that the magnetic domain wall existing in the soft magnetic layer is fixed so that it does not move easily and noise is reduced (for example, see Patent Document 4). In such a soft magnetic underlayer, it has been proposed to improve the writing characteristics by using a material having a high saturation magnetic flux density for the soft magnetic layer.
  • High-speed response to high-frequency signals is improved by antiferromagnetic coupling in the range of 30 to 70% of the maximum value of antiferromagnetic coupling force that varies depending on the thickness of the spacer layer sandwiched between the soft magnetic layers.
  • Patent Document 5 As a material for the soft magnetic layer of conventional perpendicular magnetic recording media, Co—Fe—Al alloys and the like have been proposed (see, for example, Patent Documents 6 to 8).
  • JP 2006-190486 A Japanese Patent No. 4409085 JP 2008-276859 A JP 2001-331920 A JP 2011-100533 Japanese Patent No. 4101836 International Publication No. 2009/104509 JP 2003-0679090 A
  • the soft magnetic underlayer disclosed in Patent Document 5 described above is a method of antiferromagnetic coupling within a range of 30 to 70% of the maximum value of the antiferromagnetic coupling force, and the high frequency response of the soft magnetic underlayer is reduced. Although it is an effective means to increase, since a structure that can obtain the maximum value of antiferromagnetic coupling force is not used, the fluctuation of antiferromagnetic coupling force with respect to the thickness of the spacer layer increases, and the antiferromagnetic coupling force increases. May become unstable.
  • An object of the present invention is to provide a soft magnetic underlayer for a perpendicular magnetic recording medium having a low saturation value and a high saturation magnetic flux density even when the maximum antiferromagnetic coupling force is obtained. It is.
  • the present inventors have found a suitable composition range of a soft magnetic underlayer having a low maximum magnetic coupling force and a high saturation magnetic flux density, and have reached the present invention.
  • the composition formula in atomic ratio is (Fe 100-X Co X ) 100-Y -M Y , 15 ⁇ X ⁇ 30, 10 ⁇ Y ⁇ 30, M element (Ta, Ti, Zr, Nb, Cr And two soft magnetic layers each having a thickness of 10 to 50 nm each consisting of the inevitable impurities represented by the group consisting of Ru, Cr, Cu, Re and Rh.
  • a soft magnetic underlayer which is antiferromagnetically coupled through a spacer layer made of one element selected from the group and having a thickness of 0.10 to 0.50 nm, and has an antiferromagnetic coupling force between the soft magnetic layers.
  • the spacer layer is preferably made of Ru.
  • the thickness of the spacer layer is preferably such that the absolute value of the difference from the thickness of the spacer layer at which the maximum antiferromagnetic coupling force is obtained is less than 0.05 nm.
  • the present invention it is possible to provide a soft magnetic underlayer of an Fe—Co alloy used for a perpendicular magnetic recording medium having a low antiferromagnetic coupling force and a high saturation magnetic flux density. It becomes effective technology.
  • FIG. 4 is a relationship diagram between a maximum peak of antiferromagnetic coupling force and a saturation magnetic flux density.
  • an important feature of the present invention is that, as a soft magnetic underlayer, an optimum composition range for realizing a high saturation magnetic flux density with a low maximum antiferromagnetic coupling force has been found. is there.
  • the Fe—Co alloy used as a base for forming the soft magnetic layer of the present invention has a composition expressed by the formula (Fe 100-X Co X ), 15 ⁇ X ⁇ 30 in atomic ratio. It has been confirmed that the proportional relationship shown in Fig. 2 (comparative example) is established between the antiferromagnetic coupling force and the saturation magnetic flux density in the Co-Fe alloy, and the antiferromagnetic coupling force is reduced by the conventional method. In order to achieve this, it was necessary to set the saturation magnetic flux density low.
  • the soft magnetic layer of the present invention has a Fe-rich composition range as described above, a proportional relationship is established between the antiferromagnetic coupling force and the saturation magnetic flux density, but the saturation magnetic flux density is higher than that of the conventional Co—Fe alloy.
  • the antiferromagnetic coupling force can be reduced while maintaining.
  • the atomic ratio of Co to Fe in the soft magnetic layer is less than 15%, the saturation magnetic flux density of the base Fe—Co alloy becomes small.
  • the atomic ratio of Co to Fe in the soft magnetic layer exceeds 30%, the antiferromagnetic coupling force cannot be reduced while maintaining the saturation magnetic flux density at a high level. Therefore, in the present invention, the atomic ratio of Co to Fe is in the range of 15 to 30%.
  • the soft magnetic layer of the present invention is a total of 10 or more elements selected from the group of Ta, Ti, Zr, Nb, Cr, and B as additive elements M in the above-described Fe—Co alloy. Contains up to 30 atomic percent.
  • the elements M, Ta, Ti, Zr, Nb, Cr, and B added in the present invention adjust the saturation magnetic flux density to a range in which both the reduction in noise of the magnetic recording medium and the improvement of the writing characteristics can be achieved, and the transmission of high-frequency signals. A specific amount is added in order to obtain a specific range of antiferromagnetic coupling force capable of improving the magnetic susceptibility.
  • the amount of M element added is in the range of 10 to 30 atomic%.
  • the M elements Ta, Zr, Nb, and B are effective elements for forming an amorphous state because they show an eutectic equilibrium diagram with respect to Fe and Co as base elements.
  • Ta and Nb are elements of the same family, and the binary equilibrium phase diagrams with Fe or Co are similar to each other, so that substantially the same effect can be obtained.
  • M elements Ti and Cr are elements that are effective in improving the corrosion resistance of the soft magnetic underlayer.
  • the total amount of addition of Ta, Zr, Nb, and B is 5 atomic% or more.
  • the Fe—Co alloy forming the soft magnetic layer of the present invention has a problem that the content of Fe is higher than that of the conventional Co—Fe alloy and the corrosion resistance is lowered. It is desirable that the addition amount be 5 atomic% or more.
