TWI585213B - Sputtering target and its manufacturing method - Google Patents

Sputtering target and its manufacturing method Download PDF

Info

Publication number
TWI585213B
TWI585213B TW104113527A TW104113527A TWI585213B TW I585213 B TWI585213 B TW I585213B TW 104113527 A TW104113527 A TW 104113527A TW 104113527 A TW104113527 A TW 104113527A TW I585213 B TWI585213 B TW I585213B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
magnetic
film
coercive force
oxide
sputtering target
Prior art date
Application number
TW104113527A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201606092A (zh
Inventor
Kim Kong Tham
Toshiya Yamamoto
Shin Saito
Shintaro Hinata
Migaku Takahashi
Original Assignee
Tanaka Precious Metal Ind
Univ Tohoku
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 Tanaka Precious Metal Ind, Univ Tohoku filed Critical Tanaka Precious Metal Ind
Publication of TW201606092A publication Critical patent/TW201606092A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI585213B publication Critical patent/TWI585213B/zh

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/14—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of noble metals or alloys based thereon
    • 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
    • C23C14/08—Oxides
    • C23C14/083—Oxides of refractory metals or yttrium
    • 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
    • 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
    • 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
    • C23C14/58—After-treatment
    • C23C14/5806—Thermal treatment
    • 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
    • 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
    • B22F2301/00—Metallic composition of the powder or its coating
    • B22F2301/15—Nickel or cobalt
    • 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
    • B22F2301/00—Metallic composition of the powder or its coating
    • B22F2301/25—Noble metals, i.e. Ag Au, Ir, Os, Pd, Pt, Rh, Ru
    • 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
    • B22F2302/00—Metal Compound, non-Metallic compound or non-metal composition of the powder or its coating
    • B22F2302/25—Oxide
    • 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
    • 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
    • B22F2999/00—Aspects linked to processes or compositions used in powder metallurgy
    • 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
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/14—Both compacting and sintering simultaneously
    • 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
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/04—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from solid material, e.g. by crushing, grinding or milling
    • 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
    • B22F9/00—Making metallic powder or suspensions thereof
    • B22F9/02—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes
    • B22F9/06—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material
    • B22F9/08—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying
    • B22F9/082—Making metallic powder or suspensions thereof using physical processes starting from liquid material by casting, e.g. through sieves or in water, by atomising or spraying atomising using a fluid

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Analytical Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Physical Vapour Deposition (AREA)
  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Description

