热辅助磁记录介质和磁记录再生装置
阅读：65发布：2024-01-06
专利汇可以提供热辅助磁记录介质和磁记录再生装置专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 具有在 基板 （101）上依次层叠有第1 磁性 层（106）和第2磁性层（107）的结构，第1磁性层（106）具有粒状结构，该粒状结构包含：具有L10结构的FePt 合金 、具有L10结构的CoPt合金或者具有L11结构的CoPt合金的任一种的晶粒；和SiO2、TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO、C之中的至少一种以上的 晶界 偏析材料，并且，第1磁性层（106）中的晶界偏析材料的含有率从基板（101）侧朝向第2磁性层（107）侧减少。，下面是热辅助磁记录介质和磁记录再生装置专利的具体信息内容。
1.一种热辅助磁记录介质，其特征在于，具有在基板上依次层叠有第1磁性层和第2磁性层的结构，所述第1磁性层具有粒状结构，该粒状结构包含：具有L10结构的FePt合金、具有L10结构的CoPt合金或者具有L11结构的CoPt合金的任一种的晶粒；和SiO2、TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO、C之中的至少一种以上的晶界偏析材料，并且，
所述第1磁性层中包含：晶界偏析材料的含有率从所述基板侧朝向所述第2磁性层侧为一定的区域；和从所述基板侧朝向所述第2磁性层侧减少的区域，
在所述晶界偏析材料的含有率为一定的区域中，该晶界偏析材料的含有率为30体积％以上。
2.根据权利要求1所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，所述晶界偏析材料的含有率为一定的区域的比例为所述第1磁性层的层厚的70％以下。
3.根据权利要求1所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，所述第2磁性层为含有Co、且含有Zr、Ta、Nb、B、Si之中的至少一种以上的非晶合金。
4.根据权利要求1所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，所述第2磁性层为含有Fe、且含有Zr、Ta、Nb、B、Si之中的至少一种以上的非晶合金。
5.根据权利要求1所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，所述第2磁性层为含有Fe的BCC结构或者FCC结构的合金。
6.根据权利要求1所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，所述第2磁性层为含有Co的HCP结构的合金。
7.根据权利要求1所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，所述第2磁性层的晶体磁各向异性常数比所述第1磁性层的晶体磁各向异性常数低。
8.一种磁记录再生装置，其特征在于，具备：
权利要求1～7的任一项所述的热辅助磁记录介质；
将所述热辅助磁记录介质沿记录方向驱动的介质驱动部；
磁头，其具有加热所述热辅助磁记录介质的激光发生部和将从所述激光发生部发生的激光引导到前端部的波导，并进行针对所述热辅助磁记录介质的记录动作和再生动作；
使所述磁头相对于所述热辅助磁记录介质相对移动的磁头移动部；和
用于进行向所述磁头的信号输入和从所述磁头输出的信号的再生的记录再生信号处理系统。
热辅助磁记录介质和磁记录再生装置
技术领域
背景技术
[0004] 在使用该热辅助记录的情况下，即使是室温下的矫顽力为数十kOe的磁记录介质，也可通过现有磁头的记录磁场容易地进行写入。因此，在热辅助磁记录介质中，磁性层
6 3
可使用具有10J/m程度的高的晶体磁各向异性（Ku）的材料，可以在维持热稳定性的状态
下将磁性粒径微细化到6nm以下。
6 3
可使用具有10J/m程度的高的晶体磁各向异性（Ku）的材料，可以在维持热稳定性的状态
下将磁性粒径微细化到6nm以下。
[0005] 作为这样的高Ku材料，已知具有L10型的晶体结构的FePt合金(Ku：约7×106J/3 6 3
m）和具有L10型的晶体结构的CoPt合金（Ku：约5×10 J/m）等。此外，具有L11型的晶体
6
结构的CoPt合金也显示10erg/cc程度的高Ku。除此以外，还已知CoSm合金、NdFeB合金
等的稀土类合金也显示高Ku。另外，Co/Pt多层膜、Co/Pd多层膜等在显示高的各向异性磁
场（Hk）的同时，居里温度的控制比较容易，因此正在研讨作为热辅助磁记录介质的磁性层。
m）和具有L10型的晶体结构的CoPt合金（Ku：约5×10 J/m）等。此外，具有L11型的晶体
6
结构的CoPt合金也显示10erg/cc程度的高Ku。除此以外，还已知CoSm合金、NdFeB合金
等的稀土类合金也显示高Ku。另外，Co/Pt多层膜、Co/Pd多层膜等在显示高的各向异性磁
场（Hk）的同时，居里温度的控制比较容易，因此正在研讨作为热辅助磁记录介质的磁性层。
[0006] 现有的垂直磁记录介质的磁性层，具有Co合金被SiO2等的氧化物分隔了的粒状结构，由于因氧化物而降低Co晶粒间的磁交换耦合，因此可得到高的介质SN比。但是，一
般具有粒状结构的磁性层，磁化反转磁场（Hsw）分散大。为了实现高的面记录密度，需要降
低磁记录介质的Hsw分散，因此，在具有粒状结构的磁性层上，形成了不含氧化物而沿膜面
内方向磁连续地耦合了的磁性层。这是为了在具有粒状结构的磁性层中的磁性粒子间导入
均匀的交换耦合。由此，可以降低Hsw分散。上述不含氧化物的连续膜也被称为Cap层，
由具有粒状结构的磁性层和Cap层构成的叠层结构，也称为CGC（耦合颗粒连续；Coupled
Granular and Continuous）结构。
般具有粒状结构的磁性层，磁化反转磁场（Hsw）分散大。为了实现高的面记录密度，需要降
低磁记录介质的Hsw分散，因此，在具有粒状结构的磁性层上，形成了不含氧化物而沿膜面
内方向磁连续地耦合了的磁性层。这是为了在具有粒状结构的磁性层中的磁性粒子间导入
均匀的交换耦合。由此，可以降低Hsw分散。上述不含氧化物的连续膜也被称为Cap层，
由具有粒状结构的磁性层和Cap层构成的叠层结构，也称为CGC（耦合颗粒连续；Coupled
Granular and Continuous）结构。
[0007] 在热辅助磁记录介质的情况下，优选磁性层使用具有L10型的晶体结构的FePt合金等的显示高Ku的材料。但是，在该情况下，为了磁性粒径的微细化和磁性晶粒间的交换
耦合的降低，需要添加SiO2、TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO等