  • the thickness of each of the two soft magnetic layers is 10 to 50 nm. That is, if the thickness of the soft magnetic layer is less than 10 nm, since the film thickness is thin, a decrease in recording efficiency in magnetic recording becomes remarkable, and there may be a problem that magnetization reversal of recording bits cannot be performed reliably. . On the other hand, when the film thickness exceeds 50 nm, the film stress increases and the film is easily peeled off, or it takes time to form the film and the productivity is lowered.
  • the soft magnetic layer described above has a thickness of 0.10 to 0. 0 made of one element selected from the group of nonmagnetic elements Ru, Cr, Cu, Re, and Rh. It is antiferromagnetically coupled by a 50 nm spacer layer. Ru, Cr, Cu, Re, and Rh were selected as the spacer layers because the adjacent soft magnetic layers can be antiferromagnetically coupled by sandwiching these thin, nonmagnetic spacer layers between the soft magnetic layers. This is because it can. Thereby, the soft magnetic underlayer of the present invention can reduce noise caused by the soft magnetic underlayer.
  • the spacer layer applied in the present invention among the above-mentioned nonmagnetic elements, it is preferable to use Ru that can provide a particularly stable antiferromagnetic coupling.
  • Ru that can provide a particularly stable antiferromagnetic coupling.
  • the thickness of the spacer layer is less than 0.10 nm, the soft magnetic layer is not antiferromagnetically coupled.
  • the antiferromagnetic coupling force is oscillatingly attenuated as the thickness of the spacer layer increases, a sufficient antiferromagnetic coupling force cannot be obtained when the thickness of the spacer layer exceeds 0.50 nm. .
  • the thickness of the spacer layer is in the range of 0.10 to 0.50 nm.
  • the maximum antiferromagnetic coupling force can be obtained in the range of 0.10 to 0.50 nm. It is preferable to set it to less than ⁇ 0.05 nm with respect to the film thickness. This is because it is difficult to adjust the antiferromagnetic coupling force within a specific range, which will be described later, when the spacer layer thickness varies by more than ⁇ 0.05 nm with respect to the film thickness at which the maximum value of the antiferromagnetic coupling force is obtained. Because it becomes.
  • a method for setting the thickness of the spacer layer for example, a sample in which a spacer layer having a thickness of 150 nm is formed on a part of the surface of a glass substrate is prepared, and the stylus of a stylus type surface shape measuring instrument is scanned. Then, the step (film thickness) formed between the glass substrate and the spacer layer is measured, and the film formation speed is obtained from the film thickness and the film formation time. And it can form into a predetermined film thickness by adjusting the film-forming time on the basis of the obtained film-forming speed.
  • the thickness of the spacer layer can be measured, for example, by observing a cross section of the sample on which the spacer layer is formed with a transmission electron microscope.
  • the soft magnetic underlayer of the present invention has an antiferromagnetic coupling force of 100 to 4000 A / m.
  • the antiferromagnetic coupling force is less than 100 A / m, the leakage magnetic field from the soft magnetic underlayer becomes large, and the reading characteristics of the magnetic recording medium are deteriorated.
  • the antiferromagnetic coupling force is greater than 4000 A / m, the magnetic permeability of the soft magnetic underlayer with respect to the high-frequency signal is lowered, resulting in poor responsiveness and poor write characteristics of the magnetic recording medium.
  • the soft magnetic underlayer of the present invention can improve the magnetic permeability for high-frequency signals by setting the antiferromagnetic coupling force to a specific range of 100 to 4000 A / m, and improve the writing characteristics of the magnetic recording medium. Can contribute.
  • a method for forming the soft magnetic underlayer of the present invention for example, a vacuum deposition method, a sputtering method, and a chemical vapor deposition method can be used.
  • a sputtering method in which a target having the same composition as the soft magnetic layer and the spacer layer is prepared and a thin film is formed by sputtering is preferable, whereby a stable film can be formed at high speed.
  • a melt casting method or a powder sintering method can be applied.
  • a casting ingot or a cast ingot is subjected to plastic processing or pressure processing to form a bulk body, which can be manufactured by machining.
  • an alloy powder having a final composition of an Fe—Co alloy can be produced and used by, for example, a gas atomization method.
  • a mixed powder obtained by preparing a plurality of alloy powders or pure metal powders by, for example, a gas atomizing method and mixing them so that the final composition of the Fe—Co alloy is obtained.
  • pressure sintering such as hot isostatic pressing, hot pressing, discharge plasma sintering, extrusion press sintering, or the like can be used.
  • invention Example 1 In order to fabricate Fe—Co-based alloy targets for forming a soft magnetic layer, Fe 92 —Ta 8 (atomic%), Fe 90 —Zr 10 (atomic%), and Fe 70 —B having a purity of 99.9% or more, respectively.
  • the Fe—Co-based alloy target and the Ru target prepared above are placed in the chamber 1 and the chamber 2 of a DC magnetron sputtering apparatus (Canon Anelva Co., Ltd. 3010), respectively, and each chamber has a degree of vacuum of 2 ⁇ 10 ⁇ 5. Exhaust was performed until it became Pa or less. Then, a soft magnetic layer having a thickness of 40 nm was formed on a glass substrate having dimensions of 75 mm ⁇ 25 mm, and a sample for X-ray diffraction measurement was produced.
  • a DC magnetron sputtering apparatus Canon Anelva Co., Ltd. 3010
  • a magnetic layer was formed by forming a soft magnetic layer 20 nm on a glass substrate having a diameter of 10 mm and 0.00 to 0.60 nm by changing Ru as a spacer layer in increments of 0.05 nm, and a soft magnetic layer 20 nm on the upper surface in order. Samples for characteristic evaluation were also prepared.
  • the sputtering conditions for forming the soft magnetic layer were Ar gas pressure 0.6 Pa and input power 1 kW.
  • the sputtering conditions for forming the spacer layer were Ar gas pressure 0.6 Pa and input power 50 W.
