磁记录介质的制作方法

本发明涉及磁记录介质，典型而言，本发明涉及用于硬盘磁记录装置(hdd)的磁记录介质。
背景技术：
：作为实现磁记录的高密度化的技术，采用垂直磁记录方式。垂直磁记录介质至少含有非磁性基板和由硬质磁性材料形成的磁记录层。将获得良好的磁特性作为目的，提出了用粒状结构形成垂直磁记录介质的磁记录层的方案。粒状结构的磁记录层包含磁性晶粒和非磁性的晶界材料；所述非磁性的晶界材料以包围磁性晶粒的周围的方式进行偏析。粒状结构的磁记录层中的各个磁性晶粒被非磁性的晶界材料磁分离。近年来，为了进一步提高垂直磁记录介质的记录密度，迫切需要使粒状结构的磁记录层中的磁性晶粒的粒径缩小。特别在hamr(热辅助磁记录)介质中有如下的期望：即与现有的垂直磁记录介质一样，欲利用ru等的基底层来控制记录层的粒子结构，来将平均粒径和粒径分散降低。在专利文献1中记载有具有如下结构的磁记录介质：所述结构依次包含基板、ru－tio2层、zno层、mgo层以及fept磁记录层。以此就能兼顾由粒状结构构成的fept磁记录层的粒径微细化和磁特性的二者。在专利文献2中记载有包含基板、磁记录层、配置于基板和磁记录层之间的tin－x层的磁记录介质。以此就能实现磁记录层的外延生长(日文：エピタキシャル成長)的取向性的提高以及磁记录层粒度的控制。现有技术文献专利文献专利文献1：日本专利特愿2016－003596号专利文献2：日本专利特表2015－530691号公报非专利文献非专利文献1：r.f.penoyer、“磁各向异性测量的自动转矩平衡(automatictorquebalanceformagneticanisotropymeasurements)”、《科学仪器的评论(thereviewofscientificinstruments)》、1959年8月、第30卷第8号、711－714；非专利文献2：近角聪信、强磁性体的物理(下)、裳华房、10－21。技术实现要素：发明所要解决的课题在专利文献1中存在如下问题：虽然能将fept粒子减小，但是相对于mgo层的粒径，fept粒径还是大。在专利文献2存在如下问题：应包围fept磁性晶粒的周围的非磁性体的偏析不规则，为此，大量存在fept磁性粒子连接的部分，各个磁性粒子间的磁分离不够。发明所要解决的课题是提供一种将平均粒径和粒径分散降低的磁记录介质。发明所要解决的另一个课题是提供一种具有可适用作磁记录介质的磁特性(磁各向异性能)的磁记录介质。解决问题的技术手段用于解决本发明的课题的手段的一个例子为一种磁记录介质，它依次包含基板、粒径控制层、第1种晶层、第2种晶层、以及包含有序合金的磁记录层；所述第2种晶层由晶粒和晶界材料构成；所述晶粒以tin作为主成分，所述晶界材料以选自金属氧化物和碳中的至少一种以上作为主成分。这里，在所述晶界材料为金属氧化物，将δg500设为500℃下的标准生成吉布斯能量时，所述晶界材料较好从所述金属氧化物中的金属元素与氮反应时所形成的氮化物的δg500高于tin的δg500的材料中选择。或者，在所述晶界材料为金属氧化物，将δg500设为500℃下的标准生成吉布斯能量时，所述晶界材料较好从所述金属氧化物中的金属元素与氧反应时所形成的氧化物的δg500低于tio2的δg500的材料中选择。所述晶界材料较好选自al2o3、mgo、cao、sc2o3、sro以及y2o3中的至少一种以上。或者，所述晶界材料较好由碳形成。基于以tin作为主成分的晶粒和所述晶界材料的总量，所述晶界材料较好在5体积％以上且不到50体积％。这里较好的是：所述第2种晶层具有粒状结构，所述粒状结构由以tin作为主成分的晶粒以及包围以tin作为主成分的晶粒的周围的所述晶界材料构成。另外，较好的是：所述磁记录层包含第1元素和第2元素；所述第1元素选自fe和co中的至少一种；第2元素选自pt、pd、au、ir、ru和rh中的至少一种。更好的是：所述第1种晶层依次包含下部第1种晶层和上部第1种晶层。更好的是：所述粒径控制层是粒状结构；所述粒状结构包含ru晶粒、以及选自包围ru晶粒的氧化物、碳化物和氮化物中的至少一种。更好的是：在所述粒径控制层和所述第1种晶层之间还包含非磁性中间层；所述非磁性中间层为粒状结构；该粒状结构包含pt晶粒、或者包含pt晶粒以及选自包围pt晶粒的氧化物、碳、碳化物和氮化物中的至少一种。更好的是：在所述基板和所述粒径控制层之间还包含由ru或者ru合金所形成的取向控制层。发明的效果通过本发明，可形成将平均粒径和粒径分散降低的磁记录介质，或者可形成磁各向异性能大的磁记录介质。附图说明图1是显示本发明的磁记录介质的一个构成例的示意剖视图。图2是显示实施例1的磁记录介质的构成例的示意剖视图。图3是实施例1的样品编号＝1－3的sem照片。图4是实施例2的样品编号＝2－3的sem照片。图5是实施例3的样品编号＝3的sem照片。图6是比较例1的样品编号＝4的sem照片。图7显示实施例1与比较例2、3、5的平均粒径的比较。图8显示实施例1与比较例2、3、5的粒径分散的比较。图9显示实施例1与比较例2、3、5的磁各向异性常数的比较。图10是比较例2的样品编号＝5的sem照片。图11是比较例3的样品编号＝6－3的sem照片。图12显示实施例2与比较例2、4、5的平均粒径的比较。图13显示实施例2与比较例2、4、5的粒径分散的比较。图14显示实施例2与比较例2、4、5的磁各向异性常数的比较。图15是比较例4的样品编号＝7－3的sem照片。图16显示实施例1与比较例2、6的平均粒径的比较。图17显示实施例1与比较例2、6的粒径分散的比较。图18显示实施例1与比较例2、6的磁各向异性常数的比较。图19a显示实施例1的样品编号＝1－3的磁化曲线。图19b显示比较例6的样品编号＝10－3的磁化曲线。具体实施方式图1、2显示实施本发明的形态的一例。图1是磁记录介质10的一个构成例，磁记录介质10依次包含基板1、粒径控制层2、第1种晶层3、第2种晶层4、以及包含有序合金的磁记录层5；第2种晶层4由以tin(氮化钛)作为主成分的晶粒和晶界材料形成。在本申请如下的说明中，对同一结构附相同符号，并省略其说明。在本形态的构成中存在具有粒状结构的粒径控制层2，而该粒状结构用于引导磁记录层5的粒状结构。粒径控制层2的粒状结构较好由微小平均粒径且粒径分散少的晶粒构成。形成在其上的第1种晶层3由微小的粒径分散少的晶粒形成，该晶粒延续着粒径控制层2的粒结构。此处，粒状结构是指对柱状的各个晶粒以包围其周围的方式存在晶界材料的结构。在平行于基板的膜表面中处于具有粒状的晶粒，在其周围存在晶界材料的状态。完全包围的情况下，粒子的孤立性较高，所以较为理想。另一方面，在垂直于基板的膜表面中较好处于被晶界材料分离的柱状的晶粒贯穿各个层的表里面的状态。通过晶界材料偏析在晶粒的晶界上形成粒状结构。粒径是指平行于基板的膜表面中的粒状晶粒的圆当量径。平均粒径是指粒径的平均值。粒径分散是指粒径的分散值。接着，在第1种晶层3上形成第2种晶层4。这样，对应于由微小且粒径分散少的晶粒构成的第1种晶层3的晶界，第2种晶层4的晶界材料积极偏析。为此，第2种晶层4不仅延续第1种晶层3的粒结构，而且还延续了粒径控制层2的粒结构。更好的是：形成由晶粒和晶界材料构成的粒状结构；该晶粒是由tin构成的微小且粒径分散少的晶粒；该晶界材料是包围tin晶粒的周围的晶界材料。另外，第2种晶层4形成在磁记录层5的正下方，这样能形成具有由微小平均粒径且粒径分散少的晶粒构成的良好的粒状结构的磁记录层5。由fept等的有序合金构成的磁性晶粒对第2种晶层4的tin晶粒的润湿性高。