的氧化物、C来作为晶界偏析材料。另外，为了实现6nm以下的微细粒径和充分的交换耦合
的降低，上述晶界偏析材料的含有率需要为30体积%以上，优选为40体积%以上。
耦合的降低，需要添加SiO2、TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO等
的氧化物、C来作为晶界偏析材料。另外，为了实现6nm以下的微细粒径和充分的交换耦合
的降低，上述晶界偏析材料的含有率需要为30体积%以上，优选为40体积%以上。
[0008] 下述非专利文献1曾记载了：通过向FePt合金添加50原子%的C，可以将磁性粒径降低到5.5nm。另外，下述非专利文献2曾记载了：通过向FePt合金添加20体积%的
TiO2，可以将磁性粒径降低到5nm。此外，下述非专利文献3曾记载了：通过向FePt合金添
加50体积%的SiO2，可以将磁性粒径降低到2.9nm。但是，该情况下，FePt合金的晶粒未成
为柱状结构，而是成为在膜面垂直方向分隔了的球状结构。
TiO2，可以将磁性粒径降低到5nm。此外，下述非专利文献3曾记载了：通过向FePt合金添
加50体积%的SiO2，可以将磁性粒径降低到2.9nm。但是，该情况下，FePt合金的晶粒未成
为柱状结构，而是成为在膜面垂直方向分隔了的球状结构。
[0009] 现有技术文献
[0010] 非专利文献1：Appl.Phys.Express,101301，2008
[0011] 非专利文献2：J.Appl.Phys.104,023904,2008
[0012] 非专利文献3：IEEE.Trans.Magn.,vol.45,839-844,2009
发明内容
[0013] 如上述那样，为了实现高的介质SN比，需要在将磁性粒径微细化的同时，降低Hsw分散。Hsw分散与矫顽力分散（ΔHc/Hc）具有相关，因此通常可以通过测定ΔHc/Hc来评价
Hsw分散。在热辅助磁记录介质的情况下，记录时需要将磁性层加热到200~400℃，但在该
温度区域的矫顽力分散与目前的粒状介质相比显著地高。因此，矫顽力分散的降低在谋求
热辅助磁记录介质的高密度化方面是极其重要的课题。
Hsw分散。在热辅助磁记录介质的情况下，记录时需要将磁性层加热到200~400℃，但在该
温度区域的矫顽力分散与目前的粒状介质相比显著地高。因此，矫顽力分散的降低在谋求
热辅助磁记录介质的高密度化方面是极其重要的课题。
[0014] 目前的粒状介质，通过形成为在具有粒状结构的磁性层上层叠了具有连续结构的磁性层的被称为CGC结构、或者ECC结构的构成，降低了矫顽力分散。但是，本发明者们进
行了研讨的结果，清楚了即使在由FePt合金和SiO2等的晶界偏析材料构成的粒状结构的
磁性层上形成CoCrPt合金等的连续膜也不能够降低矫顽力分散。其原因如下。
行了研讨的结果，清楚了即使在由FePt合金和SiO2等的晶界偏析材料构成的粒状结构的
磁性层上形成CoCrPt合金等的连续膜也不能够降低矫顽力分散。其原因如下。
[0015] 即，为了将磁性粒径微细化到5~6nm以下，需要将SiO2等的晶界偏析材料设为约30体积%以上的添加量。但是，在添加了30体积%以上的晶界偏析材料的情况下，磁性层
不采取在相对于基板面垂直的方向连续生长的柱状结构。这是因为如果过剩地添加晶界偏
析材料，则晶界偏析材料不仅在磁性晶界，也在磁性晶体的表面析出。
不采取在相对于基板面垂直的方向连续生长的柱状结构。这是因为如果过剩地添加晶界偏
析材料，则晶界偏析材料不仅在磁性晶界，也在磁性晶体的表面析出。
[0016] 上述非专利文献3曾记载了：进行添加了15体积%的C的FePt磁性层的截面TEM观察的结果，在柱状的FePt晶粒上，不连续地生长有了球状的FePt。该情况下，即使在具有
粒状结构的磁性层上形成连续结构的Cap层，也不能够向FePt磁性粒子间导入交换耦合。
另外，在磁性层的上部形成的球状的磁性晶体是磁孤立的，而且反转磁场小，因此成为扩大
矫顽力分散的大的要因素。因此，为了降低矫顽力分散，需要抑制上述球状晶粒的产生，使
磁性层采取在沿相对于基板面垂直的方向连续生长的柱状结构。
粒状结构的磁性层上形成连续结构的Cap层，也不能够向FePt磁性粒子间导入交换耦合。
另外，在磁性层的上部形成的球状的磁性晶体是磁孤立的，而且反转磁场小，因此成为扩大
矫顽力分散的大的要因素。因此，为了降低矫顽力分散，需要抑制上述球状晶粒的产生，使
磁性层采取在沿相对于基板面垂直的方向连续生长的柱状结构。
[0017] 本发明是鉴于这样的现有状况提出的，其目的是提供具有1Tbit/英寸2以上的面记录密度的热辅助磁记录介质，、以及具备这样的热辅助磁记录介质的大容量的磁记录再
生装置。
生装置。
[0018] 本发明提供以下的手段。
[0019] （1）一种热辅助磁记录介质，其特征在于，具有在基板上依次层叠有第1磁性层和第2磁性层的结构，上述第1磁性层具有粒状结构，该粒状结构包含：具有L10结构的FePt
合金、具有L10结构的CoPt合金或者具有L11结构的CoPt合金的任一种的晶粒；和SiO2、
TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO、C之中的至少一种以上的晶界
偏析材料，并且，上述第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率，从上述基板侧朝向上述第2
磁性层侧减少。
合金、具有L10结构的CoPt合金或者具有L11结构的CoPt合金的任一种的晶粒；和SiO2、
TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO、C之中的至少一种以上的晶界
偏析材料，并且，上述第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率，从上述基板侧朝向上述第2
磁性层侧减少。
[0020] （2）根据前项（1）所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，上述第1磁性层中包含：晶界偏析材料的含有率从上述基板侧朝向上述第2磁性层侧为一定的区域；和从上述基板
侧朝向上述第2磁性层侧减少的区域。
侧朝向上述第2磁性层侧减少的区域。
[0021] （3）根据前项（2）所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，上述晶界偏析材料的含有率为一定的区域的比例为上述第1磁性层的层厚的70%以下。
[0022] （4）根据前项（2）或（3）所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，在上述晶界偏析材料的含有率为一定的区域中，该晶界偏析材料的含有率为30体积%以上。