濺鍍靶及其製造方法
本發明為有關濺鍍靶及其製造方法，更詳言之，關於可製作保磁力為大的磁性薄膜之濺鍍靶及其製造方法。尚，以下之中，有將濺鍍靶簡單記載為「靶」之情形。
在硬式磁碟機(hard disk drive)之磁碟中，作為擔任資訊信號之記錄之磁性記錄膜，係使用由CoPtCr-氧化物系粒狀構造所成的磁性薄膜(參考例如非專利文獻1)。在該磁性薄膜中，為了進而提升記錄密度，必須使磁性記錄層(磁性薄膜)中所包含的磁性晶粒子細微化。
然而，隨磁性晶粒子之細微化之進展之結果，由於超順磁(superparamagnetism)現象使得記錄信號之熱安定性受損，而產生記錄信號消失之所謂熱擾動(thermal fluctuation)現象。對於使磁碟高記錄密度化而言，該熱擾動現象成為大的障礙。
為了解決該障礙，以使磁能能戰勝熱能般地，必須使各磁性晶粒子中的磁能增大，但各磁性晶粒子 之磁能，係以磁性晶粒子之體積v與結晶磁性異向性常數Ku之乘積v×Ku來決定。因此，為了增大磁能，使磁性晶粒子之結晶磁性異向性常數Ku增大為必要且不可或缺的(參考例如非專利文獻2)。
現今的垂直磁性記錄膜之構造，係由柱狀的CoPtCr晶粒、與包圍該周圍的氧化物的晶界所成的粒狀構造。為了提高由該粒狀構造所成的CoPtCr-氧化物膜之結晶磁性異向性常數Ku，已嘗試將基板溫度以昇溫之狀態下來進行濺鍍。藉由將基板溫度以昇溫之狀態下來進行濺鍍，可促進於成膜中的金屬原子(Co原子、Pt原子、Cr原子)之擴散，係欲得到良好磁性晶粒之嘗試。
但是，將基板溫度以昇溫之狀態下來進行濺鍍並製作CoPtCr-氧化物膜時，CoPtCr磁性晶粒不成長為柱狀，而成長為球狀，磁性晶粒之磁性異向性會降低，而產生所謂所得到的CoPtCr-氧化物膜之結晶磁性異向性常數Ku為降低之現象(參考非專利文獻3)。
在此，本發明人嘗試將基板不以昇溫之狀態下(室溫下)來製作CoPtCr-氧化物膜，之後藉由進行退火(annealing)來使結晶磁性異向性常數Ku提升。但是，進行退火時，柱狀的CoPtCr磁性晶粒之下方部(接近於基板側之部位)之徑會變大，在CoPtCr磁性晶粒之下方部會產生磁性耦合，粒間相互作用變大，相反地使保磁力Hc降低。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[非專利文獻1]T. Oikawa et al., IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, 2002年9月，VOL.38, NO.5, p.1976-1978
[非專利文獻2]S. N. Piramanayagam, JOURNAL OF APPLIED PHYSICS, 2007年，102, 011301
[非專利文獻3]日向慎太郎、以外4名，第37回日本磁性學會學術講演會，2013年9月，5aA-1
本發明為有鑑於如此般狀況所完成之發明，且以提供可製作保磁力Hc為大的磁性薄膜之濺鍍靶及其製造方法為第一課題。
又，以提供可製作藉由進行退火處理而可提高保磁力Hc的磁性薄膜之濺鍍靶及其製造方法為第二課題。
本發明人為了解決前述課題經深入研究之結果發現，不以現今的磁性薄膜(垂直磁性記錄膜)所使用的CoPtCr合金來形成，而是以不使用Cr的CoPt合金來形成粒狀構造的磁性薄膜(垂直磁性記錄膜)中的磁性晶粒， 藉此可提升結晶磁性異向性常數Ku。
更，本發明人發現，以CoPt合金形成磁性晶粒並製作CoPt-氧化物膜之情形時，就室溫下成膜所得到的膜之保磁力Hc為大之點，及藉由將室溫下成膜所得到的膜進行退火處理可進而提高保磁力Hc之點而言，作為氧化物以WO3及TiO2為良好，其中又以WO3為特好。
本發明為基於該等新見解而完成者。
即，本發明相關的濺鍍靶，其係含有金屬Co、金屬Pt、及氧化物而成的濺鍍靶，其特徵為不含有金屬Cr，且前述氧化物為具有WO3及TiO2之中之至少任一方而成。
較佳為，前述濺鍍靶中，相對於金屬Co與金屬Pt之合計而言，含有金屬Co20~90at%。
較佳為，前述氧化物為WO3及TiO2之中之至少任一方。
又，較佳為，前述氧化物為具有WO3而成。
又，較佳為，前述氧化物為WO3。
又，較佳為，含有前述氧化物10~50vol%；又較佳為，含有前述氧化物25~35vol%。
又，較佳為，前述濺鍍靶可使用於磁性薄膜之製作。
較佳為，對於使用前述濺鍍靶所製作的磁性薄膜，藉由以300℃以上550℃以下之溫度範圍來進行退火處理，可使該磁性薄膜之保磁力相較於現今技術水平中 所能實現的保磁力(以下有記載為「現今技術水準之保磁力」)為同等級以上的保磁力，為6kOe以上。
又較佳為，前述氧化物為具有WO3而成，對於使用前述濺鍍靶所製作的磁性薄膜，藉由以400℃以上520℃以下之溫度範圍來進行退火處理，可使該磁性薄膜之保磁力超越現今技術水準之保磁力，為9kOe以上。
又，更佳為，前述氧化物為具有WO3而成，對於使用前述濺鍍靶所製作的磁性薄膜，藉由以460℃以上520℃以下之溫度範圍來進行退火處理，可使該磁性薄膜之保磁力超越現今技術水準之保磁力，為10kOe以上。
較佳為，進行前述退火處理後的前述磁性薄膜之構造為粒狀構造。
本發明相關的濺鍍靶之製造方法之第一樣態，其特徵為具有下述步驟：以霧化法來製作含有Co及Pt但不含有Cr的CoPt合金粉末之步驟；將前述製作的CoPt合金粉末、與氧化物粉末混合分散來製作加壓燒結用混合粉末之步驟；與將前述製作的加壓燒結用混合粉末加壓燒結之步驟，前述氧化物粉末為具有WO3及TiO2之中之至少任一方而成。
本發明相關的濺鍍靶之製造方法之第二樣態，其特徵為具有下述步驟：將Co粉末、Pt粉末、與氧化物粉末混合分散來得到加壓燒結用混合粉末之步驟；與將前述所得到的加壓燒結用混合粉末加壓燒結之步驟，前述氧化物粉末為具有WO3及TiO2之中之至少任一方而成。
較佳為，藉由前述製造方法所得到的濺鍍靶，相對於金屬Co與金屬Pt之合計而言，含有金屬Co20~90at%。
較佳為，前述氧化物粉末為WO3及TiO2之中之至少任一方。
又，較佳為，前述氧化物粉末為具有WO3而成。
又，較佳為，前述氧化物粉末為WO3。
又，較佳為，相對於前述加壓燒結用混合粉末之整體而言，前述氧化物粉末之體積分率為10~50vol%；又較佳為25~35vol%。
藉由本發明，可提供可製作保磁力Hc為大的磁性薄膜之濺鍍靶及其製造方法。
又，可提供可製作藉由進行退火處理而可提高保磁力Hc的磁性薄膜之濺鍍靶及其製造方法。
[圖1]表示存在於CoPt系合金粒子(磁性晶粒)內的fcc結晶構造之比例Pfcc之曲線。
[圖2]表示CoPt系合金-SiO2磁性薄膜之結晶磁性異向性常數Ku之測試結果之曲線。
[圖3]實施例1之燒結體試片之厚度方向剖面之金屬顯微鏡照片(攝影時的照片倍率100倍，照片中的縮尺刻度為500μm)。
[圖4]實施例1之燒結體試片之厚度方向剖面之金屬顯微鏡照片(攝影時的照片倍率500倍，照片中的縮尺刻度為100μm)。
[圖5]表示對於磁性薄膜(CoPt合金-氧化物)之保磁力Hc之測試結果之曲線。
[圖6]表示磁性薄膜(CoPt合金-氧化物)之M-H loop(磁滯曲線)之曲線。
[圖7]實施例1之磁性薄膜之TEM照片，(a)未進行退火處理的CoPt-WO3磁性薄膜之平面TEM照片，(b)以500℃進行退火處理的CoPt-WO3磁性薄膜之平面TEM照片，(c)以500℃進行退火處理的CoPt-WO3磁性薄膜之剖面TEM照片。
[圖8]將對於實施例1之磁性薄膜中的CoPt合金磁性晶粒所計算出的結晶磁性異向性常數Ku grain與異向性磁場Hk grain作為曲線而予以表現之圖。
[實施發明之的最佳形態]
本發明實施形態相關的濺鍍靶，其係含有金屬Co、金屬Pt、及氧化物而成的濺鍍靶，其特徵為不含有金屬Cr，且前述氧化物為具有WO3及TiO2之中之至少 任一方而成。
1.靶之構成成分
本實施形態相關的濺鍍靶，作為金屬成分為包含Co及Pt，但只要是不妨礙磁性薄膜之形成亦可含有其他金屬(例如，Au、Ag、Ru、Rh、Pd、Ir、W、Ta、Cu、B、Mo等)。但是，如以後述參考例所證實般，當包含金屬Cr時，會對於磁性薄膜的結晶磁性異向性常數Ku造成不良影響，故不可包含金屬Cr。
