JP7535261B2 - 希土類化合物及びこれを用いた磁気記録媒体並びにこれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、希土類化合物及びこれを用いた磁気記録媒体並びにこれらの製造方法に関する。

クラウドコンピューティングや家電製品のデジタル化などにより、世界で取り扱われる情報量は爆発的に増加している。これらデータを格納するデバイスとして最も重要なのが、ハードディスクドライブ（ＨＤＤ）である。ＨＤＤは、安価・大容量・不揮発という長所を兼ね備えているので、当分の間大容量データのストレージデバイスとして使われると考えられている。

ＨＤＤの中で情報を記録する部分を磁気記録媒体と呼ぶが、現在使われている媒体は約８ｎｍのサイズのＣｏＣｒＰｔ合金微粒子がＳｉＯ_２の非磁性マトリックス中に均一に分散したような微細組織を持っている。現在の記録密度は約１．５Ｔｂｉｔ／ｉｎ^２であるが、４Ｔｂｉｔ／ｉｎ^２を超える密度を実現することが期待されている。媒体の高密度化には、ＣｏＣｒＰｔ合金の更なる微粒子化が必要である。しかし、ＣｏＣｒＰｔ合金の磁気異方性は小さく、４Ｔｂｉｔ／ｉｎ^２を実現するのに必要とされる５ｎｍ以下のサイズでは熱エネルギーによる確率的な磁化反転が起こる（Ｋ_ｕＶ≦ｋ_ＢＴ，Ｋ_ｕＶは強磁性微粒子の異方性エネルギー、ｋ_ＢＴは熱エネルギー）ため、熱擾乱の問題が生じる。これを克服するには、Ｋ_ｕの大きな材料を媒体に使う必要がある。

そのような材料として注目されているのがＬ１_０の規則構造を持つＦｅＰｔである。ＦｅＰｔは、７×１０^７ｅｒｇ／ｃｃと、ＣｏＣｒＰｔ合金よりも一桁高い磁気異方性を持つので、４ｎｍまでサイズを低減することが可能である。しかし、微粒子サイズを小さくすると同時に、磁化反転磁場が３Ｔ以上の大きな値になり、書き込み用の磁気ヘッドが生成できる磁場（約１．５Ｔ）を上回り、現行の記録方式では書き込みができない。この問題を解決する新しい磁気記録方式として、書き込みの時のみ局所的に媒体をキュリー点（強磁性が消滅する温度）まで温度を上げ、書き込みを行うという熱アシスト磁気記録（Heat Assisted Magnetic Recording，ＨＡＭＲ）が提案されている。ＦｅＰｔはＨＡＭＲ媒体として着目されており、現在までにＳｅａｇａｔｅ社により１．５Ｔｂｉｔ／ｉｎ^２の記録密度がデモンストレーションされた例がある。

Y. Hirayama, et al., Scr. Mater. 138 (2017) 62-65. D. Ogawa et al., Scr. Mater. 164 (2019) 140.

早期の実用化が期待されるＨＡＭＲではあるが、媒体の温度を局所的にキュリー点付近（～７００Ｋ）にまで上げる動作を繰り返すために、信頼性に問題がある。そのため、キュリー点が低くかつ高い磁気異方性を示す媒体材料の開発が急務となっている。

そこで、本発明は、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２化合物に代表されるＴｈＭｎ_１２型構造を有する希土類化合物を用いて、磁気記録媒体に適用可能な磁気特性を有する新規な化合物とこれを用いた磁気記録媒体、並びにそれらの製造方法を提供することを課題とする。

ＴｈＭｎ_１２型構造を有するＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２化合物は、Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石を超える永久磁石の候補材料として期待されている。例えば、非特許文献１では、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２化合物は、飽和磁化が１．７８Ｔ、異方性磁場が１２Ｔ、キュリー温度が８５９Ｋを有し、いずれもＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂを上回る値であることが報告されている。また、非特許文献２では、Ｃｕ－ＧａやＭｇ－Ｚｎなどの低融点の共晶合金をＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２粒界に拡散させることにより、０．８７Ｔの保磁力が得られたことが報告されている。

本発明者らは、鋭意検討を行なった結果、ＴｈＭｎ_１２型構造を有する希土類化合物の組成に所定量のホウ素（Ｂ）を含有させることにより、上記課題を解決し得ることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明は、以下の［１］～［１０］を要旨とする。

［１］ 全体組成が、式１：（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｒ^２ _ｘ）_ａＴ_ｂＭ_ｃ（上記式中、Ｒ^１は、Ｓｍ、Ｐｍ、Ｅｒ、Ｔｍ、及び、Ｙｂからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、Ｒ^２は、Ｚｒ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、及び、Ｌｕからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、ＴはＦｅ、Ｃｏ、及び、Ｎｉからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、Ｍはホウ素であり、ｘは、０～０．５の数であり、ａは６．０～１３．７原子％の数であり、ｃは０原子％より大きく、１２原子％以下の数であり、ｂは、１００－ａ－ｃ原子％で表される数である。）で表され、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相を主相とし、前記主相間に存在するアモルファスの粒界相を有する希土類化合物。
［２］ 前記主相中のホウ素の含有量と前記粒界相中のホウ素の含有量の差の絶対値が、１．０原子％以上である［１］に記載の希土類化合物。
［３］ 前記Ｒ^１が、少なくともＳｍを含む、［１］又は［２］に記載の希土類化合物。
［４］ 実質的にＴｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、及び、Ｗのいずれも含有しない［１］～［３］のいずれかに記載の希土類化合物。
［５］ 前記ＴがＦｅ、及び、Ｃｏである、［１］～［４］のいずれかに記載の希土類化合物。
［６］ 所定の方向に沿って、結晶方位、及び、磁化容易軸からなる群より選択される少なくとも一方が優先配向している［１］～［５］のいずれかに記載の希土類化合物。
希土類化合物
［７］ 前記ａが、６．０～１０．０原子％である、［１］～［６］のいずれかに記載の希土類化合物。
［８］ 磁性層に［１］～［７］のいずれかに記載の希土類化合物を用いた磁気記録媒体。
［９］ 前記磁性層の結晶方位が、[001]方向に優先配向している［８］に記載の磁気記録媒体。
［１０］ 基板上に［１］～［７］のいずれかに記載の希土類化合物を含有する磁性層をスパッタリング法によって製造する方法であって、前記基板を２５０～４００℃に加熱して、前記希土類化合物を構成する元素（Ｒ^１、Ｒ^２、Ｔ、及び、Ｍ）を含むターゲットをスパッタした後、前記基板加熱温度未満の温度で冷却する方法。

本発明によれば、ＴｈＭｎ_１２型構造を有する希土類化合物の組成に所定量のホウ素（Ｂ）を含有させることにより、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相を主相とし、当該結晶相間にアモルファスの粒界相が存在するグラニュラー構造を形成することができる。
このため、本発明によれば、優れた保磁力を有する希土類化合物を提供することができ、この希土類化合物を、キュリー点が低くかつ高い磁気異方性を示す媒体材料として、磁気記録媒体の磁性層に用いることができる。
また、本発明によれば、この希土類化合物を含有する磁性層をスパッタリング法によって簡便に製造することができる。