[0023] （5）根据前项（1）~（4）的任一项所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，上述第2磁性层为含有Co，且含有Zr、Ta、Nb、B、Si之中的至少一种以上的非晶合金。
[0024] （6）根据前项（1）~（4）的任一项所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，上述第2磁性层为含有Fe，且含有Zr、Ta、Nb、B、Si之中的至少一种以上的非晶合金。
[0025] （7）根据前项（1）~（4）的任一项所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，上述第2磁性层为含有Fe的BCC结构或者FCC结构的合金。
[0026] （8）根据前项（1）~（4）的任一项所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，上述第2磁性层为含有Co的HCP结构的合金。
[0027] （9）根据前项（1）~（4）的任一项所述的热辅助磁记录介质，其特征在于，上述第2磁性层的晶体磁各向异性常数比上述第1磁性层的晶体磁各向异性常数低。
[0028] （10）一种磁记录再生装置，其特征在于，具备：
[0029] 前项（1）~（9）的任一项所述的热辅助磁记录介质；
[0030] 将上述热辅助磁记录介质沿记录方向驱动的介质驱动部；
[0032] 使上述磁头相对于上述热辅助磁记录介质相对移动的磁头移动部；和
[0035] 图1是表示第1实施例中制作的磁记录介质的层构成的截面图。
[0036] 图2是表示第1实施例中的第1磁性层中的C的含有率的模式曲线图。
[0037] 图3是表示第1实施例中的第1磁性层中的C的含有率的模式曲线图。
[0038] 图4是表示第1实施例中的第1磁性层中的C的含有率的模式曲线图。
[0039] 图5是表示作为第1实施例的比较例的第1磁性层中的C的含有率的模式曲线图。
[0040] 图6是表示第1实施例中的第1磁性层的加热温度和Hc的关系的曲线图。
[0041] 图7是表示第1实施例中的第1磁性层的加热温度和ΔHc/Hc的关系的曲线图。
[0042] 图8是表示第1实施例中的第1磁性层的Hc和ΔHc/Hc的关系的曲线图。
[0043] 图9是表示第1实施例中的第2磁性层的Hc和ΔHc/Hc的关系的曲线图。
[0044] 图10是表示第2实施例中制作的磁记录介质的层构成的截面图。
[0045] 图11是表示第2实施例中的第1磁性层中的TiO2的含有率的模式曲线图。
[0046] 图12是表示第2实施例中的第1磁性层中的TiO2的含有率的模式曲线图。
[0047] 图13是表示第2实施例中的第1磁性层中的TiO2的含有率的模式曲线图。
[0048] 图14是表示第2实施例中的第1磁性层中的TiO2的含有率的模式曲线图。
[0049] 图15是表示第2实施例中的第1磁性层中的TiO2的含有率的模式曲线图。
[0050] 图16是表示第2实施例中的第1磁性层中的TiO2的含有率的模式曲线图。
[0051] 图17是表示第3实施例中制作的磁记录介质的层构成的截面图。
[0052] 图18是表示第4实施例中使用的磁记录再生装置的构成的立体图。
[0053] 图19是模式地表示图18所示的磁记录再生装置具备的磁头的构成的截面图。
具体实施方式
[0054] 以下，对于应用了本发明的热辅助磁记录介质和磁记录再生装置，参照附图详细地说明。再者，为易于明白特征，在以下的说明中使用的附图有时为方便起见将成为特征的
部分放大地表示，各构成要素的尺寸比率等并不限为与实际相同。
部分放大地表示，各构成要素的尺寸比率等并不限为与实际相同。
[0055] 应用了本发明的热辅助磁记录介质，其特征在于，具有在基板上上依次层叠有第1磁性层和第2磁性层的结构，第1磁性层具有粒状结构，该粒状结构包含：具有L10结构的
FePt合金、具有L10结构的CoPt合金或者具有L11结构的CoPt合金中的任一种的晶粒；和
SiO2、TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO、C之中的至少一种以上的
晶界偏析材料，并且，上述第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率从基板侧朝向第2磁性层
侧减少。
FePt合金、具有L10结构的CoPt合金或者具有L11结构的CoPt合金中的任一种的晶粒；和
SiO2、TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO、C之中的至少一种以上的
晶界偏析材料，并且，上述第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率从基板侧朝向第2磁性层
侧减少。
[0057] 第1磁性层具有：在具有L10结构的FePt合金、具有L10结构的CoPt合金或者具有L11结构的CoPt合金中的任一种的晶粒（磁性粒子）的晶界，SiO2、TiO2、Cr2O3、Al2O3、Ta2O5、
ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO、C等的晶界偏析材料（非磁性材料）或者它们的混合材
料偏析了的粒状结构。
ZrO2、Y2O3、CeO2、MnO、TiO、ZnO、MgO、C等的晶界偏析材料（非磁性材料）或者它们的混合材
料偏析了的粒状结构。
[0058] 在本发明中，通过使第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率（浓度）从基板侧朝向第2磁性层侧减少，可以防止过剩的晶界偏析材料在FePt合金或CoPt合金的晶粒的上部
析出，防止在垂直方向上生长的晶粒的生长被隔断。另外，由此，可以形成粒径微细，并且在
相对于基板面垂直的方向上连续生长的FePt合金或CoPt合金的晶粒。
析出，防止在垂直方向上生长的晶粒的生长被隔断。另外，由此，可以形成粒径微细，并且在
相对于基板面垂直的方向上连续生长的FePt合金或CoPt合金的晶粒。
[0059] 为了使第1磁性层中的晶界偏析材料减少，例如，在使用FePt靶材和晶界偏析材料靶材的同时溅射中，优选使晶界偏析材料靶材相对于FePt靶材的放电功率连续地或者
阶段性地降低。由此，可以形成由晶界偏析材料的含有率连续地或者阶段性地降低了的多
个层（多层膜）构成的第1磁性层。
阶段性地降低。由此，可以形成由晶界偏析材料的含有率连续地或者阶段性地降低了的多
个层（多层膜）构成的第1磁性层。
[0060] 另外，通过使用晶界偏析材料的含有率不同的FePt和晶界偏析材料的复合靶材，按晶界偏析材料的含有率变低的顺序进行多段成膜，也可以形成由晶界偏析材料的含有率
阶段性地降低了的多个层（多层膜）构成的第1磁性层。