金屬Co及金屬Pt，在藉由濺鍍所形成的磁性薄膜的粒狀構造中，係成為磁性晶粒(微小磁鐵)的構成成分。
Co為強磁性金屬元素。在磁性薄膜的粒狀構造的磁性晶粒(微小磁鐵)之形成中擔任核心角色。就所謂提高藉由濺鍍所得到的磁性薄膜中的CoPt合金粒子(磁性晶粒)的結晶磁性異向性常數之觀點、及所謂維持所得到的磁性薄膜中的CoPt合金粒子的磁性之觀點而言，相對於金屬成分之整體(金屬Co與金屬Pt之合計)而言，本實施形態相關的濺鍍靶中的金屬Co之含有比例較佳設為20~90at%，又較佳設為25~85at%。
Pt為具有藉由以指定的組成範圍與Co進行合金化而可使合金的磁矩(magnetic moment)降低之機能，並具有調整磁性晶粒之磁性強度之角色。就所謂提高藉由濺鍍所得到的磁性薄膜中的CoPt合金粒子(磁性晶粒)的結 晶磁性異向性常數之觀點、及所謂調整所得到的磁性薄膜中的CoPt合金粒子(磁性晶粒)之磁性之觀點而言，相對於金屬成分之整體而言，本實施形態相關的濺鍍靶中的金屬Pt之含有比例較佳設為10~80at%，又較佳設為15~75at%。
又，本實施形態相關的濺鍍靶，作為氧化物成分為包含WO3及TiO2之中之至少任一方。在磁性薄膜的粒狀構造中，氧化物成分係成為分隔磁性晶粒(微小磁鐵)彼此之間的非磁性基質。
本實施形態相關的濺鍍靶，作為氧化物為包含WO3及TiO2之中之至少任一方，但只要是不妨礙磁性薄膜之形成亦可含有其他氧化物(例如，SiO2、Ti2O3、Ta2O5、Cr2O3、CoO、CO3O4、B2O3、Fe2O3、CuO、Y2O3、MgO、Al2O3、ZrO2、Nb2O5、MoO3、CeO2、Sm2O3、Gd2O3、WO2、HfO2、NiO2等)。但是，如以後述實施例所證實般，藉由使用WO3或TiO2來作為氧化物，可提高室溫下成膜所得到的磁性薄膜之保磁力Hc之同時，將室溫下成膜所得到的磁性薄膜藉由退火處理，可進而提高保磁力Hc，故作為氧化物較佳為使用WO3或TiO2。又，如以後述實施例所證實般，藉由使用WO3可特別提高所製作的磁性薄膜之保磁力Hc，故特佳為使用WO3來作為氧化物。
相對於濺鍍靶整體而言，金屬成分之含有比例及氧化物成分之含有比例，係依作為目的之磁性薄膜之 成分組成而決定，未特別限定，相對於濺鍍靶整體而言，可使金屬成分之含有比例設為例如88~94mol%；相對於濺鍍靶整體而言，可使氧化物成分之含有比例設為例如6~12mol%。
如前述般，在磁性薄膜的粒狀構造中，氧化物成分係成為分隔磁性晶粒(微小磁鐵)彼此之間的非磁性基質。因此，使磁性薄膜中的氧化物之含有量成為較多者，可容易將磁性晶粒彼此之間確實地分隔，由於可使磁性晶粒彼此獨立故宜。就該點而言，本實施形態相關的濺鍍靶中所包含的氧化物之含有量較佳為10vol%以上，又較佳20vol%以上，更佳為25vol%以上。
但是，當磁性薄膜中的氧化物之含有量變多時，氧化物會混入至CoPt合金粒子(磁性晶粒)中，而對於CoPt合金粒子(磁性晶粒)之結晶性造成不良影響，在CoPt合金粒子(磁性晶粒)中hcp以外之構造之比例有增加之虞。又，由於磁性薄膜中的每一單位面積之磁性晶粒之數量會減少，故難以提高記錄密度。就該等之點而言，本實施形態相關的濺鍍靶中所包含的氧化物之含有量較佳為50vol%以下，又較佳為40vol%以下，更佳為35vol%以下。
因而，相對於濺鍍靶整體而言，本實施形態相關的濺鍍靶中所包含的氧化物之含有量較佳為10~50vol%，又較佳為20~40vol%，更佳為25~35vol%。
2.濺鍍靶之微觀構造
本實施形態相關的濺鍍靶之微觀構造並未特別限定，以金屬相與氧化物相為細微地相互分散，較佳設為彼此相互分散之微觀構造。藉由使成為如此般的微觀構造，於實施濺鍍之際，不易產生瘤點(nodule)或微粒等之不良。
3.濺鍍靶之製造方法
本實施形態相關的濺鍍靶，可例如下述般來進行製造。在此，對於將所使用的氧化物以設為WO3之情形之製造方法之例進行說明。
(1)CoPt合金霧化粉末之製作
以成為指定的組成(相對於金屬Co與金屬Pt之合計而言，該金屬Co之原子數比為20~90at%)之方式秤量金屬Co、金屬Pt並製作CoPt合金熔液。然後，進行氣體霧化，來製作指定的組成(相對於金屬Co與金屬Pt之合計而言，該金屬Co之原子數比較佳為20~90at%)的CoPt合金霧化粉末。將所製作的CoPt合金霧化粉末予以分級，使粒徑成為指定的粒徑以下(例如106μm以下)。
尚，就可提高CoPt合金霧化粉末之磁性之點而言，相對於所含有的金屬Co與金屬Pt之合計而言，又較佳使該金屬Co之原子數比設為25at%以上，更佳使設為30at%以上。
(2)加壓燒結用混合粉末之製作
對於上述(1)所製作的CoPt合金霧化粉末添加WO3粉末並以球磨機混合分散，來製作加壓燒結用混合粉末。藉由以球磨機來將CoPt合金霧化粉末與WO3粉末混合分散，可製作CoPt合金霧化粉末與WO3粉末為細微地分散的加壓燒結用混合粉末。
就使用所得到的濺鍍靶而製作的磁性薄膜中確實藉由WO3將磁性晶粒彼此之間分隔並使磁性晶粒彼此成為獨立之觀點；容易使CoPt合金粒子(磁性晶粒)成為hcp構造之觀點；及，提高記錄密度之觀點而言，相對於加壓燒結用混合粉末之整體，WO3粉末之體積分率較佳為10~50vol%，又較佳為15~40vol%，更佳為25~35vol%。
(3)成形
將上述(2)所製作的加壓燒結用混合粉末，以藉由例如真空熱壓製法進行加壓燒結並成形，來製作濺鍍靶。上述(2)製作的加壓燒結用混合粉末已使用球磨機混合分散，由於CoPt合金霧化粉末與WO3粉末為細微地相互分散，故使用藉由本製造方法所得到的濺鍍靶來進行濺鍍時，不易產生瘤點或微粒等之不良。
尚，將加壓燒結用混合粉末予以加壓燒結之方法未特別限定，亦可使用真空熱壓製法以外的方法，例如亦可使用HIP法等。
(4)變形例
於上述(1)~(3)所說明的製造方法之例子，係使用霧化法製作CoPt合金霧化粉末，並對於所製作的CoPt合金霧化粉末添加WO3粉末並以球磨機混合分散，來製作加壓燒結用混合粉末，但亦可使用Co單質粉末及Pt單質粉末，來取代使用CoPt合金霧化粉末。該情形時，將Co單質粉末、Pt單質粉末、及WO3粉末的3種類粉末以球磨機混合分散，來製造加壓燒結用混合粉末。
[實施例]
以下，首先參考例中為表示，本發明相關的濺鍍靶中為不含有金屬Cr之根據之資料。詳細而言為表示，不以現今的垂直磁性記錄膜所使用的CoPtCr合金來形成，而是以不含有Cr的CoPt合金來形成粒狀構造的磁性薄膜中的磁性晶粒，藉此可提升結晶磁性異向性常數Ku之實驗結果。依據此參考例所表示的實驗結果，本發明為將金屬Cr從磁性薄膜之形成時所使用的濺鍍靶中予以排除。
然後，以將金屬Cr從磁性薄膜之形成時所使用的濺鍍靶中予以排除(即，以不含有Cr的CoPt合金來形成磁性薄膜中的磁性晶粒)為前提之下，進行檢討實施例及比較例中的4種類的氧化物，藉由選擇WO3來作為氧化物，因而達成可實現具有保磁力Hc為超過10kOe的 磁性薄膜的濺鍍靶。現今技術水平中所能實現的磁性薄膜之保磁力Hc為6~7kOe左右，就本發明人所知之範圍內，現今並不存在具有保磁力Hc為超過10kOe的磁性薄膜之報告例。
(參考例)
使用DC濺鍍裝置進行濺鍍，來製作磁性記錄膜。磁性記錄膜為製作於玻璃基板上。製作的磁性記錄膜之層構成，從接近於玻璃基板起依序表示為Ta(5nm，0.6Pa)/Pt(6nm，0.6Pa)/Ru(10nm，0.6Pa)/Ru(10nm，8Pa)/Co60Cr40-26vol.%SiO2(2nm，4Pa)/CoPt系合金-SiO2(16nm，4Pa)/C(7nm，0.6Pa)。括號內之左側之數字為表示膜厚，右側之數字為表示進行濺鍍時的Ar環境之壓力。