  • the spacer layer thickness is set by first preparing a sample having a 150 nm spacer layer formed thereon, measuring the exact thickness using a stylus type surface profile measuring instrument, The deposition rate was determined from the time. And it formed into a predetermined film thickness by adjusting the film-forming time on the basis of the obtained film-forming speed. Further, the thickness of the spacer layer was changed to a thickness of 0.05 nm, and the thickness showing the maximum antiferromagnetic coupling force was adopted to obtain a sample for magnetic property evaluation to be Example 1 of the present invention.
  • the obtained mixed powder was filled into a mild steel capsule and sealed by deaeration, and then sintered by hot isostatic pressing under conditions of a temperature of 950 ° C., a pressure of 122 MPa, and a holding time of 2 hours to prepare a sintered body.
  • the obtained sintered body was machined to produce a Fe—Co alloy target having a diameter of 180 mm and a thickness of 4.0 mm.
  • samples for X-ray diffraction measurement and magnetic property evaluation were prepared under the same conditions as in Example 1 of the present invention.
  • the obtained mixed powder was filled into a mild steel capsule and sealed by deaeration, and then sintered by hot isostatic pressing under conditions of a temperature of 950 ° C., a pressure of 122 MPa, and a holding time of 2 hours to prepare a sintered body.
  • the obtained sintered body was machined to produce a Fe—Co alloy target having a diameter of 180 mm and a thickness of 4.0 mm.
  • samples for X-ray diffraction measurement and magnetic property evaluation were prepared under the same conditions as in Example 1 of the present invention.
  • the obtained mixed powder was filled into a mild steel capsule and sealed by deaeration, and then sintered by hot isostatic pressing under conditions of a temperature of 950 ° C., a pressure of 122 MPa, and a holding time of 2 hours to prepare a sintered body.
  • the obtained sintered body was machined to produce a Fe—Co alloy target having a diameter of 180 mm and a thickness of 4.0 mm.
  • samples for X-ray diffraction measurement and magnetic property evaluation were prepared under the same conditions as in Example 1 of the present invention.
  • the obtained mixed powder was filled into a mild steel capsule and sealed by deaeration, and then sintered by hot isostatic pressing under conditions of a temperature of 950 ° C., a pressure of 122 MPa, and a holding time of 2 hours to prepare a sintered body.
  • the obtained sintered body was machined to produce a Fe—Co alloy target having a diameter of 180 mm and a thickness of 4.0 mm.
  • samples for X-ray diffraction measurement and magnetic property evaluation were prepared under the same conditions as in Example 1 of the present invention.
  • the obtained mixed powder was filled into a mild steel capsule and sealed by deaeration, and then sintered by hot isostatic pressing under conditions of a temperature of 950 ° C., a pressure of 122 MPa, and a holding time of 2 hours to prepare a sintered body.
  • the obtained sintered body was machined to produce a Fe—Co alloy target having a diameter of 180 mm and a thickness of 4.0 mm.
  • samples for X-ray diffraction measurement and magnetic property evaluation were prepared under the same conditions as in Example 1 of the present invention.
  • the obtained mixed powder was filled into a mild steel capsule and sealed by deaeration, and then sintered by hot isostatic pressing under conditions of a temperature of 950 ° C., a pressure of 122 MPa, and a holding time of 2 hours to prepare a sintered body.
  • the obtained sintered body was machined to produce a Fe—Co alloy target having a diameter of 180 mm and a thickness of 4.0 mm.
  • samples for X-ray diffraction measurement and magnetic property evaluation were prepared under the same conditions as in Example 1 of the present invention.
  • the obtained mixed powder was filled into a mild steel capsule and sealed by deaeration, and then sintered by hot isostatic pressing under conditions of a temperature of 950 ° C., a pressure of 122 MPa, and a holding time of 2 hours to prepare a sintered body.
  • the obtained sintered body was machined to produce a Fe—Co alloy target having a diameter of 180 mm and a thickness of 4.0 mm.
  • samples for X-ray diffraction measurement and magnetic property evaluation were prepared under the same conditions as in Example 1 of the present invention.
  • the obtained mixed powder was filled into a mild steel capsule and sealed by deaeration, and then sintered by hot isostatic pressing under conditions of a temperature of 950 ° C., a pressure of 122 MPa, and a holding time of 2 hours to prepare a sintered body.
  • the obtained sintered body was machined to produce a Co—Fe-based alloy target having a diameter of 180 mm and a thickness of 4.0 mm.
  • samples for X-ray diffraction measurement and magnetic property evaluation were prepared under the same conditions as in Example 1 of the present invention.
  • FIG. 1 shows a typical BH curve of an antiferromagnetically coupled soft magnetic underlayer.
  • the applied magnetic field that began to magnetize from this stable antiferromagnetic coupling state was defined as the antiferromagnetic coupling force.
  • Table 1 shows the maximum value of the antiferromagnetic coupling force obtained from the BH curve obtained for each Ru film thickness, the Ru film thickness as the spacer layer, and the saturation magnetic flux density.
  • FIG. 2 shows the relationship between the maximum value of the antiferromagnetic coupling force and the saturation magnetic flux density.
  • the soft magnetic underlayers of Invention Examples 1 to 8 using an Fe—Co alloy for the soft magnetic layer have an antiferromagnetic coupling force lower than 4000 A / m, A high saturation magnetic flux density of 0.60 T or more, which can be applied as a formation, can be realized.
  • the soft magnetic underlayers of Comparative Example 1 and Comparative Example 2 using a Co—Fe-based alloy for the soft magnetic layer have an advantage of high saturation magnetic flux density, but have an antiferromagnetic coupling force higher than 4000 A / m. I understand that. Further, as shown in FIG.
  • the soft magnetic underlayer in the composition range of the present invention can reduce the antiferromagnetic coupling force while maintaining the saturation magnetic flux density at a higher level than the soft magnetic underlayer of the comparative example. It was confirmed that the soft magnetic underlayer was suitable for a perpendicular magnetic recording medium.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Magnetic Record Carriers (AREA)