阶段性地降低了的多个层（多层膜）构成的第1磁性层。
[0061] 第1磁性层也可以是包含该第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率（浓度）从基板侧朝向第2磁性层侧为一定的区域、和从基板侧朝向第2磁性层侧减少的区域的层。即，
第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率可以从溅射成膜时的初期减少，也可以从溅射成膜
时的中途减少。
第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率可以从溅射成膜时的初期减少，也可以从溅射成膜
时的中途减少。
[0062] 例如，在将第1磁性层的层厚设为10nm的情况下，也可以将晶界偏析材料的含有率直到5nm设为一定，那以后直到10nm阶段性地降低晶界偏析材料的含有率。该情况下，
优选晶界偏析材料的含有率为一定的区域的比例为第1磁性层的层厚的70%以下。如果该
比例超过70%，则有柱状生长被过剩的晶界偏析材料阻碍之虞，因此不优选。
优选晶界偏析材料的含有率为一定的区域的比例为第1磁性层的层厚的70%以下。如果该
比例超过70%，则有柱状生长被过剩的晶界偏析材料阻碍之虞，因此不优选。
[0063] 另外，在晶界偏析材料的含有率为一定的区域中，该晶界偏析材料的含有率优选为30体积%以上，更优选为40体积%以上。由此，可以在将FePt合金或CoPt合金的结晶
粒径微细化到6nm以下的同时，使晶界宽度为1nm以上，充分地降低磁性粒子间的交换耦
合。
粒径微细化到6nm以下的同时，使晶界宽度为1nm以上，充分地降低磁性粒子间的交换耦
合。
[0064] 第1磁性层的层厚优选为1nm~20nm。低于1nm时得不到充分的再生输出功率，另外，如果超过20nm则晶粒显著粗大化，因此不优选。
[0065] 为了向第1磁性层中的FePt晶粒间或CoPt晶粒间导入交换耦合，优选第2磁性层为磁耦合了的连续膜。由此，可以有效地降低矫顽力分散。另外，优选第2磁性层与第1
磁性层相比晶体磁各向异性低。由此，可以辅助第1磁性层的磁化反转。
磁性层相比晶体磁各向异性低。由此，可以辅助第1磁性层的磁化反转。
[0066] 在第2磁性层中，可以使用非晶合金或与其接近的微晶结构的合金，具体地讲，可以使用含有Co、且含有Zr、Ta、Nb、B、Si之中的至少一种以上的合金，或者含有Fe、且含有
Zr、Ta、Nb、B、Si之中的至少一种以上的合金。在第2磁性层中使用这些合金的情况下，磁
记录介质的表面的平坦性提高，磁头的浮起特性得到改善。
Zr、Ta、Nb、B、Si之中的至少一种以上的合金。在第2磁性层中使用这些合金的情况下，磁
记录介质的表面的平坦性提高，磁头的浮起特性得到改善。
[0067] 另外，在第1磁性层中使用具有L10型的晶体结构的FePt合金的情况下，在第2磁性层中可以使用以Fe为主成分的BCC结构或FCC结构的合金，具体地讲，可以使用FeNi、
FeCr、FeV、FePt等。这些合金在具有L10型的晶体结构的FePt合金上外延生长，因此与在
第2磁性层中使用非晶合金的情况相比，可得到高的Hc。
FeCr、FeV、FePt等。这些合金在具有L10型的晶体结构的FePt合金上外延生长，因此与在
第2磁性层中使用非晶合金的情况相比，可得到高的Hc。
[0068] 另一方面，在第1磁性层中使用具有L11型的晶体结构的CoPt合金的情况下，在第2磁性层中可以使用具有HCP结构的Co合金，具体地讲，可以使用CoCr、CoCrPt、CoPt、
CoCrTa、CoCrB、CoCrPtTa、CoCrPtB、CoCrPtTaB等。这些合金在具有L11型的晶体结构的
CoPt合金上外延生长，因此与在第2磁性层中使用非晶合金的情况相比，可得到高的Hc。
CoCrTa、CoCrB、CoCrPtTa、CoCrPtB、CoCrPtTaB等。这些合金在具有L11型的晶体结构的
CoPt合金上外延生长，因此与在第2磁性层中使用非晶合金的情况相比，可得到高的Hc。
[0069] 第2磁性层的层厚优选为0.5nm~10nm。如果该第2磁性层的层厚低于0.5nm，则表面的平坦性劣化，因此不优选。另一方面，如果该第2磁性层的层厚超过10nm，则与磁头
的间隔（spacing）过大，因此不优选。
的间隔（spacing）过大，因此不优选。
[0070] 另外，在应用了本发明的热辅助磁记录介质中，以第1磁性层的取向控制、粒径控制、密着性的改善等为目的，可以在第1磁性层之下设置多个基底层。
[0071] 例如，在第1磁性层中使用具有L10结构的FePt合金的情况下，为使该FePt合金采取（001）取向，优选设置由（100）取向了的MgO构成的基底层。为使MgO采取（100）取
向，例如，只要在基板上形成Ta层，并在该Ta层上形成MgO即可。另外，除了Ta层以外，也
可以通过在Ni-40原子%Ta层、Cr-50原子%Ti层等的非晶合金层上形成MgO层，使该MgO
采取（100）取向。
向，例如，只要在基板上形成Ta层，并在该Ta层上形成MgO即可。另外，除了Ta层以外，也
可以通过在Ni-40原子%Ta层、Cr-50原子%Ti层等的非晶合金层上形成MgO层，使该MgO
采取（100）取向。
[0072] 另外，通过在加热到150℃以上的基板上形成Cr层，可以使该Cr层采取（100）取向。通过在该（100）取向了的Cr层之上形成MgO层，可以使MgO采取（100）取向。
[0073] 再者，在使用进行了（100）取向的Cr基底层的情况下，也可以在Cr层上不介有MgO层而直接形成第1磁性层。由此，可以使第1磁性层中的具有L10结构的FePt合金采
取（001）取向。
取（001）取向。
[0074] 另外，在第1磁性层中使用具有L11结构的CoPt合金的情况下，优选使该CoPt合金采取（111）取向。该情况下，作为基底层，可以使用例如（111）取向了的Pt层。该情况
下的基底层，如果是能够使具有L11结构的CoPt合金采取（111）取向的材料，则没有特别限
制。
下的基底层，如果是能够使具有L11结构的CoPt合金采取（111）取向的材料，则没有特别限
制。
[0075] 另外，在应用了本发明的热辅助磁记录介质中，可以在第1磁性层之下设置软磁性基底层。作为该软磁性基底层，可以使用例如经由Ru层相互反铁磁性耦合了的CoFeTaZr
合金、CoFeTaSi合金、CoFeTaB合金、CoTaZr合金等。另外，也可以将以单层使用了这些合
金的层作为软磁性基底层。
合金、CoFeTaSi合金、CoFeTaB合金、CoTaZr合金等。另外，也可以将以单层使用了这些合
金的层作为软磁性基底层。
[0076] 另外，在应用了本发明的热辅助磁记录介质中，也可以在基板和磁性层之间设置热沉层，以使得记录时被近场光加热了的磁性层在记录后快速地冷却。另外，只要是在基板