在所製作的前述磁性記錄膜之層構成中，CoPt系合金-SiO2為成為垂直磁性記錄媒體之記錄層之磁性薄膜。本參考例，係將由CoPt系合金-SiO2所成的磁性薄膜中的磁性晶粒，以包含Cr的CoPtCr合金所形成的樣品(使磁性薄膜之組成設為Co74Pt16Cr10-25vol.%SiO2之樣品)，與以不包含Cr的CoPt合金所形成的樣品(使磁性薄膜之組成設為Co82.4Pt17.6-27.7vol.%SiO2之樣品)來予以製造。因此，本參考例的前述磁性記錄膜之層構成中，「CoPt系合金-SiO2」中的CoPt系合金為意味著含有Cr的3元系CoPtCr合金、與不含有Cr的2元系CoPt合金 之雙方。以下之內容中，亦將記載為CoPt系合金之情形設為意味著含有Cr的3元系CoPtCr合金、與不含有Cr的2元系CoPt合金之雙方。
又，以變更成膜之際之基板溫度，使由CoPt系合金-SiO2所成的磁性薄膜進行成膜來製作樣品。具體而言為製作：以不使基板昇溫而直接以室溫之狀態來使由CoPt系合金-SiO2所成的磁性薄膜進行成膜並得到樣品；與，直到成膜之前使基板溫度昇溫至指定溫度放置，並於成膜開始之前將該已昇溫的基板移動至裝置內的濺鍍部位，使由CoPt系合金-SiO2所成的磁性薄膜進行成膜並得到樣品。
對於製作的樣品，利用in-plainX線繞射法來進行結晶構造之解析。由進行該解析之結果可得知，以本參考例所製作的CoPt系合金-SiO2磁性薄膜中的CoPt系合金粒子(磁性晶粒)之結晶構造，全數樣品皆大部分為hcp構造，僅殘餘之部分為fcc構造。圖1為利用in-plainX線繞射法進行結晶構造之解析之結果之曲線，係表示存在於CoPt系合金粒子(磁性晶粒)內的fcc結晶構造之比例Pfcc之曲線。圖1所示之曲線之橫軸為進行成膜之前之基板溫度(℃)，圖1所示之曲線之縱軸為存在於CoPt系合金粒子(磁性晶粒)內的fcc結晶構造之比例Pfcc(%)。
如圖1所示般，包含Cr的磁性薄膜之CoPtCr-SiO2中，基板溫度在至200℃為止，Pfcc約為一定的約2.5%，但在基板溫度為200~470℃之溫度範圍隨著基 板溫度之提高，Pfcc為單調地增加，基板溫度為470℃時的Pfcc約為5.5%。另一方面，不包含Cr的磁性薄膜之CoPt-SiO2中，基板溫度在至300℃左右為止，Pfcc約為一定的約略低於2%，但隨著基板溫度提高至超過300℃附近起，Pfcc則開始增加，但基板溫度即使是470℃，Pfcc亦約為4.0%。
因此可得知，CoPt系合金-SiO2磁性薄膜中，藉由使不含有Cr，可減少存在於CoPt系合金粒子(磁性晶粒)內的fcc結晶構造之比例Pfcc，並可減少積層缺陷之比例。
又，對於製作的樣品使用轉矩磁力計來進行結晶磁性異向性常數Ku之測試。圖2為使用轉矩磁力計，並將進行結晶磁性異向性常數Ku之測試之結果做成曲線者。圖2所示之曲線之橫軸為進行成膜之前之基板溫度(℃)，圖2所示之曲線之縱軸為結晶磁性異向性常數Ku(×106erg/cm3)。
如圖2所示般，包含Cr的磁性薄膜之CoPtCr-SiO2中，基板溫度在至200℃為止，結晶磁性異向性常數Ku約為一定的約5.4×106erg/cm3，但在基板溫度為200~470℃之溫度範圍隨著基板溫度之提高，結晶磁性異向性常數Ku為單調地減少，基板溫度為470℃時的結晶磁性異向性常數Ku約為1.7erg/cm3。另一方面，不含有Cr的磁性薄膜之CoPt-SiO2中，基板溫度在至300℃左右為止，結晶磁性異向性常數Ku約為一定的約 6.5erg/cm3，但隨著基板溫度提高至超過300℃附近起，結晶磁性異向性常數Ku則開始減少，但基板溫度即使是470℃，結晶磁性異向性常數Ku亦約為2.5erg/cm3。
因此可得知，在CoPt系合金-SiO2磁性薄膜中，藉由使不含有Cr，可提高該磁性薄膜的結晶磁性異向性常數Ku。此係認為起因於將Cr從含有Cr的CoPtCr-SiO2磁性薄膜中予以排除，藉由使成為不含有Cr的CoPt-SiO2磁性薄膜，存在於CoPt系合金粒子(磁性晶粒)內的fcc結晶構造之比例Pfcc變小，而使積層缺陷降低。
(實施例1)
作為實施例1所製作的靶整體之組成，以莫耳比計來表示時為91.4(80Co-20Pt)-8.6WO3，如下述般來進行靶之製作之同時進行評價。尚，將氧化物(WO3)之含有比例，以相對於靶整體的體積分率來表示，表示本實施例1所製作的靶整體之組成時為(80Co-20Pt)-30vol%WO3。本實施例1所製作的靶，係包含於本發明相關的靶之範圍內。
於製作本實施例1相關的靶之際，首先，製作80Co-20Pt合金霧化粉末。具體而言，以合金組成成為Co：80at%、Pt：20at%之方式秤量各金屬，加熱至1500℃以上使成為合金熔液，進行氣體霧化來製作80Co-20Pt合金霧化粉末。
將製作的80Co-20Pt合金霧化粉末利用150篩孔的篩子予以分級，得到粒徑為106μm以下的80Co- 20Pt合金霧化粉末。
對於分級後的80Co-20Pt合金霧化粉末610.00g添加WO3粉末154.44g並以球磨機進行混合分散，得到加壓燒結用混合粉末。球磨機之累計旋轉回數為1,870,560回。
將所得到的加壓燒結用混合粉末30g，以燒結溫度：900℃、壓力：26MPa、時間：30min、環境：5×10-2Pa以下之條件來進行熱壓製，而製作燒結體試片( 30mm)。製作的燒結體試片之相對密度為101.641%。尚，計算密度為10.64g/cm3。
圖3及圖4為所得到的燒結體試片之厚度方向剖面之金屬顯微鏡照片，圖3為攝影時的倍率為100倍之照片(照片中的縮尺刻度為500μm)，圖4為攝影時的倍率為500倍之照片(照片中的縮尺刻度為100μm)。
由圖3及圖4可得知般，80Co-20Pt合金相與WO3相為細微地混合分散。
接著，使用所製作的加壓燒結用混合粉末，以燒結溫度：900℃、壓力：26MPa、時間：60min、環境：5×10-2Pa以下之條件來進行熱壓製，製作 164.0mm×厚度2.0mm的靶1個。製作的靶之相對密度為99.7%。
對於所製作的靶，基於ASTM F2086-01來進行有關漏洩磁束之評價，平均漏洩磁束率為59.3%。該平均漏洩磁束率，對於良好進行地磁控管濺鍍而言為充分之數值。
接著，使用所製作的靶來進行磁控管濺鍍，使由(80Co-20Pt)-30vol%WO3所成的磁性薄膜成膜於基板上，以製作磁性特性測試用樣品。該磁性特性測試用樣品之層構成為玻璃/Ta(5nm，0.6Pa)/Pt(6nm，0.6Pa)/Ru(10nm，0.6Pa)/Ru(10nm，8Pa)/Co60Cr40-26vol.%SiO2(2nm，4Pa)/CoPt合金-WO3(16nm，8Pa)。括號內之左側之數字為表示膜厚，右側之數字為表示進行濺鍍時的Ar環境之壓力。
前述磁性特性測試用樣品之層構成中，CoPt合金-WO3為使用本實施例1所製作的靶成膜而成的磁性薄膜。尚，於成膜該磁性薄膜之際為不使基板昇溫，而以室溫來成膜。
接著，將所得到的磁性特性測試用樣品置入退火爐(真空度5×10-4以下)，進行退火處理。退火爐之昇溫速度與降溫速度皆以200℃/h設定為一定。退火溫度係設為200℃、300℃、400℃、450℃、500℃、600℃，每一退火溫度為使用不同的磁性特性測試用樣品，本實施例1中，使進行退火處理的磁性特性測試用樣品為每一退火溫度各為一個，共計有6個。退火處理中，退火溫度為保持0h後，使降溫至室溫。即，在達到指定的退火溫度之時間點則結束加熱，並使降溫至室溫。
對於藉由加熱至目標的退火溫度來進行退火處理並使降溫至室溫的各磁性特性測試用樣品(共計6個)，以及在室溫成膜後為未進行退火處理的磁性特性測 試用樣品(1個)，使用磁光克爾效應裝置測試分別的M-H loop(磁滯曲線)。然後，從分別的M-H loop(磁滯曲線)來讀取保磁力Hc。
有關保磁力Hc之測試結果，與其他實施例及比較例之結果一併表示於圖5。圖5之橫軸為退火溫度(℃)，縱軸為保磁力Hc(kOe)。
本實施例1中，未進行退火處理的樣品之保磁力Hc為7.1kOe。相較於現今技術水平中所能實現的磁性薄膜之保磁力，該保磁力為同等級程度以上者，本實施例1的磁性薄膜即使是未進行退火處理，亦具有充分的保磁力來作為現今的垂直磁性記錄媒體使用之際之保磁力。
又，本實施例1中，藉由進行退火處理，可使保磁力Hc成為更大。由圖5可得知般，退火溫度為500℃時之保磁力Hc為變得最大。該值為10.8kOe，超過10kOe。如前述般，現今技術水平中所能實現的磁性薄膜之保磁力Hc為6~7kOe左右，就本發明人所知之範圍內，未有具有保磁力Hc為超過10kOe的磁性薄膜之報告例，有關本實施例1的磁性薄膜(以500℃退火處理)為具有保磁力Hc超過10kOe的磁性薄膜，係屬首創之例。