在第2种晶层4的晶界材料包含氧化物或碳，磁记录层5的非磁性体(晶界材料)包含氧化物或碳的情况下，磁记录层5的非磁性体对第2种晶层4的晶界材料的润湿性增高。为此，磁性晶粒积极形成在第2种晶层4的tin晶粒上，非磁性体(晶界材料)积极偏析在第2种晶层4的晶界材料上，进而能形成具有更加反映了粒径控制层2的粒结构的粒状结构的磁记录层5。这样能将磁性晶粒的粒径微细化，将粒径分散降低。另外，磁性晶粒积极形成在第2种晶层4的tin晶粒上，非磁性体(晶界材料)积极偏析在第2种晶层4的晶界材料上，为此能形成具有由各个磁分离的磁性晶粒构成的粒状结构的磁记录层5。进一步能减少跨第2种晶层的晶界而形成的磁性晶粒。跨第2种晶层的晶界而形成的磁性晶粒因带有结晶缺陷，所以磁各向异性能下降。在本形态中，因为带有这样的结晶缺陷的磁性晶粒少，所以能发挥提高磁各向异性能的效果。基板1可以是表面平滑的各式各样的基板，例如，使用通常用于磁记录介质的材料，以形成基板1。能使用的材料包括实施过nip镀敷的al合金、mgo单晶、mgal2o4、srtio3、强化玻璃、结晶化玻璃等。在基板1和在后详述的粒径控制层2之间还可任意选择设置密合层6、软磁性衬底层、散热层、或者取向控制7、非磁性中间层8。可任意设置密合层6。密合层6用于提高形成在密合层6上方的层与形成在密合层6下方的层的密合性。作为形成在密合层6下方的层，包括基板1。用于形成密合层6的材料包括ni、w、ta、cr等的金属、coni类合金、ni合金、pt合金、pd合金、ta合金、cr合金、crti合金、si合金以及cu合金。密合层6可以是单一层，也可以具有多层的层叠结构。在本构成例中，密合层6较好由crti合金构成。密合层6可用溅射法等的本领域公知的任意方法形成。可任意设置软磁性衬底层(未图示)。软磁性衬底层能控制来自磁头的磁通量，提高磁记录介质的记录和再现的特性。用于形成软磁性衬底层的材料包括：nife合金、铁硅铝磁(fesial)合金、cofe合金等的晶质材料；fetac、cofeni、conip等的微晶质材料；cozrnb、cotazr等的包含co合金的非晶质材料。软磁性衬底层的厚度的最佳值依赖于用于磁记录的磁头的结构及特征。在与其他的层连续以形成软磁性衬底层的情况下，从兼顾生产率来看，软磁性衬底层较好具有10nm～500nm范围内(包含两端数值)的膜厚。软磁性衬底层可用溅射法等的本领域公知的任意方法形成。可任意设置散热层(未图示)。散热层适用于以热辅助磁记录方式使用本发明的磁记录介质的情况。散热层是为了有效吸收热辅助磁记录时所产生的磁记录层5的多余的热的层。散热层能用导热率和比热容都高的材料形成。这样的材料包括cu单质、ag单质、au单质或者以这些单质作为主成分的合金材料。此处“作为主成分”是指该材料的含量在50质量％以上的意思。另外从强度等的观点看，可使用al－si合金、cu－b合金等形成散热层。还能使用铁硅铝磁(fesial)合金、软磁性的cofe合金等形成散热层。通过使用软磁性材料，就能赋予散热层以使磁头所产生的垂直方向的磁场集中到磁记录层5的功能，补充软磁性衬底层的功能。散热层的膜厚的最佳值根据热辅助磁记录时的热量和热分布、以及磁记录介质的层构成和各构成层的厚度进行变化。在与其他构成层连续形成散热层的情况等下，从兼顾生产率来看，散热层的膜厚较好为10nm以上且100nm以下。散热层可使用溅射法、真空蒸镀法等本领域公知的任意方法形成。通常情况下，散热层用溅射法形成。考虑到磁记录介质所要求的特性，散热层能被设置在基板1和密合层6之间、密合层6和取向控制层7之间等。可任意设置取向控制层7。取向控制层7是用来控制形成在取向控制层7上的层的取向的层。取向控制层形成在密合层6和后述的粒径控制层2之间、或者后述的非磁性中间层8和后述的第1种晶层3之间等。取向控制层7可以是单一层，也可以是多层。能用作取向控制层7的材料适合是具有hcp结构或者面心立方(fcc)结构的材料，但不限于此。所述取向控制层7包含例如ru或者ru合金。ru合金例如是ru和cr、co等的合金。在ru或者ru合金中还可包含选自cr、w、mo、ta、nb、b、mn、al和ti中的1种元素或者多个元素。在本构成例中，取向控制层7较好是ru/rucr的层叠结构、或者由ru形成的层。取向控制层7可用溅射法等的本领域公知的任意方法形成。a/b等的表述是指a为上层，b为下层的意思。粒径控制层2是典型具有粒状结构的层，该粒状结构用于引导至磁记录层5为止的良好的粒状结构。粒径控制层2可用溅射法等的本领域公知的任意方法形成。具体而言，粒径控制层2包含ru或者ru合金以及选自氧化物、碳化物和氮化物中的至少一种的材料。更好的是：以ru或者ru合金以及选自氧化物、碳化物和氮化物中的至少一种的材料作为主成分。此处的“主成分”是指“ru或者ru合金、以及选自氧化物、碳化物和氮化物中的至少一种的材料”的含量在50体积％以上的成分。也可将与ru或者ru合金一起包含的选自氧化物、碳化物和氮化物中的至少一种的材料称为晶界材料。晶界材料可采用例如sio2、tio2、zno等的氧化物；sic、tic、wc等的碳化物；sin、tin等的氮化物。为了形成粒状结构，与ru或者ru合金一起含有的晶界材料的量以将ru或者ru合金与晶界材料合起来的总量作为基准，较好在5体积％以上且不到50体积％，更好在10体积％以上且在45体积％以下，进一步较好为20体积％以上且在40体积％以下。在本申请中，也可将材料的体积％记为vol％，其意思原则上是指以包含该材料的层的总量作为基准，在所述层中所述材料所含的比例。例如，粒径控制层2将ru、tiom(m＝1.5～2.5)或者sion(n＝1.5～2.5)作为主成分。粒径控制层2典型地将ru－tio2或者ru－sio2作为主成分。在粒径控制层2将ru－tio2作为主成分的情况下，粒状结构以ru晶粒、和以包围ru晶粒的周围的方式偏析的tio2作为主成分。ru－tio2是指ru与tio2并存的状态。ru－sio2是指ru与sio2并存的状态。所述粒径控制层2可以是单一层，也可以是多层。也可以将晶界材料不同的层进行层叠，也可以将浓度不同的晶界材料的层进行层叠。也可在粒径控制层2和在后详述的第1种晶层3之间任意设置非磁性中间层8。非磁性中间层8是为了提高第1种晶层3的结晶取向性的层。在该情况下，非磁性中间层8包含pt、以及选自氧化物、碳、碳化物和氮化物中的至少一种的材料。更好是以pt、以及选自氧化物、碳、碳化物和氮化物中的至少一种的材料作为主成分。此处“主成分”是指“pt、以及选自氧化物、碳、碳化物和氮化物中的至少一种的材料”的含量在50体积％以上的成分。非磁性中间层8具有粒状结构。也可将与pt一起包含的选自氧化物、碳、碳化物和氮化物中的至少一种的材料称为晶界材料。晶界材料可采用例如sio2、tio2、zno等的氧化物；碳(c)、sic、tic、wc等的碳化物；sin、tin等的氮化物。非磁性中间层8的晶界材料较好包含与粒径控制层2的晶界材料同种的化合物。例如如果非磁性中间层8的晶界材料为氧化物，粒径控制层2的晶界材料较好是包含氧化物的晶界材料。同样彼此都为碳、彼此都为碳化物、彼此都为氮化物较为理想。更好包含相同的化合物。例如如果非磁性中间层8的晶界材料为tiom，粒径控制层2的晶界材料较好包含tiom(m＝1.5～2.5)。由此，非磁性中间层8的晶界材料积极形成在粒径控制层2的晶界材料上，pt晶粒形成在粒径控制层2的ru晶粒上，为此可延续良好的粒状结构。