[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

WO2017090481A1 - スパッタリングターゲット - Google Patents

スパッタリングターゲット Download PDF

Info

Publication number
WO2017090481A1
WO2017090481A1 PCT/JP2016/083777 JP2016083777W WO2017090481A1 WO 2017090481 A1 WO2017090481 A1 WO 2017090481A1 JP 2016083777 W JP2016083777 W JP 2016083777W WO 2017090481 A1 WO2017090481 A1 WO 2017090481A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
oxide
magnetic
vol
sputtering target
coercive force
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/083777
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
キム コング タム
了輔 櫛引
山本　俊哉
伸 齊藤
慎太朗 日向
Original Assignee
田中貴金属工業株式会社
国立大学法人東北大学
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 田中貴金属工業株式会社, 国立大学法人東北大学 filed Critical 田中貴金属工業株式会社
Priority to MYPI2018701946A priority Critical patent/MY187547A/en
Priority to US15/779,012 priority patent/US11072851B2/en
Priority to CN201680069144.XA priority patent/CN108291294B/zh
Priority to SG11201804080RA priority patent/SG11201804080RA/en
Publication of WO2017090481A1 publication Critical patent/WO2017090481A1/ja
Priority to US17/319,375 priority patent/US20210269911A1/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering
    • C23C14/3407—Cathode assembly for sputtering apparatus, e.g. Target
    • C23C14/3414—Metallurgical or chemical aspects of target preparation, e.g. casting, powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C22C1/1084—Alloys containing non-metals by mechanical alloying (blending, milling)
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/07—Alloys based on nickel or cobalt based on cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C5/00—Alloys based on noble metals
    • C22C5/04—Alloys based on a platinum group metal
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/0688—Cermets, e.g. mixtures of metal and one or more of carbides, nitrides, oxides or borides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/14—Metallic material, boron or silicon
    • C23C14/18—Metallic material, boron or silicon on other inorganic substrates
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/84—Processes or apparatus specially adapted for manufacturing record carriers
    • G11B5/851—Coating a support with a magnetic layer by sputtering
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J37/00—Discharge tubes with provision for introducing objects or material to be exposed to the discharge, e.g. for the purpose of examination or processing thereof
    • H01J37/32—Gas-filled discharge tubes
    • H01J37/34—Gas-filled discharge tubes operating with cathodic sputtering
    • H01J37/3411—Constructional aspects of the reactor
    • H01J37/3414—Targets
    • H01J37/3426—Material
    • H01J37/3429—Plural materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J37/00—Discharge tubes with provision for introducing objects or material to be exposed to the discharge, e.g. for the purpose of examination or processing thereof
    • H01J37/32—Gas-filled discharge tubes
    • H01J37/34—Gas-filled discharge tubes operating with cathodic sputtering
    • H01J37/3488—Constructional details of particle beam apparatus not otherwise provided for, e.g. arrangement, mounting, housing, environment; special provisions for cleaning or maintenance of the apparatus
    • H01J37/3491—Manufacturing of targets
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3409—Boron oxide, borates, boric acids, or oxide forming salts thereof, e.g. borax
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/405—Iron group metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/408—Noble metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
    • C22C1/0441—Alloys based on intermetallic compounds of the type rare earth - Co, Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/0466—Alloys based on noble metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Definitions