將可得到保磁力Hc為最大時(退火溫度為500℃時)的M-H loop(磁滯曲線)，與其他實施例及比較例之結果一併表示於圖6。圖6之橫軸為外加磁場之強度。圖6之縱軸為將入射光之偏光之軸之旋轉角(克爾旋轉角)除以飽和克爾旋轉角所得到的規格化值。
(實施例2)
作為實施例2所製作的靶整體之組成為(80Co-20Pt)-30vol%TiO2。除了將使用的氧化物設為TiO2以外，與實施例1為相同地操作來製作靶。本實施例2所製作的靶，係包含於本發明相關的靶之範圍內。又，使用所製作的靶，與實施例1為相同地操作來製作磁性特性測試用樣品。
然後，與實施例1為相同地操作，對於以目標的退火溫度(200℃、300℃、400℃、450℃、500℃、600℃)來進行退火處理並降溫至室溫的各磁性特性測試用樣品(共計6個)，以及在室溫成膜後為未進行退火處理的磁性特性測試用樣品(1個)，使用磁光克爾效應裝置測試分別的M-H loop(磁滯曲線)。然後，從分別的M-H loop(磁滯曲線)來讀取保磁力Hc。
有關保磁力Hc之測試結果，與其他實施例及比較例之結果一併表示於圖5。
本實施例2中，未進行退火處理的樣品之保磁力Hc為5.8kOe，但進行退火處理時，退火溫度為500℃時之保磁力Hc為變得最大，該值為8.6kOe。如同前述般，現今技術水平中所能實現的磁性薄膜之保磁力Hc為6~7kOe左右，本實施例2的磁性薄膜(以500℃退火處理)之保磁力Hc為超過現今技術水平中所能實現的磁性薄膜之保磁力Hc。
將可得到保磁力Hc為最大時(退火溫度為500℃時)的M-H loop(磁滯曲線)，與其他實施例及比較例之結果一併表示於圖6。
(比較例1)
作為比較例1所製作的靶整體之組成為(80Co-20Pt)-30vol%SiO2。除了將使用的氧化物設為SiO2以外，與實施例1為相同地操作來製作靶。使用於本比較例1所製作的靶的氧化物為SiO2，並不包含於本發明相關的靶之範圍內。又，使用所製作的靶，與實施例1為相同地操作來製作磁性特性測試用樣品。
然後，與實施例1為相同地操作，對於以目標的退火溫度(200℃、300℃、400℃、450℃、500℃、600℃)來進行退火處理並降溫至室溫的各磁性特性測試用樣品(共計6個)，以及在室溫成膜後為未進行退火處理的磁性特性測試用樣品(1個)，使用磁光克爾效應裝置測試分別的M-H loop(磁滯曲線)。然後，從分別的M-H loop(磁滯曲線)來讀取保磁力Hc。
有關保磁力Hc之測試結果，與其他實施例及比較例之結果一併表示於圖5。
本比較例1中，未進行退火處理的樣品之保磁力Hc為5.2kOe。進行退火處理時，退火溫度為300℃時之保磁力Hc為變得最大，該值為5.5kOe。
將可得到保磁力Hc為最大時(退火溫度為300 ℃時)的M-H loop(磁滯曲線)，與其他實施例及比較例之結果一併表示於圖6。
(比較例2)
作為比較例2所製作的靶整體之組成為(80Co-20Pt)-30vol%Al2O3。除了將使用的氧化物設為Al2O3以外，與實施例1為相同地操作來製作靶。使用於本比較例2所製作的靶的氧化物為Al2O3，並不包含於本發明相關的靶之範圍內。又，使用所製作的靶，與實施例1為相同地操作來製作磁性特性測試用樣品。
然後，與實施例1為相同地操作，對於以目標的退火溫度(200℃、300℃、400℃、450℃、500℃、600℃)來進行退火處理並降溫至室溫的各磁性特性測試用樣品(共計6個)，以及在室溫成膜後為未進行退火處理的磁性特性測試用樣品(1個)，使用磁光克爾效應裝置測試分別的M-H loop(磁滯曲線)。然後，從分別的M-H loop(磁滯曲線)來讀取保磁力Hc。
有關保磁力Hc之測試結果，與其他實施例及比較例之結果一併表示於圖5。
本比較例2中，未進行退火處理的樣品之保磁力Hc為0.9kOe。進行退火處理時，退火溫度為600℃時之保磁力Hc為變得最大，該值為2.3kOe。
將可得到保磁力Hc為最大時(退火溫度為600℃時)的M-H loop(磁滯曲線)，與其他實施例及比較例之 結果一併表示於圖6。
(對於氧化物之考察)
在實施例1使用的氧化物為WO3，在實施例2使用的氧化物為TiO2，在比較例1使用的氧化物為SiO2，在比較例2使用的氧化物為Al2O3。
為了進而考察該等4種類的氧化物之對於所得到的磁性薄膜之磁性特性會造成何種影響，由圖6所記載的M-H loop(對於以保磁力Hc成為最大的退火溫度進行退火處理的磁性特性測試用樣品之M-H loop)進一步計算出成核磁場Hn(kOe)及M-H loop(磁滯曲線)之斜率α。M-H loop(磁滯曲線)之斜率α為使用顯示保磁力Hc之點之附近之區域之資料，以計算式4π×| dM/dH |所計算出。將成核磁場Hn(kOe)及M-H loop之斜率α之計算結果，與前述所記載的保磁力Hc之最大值一併整理表示於表1中。
由表1可得知般，磁性薄膜之保磁力Hc及成核磁場Hn之值，作為氧化物以使用WO3的實施例1為最大，該值分別為10.8(kOe)、5.5(kOe)。如同前述般，現今技術水平中所能實現的磁性薄膜之保磁力Hc為6~7kOe左右，就本發明人所知之範圍內，未有具有保磁力Hc為超過10kOe的磁性薄膜之報告例，實施例1的磁性薄膜(以500℃退火處理)為具有保磁力Hc超過10kOe的磁性薄膜之首創之例。
又，作為氧化物以使用WO3的實施例1的磁性薄膜(以500℃之退火處理後)，M-H loop之斜率α為小的1.6，認為難以急遽產生磁性反轉。
作為氧化物以使用WO3的實施例1的磁性薄膜(以500℃之退火處理)，保磁力Hc及成核磁場Hn為大，又，M-H loop之斜率α為小，故認為在作為磁性記錄膜使用之情形時，該記錄信號之熱安定性將極為良好。
又，由圖5可得知般，作為氧化物以使用WO3的實施例1的磁性薄膜，退火溫度在500℃以下之範圍中，當退火溫度提高時保磁力Hc會變得越大，故亦為具有所謂藉由退火溫度500℃以下之退火處理而可提升保磁力Hc之特性之磁性薄膜。
又，由圖5可得知般，作為氧化物以使用WO3的實施例1的磁性薄膜，即使是未進行退火處理的狀態(以室溫成膜後直接之狀態)，保磁力Hc亦為7.1kOe，相較於現今技術水平中所能實現的磁性薄膜之保磁力，該 保磁力為同等級程度以上者。因此，本實施例1的磁性薄膜即使是未進行退火處理，亦具有充分的保磁力來作為現今的垂直磁性記錄媒體使用之際之保磁力。
作為氧化物以使用TiO2的實施例2的磁性薄膜(以500℃之退火處理)，該保磁力Hc及成核磁場Hn之值分別為8.6(kOe)、4.9(kOe)，低於實施例1的磁性薄膜之值，但相較於現今的磁性薄膜時，仍為超過所能實現的保磁力的磁性薄膜，認為在作為磁性記錄膜使用之情形時，該記錄信號之熱安定性將為良好。
又，由圖5可得知般，作為氧化物以使用TiO2的實施例2的磁性薄膜，退火溫度在500℃以下之範圍中，當退火溫度提高時保磁力Hc會變得越大，故亦為具有所謂藉由退火溫度500℃以下之退火處理而可提升保磁力Hc之特性之磁性薄膜。
另一方面，作為氧化物以使用SiO2的比較例1的磁性薄膜、以及作為氧化物以使用Al2O3的比較例2的磁性薄膜，不論是否有進行退火處理，該保磁力皆無法到達現今技術水平中所能實現的磁性薄膜之保磁力(6~7kOe)，認為在作為磁性記錄膜使用之情形時，該記錄信號之熱安定性無法稱為良好。
(實施例1的磁性薄膜之TEM觀察)
對於得到極為良好磁性特性的實施例1的磁性薄膜(作為氧化物為使用WO3的磁性薄膜)，使用TEM來確認 微觀構造。圖7為表示實施例1的磁性薄膜的TEM照片。
圖7(a)為未進行退火處理的CoPt-WO3磁性薄膜之平面TEM照片(磁性薄膜之平面方向之面之TEM照片)，圖7(b)為以500℃進行退火處理的CoPt-WO3磁性薄膜之平面TEM照片。
圖7(a)、(b)之平面TEM照片中，深灰色區域為CoPt合金，白色區域為WO3。由圖7(a)、(b)可得知般，不論是否有進行退火處理，藉由WO3而CoPt合金磁性晶粒被分離成為1nm左右，可得知成為良好的粒狀構造。