为了形成粒状结构，与pt一起含有的晶界材料的量以合计pt和晶界材料的总量作为基准，较好在5体积％以上且不到50体积％，更好是在10体积％以上且在45体积％以下，进一步优选为20体积％以上且在40体积％以下。或者，非磁性中间层8包含pt，更好以pt作为主成分。此处“主成分”是指“pt、以及选自氧化物、碳、碳化物和氮化物中的至少一种的材料”的含量在50体积％以上的成分。在非磁性中间层8以pt作为主成分的情况下，为了维持晶粒的分离结构，非磁性中间层8的厚度较好为0.1～3.0nm。第1种晶层3是为了将在后详述的第2种晶层4中的tin晶粒的结晶取向适当取向，进而将在后详述的磁记录层5中的有序合金的结晶取向形成为适合于磁记录介质取向的层。例如，可将l10型有序合金的结晶取向形成为适合于垂直磁记录介质的(001)取向。为了将粒径控制层的晶粒的分离结构向第2种晶层4引导，不能将第1种晶层3的厚度设得太厚。为了达到前述效果，第1种晶层3较好具有从1nm到30nm的范围内的厚度，更好具有从2nm到20nm的范围内的厚度。典型来说，第1种晶层3依次包含下部第1种晶层和上部第1种晶层。下部第1种晶层具有六角纤锌矿型结晶结构，较好包含zno、aln、gan或者inn，更好的是：以zno、aln、gan或者inn作为主成分。进一步优选包含zno(氧化锌)、或者以zno作为主成分。此处“主成分”是指该材料的含量在50体积％以上的成分。在本构成例中，zno典型具有(002)取向的六角纤锌矿型结晶结构。本构成例中的zno包含例如如下化合物组：即以使用了x射线衍射的面垂直方向(日文：面直方向)的θ－2θ测定所得的xrd图谱在作为zno结晶的代表峰的2θ＝33.4°～35.4°的范围内具有峰的化合物组。zno即可以是在2θ＝33.4°～35.4°的范围具有峰的化合物组，可以是化学计量学组成，还可以是非化学计量学组成。另外，在zno中也可以添加al、ga、in等。更进一步通过具有下部第1种晶层，即使在上部第1种晶层薄的情况下，认为也具有使磁记录层5的结晶取向性良好的效果。为了将粒径控制层的晶粒的分离结构向上部第1种晶层引导，其厚度不能太厚。为了达到前述的效果，下部第1种晶层较好具有从0.5nm到20nm的范围内的厚度，更好具有从1nm到10nm的范围内的厚度。上部第1种晶层包含mgo(氧化镁)。更好以mgo作为主成分。此处“主成分”是指mgo的含量在50体积％以上的成分。在本构成例中，mgo典型具有(002)取向的氯化钠型结晶结构。本构成例中的mgo包含例如如下的化合物组：即以使用了x射线衍射的面垂直方向的θ－2θ测定所得的xrd图谱在作为mgo结晶的代表峰的2θ＝42.0°～44.0°的范围内具有峰的化合物组。mgo可以是在2θ＝42.0°～44.0°的范围内具有峰的化合物组，可以是化学计量学组成，还可以是非化学计量学组成。在mgo中还可添加ca、sr、ba等。上部第1种晶层可使形成在其上的由有序合金构成的磁记录层5的有序度提高，被认为是上部第1种晶层将下部第1种晶层的晶粒的分离结构向第2种晶层4引导，促进了第2种晶层4中的晶粒的分离。为了达到前述效果，上部第1种晶层较好具有从1nm到20nm的范围内的厚度；更好具有从1nm到10nm的范围内的厚度。第1种晶层3、下部第1种晶层以及上部第1种晶层都能用溅射法等的本领域公知的任意方法形成。这里，在形成上部第1种晶层时，较好将基板1的温度设在从300℃到500℃的范围内。通过在该温度下成膜，能降低上部第1种晶层的表面粗糙度。另一方面，在下部第1种晶层中，形成时也可在室温下形成基板1。室温下所形成的下部第1种晶层可实现与在基板温度300℃～500℃的范围内所形成的上部第1种晶层等同或者比其低的表面粗糙度。第2种晶层4是用于将磁记录层5引导为良好粒状结构的层。第2种晶层4由晶粒和晶界材料形成，该晶粒是以tin作为主成分的晶粒，所述晶界材料是以选自金属氧化物和碳中的至少一种以上的材料作为主成分的晶界材料。以tin作为主成分的晶粒与磁记录层5的磁性晶粒的润湿性好。为此，在以tin作为主成分的晶粒上优先形成磁记录层5的磁性晶粒，进而具有引导为磁记录层5的磁性晶粒的良好的粒状结构的效果。另外，以tin作为主成分的晶粒还具有使磁记录层5的磁性晶粒的结晶取向性良好的效果。为了获得所述的效果，第2种晶层4较好由高品质的以tin作为主成分的晶粒构成。在第2种晶层4中，晶粒与晶界材料处于并存的状态。“晶粒与晶界材料处于并存的状态”是指在tin作为主成分的晶粒中没有混入晶界材料的状态。为此，tin与晶界材料必须难以发生化学反应。具体而言，所述状态是存在有以tin作为主成分的晶粒和包围该晶粒的晶界材料的状态、或者存在有以tin作为主成分的晶粒以及在其三相点等局部存在晶界材料的状态。此处“以tin作为主成分的晶粒”是指tin的含量为第2种晶层4的晶粒总量的50体积％以上的晶粒。tin的含量越多，可较好将磁记录层5引导为良好的粒状结构。所述含量较好在60体积％以上，更好在80体积％以上。进一步优选的是：第2种晶层4的晶粒由tin构成。“以选自金属氧化物和碳中的至少一种以上的材料作为主成分”是指含量在第2种晶层4的晶界材料总量的50体积％以上的成分。含在第2种晶层4的晶界中的非故意存在的杂质明确有别于“选自金属氧化物和碳中的至少一种以上的材料”。非故意存在的杂质的含量越少则能较好将磁记录层5引导为良好的粒状结构。所述含量较好在80体积％以上、更好在90体积％以上。进一步优选是：第2种晶层4的晶界材料不包含非故意存在的杂质，仅由选自金属氧化物和碳中的至少一种以上的材料构成。在本构成例中，第2种晶层4中的tin典型具有(002)取向的氯化钠型结晶结构。本构成例中的tin包含例如如下的化合物组：即以使用了x射线衍射的面垂直方向的θ－2θ测定所得的xrd图谱在作为tin结晶的代表峰的2θ＝41.6°～43.6°的范围内具有峰的化合物组。tin可以是在2θ＝41.6°～43.6°的范围具有峰的化合物组，可以是化学计量学组成，还可以是非化学计量学组成。在tin中还可以添加形成al、ga、in等氮化物的材料。第2种晶层4可通过溅射法等的本领域公知的任意方法形成。这里，将500℃下从单质生成化合物时的自由能(标准生成吉布斯能量)的变化记为δg500。在第1形态中，在第2种晶层4中的晶界材料为金属氧化物时，所述晶界材料从所述金属氧化物中的金属元素与氮反应时所形成的氮化物的δg500高于tin的δg500的材料中选择。由此，难以发生晶界材料中的金属元素和tin的化学反应。为此，晶界材料中的金属元素和tin生成化合物，就没有混入晶粒中的现象。另外，没有被晶界材料中的金属元素从tin中夺取氮，不存在生成tin的氮损耗所导致的结晶缺陷的现象。进一步在以tin作为主成分的晶粒的晶界上晶界材料以金属氧化物原样析出，进而可获得高品质的以tin作为主成分的晶粒与晶界材料并存的第2种晶层4。具体而言，所述晶界材料是选自sio2、cao、mgo、b2o3、ta2o5、al2o3、co3o4、sc2o3、sro、y2o3中的至少一种以上。在本发明中，作为金属元素还包括si、b。在第2形态中，在第2种晶层4中的晶界材料为金属氧化物时，所述晶界材料从所述金属氧化物中的金属元素与氧反应时所形成的氧化物的δg500低于tio2的δg500的材料中选择。由此，难以发生晶界材料中的氧和tin的化学反应。为此，氧和tin生成化合物，不存在混入晶粒中的现象，不产生tin的结晶缺陷。