  • the present invention relates to a sputtering target, and more particularly to a sputtering target containing metal Co, metal Pt, and an oxide, and capable of producing a magnetic thin film having a large coercive force.
  • a sputtering target containing metal Co, metal Pt, and an oxide may be referred to as a CoPt-oxide target.
  • a magnetic thin film containing metal Co, metal Pt, and an oxide may be referred to as a CoPt alloy-oxide magnetic thin film.
  • a magnetic thin film having a granular structure of CoPt-based alloy-oxide is used as one of magnetic recording films for recording information signals (for example, see Non-Patent Document 1).
  • This granular structure consists of columnar CoPt-based alloy crystal grains and oxide crystal grain boundaries surrounding the periphery. Therefore, in order to further improve the recording density in a magnetic thin film having a CoPt-based alloy-oxide granular structure, it is necessary to refine the CoPt-based alloy crystal grains contained in the magnetic recording layer (magnetic thin film).
  • each CoPt-based alloy crystal grain In order to solve this obstacle, it is necessary to increase the magnetic energy in each CoPt-based alloy crystal grain so that the magnetic energy overcomes the thermal energy.
  • the magnetic energy of each CoPt base alloy crystal grain is determined by the product v ⁇ Ku of the volume v of the CoPt base alloy crystal grain and the crystal magnetic anisotropy constant Ku. For this reason, in order to increase the magnetic energy of CoPt-based alloy crystal grains, it is essential to increase the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the CoPt-based alloy crystal grains (see, for example, Non-Patent Document 2).
  • Measures for increasing the Ku of CoPt-based alloy crystal grains include reducing stacking faults in each CoPt-based alloy crystal grain and improving the periodicity of the stacked structure of Co atoms and Pt atoms. (For example, see Non-Patent Documents 3 and 4).
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a sputtering target capable of producing a magnetic thin film having a large coercive force Hc.
  • an oxide suitable for increasing the coercive force Hc of a magnetic thin film has a melting point of 600 ° C. or lower and a standard production of Gibbs per 1 mol of O 2.
  • free energy ⁇ Gf was found to be -1000kJ / mol O 2 or -500 kJ / Molo 2 following oxides.
  • the present invention has been made based on this new knowledge.
  • the aspect of the sputtering target according to the present invention is a sputtering target containing metal Co, metal Pt, and an oxide, and does not contain metal Cr other than unavoidable impurities.
  • Sputtering is characterized in that the melting point is 600 ° C. or less and the standard formation Gibbs free energy ⁇ Gf per mol of O 2 of the oxide is ⁇ 1000 kJ / mol O 2 or more and ⁇ 500 kJ / mol O 2 or less. Is the target.
  • the oxide preferably contains B 2 O 3 .
  • the oxide is preferably B 2 O 3 .
  • the oxide is preferably contained in an amount of 10 to 50 vol%, more preferably 20 to 40 vol%, and further preferably 25 to 35 vol%.
  • the sputtering target can be suitably used for producing a magnetic thin film.
  • a sputtering target capable of producing a magnetic thin film having a large coercive force Hc can be provided.
  • a sputtering target according to an embodiment of the present invention is a sputtering target including metal Co, metal Pt, and an oxide, and does not include metal Cr other than unavoidable impurities. It is characterized by containing B 2 O 3 .
  • the metal Co may be simply referred to as Co and the metal Pt may be simply described as Pt.
  • the sputtering target according to the present embodiment contains Co and Pt as metal components, but other metals (for example, Au, Ag, Ru, Rh, Pd, etc.) unless they interfere with the formation of the magnetic thin film. Ir, W, Ta, Cu, B, Mo, etc.) may be included.
  • other metals for example, Au, Ag, Ru, Rh, Pd, etc.
  • Metal Co and metal Pt are constituent components of magnetic crystal grains (fine magnets) in the granular structure of the magnetic thin film formed by sputtering.
  • Co is a ferromagnetic metal element and plays a central role in the formation of magnetic crystal grains (fine magnets) with a granular structure of a magnetic thin film. From the viewpoint of increasing the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the CoPt alloy particles (magnetic crystal grains) in the magnetic thin film obtained by sputtering and maintaining the magnetism of the CoPt alloy particles in the obtained magnetic thin film.
  • the content ratio of Co in the sputtering target according to the embodiment is preferably 20 to 90 at%, more preferably 25 to 85 at% with respect to the entire metal component (total of Co and Pt).
  • Pt has a function of reducing the magnetic moment of the alloy by alloying with Co in a predetermined composition range, and has a role of adjusting the magnetic strength of the magnetic crystal grains. From the viewpoint of increasing the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the CoPt alloy particles (magnetic crystal grains) in the magnetic thin film obtained by sputtering, and adjusting the magnetism of the CoPt alloy particles (magnetic crystal grains) in the obtained magnetic thin film. From the viewpoint, the content ratio of Pt in the sputtering target according to the present embodiment is preferably 10 to 80 at%, more preferably 15 to 75 at% with respect to the entire metal component.
  • the sputtering target according to the present embodiment contains B 2 O 3 as an oxide component.
  • the oxide component becomes a non-magnetic matrix that partitions the magnetic crystal grains (fine magnets) in the granular structure of the magnetic thin film.
  • the sputtering target according to the present embodiment contains B 2 O 3 as an oxide.
  • other oxides for example, SiO 2 , TiO 2 , Ti 2 O 3 , Ta, etc.
  • B 2 O 3 as the oxide, the coercive force Hc of the magnetic thin film obtained by film formation at room temperature can be particularly increased. It is preferable to use only B 2 O 3 .
  • the content ratio of the metal component and the content ratio of the oxide component with respect to the entire sputtering target is determined by the component composition of the target magnetic thin film, and is not particularly limited, but the content ratio of the metal component with respect to the entire sputtering target is, for example, The content of the oxide component with respect to the entire sputtering target can be, for example, 6 to 12 mol%.
  • the oxide component becomes a nonmagnetic matrix that partitions the magnetic crystal grains (micro magnets) in the granular structure of the magnetic thin film. For this reason, it is preferable to increase the content of the oxide in the magnetic thin film because it is easy to reliably partition the magnetic crystal grains and to make the magnetic crystal grains independent. From this point, the content of the oxide contained in the sputtering target according to the present embodiment is preferably 10 vol% or more, more preferably 20 vol% or more, and further preferably 25 vol% or more.
  • the content of the oxide in the magnetic thin film is preferably 50 vol% or less, more preferably 40 vol% or less, and further preferably 35 vol% or less. .
  • the content of the oxide contained in the sputtering target according to this embodiment is preferably 10 to 50 vol%, more preferably 20 to 40 vol%, and more preferably 25 to 35 vol%. More preferably it is.
  • microstructure of sputtering target The microstructure of the sputtering target according to the present embodiment is not particularly limited, but the microstructure should be such that the metal phase and the oxide phase are finely dispersed and mutually dispersed. Is preferred. By adopting such a microstructure, problems such as nodules and particles are less likely to occur during sputtering.
  • the sputtering target which concerns on this embodiment can be manufactured as follows, for example.
  • CoPt alloy atomized powder Co and Pt are weighed to obtain a predetermined composition (the atomic ratio of the metal Co to the total of the metal Co and the metal Pt is 20 to 90 at%), and the CoPt alloy molten metal is prepared. Make it. Then, gas atomization is performed to prepare a CoPt alloy atomized powder having a predetermined composition (the atomic ratio of the metal Co to the total of the metal Co and the metal Pt is preferably 20 to 90 at%).
  • the produced CoPt alloy atomized powder is classified so that the particle size is a predetermined particle size or less (for example, 106 ⁇ m or less).
  • the atomic ratio of the metal Co to the total of the contained metal Co and metal Pt is more preferably 25 at% or more, and more preferably 30 at% or more, in that the magnetism of the CoPt alloy atomized powder can be increased. Further preferred.
  • the volume fraction of the B 2 O 3 powder with respect to the whole of the mixed powder for pressure sintering is preferably 10 to 50 vol%, and 20 to 40 vol%. More preferably, it is more preferably 25 to 35 vol%.
  • the pressure-sintered mixed powder produced in (2) is molded by pressure sintering, for example, by a vacuum hot press method to produce a sputtering target.
  • the mixed powder for pressure sintering produced in (2) was mixed and dispersed by a ball mill, and the CoPt alloy atomized powder and the B 2 O 3 powder were finely dispersed and thus obtained by this production method.
  • problems such as generation of nodules and particles are unlikely to occur.
  • the method of pressure-sintering the mixed powder for pressure sintering is not particularly limited, and a method other than the vacuum hot press method may be used, for example, the HIP method may be used.
  • a CoPt alloy atomized powder is prepared by using the atomizing method, and a B 2 O 3 powder is added to the produced CoPt alloy atomized powder to form a ball mill.
  • a CoPt alloy atomized powder instead of using a CoPt alloy atomized powder, a Co simple powder and a Pt simple powder may be used.
  • mixed powder for pressure sintering is prepared by mixing and dispersing three kinds of powders of Co simple powder, Pt simple substance powder, and B 2 O 3 powder with a ball mill.
  • the metal Cr other than unavoidable impurities is removed from the sputtering target used for forming the magnetic thin film (the magnetic crystal grains in the magnetic thin film are separated from the unavoidable impurities).
  • a total of 13 types of oxides were studied on the premise that they should be formed of a CoPt alloy containing no metal Cr).
  • Example 1 Sputtering was performed using a DC sputtering apparatus to produce a magnetic recording film.
  • the magnetic recording film was produced on a glass substrate.
  • the layer structure of the produced magnetic recording film is displayed in order from the side closer to the glass substrate, and Ta (5 nm, 0.6 Pa) / Pt (6 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 8 Pa).
  • Ta 5 nm, 0.6 Pa
  • Pt (6 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 8 Pa).
  • CoPt alloy-B 2 O 3 is a magnetic thin film that serves as a recording layer of a perpendicular magnetic recording medium.
  • the composition of the entire target prepared as Example 1 is 91.4 (80Co-20Pt) -7.5B 2 O 3 in terms of molar ratio.
  • the target was prepared and evaluated as follows. It was. When the content ratio of the oxide (B 2 O 3 ) is expressed as a volume fraction with respect to the entire target and the composition of the entire target manufactured in Example 1 is displayed, (80Co-20Pt) -30 vol% B 2 O 3 .
  • 80Co-20Pt alloy atomized powder was first prepared. Specifically, each metal is weighed so that the alloy composition is Co: 80 at% and Pt: 20 at%, heated to 1500 ° C. or higher to form a molten alloy, and gas atomized to produce 80Co-20Pt alloy atomized powder. did.
  • the produced 80Co-20Pt alloy atomized powder was classified with a 150 mesh sieve to obtain an 80Co-20Pt alloy atomized powder having a particle size of 106 ⁇ m or less.