又，使用平面TEM照片，求得各CoPt合金磁性晶粒之區域之面積100處以上，並計算出假設CoPt合金磁性晶粒之形狀為圓柱時的晶粒徑(圓柱之直徑)，其結果為，未進行退火處理之情形為6.4nm，進行500℃的退火處理之情形為8nm。由此可認為，藉由退火處理CoPt合金磁性晶粒會成長為圓柱狀。
圖7(c)為以500℃進行退火處理的CoPt-WO3磁性薄膜之剖面TEM照片(與磁性薄膜之平面為垂直方向之剖面之TEM照片)。由該剖面TEM照片可得知般，在以500℃進行退火處理的CoPt-WO3磁性薄膜中，得知CoPt合金磁性晶粒會成長為圓柱狀。
如上述說明般，不論是否有進行退火處理，藉由TEM觀察可確認到CoPt-WO3磁性薄膜為成為良好的 粒狀構造。另外，亦可確認到，藉由將CoPt-WO3磁性薄膜以500℃來進行退火處理，可使CoPt合金磁性晶粒成長為圓柱狀。
(有關合適的退火溫度)
由於實施例1、2的磁性薄膜中可得到良好的保磁力Hc，有關對於實施例1、2的磁性薄膜而言為合適的退火溫度，基於圖5(表示退火溫度與保磁力Hc之關係之曲線)來進行檢討。
由圖5可得知般，當退火溫度位於300℃以上550℃以下之溫度範圍時，實施例1、2的磁性薄膜之保磁力Hc為成為6.5kOe左右以上，相較於現今技術水準的磁性薄膜之保磁力Hc為同等級以上之值。因此，對於實施例1、2的磁性薄膜而言，以退火溫度為300℃以上550℃以下之溫度範圍為較佳。
又，由圖5可得知般，當退火溫度位於400℃以上520℃以下之溫度範圍時，實施例1的磁性薄膜之保磁力Hc為成為9kOe左右以上，展現出超過現今技術水準的保磁力Hc。又，實施例2的磁性薄膜之保磁力Hc，當退火溫度位於400℃以上520℃以下之溫度範圍時為7.1kOe左右以上，相較於現今技術水準的磁性薄膜亦可得到同等級以上之保磁力Hc。因此，對於實施例1、2的磁性薄膜而言，以退火溫度為400℃以上520℃以下之溫度範圍為又較佳。
又，由圖5可得知般，當退火溫度位於460℃以上520℃以下之溫度範圍時，實施例1的磁性薄膜之保磁力Hc為成為10kOe左右以上，展現出現今技術水準的磁性薄膜所無法達成的保磁力Hc。又，實施例2的磁性薄膜之保磁力Hc，當退火溫度位於460℃以上520℃以下之溫度範圍時為8kOe左右以上，亦得到超過現今技術水準的保磁力Hc。因此，對於實施例1、2的磁性薄膜而言，以退火溫度為460℃以上520℃以下之溫度範圍為更佳。
又，由圖5可得知般，當退火溫度位於480℃以上510℃以下之溫度範圍時，實施例1、2的磁性薄膜中的保磁力Hc幾乎成為最大。因此，對於實施例1、2的磁性薄膜而言，以退火溫度為480℃以上510℃以下之溫度範圍為特佳。
(有關藉由退火處理而使保磁力Hc增大之理由之考察)
實施例1的磁性薄膜，藉由以500℃來進行退火處理，可得到10.8kOe之所謂大的保磁力Hc。為了考察藉由退火處理而可得到大的保磁力Hc之理由，計算出實施例1的磁性薄膜中的CoPt合金磁性晶粒之結晶磁性異向性常數Ku grain與異向性磁場Hk grain。具體而言，從CoPt-WO3磁性薄膜之平均磁性特性之值中除去因30vol% WO3所造成之影響成分，來計算出結晶磁性異向性常數Ku grain與異向性磁場Hk grain。
在此，結晶磁性異向性常數Ku grain與異向性磁場Hk grain之間具有所謂Ku grain=(Ms grain×Hk grain)/2之關係。Ms grain為各晶粒之飽和磁化，由使用試樣振動型磁力計所測試的平均飽和磁化之值來計算出。各晶粒之飽和磁化Ms grain，不論退火處理之有無及退火溫度，幾乎為一定之值，約為990emu/cm3。
將對於實施例1的磁性薄膜中的CoPt合金磁性晶粒所計算出的結晶磁性異向性常數Ku grain與異向性磁場Hk grain，以作為曲線所表現之圖表示於圖8中。圖8所示之曲線之橫軸為退火溫度(℃)，縱軸為結晶磁性異向性常數Ku grain(×106erg/cm3)及異向性磁場Hk grain(kOe)。
由圖8可得知般，將退火溫度從室溫增加至500℃時，結晶磁性異向性常數Ku grain會從7.8×106erg/cm3增加至10.4×106erg/cm3，異向性磁場Hk grain會從15.7kOe增加至21kOe。該結晶磁性異向性常數Ku grain與異向性磁場Hk grain之變化之形跡，與圖5所示之保磁力Hc之變化之形跡為相同，故藉由退火處理而使保磁力Hc之增大，係認為是基於結晶磁性異向性常數Ku grain之增大所致。
(對於CoPt合金之組成之追加檢討)
由上述說明的參考例、以及實施例1、2及比較例1、2之結果可得知，使用含有Co、Pt、及氧化物而成，但不含有Cr，另外，作為前述氧化物為具有WO3而成的 濺鍍靶，以基板為未加熱來製作磁性薄膜，藉由將該磁性薄膜以500℃進行退火處理，可得到保磁力Hc為超過10kOe的磁性薄膜。
然而，使用於實施例1、2及比較例1、2的濺鍍靶之Co與Pt之組成，僅80Co-20Pt之1種類而已。
在此，使用Co與Pt之組成為變更的濺鍍靶(氧化物為含有30vol%的WO3)，以基板為未加熱來製作磁性薄膜，並將該磁性薄膜以500℃進行退火處理，測試該退火處理後的磁性薄膜之保磁力Hc與成核磁場Hn，來對於展現出本發明功效的濺鍍靶中的Co與Pt之組成範圍進行檢討。
追加檢討的濺鍍靶(實施例3~7、比較例3、4)中的Co與Pt之組成如下：實施例3為90Co-10Pt；實施例4為85Co-15Pt；實施例5為50Co-50Pt；實施例6為25Co-75Pt；實施例7為20Co-80Pt。又，比較例3的濺鍍靶中的金屬成分為僅Co而已，比較例4的濺鍍靶中的金屬成分為僅Pt而已。除了變更Co與Pt之組成以外，其他與實施例1為相同操作來製作靶，並與實施例1為相同操作來測試磁性薄膜之保磁力Hc與成核磁場Hn。將該測試結果與實施例1之測試結果一併表示於下述表2。
由表2可得知般，使用本發明範圍內的濺鍍靶(實施例1、實施例3~7)所製作的磁性薄膜，500℃退火處理後之保磁力Hc皆為6.8kOe以上，相較於現今技術水準之保持力為同等級以上之保磁力。特別是實施例1、5、6為10kOe以上之保磁力，可得到極大的保磁力。
另一方面，濺鍍靶中的金屬成分為僅Co而已且超出本發明之範圍的比較例3的濺鍍靶，以及濺鍍靶中的金屬成分為僅Pt而已且超出本發明之範圍的比較例4的濺鍍靶，使用比較例3、比較例4的濺鍍靶所製作的磁性薄膜，500℃退火處理後之保磁力Hc分別為小的0.5kOe、0.0kOe。
(對於氧化物含有量之追加檢討)
如同前述般，使用本發明範圍內的濺鍍靶(實施例1、實施例3~7)所製作的磁性薄膜，500℃退火處理後之保磁力Hc皆為6.8kOe以上，相較於現今技術水準之保持力為同等級以上之保磁力，可得到良好的結果。
然而，使用於實施例1、實施例3~7的濺鍍靶之WO3之含有量，僅30vol%之1種類而已。
在此，使用變更WO3之含有量的濺鍍靶(Co與Pt之組成為80Co-20Pt)，以基板為未加熱來製作磁性薄膜，並將該磁性薄膜以500℃進行退火處理，測試該退火處理後的磁性薄膜之保磁力Hc與成核磁場Hn，來對於展現出本發明功效的濺鍍靶中的WO3之含有量範圍進行檢討。
追加檢討的濺鍍靶(實施例8~13、比較例5)中的WO3之含有量如下：實施例8為10vol%；實施例9為20vol%；實施例10為25vol%；實施例11為35vol%；實施例12為40vol%；實施例13為50vol%；比較例5為0vol%。除了變更WO3之含有量以外，其他與實施例1為相同操作來製作靶，並與實施例1為相同操作來測試磁性薄膜之保磁力Hc與成核磁場Hn。將該測試結果與實施例1之測試結果一併表示於下述表3。
由表3可得知般，使用本發明範圍內的濺鍍靶(實施例1、實施例8~13)所製作的磁性薄膜，500℃退火處理後之保磁力Hc皆為6.9kOe以上，相較於現今技術水準之保持力為同等級以上之保磁力。特別是實施例1、10、11、12為10kOe以上之保磁力，可得到極大的保磁力。
另一方面，使用WO3含有量為0且超出本發明之範圍的比較例5的濺鍍靶所製作的磁性薄膜，500℃退火處理後之保磁力Hc為小的0.7kOe。