另外，没有晶界材料被还原的情况，也就不存在从晶界材料还原的金属元素与tin生成化合物的情况。进一步在以tin作为主成分的晶粒的晶界上晶界材料以金属氧化物原样析出，进而可获得高品质的以tin作为主成分的晶粒和晶界材料并存的第2种晶层4。具体而言，所述晶界材料是选自cao、mgo、al2o3、sc2o3、sro、y2o3、zro2、hfo2中的至少一种以上。更好的是：第2种晶层4中的晶界材料共同满足第1、第2的形态。具体而言，所述晶界材料是选自al2o3、mgo、cao、sc2o3、sro和y2o3中的至少一种以上。通过采用前述的材料，可获得更高品质的以tin作为主成分的晶粒和晶界材料并存的第2种晶层4。在第3形态中，第2种晶层4中的晶界材料选自碳。碳与ti反应时所形成的tic的δg500高于tin的δg500。为此，tin的一部分不碳化，tin不生成结晶缺陷。作为晶界材料所投入的碳直接以碳的状态析出在以tin作为主成分的晶粒的晶界上，进而获得高品质的以tin作为主成分的晶粒和晶界材料并存的第2种晶层。在第2种晶层4中，基于第2种晶层的总量，晶界材料较好在5体积％以上且不到50体积％，更好在10体积％以上且在45体积％以下，进一步优选在20体积％以上且在40体积％以下。如果晶界材料的量过多，例如晶界材料回到第2种晶层的表面(与磁记录层的界面)，则会扰乱磁记录层的结晶性。再例如如果晶界材料没有完全偏析，则会残存在tin晶粒中，为此tin的结晶性降低，扰乱磁记录层的结晶性，进而磁特性变差。另一方面，如果晶界材料的量过少，则晶界材料的偏析量过少，大量生成不能包围tin晶粒的部分，为此，无法引导磁记录层5的良好的粒状结构。有必要基于第2种晶层4的总量，适当选择晶界材料的量。更加优选的是：第2种晶层4具有由以tin作为主成分的晶粒以及包围以tin作为主成分的晶粒的周围的晶界材料构成的粒状结构。此处“主成分”是指tin的含量为晶粒总量的50体积％以上的成分。tin的含量越多则可将磁记录层5引导为良好的粒状结构。所述含量较好在60体积％以上、更好在80体积％以上，进一步优选是：第2种晶层4的晶粒由tin构成。为了进行第2种晶层4的良好的粒分离，也可在高温下成膜。成膜时的较好的基板温度在20～600℃的范围内。通过设定在20℃以上，可促进第2种晶层4的良好的粒分离，还因在600℃以下，可获得抑制表面粗糙度的效果。为了引导磁记录层5的良好的粒状结构，第2种晶层4较好具有从0.5nm到20nm的范围内的厚度，更好具有从1nm到10nm的范围内的厚度，进一步优选具有从2nm到5nm的范围内的厚度。过厚的话，不能继续tin的柱状生长的部分开始出现，慢慢地扰乱磁记录层5的粒状结构。相反，如果过薄，tin形成为不均状，扰乱了磁记录层5的粒状结构。为此，需要适当选择厚度。磁记录层5包含由有序合金构成的磁性晶粒。由有序合金构成的磁性晶粒例如包含选自fe和co中的至少一种的第1元素、以及选自pt、pd、au、ir、ru、和rh中的至少一种的第2元素。理想的有序合金是选自fept、copt、fepd和copd中的l10型有序合金。为了调整特性，有序合金也可进一步包含选自ni、mn、cu、ru、ag、au和cr中的至少一种的元素。所需特性的调整包括下调有序合金的有序化所需的温度。在本发明所用的有序合金中，第1元素与第2元素的组成比以原子数为基准，在0.7～1.3的范围内，较好也可设定在0.8～1.1的范围内。通过使用该范围内的组成比，就可获得具有较大磁各向异性常数ku的l10型有序结构。另外，磁记录层5包含由磁性晶粒、以及包围磁性晶粒的非磁性结晶晶界构成的粒状结构。磁性晶粒还可包含前述的有序合金。由有序合金构成的磁性晶粒对第2种晶层4的tin晶粒的润湿性高。为此磁性晶粒积极形成在第2种晶层4的tin晶粒上。非磁性结晶晶界可包含sio2、tio2、zno等的氧化物；sin、tin等的氮化物；碳(c)、硼(b)等的材料。磁记录层5的非磁性结晶晶界较好包含与第2种晶层4的晶界材料同种的化合物。例如，第2种晶层4的晶界材料为氧化物，磁记录层5的非磁性晶界材料较好包含氧化物。同样，彼此都为碳、彼此都为碳化物、彼此都为氮化物较为理想。进一步优选包含与第2种晶层4的晶界材料相同的化合物。例如若第2种晶层的晶界材料为al2o3，磁记录层5的非磁性晶界材料较好包含al2o3。磁记录层5的非磁性结晶晶界较好是在与第2种晶层4的晶界材料之间生成化合物的非磁性结晶晶界。例如如果第2种晶层4的晶界材料为mgo或者cao，则磁记录层5的非磁性晶界材料较好包含c。由此磁记录层5的非磁性晶界材料积极形成在第2种晶层的晶界材料上，为此能得到良好的粒状结构。第2种晶层4的晶界材料与磁记录层5的非磁性结晶晶界的理想组合例如是：以晶界材料和非磁性结晶晶界的顺序，为al2o3和al2o3、mgo和mgo、mgo和c、cao和cao、cao和c、sc2o3和sc2o3、sro和sro、y2o3和y2o3等。磁记录层5可以是单一层，也可以由多层的磁记录层5形成。磁记录层5中与第2种晶层4接触的层可以是具有包含由有序合金构成的磁性晶粒的粒状结构的磁记录层5。不与第2种晶层4接触的层可以是非粒状结构，也可以具有粒状结构。作为包含非粒状结构的层，可将由被称为磁性罩子层的连续层构成的磁记录层设置在具有粒状结构的磁记录层的上部而形成。进一步可具有以磁记录层夹持ru等的结合层进行层叠而得的ecc(exchange－coupledcomposite：交换耦合复合物)的结构。磁记录层5通过溅射法使规定的材料堆积而形成。在形成包含有序合金的磁记录层5的情况下，能使用包含形成有序合金的材料的靶材。更加详细地说，可使用以规定的比率包含构成前述的有序合金的元素的靶材。或者，也可通过使用包含单一的元素的多个靶材，调整施加给各个靶材的电功率，控制元素的比率，形成磁记录层5。在形成具有粒状结构的磁记录层5的情况下，使用以规定比率包含形成磁性晶粒的材料和形成非磁性晶界的材料的靶材。或者通过使用包含形成磁性晶粒的材料的靶材和包含形成非磁性晶界的材料的靶材，调整施加给各个靶材的电功率，控制磁性晶粒和非磁性晶界的构成比率，形成磁记录层5。这里，在以有序合金形成磁性晶粒的情况下，也可以使用分别包含构成有序合金的元素的多个靶材。在磁记录层5包含有序合金的情况下，在形成磁记录层5的时候伴随着基板1的加热。此时的基板1温度在300℃～600℃的范围内。通过采用在该范围内的基板温度，可提高磁记录层5中的有序合金的有序度。因为在300℃以上，所以能提高l10有序合金的有序度；因为在600℃以下，所以具有控制表面粗糙度的效果。可任意设置保护层(未图示)。保护层可使用磁记录介质领域中惯用的材料形成。具体而言，可使用pt等的非磁性金属、类金刚石碳(日文：ダイアモンドライクカーボン)等的碳类材料、或者氮化硅等的硅类材料形成保护层。保护层可以是单层，也可以具有层叠结构。层叠结构的保护层可以是例如特性不同的2种碳类材料的层叠结构、金属和碳类材料的层叠结构、或者金属氧化物和碳类材料的层叠结构。保护层可使用溅射法、cvd法、真空蒸镀法等本领域公知的任意方法形成。可任意设置液体润滑剂层(未图示)。液体润滑剂层可使用磁记录介质领域中惯用的材料形成。例如可使用全氟聚醚类的润滑剂等。液体润滑剂层可使用例如浸涂法、旋涂法等的涂布法形成。实施例[1]实施例和比较例的概要第1表显示了实施例和比较例的概要。如第1表所示，在实施例和比较例中显示了具有ru－tio2粒径控制层的情况和不具有ru－tio2粒径控制层的情况、具有tin－x第2种晶层的情况和不具有tin－x第2种晶层的情况。