专利名称：磁性合金和磁记录介质及其制造方法与磁性膜形成用靶子和磁记录装置的制作方法
技术领域：
本发明涉及磁性合金和磁记录介质及其制造方法与磁性膜形成用靶子和磁记录装置，更详细地说是关于既有高标准化矫顽力又有抑制热干扰，还有热稳定磁特性的磁性合金和磁记录介质及其制造方法与磁性膜形成用靶子及具有磁记录介质的磁记录装置。本发明所涉及的磁性合金和磁记录介质已广泛地被应用在硬盘，软盘，磁带方面。
背景技术：
近年来，磁记录介质以高密度、大容量的记录介质已广泛地使用在硬盘等方面上、为了达到记录密度更高度化，要求提高记录再生特性。
图19和图20就是表示磁记录介质一例的硬盘概略图。图19是整个圆盘型磁记录介质的斜视图，图20是在图19所示的磁记录介质50的A-A’部分的截面图。
图19所示的磁记录介质50是由圆盘型的非磁性体的基体51和在这51基体上又形成基底层54和记录层55与保护层56所构成的。
在此例的磁记录介质50中，作为由非磁性体构成的基体51，是使用例如在A1合金构成的基板52的表面上镀上Ni-P非磁性层53。另外，作为基体51有时也使用由玻璃构成的基板。并且，在这个基体51上，由Cr构成的底层54、CoCrTa或者CoCrTaPt等的磁性膜构成的记录层55、由C(碳)构成的保护层56顺次层积而形成。再者，有时在保护膜56上覆盖有氟聚醚等的含氟树脂润滑膜等，图20截面构造中省略润滑膜等的记载。
在这种磁记录介质50上形成记录层55的磁性膜作为第一代使用是由CoNiCr系的合金(Hc¨P1200 Oe)组成的磁性膜，作为第二代使用是由邻近Co84-86Cr10-12Ta5组成的CoCrTa系合金组成的磁性膜，同时作为第三代使用邻近的Co78-80Cr15-17Ta5组成的CoCrTa系合金组成的磁性膜(HcP1800 Oe)，作为第四代使用邻近Co64-77Cr16-22Ta2-4Pt5-10组成的CoCrTaPt系合金组成的磁性膜。
像这样的变迁，随着磁记录介质的记录密度提高，要求所用的磁性膜有更高的磁性特性，其结果是开发各种材料。
但是，本发明者得出了这样的观点即将前面叙述的磁性特性合金在基板上形成磁性膜，磁性膜中作为合金发挥理想的矫顽力只能得到很低的矫顽力。例如，可以想象CoNiCr的合金，作为各向同性介质的矫顽力可能约3000Oe左右，CoCrTa合金，可能约2500 Oe左右的矫顽力。在一般成膜过程中所得到的这些合金材料的磁性膜的矫顽力都很小，在多数情况下只能得到一半以下的矫顽力磁性模。
因此本发明人，对现在作为主流的CoCrTa系或者CoCrTaPt系的磁性膜，为对应于磁记录介质更高的记录密度化，进一步钻研这类磁性膜的制造方法，知道了使这些磁性模的磁性特性能得到飞跃性提高的制作方法，将这制造方法命名为超净化流程并进行了各种专利的申请。(参照美国专利第5,853,847号，国际申请公报PCT/JP94/01184号)根据前述的专利技术，高净化成膜气氛将调节真空度范围到3×10- 9Torr(400×10-9Pa)水平以下，作为超净化气体使用Ar气体，使H2O等的杂质定在1ppb左右，基板上形成的Cr将底层膜的表面按照干腐蚀方法，使表面清洁，除去底膜表面的氧化物等杂质，CoNiCr磁性膜或者CoCrTa磁性膜就能得到高达2700-3000 Oe矫顽力。对此一般成膜过程中所得到的这种磁性膜通常显示1500-2000 Oe左右的矫顽力。
然而，磁记录介质的进步是惊人的，希望能代替CoCrTa系合金磁性膜或者CoCrTaPt系合金磁性膜更为优异的磁性膜面世。另外，还希望不依据前述的超净化流程而是根据一般成膜条件能显示优异磁性特性的磁性膜的面世。
本发明的一个目的就是要提供既有高标准化矫顽力、抑制热干扰、又具有热稳定性的磁特性的磁性合金，以及具备该合金的磁性膜的磁记录介质。
本发明的另一个目的就是要提供具有上述特性的磁记录介质的制造方法。
本发明的又一个目的就是要提供制造有上述特性的磁记录介质时所用的靶子。
本发明的另一个目的就是要提供有上述优异特性的磁记录介质的磁性记录装置。
发明公开本发明的磁性合金是以钴(Co)、铬(Cr)、以及锗(Ge)为主体的磁性合金。以通式CoxCryGez表示，表示组成比的x、y、z要满足这样的特征关系78≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、x+y+z=100(x、y、z是按原子％表示的组成比)。
上述组成的磁性合金，就能够得到更为优异的各向异性磁场的磁性合金，它兼备有对应高记录密度化，即高标准化矫顽力和结晶磁性各向异性。
在本发明中，可以将上述的组成比设定为82≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14的范围。
作为这个范围的组成，为了得到0.35以上高标准化矫顽力(Hc/Hkgrain)要确保必要条件的4πMs/Hkgrain≤1.0，就能得到1.5×106erg/cm3以上的结晶磁力各向异性(Kugrain)，所以能够形成同时具有热稳定性的磁性特性的磁性合金。
本发明的磁性合金是以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)以及元素T(T表示Ta、Si、Nb、B、Ni、Pt中的一种或两种以上)为主体的磁性合金。用通式(CoxCryGez)100-cTc表示，表示组成比的x、y、z、c要满足以下的关系60≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤20、x+y+z=100(x、y、z、c是按原子％表示的组成比)。
在本发明的磁性合金里，可以将上述组成比设定为73≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14的范围。
在本发明的磁性合金里，上述的元素T是Ta、Si、Nb中的一种或两种以上时，表示元素T的组成比c为5个原子％以下，当元素T在B的情况下，表示元素T的组成比c为9个原子％以下。
本发明的磁性合金是以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)、白金(Pt)以及元素T’(T’表示Ta、B中的一种或两种)为主体的磁性合金。组成由通式(CoxCryGezPtv)100-c’T’c’表示，表示组成比的x、y、z、v、c’满足以下关系45≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12、x+y+z=100(x、y、z、v、c’是按原子％表示的组成比)。
如果是上述各组成的磁性合金的话，则上述CoCrGe三元系合金既有优异的磁特性、低的介质的噪声、高信号输出能力和优异的S/N比的特性。
在本发明的磁性合金里，前述的元素T’在B的情况下，表示B的组成比c’可以为1个原子％以上，8个原子％以下。
在本发明的磁性合金里，前述的元素T’在Ta的情况下，表示Ta的组成比c’可以为1个原子％以上，8个原子％以下。
作为上述各组成范围，上述CoCrGe三元系合金具有优异的磁特性，还有低介质噪声，高信号输出能力和优异的S/N比的特性。
本发明在借助基体上的金属底层形成的强磁性金属磁性膜的磁记录介质里，前述的强磁性金属磁性膜是由钴(Co)、铬(Cr)及锗(Ge)构成的三元系合金磁性膜，前述的强磁性金属磁生膜的合金，以通式CoxCryGez表示，其特征是，表示组成比的x、y、z满足以下关系78≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、x+y+z=100(x、y、z是按原子％表示的组成比)。
上述组成磁性合金是强磁性的金属磁性膜的话，使用真空度范围10- 6Torr这样范围的气氛的通常成膜过程，能够得到和高记录密度化相对应的磁特性，即，同时具备高的标准化矫顽力和结晶磁性各向异性的磁记录介质。
在本发明的磁记录介质里，可以将上述的强磁性金属磁性膜的组成比设定为82≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14的范围。
作为这个范围的组成，为了得到0.35以上高标准化矫顽力(Hc/Hkgrain)要确保必要条件的4πMs/Hkgrain≤1.0，通过强磁性金属磁性膜能得到1.5×106erg/cm3以上的结晶磁各向异性(Kugrain)因此能够形成具有热稳定磁特性的磁记录介质。
本发明在借助基体上的金属基层形成的强磁性金属磁性膜的磁记录介质里，上述的强磁性金属磁性膜是由钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)以及元素T(T是Ta、Si、Nb、B、Ni、Pt中的一种或两种以上)为主体的磁性膜。前述的强磁性金属磁性膜，以通式(CoxCryGez)100-cTc表示，其特征是表示组成比的x、y、z、c要满足以下关系60≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤20、x+y+z=100(x、y、z、c是按原子％表示的组成比)。
在本发明里，可以将上面的强磁性金属磁性膜的组成比关系设定为73≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14。
在本发明里，上述元素T是Ta、Si、Nb中的一种或两种以上时，表示元素T的组成比c可以为5个原子％以下，元素T在B的情况下，表示元素T的组成比c可以为9个原子％以下。
本发明通过在基体上的金属基层形成的强磁性金属磁性膜的磁记录介质里，上述的强磁性金属磁性膜是由以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)、白金(Pt)以及元素T’(T’表示Ta、B中的一种或两种)为主体的磁性膜。上述的强磁性金属磁性膜的合金以通式(CoxCryGezPtv)100-c’T’c’表示，其特征是表示组成比的x、y、z、v、c’满足以下关系45≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12、x+y+z=100(x、y、z、v、c’是按原子％表示的组成比)。