和磁性层之间，则对于热沉层的位置没有特别限定。该热沉层可以使用Cu、Ag、Al或以它们
为主成分的导热率高的材料。
和磁性层之间，则对于热沉层的位置没有特别限定。该热沉层可以使用Cu、Ag、Al或以它们
为主成分的导热率高的材料。
[0077] 如以上那样，在应用了本发明的热辅助磁记录介质中，通过使第1磁性层中的晶界偏析材料的含有率从基板侧朝向第2磁性层侧减少，可以防止过剩的晶界偏析材料在
FePt合金、或者CoPt合金的晶粒的上部析出，防止在垂直方向上生长的晶粒的生长被隔
断。另外，由此，可以形成粒径微细，并且在相对于基板面垂直的方向上连续生长了的FePt
合金、或者CoPt合金的晶粒。
FePt合金、或者CoPt合金的晶粒的上部析出，防止在垂直方向上生长的晶粒的生长被隔
断。另外，由此，可以形成粒径微细，并且在相对于基板面垂直的方向上连续生长了的FePt
合金、或者CoPt合金的晶粒。
[0078] 根据本发明，可以降低矫顽力分散(ΔHc/Hc），因此能够实现具有1Tbit/英寸2以上的面记录密度的热辅助记录介质，并且，能够提供使用该热辅助记录介质的大容量的磁
记录再生装置。
记录再生装置。
[0079] 实施例
[0080] 以下，通过实施例使本发明的效果更加清楚。再者，本发明不限定于以下的实施例，在不变更其要旨的范围可以适当变更地实施。
[0081] （第1实施例）
[0082] 将第1实施例中制作的热辅助磁记录介质的层构成的一例示于图1。
[0083] 在第1实施例中制作热辅助磁记录介质时，在玻璃基板101上依次形成层厚为100nm的由Cr-50原子%Ti合金构成的基底层102、层厚为30nm的由Co-27原子%Fe-5原
子%Zr-5原子%B合金构成的单层的软磁性基底层103。其后，将玻璃基板101加热到250℃，
在其上依次形成层厚为10nm的由Cr构成的基底层104、和层厚为5nm的由MgO构成的基
底层105后，将玻璃基板101加热到450℃，依次形成层厚为10nm的由（Fe-55原子%Pt）-C
合金构成的第1磁性层106、和层厚为3nm的由Co-26原子%Fe-10原子%Ta-2原子%B合金
构成的第2磁性层107、和层厚为3nm的由碳（C）构成的保护层108。
子%Zr-5原子%B合金构成的单层的软磁性基底层103。其后，将玻璃基板101加热到250℃，
在其上依次形成层厚为10nm的由Cr构成的基底层104、和层厚为5nm的由MgO构成的基
底层105后，将玻璃基板101加热到450℃，依次形成层厚为10nm的由（Fe-55原子%Pt）-C
合金构成的第1磁性层106、和层厚为3nm的由Co-26原子%Fe-10原子%Ta-2原子%B合金
构成的第2磁性层107、和层厚为3nm的由碳（C）构成的保护层108。
[0084] 在此，对于第1磁性层106，通过同时溅射Fe-55原子%Pt靶材和C靶材来形成。另外，通过使C靶材相对于Fe-55原子%Pt靶材的放电功率比率阶段性地降低，使第1磁性
层106中的C（晶界偏析材料）的含有率沿层厚方向阶段性地降低。由此，制成具有图2~
图4所示的3种C浓度轮廓（P-1~P-3）的热辅助磁记录介质。另外，作为比较例，如图5所
示，制成具有将第1磁性层106中的C的含有率在40原子%设为一定的C浓度轮廓（P-4）
的热辅助磁记录介质。
层106中的C（晶界偏析材料）的含有率沿层厚方向阶段性地降低。由此，制成具有图2~
图4所示的3种C浓度轮廓（P-1~P-3）的热辅助磁记录介质。另外，作为比较例，如图5所
示，制成具有将第1磁性层106中的C的含有率在40原子%设为一定的C浓度轮廓（P-4）
的热辅助磁记录介质。
[0085] 对于如以上那样制作的具有4种C浓度轮廓（P-1~P-4）的热辅助磁记录介质，进行了X射线衍射测定，任一介质都从第1磁性层106观察到强的L10-FePt（001）衍射峰。
另外，也观察到了L10-FePt（002）衍射峰和FCC-Fe（002）衍射峰的混合峰。另外，前者的
衍射峰相对于后者的混合峰的积分强度比为1.7，可知形成了有序度（规则度）高的L10型
FePt合金晶体。
另外，也观察到了L10-FePt（002）衍射峰和FCC-Fe（002）衍射峰的混合峰。另外，前者的
衍射峰相对于后者的混合峰的积分强度比为1.7，可知形成了有序度（规则度）高的L10型
FePt合金晶体。
[0086] 另外，对于具有上述4种C浓度轮廓（P-1~P-4）的热辅助磁记录介质，将从280℃加热到360℃时的矫顽力（Hc）的变化示于图6，矫顽力分散（ΔHc/Hc）的变化示于图7。再
者，ΔHc/Hc采用「IEEE Trans.Magn.,vol.27,pp4975-4977,1991」中记载的方法测定。具
体地讲，测定在主磁滞回线（majorloop）和局部磁滞回线（minor loop）中磁化值变为饱和
值的50%时的磁场，假定Hc分布为高斯分布，从两者的差量算出ΔHc/Hc。
者，ΔHc/Hc采用「IEEE Trans.Magn.,vol.27,pp4975-4977,1991」中记载的方法测定。具
体地讲，测定在主磁滞回线（majorloop）和局部磁滞回线（minor loop）中磁化值变为饱和
值的50%时的磁场，假定Hc分布为高斯分布，从两者的差量算出ΔHc/Hc。
[0087] 如图6和图7所示，可知具有上述4种C浓度轮廓（P-1~P-4）的热辅助磁记录介质，全都是随着温度上升，Hc降低，ΔHc/Hc增加。在热辅助磁记录介质中，局部地加热记录
部分，使该部分的Hc充分地降低进行记录，因此上述结果显示出记录时的ΔHc/Hc与在室
温下的值相比大幅度地增大。
部分，使该部分的Hc充分地降低进行记录，因此上述结果显示出记录时的ΔHc/Hc与在室
温下的值相比大幅度地增大。
[0088] 对于ΔHc/Hc的大小关系，需要在同一Hc下进行比较，因此将上述图7中示出的ΔHc/Hc作为上述图6中示出的Hc的函数示于图8。
[0089] 如图8所示，在例如Hc为5kOe的情况进行比较，应用本发明制作的P-1~P-3的热辅助磁记录介质，与作为比较例制作的P-4的热辅助磁记录介质相比，ΔHc/Hc低0.1~0.4
左右。另外，ΔHc/Hc按P-1、P-2、P-3的顺序降低，可知随着C的含有率减少的区域扩大，
矫顽力分散得到改善。
左右。另外，ΔHc/Hc按P-1、P-2、P-3的顺序降低，可知随着C的含有率减少的区域扩大，
矫顽力分散得到改善。
[0090] 接着，作为比较例，制成在第1磁性层106上没有设置第2磁性层107的热辅助磁记录介质。作为该比较例表示的磁记录介质，具有与作为上述的实施例表示的磁记录介质
同样的4种C浓度轮廓（P-1~P-4）。另外，成膜工艺也与作为上述的实施例表示的磁记录介
质同样。对于这些热辅助磁记录介质，测定从280℃加热到360℃时的矫顽力（Hc）和矫顽
