【事件の表示】
　特許第３３８７９３４号「スパッタリングターゲット」の請求項１ないし１６に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３３８７９３４号の請求項１ないし１１に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　特許第３３８７９３４号の請求項１乃至１６に係る発明についての出願は、平成９年１１月２０日（優先権主張　平成８年１１月２０日、日本国）を国際出願日として出願され、平成１５年１月１０日にそれらの発明について特許権の設定登録がなされ、その後、請求項１乃至１６に係る特許について異議申立人岡誠一より特許異議の申立てがなされ、取消理由が通知され、その指定期間内である平成１６年３月３０日に訂正請求がなされたものである。
　なお、異議申立人は、平成８年１１月２０日に出願された特願平８−３０８８１６号の願書に最初に添付した明細書又は図面には、本件の請求項１に記載された「Ｍｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも一種」のうち「および化合物相」について、及び、本件の請求項６に記載された「炭素含有量が０．３％重量以下（０を含む）である」について一切記載がないから、上記の優先権主張は認められないものである旨主張している。
　そこで、特願平８−３０８８１６号の願書に最初に添付した明細書又は図面を検討すると、確かに、炭素含有量について何等記載はなく、同明細書又は図面には「炭素含有量が０．３重量％以下（０を含む）であること」を要件とする発明が記載されているとは云えない。よって、「炭素含有量が０．３重量％以下（０を含む）であること」を構成要件とする本件の請求項６に係る発明については、上記の優先権主張は認められない。また、同様の理由で本件の請求項７乃至９に係る発明についても上記の優先権主張は認められない。
　しかし、「化合物相」については、【００３５】段落に、「本発明のスパッタリングターゲットの製造方法」についての記載として「焼結手段としては、ホットプレスあるいはＨＩＰ法などが適しているが、Ｍｎ化合物ができれば常圧焼結を行っても良い。」との記載があり、【００３６】段落に、「実施例１」についての記載として「各構成元素のの化合物ができる温度で成形した。」との記載があることからみて、「Ｍｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも一種」を有することを構成要件とする本件の請求項１に係る発明については、異議申立人の上記主張は認められない。
　
２．訂正の適否についての判断
２−１．訂正の内容
　上記の訂正請求は、願書に添付された明細書（以下、「特許明細書」という。）を訂正請求書に添付された明細書（以下、「訂正明細書」という。）のとおりに訂正することを求めるもので、その内容は以下のとおりである。
訂正事項ａ
ａ−１．特許明細書の請求項１に記載された「ターゲット組織の少なくとも一部として、前記Ｒ元素とＭｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも１種を有することを特徴とするスパッタリングターゲット。」を、「ターゲット組織の少なくとも一部として、前記Ｒ元素とＭｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも１種を有し、かつ酸素含有量が１重量％以下（０を含む）であることを特徴とするスパッタリングターゲット。」と訂正する。
ａ−２．特許明細書の請求項２を削除する。
ａ−３．特許明細書の請求項３を請求項２に繰り上げるとともに、同項に記載された「酸素含有量が０．７重量％以下（０を含む）であることを特徴とするスパッタリングターゲット。」を、「酸素含有量が０．７重量％以下（０を含む）であり、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを特徴とするスパッタリングターゲット。」と訂正する。
ａ−４．特許明細書の請求項４を請求項３に繰り上げるとともに、同項に記載された「酸素含有量が０．１重量％以下（０を含む）であることを特徴とするスパッタリングターゲット。」を、「酸素含有量が０．１重量％以下（０を含む）であり、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを特徴とするスパッタリングターゲット。」と訂正する。
ａ−５．特許明細書の請求項５を請求項４に繰り上げるとともに、同項に記載された「酸素含有量が０．０２５重量％以下（０を含む）であることを特徴とするスパッタリングターゲット。」を、「酸素含有量が０．０２５重量％以下（０を含む）であり、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを特徴とするスパッタリングターゲット。」と訂正する。
ａ−６．特許明細書の請求項６〜９を削除する。
ａ−７．特許明細書の請求項１０、１１を請求項５、６に繰り上げる。
ａ−８．特許明細書の請求項１２を請求項７に繰り上げるとともに、同項に記載された「相対密度が９０％以上であることを特徴とするスパッタリングターゲット。」を、「相対密度が９０％以上であり、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを特徴とするスパッタリングターゲット。」と訂正する。
ａ−９．特許明細書の請求項１３〜１６を請求項８〜１１に繰り上げる。
訂正事項ｂ