  • B 2 O 3 powder was added to 1150 g of the 80Co-20Pt alloy atomized powder after classification, and mixed and dispersed by a ball mill to obtain a mixed powder for pressure sintering.
  • the total number of rotations of the ball mill was 2,805,840.
  • FIG. 4 and 5 are metallographic micrographs of a cross section in the thickness direction of the obtained sintered body test piece, and FIG. 4 is a photograph with a magnification of 100 times at the time of photographing (scale scale in the photograph is 500 ⁇ m), FIG. 5 is a photograph with a magnification of 500 times at the time of photographing (scale scale in the photograph is 100 ⁇ m).
  • the 80Co-20Pt alloy phase and the B 2 O 3 phase were finely mixed and dispersed.
  • the average leakage magnetic flux rate was 30.9%. This average leakage magnetic flux rate is a numerical value sufficient for performing magnetron sputtering satisfactorily.
  • magnetron sputtering was performed using the prepared target, and a magnetic thin film made of (80Co-20Pt) -30 vol% B 2 O 3 was formed on the substrate to prepare a sample for measuring magnetic properties.
  • the layer structure of this magnetic property measurement sample is displayed in order from the side closer to the glass substrate, and glass / Ta (5 nm, 0.6 Pa) / Pt (6 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 0.6).
  • the numbers on the left in parentheses indicate the film thickness, and the numbers on the right indicate the pressure in the Ar atmosphere when sputtering is performed.
  • CoPt alloy-B 2 O 3 is a magnetic thin film formed using the target prepared in this example. Note that when the magnetic thin film was formed, the substrate was not heated, but was formed at room temperature.
  • the hysteresis loop of the obtained magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The value of the read coercive force Hc was 8.8 kOe.
  • the coercivity Hc of the magnetic thin film realized at the current technical level is about 6 to 7 kOe.
  • the hysteresis loop of Example 1 is shown in FIG. 1 together with the results of other comparative examples.
  • the horizontal axis in FIG. 1 represents the strength of the applied magnetic field.
  • the vertical axis in FIG. 1 is a value normalized by dividing the rotation angle (Kerr rotation angle) of the polarization axis of incident light by the saturation Kerr rotation angle.
  • the measurement results for the coercive force Hc are shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of the comparative example.
  • 2 and 3 is the coercive force Hc
  • the horizontal axis of FIG. 2 is the melting point Tm (° C.) of the oxide
  • the horizontal axis of FIG. 3 is O 2 when the oxide is formed. It is the standard production Gibbs free energy ⁇ Gf (kJ / mol O 2 ) per mol.
  • Comparative Example 1 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 1 is (80Co-20Pt) -30 vol% WO 3 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was WO 3 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The value of the read coercive force Hc was 7.1 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 1 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 2 The composition of the entire target produced as Comparative Example 2 is (80Co-20Pt) -30 vol% TiO 2 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was TiO 2 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The value of the read coercive force Hc was 5.8 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 2 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 3 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 3 is (80Co-20Pt) -30 vol% SiO 2 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was SiO 2 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The value of the read coercive force Hc was 5.2 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 3 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 4 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 4 is (80Co-20Pt) -30 vol% Al 2 O 3 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was Al 2 O 3 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The value of the read coercive force Hc was 0.8 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 4 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 5 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 5 is (80Co-20Pt) -30 vol% MoO 3 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was MoO 3 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The value of the read coercive force Hc was 5.1 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 5 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 6 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 6 is (80Co-20Pt) -30 vol% ZrO 2 .
  • a target was prepared in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was ZrO 2 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The read coercive force Hc was 1.6 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 6 is shown in FIG. 1 together with the results of other examples and comparative examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 7 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 7 is (80Co-20Pt) -30 vol% Co 3 O 4 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was Co 3 O 4 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The value of the read coercive force Hc was 4.7 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 7 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 8 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 8 is (80Co-20Pt) -30 vol% MnO.
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was MnO.
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The value of the read coercive force Hc was 5.6 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 8 is shown in FIG. 1 together with the results of other examples and comparative examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 9 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 9 is (80Co-20Pt) -30 vol% Cr 2 O 3 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was Cr 2 O 3 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The read coercive force Hc was 3.3 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 9 is shown in FIG. 1 together with the results of other examples and comparative examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 10 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 10 is (80Co-20Pt) -30 vol% Y 2 O 3 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide to be used was Y 2 O 3 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The read coercive force Hc was 1.2 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 10 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 11 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 11 is (80Co-20Pt) -30 vol% WO 2 . To prepare a target of the oxide to be used except that the WO 2 in the same manner as in Example 1. A sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The read coercive force Hc was 3.3 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 11 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 12 The composition of the entire target produced as Comparative Example 12 is (80Co-20Pt) -30 vol% Mn 3 O 4 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was Mn 3 O 4 .
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop. The read coercive force Hc was 5.3 kOe.
  • the hysteresis loop of Comparative Example 12 is shown in FIG. 1 together with the results of other Examples and Comparative Examples.
  • the measurement result about the coercive force Hc is shown in FIGS. 2 and 3 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Example 1 (Consideration of oxide type (Example 1, Comparative Examples 1 to 12)) Melting point and standard production Gibbs free energy ⁇ Gf per mol of O 2 for the oxides used in Example 1 and Comparative Examples 1 to 12, and magnetism obtained as samples for measuring magnetic properties of Example 1 and Comparative Examples 1 to 12
  • the values of the coercivity Hc of the thin film are listed in Table 1 below.
  • the oxide content used in Example 1 and Comparative Examples 1 to 12 is 30 vol% with respect to the entire target.
  • the value of the coercive force Hc of the magnetic thin film tends to increase as the melting point Tm of the oxide used decreases, and particularly increases when the melting point is 600 ° C. or lower. Yes.
  • the coercive force Hc of the magnetic thin film is such that the standard generated Gibbs free energy ⁇ Gf of oxide is ⁇ 1000 kJ / mol O 2 or more and ⁇ 500 kJ. It increases when it is in the range of / mol O 2 or less.
  • oxides suitable for increasing the coercive force Hc of the magnetic thin film has a melting point at 600 ° C. or less, and the standard Gibbs free energy ⁇ Gf per O 2 1 mol is -1000kJ / mol O 2 or -500 kJ / It is considered that the oxide is less than mol O 2 .
  • the Co 60 Cr 40 -26 vol% SiO 2 layer on the surface of the convex portion of the first layer is selectively deposited and grows in a columnar shape, while the oxide having a low melting point remains liquid, so the oxide grows in a columnar shape. It is thought that it exists in a liquid state between CoPt alloy particles. As the cooling proceeds further, the liquid oxide existing between the CoPt alloy particles becomes solid, so that an oxide wall body can be formed so as to partition the CoPt alloy particles grown in a columnar shape, and a granular structure is formed. It is considered to be.
  • the oxide having a low melting point when used, the CoPt alloy particles are more reliably partitioned by the oxide wall, and the interaction between the CoPt alloy particles is reduced.
  • a magnetic thin film using an oxide is considered to have a larger coercive force Hc.
  • the oxide B 2 O 3 used in the sputtering target of Example 1 has a melting point Tm of 450 ° C. and 600 ° C. or less, and the standard generation Gibbs free per 1 mol of O 2. Since the energy ⁇ Gf is ⁇ 795.8 kJ / mol O 2 and is ⁇ 1000 kJ / mol O 2 or more and ⁇ 500 kJ / mol O 2 or less, the sputtering target of Example 1 is included in the scope of the present invention.
  • the value of the coercive force Hc of the sample for measuring magnetic properties produced in Example 1 is 8.8 kOe, and the value of the coercive force Hc is particularly large compared with Comparative Examples 1 to 12 using other oxides.
  • the coercive force Hc is only higher than 8 kOe.
  • Example 1 the content of B 2 O 3 in the sputtering target used in Example 1 is only one type of 30 vol%.
  • a plurality of targets (Co and Pt compositions were 80Co-20Pt) were prepared in the same manner as in Example 1 except that the content of B 2 O 3 was changed, and additional studies were performed.
  • the content of B 2 O 3 in the additionally studied sputtering targets (Examples 2 to 8) is 10 vol% in Example 2, 15 vol% in Example 3, and 20 vol% in Example 4.
  • Example 5 is 25 vol%
  • Example 6 is 35 vol%
  • Example 7 is 40 vol%
  • Example 8 is 50 vol%.
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as Example 1 using the produced target.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, the hysteresis loop of the magnetic property measurement sample was measured using a magneto-optic Kerr effect device. Then, the coercive force Hc was read from the hysteresis loop.
  • the coercive force Hc exceeded 5 kOe in any of Examples 1 to 8, and good results were obtained. Therefore, in the case of a CoPt-oxide target using B 2 O 3 as an oxide, if the content of B 2 O 3 with respect to the entire target is 10 vol% or more and 50 vol% or less, the coercive force Hc exceeds 5 kOe. It is thought that a magnetic thin film can be obtained.
  • the sputtering target according to the present invention is a sputtering target capable of producing a magnetic thin film having a large coercive force, and has industrial applicability.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Analytical Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physical Vapour Deposition (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)