Abstract

　反強磁性結合力が低く、且つ、高い飽和磁束密度を有する垂直磁気記録媒体用の軟磁性下地層を提供する。　原子比における組成式が（Ｆｅ１００－ＸＣｏＸ）１００－Ｙ－ＭＹ、１５≦Ｘ≦３０、１０≦Ｙ≦３０、Ｍ元素（Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＣｒおよびＢの群から選ばれる１種または２種以上の元素）で表され残部不可避的不純物からなるそれぞれ厚さ１０～５０ｎｍの２層の軟磁性層が、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＲｅおよびＲｈの群から選ばれる１種の元素からなる厚さ０．１０～０．５０ｎｍのスペーサ層を介して反強磁性結合された軟磁性下地層であって、前記軟磁性層間の反強磁性結合力が１００～４０００Ａ／ｍの軟磁性下地層。　

Description

軟磁性下地層
　本発明は、垂直磁気記録媒体に用いられる軟磁性下地層に関するものである。
　近年、高度情報化社会により磁気記録の高密度化が強く望まれている。この高密度化を実現する技術として、従来の面内磁気記録方式に代わり垂直磁気記録方式が実用化されている。
垂直磁気記録方式とは、垂直磁気記録媒体の磁性層を媒体面に対して磁化容易軸が垂直方向に配向するように形成したものであり、記録密度を上げて行ってもビット内の反磁界が小さく、記録再生特性の低下が少ない高記録密度に適した方法である。そして、垂直磁気記録方式においては、記録感度を高めた磁気記録層と軟磁性下地層とを有する記録媒体が開発されている。
　この軟磁性下地層には、磁気ヘッドからの記録磁界を還流させる役割があり、記録磁界を効率良く引き込むために高い飽和磁束密度を有すること、また、磁気記録媒体への書き込み性を向上させるため高い透磁率を有することが求められている（例えば、特許文献１および特許文献２参照）。また、軟磁性下地層の表面粗さが粗い場合には、垂直磁気記録媒体の表面粗さも粗くなるため、磁気ヘッドの浮上量が増加し、再生感度が悪くなる。そのため、軟磁性下地層としては、表面平滑性に優れるアモルファス構造であることが求められている（例えば、特許文献３参照）。
　また、軟磁性下地層としては、複数の軟磁性層を非磁性スペーサ層を介して反強磁性結合させる構成とすることにより、軟磁性層の磁壁から発生する漏れ磁束が再生ヘッドに流入するのを防ぐとともに、軟磁性層中に存在する磁壁が容易に動かないように固定し、ノイズを低減することが提案されている（例えば、特許文献４参照）。そして、このような軟磁性下地層においては、軟磁性層に高い飽和磁束密度を有する材料を用いることで書き込み特性を向上させることが提案されている。この軟磁性層の間に挟まれるスペーサ層の厚さによって変化する反強磁性結合力の最大値に対し３０～７０％の範囲で反強磁性結合させることにより、高周波信号に対する高速応答性の向上を図ることが提案されている（例えば、特許文献５参照）。
　また、これまでの垂直磁気記録媒体の軟磁性層の材料としては、Ｃｏ－Ｆｅ－Ａｌ合金等が提案されている（例えば、特許文献６～特許文献８参照）。
特開２００６－１９０４８６号公報 特許４４０９０８５号公報 特開２００８－２７６８５９号公報 特開２００１－３３１９２０号公報 特開２０１１－１００５２３号公報 特許４１０１８３６号公報 国際公開第２００９／１０４５０９号公報 特開２００３－０６７９０９０号公報
　上述した特許文献５に開示される軟磁性下地層では、反強磁性結合力の最大値の３０～７０％の範囲内で反強磁性結合させる方法であり、軟磁性下地層の高周波応答性を高めるためには有効な手段であるが、反強磁性結合力の最大値が得られる構造を用いないため、スペーサ層の膜厚に対する反強磁性結合力の変動が大きくなり、反強磁性結合力が不安定になる可能性がある。
　また、特許文献６に開示される軟磁性層のＣｏ－Ｆｅ－Ａｌ合金は、飽和磁束密度が高い点では有利であるものの、反強磁性結合力の最大値が高く、高周波信号に対する透磁率が低下し、磁気記録媒体の書き込み特性が悪くなるという問題があった。
　本発明の目的は、反強磁性結合力の最大値が得られる構造であっても、その値が低く、且つ、高い飽和磁束密度を有する垂直磁気記録媒体用の軟磁性下地層を提供することである。
　本発明者らは、垂直磁気記録媒体に用いられる軟磁性下地層について、ＦｅとＣｏの組成比とＦｅ－Ｃｏ合金への添加元素および、その添加範囲について種々の検討を行った結果、反強磁性結合力の最大値が低く、且つ、高い飽和磁束密度を有する軟磁性下地層の好適な組成範囲を見出し本発明に到達した。
　すなわち本発明は、原子比における組成式が（Ｆｅ１００－ＸＣｏＸ）１００－Ｙ－ＭＹ、１５≦Ｘ≦３０、１０≦Ｙ≦３０、Ｍ元素（Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＣｒおよびＢの群から選ばれる１種または２種以上の元素）で表され残部不可避的不純物からなるそれぞれ厚さ１０～５０ｎｍの２層の軟磁性層が、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＲｅおよびＲｈの群から選ばれる１種の元素からなる厚さ０．１０～０．５０ｎｍのスペーサ層を介して反強磁性結合された軟磁性下地層であって、前記軟磁性層間の反強磁性結合力が１００～４０００Ａ／ｍの軟磁性下地層の発明である。
　前記スペーサ層は、Ｒｕからなることが好ましい。
　また、前記スペーサ層の厚さは、反強磁性結合力の最大値が得られる前記スペーサ層の厚さとの差の絶対値が０．０５ｎｍ未満となる厚さであることが好ましい。
　本発明により、反強磁性結合力が低く、且つ、高い飽和磁束密度を有する垂直磁気記録媒体に用いられるＦｅ－Ｃｏ系合金の軟磁性下地層を提供でき、垂直磁気記録媒体を製造する上で有効な技術となる。
本発明の軟磁性下地層のＢ－Ｈカーブの一例である。 反強磁性結合力の最大ピークと飽和磁束密度の関係図である。
　上述したように、本発明の重要な特徴は、軟磁性下地層として、反強磁性結合力の最大値が低く、且つ、高い飽和磁束密度を実現するための最適な組成範囲を見出した点にある。
　まず、本発明の軟磁性層を形成するベースとなるＦｅ－Ｃｏ系合金に関して説明する。
　本組成の軟磁性層を形成するベースとなるＦｅ－Ｃｏ系合金は、原子比における組成式が（Ｆｅ１００－ＸＣｏＸ）、１５≦Ｘ≦３０で表される組成である。
　Ｃｏ－Ｆｅ系合金における反強磁性結合力と飽和磁束密度には、図２（比較例）に示すような比例関係が成り立つことが確認されており、従来の方法で反強磁性結合力を低減するためには、飽和磁束密度も低く設定する必要があった。
　本発明の軟磁性層は、Ｆｅリッチな上記の組成範囲にすることで、反強磁性結合力と飽和磁束密度に比例関係が成り立つものの、従来のＣｏ－Ｆｅ合金より飽和磁束密度を高いレベルに維持したまま、反強磁性結合力を低減できる。軟磁性層のＦｅに対するＣｏの原子比が１５％に満たない場合には、ベースとなるＦｅ-Ｃｏ合金の飽和磁束密度が小さくなる。一方、軟磁性層のＦｅに対するＣｏの原子比が３０％を超えると、飽和磁束密度を高いレベルに維持したままで、反強磁性結合力を低減できなくなる。したがって、本発明では、Ｆｅに対するＣｏの原子比を１５～３０％の範囲にする。
　本発明の軟磁性層は、上述のＦｅ－Ｃｏ系合金に添加元素Ｍとして、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、およびＢの群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で１０～３０原子％含有する。本発明で添加するＭ元素のＴａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｂは、飽和磁束密度を磁気記録媒体の低ノイズ化と書き込み特性の向上が両立できる範囲に調整するとともに、高周波信号に対する透磁率を向上させることができる特定範囲の反強磁性結合力を得るために特定量添加する。
　Ｍ元素の添加量が１０原子％に満たない場合には、飽和磁束密度を特定範囲に調整することが困難であり、また反強磁性結合力を特定範囲に調整する効果も十分でない。一方、Ｍ元素の添加量が３０原子％を超える場合には、飽和磁束密度が低下し過ぎてしまい、磁気記録媒体の低ノイズ化が困難になる上、書き込み性が低下する。このため、本発明では、Ｍ元素の添加量を１０～３０原子％の範囲にする。
　Ｍ元素の中でも、Ｔａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｂは、ベース元素のＦｅ、Ｃｏに対して共晶型の平衡状態図を示すことから、アモルファスを形成するために有効な元素である。ここで、ＴａとＮｂは、同族の元素であり、ＦｅまたはＣｏとの二元平衡状態図が互いに類似しているため、ほぼ同等の効果を得ることができる。また、Ｍ元素の中でも、Ｔｉ、Ｃｒは、軟磁性下地層の耐食性向上に効果のある元素である。本発明では、軟磁性下地層のアモルファス形成を促進するために、Ｔａ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｂの合計添加量を５原子％以上にすることが望ましい。また、本発明の軟磁性層を形成するＦｅ－Ｃｏ系合金は、従来のＣｏ－Ｆｅ合金よりＦｅの含有量が多く、耐食性が低下するといった問題が生じる場合があるため、Ｔｉ、Ｃｒの合計添加量を５原子％以上にすることが望ましい。