本発明の実施形態に係る磁気記録媒体の層構造を示す模式図である。 膜の厚みが１００ｎｍである例１及び例２の薄膜の、面内（Ｉｎ－Ｐｌａｎｅ（ＩＰ））及び面直（Ｏｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ（ＯＯＰ））方向の磁化曲線である。 例１及び例２の薄膜の、面内及び断面のＢＦ－ＴＥＭ像である；（ａ）例１、（ｂ）例２。 例１及び例２の薄膜のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像である；（ａ）及び（ｂ）例１、（ｃ）及び（ｄ）例２。 例１及び例２の薄膜の、面内及び断面のＳＴＥＭ－ＥＤＳ像である；（ａ）例１、（ｂ）例２。 （ａ）、（ｂ）例１の膜の３ＤＡＰによる分析結果である。 （ａ）、（ｂ）例２の膜の３ＤＡＰによる分析結果である。 例１及び例２の薄膜の微細構造を示す模式図である。 例３（ａ）、及び、（ｂ）～（ｅ）のＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ膜の面外（Ｏｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ）ＸＲＤパターンである。 例３（ａ）、及び、（ｆ）～（ｉ）のＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ膜のＯｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤパターンである。 例３（ａ）、及び、（ｂ）～（ｅ）の膜の、面内及び面直方向の磁化曲線である。 例３（ａ）、及び、（ｆ）～（ｉ）の膜の、面内及び面直方向の磁化曲線である。 例３（ｃ）～（ｉ）の膜の磁気特性を示す図である；（ａ）飽和磁化（Ｍ_ｓ）、（ｂ）保磁力（Ｈ_ｃ）、（ｃ）ゼロ磁場での残留磁化比（Ｍ_ｒ／Ｍ_ｓ）、（ｄ）垂直異方性（Ｋ_ｕ）。 膜の厚みを２０ｎｍから２００ｎｍまで変化させた例４、例７～１０及び例１２の薄膜のＯｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤパターンである。 膜の厚み（ｔ_ＳＦＣ）を変化させた例４～１２の薄膜の格子定数ａ、ｃ、及び、ｃ／ａの変化である。 膜の厚みを変化させた例４、例７～１０及び例１２の薄膜の磁化曲線である。 Ｂの含有量を一定とした薄膜の磁化（Ｍ_ｓ）、ゼロ磁場での残留磁化比（Ｍ_ｒ／Ｍ_ｓ）、保磁力（Ｈ_ｃ）、垂直異方性（Ｋ_ｕ）の膜の厚み（ｔ_ＳＦＣ）に対する依存性である。 保磁力の温度依存性である。 膜の厚みを５０ｎｍとした例１３及び例１５～２１のＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ膜のＯｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤパターンである。 膜の厚みを一定とした例１３～１８及び例２１の薄膜の格子定数ａ、ｃ、及び、ｃ／ａ（縦軸）と、Ｂの含有量（横軸）との関係である。 膜の厚みを一定としてＢの含有量を変化させた例１３及び例１５～２１の薄膜の、面内及び面直方向の磁化曲線である。 膜の厚みを一定とした薄膜の磁化（Ｍ_ｓ）、ゼロ磁場での残留磁化比（Ｍ_ｒ／Ｍ_ｓ）、保磁力（Ｈ_ｃ）、及び、垂直異方性（Ｋ_ｕ）のＢの含有量への依存性である。

以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。
以下に記載する構成要件の説明は、本発明の代表的な実施形態に基づいてなされることがあるが、本発明はそのような実施形態に制限されるものではない。
なお、本明細書において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に断らない限り「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含有する範囲を意味する。

［希土類化合物］
本発明の実施形態に係る希土類化合物（以下、「本実施形態の希土類化合物」ともいう。）は、全体組成が、式１：（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｒ^２ _ｘ）_ａＴ_ｂＭ_ｃで表され、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相を主相とし、前記主相間に存在するアモルファスの粒界相を有する。
ここで、上記式中、Ｒ^１は、Ｓｍ、Ｐｍ、Ｅｒ、Ｔｍ、及び、Ｙｂからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、Ｒ^２は、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、及び、Ｌｕからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、ＴはＦｅ、Ｃｏ、及び、Ｎｉからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、Ｍはホウ素であり、ｘは、０～０．５の数であり（０≦ｘ≦０．５）、ａは６．０～１３．７原子％の数であり（６．０≦ａ≦１３．７）、ｃは０原子％より大きく、１２原子％以下の数であり（０＜ｃ≦１２）、ｂは、１００－ａ－ｃ原子％で表される数である。

以下、本実施形態の希土類化合物の構成について詳述する。

〔全体組成〕
本実施形態の希土類化合物の全体組成は、（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｒ^２ _ｘ）_ａＴ_ｂＭ_ｃで表される。
本明細書において、「全体組成」は、ＩＣＰ発光分光分析装置（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｃｏｕｐｌｅｄ ｐｌａｓｍａ ｏｐｔｉｃａｌ ｅｍｉｓｓｉｏｎ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ ； ＩＣＰ－ＯＥＳ）により求められ、その測定方法は後述する実施例に記載したとおりである。

・全体組成中のＲ^１
式１中、Ｒ^１は、Ｓｍ（サマリウム）、Ｐｍ（プロメチウム）、Ｅｒ（エルビウム）、Ｔｍ（ツリウム）、及び、Ｙｂ（イッテルビウム）からなる群より選択される少なくとも１種の元素（以下、「特定希土類元素」ともいう。）である。Ｒ^１の特定希土類元素は、１種を単独で用いてもよく、２種以上を併用してもよい。

特定希土類元素は、スティーブンス因子を有する希土類元素である。スティーブンス因子とは、希土類元素の内殻にある４ｆ電子の電化密度（形状）に関する物理量である。これが負であると対称軸に対して縮んだ形、正であると球対称から伸びた形になる。４ｆ電子雲は周りのイオンからの結晶場を受けて、その安定方向が決まるため、電子雲の形状は磁気異方性の向きを決定づける。
本実施形態の希土類化合物は、スティーブンス因子が正である元素を含有するため、優れた磁気特性を有する。

なかでも、より優れた本発明の効果を有する希土類化合物が得られる点で、Ｒ^１としては、スティーブンス因子が正であるＳｍ、Ｙｂ、Ｔｍ、及び、Ｐｍからなる群より選択される少なくとも１種が好ましく、Ｓｍ、Ｙｂ、及び、Ｔｍからなる群より選択される少なくとも１種がより好ましく、Ｓｍ、及び、Ｙｂからなる群より選択される少なくとも１種が更に好ましい。

なかでも、Ｓｍは、スティーブンス因子が正で、基底状態では後述するＴで表される原子と強磁性的な結合をすると推測され、Ｒ^１がＳｍを含有すると、得られる希土類化合物はより優れた本発明の効果を有する。
従って、本実施形態の希土類化合物は、Ｒ^１として、少なくともＳｍを含有することが好ましい。

・全体組成中のＲ^２
式１中、Ｒ^２は、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｐｒ（プラセオジム）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｅｕ（ユウロピウム）、Ｇｄ（ガドリニウム）、Ｔｂ（テルビウム）、Ｄｙ（ジスプロシウム）、Ｈｏ（ホルミウム）、及び、Ｌｕ（ルテチウム）からなる群より選択される少なくとも１種（以下、「特定元素」ともいう。）である。Ｒ^２の特定元素は、１種を単独で用いてもよく、２種以上を併用してもよい。

Ｒ^２は本実施形態の希土類化合物が有するＴｈＭｎ_１２型の結晶相の安定化に寄与する成分である。
このうち、Ｙ、及び、Ｃｅ（中でも、Ｃｅ（ＩＶ）が好ましい。）は、それ自体は磁性を有さない元素であるものの、希土類化合物がＲ^２として上記を含有することによって、得られる希土類化合物は優れた安定性を有する。

Ｇｄ、及び、Ｚｒは、得られる希土類化合物の安定性をより向上させる機能を有し、特に、Ｒ^１がＳｍを含有する場合に、その効果がより顕著である。すなわち、本実施形態の希土類化合物が、Ｒ^１として少なくともＳｍを含有する場合、本実施形態の希土類化合物は、Ｒ^２として、Ｇｄ、及び、Ｚｒからなる群より選択される少なくとも１種の特定元素を含有することが好ましい。

Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、及び、Ｌｕは、スティーブンス因子が負、又は、ゼロであり、本実施形態の希土類化合物が有するＴｈＭｎ_１２型の結晶相の安定化に寄与する。一方で、Ｒ^２元素は、Ｒ^１元素に由来する磁気異方性を弱める作用もまた有するため、結晶相の安定性と、磁気特性の両面から、その含有量を調整することが好ましい。

具体的には、本実施形態の希土類化合物におけるＲ^１、及び、Ｒ^２の含有量の合計に対するＲ^２の原子％（ａｔ％）基準の含有量の比（式中ｘで表される数）は０．５以下であり、０．４以下が好ましく、０．３以下が更に好ましい。
なお、下限としては特に制限されないが、本実施形態の希土類化合物は、Ｒ^２を含有していなくてもよい。すなわち、本実施形態の希土類化合物においては、０≦ｘ≦０．５であり、０≦ｘ≦０．４が好ましく、０≦ｘ≦０．３がより好ましい。

全体組成中におけるＲ^１とＲ^２との原子％基準の合計含有量ａは６．０≦ａ≦１３．７である。より優れた本発明の効果を有する希土類化合物が得られる点で、ａとしては、６．０≦ａ≦１０であることが好ましい。