如果是上述各组成的强磁性金属磁性膜的话，上述CoCrGe三元系合金具有优异的磁特性还具有低的介质噪声，高信号输出能力和优异的S/N比的特性。
在本发明，前述的元素T’是B的情况下，表示B组成比的c’可以为1个原子％以上，8个原子％以下。
在本发明里，前述的元素T’是Ta的情况下，表示Ta组成比的c’可以为1个原子％以上，8个原子％以下。
作为以上各组成范围，前面记载的CoCrGe三元系合金的强磁性金属磁性膜既有优异的磁性特性又确实能发挥低介质噪声，高信号输出能力和优异的S/N比的特性。
本发明的特征是，在制造前述的磁记录介质时，至少上面所说的强磁性金属磁性膜是在金属底层上，采用喷镀法、真空蒸镀法、CVD法、离子束成膜法、激光蒸镀法中任何一种成膜法来制作。
要实施这些成膜法，在目的的基材上就能得到具有优良磁特性的强磁性金属磁性膜的磁记录介质。
本发明，在制造前面叙述的磁记录介质时，至少上面所说的强磁性金属磁性膜在金属底层上，采用成膜法来制作时，基体上可以在不施加电的偏磁的无偏磁状态下成膜。
再者，如果是具有上述的特定组成比的CoCrGe三元系合金磁性膜或是上述特定组成的CoCrGeT系、CoCrGeT’系合金磁性膜的磁记录介质的话，其特征是，为了使基体在不施加偏磁的无偏磁状态下进行成膜，可以利用既平整又绝缘性能好的玻璃作为基体。同时还要考虑由于给基体上施加偏磁而使稳定地制造带来不利的可能性。
本发明，在实施前面的制造方法时，Co靶子上至少用Cr芯片和Ge芯片构成的复合靶子，按照喷镀法可以在基体上形成上述的强磁性金属磁性膜。
本发明特征是，在实施上述制造方法时，将基体放置在成膜室，使用在上述成膜室中设置的形成底层用的靶子，以在基体上形成金属底层，金属底层形成后，使用在成膜室设置的形成强磁性金属磁性膜用的靶子，在同一成膜室内在金属底层上形成强磁性金属磁性膜。
本发明是由钴(Co)、铬(Cr)及锗(Ge)为主体而形成磁性膜的靶子，组成用通式CoxCryGez表示，其特征在于，表示组成比的x、y、z满足于以下关系78≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、x+y+z=100(x、y、z是按原子％表示的组成比)。
本发明的特征是，前述组成比为82≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14、x+y+z=100。
本发明是由钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)以及元素T(T表示Ta、Pt、Ni、Si中的一种或两种以上)为主体所形成的磁性膜形成用的靶子，组成用(CoxCryGez)100-cTc表示，其特征是，表示组成比的x、y、z、c满足以下关系60≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤20、x+y+z=100(x、y、z、c是按原子％表示的组成比)。
用这样组成的靶子按照喷镀法等的成膜方法就能够得到上述组成的优良磁特性的强磁性金属磁性膜。
按本发明，前述组成比可以设定为73≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14的范围。
作为这个组成范围的靶子，为得到0.35以上高标准化的矫顽力(Hc/Hkgrain)而确保必要条件的4πMs/Hkgrain≤1.0，必需具有1.5×106erg/cm3以上的结晶磁力各向异性(Kugrain)的强磁性金属磁性膜，才能够形成具有热稳定的磁特性的强磁性金属磁性膜的磁记录介质。
在本发明的特征里，也可以在前述元素T为Ta、Si、Nb中的一种或两种以上时表示元素T的组成比c为5个原子％以下，元素T为B的情况下，表示元素T的组成比c为9个原子％以下。
在本发明的靶子里，其特征是以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)以及元素T’(T’表示在Ta、B中的一种或两种)为主体形成的磁性膜用的靶子，组成用通式(CoxCryGezPtv)100-c’T’c’表示，显示组成比的x、y、z、v、c’满足以下关系45≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12(x、y、z、v、c’是按照原子％表示的组成比)。
前述组成比也可以以82≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14为特征作为靶子。
前述元素T’也可以在B的情况下，表示B的组成比c’为1个原子％以上，8个原子％以下的特征作为靶子。
前述的元素T’也可以在Ta的情况下，表示Ta的组成比c’为1个原子％以上，8个原子％以下的特征作为靶子。
作为这样组成范围的靶子，要确保为得到0.35以上高标准化的矫顽力(Hc/Hkgrain)的必要条件的4πMs/Hkgrain≤1.0，必需具有1.5×106erg/cm3以上的结晶磁力各向异性(Kugrain)的强磁性金属磁性膜，才能够形成具有磁的热稳定特性的强磁性金属磁性膜的磁记录介质。
本发明磁性记录装置的特征为，具有前面记述的磁记录介质，驱动磁记录介质的驱动部分，磁头以及将这个的磁头对应磁记录介质使之相对移动的手段。
由于具备前述的优良磁特性的磁记录介质，所以可以提供优异的磁性记录装置，即适应高记录密度化、能抵抗热干扰，降低介质噪声，输出信号能力强等。
本发明磁性记录装置的特征是，前面记述的磁头再生部分由磁性抵抗效果型磁性元件构成。
再生部分如果是由抵抗效果型磁性元件构成的话，就可能使磁记录介质的输出能力高，微细的磁性记录的读出也是可行的，因此可以使磁性记录装置的记录密度提高，也可以提供优异的磁性记录装置，即能抵抗热干扰，噪声低，输出信号能力强等。
图面的简要说明图1是本发明第一个实施方案的磁记录介质的截面图。
图2是通过实施例所得到的各种试验材料，由4πMs/Hkgrain≤1.0的特性和Kugrain≥1.5×106erg/cm3的特性共同组成的A区，又由4πMs/Hkgrain≤1.0的特性和Kugrain≥2.0×106erg/cm3的特性共同组成的B区所表示的三角组成图。
图3表示在实施例所得到的各种试验材料中，结晶磁力各向异性Kugrain对组成的依存性图。
图4表示在实施例所得到的各种试验材料中，4πMs/Hkgrain对组成的依存性图。
图5表示用于制作实施例的磁记录介质试验材料的直流磁控管喷镀装置的模式截面图。
图6是有关本发明磁性记录装置实例所表示的侧断面图。
图7是图6所示的磁性记录装置的一个实例的横截面图。
图8是为制造其他实施例磁记录介质材料，所用的喷镀装置的结构的正面图。
图9是表示实施例所得到的试验材料的各向异性磁场(Hkgrain)，对Co和Cr和Ge的浓度依存性的三角组成图。
图10是表示实施例所得到试验材料的饱和磁化(Ms)，对Co和Cr和Ge的浓度依存性的三角组成图。
图11是表示实施例所得到的试验材料的结晶磁力各向异性(Kugrain)，对Co和Cr和Ge的浓度依存性的三角组成图。
图12是表示实施例所得到的试验材料的饱和磁化(Ms)和各向异性磁场(Kugrain)之间的关系(4πMs/Hkgrain)，对Co和Cr和Ge的浓度依存性的三角组成图。
图13是在实施例所得到试验材料的结晶磁力各向异性(Kugrain)中超过3.0组成区和在同一试验材料的4πMs/Hkgrain中比1.0还小的组成区的范围，所表示的三角组成图。
图14是表示实施例所得到试验材料的矫顽力(Hc)和各向异性磁场(Hkgrain)和饱和磁化(Ms)，对组成依存性图。
图15是表示实施例所得到试验材料的噪声、信号输出能力以及S/N比，对组成的依存性图。
图16是表示实施例所得到试验材料的强磁性金属磁性膜的透过型电子显微镜的照片(TEM)对其结晶颗粒大小测量的结果(GD tem)和磁性颠倒时的颗粒大小(GD act)之比所求出的结果示意图。
图17是表示实施例所得到试验材料的矫顽力(Hc)对偏磁电压依存性的示意图。
图18是表示实施例所得到试验材料的矫顽力矩形比(S*)对偏磁电压依存性的示意图。
图19是表示一个旧形磁记录介质实例的硬盘的粗略斜视图。
图20是表示一个旧形磁记录介质实例的硬盘部分的截面构造图。
实施发明的最佳方案本发明者鉴于以前的背景，关于磁性材料进行反复研究，在最近，得出了下面的研究成果，根据这些研究成果完成本申请发明。
本发明人在1999年3月的以下文献里，报道了关于上述的磁性记录介质50，为了提高记录再生的特性，作为对记录层55起着重要作用的磁性膜，降低构成此膜结晶颗粒间的相互作用，并且降低磁性膜的厚度是不可缺少的。
(通过超净化喷涂流程而制造的高记录密度薄膜介质的物理性质”M.takahashi and H.Shoji,J.Magn.Magn.Mater,193(1999)44-51)进而，根据本发明人的最新研究，随着降低记录层55的磁性膜厚度，构成磁性膜的结晶颗粒更微细化，记录在磁性膜上的磁化(残留磁化)等磁特性对时间来说出现很大的变化，即，产生所谓明显受热干扰的影响，这问题在以前的文献里已发表过。
从这些发表研究的内容本发明人知悉，为了使磁性膜达到高密度记录化，有必要将记录在磁性膜上的磁化模式更加小型化，如果继续将构成磁性膜的结晶颗粒更微细化时，它会继续保持不可忽视的热干扰影响状态。
为了实现再生记录特性优异的高密度记录的磁性记录介质，作为构成前述的记录层55的磁性膜，它的矫顽力(Hc)以及各向异性磁场(Hkgrain)很高，还要求标准化矫顽力(Hc/Hkgrain)为0.3以上，关于具备这样的磁性特性的记录介质，利用超净化流程是可以制作的，本发明人通过申请国际专利在PCT/JP94/01184号已有公布。
在这里所说的标准化矫顽力(Hc/Hkgrain)，是指将矫顽力(Hc)除以磁性膜结晶颗粒的各向异性磁场(Hkgrain)的值，它表示磁性膜结晶颗粒的磁孤立性增高的程度。
即，所说的磁性膜标准化矫顽力高，就是降低构成磁性膜的每个颗粒的磁性间的相互作用，其结果意味着可以实现高矫顽力。例如，一般认为，就CoCr系的磁性膜来说，Co的微细粒子分散在组织中时，每个Co粒子被磁力断开，Co粒子之间的磁性相互作用就会降低。