ｂ−１．特許明細書の第４頁６〜１２行（特許公報第３頁５欄３４〜４０行）に記載された「本発明における第１のスパッタリングターゲットは、実質的に、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＲｅから選ばれる少なくとも１種のＲ元素と、Ｍｎとからなるスパッタリングターゲットであって、ターゲット組織の少なくとも一部として、前記Ｒ元素とＭｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも１種を有することを特徴としている。」を削除する。
ｂ−２．特許明細書の第４頁１３行（特許公報第３頁５欄４１行）に記載された「本発明の第２のスパッタリングターゲット」を、「本発明のスパッタリングターゲット」と訂正する。
ｂ−３．特許明細書の第４頁２０行（特許公報第３頁５欄４９行）に記載された「第１および第２のスパッタリングターゲット」を、「本発明のスパッタリングターゲット」と訂正する。
訂正事項ｃ
　特許明細書の第１７頁２行（特許公報第７頁１３欄２０、２１行）に記載された「ｍｅｍｏｔｙ」を、「ｍｅｍｏｒｙ」と訂正する。
　
２−２．訂正の目的の適否、新規事項の有無、及び拡張・変更の存否
　まず、訂正事項ａについて検討する。
　訂正事項ａ−１は、特許明細書の請求項１に記載された「スパッタリングターゲット」について「酸素含有量が１重量％以下（０を含む）であること」という新たな限定を付加するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当すると云える。そして、該スパッタリングターゲットの酸素含有量が１重量％以下（０を含む）であることは、特許明細書の請求項２及び第４頁１３〜１９行（特許公報第３頁５欄４１〜４８行）に記載されているところであるから、訂正事項ａ−１は、特許明細書に記載された事項の範囲内で明細書の記載を訂正するものであり、新規事項の追加に該当しない。また、訂正事項ａ−１は、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
　訂正事項ａ−２及び６は、請求項を削除するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当すると云え、新規事項の追加に該当しない。また、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
　訂正事項ａ−７及び９は、訂正事項ａ−２及び６による請求項の削除に伴い請求項の項番を繰り上げるだけのものであるから、明瞭でない記載の釈明を目的とする訂正に該当すると云え、新規事項の追加に該当しない。また、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
　訂正事項ａ−３〜５及び８は、訂正事項ａ−２並びにａ−２及び６による請求項の削除に伴い請求項の項番を繰り上げるとともに、特許明細書の請求項３〜５及び１２に記載された「スパッタリングターゲット」について、「最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないこと」という新たな限定を付加するものであるから、明瞭でない記載の釈明及び特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当すると云える。そして、該スパッタリングターゲットが最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないものであることは、特許明細書の第１０頁４、５行（特許公報第４頁８欄５０行、第５頁９欄１行）の「上記した合金相や化合物相を構成するＭｎ以外は、Ｍｎ単相として存在することができる。」との記載、及び、特許明細書の第１０頁８〜１２行（特許公報第５頁９欄５〜１０行）の「上記した合金相や化合物相を構成するＭｎを除く残余のＭｎの粒径は５０μｍ以下であることが好ましい。単相として残存するＭｎの粒径が大きいと、微視的に見るとＭｎが偏析していることになる。このようなＭｎの偏析に起因する組成や組織の不均一を解消する上で、単相としてのＭｎの最大粒径は５０μｍ以下とすることが好ましい。」との記載から読み取れる事項であるから、訂正事項ａ−３〜５及び８は、特許明細書に記載された事項の範囲内で明細書の記載を訂正するものであると云え、新規事項の追加に該当しない。また、特許明細書の請求項３乃至５及び１２には単相のＭｎ粒についての記載はなく、これらの訂正事項により発明の前提が変わり特許請求の範囲が拡張されたとは云えないので、訂正事項ａ−３〜５及び８は、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
　次に、訂正事項ｂ、ｃについて検討する。
　訂正事項ｂ−１〜３は、訂正事項ａによる特許請求の範囲の訂正に整合させるべく発明の詳細な説明の記載を訂正するものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とする訂正に該当し、また、訂正事項ａと同じく、新規事項の追加に該当せず、しかも実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
　訂正事項ｃは、誤記の訂正を目的とする訂正に該当することは明からであり、新規事項の追加に該当せず、しかも実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
　
２−３．むすび