・全体組成中のＴ
式１中、Ｔは、Ｆｅ（鉄）、Ｃｏ（コバルト）、及び、Ｎｉ（ニッケル）からなる群より選択される少なくとも１種の元素である。これらは鉄族元素に分類され、常温、及び、常圧において、強磁性を示す点で共通の性質を有する。従って、ＴとしてのＦｅ、Ｃｏ、及び、Ｎｉは互いに置換可能であり、Ｔとしては上記鉄族元素を単独で用いてもよく、２種以上を併用してもよい。
全体組成中のＴの含有量としては、上述したａ、及び、後述するｃとの関係で１００－ａ－ｃを満足すれば特に制限されないが、一般に５０～９５原子％が好ましく、６０～８５原子％がより好ましい。

Ｔとしては、より優れた本発明の効果を有する希土類化合物が得られる点で、Ｆｅ、及び、Ｃｏからなる群より選択される少なくとも１種の元素を含むことが好ましく、Ｆｅ、及び、Ｃｏを併用することが好ましい。
ＴとしてＣｏを含有する場合、希土類化合物の磁化がより向上し、キュリー温度がより上昇する。言い換えると、本実施形態の希土類化合物では、ＴとしてのＣｏの含有量を調整することによって、磁気特性を損なわずにキュリー点を制御することができる。

Ｔは、Ｆｅ、及び、Ｃｏであることが好ましい。すなわち、本実施形態の希土類化合物の全体組成としては、式２：（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｒ^２ _ｘ）_ａ（Ｆｅ_pＣｏ_１－p）_ｂＭ_ｃで表されることが好ましい。このとき、ｐは、０．５～１．０の数である。
なかでも、より優れた本発明の効果を有する希土類化合物が得られる点で、本実施形態の希土類化合物の全体組成としては、式３：（Ｓｍ_１－ｘＲ^２ _ｘ）_ａ（Ｆｅ_ｐＣｏ_１－ｐ）_ｂＭ_ｃで表されることがより好ましい。このとき、ｐは、０．５～１．０の数であり、好ましくは、０．９～１．０の数である。

・全体組成中のＭ
Ｍはホウ素（ホウ素元素、Ｂ）である。全体組成中のホウ素の含有量としては、０原子％より大きく、１２原子％以下が好ましい。

従来、ホウ素のような軽元素を１－１２相（ＴｈＭｎ_１２型の結晶相）に添加することによれば、磁気異方性が面内に変化するために得られる希土類化合物の保磁力が低下してしまうと考えられてきた。
しかし、本発明者らは上記のような技術常識にとらわれずに、様々な元素の可能性を多面的な視点で検討してきた。その努力の結果、所定量のホウ素を含有する式１で表される全体組成を有する希土類化合物であれば、優れた保磁力を有することを見出し、本発明を完成させた。

更に、本実施形態の希土類化合物は、驚くべきことに、後述する実施例で示すように、構造中に、１－１２相のほかにα－Ｆｅ（α－（Ｆｅ，Ｃｏ））相等の結晶相を有するにもかかわらず、優れた保磁力を有している。一般に、１－１２相を主相とする希土類化合物の構造中に、上記他の結晶相が混在することは、保磁力を低減させたり、減磁曲線の角形性を低下させたりする原因となり得ると考えられてきたが、本発明者らの鋭意の検討によって、本実施形態の希土類化合物については、上記他の結晶相が含有されている場合であっても、当業者の予想し得ない特に優れた特性を有することが明らかにされた。

結晶相として１－１２相のほかにα－Ｆｅ（α－（Ｆｅ，Ｃｏ））相等を有する場合でも優れた保磁力が発揮される理由は必ずしも明らかではないが、後述する実施例で示す構造解析の結果から、本発明者らは以下の通り推測している。すなわち、ホウ素を添加することにより１－１２相を主相とする結晶相の粒界にホウ素濃度が高いアモルファス相（Ｂ濃化相）が形成され、α－Ｆｅ（α－（Ｆｅ，Ｃｏ））相等の軟磁性相が形成されても、当該アモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）に含まれる非磁性のホウ素化合物により磁壁の移動が制限されたため、あるいは当該アモルファス相と主相間の磁壁エネルギー差が急峻なため保磁力が増加したと考えられる。

また、上記アモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）による保磁力の向上効果をより確実に得る観点から、主相（１－１２相）中のホウ素の含有量と当該アモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）中のホウ素の含有量の差の絶対値は、１．０原子％以上であることが好ましい。また、当該ホウ素の含有量の差の絶対値は、全体組成中のホウ素の含有量に応じてより大きい値であってもよく、例えば、１．５原子％以上であってもよく、２．０原子％以上であってもよく、３．０原子％以上であってもよく、４．０原子％以上であってもよく、５．０原子％以上であってもよく、７．５原子％以上であってもよく、１０原子％以上であってもよい。

より具体的には、主相（１－１２相）中のホウ素の含有量は０原子％超である。従って、上記アモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）中のホウ素の含有量は、１．０原子％超であることが好ましい。また、上記アモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）中のホウ素の含有量は、１．５原子％以上であってもよく、２．０原子％以上であってもよく、３．０原子％以上であってもよく、４．０原子％以上であってもよく、５．０原子％以上であってもよく、７．５原子％以上であってもよく、１０原子％以上であってもよい。

主相（１－１２相）中のホウ素の含有量の上限としては、全体組成中のホウ素の含有量（原子％）を基準として、その半分の値から１．０を除算して得た値未満の値であることが好ましい。例えば、本実施形態の希土類化合物の全体組成中のホウ素の含有量が１２原子％である態様では、主相（１－１２相）中のホウ素の含有量は、５．０原子％未満が好ましく、４．０原子％以下がより好ましく、３．０原子％以下が更に好ましく、２．０原子％以下が特に好ましく、１．０原子％以下が最も好ましく、０．５原子％以下がより最も好ましい。

上記アモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）中のホウ素の含有量は、全体組成中のホウ素の含有量（原子％）を基準として、その半分の値以上の値であることが好ましい。例えば、本実施形態の希土類化合物の全体組成中のホウ素の含有量が１２原子％である態様では、上記アモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）中のホウ素の含有量は、６．０原子％以上が好ましく、６．５原子％以上がより好ましく、７．０原子％以上が更に好ましく、８．０原子％以上が特に好ましく、９．０原子％以上が最も好ましく、１０原子％以上がより最も好ましく、１０．５原子％以上が更に最も好ましい。なお、上記アモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）中のホウ素の含有量の上限としては特に制限されず、全体組成中のホウ素の含有量によって変動し得ることが理解されるべきである。

また、より優れた本発明の効果を有する希土類化合物が得られる点で、本実施形態の希土類化合物は、Ｔｉ（チタン）、Ｖ（バナジウム）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、及び、Ｗ（タングステン）（以下、「除外元素」ともいう。）のいずれをも実質的に含有しないことが好ましい。上記除外元素を実質的に含有しない希土類化合物は、より優れた最大磁気エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘおよび保磁力を有する。

なお、本明細書において、実質的に含有しないとは、ＩＣＰ－ＯＥＳ分析によって主相中に含まれる元素を分析した場合に、除外元素の含有量が、全原子中の０．１原子％以下であることを意味し、０．０１原子％以下であることがより好ましく、０．００１原子％以下であることが更に好ましい、
なお、上記主相が２種以上の除外元素を含有する場合、上記２種以上の除外元素の合計が上記数値範囲内であることが好ましい。

本実施形態の希土類化合物は、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相を有していれば他の結晶相を有していてもよい。他の結晶相としては特に制限されないが、例えば、全体組成がＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂで表される場合、α－Ｆｅ、α－（Ｆｅ，Ｃｏ）、Ｓｍ（ＦｅＣｏ）_７、及び、Ｓｍ_２（ＦｅＣｏ）_１７相等が挙げられる。
より優れた本発明の効果が得られやすい点で、本実施形態の希土類化合物は、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相を主相とし、α－Ｆｅ、α－（Ｆｅ，Ｃｏ）、Ｓｍ（ＦｅＣｏ）_７、及び、Ｓｍ_２（ＦｅＣｏ）_１７相等を他の結晶相とする構造であることが好ましい。
なお、本明細書において、主相とは希土類化合物のＸ線回折測定において、検出されるピーク強度が最も大きい相を意味する。

本実施形態の希土類化合物において、結晶方位、及び、磁化容易軸の配向状態としては特に制限されないが、最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘがより大きくなりやすい点で、結晶方位、及び、磁化容易軸からなる群より選択される少なくとも一方が、所定の方向に沿って優先配向していることが好ましい。結晶方位、及び、磁化容易軸からなる群より選択される少なくとも一方が所定の方向に沿って優先配向した希土類化合物を、本明細書においては、磁気異方性を有する希土類化合物ともいう。
すなわち、本実施形態の希土類化合物は、磁気異方性を有する希土類化合物であることが好ましい。