还进一步显示了x为al2o3、mgo、c(碳)、zro2的情况和没有添加x的情况。关于第2种晶层中的x，显示了将其添加量在20～70体积％的范围(一部分为到60体积％为止的范围)改变的情况。在本申请的实施例和比较例中，作为原则，“a－b”等的表述是指以a和b并存的方式形成的意思。另外，“a－c体积％b”等的表述是指以相对于a和b的总量，b以c体积％存在的方式形成的意思。[表1]第1表：实施例和比较例的概要1)上层mgo和下层zno的层叠※2)第2种晶层由tin构成，没有添加x实施例1、2、3是形成ru－tio2层作为粒径控制层，形成mgo/zno层作为第1种晶层，形成tin－x层作为第2种晶层的实施例。在实施例1中，x＝al2o3，在实施例2中，x＝mgo，在实施例3中，x＝c(碳)。a/b等的表述是指a是上层，b是下层的意思。另一方面，比较例1是形成ru－tio2层作为粒径控制层，形成mgo/zno层作为第1种晶层，但不形成第2种晶层，是为了确认第2种晶层的有效性的例子。比较例2是第2种晶层由tin构成，没有添加x，是为了确认x的添加的必要性的例子。对应于实施例1、2、3中的x添加量0的数据。比较例3、4对应于在实施例1、2中没有粒径控制层的情况，是为了确认粒径控制层的必要性的例子。比较例5是相对于比较例3、4，第2种晶层由tin构成，没有添加x的例子。比较例6是相对于实施例1、2、3，形成第2种晶层的x＝zro2的例子。[2]实施例、比较例的层构成和制作条件第2表显示了实施例和比较例的层构成和制作条件。以实施例1为例，显示了具体的层构成及其成膜方法。将实施例1的磁记录介质的构成的示意剖视图表示在图2中。实施例1的层构成如图2所示，从基板1侧开始依次形成密合层6、取向控制层7、粒径控制层2、非磁性中间层8、第1种晶层3、第2种晶层4、磁记录层5。显示更加具体的层构成：首先，在玻璃制的基板1上形成由ni合金(4nm)/crti合金(15nm)构成的密合层6。在其上形成由ru(6nm)/ru合金(4nm)构成的取向控制层7。在其上形成由ru－25体积％tio2(1nm)构成的粒径控制层2。在其上形成由pt－40体积％tio2(8nm)构成的非磁性中间层8。在其上形成由mgo(2nm)/zno(2nm)构成的第1种晶层3。在其上形成由tin－al2o3(5nm)构成的第2种晶层4。在其上形成由fept－30体积％c(4nm)构成的磁记录层5。a/b等的表述表示a为上层，b为下层的意思，括号内的表示膜厚。实施例1的成膜方法如第2表所记载的那样。具体而言，准备玻璃制的基板1，从下层开始依次通过溅射进行成膜。首先，依次将crti合金和ni合金成膜以作为密合层6，将ru合金和ru成膜以作为取向控制层7。依次将ru－25体积％tio2成膜以作为粒径控制层2，将pt－40体积％tio2成膜以作为非磁性中间层8。到此为止的成膜都是使用dc磁控溅射法且使用以规定材料的组成成膜的方式调整而成的靶材，调整电功率和气压以成膜为第2表所记载的规定的膜厚。然后，利用rf磁控溅射法将第1种晶层3成膜。第1种晶层3是以第2表所记载的电功率、气压在室温下将zno层成膜，将基板加热到350℃后，以第2表所记载的电功率、气压将mgo层成膜。进一步，在将基板保持在350℃的状态下，使用tin和al2o3的二个靶材以rf共溅射将第2种晶层4成膜。通过以500w固定al2o3靶材侧的电功率量，调整tin靶材侧的电功率量，来制作al2o3量不同的多个样品。制作相对于tin和al2o3的总量，al2o3量为20、30、40、50、60、70体积％的6种样品。最后，将基板加热到450℃后，以dc磁控溅射法将fept－c成膜以作为磁记录层5。使用以相对于fept－c的总量c为30体积％成膜的方式调整后的靶材以第2表所记载的电功率、气压成膜以形成膜厚4nm。相对于实施例1，实施例2中将第2种晶层形成为tin－mgo。相对于实施例1，实施例3中将第2种晶层形成为tin－c，将膜厚形成为1nm。实施例3中，相对于tin和c的总量，仅将c量调整为40体积％。相对于实施例1，比较例1中除去第2种晶层而进行成膜。相对于实施例1，比较例2中将第2种晶层形成为tin。相对于实施例1，比较例3中除去了粒径控制层，将非磁性中间层设为pt。相对于实施例2，比较例4中除去了粒径控制层，将非磁性中间层设为pt。相对于比较例3，比较例5中将第2种晶层形成为tin。相对于实施例1，比较例6中将第2种晶层形成为tin－zro2。将实施例1～3、比较例1～6中的样品编号和粒径控制层的关系表示在第3表～第11表中。[表2][表3]第3表：实施例1样品编号粒径控制层1-1tin-20体积％al2o31-2tin-30体积％al2o31-3tin-40体积％al2o31-4tin-50体积％al2o31-5tin-60体积％al2o31-6tin-70体积％al2o3[表4]第4表：实施例2样品编号粒径控制层2-1tin-20体积％mgo2-2tin-30体积％mgo2-3tin-40体积％mgo2-4tin-50体积％mgo2-5tin-60体积％mgo2-6tin-70体积％mgo[表5]第5表：实施例3样品编号粒径控制层3tin-40体积％c[表6]第6表：比较例1样品编号粒径控制层4无[表7]第7表：比较例2样品编号粒径控制层5tin[表8]第8表：比较例3样品编号粒径控制层6-1tin-20体积％al2o36-2tin-30体积％al2o36-3tin-40体积％al2o36-4tin-50体积％al2o36-5tin-60体积％al2o36-6tin-70体积％al2o3[表9]第9表：比较例4样品编号粒径控制层7-1tin-20体积％mgo7-2tin-30体积％mgo7-3tin-40体积％mgo7-4tin-50体积％mgo7-5tin-60体积％mgo7-6tin-70体积％mgo[表10]第10表：比较例5样品编号粒径控制层8tin[表11]第11表：比较例6样品编号粒径控制层10-1tin-20体积％zro210-2tin-30体积％zro210-3tin-40体积％zro210-4tin-50体积％zro210-5tin-60体积％zro2[3]实施例和比较例的评价方法利用扫描电子显微镜(sem)从垂直于基板的方向观察平行于基板的膜表面的粒子结构。sem观察以放大率40万倍、加速电压15kv进行。在sem观察所取得的图像中，从宽300nm×高200nm的区域中，用图像解析软件(三谷商事株式会社(三谷商事社)制，商品名：winroof)，通过图像处理将粒子和晶界的区域分离，进行粒径解析。通过粒径解析计算每个分离的粒子的圆当量径的粒径，算出作为全部粒径的平均值的平均粒径<d>、以及作为全部粒径的分散值的粒径分散σ。使用ppms装置(量子设计公司(quantumdesign社)制造；商品名：physicalpropertymeasurementsystem：物理性质测定系统)对自发磁化的磁场施加角度依赖性进行评价，决定所需温度的磁各向异性常数ku。使用r.f.penoyer的《科学仪器的评论(thereviewofscientificinstruments)》中的“磁各向异性测量的自动转矩平衡(automatictorquebalanceformagneticanisotropymeasurements)”、1959年8月、第30卷第8号、711-714页、以及近角聪信的《强磁性体的物理》(下)裳华房、10-21所记载的方法来确定磁各向异性常数ku(参见非专利文献3和4)。