Abstract

保磁力Ｈcの大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットを提供する。　金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、不可避的な不純物以外に金属Ｃｒを含まないスパッタリングターゲットであり、前記酸化物は、融点が６００℃以下で、かつ、当該酸化物のＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが－１０００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以上－５００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以下である。

Description

スパッタリングターゲット
　本発明はスパッタリングターゲットに関し、詳しくは、金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、保磁力の大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットに関する。
　なお、本明細書においては、金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットをＣｏＰｔ－酸化物系ターゲットと記載することがある。また、金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなる磁性薄膜をＣｏＰｔ合金－酸化物系磁性薄膜と記載することがある。
　ハードディスクドライブの磁気ディスクにおいて、情報信号の記録を担う磁気記録膜の一つとして、ＣｏＰｔ基合金－酸化物のグラニュラ構造からなる磁性薄膜が用いられている（例えば、非特許文献１参照）。このグラニュラ構造は、柱状のＣｏＰｔ基合金結晶粒とその周囲を取り囲む酸化物の結晶粒界とからなっている。このため、ＣｏＰｔ基合金－酸化物のグラニュラ構造からなる磁性薄膜において記録密度をさらに向上させるためには、磁気記録層（磁性薄膜）に含まれるＣｏＰｔ基合金結晶粒を微細化する必要がある。
　ところが、ＣｏＰｔ基合金結晶粒の微細化が進展した結果、超常磁性現象により記録信号の熱安定性が損なわれて記録信号が消失してしまうという、いわゆる熱揺らぎ現象が発生するようになった。この熱揺らぎ現象は、磁気ディスクの高記録密度化への大きな障害となっている。
　この障害を解決するためには、各ＣｏＰｔ基合金結晶粒において、磁気エネルギーが熱エネルギーに打ち勝つように磁気エネルギーを増大させることが必要である。各ＣｏＰｔ基合金結晶粒の磁気エネルギーはＣｏＰｔ基合金結晶粒の体積ｖと結晶磁気異方性定数Ｋuとの積ｖ×Ｋuで決定される。このため、ＣｏＰｔ基合金結晶粒の磁気エネルギーを増大させるためには、ＣｏＰｔ基合金結晶粒の結晶磁気異方性定数Ｋuを増大させることが必要不可欠である（例えば、非特許文献２参照）。
　ＣｏＰｔ基合金結晶粒のＫuを増大させるための方策としては、各ＣｏＰｔ基合金結晶粒において積層欠陥を低減させることや、Ｃｏ原子とＰｔ原子の積層構造の周期性を向上させることなどを挙げることができる（例えば、非特許文献３、４参照）。
　一方、大きいＫuを持つＣｏＰｔ基合金結晶粒を柱状に成長させるためには、ＣｏＰｔ基合金結晶粒と粒界材料との相分離を実現させることが必須である。また、ＣｏＰｔ基合金結晶粒と粒界材料との相分離が不十分で、ＣｏＰｔ基合金結晶粒間の粒間相互作用が大きくなってしまうと、ＣｏＰｔ基合金－酸化物のグラニュラ構造からなる磁性薄膜の保磁力Ｈcが小さくなってしまい、熱安定性が損なわれて熱揺らぎ現象が発生しやすくなってしまう。したがって、ＣｏＰｔ基合金結晶粒間の粒間相互作用を小さくすることも重要である。
　以上述べたような要求を満足させるべく、ＣｏＰｔ基合金結晶粒に対する粒界材料として用いるための酸化物が種々検討されてきた（例えば、非特許文献５、６参照）。しかしながら、材料選定の指針が明確になっておらず、現在でも、ＣｏＰｔ基合金結晶粒に対する粒界材料として用いるための酸化物について検討が続けられている。
T. Oikawa et al., IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, 2002年9月, VOL.38, NO.5, p.1976-1978 S. N. Piramanayagam, JOURNAL OF APPLIED PHYSICS, 2007年,102, 011301 A. Ishikawa and R. Sinclair, IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, 1996年9月, VOL.32, NO.5, p.3605-3607 S. Saito, S. Hinata, and M. Takahashi, IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, 2014年3月, VOL.50, NO.3, 3201205 J. Ariake, T. Chiba, and N. Honda, IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, 2005年10月, VOL.41, NO.10, p.3142-3144 V. Sokalski, J. Zhu., and D. E. Laughlin, IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, 2010年6月, VOL.46, NO.6, p.2260-2263
　本発明は、かかる状況に鑑みてなされたものであって、保磁力Ｈcの大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットを提供することを課題とする。
　本発明者は、前記課題を解決するべく鋭意研究した結果、磁性薄膜の保磁力Ｈcを大きくするのに適した酸化物は、融点が６００℃以下で、かつ、Ｏ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが－１０００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以上－５００ｋＪ／ｍｏｌＯ2 以下の酸化物であることを見出した。
　本発明は、この新たな知見に基づきなされたものである。
　即ち、本発明に係るスパッタリングターゲットの態様は、金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、不可避的な不純物以外に金属Ｃｒを含まないスパッタリングターゲットであり、前記酸化物は、融点が６００℃以下で、かつ、当該酸化物のＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが－１０００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以上－５００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以下であることを特徴とするスパッタリングターゲットである。
　前記酸化物は、Ｂ2Ｏ3を含有してなることが好ましい。
　前記酸化物は、Ｂ2Ｏ3であることが好ましい。
　また、前記酸化物を１０～５０ｖｏｌ％含有することが好ましく、前記酸化物を２０～４０ｖｏｌ％含有することがより好ましく、前記酸化物を２５～３５ｖｏｌ％含有することがさらに好ましい。
　前記スパッタリングターゲットは、磁性薄膜の作製に好適に用いることができる。
　本発明によれば、保磁力Ｈcの大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットを提供することができる。
磁性薄膜（ＣｏＰｔ合金－酸化物系磁性薄膜）のヒステリシスループを示すグラフ 酸化物の融点Ｔmと磁性薄膜（ＣｏＰｔ合金－酸化物系磁性薄膜）の保磁力Ｈcとの関係を示すグラフ 酸化物のＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfと磁性薄膜（ＣｏＰｔ合金－酸化物）の保磁力Ｈcとの関係を示すグラフ 実施例１の焼結体テストピースの厚さ方向断面の金属顕微鏡写真 実施例１の焼結体テストピースの厚さ方向断面の金属顕微鏡写真
　本発明の実施形態に係るスパッタリングターゲットは、金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、不可避的な不純物以外に金属Ｃｒを含まず、また、前記酸化物は、Ｂ2Ｏ3を含有してなることを特徴とする。なお、本明細書では、金属Ｃｏを単にＣｏと記載し、金属Ｐｔを単にＰｔと記載することがある。
１．ターゲットの構成成分
　本実施形態に係るスパッタリングターゲットは、金属成分としてＣｏおよびＰｔを含むが、磁性薄膜を形成する支障とならなければさらに他の金属（例えば、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏ等）を含んでいてもよい。ただし、本発明者らの先願（特願２０１４－９５５６６およびＰＣＴ／ＪＰ２０１５／０６１４０９）で実証しているように、Ｃｒが含まれていると磁性薄膜の結晶磁気異方性定数Ｋuに悪影響を与えるので、不可避的な不純物以外の金属Ｃｒを含めることはできない。
　金属Ｃｏおよび金属Ｐｔは、スパッタリングによって形成される磁性薄膜のグラニュラ構造において、磁性結晶粒（微小な磁石）の構成成分となる。