例えば、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相を有する磁性化合物であるＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２は、[001]方向が磁化容易軸であり、上記磁化容易軸が所定の方向に優先配向している場合、より優れた最大エネルギー積（ＢＨ）_ｍａｘが得られる。
本実施形態の希土類化合物は、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相を有しており、この結晶方位、及び／又は、磁化容易軸が所定の方向に優先配向していると、より優れた本発明の効果を有する希土類化合物が得られやすい。

なお、本明細書において、「優先配向」とは、ＸＲＤ（Ｘ－ｒａｙ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）の面内測定（Ｉｎ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤ）、又は、通常の薄膜Ｘ線回折（面外（Ｏｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ）ＸＲＤ）において、検出されるＴｈＭｎ_１２型の結晶相以外の相（第２相）のピーク強度に対する、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相の(00L)からの回折線のピーク強度が、１以上であることを意味し、２以上であることが好ましい。
本実施形態の希土類化合物は、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相以外の相（すでに説明したα－Ｆｅ相等）を有していてもよく、この場合、α－Ｆｅ相に由来するピークは、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相の所定の結晶方位等に由来するピークには含まれない。

〔希土類化合物の用途〕
本実施形態の希土類化合物は、優れた保磁力を有するため、キュリー点が低くかつ高い磁気異方性を示す媒体材料として、磁気記録媒体の磁性層に好ましく用いることができる。

［磁気記録媒体］
図１は、本発明の実施形態に係る磁気記録媒体（以下、「本実施形態の磁気記録媒体」ともいう。）の層構造を示す模式図である。
図１において、本実施形態の磁気記録媒体１０（垂直磁気記録媒体）は、基板２０上に、熱吸収層３０、下地層４０、及び、磁性層５０をこの順に備えている。

基板２０としては、限定されるものではないが、ＭｇＯ単結晶基板、又は、ガラス基板が好ましく用いられる。基板用ガラスとしては、アルミノシリケートガラス、アルミノボロシリケートガラス、ソーダタイムガラス等が挙げられるが、なかでもアルミノシリケートガラスが好適である。また、アモルファスガラス、結晶化ガラスを用いることができる。なお、化学強化したガラスを用いると、剛性が高く好ましい。本実施形態において、基板主表面の表面粗さはＲ_ｍａｘで１０ｎｍ以下、Ｒａで０．３ｎｍ以下であることが好ましい。

熱アシスト磁気記録装置においては、磁気記録媒体への書き込み時にレーザーによって書き込み領域が一時的に６００Ｋ以上の高温になるため、本実施形態の磁気記録媒体においては、基板２０上に熱吸収層３０を設けることが好ましい。熱吸収層３０の材料としては、高熱伝導性の材料を用いることができ、具体的には、Ｔａ、Ｃｕ（ＴａとＣｕの積層膜を含む）、ＮｉＴａ合金のような金属が挙げられる。熱吸収層３０の膜厚は、５０～１００ｎｍ程度の範囲とすることが適当である。熱吸収層３０は、スパッタリング法を用いて形成することができる。

基板２０上、好ましくは熱吸収層３０を設けた基板２０上には、下地層４０（配向制御層）が設けられている。下地層４０は、その上に形成される磁性層５０（垂直磁気記録層）におけるＴｈＭｎ_１２型構造の磁化容易軸の垂直配向性（結晶配向を基板面に対して垂直方向に配向させる）、結晶粒径の均一な微細化、及び、主相（１－１２相）がアモルファス粒界相に囲まれたグラニュラー構造を形成するための粒界偏析、等を好適に制御するために用いられる。

また、本実施形態においては、下地層４０は、上層の磁性層５０の格子ミスマッチによる格子欠陥を低減し、結晶性を改善できる形態が好ましい。すなわち、下地層４０の材料は、磁性層５０の格子定数と同程度であるものがより好ましく、磁性層５０中のＴｈＭｎ_１２型構造の希土類化合物との格子定数ミスマッチが１０％以内であるものが特に好適である。下地層４０が、磁性層５０中の希土類化合物との格子不整合が上記範囲内であることにより、下地層４０による希土類化合物を主成分とする材料からなる磁性層５０の結晶配向性の乱れを抑制し、微細構造を改善する効果が良好に発揮される。

下地層４０の材料は、単結晶であっても多結晶であってもよいが、より優れた本発明の効果を有する磁気記録媒体が得られる点で、単結晶であることが好ましい。単結晶である下地層４０を用いることにより、その上に形成される磁性層５０が、よりエピタキシャル成長しやすく、結果として、より優れた本発明の効果を有する磁気記録媒体が得られる。

具体的には、本実施形態においては、下地層４０として、ＭｇＯ／Ｘ、又は、Ｍｇ－Ｔｉ－Ｏ／Ｘの２層構造を有する膜が好ましく用いられる。ここで、上記Ｘは、Ｐｔ、ＴｉＮ、Ａｇ、Ａｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｎｂ、及び、Ｗからなる群より選択される少なくとも１種の金属又は化合物である。

また、本実施形態においては、下地層４０として、ＣｒＲｕ、Ｐｔ、Ｃｒ、Ｖを用いてもよく、この場合、下地層４０は単層でもよく、複数層からなっていてもよい。複数層の場合、同じ材料の組み合わせはもちろん、異種材料を組み合わせることもできる。その場合、固溶体、共晶（共融混合物）、金属間化合物、及び、これらの混合物のいずれであってもよい。

また、下地層４０の膜厚は、特に制限されないが、磁性層５０の構造制御を行うのに必要最小限の膜厚とすることが望ましく、例えば全体で５～３０ｎｍ程度の範囲とすることが適当である。下地層４０はスパッタリング法を用いて形成することができる。

磁性層５０は、上述した本発明の実施形態に係る希土類化合物を主成分とする材料からなる。磁性層５０は、上記希土類化合物を含有していればよく、その好適形態は上述した通りである。また、本実施形態においては、磁性層５０の結晶方位が、[001]方向に優先配向していることが好ましい。

本実施形態において、磁性層５０はスパッタリング法を用いて形成することができる。以下、スパッタリング法により磁性層５０を形成する形態について詳述する。

スパッタリングを行う際の成膜装置のチャンバ内の圧力としては特に制限されないが、得られる磁性層５０中の意図しない成分の混入をより減少させる観点で、１０^－６Ｐａ以下が好ましく、１０^－８Ｐａ以下がより好ましい。

また、スパッタリング法により基板２０上に熱吸収層３０、下地層４０、及び、磁性層５０を積層する場合、予め基板２０の表面を清浄化することが好ましい。基板２０の表面を清浄化する方法としては特に制限されないが、例えば、基板２０自体をスパッタリングする方法等が挙げられる。上記によれば基板２０上に形成された酸化被膜、及び、有機物等を除去できる。また、基板２０を所定の温度（例えば、６００～８００℃程度）に加熱し、所定時間（例えば、１０～３０分間程度）保持して熱処理を施すことにより、基板２０表面を清浄化してもよい。

スパッタリングの方法としては特に制限されないが、より低圧のＡｒ雰囲気でスパッタリングが可能となるマグネトロン・スパッタリング法が好ましい。ここで、ターゲット材の厚みを調整することで、マグネトロン・スパッタリングの漏れ磁束の低減をより抑制し、スパッタリングをより容易にできる。スパッタリングの電源は、ＤＣ、及び、ＲＦどちらでも使用可能であり、ターゲット材に応じて適宜選択できる。