使用振动试样型磁力计(vsm)测定磁化曲线，评价矫顽力。磁化曲线在垂直于基板的面上进行测定。[4]实施例1、2、3与比较例1的比较为了验证第2种晶层的效果，将由tin-40体积％al2o3构成的第2种晶层(实施例1、样品编号：1-3)、由tin-40体积％mgo构成的第2种晶层(实施例2、样品编号：2-3)、由tin-40体积％c构成的第2种晶层(实施例3、样品编号：3)、与没有第2种晶层的例子(比较例1、样品编号：4)进行比较。将sem观察的结果表示在图3～6中，将粒径解析的结果和磁各向异性常数的结果表示在第12表中。图3是实施例1的样品编号＝1-3的sem照片。图4是实施例2的样品编号＝2-3的sem照片。图5是实施例3的样品编号＝3的sem照片。图6是比较例1的样品编号＝4的sem照片。[表12]第12表：fept层的fept平均粒径和粒径分散、磁各向异性常数ku·平均粒径、粒径分散的比较如图3～6的sem照片所示那样，在实施例1～3和比较例1中能形成明确的粒状结构。若将粒径进行比较，则可知：相对于比较例1，实施例1～3中全部粒径变小。如第12表所示那样，没有形成第2种晶层的比较例1的磁记录层的平均粒径为8.3nm、粒径分散为2.6nm。与此相对，在形成了由tin-al2o3、tin-mgo、或者tin-c构成的第2种晶层的实施例1、2、3中，磁记录层的平均粒径能降低到6.9nm、7.9nm、7.3nm，粒径分散也能降低到1.9nm、2.3nm、2.0nm。·磁特性(磁各向异性能)的比较如第12表所示那样，关于磁各向异性常数ku，等同或者略微提高。还可确认到：实施例1、2、3的ku也都为ku＝1.0×107尔格/cm3以上，可用作磁记录介质。从这些结果可知：通过将由tin-al2o3、tin-mgo、或者tin-c构成的第2种晶层形成在mgo/zno第1种晶层和fept磁记录层之间，不会伴随磁特性(磁各向异性能)的下降。这样可知：能将磁记录层的磁性晶粒的平均粒径和粒径分散变小，较为理想。[5]实施例1和比较例2的比较[5-1]用于显示第2种晶层的x＝al2o3的效果的样品实施例1是包含由tin-al2o3构成的第2种晶层的例子。为了显示al2o3的最佳添加量，在实施例1中制作了具有不同al2o3的添加量的多个样品(样品编号：1-1～1-6)。比较例2是包含了没有添加al2o3的由tin构成的第2种晶层的例子(样品编号：5)。第13表、图3、7～10中显示了al2o3各个添加量的结果。图3是实施例1的样品编号＝1-3的sem照片。图7的圆圈标记表示实施例1和比较例2的平均粒径的比较。图8的圆圈标记表示实施例1和比较例2的粒径分散的比较。图9的圆圈标记表示实施例1和比较例2的磁各向异性常数的比较。图10是比较例2的样品编号＝5的sem照片。[表13]第13表：fept层的fept平均粒径、粒径分散和磁各向异性常数ku[5-2]第2种晶层的x＝al2o3的效果第2种晶层中没有添加al2o3且使用了tin的样品(比较例2)的磁记录层如图10的sem照片所示，包含了多个微小粒子凝集而成的粗大的且具有棱角的凝集粒子。如第13表所示，平均粒径和粒径分散约为9.7nm、4.6nm。与此相对，第2种晶层由tin-al2o3构成的样品(实施例1、样品编号：1-3)的磁记录层如图3的sem照片所示，具有微小粒子所形成的粒状结构。如第13表所示，平均粒径和粒径分散约为6.9nm、1.9nm。可知：利用tin-al2o3也可将平均粒径和粒径分散都降低。在以与实施例1同样的工序形成到粒径控制层为止的样品中，在粒径控制层表面所观察到的平均粒径约为7nm。即在本实施例1的样品编号：1－3中，磁记录层的平均粒径和粒径控制层的平均粒径基本相同。通过将第2种晶层形成为tin－al2o3，与不添加al2o3且用tin的例子比较，磁记录层的平均粒径与粒径控制层的平均粒径接近。这是通过使用tin－al2o3作为第2种晶层，就能获得反映了粒径控制层的粒状结构的磁记录层的粒状结构的结果。[5－3]第2种晶层的x＝al2o3中的al2o3量的最合适的范围如图7的圆圈标记、图8的圆圈标记以及第13表所示那样，al2o3添加量到40体积％为止，随着al2o3添加量增加，平均粒径和粒径分散下降。平均粒径如图7的圆圈标记所示那样，al2o3添加量到40体积％为止，根据al2o3添加量，向作为粒径控制层的粒径的7nm减少。以40体积％就能与作为粒径控制层的平均粒径的7nm等同。在40体积％～70体积％时就能在与粒径控制层的平均粒径等同的7nm上固定。粒径分散如图8的圆圈标记所示，通过添加al2o3，与不添加al2o3相比，大幅度减少粒径分散。进一步到添加量40体积％为止，根据al2o3添加量，继续减少粒径分散。在40体积％～70体积％时，就能在粒径分散1.8nm左右固定。如图9的圆圈标记和第13表所示，al2o3添加量到40体积％为止磁特性(磁各向异性常数)都是上升的，而在50体积％就大幅下降。在添加量50体积％～70体积％就降至1.0×107尔格/cm3以下。到40体积％为止的磁各向异性常数的上升是因为减少了跨过下层的晶界所导致的结晶缺陷，而使磁记录层的结晶性变好的缘故。另一方面，在50体积％以上磁各向异性常数下降被认为是如下原因：由于al2o3添加量过多，在晶界不完全偏析，而在第2种晶层和磁记录层的界面偏析，所以阻碍了磁记录层的fept的异质外延的成长。在50体积％以上，磁各向异性常数会降至适用于磁记录介质的基准的1.0×107尔格/cm3以下。如上所述，通过在tin中添加al2o3就能使磁记录层的粒子结构反映粒径控制层的粒子结构，使平均粒径和粒径分散变小，提高磁特性。但是如果al2o3的添加量在50体积％以上，平均粒径和粒径分散不再减少，磁特性变差。为此al2o3的添加量较好少于50体积％。[6]实施例1与比较例2、3、5的比较[6-1]用于显示粒径控制层的必要性的样品实施例1的层构成是包含由ru-tio2构成的粒径控制层、和由tin-al2o3构成的第2种晶层的例子。比较例3的层构成是为显示粒径控制层的必要性，没有粒径控制层，但包含由tin-al2o3构成的第2种晶层的例子。与实施例1同样制得具有不同al2o3的添加量的多个样品(样品编号：6-1～6-6)。比较例2、比较例5的层构成相对于实施例1和比较例3，是第2种晶层不添加al2o3且由tin构成的例子。第14表、图7～9、11中显示了al2o3的各个添加量所产生的结果。图11是比较例3的样品编号＝6-3的sem照片。图7的方形标记表示比较例3、5的平均粒径。图8的方形标记表示比较例3、5的粒径分散。图9的方形标记表示比较例3、5的磁各向异性常数。[表14]第14表：fept层的fept平均粒径、粒径分散和磁各向异性常数ku[6-2]粒径控制层的效果在于不含粒径控制层的层上制作tin-al2o3第2种晶层的情况下(比较例3、样品编号＝6-3)，如图11的sem照片所示那样，磁记录层处于粒径为数纳米的微小粒子和粒径数十纳米的巨大粒子混合存在的状态。不能形成如包含图3的粒径控制层的层上所形成的情况(实施例1、样品编号＝1-3)那样的由均匀粒子所形成的粒状结构的磁记录层。如图7的圆圈标记和方形标记所示那样，第2种晶层不含al2o3的情况(比较例2、5)的磁记录层的晶粒的平均粒径在含粒径控制层的情况(圆圈标记)为9.7nm，在不含粒径控制层的情况(方形标记)为9.5nm，都同样大。