　Ｃｏは強磁性金属元素であり、磁性薄膜のグラニュラ構造の磁性結晶粒（微小な磁石）の形成において中心的な役割を果たす。スパッタリングによって得られる磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）の結晶磁気異方性定数Ｋuを大きくするという観点および得られる磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金粒子の磁性を維持するという観点から、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中のＣｏの含有割合は、金属成分の全体（ＣｏとＰｔの合計）に対して２０～９０ａｔ％とすることが好ましく、２５～８５ａｔ％とすることがより好ましい。
　Ｐｔは、所定の組成範囲でＣｏと合金化することにより合金の磁気モーメントを低減させる機能を有し、磁性結晶粒の磁性の強さを調整する役割を有する。スパッタリングによって得られる磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）の結晶磁気異方性定数Ｋuを大きくするという観点および得られる磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）の磁性を調整するという観点から、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中のＰｔの含有割合は、金属成分の全体に対して１０～８０ａｔ％とすることが好ましく、１５～７５ａｔ％とすることがより好ましい。
　また、本実施形態に係るスパッタリングターゲットは、酸化物成分としてＢ2Ｏ3を含む。酸化物成分は、磁性薄膜のグラニュラ構造において、磁性結晶粒（微小な磁石）同士の間を仕切る非磁性マトリックスとなる。
　本実施形態に係るスパッタリングターゲットは、酸化物としてＢ2Ｏ3を含むが、磁性薄膜を形成する支障とならなければさらに他の酸化物（例えば、ＳｉＯ2、ＴｉＯ2、Ｔｉ2Ｏ3、Ｔａ2Ｏ5、Ｃｒ2Ｏ3、ＣｏＯ、Ｃｏ3Ｏ4、ＭｎＯ、Ｍｎ3Ｏ4、Ｆｅ2Ｏ3、ＣｕＯ、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5、ＭｏＯ3、ＣｅＯ2、Ｓｍ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、ＷＯ2、ＷＯ3、ＨｆＯ2、ＮｉＯ2等）を含んでいてもよい。ただし、後述する実施例で実証しているように、酸化物としてＢ2Ｏ3のみを用いることにより、室温で成膜して得られる磁性薄膜の保磁力Ｈcを特に大きくできるので、酸化物としてはＢ2Ｏ3のみを用いることが好ましい。
　スパッタリングターゲット全体に対する金属成分の含有割合および酸化物成分の含有割合は、目的とする磁性薄膜の成分組成によって決まり、特に限定されているわけではないが、スパッタリングターゲット全体に対する金属成分の含有割合は例えば８８～９４ｍｏｌ％とすることができ、スパッタリングターゲット全体に対する酸化物成分の含有割合は例えば６～１２ｍｏｌ％とすることができる。
　酸化物成分は、前述したように、磁性薄膜のグラニュラ構造において、磁性結晶粒（微小な磁石）同士の間を仕切る非磁性マトリックスとなる。このため、磁性薄膜中の酸化物の含有量を多くした方が磁性結晶粒同士の間を確実に仕切りやすくなり、磁性結晶粒同士を独立させやすくなるので好ましい。この点から、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中に含まれる酸化物の含有量は１０ｖｏｌ％以上であることが好ましく、２０ｖｏｌ％以上であることがより好ましく、２５ｖｏｌ％以上であることがさらに好ましい。
　ただし、磁性薄膜中の酸化物の含有量が多くなりすぎると、酸化物がＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）中に混入してＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）の結晶性に悪影響を与えて、ＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）においてｈｃｐ以外の構造の割合が増えるおそれがある。また、磁性薄膜における単位面積あたりの磁性結晶粒の数が減るため、記録密度を高めにくくなる。これらの点から、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中に含まれる酸化物の含有量は５０ｖｏｌ％以下であることが好ましく、４０ｖｏｌ％以下であることがより好ましく、３５ｖｏｌ％以下であることがさらに好ましい。
　したがって、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中に含まれる酸化物のスパッタリングターゲット全体に対する含有量は、１０～５０ｖｏｌ％であることが好ましく、２０～４０ｖｏｌ％であることがより好ましく、２５～３５ｖｏｌ％であることがさらに好ましい。
２．スパッタリングターゲットのミクロ構造
　本実施形態に係るスパッタリングターゲットのミクロ構造は特に限定されるわけではないが、金属相と酸化物相とが微細に分散し合ってお互いに分散し合ったミクロ構造とすることが好ましい。このようなミクロ構造とすることにより、スパッタリングを実施している際に、ノジュールやパーティクル等の不具合が発生しにくくなる。
３．スパッタリングターゲットの製造方法
　本実施形態に係るスパッタリングターゲットは、例えば、以下のようにして製造することができる。
（１）ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末の作製
　所定の組成（金属Ｃｏと金属Ｐｔとの合計に対する該金属Ｃｏの原子数比が２０～９０ａｔ％）となるようにＣｏ、Ｐｔを秤量してＣｏＰｔ合金溶湯を作製する。そして、ガスアトマイズを行い、所定の組成（金属Ｃｏと金属Ｐｔとの合計に対する該金属Ｃｏの原子数比が２０～９０ａｔ％であることが好ましい。）のＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末を作製する。作製したＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末は分級して、粒径が所定の粒径以下（例えば１０６μｍ以下）となるようにする。
　なお、ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末の磁性を大きくできる点で、含有する金属Ｃｏと金属Ｐｔとの合計に対する該金属Ｃｏの原子数比を２５ａｔ％以上とすることがより好ましく、３０ａｔ％以上とすることがさらに好ましい。
（２）加圧焼結用混合粉末の作製
　（１）で作製したＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末にＢ2Ｏ3粉末を加えてボールミルで混合分散して、加圧焼結用混合粉末を作製する。ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末とＢ2Ｏ3粉末とをボールミルで混合分散することにより、ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末とＢ2Ｏ3粉末とが微細に分散し合った加圧焼結用混合粉末を作製することができる。
　得られるスパッタリングターゲットを用いて作製される磁性薄膜において、Ｂ2Ｏ3によって磁性結晶粒同士の間を確実に仕切って磁性結晶粒同士を独立させやすくなる観点、ＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）がｈｃｐ構造となりやすくなる観点、および記録密度を高める観点から、Ｂ2Ｏ3粉末の加圧焼結用混合粉末の全体に対する体積分率は、１０～５０ｖｏｌ％であることが好ましく、２０～４０ｖｏｌ％であることがより好ましく、２５～３５ｖｏｌ％であることがさらに好ましい。
（３）成形
　（２）で作製した加圧焼結用混合粉末を、例えば真空ホットプレス法により加圧焼結して成形し、スパッタリングターゲットを作製する。（２）で作製した加圧焼結用混合粉末はボールミルで混合分散されており、ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末とＢ2Ｏ3粉末とが微細に分散し合っているので、本製造方法により得られたスパッタリングターゲットを用いてスパッタリングを行っているとき、ノジュールやパーティクルの発生等の不具合は発生しにくい。
　なお、加圧焼結用混合粉末を加圧焼結する方法は特に限定されず、真空ホットプレス法以外の方法でもよく、例えばＨＩＰ法等を用いてもよい。
（４）変形例
　（１）～（３）で説明した製造方法の例では、アトマイズ法を用いてＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末を作製し、作製したＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末にＢ2Ｏ3粉末を加えてボールミルで混合分散して、加圧焼結用混合粉末を作製しているが、ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末を用いることに替えて、Ｃｏ単体粉末およびＰｔ単体粉末を用いてもよい。この場合には、Ｃｏ単体粉末、Ｐｔ単体粉末、およびＢ2Ｏ3粉末の３種類の粉末をボールミルで混合分散して加圧焼結用混合粉末を作製する。
　本発明者らの先願（特願２０１４－９５５６６およびＰＣＴ／ＪＰ２０１５／０６１４０９）で実証しているように、金属Ｃｒが含まれていると磁性薄膜の結晶磁気異方性定数Ｋuに悪影響を与えるので、本発明では、磁性薄膜の形成に用いるスパッタリングターゲットから不可避的な不純物以外の金属Ｃｒを除いている。
　そのため、以下に記載する実施例および比較例においては、磁性薄膜の形成に用いるスパッタリングターゲットから不可避的な不純物以外の金属Ｃｒを除くこと（磁性薄膜中の磁性結晶粒を、不可避的な不純物以外の金属Ｃｒを含有していないＣｏＰｔ合金で形成すること）を前提に、合計で１３種類の酸化物で検討を行った。
（実施例１）