磁性層５０を形成する際の基板加熱温度（基板２０の加熱温度）、成膜レート、及び、成膜時間としては特に制限されず、必要な磁性層５０の厚みに応じて適宜調整すればよい。成膜レートは、スパッタリングのパワー、及び／又は、時間により調整可能である。
基板加熱温度は、上述した構造を有する本実施形態の磁気記録媒体がより効率的に得られる観点で、２５０～４００℃が好ましく、３００～３５０℃がより好ましい。
また、磁性層５０の成膜（磁性層５０の積層）後、基板加熱温度未満の温度で冷却することが好ましい。これにより、本実施形態の磁気記録媒体の効果をより確実に得ることができる。なお、上記基板加熱温度未満の温度で冷却する際の冷却手段及び冷却時間は特に制限されない。例えば、磁性層５０の成膜後、基板２０の加熱及び冷却を行わずに、自然冷却してもよい。上記自然冷却の場合、基板加熱温度の値や成膜装置のチャンバ内の雰囲気等によって異なるが、例えば、基板加熱温度が３００～３５０℃の条件では、約２０～５０分後に基板２０の温度は約５０～７０℃まで低下する。
また、磁性層５０の成膜後、基板加熱手段の温度を、基板加熱温度未満の温度に設定し、所定時間保持することで基板２０を冷却してもよい。この場合において、基板加熱手段の設定温度は上記基板加熱温度未満の温度であれば任意の温度であってよく、保持時間も任意の時間であってよい。
また、上述した基板加熱手段による冷却と自然冷却を組み合わせてもよい。
さらに、磁性層５０の成膜後、窒素ガス等の冷却媒体を用いて基板２０を冷却してもよく、これにより、より短い製造時間で本実施形態の磁気記録媒体を得ることができる。上記冷却媒体を用いる冷却の場合、冷却媒体の種類や基板加熱温度の値等によって異なるが、例えば窒素ガスを用いた場合、数分～１０分程度で基板２０の温度は２０℃程度まで低下する。
なお、上述した冷却条件について、磁性層５０の成膜時の基板加熱温度と冷却終了時の基板温度（基板２０の温度）との差を冷却時間で除算して得られる平均冷却速度（℃／分）のおおよその目安としては、約３～８５℃／分であってよい。

また、磁性層５０（垂直磁気記録層）の上には、保護層（図示せず）を設けることが好ましい。保護層を設けることにより、磁気記録媒体上を浮上飛行する磁気ヘッドから磁気記録媒体表面を保護することができる。保護層の材料としては、たとえば炭素系保護層が好適である。また、保護層の膜厚は３～７ｎｍ程度が好適である。保護層は、例えばプラズマＣＶＤ法やスパッタリング法で形成することができる。

また、上記保護層の上には、更に潤滑層（図示せず）を設けることが好ましい。潤滑層を設けることにより、磁気ヘッドと磁気記録媒体間の磨耗を抑止でき、磁気記録媒体の耐久性を向上させることができる。潤滑層の材料としては、たとえばパーフロロポリエーテル（ＰＦＰＥ）系化合物が好ましく用いられる。潤滑層は、例えばディップコート法で形成することができる。潤滑層の膜厚は０～１０ｎｍ程度が好適である。

以下、実施例に基づいて本発明を更に詳細に説明する。
以下の実施例に示す材料、使用量、割合、処理内容、処理手順等は、本発明の趣旨を逸脱しない限り適宜変更することができる。従って、本発明の範囲は以下に示す実施例により限定的に解釈されるべきものではない。

〔全体組成がＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂで表される希土類化合物を含有するエピタキシャル薄膜の作製〕
薄膜の作製には、ＤＣマグネトロンスパッタ法を用いた。
０．１６７Ｐａ（１．３０ｍＴｏｒｒ）のＡｒ雰囲気下、超高真空（ＵＨＶ）対応のＤＣマグネトロンスパッタ装置のチャンバ内の圧力を１０^－８Ｐａ以下とし、ＭｇＯ（１００）単結晶基板を７００℃で２０分間熱処理し、表面を清浄化した。その後、３２５℃の基板温度にて、このＭｇＯ（１００）単結晶基板上に、下地層として、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２と格子ミスマッチの小さいＶ（厚み＝２０ｎｍ）を配置した（以下、上記下地層を配置したＭｇＯ（１００）単結晶基板を単に「基板」ともいう。）。
続いて、上記と同じ３２５℃の基板温度にて、Ｓｍ、Ｆｅ、Ｆｅ_５０Ｃｏ_５０、Ｆｅ_８０Ｂ_２０ターゲットを同時にスパッタすることによりＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層を成膜した。更に、酸化防止のためキャップ層としてＶ（厚み＝１０ｎｍ）を堆積した。

なお、予めＤＣマグネトロンスパッタ装置の設定条件と、成膜レートとの関係を段差計を用いて測定し、この結果を用いて、各試料膜におけるホウ素の導入量を成膜レートから見積もった。
すなわち、同じ厚みの膜であっても、成膜レートを制御することでホウ素の導入量を制御でき、成膜レートを一定とすれば、一定のホウ素含有量を有し膜の厚みの異なる試料を成膜することもできる。なお、本発明者らの予備実験によれば、上記の材料、成膜条件、及び、成膜装置を用いて、基板上に５ｎｍ以上の厚みを有するＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層を成膜することができることが確認されている。また、必要に応じて、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層の厚みを５ｎｍ未満とすることも可能である。

ＩＣＰ－ＯＥＳ分析は、以下の手順によって実施した。
まず、試料を石英ビーカーに採取し、硝酸と水との１：１（体積）溶液の５ｍｌ、塩酸と水との１：１（体積）溶液の１０ｍｌ、及び、硫酸と水との１：１（体積）溶液の３ｍｌを加え、１２０℃で３０分間加熱して溶解させ、放冷後１００ｍｌに定容した。この溶液中の各元素の含有量をアジレント社製ＩＣＰ－ＯＥＳ装置「７２０－ＥＳ ＩＣＰ－ＯＥＳ」により測定した。

（例１～例２）
ホウ素（Ｂ）の導入（目標）量を０体積％から１．５体積％まで変化させて、基板上に１００ｎｍの厚みを有するＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ膜を作製した。以下では、Ｂの含有量が０体積％である試料（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２膜；例１）、及び、Ｂの含有量が０．５体積％である試料（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ_０．５膜；例２）の特性について説明する。

図２（ａ）及び（ｂ）には、それぞれ、膜の厚みが１００ｎｍである例１及び例２の薄膜の、面内（Ｉｎ－Ｐｌａｎｅ（ＩＰ））及び面直（Ｏｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ（ＯＯＰ））方向の磁化曲線を示した。磁気特性の測定には、超伝導量子干渉磁束計（ＳＱＵＩＤ）を用い、室温下で±７Ｔ（７０ｋＯｅ）の範囲で磁場を印加した。後述する図１１、図１２、図１６、図２１についても同様である。

図２（ａ）によれば、Ｂが０体積％である例１の膜は強い垂直異方性を示している。保磁力は０．１Ｔであり、ゼロ磁場での残留磁化は０．２Ｔであった。
図２（ｂ）によれば、Ｂが０．５体積％である例２の膜は、例１の膜に匹敵する強い垂直異方性を示し、例１の膜を有意に上回る１．２Ｔの保磁力を示した。また、ゼロ磁場での残留磁化は１．５０Ｔであった。加えて、３００～５００Ｋ（２７～２２７℃）の温度範囲における例２の膜の保磁力の温度係数（β）は、－０．２２％／℃と計算された。従来報告されている異方性Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石の保磁力の温度係数（β）は約－０．４～－０．６％／℃であるので、例２の膜に関して得られた上記温度係数の絶対値は従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石よりも非常に小さく、このことは、本発明の実施形態に係る希土類化合物を含有する膜が、従来のＮｄ－Ｆｅ－Ｂ系磁石に比べて保磁力の熱安定性に優れることを示している。

なお、例２の膜の磁化曲線（図２（ｂ））については、後述する薄膜の微細構造解析の結果に基づき、減磁率を０．８３とする反磁界補正を行っている。例２の膜で得られたゼロ磁場での残留磁化の値（１．５０Ｔ）は、従来報告されている異方性Ｎｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ／ＦｅＣｏナノコンポジット薄膜での値（１．６１Ｔ）と比べてやや小さいものの、本発明者らが知る限りにおいて、異方性Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２膜の中では最大の値である。また、ＸＲＤの回折パターン（データ示さず。）から、Ｂが０体積％である例１の膜では、格子定数ａ、ｃ、及び、ｃ／ａは、それぞれ、ａ＝０．８５２４ｎｍ、ｃ＝０．４８１１ｎｍ、ｃ／ａ＝０．５６４であり、Ｂが０．５体積％である例２の膜では、ａ＝０．８６５６ｎｍ、ｃ＝０．４７５５ｎｍ、ｃ／ａ＝０．５４９であった。

図３（ａ）及び（ｂ）には、それぞれ、例１及び例２の薄膜の、面内及び断面の透過型電子顕微鏡像（ＢＦ－ＴＥＭ像）を示した。

図３（ａ）（例１の膜）では、上側の面内像からは薄膜が連続的であり、下側の断面像からは柱状構造を持っていることがわかる。柱状構造を持つ粒子の間には粒界相は観察されない。
これに対して、図３（ｂ）（例２の膜）では、柱状のＳｍＦｅ_１２系結晶粒が確認された。この柱状粒の平均粒径は、約４０～５０ｎｍであり、高さと幅（平均粒径）の比率は、約２．５：１（平均アスペクト比約２．５）であった。また、この柱状粒を主相として、主相間に一定の幅（約１ｎｍ以上）を有する粒界相が存在する構造であることがわかる。
これらのＢＦ－ＴＥＭ像から、本発明の実施形態に係る希土類化合物を含有する膜では、所定量のホウ素が添加されることにより、主相のＴｈＭｎ_１２型の結晶相（１－１２相）が柱状成長すると共に柱状結晶相間に一定の厚みを有する粒界相が形成され、このような微細構造によって高い保磁力が発揮されることが示唆された。