根据同一公报，上面叙述的超净化流程利用金属底层和/或强磁性金属层的氧浓度在100wtppm以下的磁化反向能够形成磁性记录介质，制作这样的磁性记录介质的超净化流程的成膜条件与过去一般流程的成膜条件相比，提出以下几点不同即，根据同一公报记载，超净化过程的成膜条件与以前的一般流程的成膜条件相比较在成膜室的反压力方面，超净化过程为10-9Torr(10-7Pa)程度而一般成膜过程的反压为10-7Torr(10-5Pa)，这意味着成膜的Ar气体相对于超净化流程是uc-Ar(超纯Ar杂质浓度为100ppt以下，最适合的为10ppb以下的Ar“ultra clean Ar”)，而一般成膜过程是normal-Ar(杂质浓度为1ppm以上)。
另外，在本发明人申请的国际专利PCT/JP97/01092公报里，形成记录层55的磁性膜的饱和磁化(Ms)与各向异性磁场(Hkgrain)之间的关系为4πMs/Hkgrain≤1.0，根据这个不依存于磁性膜的结晶颗粒大小，能够得到0.35以上高标准化矫顽力。利用超净化流程可以达到(4πMs/Hkgrain)≤1.0的磁性介质(国际专利PCT/JP94/01184号公布的技术)。
随着进一步磁性膜厚度的降低，构成磁性膜的结晶颗粒变得更细微，易于受热干扰的影响并且磁性膜的结晶磁力各向异性越大的材料，残留磁化的时间变化就越小，关于这方面的问题在1999年3月的文献里已经明确。
(通过超净化喷涂流程而制造的高记录密度介质的物理性”M。takahashi and H。Shoji,J。Magn。Magn。Mater,193(1999)44-51)在以前的磁性记录介质里，作为磁性膜多用Co系合金膜的结晶磁力各向异性(Kugrain)，其最大值是，例如，在CoNiCr合金膜的情况下，约为1.3×106erg/em3，在CoCrTa合金膜的情况下，为1.4×106erg/cm3。
为此，最近新上市的由超净化流程而形成的CoCrTaPt合金膜就得到了2.5×106erg/cc左右的结晶磁各向异性(Kugrain)，这个值在以前的Co系材料方面，热稳定性最高。本发明人在1997年10月作了报道。
然而，我们预想在这个材料组成里，结晶磁各向异性(Kugrain)的数值在某种程度上即使很大，标准化矫顽力(Hc/Hkgrain)也小于0.30，介质噪声仍然很大。
高桥研，菊池晓，三矢晴仁，吉村哲，庄司弘树，第21届日本应用磁力学会学术演讲专集第(1997)165页中发表了关于在净化气氛中制作的CoCrPt薄膜磁性记录介质(磁力各向异性和微细构造)。
但是，随着记录密度的提高，记录在磁性介质上的磁化模式小型化，为此就必须降低磁性膜的厚度，这样构成磁性膜的结晶颗粒大小就变得更加微细，即使这样，残留磁化等磁特性对时间是没有变化的，即，本发明认为要抑制热干扰，力求能够确保热稳定磁特性的磁性膜。
换言之，本发明人认为高标准化矫顽力，即磁性结晶颗粒大小及静磁力相互作用很大，其指标值4πMs/Hkgrain为1.0以下。希望能开发出具有比以往还要高的结晶磁各向异性的磁性膜的磁性记录介质。
基于以上的情况，本发明人经过深入的研究，其结果发表在1999年3月“通过超净化流程而制造的高记录密度介质的物理”M.takahashi andH。Shoji,J.Magn.Magn.Mater,193(1999)44-51或者在应用物理1999年2月的第68卷第2期第185页-第189页。本发明人在世界上第一次提供了最为重要的总指标。即为了开发超高密度对应型的磁性记录介质，对应水平为10-1000Gb/in2，作为开发材料的指导方针是，减低粒子之间相互作用、抑制静磁力的相互作用，结晶颗粒微细化以及磁性膜厚度与残留磁通量密度的关系，磁性结晶颗粒大小和缓和时间的关系是重要的。
在这里所谓减低粒子之间的相互作用是指，将矫顽力(Hc)用结晶粒的各向异性磁场Hkgrain标准化，控制前面说明的标准化矫顽力的值，就像前面叙述的那样，需要0.3以上，最好超过0.35。对于这种磁性膜，一个理想的构造，我们认为是，微细而多的强磁性结晶颗粒在适当厚度的非磁性层里被磁场断开处于分散的状态，作为标准化矫顽力以大为好，现在所用的CoCrTa系磁性薄膜为0.3左右，CoCrTaPt系磁性薄膜比0.3还要低。
所说抑制静磁力的相互作用，就是可能满足4πMs/Hkgrain≤1.0的条件，在满足这条件下可以将标准化矫顽力之值设定为0.35以上。因此在以前的文献中发明人已经明确了在4πMs/Hkgrain=1.5的磁性介质中减低结晶颗粒大小的同时，还要降低标准化矫顽力。
为了改进磁性记录介质的低噪声，重要的是使磁性膜的结晶颗粒微细化，为此，本发明人在以前的文献里发表了优选为10nm以下的结晶颗粒。
所谓磁膜厚度与残留磁通量密度的关系，就是将磁性膜厚度定为t，残留磁通量密度为Br，要满足tBr＜50μm的关系。
所谓磁性结晶颗粒大小和缓和时间的关系，当对以前的CoCrTa系的磁性膜的残留磁化时间依存性，求出1年后的衰减量时，设磁性结晶颗粒的体积为v，磁性膜的结晶磁各向异性为(Kugrain)，将k设定为波耳兹曼常数，将T作为温度，将磁能定为v Kugrain/kT指标值，当该值达到40以上是有效的。本发明人已在以前记载的文献里发表了研究成果。即如果上面式子的数值未满40的话，1年后的残留磁化衰减就显著地增大。
认为磁化的能量朝向最小的方向，其方向不随着时间而变化。但实际上热能是存在的，对能屏障的概率统计，考虑发生磁化缓和，因此调节其缓和时间，作为缓和时间必需为约108s，根据本发明人最近的研究，为使缓和时间超过108s，作为(Kugrain)值最低必需约1.5×106erg/cm3以上，以超过2.0×106erg/cm3为佳，超过2.5×106erg/cm3为更佳，超过3.0×106erg/cm3为最佳，关于这方面的内容已在上面的文献里报道了。
但是，更好地满足平衡上面说明的各种指标的磁性材料，但现在还是未知的，本研究尽量满足这些指标的磁性材料已经达到了本发明的目的。
下面说明本发明最佳方案，但本发明并不只限于这些方案。
图1是表示涉及本发明磁性记录介质适用于电脑HDD(硬盘)的一个实施方案的部分截面构造。这个实施方案的磁性记录介质60的构造为多层构造，它由圆盘状非磁性体的基板62和在其上形成非磁性层63构成的基体61，在这个基体61上通过金属底层64形成强磁性金属磁性膜(磁性记录层)65和保护层66。
另外，图1所示的实施方案的磁性记录介质60的层积构造，是最一般的HDD构造。应当在基板62和保护层66之间有必要设计出其他中间层构造，也可以在保护层66之上再设计含氟树脂等的润滑层。图1里只显示出磁性记录介质60部分的截面构造，作为整体形状在图19里已表示出以前的磁性记录介质50和同等大小的圆盘。
本实施方案的磁性记录介质60，在基体61上通过金属底层64形成强磁性金属磁性膜(磁性记录层)65的磁性记录介质，强磁性金属磁性膜65是由CoCrTa三元系的强磁性合金磁性膜，或者在其上添加必要的元素的四元系，五元系，六元系或者比这还多的多元系的强磁性金属磁性膜而构成。
以下进一步详细说明本发明实施方案的磁性记录介质60。
(基体)作为涉及本发明基体61，可以用举例的方式来表示。例如，在由铝及其铝合金或者其氧化物，钛及其钛合金或者其氧化物，还有，硅，玻璃，碳，陶瓷，塑料，树脂以及这些的复合体构成的基板62表面上，通过喷镀法，蒸镀法，电镀法等的成膜法，对不同材质的非磁性层63进行表面涂层处理。
非磁性层63涂在基体61表面上，在高温下不磁化，优选的具有导电性，易于进行机械加工的反面具有适当的表面硬度。作为满足这种条件的非磁性膜，特别优选使用电镀法制作的Ni-P膜。另外省去非磁性层63，作为基体61也可以使用玻璃基板。
作为基体61的形状，当用作磁盘时，常常使用环形圆盘状。设置后述的磁性层的基体，即磁性记录介质在磁性记录和再生时在圆盘的中心作为轴，例如，在3600-15000rpm速度下使之转动而使用。这时磁头就以0。1μm的高度或者几个10nm的高度在磁性记录介质的表面或磁盘内面的上部上浮行走。还要开发在更低上浮时，以10nm高度向上行走的磁头。
因此，希望基体51的表面或里面是平整的，表里两面是平行的，并具有基体圆周方向的曲折性以及能适当控制表里两面的粗细程度。
另外，基体在转动或停止时，磁性记录介质和磁头的表面一起接触并滑动。(以下将Contact Start Stop简称为CSS)。由于钻石浆料或磁带的研磨而形成同心园的轻微划伤(网纹)所以这个处理方法有时用在基体表面上，同时也防止磁头接触时造成的吸附。
关于图20显示的以往的构造所示如Ni-P的非磁性层53上面一般地用研磨纸划痕形成V字沟型。因此本实施方案的构造Ni-P等构成的非磁性层63的表面也可以形成网纹。还有，作为代替钻石浆料或磁带研磨的网纹，有大家所熟知的激光加工网纹，喷镀的离散凹凸膜网纹，保护膜蚀刻形成的凹凸型网纹等构造。因此采用这些构造时，在非磁性层63上也可以形成所期望的凹凸形状等。最近，用负载、无负载方式将磁头放在磁性记录介质的外侧以示等待的方式在市场也能够见到，采用这种方式可以省略形成网纹的过程。
(金属底层)本实施方案所用的金属底层64可以例举如Cr及其合金。用其合金时，可与例如Mo、W、Ti、V、Nb、Ta等组合，更具体地是适用CrMo合金、CrW合金、CrTi合金、CrV合金等。
特别是Cr对后述的强磁性金属磁性膜65容易引起偏析作用。这些材料产量多被广泛使用。作为成膜方法，有喷镀法，蒸镀法等。其金属底层64的作用，当在其上镀上Co基的强磁性金属磁性膜65时，强磁性金属磁性膜65的容易磁化的轴是取基体的面内方向，即，基体面内方向的矫顽力增高，促进强磁性金属磁性膜65的结晶形成。
另外，用玻璃作基板时，可以将Ni-Al薄层涂在更下面的金属底层上。
用喷镀法制作由Cr等构成的金属底层64时，作为控制它的结晶性的成膜因素，可以举出基体表面形状、表面状态、还有表面温度、成膜时的气体压力、施加在基体上的偏磁，以及形成的膜厚度等。
后述强磁性金属磁性膜65的矫顽力，与Cr的膜厚成比例，处于增高的趋势。并随之使介质的表面也变粗的趋势。但是为了提高记录密度，就要寻求一种尽量使磁头的磁性记录介质表面的上浮量变小。因此，金属底层64的膜厚即使很薄也适于获得高矫顽力材料构成的金属底层64。