　また、本発明の軟磁性下地層は、２層の軟磁性層のそれぞれの膜厚を１０～５０ｎｍとする。それは、軟磁性層の膜厚が１０ｎｍ未満であると、膜厚が薄いために、磁気記録における記録効率の低下が顕著になり、記録ビットの磁化反転が確実に行えない問題が生じる場合がある。一方、膜厚が５０ｎｍを超えると、膜応力が大きくなってしまい膜が剥れやすくなったり、膜を形成するのに時間を要してしまい生産性が低下したりするためである。
　また、本発明の軟磁性下地層は、上記で説明した軟磁性層を非磁性元素Ｒｕ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＲｅおよびＲｈの群から選ばれる１種の元素からなる厚さ０．１０～０．５０ｎｍのスペーサ層により反強磁性結合させたものである。スペーサ層として、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＲｅおよびＲｈを選択したのは、軟磁性層間にこれらの薄くて非磁性のスペーサ層を挟むことによって、隣接する軟磁性層を反強磁性結合させることができるためである。これにより、本発明の軟磁性下地層は、軟磁性下地層に起因するノイズを低減することが可能となる。本発明で適用するスペーサ層は、上記の非磁性元素の中でも、特に安定した反強磁性結合が得られるＲｕを用いることが好ましい。
　スペーサ層の膜厚が０．１０ｎｍ未満であると、軟磁性層が反強磁性結合しない。また、反強磁性結合力は、スペーサ層の膜厚の増大に伴って振動的に減衰するため、スペーサ層の膜厚が０．５０ｎｍを超えると、十分な反強磁性結合力が得られない。このため、本発明では、スペーサ層の膜厚を０．１０～０．５０ｎｍの範囲とする。
　また、反強磁性結合力が最大値となるスペーサ層の膜厚は、軟磁性層の材質によって異なるため、０．１０～０．５０ｎｍの範囲で、反強磁性結合力の最大値が得られる膜厚に対して±０．０５ｎｍ未満に設定することが好ましい。これは、スペーサ層の膜厚が反強磁性結合力の最大値が得られる膜厚に対して±０．０５ｎｍよりも変動すると、後述する特定範囲の反強磁性結合力に調整することが困難になるためである。
　スペーサ層の膜厚の設定方法としては、例えばガラス基板上の一部の面に、厚さ１５０ｎｍのスペーサ層を成膜した試料を作製し、触針式表面形状測定器の触針を走査させてガラス基板とスペーサ層とで形成される段差（膜厚）を測定して、この膜厚と成膜時間から成膜速度を求める。そして、得られた成膜速度を基準として、成膜時間を調整することによって、所定の膜厚に成膜することができる。また、スペーサ層の膜厚は、例えば、スペーサ層を成膜した試料の断面を透過型電子顕微鏡により観察することによって測定することができる。
　また、本発明の軟磁性下地層は、反強磁性結合力を１００～４０００Ａ／ｍにする。反強磁性結合力が１００Ａ／ｍよりも小さいと、軟磁性下地層からの漏れ磁界が大きくなってしまい、磁気記録媒体の読み込み特性が悪くなる。一方、反強磁性結合力が４０００Ａ／ｍよりも大きいと、軟磁性下地層の高周波信号に対する透磁率が低くなってしまい、その結果応答性が悪化し、磁気記録媒体の書き込み特性が悪くなる。本発明の軟磁性下地層は、反強磁性結合力を１００～４０００Ａ／ｍという特定の範囲にすることで、高周波信号に対する透磁率を向上させることが可能となり、磁気記録媒体の書き込み特性の向上に寄与できる。
　また、本発明の軟磁性下地層の形成方法としては、例えば真空蒸着法、スパッタリング法および化学気相成長法を用いることができる。形成方法の中でも、軟磁性層およびスペーサ層とそれぞれ同一組成のターゲットを用意して、スパッタリングして薄膜を形成するスパッタリング法が好ましく、これにより安定した膜を高速で形成できる。
　また、軟磁性層を形成するＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットの製造方法としては、例えば溶解鋳造法や粉末焼結法が適用可能である。溶解鋳造法では、鋳造インゴット、もしくは、鋳造インゴットに塑性加工や加圧加工を加えてバルク体とし、機械加工を施すことで製造できる。
　また、粉末焼結法では、Ｆｅ－Ｃｏ系合金の最終組成の合金粉末を例えばガスアトマイズ法で作製して用いることができる。また、複数の合金粉末や純金属粉末を例えばガスアトマイズ法で作製して、Ｆｅ－Ｃｏ系合金の最終組成となるように混合した混合粉末を用いることも可能である。原料粉末の焼結方法としては、例えば熱間静水圧プレス、ホットプレス、放電プラズマ焼結、押し出しプレス焼結等の加圧焼結を用いることが可能である。
　以下の実施例で本発明を詳しく説明する。
（本発明例１）
　軟磁性層形成用のＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のＦｅ９２－Ｔａ８（原子％）、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｆｅ７０－Ｂ３０（原子％）、Ｃｏ６２．３－Ｆｅ２６．７－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ３（原子％）、Ｃｏ８８－Ｔａ１０－Ｚｒ２（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＴｉ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ８０－Ｃｏ２０）８５－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ３－Ｂ４合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。次に、得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製した。
　そして、スペーサ層形成用のＲｕターゲットを作製するために、純度９９．９％以上のＲｕ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度１３００℃、圧力１５０ＭＰａ、保持時間３時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ８．５ｍｍのＲｕターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットをＤＣマグネトロンスパッタ装置（キャノンアネルバ株式会社製　３０１０）のチャンバ１、チャンバ２内にそれぞれ配置し、各チャンバ内を真空到達度２×１０－５Ｐａ以下となるまで排気を行った。そして、寸法７５ｍｍ×２５ｍｍのガラス基板上に膜厚４０ｎｍの軟磁性層を形成し、Ｘ線回折測定用の試料を作製した。
　また、直径１０ｍｍのガラス基板上に軟磁性層２０ｎｍ、スペーサ層としてＲｕを０．０５ｎｍずつ変化させて０．００～０．６０ｎｍ成膜し、その上面に軟磁性層２０ｎｍを順に成膜した磁気特性評価用の試料も作製した。なお、軟磁性層を形成するスパッタリング条件は、Ａｒガス圧０．６Ｐａ、投入電力１ｋＷで行った。また、スペーサ層を形成するスパッタリング条件は、Ａｒガス圧０．６Ｐａ、投入電力５０Ｗで行った。
　また、スペーサ層の膜厚の設定は、先ず１５０ｎｍのスペーサ層を成膜した試料を作製し、触針式表面形状測定器を用いて正確な膜厚を測定して、この膜厚と成膜時間から成膜速度を求めた。そして、得られた成膜速度を基準として、成膜時間を調整することで所定の膜厚に成膜した。また、スペーサ層の膜厚は、０．０５ｎｍずつ変化させたときに最大の反強磁性結合力を示す膜厚を採用し、本発明例１となる磁気特性評価用の試料を得た。
（本発明例２）
　軟磁性層形成用のＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のＦｅ９２－Ｔａ８（原子％）、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｆｅ７０－Ｂ３０（原子％）、Ｃｏ６２．３－Ｆｅ２６．７－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ３（原子％）、Ｃｏ８８－Ｔａ１０－Ｚｒ２（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＴｉ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ９０－Ｃｏ１０）８６－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ２－Ｂ４合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。
　得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
（本発明例３）
　軟磁性層形成用のＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のそれぞれ純度９９．９％以上のＦｅ９２－Ｔａ８（原子％）、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｆｅ７０－Ｂ３０（原子％）、Ｃｏ、Ｃｏ８８－Ｔａ１０－Ｚｒ２（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＣｒ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ８０－Ｃｏ２０）８２－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｃｒ６－Ｂ４合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。