　以上のとおりであるから、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項において準用する特許法第１２６条第２項及び第３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。　
　
３．特許異議申立てについて
３−１．本件発明
　上記のとおり訂正が認められたから、特許第３３８７９３４号の請求項１乃至１１に係る発明（以下、「本件発明１」乃至「本件発明１１」という。）は、訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１乃至１１に記載された次の事項により特定されるとおりのものである。
「１．実質的に、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＲｅから選ばれる少なくとも１種のＲ元素と、Ｍｎとからなるスパッタリングターゲットであって、ターゲット組織の少なくとも一部として、前記Ｒ元素とＭｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも１種を有し、かつ酸素含有量が１重量％以下（０を含む）であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
２．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、酸素含有量が０．７重量％以下（０を含む）であり、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを特徴とするスパッタリングターゲット。
３．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、酸素含有量が０．１重量％以下（０を含む）であり、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを特徴とするスパッタリングターゲット。
４．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、酸素含有量が０．０２５重量％以下（０を含む）であり、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを特徴とするスパッタリングターゲット。
５．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、前記合金相または化合物相を構成するＭｎを除く、残余のＭｎの最大粒径が５０μｍ以下であり、かつ平均粒径が１０〜４０μｍであることを特徴とするスパッタリングターゲット。
６．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、前記Ｒ元素はＩｒ、ＰｔおよびＰｄから選ばれる１種であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
７．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、相対密度が９０％以上であり、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを特徴とするスパッタリングターゲット。
８．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、前記スパッタリングターゲットは焼結法により得られることを特徴とするスパッタリングターゲット。
９．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、前記スパッタリングターゲットは溶解法により得られることを特徴とするスパッタリングターゲット。
１０．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、前記Ｍｎを３０原子％以上含有することを特徴とするスパッタリングターゲット。
１１．請求項１記載のスパッタリングターゲットにおいて、さらに、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、ＳｎおよびＮから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とするスパッタリングターゲット。」
　
３−２．取消理由の概要
　当審が取消理由で通知した理由は、概ね以下のとおりのものである。
理由１：特許明細書の請求項６乃至９に係る特許は、本件の出願の日前の特許出願であって、本件の出願後に出願公開がされた下記の特許出願の願書に最初に添付された明細書又は図面に記載された発明と同一であり、しかも、本件の出願の発明者がその出願前の特許出願に係る上記の発明をした者と同一ではなく、また本件の出願の時において、その出願人が上記特許出願の出願人と同一でもないので、特許法第２９条の２に規定する要件に違反してなされたものであり、取り消されるべきものである。
　特願平９−３３２２８６号（特開平１１−１００６３１号公報）
　　　　　　　　（異議申立人が提出した甲第１号証）
理由２：特許明細書の請求項１に係る発明は、下記の刊行物１に記載された発明であるから、該請求項１に係る特許は、特許法第２９条第１項第３号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してなされたものであり、取り消されるべきものである。また、特許明細書の請求項１乃至５、１１乃至１６に係る発明は、下記の刊行物１乃至４に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができたものであるから、該請求項１乃至５、１１乃至１６に係る特許は、特許法第２９条第２項に規定する要件を満たしていない特許出願に対してなされたものであり、取り消されるべきものである。