(强磁性金属磁性膜)在本实施方案中所使用的前述强磁性金属磁性膜65是由三元系强磁性合金构成的磁性膜中之一种，它用通式CoxCryGez来表示，显示组成比的x、y、z要满足关系78≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15，x+y+z=100(但是x、y、z按照原子％表示组成比)。
在前述磁性材料里，认为在有磁性作用的磁性结晶颗粒周围配上非磁性颗粒层而形成的构造，必须使磁性结晶颗粒的大小为10nm以下，磁性结晶颗粒相互作用间隔适当，减低磁性结晶颗粒间的相互作用和抑制磁性结晶颗粒静磁化的相互作用。
就上述的组成范围来说，不会依存强磁性金属磁性膜65的结晶大小，为了得到0.35以上高标准化矫顽力(Hc/Hkgrain)确保必要条件的4πMs/Hkgrain≤1.0成为可能。这样的组成范围里，如果是78≤x≤87、2.5≤y≤14.5、3.5≤z≤15范围的话，就能够确实得到4πMs/Hkgrain≤1.0的关系。
另外，同时在前述组成范围里，1.5×106erg/cm3以上的结晶磁力各向异性(Kugrain)可以得到，因此就可能提供兼备热稳定磁特性的磁性记录介质。
特别是在与本发明有关的CoxCryGez系合金作为强磁性金属磁性膜65时，使用以往技术显示的超净化流程虽然可以制造，但是不使用超净化流程而是使用一般条件成膜过程也可以得到有上述的磁性特性的金属磁性膜。
还有，前述的强磁性金属磁性膜的合金组成比在通式CoxCryGez中，为82≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14，x+y+z=100(但是x、y、z是按原子％表示的组成比)时，因为可以提供从未报道过的Co系强磁性金属材料具有优异的2.0×106erg/cm3以上的结晶磁力各向异性(Kugrain)的磁性膜。所以能够得到更为优异的热稳定性的磁性记录介质。
进一步从提高矫顽力和饱和磁化的目的来考虑，上述组成的磁性膜上，在不影响下可以将选自Ni、Pt、Ta、Si中的一种或两种以上适当地作为添加元素T而构成。
作为这些添加元素，前述强磁性金属磁性膜是由Co、Cr、Ge及元素T(Ta、Pt、Ni、Si、Nb、B中的一种或两种以上)构成的磁性膜，前述的强磁性金属磁性膜的合金组成，一般用CoxCryGezTc式表示，显示组成比的x、y、z、c是满足这样的关系80≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤5、x+y+z=100(x、y、z、c是按照原子％表示的组成比)。
将强磁性金属磁性膜的组成比设在73≤x≤87、2.5≤y≤14.5、3.5≤z≤15、1≤c≤12范围内为好，设在82≤x≤95.5、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14、c≤5范围内更好。
作为具体的组成可以用示例表示CoCrGeTa系、CoCrGePt系、CoCrGeB系、CoCrGeTaPt系、CoCrGeTaB系、CoCrGeTaPtB系等。
在这些组成系中，强磁性金属磁性膜的组成用通式(CoxCryGezPtv)100-c’T’c’表示，其特征是，显示组成比的x、y、z、v、c’满足这样的关系45≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12(x、y、z、v、c’是按照原子％表示的组成比)，在这个组成里，78≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12这样的范围也是优选的。
另外，在前述的组成系中，前述元素T’在B的情况下，表示B的组成比c’可以为1个原子％以上，8个原子％以下。前述的元素T’在Ta的情况下，表示Ta的组成比c’可以为1个原子％以上，8个原子％以下。而且在前述范围里，元素T’在B的情况下，表示B的组成比c’优选为2个原子％以上，8个原子％以下。元素T’在Ta的情况下，表示Ta的组成比c’优选为2个原子％以上，8个原子％以下。
更具体地叙述这些组成的话，可以用示例表示CoCrGePtTa系、CoCrGePtB系、CoCrGePtTaB系等。
(磁性记录介质中的高记录密度化)本发明的磁性记录介质60对上述强磁性金属磁性膜65膜面优选为形成平行记录磁化的磁性记录介质(内面磁性记录介质)。像在这样的磁性记录介质里，为了提高记录密度，必需使记录磁化更为小型化。
这种记录磁化小型化为使各记录磁化减少磁通量的漏掉，就要减少磁头的再生信号输出能力。因此，希望更进一步降低邻接记录磁化影响的介质噪声。
(强磁性金属层的矫顽力Hc、各向异性磁场Hkgrain、标准化矫顽力Hc/Hkgrain、结晶磁力各向异性Kugrain)本发明所说的[强磁性金属磁性膜的矫顽力Hc]是用振动材料型的磁力计(Vibrating Sample Magnetometer简称为VSM)测定的磁化曲线，而求出的磁性记录介质的抗磁力。
本发明所说的[结晶粒的各向异性磁场Hkgrain]是用高感度扭转磁力计测定的转动磁滞损失完全消失的施加磁场。为此矫顽力和各向异性磁场在通过基体上面金属底层64上形成强磁性金属磁性膜65的本实施方案的磁性记录介质60时，在薄膜内面测定的值。
还有，根据Stoner-Wohlfarth理论，各向异性磁场Hkgrain在结晶粒磁场完全孤立时表示为0.5值，这个值是标准化矫顽力的上限值。
另外，在J-G.Zhu andH.N.Beertram.[应用物理杂志].VOL.63,1988,pp.3248中指出，强磁性金属磁性膜的矫顽力高，构成强磁性金属磁性膜的每个结晶粒的磁力相互作用低，能够实现高矫顽力。
本发明所说的[强磁性金属磁性膜的标准化矫顽力Hc/Hkgrain]是用矫顽力Hc除以结晶粒的各向异性磁场Hkgrain的值，这个值表示为结晶粒磁力孤立性提高的程度，本发明人以前在[“Magnetization Reversal MechanismEvaluated by Rotational Hysteresis Loss Analysis for the Thin filmMedia(通过薄膜介质的转动磁滞损失分析而测定磁化逆转机理)”Migakutakahashi,T.shimatsu,M.Suekane,M.Miyamura,K.Yamaguchi and H.Takahashi,T.Shimatsu,M.Suekanae,M.Miyamura,K.Yamaguchi andH.Yamasaki:IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS,VOL,28,1992,pp.3285]发表过。
本发明所说的[结晶磁力各向异性Kugrain]是饱和磁化(Ms)和各向异性磁场Hkgrain乘积的1/2的数值。其指标可以判断作为这个结晶磁力各向异性Kugrain的值大、抑制热干扰，就是热稳定的磁性记录介质。
可是，就像以往本发明人申请的国际专利(PCT/JP97/01092号公报)所叙述的报告那样，用超净化流程形成CoCrTa系的磁性膜时，必需得到0.35以上的标准化矫顽力，满足4πMs/Hkgrain≤1.0的条件。
对此，不使用特殊的净化空间而是在以往一般的条件下按照喷镀法制作CoCrTa系强磁性金属磁性膜其标准化矫顽力仅限于强磁性金属磁性膜是由Co基合金构成的比0.35还要小的数值，(4πMs/Hkgrain)的值也只能得到大于1的数值。
然而从上述三元系组成CoCrGe合金，或者按照由CoCrGeT系，CoCrGeT’系构成的强磁性金属磁性膜65，在不用特定净化空间而用以往的喷镀法，可以制造同时满足高标准化矫顽力和热稳定磁性特性的磁性记录介质60。当然，由本发明人提供的超净化流程按照前面的组成系形成的强磁性金属磁性膜65可以制造出优异特性的磁性记录介质60。
以下关于按照喷镀法制造强磁性金属磁性膜65的例子。
(喷镀法)作为本发明的制造强磁性金属磁性膜65方法之一的实例-喷镀法，可以用示例表示如下一是输送型喷镀法，即对基体51一边移动靶子一边形成薄膜，另一个是静止喷镀法，即将基体51固定在靶子的前面形成薄膜。
由于前者输送型喷镀法产量高，对低成本的磁性记录介质的制造有利。而后者静止型喷涂法对基体51的喷镀粒子的入射角度稳定，所以可以制造具有优异记录再生特性的磁性记录介质。本发明的磁性记录介质60的制造方法，并不只限于输送型或者静止型。
按照喷镀法制造强磁性金属磁性膜65时，在图5里所示的适当的成膜装置中，示例性表示喷镀装置的构造。关于这个装置在后述的实施例中说明。
(给基体施加负偏磁)本发明所说的[给基体施加负偏磁]是指作为磁性记录介质形成Cr的底膜64和强磁性金属磁性膜65时，对基体51施加的直流偏磁电压。
一方面给基体51施加适当的偏磁电压一方面形成强磁性金属磁性膜65，这样可以增大磁性记录介质的矫顽力。上述施加偏磁效果趋向于对膜的双层施加要比只施加单层的矫顽力大得多。但是，上述的偏磁施加也常常作用在基体近旁的物体，基体的支持部分或基体支承板。其结果在基体附近的空间中充满气体和灰尘，掺入到成膜中的薄膜里，使各种膜的特性变得不稳定。
对基体施加偏磁，还存在以下的几个问题。
①难以适用于玻璃等的非导电性基体。
②有降低强磁性金属磁性膜的饱和磁通量(Ms)密度的可能性。
③必需在成膜室内，设置复杂的构造部分。
④基体施加偏磁程度容易发生变化，其结果造成磁性膜的磁特性发生部分偏移。
因此，希望在不特殊施加上述的偏磁，能够达到作为目标的各种膜特性的这种制作方法也可以通过施加偏磁成膜。
对此，从上述三元系组成的CoCrGe合金磁性膜或由CoCrGeT系的合金磁性膜形成的强磁性金属磁性膜65，在不用对基体51施加特定的偏磁，也可以制造既有高标准化矫顽力又有热稳定磁性特性的磁性记录介质这个优点。因此，不给基体施加负偏磁使之处于无偏磁状态，也可以在基体51上形成底层64和强磁性金属磁性膜65。
(形成金属底层和/或形成强磁性金属层时的成膜室的真空度范围)以前，形成金属底层和/或形成强磁性金属层的成膜室的真空度范围，根据强磁性金属磁性膜的材料，作为左右矫顽力的数值的成膜因素之一起着重要作用。