Claims (5)

  1. 一種濺鍍靶，其係含有金屬Co、金屬Pt、及氧化物而成的濺鍍靶，其特徵為：前述濺鍍靶為含有前述氧化物25~35vol%，不含有金屬Cr，且前述氧化物為由WO3而成，相對於金屬Co與金屬Pt之合計而言，含有金屬Co25~50at%，對於使用該濺鍍靶所製作的磁性薄膜，藉由以500℃來進行退火處理，可使該磁性薄膜之保磁力設為11.1kOe以上。
  2. 如請求項1之濺鍍靶，其中，相對於金屬Co與金屬Pt之合計而言，含有金屬Co50at%。
  3. 如請求項1之濺鍍靶，其中，進行前述退火處理後的前述磁性薄膜之構造為粒狀構造。
  4. 如請求項2之濺鍍靶，其中，進行前述退火處理後的前述磁性薄膜之構造為粒狀構造。
  5. 如請求項1~4中任一項之濺鍍靶，其中，含有前述氧化物30vol%。
TW104113527A 2014-05-02 2015-04-28 Sputtering target and its manufacturing method TWI585213B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014095566A JP6416497B2 (ja) 2014-05-02 2014-05-02 スパッタリングターゲットおよびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201606092A TW201606092A (zh) 2016-02-16
TWI585213B true TWI585213B (zh) 2017-06-01