力分散（ΔHc/Hc），将两者的关系示于图9。
同样的4种C浓度轮廓（P-1~P-4）。另外，成膜工艺也与作为上述的实施例表示的磁记录介
质同样。对于这些热辅助磁记录介质，测定从280℃加热到360℃时的矫顽力（Hc）和矫顽
力分散（ΔHc/Hc），将两者的关系示于图9。
[0091] 如图9所示，表示Hc和ΔHc/Hc的关系的标绘图不依赖于C浓度轮廓，在同一线上，Hc为5kOe时的ΔHc/Hc为0.8~0.9左右、极高。
[0092] 由上述结果明确了，即使在第1磁性层106中使C的含有率阶段性地减少，在没有设置第2磁性层107的情况下，也不能够改善矫顽力分散。即，在本发明中，通过阶段性地
降低第1磁性层106中的C的含有率，并且在第1磁性层106上设置第2磁性层107，能够
降低矫顽力分散。
降低第1磁性层106中的C的含有率，并且在第1磁性层106上设置第2磁性层107，能够
降低矫顽力分散。
[0093] （第2实施例）
[0094] 将第2实施例中制作的热辅助磁记录介质的层构成的一例示于图10。
[0095] 在第2实施例中制作热辅助磁记录介质时，在玻璃基板201上，形成层厚为30nm的由Ni-40原子%Ta合金构成的基底层202后，将玻璃基板201加热到280℃，在其上形成
了层厚为10nm的由Cr构成的基底层203。其后，依次形成了层厚为100nm的由Ag构成的
热沉层204、和层厚为10nm的由MgO构成的基底层205后，将玻璃基板201加热到420℃，
在其上依次形成层厚为10nm的由（Fe-55原子%Pt）-TiO2合金构成的第1磁性层206、第2
磁性层207、和层厚为3.5nm的由碳（C）构成的保护层208。
了层厚为10nm的由Cr构成的基底层203。其后，依次形成了层厚为100nm的由Ag构成的
热沉层204、和层厚为10nm的由MgO构成的基底层205后，将玻璃基板201加热到420℃，
在其上依次形成层厚为10nm的由（Fe-55原子%Pt）-TiO2合金构成的第1磁性层206、第2
磁性层207、和层厚为3.5nm的由碳（C）构成的保护层208。
[0096] 并且，如表1所示，制成变更了第1磁性层206中的TiO2（晶界偏析材料）的浓度轮廓和第2磁性层207的组合的No.2-1~2-12的热辅助磁记录介质。
[0097] 表1
[0098]备注 实施例 实施例 实施例 实施例 实施例 实施例 实施例 实施例 实施例 实施例 实施例 实施例 比较例
ΔHc/Hc 0.40 0.32 0.45 0.55 0.51 0.39 0.51 0.43 0.59 0.52 0.47 0.44 0.93
%B %B %Ti %B %B
原子 原子 原子 原子 原子
%Zr %B %C %Si %Ta-2 %Zr-2 %Nb %Ta-5 %Pt-2 %Ta-3 %B %Ti %Zr
原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子
原子
%Ta-5 %Ta-10 %Ta-3 %Co-5 %Co-5 %Ta-5 %Fe-5 %Ni-5 %Cr-8 %Cr-5 %Ti-5 %Ta-10 %Ta-5
磁性层 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子
2
第 Co-15 Co-10 Fe-10 Fe-30 Fe-20 Co-5 Co-30 Fe-20 Co-16 Co-10 Co-12 Co-10 Co-15一定
%、
的浓度轮廓2 摩尔
TiO P-5 P-5 P-6 P-6 P-7 P-7 P-8 P-8 P-9 P-9 P-10 P-10 20
No. 2-1 2-2 2-3 2-4 2-5 2-6 2-7 2-8 2-9 2-10 2-11 2-12 2-13
ΔHc/Hc 0.40 0.32 0.45 0.55 0.51 0.39 0.51 0.43 0.59 0.52 0.47 0.44 0.93
%B %B %Ti %B %B
原子 原子 原子 原子 原子
%Zr %B %C %Si %Ta-2 %Zr-2 %Nb %Ta-5 %Pt-2 %Ta-3 %B %Ti %Zr
原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子
原子
%Ta-5 %Ta-10 %Ta-3 %Co-5 %Co-5 %Ta-5 %Fe-5 %Ni-5 %Cr-8 %Cr-5 %Ti-5 %Ta-10 %Ta-5
磁性层 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子 原子
2
第 Co-15 Co-10 Fe-10 Fe-30 Fe-20 Co-5 Co-30 Fe-20 Co-16 Co-10 Co-12 Co-10 Co-15一定
%、
的浓度轮廓2 摩尔
TiO P-5 P-5 P-6 P-6 P-7 P-7 P-8 P-8 P-9 P-9 P-10 P-10 20
No. 2-1 2-2 2-3 2-4 2-5 2-6 2-7 2-8 2-9 2-10 2-11 2-12 2-13
[0099] 第1磁性层206通过同时地溅射Fe-55原子%Pt靶材和TiO2靶材来形成。另外，通过使TiO2靶材相对于Fe-55原子%Pt靶材的放电功率比率阶段性地或连续地降低，导入
了图11~图16所示的6种TiO2浓度轮廓（P-5~P-10）。再者，作为比较例，制成将第1磁性
层106中的TiO2的含有率设为一定（20摩尔%）的热辅助磁记录介质（No.2-13）。另外，第
2磁性层207的层厚为2~4nm。
了图11~图16所示的6种TiO2浓度轮廓（P-5~P-10）。再者，作为比较例，制成将第1磁性
层106中的TiO2的含有率设为一定（20摩尔%）的热辅助磁记录介质（No.2-13）。另外，第
2磁性层207的层厚为2~4nm。
[0100] 对于如以上那样制作的No.2-1~2-13的热辅助磁记录介质，进行了X射线衍射测定，结果任一介质都从Cr基底层203和Ag热沉层204观察到强的BCC（200）衍射峰。并
且，从第1磁性层206观察到强的L10-FePt（001）衍射峰。此外，从第1磁性层206观察
到L10-FePt（002）衍射峰和FCC-Fe（200）衍射峰的混合峰。从该第1磁性层206观察到
的衍射峰之中，前者的衍射峰相对于后者的混合峰的积分强度比为1.6，可知形成了有序度
高的L10型FePt合金晶体。
且，从第1磁性层206观察到强的L10-FePt（001）衍射峰。此外，从第1磁性层206观察
到L10-FePt（002）衍射峰和FCC-Fe（200）衍射峰的混合峰。从该第1磁性层206观察到
的衍射峰之中，前者的衍射峰相对于后者的混合峰的积分强度比为1.6，可知形成了有序度
高的L10型FePt合金晶体。