特别是，对强磁性金属磁性膜中含有的Ta的Co基磁性材料，认为上述真空度范围很低(例如，10-6-10-7Torr(10-4-10-5Pa))的情况下影响就很大。但是，从上述三元系的CoCrGe合金形成的强磁性金属磁性膜的真空度范围在10-6-10-7Torr左右的成膜室里内形成磁性膜，可以制造具有高标准化矫顽力和热稳定磁性特性的强磁性金属磁性膜的磁性记录介质。不言而喻，根据本发明人提供的超净化流程，也可以形成本实施方案的强磁性金属磁性膜65。
(形成金属底层和/或形成强磁性金属层的基体表面温度)本发明的[形成金属底层和/或形成强磁性金属层时的基体表面温度]不依赖于强磁性金属磁性膜的材料，而是依赖于控制矫顽力数值的成膜因素。
如果基体在没有受损伤的情况下，表面温度高，成膜就能够实现高矫顽力。所说基体的损伤是指弯曲、膨胀、破裂等外在的变化和发生磁化、气体量增加等的内在的变化。但是，为了提高基体表面的温度，一般必须在成膜室或者在其前室进行加热处理。这种热处理，有不利的一面，即在基体附近的空间中产生气体或尘埃而被带到成膜中的薄膜上，造成各种膜特性不稳定。
基体表面温度高，还存在以下的几个问题。
①NiP/Al基体的非磁性NiP层产生磁化。
②基体变歪。
③在玻璃等的热传导很低的基体里，如果提高基体表面的温度但又很难保持基体的温度，因此，或者不进行上述加热处理，或者进行低温加热处理无论哪种制作方法都希望能够达到预想的各种膜特性。
(基体表面的粗度，Ra)作为本发明的基体表面粗度，例如，在半径方向测定硬盘形状的基体表面时的中心线平均粗度。
作为表面粗度Ra的测定仅可以使用RANKTAYLORHOBSON公司制造的TALYSTEP。
基体从停止状态开始转动时，或相反从转动到停止状态时，磁性记录介质和磁头的表面之间相互接触或者滑动(CSS动作)。这时，为了抑制磁头的吸附或摩擦系数的上升表面粗度以大为佳。另一方面，基体达到最大转数时，磁性记录介质和磁头之间的间隔，尽量将磁头的上浮量调到最小值，所以，Ra以小为佳。因此，基体表面粗度的最大值和最小值要从上述理由和对磁性记录介质的技术要求来适当决定。
例如，磁头上浮量在24μ英寸时，Ra=6nm-8nm。但是，为了达到更高记录密度，磁头的上浮量(再生记录转动时，磁头从磁性记录介质表面上离开的距离)必需缩小。为了达到这个目的，重要的是将磁性记录介质的表面更加平整化。从这个理由来看，希望基体表面粗度Ra以较小为佳。因此，基体表面粗度Ra是较小的情况下，可以适当采用能够获得达到目标的各种膜特性的制作方法。其例为在Al基版上镀上一层Ni-P时，设有网纹的Ra就减低到1.5nm以下，也可以进行特殊研磨处理，使NiP/Al基版上的Ra为0.5-0.7nm。
(网纹处理)本发明对基体进行网纹处理可以举出几种处理方法，例如有机械研磨法、化学蚀刻法、物理性凹凸膜制法等。作为磁性记录介质的基体，特别是广泛利用铝合金基体时，经常采用机械研磨法。
例如，对铝合金基体表面上的(Ni-P)膜来说，将粘结有在表面上的磨削用的涂粒的磁带压在转动的基体表面上。这样就具有轻微的同心圆状划痕的方法。用这种方法，磨削用的涂粒有时从磁带脱离。
但是，从上述[基体的表面粗度]一项叙述的理由来看，可以适当选择能够达到目标的各种膜特性的制造方法。也就是不进行上述的网纹处理，或进行较轻微的网纹形状处理。
(靶子)按照喷镀法制作上述组成的强磁性金属磁性膜65时，所使用的靶子。是在Co靶子上根据所定大小将Cr芯片和Ge芯片配置为前述的组成比的复合靶。还可以由Co、Cr、Ge以粒子状按照前面叙述的组成比混合烧结而成为烧结靶子。
还可以将Co、Cr和Ge合金化如下面说明制成合金靶子。
这些合金是以钴(Co)、铬(Cr)及锗(Ge)为主体的合金，其合金组成用通式CoxCryGez表示，其特征为，显示组成比的x、y、z要满足以下关系78≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15、x+y+z=100(x、y、z是按照原子％表示的组成比)。
前述合金靶子，其组成比以82≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14为佳。
作为其他组成系的合金，以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)以及元素T(T表示Ta、Pt、Ni、Si中的一种或两种以上)为主体的合金，其特征为，用通式CoxCryGezTc表示，显示组成比的x、y、z、c的关系满足60≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤5、x+y+z=100(x、y、z、c是按原子％表示组成比)的关系。进而在上述范围内，优选满足，78≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤5的关系。
更具体的组成可以用示例表示CoCrGeTa系、CoCrGePt系、CoCrGeB系、CoCrGeTaPt系、CoCrGeTaB系、CoCrGeTaPtB系等。
在这些组成系中，强磁性金属合金磁性膜的特征可以是其组成用通式(CoxCryGezPtv)100-c’T’c’来表示，显示组成比的x、y、z、v、c’要满足以下关系，45≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12(x、y、z、v、c’是按照原子％表示的组成比)。这个范围也可以是78≤x≤95.5、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、2≤c’≤12。
在上述组成系中，理想的是，上列元素T’在B的情况下，表示B的组成比c’可以为1个原子％以上，8个原子％以下；上述元素T’在Ta的情况下，表示Ta的组成比c’可以为1个原子％以上，8个原子％以下。进而在这些范围里，理想的是，上述元素T’在B的情况下，表示B的组成比c’可以为2个原子％以上，8个原子％以下；上述元素T’在Ta的情况下，表示Ta的组成比c’可以为2个原子％以上，8个原子％以下。
在这些范围中，更理想的范围是，上述元素T’在B的情况下，为1原子％≤B≤5原子％。在这样的组成系中再具体地说明的话，可以用示例表示CoCrGePtTa系、CoCrGePtB系、CoCrGePtTaB系等。
如果是这些组成系的合金或者是其磁性膜的话，就具有与前面记载的强磁性金属磁性膜65同样的特性，即，作为减低颗粒间的相互作用容易得到0。35以上的高标准化的矫顽力、(4πMs/Hkgrain)≤1.0两方面能够同时实现。加之这些特性的相容就可能获得高的各向异性磁场Hkgrain，同时也能够得到磁性粒子的结晶颗粒的大小为10nm以下。
这些合金可以用磁性膜形成用靶子代替前面说明的复合靶子。将粉末原料或者铸块以这种的组成比混合，用电弧溶解等方法溶制就可能获得这些合金。用同样的电弧溶解等方法也可获得这样的合金靶子。
将后述的那些合金靶子成套安装在喷镀装置，对基板进行喷镀，在所要求的基板上，就能够形成前面已说明的特性磁性膜，这个磁性膜的组成符合目的的要求。
另外，把这些合金靶子用作材料源，除了喷镀法之外也可使用激光蒸镀法、离子束成膜等其他成膜方法，都会使上列组成的强磁性金属磁性膜成膜。
实施例下面举出实施例详细地说明本发明，但是本发明并不只限于这些实施例。
在本实施例中，在基体上通过由Cr膜构成的金属底层，按照喷镀法形成由不同组成的CoCrGe构成的强磁性金属磁性膜。这时所形成的膜的组成随着喷镀而变化，其喷镀是将所定大小的Cr芯片和Ge芯片按照定量载到Co靶子上的。形成强磁性金属磁性膜的成膜室的真空度范围固定在10-7Torr(10-5Pa)左右，在进行Cr金属底层以及CoCrGe的强磁性金属磁性膜成膜时不在基体上施加偏磁。
另外，在本实施例中当然可以使用喷镀法，或者激光蒸镀法、或者离子束成膜等其他成膜方法。成膜是在Co靶子上设置Cr芯片和Ge芯片的复合靶子上进行，也可以在Co、Cr、Ge混合制成的混合靶子，或者分别使用Co靶子、Cr靶子、Ge靶子。
图5是表示在本实施例中所用介质制作的直流磁控管喷镀法装置的模式截面图。
在图5所示的装置里，1为成膜室；2为设置在成膜室1的底部的金属底层形成用的阴极；3为设置在成膜室1底部另一侧的强磁性金属层形成用的阴极；4为设置在阴极2上的金属底层形成用Cr芯片的第一靶子；5为设置在阴极3上的载有强磁性金属层形成用Cr芯片及Ge芯片的Co的第二靶子；6,7为各阴极所用的绝缘部分；8,9为连接各阴极的直流电源；10,11为各阴极所用的接地屏蔽；12为快门；13为快门的旋转棒；14为快门的开口；15为基板支承板的支承部分；16为基板支承板支承部分的旋转棒；17为加热部分；18为基体固定部支承板；19为基体；20为排气口；21为气体入口。
在图5所示的装置里，成膜室1是这样构成的。通过排气口20与真空排气装置等的排气装置25连接，使成膜室1的内部能够减压以达到真空目的的程度。通过气体入口21将气体供源26与成膜室1连接，对有减压气氛的成膜室1可以提供Ar气或者氮气等的气体。
另外，在图5所示的装置里，快门旋转棒13是由旋转轴所构成，其上下贯通成膜室1的底部中央，并支持快门12的中央部分，基板支承板的支持部分的旋转棒16是由旋转轴所构成，其上下贯通成膜室1的上部中央，支持基板支承板的支持部分15的端部。所述快门12是根据快门旋转棒13的活动使开口部14与阴极1上的第一靶子4相对，或者与阴极3上的第二靶子5相对，同时根据支持基板支承板的支持部分的旋转棒16将基体19与阴极1上的第一靶子4相对，或者与阴极3上的第二靶子5相对。
在下面的表1里，表示涉及本实施例的磁性记录介质的制作条件。〖表1〗成膜方法直流磁控管喷镀法基体的材料 玻璃基体的形状 8mm四方形基体的表面形状 无网纹Ra＜1nm成膜室的真空度范围 5×10-6Torr(665×10-6Pa)流程气体Ar气体Ar气体中的杂质浓度 110ppb以下Ar气压力10mTorr(13.3Pa)基体表面的维持温度 250℃靶子的材料 Cr,Co+(Cr,Ge)芯片靶子的直径 4英寸靶子的纯度 3N(Cr),3N(CoCrGe)与基体的间隔50(mm)对靶子的能量输入直流200W((Cr,CoCrGe)对基体施加偏磁 无制作的膜厚 100nm(Cr),30nm(CoCrGe)下面进一步地按照顺序说明有关本实施例的磁记录介质的制造方法。