図４（ａ）～（ｄ）に、高角度環状暗視野走査透過型電子顕微鏡（ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ）像を示した。図４（ａ）及び（ｂ）は、例１の薄膜（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２膜）のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像であり、図４（ｃ）及び（ｄ）は、例２の薄膜（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ_０．５膜）のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像である。

図４（ａ）によれば、例１の膜では、２つのＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２結晶粒の間には明確な相は見られず、２つの結晶粒が互いに直接接触していることがわかる。図４（ｂ）は、例１の膜におけるＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２結晶粒の[100]の晶帯軸（図４（ａ）の紙面上方向）に沿って得た高倍率画像である。ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像では試料中に含まれる元素の原子数に起因してコントラストが生じるので、画像中、より明るいスポットとして見られるのは、より重い元素の原子カラムに対応する、すなわち、Ｓｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２化合物中のＳｍであると考えられる。また、図４（ｂ）中に記号ｉで示した領域のナノビーム電子回折パターン（右上）、及び、原子分解能ＳＴＥＭ－ＥＤＳマッピングの結果を投影することにより、例１の膜におけるＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２結晶粒はＴｈＭｎ_１２型構造を有することが示された。しかしながら、例１の膜では、図４（ｂ）中に記号ｉｉで示すように、ナノビーム電子回折パターン（左上）、及び、原子分解能ＳＴＥＭ－ＥＤＳマッピングの結果が異なる領域も存在している。

図４（ｃ）によれば、例２の膜では、２つのＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２結晶粒の間に約３ｎｍの厚みを有するアモルファスの粒界相（ＧＢ）が確認された。図４（ｄ）は、例２の膜におけるＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２結晶粒の[100]の晶帯軸（図４（ｃ）の紙面上方向）に沿って得た高倍率画像である。図４（ｄ）中に挿入したナノビーム電子回折パターン（右上及び左上）から、上記粒界相によって隔てられている２つのＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２結晶粒はいずれもＴｈＭｎ_１２型構造を有し、ミスアラインメントは２°程度と小さく、両者の近接するＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２結晶粒の[001]方向（ｃ軸）が上向き（図４（ｄ）の紙面上方向）に配向していることが示された。

図５（ａ）及び（ｂ）には、それぞれ、例１及び例２の薄膜の、面内及び断面の走査透過型電子顕微鏡－エネルギー分散型Ｘ線分析の結果（ＳＴＥＭ－ＥＤＳ像）を示した。

図５（ａ）によれば、例１の膜では、Ｓｍ、Ｆｅ及びＣｏが膜中に均一に分布していることがわかる。なお、部分的にＳｍの濃度が異なる部分が見られるが、当該部分は、主相とは異なる第２相の存在に起因するものであり、当該第２相は、図４（ｂ）に示すＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像から、Ｔｈ_２Ｍｎ_１７型相（Ｓｍ_２（ＦｅＣｏ）_１７相）又はＴｂＣｕ_７型相（Ｓｍ（ＦｅＣｏ）_７相）のいずれかであると考えられる。
図５（ｂ）によれば、例２の膜では、不均一なＣｏの分布が確認され、Ｃｏの濃度が低い部分は、図３（ｂ）に示すＢＦ－ＴＥＭ像を参照して説明した粒界相に対応する部分であることが確認された。なお、エネルギー分散型Ｘ線分析装置の検出限界により、ＳＴＥＭ－ＥＤＳ像からはＢの分布に関する情報は得られていない。

図６（ａ）及び（ｂ）には、例１の膜の、３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）による分析結果を示した。図６（ａ）に示す３ＤＡＰマップは、薄膜の面に対して平行にプローブを走査して得た。図６（ｂ）は、図６（ａ）中の直方体で示した領域におけるＳｍの３ＤＡＰマップ（上段）、当該領域のＳｍ、Ｃｏ及びＦｅの組成プロファイル（中段）、及び、中段に示すＳｍの組成プロファイルを拡大したもの（下段）である。

図６（ａ）及び（ｂ）によれば、例１の膜では、ＣｏとＦｅの原子％（ａｔ％）基準の含有量比は１：４であり、成膜条件から予測される組成比の値であった。Ｓｍの含有量に関しては、図５（ａ）に示すＳＴＥＭ－ＥＤＳ像を参照して説明したように、部分的にＳｍの濃度が異なる部分が見られ、当該部分ではＳｍの含有量は約１０～１１原子％であったが、Ｓｍの平均含有量としては約７．９５原子％であり、この値は、ＴｈＭｎ_１２型構造を有する異方性Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２相におけるＳｍの組成と一致している。

図７（ａ）及び（ｂ）には、例２の膜の、３次元アトムプローブ（３ＤＡＰ）による分析結果を示した。図７（ａ）に示す３ＤＡＰマップは、薄膜の面に対して平行にプローブを走査して得た。つまり、図７（ａ）の紙面貫通方向が、薄膜の面直方向である。図７（ｂ）は、図７（ａ）中の直方体で示した領域における構成元素（Ｓｍ、Ｃｏ、Ｆｅ及びＢ）の組成プロファイルである。

図７（ａ）によれば、図５（ｂ）に示すＳＴＥＭ－ＥＤＳ像を参照して説明した、Ｃｏの濃度が低い部分において、Ｂが多く分布していることがわかる。また、このことは、図７（ｂ）に示す原子％（ａｔ％）基準の組成プロファイルからもはっきりと確認することができる。
より具体的には、図７（ｂ）によれば、Ｂは、主相（１－１２相）及び粒界相（ＧＢ）の両方に分布し、特に粒界相に偏って分布する（偏在している）ことがわかる。言い換えると、例２の膜では、主相とは元素組成が明確に異なる粒界相が存在し、当該粒界相は、Ｂ濃化相であることが確認された。なお、図７（ｂ）に示す組成プロファイルに基づいて計算された粒界相におけるＢの含有量は、約１０．３原子％であった。

主相である１－１２相（ＴｈＭｎ_１２型の結晶相）におけるＳｍの平均含有量は、約８．０原子％であり、１－１２相の化学量論組成と一致した。一方、粒界相におけるＳｍの平均含有量は１－１２相より若干低く、約５．８原子％であった。上述したように、Ｂは主相中にも分布するが、その量は無視できる程度に低い。Ｃｏの含有量は、１－１２相の中央部において約１９．８原子％であるが、Ｂ濃化相である粒界相では約１０．６原子％であった。

例２の膜についてＩＣＰ－ＯＥＳ分析を行った結果、膜の全体組成は、Ｓｍ_７．７Ｆｅ_７２．１Ｃｏ_１６．５Ｂ_３．７（原子％）であり、主相の１－１２相及びアモルファスの粒界相の組成は、それぞれ、Ｓｍ_８．０Ｆｅ_７１．９Ｃｏ_１９．８Ｂ_０．３及びＳｍ_５．８Ｆｅ_７３．３Ｃｏ_１０．６Ｂ_１０．３（いずれも原子％）であった。また、粒界相におけるＦｅとＣｏの合計含有量が約８４％であることから、当該粒界相は強磁性であると考えられる。加えて、Ｎｄ－Ｆｅ－Ｂ磁石について確認されているように、当該粒界相は磁壁移動の障壁として作用し得ることが、１．２Ｔの高い保磁力を示した要因であると考えられる。そして、例２の膜において、すべての相は、Ｖの下地層上で[001]方向に優先配向しているため、１．５０Ｔの残留磁化が得られたと考えられる。

図８には、上述した特性分析の結果から導かれる、例１及び例２の薄膜の微細構造の模式図を示した。図８の左側が、例１の薄膜（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２膜、保磁力（μ_０Ｈ_ｃ＝０．１Ｔ））であり、右側が、例２の薄膜（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ_０．５膜、保磁力（μ_０Ｈ_ｃ＝１．２Ｔ））である。