　得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
（本発明例４）
　軟磁性層形成用のＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のＦｅ９２－Ｔａ８（原子％）、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｆｅ７０－Ｂ３０（原子％）、Ｃｏ６２．３－Ｆｅ２６．７－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ３（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＴａ粉末、Ｔｉ粉末、Ｃｒ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ７５－Ｃｏ２５）７７－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ９－Ｃｒ６合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。
　得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
（本発明例５）
　軟磁性層形成用のＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のＦｅ９２－Ｔａ８（原子％）、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｆｅ７０－Ｂ３０（原子％）、Ｃｏ６２－Ｆｅ２７－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ３（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＴａ粉末、Ｔｉ粉末、Ｃｒ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ７５－Ｃｏ２５）７７－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ６－Ｃｒ９合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。
　得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
（本発明例６）
　軟磁性層形成用のＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のＦｅ９２－Ｔａ８（原子％）、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｆｅ７０－Ｂ３０（原子％）、Ｃｏ６２－Ｆｅ２７－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ３（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＴａ粉末、Ｔｉ粉末、Ｃｒ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ７５－Ｃｏ２５）７７－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ３－Ｃｒ１２合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。
　得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
（本発明例７）
　軟磁性層形成用のＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のそれぞれ純度９９．９％以上のＦｅ９２－Ｔａ８（原子％）、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｃｏ、Ｃｏ８８－Ｔａ１０－Ｚｒ２（原子％）、Ｃｏ６３－Ｂ３７（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＴｉ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ７０－Ｃｏ３０）７９－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ９－Ｂ４合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。
　得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
（本発明例８）
　軟磁性層形成用のＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のそれぞれ純度９９．９％以上のＦｅ９２－Ｔａ８（原子％）、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｆｅ７０－Ｂ３０（原子％）、Ｃｏ８８－Ｔａ１０－Ｚｒ２（原子％）、Ｃｏ６３－Ｂ３７（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＴｉ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ７５－Ｃｏ２５）７９－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ９－Ｂ４合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。
　得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
（比較例１）
　軟磁性層形成用のＣｏ－Ｆｅ系合金ターゲットを作製するために、純度９９．９％の（Ｃｏ７０－Ｆｅ３０）９０－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ａｌ２（原子％）合金組成となるガスアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。
　得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ５．０ｍｍのＣｏ－Ｆｅ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
（比較例２）
　軟磁性層形成用のＣｏ－Ｆｅ系合金ターゲットを作製するために、それぞれ純度９９．９％以上のＣｏ、Ｃｏ９０－Ｚｒ１０、Ｃｏ８８－Ｔａ１０－Ｚｒ２、Ｆｅ９０－Ｚｒ１０（原子％）、Ｆｅ７０－Ｂ３０（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末と純度９９．９％以上のＴｉ粉末を準備し、原子比で（Ｆｅ５０－Ｃｏ５０）８０－Ｔａ３－Ｚｒ５－Ｔｉ８－Ｂ４合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。
　得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し、直径１８０ｍｍ×厚さ４．０ｍｍのＣｏ－Ｆｅ系合金ターゲットを作製した。
　上記で作製したＦｅ－Ｃｏ系合金ターゲットとＲｕターゲットを用いて、本発明例１と同じ条件で、Ｘ線回折測定用および磁気特性評価用の試料をそれぞれ作製した。
　上記で軟磁性層を形成したＸ線回折測定用の各試料について、株式会社リガク製のＸ線回折装置ＲＩＮＴ２５００Ｖを使用し、線源にＣｏを用いてＸ線回折測定を行った。その結果、全ての試料において得られたＸ線回折パターンはブロードなピークであり、軟磁性層がアモルファス構造であることを確認した。
　次に、上記で作製した磁気特性評価用の各試料について、東英工業株式会社製の振動試料型磁力計ＶＳＭ－３を使用し、面内磁化容易軸方向に最大磁場１００００Ａ／ｍを印加してＢ－Ｈカーブを測定した。図１に反強磁性結合した軟磁性下地層の代表的なＢ－Ｈカーブを示す。
　図１のＢ－Ｈカーブでは、零印加磁場近傍の残留磁束密度がほぼ零であり、２層の軟磁性層が反強磁性結合をしていることが確認される。この安定な反強磁性結合の状態から磁化し始める印加磁界を反強磁性結合力として定義した。表１に、Ｒｕ膜厚毎に得られたＢ－Ｈカーブから求めた反強磁性結合力の最大値と、そのときのスペーサ層であるＲｕ膜厚と、飽和磁束密度の結果を示す。また、図２に反強磁性結合力の最大値と飽和磁束密度の関係を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、軟磁性層にＦｅ－Ｃｏ系合金を用いた本発明例１～本発明例８の軟磁性下地層は、反強磁性結合力が４０００Ａ／ｍより低く、軟磁性下地層として適用できる０．６０Ｔ以上の高い飽和磁束密度を実現できている。
　一方、軟磁性層にＣｏ－Ｆｅ系合金を用いた比較例１、比較例２の軟磁性下地層は、飽和磁束密度が高いという利点があるものの、反強磁性結合力が４０００Ａ／ｍより高いことがわかる。
　また、図２に示すように、本発明の組成範囲にある軟磁性下地層は、比較例の軟磁性下地層よりも飽和磁束密度を高いレベルに維持したまま、反強磁性結合力を低減できており、垂直磁気記録媒体に好適な軟磁性下地層であることが確認できた。