[0101] 接着，对于No.2-1~2-12的热辅助磁记录介质，进行了平面TEM观察，对于第1磁性层206，任一介质都是FePt合金的晶粒被TiO2包围的粒状结构。另外，FePt合金的晶粒
的平均粒径为5~6nm左右。
的平均粒径为5~6nm左右。
[0102] 此外，对于No.2-1~2-12的热辅助磁记录介质，进行了截面TEM观察，对于第1磁性层206，可知任一介质都采取了FePt合金在相对于基板面垂直的方向上连续生长的柱状
结构。另一方面，对于NO.2-13的热辅助磁记录介质，进行了截面TEM观察，可知第1磁性
层206是由柱状结构的FePt晶体和形成于其上的球状的FePt晶体构成的双层结构。
结构。另一方面，对于NO.2-13的热辅助磁记录介质，进行了截面TEM观察，可知第1磁性
层206是由柱状结构的FePt晶体和形成于其上的球状的FePt晶体构成的双层结构。
[0103] 另外，从用于第2磁性层207中的合金没有观察到明显的格子晶格条纹。由此，可知本实施例中使用的第2磁性层207全都是非晶结构。
[0104] 接着，对于No.2-1~2-13的热辅助磁记录介质，测定从280℃加热到360℃时的矫顽力（Hc）和矫顽力分散（ΔHc/Hc），估算Hc变为5kOe时的温度下的ΔHc/Hc。将其结果示
于表1。
于表1。
[0105] 如表1所示，应用本发明制作的NO.2-1~2-12的热辅助磁记录介质，与作为比较例制作的NO.2-13的热辅助磁记录介质相比，Hc为5kOe时的ΔHc/Hc低0.3~0.6左右。认
为其原因是如上述那样，在NO.2-13的热辅助磁记录介质中，第1磁性层206是由柱状结构
的FePt晶体和形成于其上的球状的FePt晶体构成的双层结构，与此相对，在NO.2-1~2-12
的热辅助磁记录介质中，第1磁性层是FePt合金在相对于基板面垂直的方向上连续生长的
柱状结构。
为其原因是如上述那样，在NO.2-13的热辅助磁记录介质中，第1磁性层206是由柱状结构
的FePt晶体和形成于其上的球状的FePt晶体构成的双层结构，与此相对，在NO.2-1~2-12
的热辅助磁记录介质中，第1磁性层是FePt合金在相对于基板面垂直的方向上连续生长的
柱状结构。
[0106] 由以上明确了，在本发明中，通过使第1磁性层206中的TiO2的含有率阶段性地降低，可以使第1磁性层206采取在沿相对于基板面垂直的方向上连续生长的柱状结构，由
此能够降低矫顽力分散。
此能够降低矫顽力分散。
[0107] 另外，对于ΔHc/Hc，通过使第2磁性层207的厚度增加，或者使饱和磁通密度（Bs）增加，能够进一步降低。但是，在任一情况下，由于第1磁性层206中的FePt晶粒间的
交换耦合增大，介质噪声增大，因此对于第2磁性层207的层厚和Bs，需要进行设计以使得
抑制这样的介质噪声的增加。
交换耦合增大，介质噪声增大，因此对于第2磁性层207的层厚和Bs，需要进行设计以使得
抑制这样的介质噪声的增加。
[0108] 再者，作为第2磁性层207，除了上述以外，可以使用FeNi、FeCr、FeV、FePt等的BCC或FCC合金等。
[0109] （第3实施例）
[0110] 将第3实施例中制作的热辅助磁记录介质的层构成的一例示于图17。
[0111] 在第3实施例中制作热辅助磁记录介质时，在玻璃基板301上依次形成了层厚为10nm的由Co-50原子%Ti合金构成的基底层302、层厚为200nm的由Cu构成的热沉层303、
介由Ru相互反铁磁性耦合了的由CoFeTaZrB合金构成的层厚为15nm的软磁性基底层304、
和层厚为10nm的由Pd构成的基底层305。其后，将玻璃基板301加热到350℃，在其上依
次形成层厚为13nm的第1磁性层306、层厚为5nm的由Fe-27原子%Co-10原子%Ta合金构
成的第2磁性层307、和层厚为3nm的由碳（C）构成的保护层308。
介由Ru相互反铁磁性耦合了的由CoFeTaZrB合金构成的层厚为15nm的软磁性基底层304、
和层厚为10nm的由Pd构成的基底层305。其后，将玻璃基板301加热到350℃，在其上依
次形成层厚为13nm的第1磁性层306、层厚为5nm的由Fe-27原子%Co-10原子%Ta合金构
成的第2磁性层307、和层厚为3nm的由碳（C）构成的保护层308。
[0112] 另外，在第1磁性层306中，在形成了层厚为5nm的（Co-50原子%Pt）-20摩尔%SiO2层后，连续地形成了层厚为2nm的（Co-50原子%Pt）-15摩尔%SiO2层、层厚为2nm的（Co-50
原子%Pt）-10摩尔%SiO2层、层厚为2nm的（Co-50原子%Pt）-5摩尔%SiO2层、层厚为2nm
的Co-50原子%Pt层。
原子%Pt）-10摩尔%SiO2层、层厚为2nm的（Co-50原子%Pt）-5摩尔%SiO2层、层厚为2nm
的Co-50原子%Pt层。
[0113] 再者，上述各层使用SiO2含有率不同的CoPt-SiO2复合钯，在不同的成膜室中形成。在本实施例中，将上述5层结构的CoPt-SiO2多层膜看作为第1磁性层306。
[0114] 另外，作为比较例，制作了第1磁性层306使用了层厚为13nm的（Co-50原子%Pt）-20摩尔%SiO2的单层膜的热辅助磁记录介质（NO.3-2）和使用了层厚为13nm的
（Co-50原子%Pt）-5摩尔%SiO2的单层膜的热辅助磁记录介质（NO.3-3）。除了第1磁性层
306不同以外，上述比较例介质的层构成、成膜工艺与实施例介质（NO.3-1）相同。
（Co-50原子%Pt）-5摩尔%SiO2的单层膜的热辅助磁记录介质（NO.3-3）。除了第1磁性层
306不同以外，上述比较例介质的层构成、成膜工艺与实施例介质（NO.3-1）相同。
[0115] 表2
[0116]
[0117] 对于NO.3-1~3-3的热辅助磁记录介质，进行了X射线衍射测定，任一介质都从第1磁性层306观察到L11-CoPt（111)衍射峰和L11-CoPt（333）衍射峰。由此明确了，CoPt
合金采取了良好的L11有序结构。
合金采取了良好的L11有序结构。
[0118] 另外，对于NO.3-1~3-3的热辅助磁记录介质，测定从280℃加热到360℃时的矫顽力（Hc）和矫顽力分散（ΔHc/Hc），估算Hc变为5kOe时的温度下的ΔHc/Hc。此外，在Hc
变为5kOe时的温度下测定了动态矫顽力Hc0。在此，Hc0从Hc的磁场施加速度依赖性利用
Sharrock式算出。一般地，Hc/Hc0表示磁性粒子间的交换耦合的强度，交换耦合越强就越
低。表2表示NO.3-1~3-3的热辅助磁记录介质的ΔHc/Hc和Hc/Hc0。
变为5kOe时的温度下测定了动态矫顽力Hc0。在此，Hc0从Hc的磁场施加速度依赖性利用
Sharrock式算出。一般地，Hc/Hc0表示磁性粒子间的交换耦合的强度，交换耦合越强就越