下面的括号数字表示它们的顺序。
(1)按照要求对基体19进行清洗处理，并将清洗完的基体19安装在成膜室的基体支承板18上，其后，利用排气装置25，从排气口20使成膜室1的内部空间减压达到5×10-6Torr。这时基体支承板18就处于靶子4的上空，成膜室1就成为接地电位。
(2)根据加热装置17通过基体支承板18对基体19进行加热处理使基体19的表面温度保持在250℃。
(3)从气体入口处21给成膜室1的内部注入Ar气体，用流量调节器(图示省略)将气体压力控制在10mTorr左右。
(4)从直流电源8和直流电源9分别给阴极4和阴极5施加所定的直流电，先对靶子4预喷镀几分钟，这时，从基体19一方看不见靶子4、5的状态下接上快门12。
(5)然后，快门12的开口处14就位于靶子4的正上方，用旋转棒移动快门12(图5表示的状态)。再通过快门12的开关在基体19上就形成厚度为100nmCr膜的金属底层。
(6)形成金属底层之后，通过旋转棒16，基体支承板18就达到了靶子5的上空，用旋转部分14使之移动。这时从基体19一方看不见靶子5的状态下接上快门12(图5表示的快门位置)。
(7)然后，快门12的开口处14就位于靶子5的正上方，用旋转棒13使快门12移动。进而通过快门12的开关在Cr膜上就形成厚度为30nmCoCrGe合金的强磁性金属磁性膜。CoCrGe磁性膜的组成根据Co靶子上所载的Cr芯片的个数及Ge芯片的个数来控制。
(8)形成强磁性金属磁性膜之后，将阴极2、3上的直流电返回到零，停止电源。
(9)停止向成膜室1注入气体，降低基板温度。
(10)向成膜室注入氮气使成膜室1达到了大气压程度，然后取出在成膜室1制作的试验材料。使用振动试验材料型的磁力计(VSM)和高感度扭转磁力计测定按照上述流程制作的各种CoCrGe不同组成膜的试验材料的磁性特性。
图2表示所得各种试验材料组成比的三角组成图；图3表示所得各种试验材料结晶的磁力各向异性(Kugrain)值的三角组成图；图4表示(4πMs/Hkgrain)值的三角组成图。还有，图2是根据图3以及图4的测定结果所作成的三角组成图。用○表示4πMs/Hkgrain≤1.0,Kugrain≥1.5×106erg/cm3的试验材料，用◎表示4πMs/Hkgrain≤1.0,Kugrain≥2×106erg/cm3的试验材料，其他的试验材料就用●来表示。
下面举出带○标记的试验材料的组成比。即，Co78Cr8Ge14、Co80Cr5Ge15、Co80Cr10Ge10、Co82Cr14.5Ge3.5。
下面举出带◎标记的试验材料的组成比。即，Co82Cr13Ge5、Co82Cr4Ge14、Co83Cr10Ge7、Co83Cr7Ge10、Co85Cr11.5Ge3.5、Co85Cr10Ge5、Co85Cr7Ge8、Co85Cr5Ge10、Co87Cr8Ge5、Co87Cr7Ge6、Co87Cr5Ge8、Co86Cr2.5Ge11.5。
从图2-图4表示的测定结果来看，可以明确以下几点[1]当构成强磁性金属磁性膜的CoCrGe系合金磁性膜的组成范围为通式CoxCryGez时，作为78≤x≤87、2.5≤y≤14.5、3.5≤z≤15、x+y+z=100(x、y、z按照原子％表示组成比)(在图2里用斜线表示A区)情况下，不依赖于强磁性金属磁性膜的结晶颗粒大小，为了获得0.35以上的高标准化矫顽力(Hc/Hkgrain)而确保必要条件的4πMs/Hkgrain≤1.0,同时因为能够获得1.5×106erg/cm3以上的结晶的磁力各向异性(Kugrain)在真空度达到10-6Torr左右的成膜空间里可以形成具有热稳定磁性特性的磁性记录介质。
当上述磁性膜的合金组成在上述通式CoxCryGez中，作为82≤x≤87、2.5≤y≤13、3.5≤z≤14、x+y+z=100(x、y、z按照原子％表示组成比)(在图2里用十字画线表示B区)时，因为可以形成具有2.0×106erg/cm3以上的结晶的磁力各向异性(Kugrain)的强磁性金属磁性膜，所以能有效地制作出热稳定性优异的磁性记录介质。这在以前的Co系材料里没有见过报道。
进而，上述磁性膜的合金组成在上述通式CoxCryGez中，作为84≤x≤87、2.5≤y≤8、5≤z≤12、x+y+z=100(x、y、z按照原子％表示组成比)时，因为可以形成具有3.0×106erg/cm3以上的更优异的结晶的磁力各向异性(Kugrain)的强磁性金属磁性膜，所以能有效地制作出热稳定性优异的磁性记录介质。
因此从上述[1]和[2]的结果来看，已经明确，上述组成的三元系CoCrGe膜作为强磁性金属磁性膜的磁性记录介质即使不用超净化流程的特殊喷镀成膜条件，按照普通喷镀成膜条件也可以制造出具有优异磁性特性的磁性膜，这在过去Co基的磁性材料中是得不到的。
还有，在普通喷镀成膜条件下如上述所说的能够获得优异的磁性特性的CoCrGe系的强磁性金属磁性膜。则期待着本发明人曾经提出的利用超净化流程就能够获得更为优异的磁性特性的。
下面将上述CoCrGe系组成的合金材料进行熔化制作，在后面列出测定各向异性磁场(Hkgrain)的值(kOe)。
(合金试验材料的制作方法)把试验材料进行真空排气到8×10-6Torr(1064×10-6Pa)后，在Ar气氛中进行电弧熔解而将形成的熔解物切成厚约0.6mmφ的圆平板，在10000℃下，进行1个小时的固熔处理，固熔处理后再进行变态处理(Ta→ε℃，10个小时)反复进行达到变态相ε(hcP)状态。对于解析构造使用XRD，对于Ms的测定使用VSM，对于Hk的测定使用VSM-SPD方法。
这里，所说的SPD(Singular Point Detction)法是众所周知的，在具有正的单轴各向异性结晶的磁性体里，利用对磁化轴方向困难的磁化M所施加磁场H的两段微分d2M/dH2在各向异性磁场(Hk)所具有的特异性作为求出各向异性磁场的方法。
下面列举所得各种合金材料的组成比和各向异性磁场(Hkgrain)的值(kOe)。
所得结果为Co80Cr5Ge15(6.7kOe)、Co80Cr10Ge10(7.3kOe)、Co87Cr11.5Ge3.5(8.0kOe)、Co83Cr7Ge10(10.3kOe)、Co85Cr10Ge5(8.5kOe)、Co85Cr7Ge8(9.8kOe)、Co85Cr5Ge10(9.5kOe)、Co87Cr8Ge5(9.1kOe)、Co87Cr7Ge6(9.8kOe)、Co87Cr5Ge8(10.4kOe)、Co86Cr2.5Ge11.5(9.5kOe)。
在这些CoCrGe系合金材料里，Cr的添加量为0-11.5原子％范围，Ge的添加量为3.5-14原子％的范围时，作为各向异性磁场Hkgrain的值，为8.0kOe以上的高值。
图6表示将前面所说明的磁性记录介质60组装起来而构成电脑的HDD(硬件驱动)装置(磁性记录装置)的一个示例。
在本例的磁性记录装置70里，容器型的套盒71内部有多个(图7所示有5张)磁性记录介质60，这多个磁性记录介质60与隔板72交互地插入到主轴73上。另外，在套盒71里，还设置了上述主轴73的轴承，同时在套盒71的外侧还设置有上述主轴旋转用的发动机74，每个磁性记录介质60都能在主轴73的周围自由旋转。
上述套盒71内部，在磁性记录介质60一侧的方向，设置了与上述主轴73平行而通过轴承75的支撑能转动的转动轴76，在这个转动轴76上有多个摇臂77延伸到磁性记录介质60的一侧，每个摇臂77的前端处通过细长的三角板状的转动臂78有磁头79。
磁头79由薄膜型磁头，或者MIG型磁头，还有MIG型磁头元件和读取专用的磁性抵抗效果型磁性元件而组合为一体的双重型磁头元件和滑块所构成。这个滑块被安装在转动臂78的前端部，并通过框架有弹性支撑。磁头的构成还可以随着摇臂77移动的同时可以在磁性记录介质60的任意位置上移动。
在上述构成的磁性记录装置70里，使磁性记录介质60转动的同时，也使摇臂77移动，使磁头79在磁性记录介质60的任意位置上移动，喷镀在磁性记录介质60上的强磁性金属磁性膜(磁性记录层)65与磁头79发生磁场作用，因此，就能够把所希望的磁性信息记录在磁性记录介质60上。另外，移动摇臂77，使磁头79在磁性记录介质60的任意位置上移动，从磁性记录介质60上的强磁性金属磁性膜(磁性记录层)65放出的磁场通过磁头被检测，就能够进行磁性信息的读出。
因此，在进行磁性信息的读出和录制的时候，如果强磁性金属磁性膜(磁性记录层)65像前面所说的那样具有优异的结晶的磁力各向异性的话，就能够抑制强磁性金属磁性膜65的热干扰，磁性记录装置70的内部有发动机74受热，例如，即使是在超过100℃的高温不断加热而使用的情况下，也不会降低强磁性金属磁性膜65的磁性特性。另外，即使是长期使用，长时间加热，也能够提供具有优异的记录再生特性的磁性记录装置70，这样，强磁性金属磁性膜65的磁性记录再生特性也不会低劣化。
作为强磁性金属磁性膜65，使用高矫顽力的话，因在磁头的上浮行走时接受磁头的读出元件而能够加强漏出磁场，接受很强的信号，因此具有优良的SN比的记录再生特性。
另外，前面说明的图6和图7的磁性记录装置70是表示磁性记录装置的一个例子，因此磁性记录装置可以有1个以上的任意数的磁性记录介质，磁头79优选可设置1个以上的任意个。当然，摇臂77的形状和驱动方式也不只限于图示，也可以是一次驱动方式或其他的方式。
下面说明有关本发明的其他组成系的强磁性金属磁性膜的磁性特性的测定结果。
在本实施例里，为制造磁特性测定用的强磁性金属磁性膜时所使用的装置的概略示于构造图8。
图8所示的制造装置是由一系列多个真空容器形成的构造。符号30表示在竖立型真空容器31里内装有加热器和蚀刻装置的第一室；符号32表示具有喷镀成膜装置和加热装置和有真空排气装置的真空容器33的第二室；符号34表示具有喷镀成膜装置和加热装置和有真空排气装置的真空容器35的第三室；符号36表示具有喷镀成膜装置和加热装置和有真空排气装置的真空容器37的第四室；符号38表示具有喷镀成膜装置和加热装置和有真空排气装置的真空容器39的第五室；符号40表示具有分析装置RHEED(反射高速电子衍射reflection high energy electron diffraction)和有真空排气装置的真空容器41的第六室；符号42表示具有喷镀成膜装置和有真空排气装置的真空容器43的第七室；符号44表示具有自动控制臂和真空排气装置的真空容器45的第八室。