Claims (3)

  1. 　原子比における組成式が（Ｆｅ１００－ＸＣｏＸ）１００－Ｙ－ＭＹ、１５≦Ｘ≦３０、１０≦Ｙ≦３０、Ｍ元素（Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＣｒおよびＢの群から選ばれる１種または２種以上の元素）で表され残部不可避的不純物からなるそれぞれ厚さ１０～５０ｎｍの２層の軟磁性層が、Ｒｕ、Ｃｒ、Ｃｕ、ＲｅおよびＲｈの群から選ばれる１種の元素からなる厚さ０．１０～０．５０ｎｍのスペーサ層を介して反強磁性結合された軟磁性下地層であって、前記軟磁性層の間の反強磁性結合力が１００～４０００Ａ／ｍであることを特徴とする軟磁性下地層。
  2. 　前記スペーサ層はＲｕからなることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性下地層。
  3. 　前記スペーサ層の厚さは、反強磁性結合力の最大値が得られる前記スペーサ層の厚さとの差の絶対値が０．０５ｎｍ未満となる厚さであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の軟磁性下地層。
PCT/JP2012/067150 2011-07-06 2012-07-05 軟磁性下地層 Ceased WO2013005785A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012556300A JP6128417B2 (ja) 2011-07-06 2012-07-05 軟磁性下地層
US13/816,789 US9064519B2 (en) 2011-07-06 2012-07-05 Soft magnetic under layer

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-149879 2011-07-06
JP2011149879 2011-07-06

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2013005785A1 true WO2013005785A1 (ja) 2013-01-10

Family

ID=47437131

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2012/067150 Ceased WO2013005785A1 (ja) 2011-07-06 2012-07-05 軟磁性下地層

Country Status (3)

Country Link
US (1) US9064519B2 (ja)
JP (1) JP6128417B2 (ja)
WO (1) WO2013005785A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011100523A (ja) * 2009-11-09 2011-05-19 Showa Denko Kk 磁気記録媒体及び磁気記録再生装置

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6506659B2 (ja) * 2015-08-24 2019-04-24 山陽特殊製鋼株式会社 磁気記録用非晶質合金およびスパッタリングターゲット材並びに磁気記録媒体

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001331920A (ja) * 2000-05-23 2001-11-30 Hitachi Ltd 垂直磁気記録媒体及び磁気記録再生装置
JP2003203326A (ja) * 2001-12-28 2003-07-18 Fujitsu Ltd 磁気記録媒体
JP2004348777A (ja) * 2003-05-20 2004-12-09 Hitachi Ltd 垂直磁気記録媒体および磁気記録装置
JP2005302238A (ja) * 2004-04-15 2005-10-27 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands Bv 垂直磁気記録媒体及びその製造方法、磁気記録装置
JP2008077765A (ja) * 2006-09-21 2008-04-03 Seagate Technology Llc 反強磁性結合ソフト基層