　ＤＣスパッタ装置を用いてスパッタリングを行い、磁気記録膜を作製した。磁気記録膜はガラス基板上に作製した。作製した磁気記録膜の層構成は、ガラス基板に近い方から順に表示して、Ｔａ(5nm, 0.6Pa)/Ｐｔ(6nm, 0.6Pa)/Ｒｕ(10nm, 0.6Pa)/Ｒｕ(10nm, 8Pa)/Ｃｏ60Ｃｒ40－26vol%ＳｉＯ2(2nm, 4Pa)/ＣｏＰｔ合金－Ｂ2Ｏ3 (16nm, 8Pa)/Ｃ (7nm, 0.6Pa)である。括弧内の左側の数字は膜厚を示し、右側の数字はスパッタリングを行ったときのＡｒ雰囲気の圧力を示す。ＣｏＰｔ合金－Ｂ2Ｏ3が垂直磁気記録媒体の記録層となる磁性薄膜である。
　実施例１として作製したターゲット全体の組成は、モル比で表すと、９１．４（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－７．５Ｂ2Ｏ3であり、以下のようにしてターゲットの作製を行うとともに評価を行った。なお、酸化物（Ｂ2Ｏ3）の含有割合をターゲット全体に対する体積分率で表して、本実施例１で作製したターゲット全体の組成を表示すると、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％Ｂ2Ｏ3である。
　本実施例１に係るターゲットの作製に際しては、まず、８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末を作製した。具体的には、合金組成がＣｏ：８０ａｔ％、Ｐｔ：２０ａｔ％となるように各金属を秤量し、１５００℃以上に加熱して合金溶湯とし、ガスアトマイズを行って８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末を作製した。
　作製した８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末を１５０メッシュのふるいで分級して、粒径が１０６μｍ以下の８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末を得た。
　分級後の８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末１１５０ｇに、Ｂ2Ｏ3粉末７４．７８ｇを添加してボールミルで混合分散を行い、加圧焼結用混合粉末を得た。ボールミルの累計回転回数は２,８０５,８４０回であった。
　得られた加圧焼結用混合粉末３０ｇを、焼結温度：７２０℃、圧力：２４．５ＭＰａ、時間：３０ｍｉｎ、雰囲気：５×１０-2Ｐａ以下の条件でホットプレスを行い、焼結体テストピース（φ３０ｍｍ）を作製した。作製した焼結体テストピースの相対密度は９９．００９％であった。なお、計算密度は９．０４ｇ／ｃｍ3である。
　図４および図５は、得られた焼結体テストピースの厚さ方向断面の金属顕微鏡写真であり、図４は撮影時の倍率が１００倍の写真（写真中の縮尺目盛りは５００μｍ）で、図５は撮影時の倍率が５００倍の写真（写真中の縮尺目盛りは１００μｍ）である。
　図４および図５からわかるように、８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金相とＢ2Ｏ3相とは微細に混合分散されていた。
　次に、作製した加圧焼結用混合粉末を用いて、焼結温度：７２０℃、圧力：２４．５ＭＰａ、時間：６０ｍｉｎ、雰囲気：５×１０-2Ｐａ以下の条件でホットプレスを行い、φ１５３．０×１．０ｍｍ＋φ１６１．０×４．０ｍｍのターゲットを１つ作製した。作製したターゲットの相対密度は１０１．０％であった。
　作製したターゲットについて、ＡＳＴＭ　Ｆ２０８６－０１に基づき、漏洩磁束についての評価を行ったところ、平均漏洩磁束率は３０．９％であった。この平均漏洩磁束率はマグネトロンスパッタリングを良好に行うのに十分な数値である。
　次に、作製したターゲットを用いてマグネトロンスパッタリングを行い、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％Ｂ2Ｏ3からなる磁性薄膜を基板上に成膜させ、磁気特性測定用サンプルを作製した。この磁気特性測定用サンプルの層構成は、前述したように、ガラス基板に近い方から順に表示して、ガラス/Ｔａ(5nm, 0.6Pa)/Ｐｔ(6nm, 0.6Pa)/Ｒｕ(10nm, 0.6Pa)/Ｒｕ(10nm, 8Pa)/Ｃｏ60Ｃｒ40－26vol%ＳｉＯ2(2nm, 4Pa)/ＣｏＰｔ合金－Ｂ2Ｏ3(16nm, 8Pa)/Ｃ(7nm, 0.6Pa)である。括弧内の左側の数字は膜厚を示し、右側の数字はスパッタリングを行ったときのＡｒ雰囲気の圧力を示す。
　ＣｏＰｔ合金－Ｂ2Ｏ3が本実施例で作製したターゲットを用いて成膜した磁性薄膜である。なお、この磁性薄膜を成膜する際には基板は昇温させておらず、室温で成膜した。
　得られた磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は８．８ｋＯｅであった。現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力Ｈcは６～７ｋＯｅ程度である。
　実施例１のヒステリシスループを、他の比較例の結果と合わせて図１に示す。図１の横軸は加えた磁場の強さである。図１の縦軸は、入射光の偏光の軸の回転角（カー回転角）を飽和カー回転角で除して規格化した値である。
　保磁力Ｈcについての測定結果を比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。図２および図３の縦軸は保磁力Ｈcであるが、図２の横軸は当該酸化物の融点Ｔm（℃）であり、図３の横軸は当該酸化物が生成するときのＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧf（ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2）である。
（比較例１）
　比較例１として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＷＯ3である。用いる酸化物をＷＯ3とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は７．１ｋＯｅであった。比較例１のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例２）
　比較例２として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＴｉＯ2である。用いる酸化物をＴｉＯ2とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は５．８ｋＯｅであった。比較例２のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例３）
　比較例３として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＳｉＯ2である。用いる酸化物をＳｉＯ2とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は５．２ｋＯｅであった。比較例３のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例４）
　比較例４として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％Ａｌ2Ｏ3である。用いる酸化物をＡｌ2Ｏ3とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は０．８ｋＯｅであった。比較例４のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例５）
　比較例５として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＭｏＯ3である。用いる酸化物をＭｏＯ3とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は５．１ｋＯｅであった。比較例５のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例６）
　比較例６として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＺｒＯ2である。用いる酸化物をＺｒＯ2とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は１．６ｋＯｅであった。比較例６のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例７）
　比較例７として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％Ｃｏ3Ｏ4である。用いる酸化物をＣｏ3Ｏ4とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は４．７ｋＯｅであった。比較例７のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例８）
　比較例８として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＭｎＯである。用いる酸化物をＭｎＯとした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は５．６ｋＯｅであった。比較例８のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例９）
　比較例９として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％Ｃｒ2Ｏ3である。用いる酸化物をＣｒ2Ｏ3とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は３．３ｋＯｅであった。比較例９のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例１０）