室30、32、34、36、38、40、42、44都通过管道D连接，其各自具有闸阀并彼此相邻。其构成是这样，用管道将各室分开的情况下各室构成例如，减压到3×10-9Torr(400×10-9Pa)或者低于这个值的超真空(例如1×10-9-11Torr:133×10-9-11Pa)状态时，可以进行蚀刻处理或者成膜处理。还有，各室30、32、34、36、38、40、42都与提供气体装置连接，根据各室内部的需要可以调整Ar气体等的喷镀气氛。
另外，为了能够将基板通过室30、32、34、36、38、40、42、44内部和它们之间的管道而运送，在内安装有电磁铁卡盘式的基板运送装置，将基板按照室30、32、34、36、38、40、42、44的顺序运送，同时在室42里处理之后的基板由设在室44中的自动装置臂取出；而且可使室30内进行预加热和进行蚀刻处理；在室32、34、36、38里可以进行必要的膜的成膜处理，还可以在室40里进行所得膜的分析；室42也能形成碳类等的保护膜。
图8所示的装置是能够实施由本发明者以前提出的超净化流程的装置。即，其装置是可以将真空度范围调整为3×10-9--10Torr(400×10-9--11Pa)，作为充满真空容器内的气体，又能将超净化气体(H2O等的杂质为1ppb左右的Ar气体)提供给每个室。
用图8所示装置，使用在Al基板上涂覆Ni-P(非磁性层63)的基体，在此基体上沿着30-44室按照顺序使基板移动同时在每个室中进行处理。
首先在第一室30里，通过设在第一室30中的红外灯加热器加热基体到250℃，再干燥蚀刻基体表面(14.4mTorr/100W/5秒)以进行表面净化。
接着，在基体表面上按照要求在室32、34、36分开使用(如果有不使用的室时就通过一下)以成膜金属底层64，这个底层或者是Cr膜(厚度为5nm)/CrMo10膜(厚度为10nm)或者是Cr膜(厚度为5nm)/CrMo20膜(厚度为10nm)。接着，在第五室38里形成示于图1的强磁性金属磁性膜65，最后，在第七室42里形成碳保护膜66，得到了磁性记录介质的试验材料。在每个成膜用的室32、34、36、38为了实施超净化流程3×10-9Torr(400×10-9Pa)的超真空状态中充满Ar的超净化气体并达到3×10-3Torr(133×10-3Pa)的压力后，作为进行喷镀的成膜条件。
玻璃基板表面是在第一室30里进行干蚀刻的净化，在第四室36里，形成由Cr的金属底层，其次，在第五室38里，形成CrCoGe合金磁性膜。用图8所示的装置在同等条件下，在多个玻璃基板上，形成CrCoGeTaPt合金磁性膜、CrCoGeTaPtB合金磁性膜、CrCoGePt合金磁性膜、CrCoGeTa合金磁性膜，得到了各种试验材料。
成膜后，在第六室40里，有必要的话，根据RHEED(反射高速电子衍射)分析装置进行各合金磁性膜的分析，分析它们是否确实形成了合金磁性膜，然后，在第七容器42里，形成碳素保护膜后，从容器42通过自动臂45将磁性记录介质试验材料取出来，使用振动材料型的磁力计和高感度扭转磁力计测定磁性特性的试验。
用图8所示装置通过超净化流程而制造的CrCoGe三元系组成的强磁性金属磁性膜的各向异性磁场(Hkgrain)对组分的依存性示于图9，同一试验材料的饱和磁化(Ms)的组成依存性示于图10里，同一试验材料的结晶磁性各向异(Kugrain)的组成依存性示于图11，同一试验材料的饱和磁化(Ms)和各向异性磁场(Hkgrain)的关系(4πMs/Hkgrain)示于图12里。
在图9～图12所得到的特性是与前面的图2～图4所示的测定结果具有同等优异性质。
特别是从图9中可知，在通过超净化流程而制造的CrCoGe三元系合金组成的磁性膜中，即使Cr含量的下限为2.5原子％，很容易地能够得到高的各向异性磁场(Hkgrain)，即使Ge的含量的下限为2原子％，也很容易地能够得到高的各向异性磁场(Hkgrain)。
其次，图11所示的结晶磁性各向异性(Kugrain)的值超过3.0的组成区和图12表示的(4πMs/Hkgrain)的值小于1.0的区一起表示在图13之中。
在图13用斜线围成的组成区，我们可以知道同时并存(Kugrain)＞3.0,还有，4πMs/Hkgrain＜1.0。
在本实施例试验材料的这个范围，是在以原子表示为82≤Co≤87、2≤Cr≤11、4≤Ge≤13的范围。
利用图8的装置，再按照与前面的例子一样使用超净化流程的CoCrPtTa系强磁性金属磁性膜、CoCrPtB系强磁性金属磁性膜、CoCrTa系强磁性金属磁性膜、CoCrTaPt系强磁性金属磁性膜、CoCrTaPt系强磁性金属磁性膜、以及按照规定量将Ge添加到这些组成系中的强磁性金属磁性膜，测定这些强磁性金属磁性膜的矫顽力(Hc)的值和结晶磁力各向异性(Kugrain)的值和饱和磁化(Ms)的值对组成的依存性(对应Pt或Cr或Ta或B的其中之一)，其测定结果表示于图14。
从图14所示的测定结果表明，将Ge以2原子％添加在CoCrTaPt系中，具有与CoCrPtTa系同等或者超过的优异矫顽力(Hc)、各向异性磁场(Kugrain)和饱和磁化(Ms)。同时也表明，将Ge以2原子％添加在CoCrPtB系中，具有与CoCrPtB系同等或者超过的优异矫顽力(Hc)、各向异性磁场(Kugrain)和饱和磁化(Ms)。
下面是将前面的各组成试验材料的介质噪声、信号输出能力以及S/N比的测定结果示于图15。
从图15的结果来看，在CoCrTaPtGe系的试验材料中，可以获得比CoCrPtB系更为优异的介质噪声和信息输出能力；还能获得与CoCrPtTa系同等的介质噪声和较高的信息输出能力；S/N比的测定结果，还能获得比CoCrTaPt系和CoCrTaB系更为优异的数值。从图15的结果来看，从介质噪声、信息输出能力以及S/N比的关系来看，在含有16-20原子％的Cr的高浓度组成的CoCrTaPtGe系中，因为能够获得比从前的CoCrTaPt系更为优异的特性，所以即使在Cr高浓度组成系里也能够获得比从前的组成系更为优异的特性。还有，Cr高浓度组成系的CoCrTaPtGe系的介质噪声、信息输出以及S/N比的关系比Cr低浓度组成系(图15中所示的Cr为1-8原子％的范围的Cr低浓度组成系)的CoCrPtB系或者CoCrTaPt系的各个特性还要优异。所以从图15所示的测定结果来看，在含有16-20原子％范围的Cr是没有问题的。关于CoCrTaPtGe系中的Cr含量，认为在CoCrTaPt系里，Cr的添加量的上限为24原子％。
然后，关于前面的各组成的试验材料，通过强磁性金属磁性膜的透过型电子显微镜(TEM)的照片而测到的结晶粒径(GDTEM)和磁化反向时的粒径(GDact)之比求得的结果示于图16。
在此，所说的磁化反向时的粒径(GDact)，应是磁性记录介质的热稳定性的指标，用GDact=2(Vact/πtmag)1/2来表示的，这里具有Vact=(KB·T)/(Ms·Hf)的关系(KB·T)表示热能，(Ms·Hf·Vact)表示磁能，具有Hf=S/Xirr的关系，Xirr=ΔM/ΔH的关系，即，当画出磁性膜的磁滞现象曲线时表示M=0时的磁场H的一点，即，表示已知的在横轴上磁性膜的磁化曲线交叉部分范围里的ΔM与ΔH的比。
从图16的关系上可以明确地表示，对CoCrTa系强磁性金属磁性膜、CoCrTaPt系强磁性金属磁性膜、CoCrPtTa系强磁性金属磁性膜的各特性来说，以2原子％添加Ge，不论CoCrPtBGe系强磁性金属磁性膜还是CoCrPtTaGe系强磁性金属磁性膜都具有优异的特性。
在图17里，在CrMo20底层(厚10nm)上由CoCr16Pt8B6Gex组成(x作为0、2、3的各种试验材料)的强磁性金属磁性膜形成的情况下，在基板施加偏磁的同时进行成膜的情况下、在不给基板施加偏磁而进行成膜的情况下，表示各种试验材料的矫顽力的变化。
如图17所示的结果可以判断，即使制作在CoCrPtB系强磁性金属磁性膜中添加2原子％的Ge的试验材料，矫顽力的低下也几乎看不见，而且，制作添加了3原子％的Ge的试验材料时，用不施加偏磁而成膜时其矫顽力的低下会发生，但是，在这种材料里，给予适当的偏磁电压，是不会发生矫顽力的降低而可以制造出强磁性金属磁性膜。
图18同样地表示在基板施加偏磁而成膜的情况下，所得到的强磁性金属磁性膜的矫顽力的矩形比(S*)对偏磁电压的依存性。
由图18结果明确表示那样，对于没有添加Ge的CoCrPtB系强磁性金属磁性膜的矫顽力的矩形比(S*)来说，添加了2原子％Ge或者添加了3原子％Ge而成为CoCrPtBGe系强磁性金属磁性膜的矫顽力矩形比(S*)就增高，Ge的添加效果明显。
与前面CoCrGe三元系的合金试验材料的相同条件，制作合金试验材料，供磁性特性试验，可以得到几乎和前述强磁性金属磁性膜所得到的测定结果同样的试验结果。
从以上情况判断，有关本发明的组成系合金或者强磁性金属层都具有优异的磁性特性。
在上述添加元素中，就Pt来说，不会出现一方面提高各向异性磁场(Kugrain)的值，一方面降低其他特性，因为可以得到高矫顽力的值，所以作为添加量可以适当地在2-25原子％的大范围内选择。Cr倾向于其含量越多介质噪声就越小的趋势。B有助于结晶粒径更细微化，如果大量添加B，就可能使结晶颗粒变小，与此同时，过多地添加B的话，结晶排列方向紊乱，就会降低矫顽力。从以上关系来看，满足本发明的组成比是优选的。
工业上应用的可能性如上说明，在本发明，由于使用了前述特定组成范围的三元系CoCrGe合金、CoCrGeT系、或者CoCrGeT’系组成系的合金，可以获得对应高记录密度化的磁性特性，即，既兼备高标准化矫顽力和结晶磁力各向异性，又更具有优异的、各向异性磁场的磁性合金。
如上说明，在本发明，由于使用了前述特定组成范围的三元系CoCrGe合金、CoCrGeT系、或者CoCrGeT’系组成的合金，虽然是使用真空度范围为10-6Torr左右的成膜空间的一般成膜流程，但也能获得具有可对应高记录密度化的磁特性，即，高标准化矫顽力和结晶磁力各向异性的磁性记录介质。
如果具备前述特定组成比的CoCrGe三元系合金磁性膜或者前述特定组成的CoCrGeT系、CoCrGeT’系的合金磁性膜的磁性记录介质，由于对基体不施加偏磁在无偏磁状态下，能够成膜可以使用平整性优良的绝缘性的玻璃作为基体。其特征为可以避免由于对基体施加偏磁而带来制造上的麻烦而稳定地进行制备。