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3076360B2 (ja) 1990-08-21 2000-08-14 株式会社ブリヂストン コード入りゴムシートの切断不良検出方法
JP4409085B2 (ja) 2000-12-28 2010-02-03 昭和電工株式会社 磁気記録媒体、その製造方法、および磁気記録再生装置
JP2003067909A (ja) 2001-08-24 2003-03-07 Fuji Electric Co Ltd 垂直磁気記録媒体
JP2003162806A (ja) * 2001-11-27 2003-06-06 Hitachi Ltd 垂直磁気記録媒体および磁気記憶装置
JP2006018876A (ja) * 2004-06-30 2006-01-19 Toshiba Corp 垂直磁気記録装置
JP4101836B2 (ja) 2005-12-26 2008-06-18 昭和電工株式会社 磁気記録媒体、その製造方法および磁気記録再生装置
JP4740787B2 (ja) 2006-04-12 2011-08-03 昭和電工株式会社 垂直磁気記録媒体、その記録方法および再生方法、並びに磁気記憶装置
JP2008135137A (ja) * 2006-11-29 2008-06-12 Fujitsu Ltd 磁気記録媒体、磁気記録媒体の製造方法及び磁気記録装置
JP2008198316A (ja) * 2007-02-15 2008-08-28 Fujitsu Ltd 垂直磁気記録媒体、その製造方法及び磁気記録装置
JP2008276859A (ja) 2007-04-27 2008-11-13 Showa Denko Kk 磁気記録媒体、その製造方法および磁気記録再生装置
WO2009104509A1 (ja) 2008-02-18 2009-08-27 日立金属株式会社 軟磁性膜形成用Ｆｅ－Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材
US20110143168A1 (en) 2008-11-05 2011-06-16 Hitachi Metals, Ltd. Co-fe alloy for soft magnetic films, soft magnetic film, and perpendicular magnetic recording medium
JP5274998B2 (ja) * 2008-12-01 2013-08-28 ショウワデンコウ エイチディ シンガポール ピーティイー リミテッド 磁気記録媒体及びその製造方法、並びに磁気記録再生装置
JP5312296B2 (ja) 2009-11-09 2013-10-09 昭和電工株式会社 磁気記録媒体の製造方法及び磁気記録再生装置

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001331920A (ja) * 2000-05-23 2001-11-30 Hitachi Ltd 垂直磁気記録媒体及び磁気記録再生装置
JP2003203326A (ja) * 2001-12-28 2003-07-18 Fujitsu Ltd 磁気記録媒体
JP2004348777A (ja) * 2003-05-20 2004-12-09 Hitachi Ltd 垂直磁気記録媒体および磁気記録装置
JP2005302238A (ja) * 2004-04-15 2005-10-27 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands Bv 垂直磁気記録媒体及びその製造方法、磁気記録装置
JP2008077765A (ja) * 2006-09-21 2008-04-03 Seagate Technology Llc 反強磁性結合ソフト基層

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011100523A (ja) * 2009-11-09 2011-05-19 Showa Denko Kk 磁気記録媒体及び磁気記録再生装置

Also Published As

Publication number Publication date
US20130143072A1 (en) 2013-06-06
US9064519B2 (en) 2015-06-23
JP6128417B2 (ja) 2017-05-17
JPWO2013005785A1 (ja) 2015-02-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10325762B2 (en) Sputtering target for forming magnetic recording film and process for producing same
TWI621718B (zh) Fe-Co alloy sputtering target material and soft magnetic film layer and perpendicular magnetic recording medium using same
JP2008189996A (ja) Ｃｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材およびその製造方法
JP2006265653A (ja) Ｆｅ−Ｃｏ基合金ターゲット材およびその製造方法
JP5477724B2 (ja) 軟磁性膜用Ｃｏ−Ｆｅ系合金、軟磁性膜および垂直磁気記録媒体
KR20060109817A (ko) 코발트합금 매트릭스 조성물의 개선된 포뮬레이션
JP5778052B2 (ja) 磁気記録媒体に用いる低飽和磁束密度を有する軟磁性膜層用合金およびスパッタリングターゲット材
JP2008260970A (ja) Ｃｏ−Ｚｒ系合金焼結スパッタリングターゲット材およびその製造方法
JP6128417B2 (ja) 軟磁性下地層
JP5403418B2 (ja) Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金スパッタリングターゲット材の製造方法
JP4907259B2 (ja) Ｃｒを添加したＦｅＣｏＢ系ターゲット材
JP2009203537A (ja) Ｃｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材およびその製造方法
TWI679291B (zh) 濺鍍靶、積層膜之製造方法、積層膜及磁記錄媒體
JP5418897B2 (ja) Ｃｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の製造方法
JP2013143156A (ja) Ｃｏ−Ｆｅ系合金軟磁性下地層
JP2010150591A (ja) 軟磁性膜用Ｃｏ−Ｆｅ系合金
TWI387658B (zh) High magnetic flux of cobalt-based alloy magnetic sputtering target and its manufacturing method
JP2007164941A (ja) 垂直磁気記録媒体
JP5787273B2 (ja) 磁気記録媒体用の軟磁性裏打ち層膜、磁気記録媒体用の軟磁性裏打ち層膜形成用スパッタリングターゲット材および磁気記録媒体用の軟磁性裏打ち層膜の製造方法
TWI567206B (zh) 軟磁性膜及軟磁性膜形成用濺鍍靶材
JP2006265654A (ja) Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ系合金ターゲット材およびその製造方法
JP2001283427A (ja) 磁気記録媒体、その製造方法、スパッタリングターゲット、および磁気記録再生装置
TWI671418B (zh) 濺鍍靶、積層膜之製造方法、積層膜及磁記錄媒體
JP2001262327A (ja) 磁気記録媒体形成用スパッタリングターゲット材および磁気記録媒体
JP2015144032A (ja) 磁気記録媒体に用いる低飽和磁束密度を有する軟磁性膜層用合金およびスパッタリングターゲット材

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2012556300

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13816789

Country of ref document: US

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 12808180

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 12808180

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1