不含粒径控制层的情况(比较例3)的磁记录层的晶粒的平均粒径如图7的方形标记所示那样，通过添加al2o3将其减少至8nm左右。但是即使变化al2o3添加量，平均粒径也不变小。相对于图7的圆圈标记所示的含粒径控制层的情况(实施例1)，平均粒径较大。不含粒径控制层的例子(比较例3)的磁记录层的晶粒的粒径分散如图8的方形标记所示那样，即使添加al2o3，也只能将其减少到3.4nm。但是即使改变al2o3添加量，也只能到2.5～3.5nm左右。相对于图8的圆圈标记所示的包含粒径控制层的情况(实施例1)，粒径分散也大。通过到40体积％为止的添加也达不到适用于磁记录介质的基准的低于3nm的粒径分散，不能适用于磁记录介质。不含粒径控制层的情况(比较例3)的磁各向异性常数如图9的方形标记所示那样，al2o3添加量到40体积％为止几乎不变，在50体积％以上就大幅度下降。不能见到图9的圆圈标记所示的包含粒径控制层的情况(实施例1)中所见到的到40体积％为止的磁各向异性常数的上升。在50体积％以上，降至适用于磁记录介质的基准的磁各向异性常数1.0×107尔格/cm3以下。如上所述，在包含tin－al2o3第2种晶层情况中，在不形成粒径控制层的情况下，不能获得同时满足可适用于磁记录介质的粒径分散和磁各向异性常数的效果。在含tin－al2o3第2种晶层的情况中，通过形成粒径控制层，既能同时大幅度减少磁记录层的磁性晶粒的平均粒径和粒径分散，还能提高磁各向异性常数。[7]实施例2与比较例2的比较[7－1]用于显示第2种晶层的x＝mgo的效果的样品实施例2是包含由tin－mgo构成的第2种晶层的例子。为了显示mgo的最合适的添加量，在实施例2中制作了具有不同mgo的添加量的多个样品(样品编号：2－1～2－6)。比较例2是包含不添加mgo的由tin构成的第2种晶层的例子(样品编号：5)。在第15表、图4、12～14中显示了mgo的各个添加量的结果。图4是实施例2的样品编号＝2－3的sem照片。图12显示了实施例2与比较例2的平均粒径的比较。图13显示了实施例2与比较例2的粒径分散的比较。图14显示了实施例2与比较例2的磁各向异性常数的比较。图10是比较例2的样品编号＝5的sem照片。[表15]表15表：fept层的fept平均粒径、料径分散和磁各向异性常数ku[7-2]第2种晶层的mgo添加的效果在第2种晶层中不添加mgo且用了tin的样品(比较例2)中的磁记录层如图10的sem照片所示那样，包含微小粒子多个凝集而成的粗大的且具有棱角的凝集粒子。如第15表所示那样，其平均粒径和粒径分散约为9.7nm和4.6nm。与此相对，第2种晶层由tin-mgo构成的样品(实施例2、样品编号：2-3)的磁记录层如图4的sem照片所示那样，具有由微小粒子构成的粒状结构。如第15表所示那样，其平均粒径和粒径分散约为7.9nm和2.3nm。可知：通过tin-mgo将平均粒径和粒径分散都降低。在以与实施例1同样的工序形成到粒径控制层为止的样品中，在粒径控制层表面所观察到的平均粒径约为7nm。在第2种晶层中，通过将mgo添加到tin中，与不添加mgo的情况相比，磁记录层的磁性晶粒的平均粒径与粒径控制层的平均粒径接近。这是由于通过在第2种晶层中使用tin-mgo，就能反映粒径控制层的粒状结构，得到良好的磁记录层的粒状结构。[7-3]第2种晶层的x＝mgo中的mgo量的最适合的范围如图12的圆圈标记、图13的圆圈标记和第15表所示那样，mgo添加量到50体积％为止，随着mgo添加量增加，平均粒径和粒径分散都下降。平均粒径如图12的圆圈标记所示那样，mgo添加量到50体积％为止，根据mgo添加量，向着作为粒径控制层的粒径的7nm减少，在50体积％时，平均粒径为7.7nm。在50体积％～70体积％，固定在7.7nm左右。粒径分散如图13的圆圈标记所示那样，通过添加mgo，较没有添加的情况有大幅度减少。进一步到添加量50体积％为止，随着mgo添加量的增加继续减少，在添加到50体积％～70体积％时，固定在粒径分散2nm左右。如图14的圆圈标记和第15表所示那样，mgo添加量到40体积％为止，磁特性(磁各向异性常数)都是上升的。在50体积％时下降，在50体积％～70体积％时慢慢下降。到40体积％为止的磁各向异性常数的上升是由于减少了跨过下层的晶界而产生的结晶缺陷，磁记录层的结晶性变好的缘故。另一方面，在50体积％以上时磁各向异性常数下降被认为是由于mgo添加量过多，不能在晶界完全偏析，而在第2种晶层和磁记录层的界面偏析，阻碍了磁记录层的fept的异质外延的成长的缘故。如上所述，通过在tin中添加mgo，磁记录层的粒子结构反映了粒径控制层的粒子结构，平均粒径和粒径分散变小，提高了磁特性。但是如果将mgo添加量控制在50体积％以上，磁特性变差。为此mgo的添加量较好少于50体积％。[8]实施例2和比较例2、4、5的比较[8－1]用于显示粒径控制层的必要性的样品实施例2的层构成是包含由ru－tio2构成的粒径控制层、和由tin－mgo构成的第2种晶层的例子。比较例4的层构成是为了显示粒径控制层的必要性而没有粒径控制层的、包含由tin－mgo构成的第2种晶层的例子。与实施例2同样制得具有不同mgo的添加量的多个样品(样品编号：7－1～7－6)。比较例2、比较例5的层构成相对于实施例2和比较例4来说，是第2种晶层不添加mgo且由tin构成的层构成。第16表、图12～15中显示了mgo的各个添加量中的结果。图15是比较例4的样品编号＝7－3的sem照片。图12的方形标记表示比较例4、5的平均粒径。图13的方形标记表示比较例4、5的粒径分散。图14的方形标记表示比较例4、5的磁各向异性常数。[表16]第16表：fept层的fept平均粒径、粒径分散和磁各向异性常数ku[8-2]粒径控制层的效果在不含粒径控制层的层上制得tin-mgo第2种晶层的情况(比较例4、样品编号＝7-3)如图15的sem照片所示那样，磁记录层处于粒径数纳米的微小粒子和粒径数十纳米的巨大粒子混合存在的状态。不能像图4的在包含粒径控制层的层上形成的情况(实施例2、样品编号＝2-3)那样，形成由均匀粒子形成的粒状结构的磁记录层。如图12的圆圈标记和方形标记所示那样，第2种晶层不含mgo的情况(比较例2、5)的磁记录层的晶粒的平均粒径在包含粒径控制层的情况(圆圈标记)为9.7nm，在不含粒径控制层的情况(方形标记)为9.5nm，同样地平均粒径较大。不含粒径控制层的情况(比较例4)的磁记录层的晶粒的平均粒径如图12的方形标记所示那样，即使添加mgo，也不显示减少倾向，形成为8.6～9.9nm。相对于图7的圆圈标记所示的包含粒径控制层的情况(实施例1)，平均粒径较大。不含粒径控制层的情况(比较例4)的磁记录层的晶粒的粒径分散如图13的方形标记所示那样，即使添加mgo，也只减少到3.2～4.0nm左右，相对于图13的圆圈标记所示的包含粒径控制层的情况(实施例1)，其粒径分散也大，达不到适合于磁记录介质的基准的低于3nm的粒径分散，不适用作磁记录介质。不含粒径控制层的情况(比较例4)的磁各向异性常数如图14的方形标记所示那样，mgo添加量到30体积％为止是上升的，在50体积％以上时大幅度下降。见不到图9的圆圈标记所示的包含粒径控制层情况(实施例1)中所见到的到40体积％为止的磁各向异性常数的上升。在50体积％以上时，降至适用于磁记录介质的基准的磁各向异性常数1.0×107尔格/cm3以下。