低。表2表示NO.3-1~3-3的热辅助磁记录介质的ΔHc/Hc和Hc/Hc0。
[0119] 如表2所示，应用本发明制作的NO.3-1的热辅助磁记录介质，ΔHc/Hc为0.37。另外，Hc/Hc0也比较高，为0.32，可知降低了交换耦合。
[0120] 与此相对，NO.3-2的热辅助磁记录介质，虽然Hc/Hc0为与NO.3-1的热辅助磁记录介质大致相同的程度，但ΔHc/Hc为1.01、显著地高。这显示出在NO.3-2的热辅助磁记录
介质中，虽然磁性粒子间的交换耦合与NO.3-1的热辅助磁记录介质相同程度地低，但矫顽
力分散显著大。
介质中，虽然磁性粒子间的交换耦合与NO.3-1的热辅助磁记录介质相同程度地低，但矫顽
力分散显著大。
[0121] 另一方面，NO.3-3的热辅助磁记录介质，虽然ΔHc/Hc降低到与NO.3-1的热辅助磁记录介质大致相同的程度，但Hc/Hc0为0.15、显著地低。这显示出虽然通过降低SiO（晶2
界偏析材料）的添加量，矫顽力分散变小，但是磁性粒子间的交换耦合显著地变强。因此，
当仅单单减少晶界偏析材料时，不使磁性粒子间的交换耦合增大而降低矫顽力分散是困难
的。
界偏析材料）的添加量，矫顽力分散变小，但是磁性粒子间的交换耦合显著地变强。因此，
当仅单单减少晶界偏析材料时，不使磁性粒子间的交换耦合增大而降低矫顽力分散是困难
的。
[0122] 由以上明确了，为了不使磁性粒子间的交换耦合增大且降低矫顽力分散，如本发明那样，使第1磁性层306中的晶界偏析材料的含有率从玻璃基板301侧朝向第2磁性层
307侧减少是有效的。
307侧减少是有效的。
[0123] 再者，作为第2磁性层307，除了上述FeCoTa合金以外，也可以使用具有HCP结构的CoCr合金、CoCrPt合金、CoCrPtTa合金、CoCrPtB合金等。
[0124] （实施例4）
[0125] 在实施例4中，对上述第1~第3实施例中制作的热辅助磁记录介质的表面涂布了全氟聚醚系的润滑剂后，装入图18所示的磁记录再生装置中。该磁记录再生装置，由热辅
助磁记录介质501、用于使热辅助磁记录介质旋转的介质驱动部502、针对热辅助磁记录介
质501进行记录动作和再生动作的磁头503、用于使磁头503相对于热辅助磁记录介质501
相对移动的磁头驱动部504、和用于进行向磁头503的信号输入和从磁头503输出的信号的
再生的记录再生信号处理系统505概略构成。再者，在上述磁记录再生装置中，虽然图18
中没有图示，但配置有发生激光的激光发生装置和将发生的激光传递到磁头503的波导。
助磁记录介质501、用于使热辅助磁记录介质旋转的介质驱动部502、针对热辅助磁记录介
质501进行记录动作和再生动作的磁头503、用于使磁头503相对于热辅助磁记录介质501
相对移动的磁头驱动部504、和用于进行向磁头503的信号输入和从磁头503输出的信号的
再生的记录再生信号处理系统505概略构成。再者，在上述磁记录再生装置中，虽然图18
中没有图示，但配置有发生激光的激光发生装置和将发生的激光传递到磁头503的波导。
[0126] 另外，将装入到上述磁记录再生装置中的磁头503的结构模式地示于图19。该磁头503具备记录磁头601和再生磁头602，记录磁头601由主磁极603、辅助磁极604和夹在
两者之间的PSIM（平面固体浸没镜；Planar Solid Immersion Mirror）605构成。PSIM605
可以使用例如「Jpn.,J.Appl.Phys.,vol45,no.2B,pp1314-1320(2006)」中所记载的结构的
PSIM。记录磁头601将波长为440nm的激光L从半导体激光器等的激光光源607照射到
PSIM605的光栅（Grating）部606，一边利用从PSIM605的前端部发生的近场光NL加热磁
记录介质501一边进行记录。另一方面，再生磁头602由利用上部屏蔽件608与下部屏蔽
件609夹着的TMR元件610构成。
两者之间的PSIM（平面固体浸没镜；Planar Solid Immersion Mirror）605构成。PSIM605
可以使用例如「Jpn.,J.Appl.Phys.,vol45,no.2B,pp1314-1320(2006)」中所记载的结构的
PSIM。记录磁头601将波长为440nm的激光L从半导体激光器等的激光光源607照射到
PSIM605的光栅（Grating）部606，一边利用从PSIM605的前端部发生的近场光NL加热磁
记录介质501一边进行记录。另一方面，再生磁头602由利用上部屏蔽件608与下部屏蔽
件609夹着的TMR元件610构成。
[0127] 利用上述磁头503，加热热辅助磁记录介质501，以21800kFCI（kilo Flux changesper Inch）的线记录密度记录，测定了电磁转换特性，得到了15dB以上的高的介质SN比和
良好的重写特性。
良好的重写特性。
[0128] 附图标记说明
[0129] 101...玻璃基板
[0130] 102...基底层
[0131] 103...软磁性基底层
[0132] 104...基底层
[0133] 105...基底层
[0134] 106...第1磁性层
[0135] 107...第2磁性层
[0136] 108...保护层
[0137] 201...玻璃基板
[0138] 202...基底层
[0139] 203...基底层
[0140] 204...热沉层
[0141] 205...基底层
[0142] 206...第1磁性层
[0143] 207...第2磁性层
[0144] 208...保护层
[0145] 301...玻璃基板
[0146] 302...基底层
[0147] 303...热沉层
[0148] 304...软磁性基底层
[0149] 305...基底层
[0150] 306...第1磁性层
[0151] 307...第2磁性层
[0152] 308...保护层
[0153] 501...热辅助磁记录介质
[0154] 502...介质驱动部
[0155] 503...磁头
[0156] 504...磁头驱动部
[0157] 505...记录再生信号处理系统
[0158] 601...记录磁头
[0159] 602...再生磁头
[0160] 603...主磁极
[0161] 604...辅助磁极
[0162] 605...PSIM（Planar Solid Immersion Mirror）
[0163] 606...光栅部
[0164] 607...激光光源
[0165] 608...上部屏蔽件
[0166] 609...下部屏蔽件
[0167] 610...TMR元件
[0168] L...激光
[0169] NL...近场光
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