例１の膜では、部分的に主相とはＳｍ含有量が異なる第２相が存在し得るが、当該第２相以外に、主相の１－１２相と構造的かつ組成上明確に区別できるような相は存在しない。

これに対して、例２の膜では、Ｂを含有するＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２膜であることにより、主相（１－１２相）としてＴｈＭｎ_１２型構造を有する異方性の結晶粒を含み、当該主相は、一定の厚みを有するアモルファスの粒界相に囲まれており、当該粒界相は、Ｂ濃化相である。具体的には、例２の膜では、３．７原子％のＢを含有するＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２膜であることにより、平均粒径が約４０～５０ｎｍの柱状の１－１２相を有し、当該１－１２相は、平均で約３ｎｍ程度の厚みを有するアモルファスの粒界相に囲まれており、当該粒界相は、約１０．３原子％のＢ含有量を有するＢ濃化相である。そして、このような微細構造を有することにより、例２の膜は、従来のＢを含まないＳｍ（Ｆｅ，Ｃｏ）_１２膜では得られなかった１．２Ｔの保磁力を示した。

（例３）
次に、上記例２と同様の材料、及び、成膜装置を用いて、１００ｎｍの厚みを有し、Ｂの含有量が０．５体積％である試料（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ_０．５膜）を作製した。例３では、成膜条件として、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層の成膜時の基板温度を３５０℃とし、Ｖのキャップ層（１０ｎｍ）を堆積した後の温度条件を以下の（ａ）～（ｉ）のように設定して、計９種類の試料を作製した。
（ａ）自然冷却（３０分間で６０℃まで冷却）
（ｂ）窒素ガスによる冷却（４分間で２０℃まで冷却後、３０分間保持）
（ｃ）２００℃で６０分間保持した後、自然冷却（３０分間で５０℃まで冷却）
（ｄ）２５０℃で６０分間保持した後、自然冷却（３０分間で６０℃まで冷却）
（ｅ）３００℃で６０分間保持した後、自然冷却（３０分間で６５℃まで冷却）
（ｆ）３５０℃で６０分間保持した後、自然冷却（３０分間で６５℃まで冷却）
（ｇ）４００℃で６０分間保持した後、自然冷却（３０分間で７０℃まで冷却）
（ｈ）４５０℃で６０分間保持した後、自然冷却（３０分間で７０℃まで冷却）
（ｉ）５００℃で６０分間保持した後、自然冷却（３０分間で８０℃まで冷却）

上記（ａ）～（ｉ）の温度条件に関し、以下では、条件（ａ）を通常のプロセス（Ｎｏｒｍａｌ ｐｒｏｃｅｓｓ）とし、条件（ｂ）～（ｉ）については、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層の成膜時の基板温度（３５０℃）を基準として、当該温度未満のもの（（ｂ）～（ｅ））を冷却条件（Ｃｏｏｌｉｎｇ）、当該温度以上のもの（（ｆ）～（ｉ））を加熱条件（Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）と分類して、各条件で作製した試料の特性について説明する。

図９には、条件（ａ）、及び、条件（ｂ）～（ｅ）の冷却条件（Ｃｏｏｌｉｎｇ）によって得られた膜の面外（Ｏｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ）ＸＲＤパターンを示した。

図９によれば、いずれの試料でも、（００２）及び（００４）に由来する回折パターン（図中、下向き白三角印で示す。）が観測され、(001)面が強く配向したＴｈＭｎ_１２型の結晶相が主相であること、すなわち、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層の結晶方位が[001]方向に優先配向していることがわかった。また、条件（ａ）と条件（ｂ）～（ｅ）との比較では、主相のピーク強度及び位置に大きな変化は見られなかった。

図１０には、条件（ａ）、及び、条件（ｆ）～（ｉ）の加熱条件（Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）によって得られた膜のＯｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤパターンを示した。

図１０によれば、いずれの試料でも、（００２）及び（００４）に由来する回折パターン（図中、下向き白三角印で示す。）が観測され、(001)面が強く配向したＴｈＭｎ_１２型の結晶相が主相であること、すなわち、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層の結晶方位が[001]方向に優先配向していることがわかった。また、条件（ａ）と条件（ｆ）～（ｉ）との比較では、主相のピークの強度及び位置に大きな変化は見られなかった。一方、条件（ｆ）～（ｉ）の試料では、第２相（α－Ｆｅ、Ｓｍ（ＦｅＣｏ）_７、Ｓｍ_２（ＦｅＣｏ）_１７相等）のピーク（図中、下向き黒三角印で示す。）のピーク強度が増加する傾向が見られた。また、下地層及びキャップ層に用いたＶのピーク強度が減少する傾向が見られた。このことから、加熱条件（Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）では、Ｖ層が主相内に拡散していることが示唆される。

図１１には、条件（ａ）、及び、条件（ｂ）～（ｅ）の冷却条件（Ｃｏｏｌｉｎｇ）によって得られた膜の、面内及び面直方向の磁化曲線を示した。

図１１によれば、いずれの試料でも、１．１６Ｔ（図中ではエルステッド単位Ｏｅを用いて１１．６ｋＯｅと表している）の保磁力を有することが確認された。

図１２には、条件（ａ）、及び、条件（ｆ）～（ｉ）の加熱条件（Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）によって得られた膜の、面内及び面直方向の磁化曲線を示した。

図１２によれば、条件（ｆ）～（ｉ）の試料では、保磁力の値は条件（ａ）の試料で得られた値（１１．６ｋＯｅ）よりも低く、保持温度が高いほどその値は低い結果であった。

図１３（ａ）～（ｄ）には、それぞれ、条件（ｃ）～（ｉ）の試料の磁気特性（飽和磁化、保磁力、ゼロ磁場での残留磁化比、及び、垂直異方性）を示した。

図１３（ａ）によれば、飽和磁化（Ｍ_ｓ）は、保持温度の増加に伴い線形に増加する傾向が見られた。
図１３（ｂ）によれば、保磁力（Ｈ_ｃ）は、保持温度が３５０℃以上の加熱条件（Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）において減少することが確認された。
図１３（ｃ）によれば、ゼロ磁場での残留磁化比（Ｍ_ｒ／Ｍ_ｓ）は、保磁力と同様に、保持温度が３５０℃以上の加熱条件（Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）において減少することが確認された。
図１３（ｄ）によれば、垂直異方性（Ｋ_ｕ）は、保持温度が３５０℃以上の加熱条件（Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）において増加するものの、保持温度が５００℃の条件（ｉ）では減少することが確認された。

これらの結果、及び、図１１及び図１２を参照して説明した各条件での保磁力の結果から、上述したアモルファスの粒界相（Ｂ濃化相）は、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層の成膜時に形成されることが示唆された。また、本発明の実施形態に係る磁気記録媒体の製造方法において、基板上に本発明の実施形態に係る希土類化合物を含有する磁石層をスパッタリング法によって成膜する場合には、基板を所定の温度に加熱して当該希土類化合物を構成する元素を含むターゲットをスパッタした後、当該基板の加熱温度未満の温度で冷却することが望ましいことが確認された。

（例４～例１２）
次に、上記例２と同様の材料、及び、成膜装置を用いて、膜の厚みを２０ｎｍから２００ｎｍまで変化させて、Ｂの含有量が５．０体積％である試料（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ膜）を作製した。

（例１３～例２１）
また、上記例２と同様の材料、及び、成膜装置を用いて、ホウ素（Ｂ）の導入（目標）量を０体積％から８．０体積％まで変化させて、５０ｎｍの厚みを有する試料（Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ膜）を作製した。

以下の表１には、例４～例２１の試料の、ホウ素（Ｂ）の導入（目標）量、及び、ＩＣＰ－ＯＥＳによる元素分析結果をまとめて示した。

なお、表１中、「－」はＩＣＰ－ＯＥＳ測定を実施しなかったことを示す。また、表中「ａｔ％」は原子％を表す。

図１４には、膜の厚みを２０ｎｍから２００ｎｍまで変化させた例４、例７～１０及び例１２の薄膜のＯｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤパターンを示した。
（００２）及び（００４）からの回折線（図中、下向き白三角印で示す。）の強度は膜の厚みの増加とともに増加する。一方で、６５°付近に観測される第２相（α－Ｆｅ、Ｓｍ（ＦｅＣｏ）_７、Ｓｍ_２（ＦｅＣｏ）_１７）からの回折線（図中、下向き黒三角印で示す。）の強度は膜の厚みによって変化しなかった。

図１５には、膜の厚み（ｔ_ＳＦＣ）を変化させた例４～１２の薄膜の格子定数ａ、ｃ、及び、ｃ／ａの変化を示した。ａは３０ｎｍの８．７０Åまで増加するが、その後８０ｎｍまでは８．７０Åの一定値を示し、その後減少した。
一方、ｃは３０ｎｍの４．７５Åまで減少し、その後、４．７５Åの一定値を示した。ｃ／ａは３０ｎｍまで減少するが、その後、一定値を示した。