如上所述，在包含tin-mgo第2种晶层的情况中，在不形成粒径控制层的情况下，不能获得同时满足可适用于磁记录介质的粒径分散和磁各向异性常数的效果。在包含tin-mgo第2种晶层的情况中，通过形成粒径控制层就可同时大幅度降低磁记录层的磁性晶粒的平均粒径和粒径分散，并且还可提高磁各向异性常数。[9]实施例1和比较例2、6的比较[9-1]将第2种晶层的x设为zro2时的样品相对于实施例1的第2种晶层tin-al2o3，比较例6的层构成是将第2种晶层设为tin-zro2。对于比较例6的层构成，制作了具有不同的zro2的添加量的多个样品。在第17表、图16～19中显示了添加量及其结果。图16显示了实施例1和比较例2、6的平均粒径的比较。图17显示了实施例1和比较例2、6的粒径分散的比较。图18显示了实施例1和比较例2、6的磁各向异性常数的比较。图19a显示了实施例1的样品编号＝1-3的磁化曲线。图19b显示了比较例6的样品编号＝10-3的磁化曲线。[表17]第17表：fept层的fept平均粒径、粒径分散和磁各向异性常数ku[9-2]关于将第2种晶层的x设为zro2时的平均粒径和粒径分散将第2种晶层设为tin-zro2时的磁记录层的晶粒的平均粒径如图16的方形标记所示那样，与不添加zro2的情况(比较例2)相比，平均粒径减少。zro2添加量到50体积％为止，随着zro2添加量增加，平均粒径减少；在50体积％以上时，平均粒径固定在7.6～7.8nm左右。减少的倾向与将第2种晶层设为tin-al2o3的情况(实施例1)同样，减少的量都小。粒径分散如图17的方形标记、和第17表所示那样，通过添加zro2，较无添加的情况减少，但是与图17的圆圈标记所示的将第2种晶层设为tin-al2o3的情况(实施例1)相比，减少的量小。另外，虽然随着zro2添加量增加，粒径分散减少，但是即使添加60体积％，粒径分散也是3.1nm，达不到适合于磁记录介质的基准的低于3nm的粒径分散，不适合作为磁记录介质。[9－3]关于将第2种晶层的x设为zro2时的磁特性将第2种晶层设为tin－zro2时的磁记录层的磁各向异性常数如图18的方形标记、和第17表所示那样，因zro2添加而降低，降至1.0×107尔格/cm3以下，不适合作为磁记录介质。如图19a所示那样，将第2种晶层设为tin－al2o3情况(实施例1)的磁化曲线的矫顽力为20koe，在适合于磁记录介质的基准的矫顽力15koe以上。另一方面如图19b所示那样，将第2种晶层设为tin－zro2情况(比较例6)的磁化曲线的矫顽力只在1koe左右，不能适合作为磁记录介质。[10]第2种晶层tin－x的考察为了将磁记录层引导为良好的粒状结构，在第2种晶层中必须并存有tin晶粒和晶界材料x。为此，tin与x的反应性较低较为理想。在考虑到tin与x的反应性的基础上，要考虑第2种晶层的成膜时的基板温度(20℃～600℃)、和磁记录层成膜中的基板温度(300℃～600℃)，探讨500℃下的标准生成吉布斯能量(记为δg500)。第18表显示了各种金属元素在500℃时的氮化反应和氧化反应的标准生成吉布斯能量δg500。另外，这里还探讨了si、b作为金属元素的情况。[表18]在tin－x的x为金属氧化物的情况下，从500℃下的吉布斯的自由能δg500看，较为理想的是：含在金属氧化物中的金属元素的氮化反应的δg500高于ti的氮化反应的δg500，由此不产生tin结晶的氮缺损。另外，较为理想的是：含在金属氧化物中的金属元素的氧化反应的δg500低于ti的氧化反应的δg500，由此不生成由一部分tin结晶氧化所产生的缺陷。tin－x的x是由第18表中的氮化反应的δg500比ti的高且氧化反应的δg500比ti的低的金属元素构成的金属氧化物，即较好以选自al2o3(实施例1)、mgo(实施例2)、cao、sc2o3、sro和y2o3中的至少一种以上作为主成分。另一方面，zro2(比较例1)或者hfo2属于氧化物中所含的金属元素的氮化反应的δg500比ti的氮化反应的能量低的氧化物，为此被认为从tin结晶夺走氮，在tin结晶中生成缺陷，所以不理想。sio2、b2o3、ta2o5、co3o4是属于氧化物中所含的金属元素的氧化反应的δg500高于ti的氧化反应的δg500的氧化物，为此被认为将氧供给tin结晶，有可能生成由一部分的tin结晶氧化所产生的缺陷，所以不理想。在第2种晶层tin-x中，在x＝al2o3、mgo的情况下，虽然没有降低fept层的磁特性的情况，但是在x＝zro2时，磁特性下降。这被认为是因为由于zro2在tin结晶中生成缺陷，为此外延生长的fept结晶的结晶性变差所致。第19表显示了ti的500℃下的氮化反应和碳化反应的标准生成吉布斯的能量δg500。如第19表所示那样，tin的δg500较tic的低，所以更加稳定。在第2种晶层tin-x中，在x＝c的情况也不存在tin结晶中生成缺陷的现象。为此被认为：在x＝c(实施例3)中也能获得与x＝al2o3(实施例1)、x＝mgo(实施例2)同样的效果。[表19]第19表ti的500℃下的氮化反应和碳化反应的标准生成吉布斯能量δg500的探讨反应式δg5002ti+n2＝2tin-5232ti+2c＝2tic-349[11]总结在本实施例中，在ru-tio2粒径控制层2、mgo/zno第1种晶层3上形成tin-x第2种晶层4，并形成fept-c磁记录层5。在第1种晶层3上若直接成膜磁记录层5，平均粒径和粒径分散则增大，上部第1种晶层的mgo晶粒与磁记录层5的fept晶粒的润湿性差。为此，在mgo晶粒上无法顺利形成fept晶粒。作为其结果，生成跨过mgo晶粒形成fept晶粒的部分，磁记录层5的平均粒径和粒径分散增大。那么，在第1种晶层3上形成使用了与fept晶粒的润湿性好的tin晶粒的第2种晶层4后，再将磁记录层5成膜。但是仅以tin形成第2种晶层4时，会跨过tin晶粒的晶界而形成了粒子。这是因为tin晶粒与fept晶粒的润湿性好，fept晶粒进行扩展了的缘故。另一方面，以tin-x(x＝al2o3或mgo)形成第2种晶层4时，则能抑制fept晶粒的扩展而延续了粒径控制层的粒结构。为此能形成微小平均粒径且抑制了粒径分散的fept粒状磁记录层。在具有粒状结构的粒径控制层2上通过形成第1种晶层、由tin－x构成的第2种晶层4，就能使磁记录层5形成延续了粒径控制层2的粒状结构的粒状结构。其结果确认到：可在磁记录层5的粒状结构的粒径微小化、粒径分散降低上发挥作用。通过使粒径控制层2和非磁性中间层8具有粒状结构，即使在第1种晶层3中也获得微小且粒径分散少的晶粒。这是因为第2种晶层4的x积极地偏析在tin晶粒的晶界上的缘故。更好的是：通过粒径控制层2和非磁性中间层8具有粒状结构，即使在第1种晶层3中也能获得微小且粒径分散少的晶粒。为此，能使第2种晶层4形成为具有利用由tin构成的晶粒和包围tin晶粒的周围的晶界材料x构成的粒状结构的结构。通过使第2种晶层4具有利用由tin构成的晶粒和包围tin晶粒的周围的晶界材料x构成的粒状结构，就能使形成在其上的具有由fept等的有序合金构成的晶粒的磁记录层5具有延续了第2种晶层4的粒状结构的粒状结构，进而也延续了粒径控制层2的粒状结构。为此，可形成微小平均粒径且抑制了粒径分散的磁记录层。tin－x将粒径控制层2的粒状结构延续到磁记录层的粒状结构。由此可减小磁记录层5的磁性晶粒的平均粒径和抑制粒径分散。符号说明1基板2粒径控制层3第1种晶层4第2种晶层5磁记录层6密合层7取向控制层8非磁性中间层10磁记录介质当前第1页12