Family

ID=54358530

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW104113527A TWI585213B (zh) 2014-05-02 2015-04-28 Sputtering target and its manufacturing method

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10636633B2 (zh)
JP (1) JP6416497B2 (zh)
CN (1) CN106232862B (zh)
MY (1) MY177222A (zh)
SG (1) SG11201608581XA (zh)
TW (1) TWI585213B (zh)
WO (1) WO2015166795A1 (zh)

Families Citing this family (7)

* 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
CN109923610B (zh) * 2016-11-01 2021-01-29 田中贵金属工业株式会社 磁记录介质用溅射靶
DE102018112335A1 (de) * 2018-05-23 2019-11-28 Hartmetall-Werkzeugfabrik Paul Horn Gmbh Magnetronsputtervorrichtung
JP7219285B2 (ja) * 2018-10-30 2023-02-07 田中貴金属工業株式会社 面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲット
JP7438845B2 (ja) 2020-05-01 2024-02-27 田中貴金属工業株式会社 面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、および磁気抵抗効果素子
JP2021176184A (ja) * 2020-05-01 2021-11-04 田中貴金属工業株式会社 面内磁化膜、面内磁化膜多層構造、ハードバイアス層、磁気抵抗効果素子、およびスパッタリングターゲット
JP7438074B2 (ja) 2020-09-25 2024-02-26 シチズンファインデバイス株式会社 金属－酸化物系グラニュラー膜の製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100247963A1 (en) * 2009-03-30 2010-09-30 Hoya Corporation Perpendicular magnetic recording medium
US20110253926A1 (en) * 2008-12-26 2011-10-20 Mitsui Mining & Smelting Co., Ltd. Sputtering Target and Method of Forming Film

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5989728A (en) * 1994-11-02 1999-11-23 International Business Machines Corporation Thin film magnetic recording medium having high coercivity
JP2000282229A (ja) 1999-03-29 2000-10-10 Hitachi Metals Ltd ＣｏＰｔ系スパッタリングターゲットおよびその製造方法ならびにこれを用いた磁気記録膜およびＣｏＰｔ系磁気記録媒体
JP4213001B2 (ja) * 2003-09-25 2009-01-21 株式会社東芝 垂直磁気記録媒体、及び磁気記録再生装置
US20060246323A1 (en) * 2005-04-27 2006-11-02 Seagate Technology Llc Epitaxially grown non-oxide magnetic layers for granular perpendicular magnetic recording media applications
US7879470B2 (en) * 2007-11-15 2011-02-01 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands B.V. Apparatus, system, and method for the selection of perpendicular media segregant materials
US8941950B2 (en) * 2012-05-23 2015-01-27 WD Media, LLC Underlayers for heat assisted magnetic recording (HAMR) media

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20110253926A1 (en) * 2008-12-26 2011-10-20 Mitsui Mining & Smelting Co., Ltd. Sputtering Target and Method of Forming Film
US20100247963A1 (en) * 2009-03-30 2010-09-30 Hoya Corporation Perpendicular magnetic recording medium

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
CoPt-TiO2垂直磁氣記錄薄膜的磁氣特性及膜構造,橋本一慶、長崎侑彌、戶田哲也、大貫仁、有明順…,電子情報通信學會信學技報,2008/07,vol.108,no.124,Pages27-31 *
垂直磁氣記錄媒體用Co-Pt-TiO2グラニュラ膜的熱處理磁氣特性記錄再生特性的改善,有明順、木谷貴則、本多直樹,電子情報通信學會信學技報,2008/11,vol.108,no.313,Pages31-36 *

Also Published As

Publication number Publication date
JP6416497B2 (ja) 2018-10-31
JP2015212409A (ja) 2015-11-26
US20170194131A1 (en) 2017-07-06
CN106232862A (zh) 2016-12-14
TW201606092A (zh) 2016-02-16
SG11201608581XA (en) 2016-11-29
CN106232862B (zh) 2019-11-26
MY177222A (en) 2020-09-09
WO2015166795A1 (ja) 2015-11-05
US10636633B2 (en) 2020-04-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI585213B (zh) Sputtering target and its manufacturing method
Zeng et al. Orientation-controlled nonepitaxial L1 0 CoPt and FePt films
US10971181B2 (en) Sputtering target for magnetic recording media
US20210269911A1 (en) Sputtering target
Huang et al. Hysteresis behavior of CoPt nanoparticles
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
TWI812869B (zh) 磁性記錄媒體用濺鍍靶
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
TWI778215B (zh) 濺鍍靶
TWI702294B (zh) 磁氣記錄媒體用濺鍍靶
Goyal et al. Nucleation controlled magnetization reversal mechanism in oriented L10 FeCoPt ternary alloys
WO2023038016A1 (ja) 熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット
KR100814939B1 (ko) 자기기록매체 및 그 제조방법
TW202130840A (zh) 熱輔助磁氣記錄媒體用濺鍍靶
JP2009070857A (ja) 島状磁性薄膜及びその製造方法