図１６に、膜の厚みを変化させた例４、例７～１０及び例１２の薄膜の磁化曲線を示す。いずれも垂直磁化膜であった。膜の厚みの増加とともに垂直方向の保磁力が増加し、１００ｎｍのときに０．９４Ｔの最大値を示す。この値は例４～例２１の膜の中では最大の値だった。

なお、膜の厚みが１００ｎｍのとき、磁化の値は１．５５Ｔと比較的高い値を示している。更にＢ濃度を増加させると、保磁力は低下した。

図１７に、Ｂの含有量を一定とした薄膜の磁化（Ｍ_ｓ）、ゼロ磁場での残留磁化比（Ｍ_ｒ／Ｍ_ｓ）、保磁力（Ｈ_ｃ）、垂直異方性（Ｋ_ｕ）の膜の厚み（ｔ_ＳＦＣ）に対する依存性を示した。

図１８に保磁力の温度依存性を示した。図中、横軸は温度（Ｋ）、縦軸は保磁力（Ｔ）を示している。保磁力の温度依存性の測定には、試料振動型磁力計を備えたＳＱＵＩＤ－ＶＳＭを用い、温度を５０～７００Ｋの範囲で変化させて測定した。
黒色の丸のプロットがホウ素の含有量が５体積％となるよう成膜条件を調整して得られた試料、黒色の四角のプロットがＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２にＣｕ拡散をしたもの、黒色の三角のプロットがＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２にＣｕ－Ｇａ拡散をしたものである。
黒色の実線、黒色の破線２本の計３本は商用のＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石（ＮＭＸ－３６（Ｄｙ含有量８％）、ＮＭＸ－４３（Ｄｙ含有量４％）、ＮＭＸ－５２（Ｄｙフリー））の温度依存性を表している。図１８によれば、Ｓｍ（ＦｅＣｏ）_１２磁石はＮｄ_２Ｆｅ_１４Ｂ磁石よりも小さい温度依存性を示すことがわかる。Ｓｍ（ＦｅＣｏ）_１２磁石の中でも、ホウ素を５体積％含む試料は全温度領域にわたって高い保磁力を示し、３００～７００Ｋの温度範囲における保磁力の温度係数（β）は最も低い値（－０．１５％／Ｋ）であった。

なお、例２の薄膜に関して図４（ｃ）及び（ｄ）を参照して説明したような微細構造、及び、図５（ｂ）、図７（ａ）及び（ｂ）を参照して説明したような構成元素の分布及び組成プロファイルは、例９の薄膜のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像、ナノビーム電子回折パターン、ＳＴＥＭ－ＥＤＳ像、及び、３ＤＡＰによる分析結果からも確認された（データ示さず。）。

図１９には、膜の厚みを５０ｎｍとした例１３及び例１５～２１のＳｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ膜のＯｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤパターンを示した。Ｏｕｔ－ｏｆ－Ｐｌａｎｅ ＸＲＤの結果より、（００２）及び（００４）に由来する回折パターン（図中、下向き白三角印で示す。）が観測され、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相の(001)面が強く配向していること、すなわち、Ｓｍ（Ｆｅ_０．８Ｃｏ_０．２）_１２Ｂ層の結晶方位が[001]方向に優先配向していることがわかった。

ここで、Ｂの含有量を増やしていくと（００２）、（００４）からの回折線は高角側へシフトするとともに、α－Ｆｅ、Ｓｍ（ＦｅＣｏ）_７、Ｓｍ_２（ＦｅＣｏ）_１７に起因するピーク（図中、下向き黒三角印で示す。）が２θ＝６５°付近に観測された。また、その強度はＢの含有量の増加とともに増加した。

図２０には、膜の厚みを一定（５０ｎｍ）とした例１３～１８及び例２１の薄膜の格子定数ａ、ｃ、及び、ｃ／ａ（縦軸）と、Ｂの含有量（横軸）との関係を示した。ａはＢの含有量が４体積％までは約８．５６Å（オングストローム）でほぼ一定値を示すが、Ｂが４体積％を超えると急激に増加した。一方、ｃ、及び、ｃ／ａはＢの含有量の増加とともに単調に減少した。

図２１に、膜の厚みを一定としてＢの含有量を変化させた例１３及び例１５～２１の薄膜の、面内及び面直方向の磁化曲線を示した。
図２１によれば、Ｂが０体積％では強い垂直異方性を示している。保磁力は０．１４Ｔである。
図２１によれば、Ｂの含有量の増加とともに面直方向の保磁力が増加し、Ｂの含有量が５．０体積％で０．７５Ｔの保磁力を示した。また、上記においては１．５９Ｔの高い磁化を示した。更に、面内成分も増加した。

更にＢの含有量を増加させると面直方向の保磁力は減少し、磁化容易方向が面内へと変化した。
図２２には、膜の厚みを一定とした薄膜の磁化（Ｍ_ｓ）、ゼロ磁場での残留磁化比（Ｍ_ｒ／Ｍ_ｓ）、保磁力（Ｈ_ｃ）、及び、垂直異方性（Ｋ_ｕ）のＢの含有量への依存性を示した。なお、図２２には、例１３～２１のＢ導入目標量とは異なる成膜条件で作製した試料の結果も併せて示した。

本発明の希土類化合物は優れた保磁力を有するため、特にＨＤＤ等の磁気ディスク装置に搭載される垂直磁気記録ディスク用の垂直磁気記録媒体に用いられる媒体材料として好適である。また、現状の垂直磁気記録媒体の情報記録密度をさらに上回る超高記録密度を実現するための媒体として有望視されているディスクリートトラックメディア（ＤＴＭ）やビットパターンドメディア（ＢＰＭ）向けの媒体材料として、あるいは垂直磁気記録方式による情報記録密度をさらに上回る超高記録密度を達成できる熱アシスト磁気記録（ＨＡＭＲ）向けの媒体材料として特に好適に用いられる。

１０ 磁気記録媒体（垂直磁気記録媒体）
２０ 基板
３０ 熱吸収層
４０ 下地層（配向制御層）
５０ 磁性層（垂直磁気記録層）

Claims (10)

1. 全体組成が、式１：（Ｒ^１ _{（１－ｘ）}Ｒ^２ _ｘ）_ａＴ_ｂＭ_ｃ
   （上記式中、Ｒ^１は、Ｓｍ、Ｐｍ、Ｅｒ、Ｔｍ、及び、Ｙｂからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、Ｒ^２は、Ｚｒ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、及び、Ｌｕからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、ＴはＦｅ、Ｃｏ、及び、Ｎｉからなる群より選択される少なくとも１種の元素であり、Ｍはホウ素であり、ｘは、０～０．５の数であり、ａは６．０～１３．７原子％の数であり、ｃは０原子％より大きく、１２原子％以下の数であり、ｂは、１００－ａ－ｃ原子％で表される数である。）
   で表され、ＴｈＭｎ_１２型の結晶相を主相とし、前記主相間に存在するアモルファスの粒界相を有する希土類化合物。
2. 前記主相中のホウ素の含有量と前記粒界相中のホウ素の含有量の差の絶対値が、１．０原子％以上である請求項１に記載の希土類化合物。
3. 前記Ｒ^１が、少なくともＳｍを含む、請求項１又は２に記載の希土類化合物。
4. 実質的にＴｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、及び、Ｗのいずれも含有しない請求項１～３のいずれか一項に記載の希土類化合物。
5. 前記ＴがＦｅ、及び、Ｃｏである、請求項１～４のいずれか一項に記載の希土類化合物。
6. 所定の方向に沿って、結晶方位、及び、磁化容易軸からなる群より選択される少なくとも一方が優先配向している請求項１～５のいずれか一項に記載の希土類化合物。
7. 前記ａが、６．０～１０．０原子％である、請求項１～６のいずれか一項に記載の希土類化合物。
8. 磁性層に請求項１～７のいずれか一項に記載の希土類化合物を用いた磁気記録媒体。
9. 前記磁性層の結晶方位が、[001]方向に優先配向している請求項８に記載の磁気記録媒体。
10. 基板上に請求項１～７のいずれか一項に記載の希土類化合物を含有する磁性層をスパッタリング法によって製造する方法であって、
    前記基板を２５０～４００℃の基板加熱温度に加熱して、前記希土類化合物を構成する元素（Ｒ^１、Ｒ^２、Ｔ、及び、Ｍ）を含むターゲットをスパッタした後、前記基板加熱温度未満の温度で冷却する方法。