如果是含有前述特定组成比的Co和Cr和Ge的靶子，或者，含有Co和Cr和Ge和元素T或T’的靶子，虽然是使用真空度为10-6Torr左右的成膜空间的流程，但也能够制造具有对应高记录密度化的磁性特性，即，高标准化矫顽力和结晶磁性各向异性的强磁性金属磁性膜的磁性记录介质。
又，装有具有上述优异的磁特性的强磁性金属磁性膜的磁性记录介质的磁性记录装置，它就能够提供，强磁性金属磁性膜对热干扰抵抗能力强，在加热状态下，长时间使用也不会降低磁特性的磁性记录装置。如果是装有具有上述优异的磁特性的强磁性金属磁性膜的磁性记录介质的磁性记录装置，还能够提供SN高比值的、具有优异磁性记录再生特性的磁性记录装置。
权利要求
1．一种以钴(Co)、铬(Cr)以及锗(Ge)为主体的磁性合金。其特征为，其组成用通式CoxCryGez表示，显示组成比的x、y、z要满足以下关系78≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、x+y+z=100(x、y、z是按原子％表示的组成比)。
2．权利要求1所述的磁性合金，其特征在于，上述组成比是82≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14。
3．一种以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)及元素T(T表示Ta、Si、Nb、B、Ni、Pt中的一种或两种以上)为主体的磁性合金，其特征是，其组成用通式(CoxCryGez)100-cTc表示，显示组成比的x、y、z、c要满足以下关系60≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤20、x+y+z=100(x、y、z、c是按原子％表示的组成比)。
4．权利要求3所述的磁性合金，其特征在于，上述组成比是60≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14。
5．权利要求3或4所述的磁性合金，其特征在于，上述元素T是Ta、Si、Nb中的1种或两种以上时，显示元素T的组成比c为5个原子％以下，元素T为B时元素T的组成比c为9个原子％以下。
6．一种以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)、白金(Pt)及元素T’(T’表示Ta、B中一种或两种)为主体的磁性合金，其特征是，其组成用通式(CoxCryGezPtv)100-c’T’c’表示，显示组成比的x、y、z、v、c’要满足以下关系45≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12(x、y、z、v、c’是按原子％表示的组成比)。
7．权利要求6所述的磁性合金，其特征在于，上述元素T’为B时，表示元素B的组成比c’为1个原子％以上，8个原子％以下。
8．权利要求6所述的磁性合金，其特征在于，上述元素T’为Ta时，表示元素Ta的组成比c’为1个原子％以上，8个原子％以下。
9．在基体上通过金属底层而形成的强磁性金属磁性膜的磁性记录介质，其特征在于，上述强磁性金属磁性膜是由钴(Co)、铬(Cr)及锗(Ge)三元系合金构成的磁性膜，上述强磁性金属磁性膜的合金组成，用通式CoxCryGez表示，表示组成比的x、y、z要满足以下关系60≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、x+y+z=100(x、y、z是按照原子％表示的组成比)。
10．权利要求9所述的磁性记录介质，其特征在于，上述的强磁性金属磁性膜的组成比为82≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14。
11．在基体上通过金属底层而形成的强磁性金属磁性膜的磁性记录介质，其特征在于，上述强磁性金属磁性膜是以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)以及元素T(T表示Ta、Si、Nb、B、Ni、Pt中的一种或两种以上)为主体的磁性膜。上述强磁性金属磁性膜的合金组成的通式为(CoxCryGez)100-cTc，表示组成比的x、y、z、c要满足以下关系60≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤20、x+y+z=100(x、y、z、c是按原子％表示的组成比)。
12．权利要求11所述的磁性记录介质，其特征在于，上述的强磁性金属磁性膜的组成比为73≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14。
13．权利要求11或12所述的磁性记录介质，其特征在于，上述元素T表示Ta、Si、Nb中的一种或两种以上时，表示元素T的组成比c为5个原子％以下，元素T为B时，表示元素T的组成比c为9个原子％以下。
14．在基体上通过金属底层而形成的强磁性金属磁性膜的磁性记录介质，其特征在于，上述强磁性金属磁性膜是以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)、白金(Pt)以及元素T’(T’表示Ta、B中的一种或两种)为主体的磁性膜。上述强磁性金属磁性膜的合金组成，用通式(CoxCryGezPtv)100-c’T’c’表示，表示组成比的x、y、z、v、c’要满足以下关系45≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12(x、y、z、v、c’是按原子％表示的组成比)。
15．权利要求14所述的磁性记录介质，其特征在于，上述元素T’表示B时，表示元素B的组成比c’为1个原子％以上，8个原子％以下。
16．权利要求15所述的磁性记录介质，其特征在于，上述元素T’表示Ta时，表示元素Ta的组成比c’为1个原子％以上，8个原子％以下。
17．一种磁性记录介质的制造方法，其特征在于，在制造权利要求9或16所述的磁性记录介质时，至少在金属底层上使用喷镀法、真空蒸镀法、CVD法、离子束成膜法、或激光蒸镀法的任一种成膜法都能够制作出强磁性金属磁性膜。
18．一种磁性记录介质的制造方法，其特征在于，在制造权利要求9或16所述的磁性记录介质时，至少在金属底层上用成膜法制作上述强磁性金属磁性膜时不给基体施加偏磁，是在无偏磁状态下成膜。
19．根据权利要求17或18记载的磁记录介质的制造方法，其特征在于，在Co靶上至少用载有Cr芯片和Ge芯片的复合靶子用喷镀在基材上形成权利要求9或18所述的强磁性金属磁性膜。
20．权利要求17或19所述的磁性记录介质的制造方法，其特征在于，在实施权利要求17或19所述的制造方法时，将基体放置在成膜室中使用放置在上述成膜室中的底层形成用的靶子在上述基体上形成金属低层，金属底层形成后使用放置在上述成膜室中的强磁性金属磁性膜形成用的靶子在同一成膜室内在上述金属底层上形成强磁性金属磁性膜。
21．一种磁性膜形成用的靶子，其特征在于，是以钴(Co)、铬(Cr)以及锗(Ge)为主体的磁性膜形成用靶子，其组成是通式CoxCryGez表示，显示组成比的x、y、z要满足以下关系60≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、x+y+z=100(x、y、z是按照原子％表示的组成比)。
22．权利要求21所述的磁性膜形成用靶子，其特征在于，上述组成比是73≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14，x+y+z=100。
23．一种磁性膜形成用靶子，其特征在于，以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)及元素T(T表示在Ta、Pt、Ni、Si中的一种或两种以上)为主体的磁性膜形成用靶子，其组成是通式(CoxCryGez)100-cTc表示，表示组成比的x、y、z、c要满足以下关系60≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、c≤20、x+y+z=100(x、y、z、c是按原子％表示的组成比)。
24．权利要求23所述的磁性膜形成用靶子，其特征在于，上例组成比是73≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14。
25．一种磁性膜形成用靶子，其特征在于，以钴(Co)、铬(Cr)、锗(Ge)、及元素T’(T’表示在Ta、B中一种或两种)为主体的磁性膜形成用靶子，其组成是通式(CoxCryGezPtv)100-c’T’c’表示，表示组成比的x、y、z、v、c’要满足以下关系45≤x≤87、2.5≤y≤25、2≤z≤15、2≤v≤25、1≤c’≤12(x、y、z、v、c’是按原子％表示的组成比)。
26．权利要求25所述的磁性膜形成用靶子，其特征在于，上述组成比是73≤x≤87、2.5≤y≤13、2.5≤z≤14。
27．权利要求25所述的磁性膜形成用靶子，其特征在于，上述元素T’为B时，表示元素B的组成比c’为1个原子％以上，8个原子％以下。
28．权利要求25所述的磁性膜形成用靶子，其特征在于，上述元素T’表示Ta时，表示元素Ta的组成比c’为1个原子％以上，8个原子％以下。
29．一种磁性记录装置，其特征在于，它装有权利要求9或16的磁性记录介质，驱动上述磁性记录介质的驱动部分和磁头，还有，能够使所述磁头相对于所述磁性记录介质移动的移动装置。
30．权利要求29的所述的磁性记录装置，其特征在于，所述磁头的再生部分由磁性抵抗效果型磁性元件构成。
全文摘要
本发明是一种以钴(Co)、铬(Cr)以及锗(Ge)为主体的磁性合金。其组成用通式Co
文档编号H01F1/153GK1304456SQ00800847
公开日2001年7月18日 申请日期2000年5月12日 优先权日1999年5月14日
发明者高桥研 申请人:高桥研, 三菱化学株式会社