　比較例１０として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％Ｙ2Ｏ3である。用いる酸化物をＹ2Ｏ3とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は１．２ｋＯｅであった。比較例１０のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例１１）
　比較例１１として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＷＯ2である。用いる酸化物をＷＯ2とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は３．３ｋＯｅであった。比較例１１のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（比較例１２）
　比較例１２として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％Ｍｎ3Ｏ4である。用いる酸化物をＭｎ3Ｏ4とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。読み取った保磁力Ｈcの値は５．３ｋＯｅであった。比較例１２のヒステリシスループを、他の実施例および比較例の結果と合わせて図１に示す。また、保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図２および図３に示す。
（酸化物の種類についての考察（実施例１、比較例１～１２））
　実施例１および比較例１～１２で用いた酸化物についての融点およびＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfならびに実施例１および比較例１～１２の磁気特性測定用サンプルとして得られた磁性薄膜の保磁力Ｈcの値を、次の表１に一覧にして示す。なお、実施例１および比較例１～１２で用いた酸化物の含有量は、ターゲット全体に対していずれも３０ｖｏｌ％である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１ならびに図２および図３からわかるように、磁性薄膜の保磁力Ｈcの値は、用いた酸化物の融点Ｔmが低いほど大きくなる傾向があり、融点が６００℃以下の時に特に大きくなっている。一方、酸化物のＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfに対しては、磁性薄膜の保磁力Ｈcの値は、酸化物の標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが－１０００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以上－５００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以下の範囲に入っているときに大きくなる。
　したがって、磁性薄膜の保磁力Ｈcを大きくするのに適した酸化物は、融点が６００℃以下で、かつ、Ｏ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが－１０００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以上－５００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以下の酸化物であると考えられる。
　なお、磁性薄膜の保磁力Ｈcを大きくするのに適した酸化物は、その融点が６００℃以下で、かつ、Ｏ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが－１０００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以上－５００ｋＪ／ｍｏｌＯ2 以下であることの理由は現段階では明確になっていないが、磁性薄膜の保磁力Ｈcの値は、用いた酸化物の融点Ｔmが低いほど大きくなる傾向があることについては、次のように説明することができる。即ち、磁性薄膜よりも下層に（基板寄りに）位置するＲｕ層は表面に凹凸を有するところ、スパッタリング後の冷却過程において、融点が１４６０℃と高いＣｏＰｔ合金がまずＲｕ層の凸部（Ｒｕ層の凸部の表面のＣｏ60Ｃｒ40－26vol%ＳｉＯ2層）に選択的に析出して柱状に成長する一方、融点の低い酸化物は液体のままであるので、酸化物は柱状に成長するＣｏＰｔ合金粒子の間に液体の状態で存在すると考えられる。そして、さらに冷却が進むと、ＣｏＰｔ合金粒子の間に存在する液体の酸化物も固体となるため、柱状に成長したＣｏＰｔ合金粒子の間を仕切るように酸化物の壁体ができ、グラニュラ構造になると考えられる。
　したがって、融点の低い酸化物を用いた方が、酸化物の壁体によってＣｏＰｔ合金粒子の間をより確実に仕切ることになり、ＣｏＰｔ合金粒子同士の間の相互作用が小さくなるため、融点の低い酸化物を用いた磁性薄膜の方が保磁力Ｈcが大きくなるものと考えられる。
　なお、酸化物のＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが小さい（マイナスが大きい）ほど、その酸化物は酸化物として安定するので、この点では、酸化物のＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが小さい（マイナスが大きい）ほど好ましいと考えられる。
　また、表１からわかるように、実施例１のスパッタリングターゲットで用いた酸化物Ｂ2Ｏ3は融点Ｔｍが４５０℃であって６００℃以下であり、かつ、Ｏ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが－７９５．８ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2であって－１０００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以上－５００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以下であるので、実施例１のスパッタリングターゲットは本発明の範囲に含まれる。実施例１で作製した磁気特性測定用サンプルの保磁力Ｈcの値は８．８ｋＯｅであり、他の酸化物を用いた比較例１～１２と比べて保磁力Ｈcの値が特に大きくなっており、保磁力Ｈcの値が唯一８ｋＯｅを上回っている。
　したがって、ＣｏＰｔ合金－酸化物系磁性薄膜の保磁力Ｈcを大きくするためには、実施例１のように、Ｂ2Ｏ3を用いたＣｏＰｔ合金－酸化物系ターゲットを用いることが最も適切であると考えられる。
（酸化物含有量についての追加検討（実施例２～８））
　前述したように、ＣｏＰｔ合金－酸化物系磁性薄膜の保磁力Ｈcを大きくするためには、実施例１のように、Ｂ2Ｏ3を用いたＣｏＰｔ合金－酸化物系ターゲットを用いることが最も適切であると考えられる。
　しかしながら、実施例１で用いたスパッタリングターゲットにおけるＢ2Ｏ3の含有量は、３０ｖｏｌ％の１種類のみである。
　そこで、Ｂ2Ｏ3の含有量を変えた以外は実施例１と同様にしてターゲット（ＣｏとＰｔの組成は８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）を複数作製して追加検討を行った。追加検討したスパッタリングターゲット（実施例２～８）中のＢ2Ｏ3の含有量は、実施例２が１０ｖｏｌ％であり、実施例３が１５ｖｏｌ％であり、実施例４が２０ｖｏｌ％であり、実施例５が２５ｖｏｌ％であり、実施例６が３５ｖｏｌ％であり、実施例７が４０ｖｏｌ％であり、実施例８が５０ｖｏｌ％である。作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、磁気特性測定用サンプルについて、ヒステリシスループを磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、ヒステリシスループから保磁力Ｈcを読み取った。
　それらの測定結果を実施例１の測定結果とともに次の表２に一覧にして示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２からわかるように、実施例１～８のいずれにおいても保磁力Ｈcが５ｋＯｅを上回っており、良好な結果が得られた。したがって、酸化物としてＢ2Ｏ3を用いたＣｏＰｔ－酸化物ターゲットの場合、ターゲット全体に対するＢ2Ｏ3の含有量が１０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下であれば、保磁力Ｈcが５ｋＯｅを上回る良好な磁性薄膜を得ることができると考えられる。
　また、表２からわかるように、ターゲット全体に対するＢ2Ｏ3の含有量が２０ｖｏｌ％以上４０ｖｏｌ％以下のとき、保磁力Ｈcが７．６ｋＯｅ以上であるより良好な磁性薄膜が得られているので、ターゲット全体に対するＢ2Ｏ3の含有量は２０ｖｏｌ％以上４０ｖｏｌ％以下であることがより好ましいと考えられる。
　また、表２からわかるように、ターゲット全体に対するＢ2Ｏ3の含有量が２５ｖｏｌ％以上３５ｖｏｌ％以下のとき、保磁力Ｈcが８．２ｋＯｅ以上である特に良好な磁性薄膜が得られているので、ターゲット全体に対するＢ2Ｏ3の含有量は２５ｖｏｌ％以上３５ｖｏｌ％以下であることが特に好ましいと考えられる。
　本発明に係るスパッタリングターゲットは、保磁力の大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットであり、産業上の利用可能性を有する。

Claims (7)

  1. 　金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、
    　不可避的な不純物以外に金属Ｃｒを含まないスパッタリングターゲットであり、
    　前記酸化物は、融点が６００℃以下で、かつ、当該酸化物のＯ2１ｍｏｌあたりの標準生成ギブズ自由エネルギーΔＧfが－１０００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以上－５００ｋＪ／ｍｏｌ Ｏ2 以下であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
  2. 　前記酸化物は、Ｂ2Ｏ3を含有してなることを特徴とする請求項１に記載のスパッタリングターゲット。
  3. 　前記酸化物は、Ｂ2Ｏ3であることを特徴とする請求項１に記載のスパッタリングターゲット。
  4. 　前記酸化物を、１０～５０ｖｏｌ％含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のスパッタリングターゲット。
  5. 　前記酸化物を、２０～４０ｖｏｌ％含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のスパッタリングターゲット。
  6. 　前記酸化物を、２５～３５ｖｏｌ％含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載のスパッタリングターゲット。
  7. 　前記スパッタリングターゲットは、磁性薄膜の作製に使用可能なことを特徴とする請求項１～６のいずれかに記載のスパッタリングターゲット。
PCT/JP2016/083777 2015-11-27 2016-11-15 スパッタリングターゲット WO2017090481A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MYPI2018701946A MY187547A (en) 2015-11-27 2016-11-15 Sputtering target
US15/779,012 US11072851B2 (en) 2015-11-27 2016-11-15 Sputtering target
CN201680069144.XA CN108291294B (zh) 2015-11-27 2016-11-15 溅射靶
SG11201804080RA SG11201804080RA (en) 2015-11-27 2016-11-15 Sputtering target
US17/319,375 US20210269911A1 (en) 2015-11-27 2021-05-13 Sputtering target

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015232446A JP6504605B2 (ja) 2015-11-27 2015-11-27 スパッタリングターゲット
JP2015-232446 2015-11-27

Related Child Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US15/779,012 A-371-Of-International US11072851B2 (en) 2015-11-27 2016-11-15 Sputtering target
US17/319,375 Continuation US20210269911A1 (en) 2015-11-27 2021-05-13 Sputtering target

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017090481A1 true WO2017090481A1 (ja) 2017-06-01

Family

ID=58764151

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/083777 WO2017090481A1 (ja) 2015-11-27 2016-11-15 スパッタリングターゲット

Country Status (7)

Country Link
US (2) US11072851B2 (ja)
JP (1) JP6504605B2 (ja)
CN (1) CN108291294B (ja)
MY (1) MY187547A (ja)
SG (1) SG11201804080RA (ja)
TW (1) TWI642798B (ja)
WO (1) WO2017090481A1 (ja)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6504605B2 (ja) * 2015-11-27 2019-04-24 田中貴金属工業株式会社 スパッタリングターゲット
TWI679291B (zh) * 2017-09-21 2019-12-11 日商Ｊｘ金屬股份有限公司 濺鍍靶、積層膜之製造方法、積層膜及磁記錄媒體
TWI702294B (zh) * 2018-07-31 2020-08-21 日商田中貴金屬工業股份有限公司 磁氣記錄媒體用濺鍍靶
CN114600190B (zh) * 2019-11-01 2024-10-29 田中贵金属工业株式会社 热辅助磁记录介质用溅射靶

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007004957A (ja) * 2005-06-24 2007-01-11 Heraeus Inc 磁気記録媒体の製造方法
JP2009102707A (ja) * 2007-10-24 2009-05-14 Mitsui Mining & Smelting Co Ltd 磁気記録膜用スパッタリングターゲットおよびその製造方法
WO2010074171A1 (ja) * 2008-12-26 2010-07-01 三井金属鉱業株式会社 スパッタリングターゲットおよび膜の形成方法
JP2012117147A (ja) * 2010-11-12 2012-06-21 Jx Nippon Mining & Metals Corp コバルト酸化物が残留したスパッタリングターゲット
WO2013125469A1 (ja) * 2012-02-22 2013-08-29 Jx日鉱日石金属株式会社 磁性材スパッタリングターゲット及びその製造方法
WO2014178310A1 (ja) * 2013-04-30 2014-11-06 Jx日鉱日石金属株式会社 焼結体、同焼結体からなる磁気記録膜形成用スパッタリングターゲット
JP2015212409A (ja) * 2014-05-02 2015-11-26 田中貴金属工業株式会社 スパッタリングターゲットおよびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SG11201407011UA (en) * 2012-09-18 2014-11-27 Jx Nippon Mining & Metals Corp Sputtering target
JP6073194B2 (ja) * 2013-07-03 2017-02-01 昭和電工株式会社 磁気記録媒体、磁気記憶装置
JP6504605B2 (ja) * 2015-11-27 2019-04-24 田中貴金属工業株式会社 スパッタリングターゲット

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007004957A (ja) * 2005-06-24 2007-01-11 Heraeus Inc 磁気記録媒体の製造方法
JP2009102707A (ja) * 2007-10-24 2009-05-14 Mitsui Mining & Smelting Co Ltd 磁気記録膜用スパッタリングターゲットおよびその製造方法
WO2010074171A1 (ja) * 2008-12-26 2010-07-01 三井金属鉱業株式会社 スパッタリングターゲットおよび膜の形成方法
JP2012117147A (ja) * 2010-11-12 2012-06-21 Jx Nippon Mining & Metals Corp コバルト酸化物が残留したスパッタリングターゲット
WO2013125469A1 (ja) * 2012-02-22 2013-08-29 Jx日鉱日石金属株式会社 磁性材スパッタリングターゲット及びその製造方法
WO2014178310A1 (ja) * 2013-04-30 2014-11-06 Jx日鉱日石金属株式会社 焼結体、同焼結体からなる磁気記録膜形成用スパッタリングターゲット
JP2015212409A (ja) * 2014-05-02 2015-11-26 田中貴金属工業株式会社 スパッタリングターゲットおよびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN108291294B (zh) 2020-03-17
TWI642798B (zh) 2018-12-01
US20180355473A1 (en) 2018-12-13
US20210269911A1 (en) 2021-09-02
TW201732060A (zh) 2017-09-16
CN108291294A (zh) 2018-07-17
US11072851B2 (en) 2021-07-27
SG11201804080RA (en) 2018-06-28
MY187547A (en) 2021-09-29
JP6504605B2 (ja) 2019-04-24
JP2017095790A (ja) 2017-06-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6958819B2 (ja) 磁気記録媒体用スパッタリングターゲット
JP6416497B2 (ja) スパッタリングターゲットおよびその製造方法
US20210269911A1 (en) Sputtering target
JP2023144067A (ja) スパッタリングターゲット、グラニュラ膜および垂直磁気記録媒体
JP7513667B2 (ja) スパッタリングターゲット、積層膜の製造方法および、磁気記録媒体の製造方法
JP5801496B2 (ja) スパッタリングターゲット
WO2018123500A1 (ja) 磁性材スパッタリングターゲット及びその製造方法
JP5768029B2 (ja) マグネトロンスパッタリング用ターゲットおよびその製造方法
TWI812869B (zh) 磁性記錄媒體用濺鍍靶
CN112106134B (zh) 磁记录介质用溅射靶
JP7554192B2 (ja) 非磁性層形成用スパッタリングターゲット部材
JP7189520B2 (ja) スパッタリングターゲット
TWI671418B (zh) 濺鍍靶、積層膜之製造方法、積層膜及磁記錄媒體
CN114600190A (zh) 热辅助磁记录介质用溅射靶

Legal Events

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

Ref document number: 16868429

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

DPE1 Request for preliminary examination filed after expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101)
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 11201804080R

Country of ref document: SG

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 16868429

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1