　刊行物１：特開平８−６３７１５号公報
　　　　　　　　（異議申立人が提出した甲第６号証）
　刊行物２：特公昭６０−３２３３０号公報
　　　　　　　　（異議申立人が提出した甲第７号証）
　刊行物３：特開平８−８８１１８号公報
　　　　　　　　（異議申立人が提出した甲第８号証）
　刊行物４：特開平６−７６２４７号公報
　
３−３．各刊行物等に記載された事項
（１）刊行物１には、下記の事項が記載されている。
（１−ア）「強磁性磁気抵抗効果層と、この強磁性磁気抵抗効果層に接し、交換力により縦方向バイアス磁界を生じさせる反強磁性体層とを備える磁気抵抗効果ヘッドにおいて、前記反強磁性体層中の酸素濃度を前記反強磁性体層組成の１０原子％以下にしたことを特徴とする磁気抵抗効果ヘッド。」（特許請求の範囲　請求項１）
（１−イ）「次の工程を含むことを特徴とする磁気抵抗効果ヘッドの製造方法。（イ）反強磁性体層を成膜するためのＭｎ合金ターゲットを窒素中で熱処理し、表面に酸素を析出させる工程（ロ）Ｍｎ合金ターゲットの表面に析出した酸素をエッチング法により除去する工程（ハ）酸素を除去した低酸素濃度のＭｎ合金ターゲットを用い、蒸着法もしくはスパッタリング法により反強磁性体層を成膜する工程」（特許請求の範囲　請求項４）
（１−ウ）「本発明は、磁気抵抗効果磁気ヘッドおよびその製造方法に関し、特に強磁性磁気抵抗効果を利用して読み出す強磁性磁気抵抗効果素子（以下、ＭＲ素子と略す）を備える磁気抵抗効果ヘッド（以下、ＭＲヘッドと略す）およびその製造方法に関する。」（第２頁１欄２９〜３３行）
（１−エ）「バルクハウゼンノイズを抑えるための反強磁性材料としてＭｎ合金がある。・・・、信頼性の得られる膜となったＮｉＭｎについても交換バイアス磁界量が“０”となる結果となった。本発明の目的は、・・・、信頼性の高い交換バイアス磁界量の大きいＭＲヘッドを提供することにある。」（第２頁２欄２〜２１行）
（１−オ）「ＮｉＭｎ膜を形成した試料では、バイアス磁界の大きさが１０（Ｏｅ）となった。この試料を同様にオージェ分析により調べた結果を図５に示す。これによると、ＮｉＭｎ膜中には酸素が多く存在していることがわかった。このようにＮｉＦｅ膜との界面に存在する酸素（Ｏ）のみではなく、膜中の酸素もバイアス磁界の大きさに関与しており、酸素濃度が高いとバイアス磁界は小さくなることがわかった。ここで、反強磁性膜中の酸素濃度（原子％）とバイアス磁界の大きさ（交換バイアス量）との関係を図６に示す。これによると、バイアス磁界を大きくするには、反強磁性膜中の酸素，Ｃの濃度を１０原子％以下に抑える必要がある。」（第３頁３欄８〜１９行）として、第４頁に【図６】が記載されている。
（１−カ）「（実施例３）・・・。本実施例の構成は、・・・、反強磁性膜１５の形成する際に用いたＮｉＭｎターゲットに処理を加えたものであって、・・・、このＮｉＭｎターゲットに処理は、、まず、反強磁性膜１５のＮｉＭｎを成膜するためのＮｉＭｎターゲットを、３００℃で窒素中に２０時間の熱処理を行った後、ＮｉＭｎターゲットの表面に析出した酸素をエッチング法にて除去する。そして、酸素を除去した低酸素濃度ＮｉＭｎターゲットを用いてスパッタ法により反強磁性膜１５を形成する。ここで、第３の実施例で用いた反強磁性膜の評価のために、ガラス基板上にＮｉＦｅ／ＮｉＭｎ（低酸素濃度ターゲットで成膜）と順次形成した試料について、バイアス磁界の大きさを測定した。その結果、バイアス磁界は２５（Ｏｅ）以上であり、十分に大きな値が得られた。また、このときの膜の酸素濃度は十分に小さいことがわかった。」（第３頁４欄１０〜２８行）
　
（２）刊行物２には、下記の事項が記載されている。
（２−ア）「上記反強磁性材料はガンマ相（面心立方）に於て室温度で安定なＭｎガンマ相合金とαＦｅ２Ｏ３及びＮｉＯを含む反強磁性酸化物とからなる群から選択され・・・ことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の磁気薄膜構造体。」（特許請求の範囲　請求項２）
（２−イ）「上記Ｍｎガンマ相合金はＦｅ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｎｉ、Ｐｔ及びＲｈより成る群から選択された元素と、Ｍｎとの２成分、３成分及びそれより高いレベルの合金であることを特徴とする特許請求の範囲第２項記載の磁気薄膜構造体。」（特許請求の範囲　請求項３）
（２−ウ）「それに続いて５０：５０のＦｅＭｎのような反強磁性膜・・・が・・・蒸着或いはスパッタ付着される。」（第８頁１６欄９〜１５行）
　
（３）刊行物３には、下記の事項が記載されている。
（３−ア）「組成がＭ１００−ＸＭｎＸで表される反強磁性体膜と、この反強磁性体膜と積層形成される強磁性体膜とを備えた交換結合膜であって、前記反強磁性体膜におけるＭはＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから選ばれた少なくとも１種からなり、ｘの値は、前記強磁性体膜側の界面近傍において４０＜ｘ≦６０であり、前記界面と反対側の面近傍において２０≦ｘ≦４０であることを特徴とする交換結合膜。」（特許請求の範囲　請求項１）
（３−イ）「ＲＦマグネトロンスパッタ装置を用いて反強磁性体膜と強磁性体膜とからなる本発明の交換結合膜を作製した。」（第４頁５欄１、２行）
　
（４）刊行物４には、下記の事項が記載されている。
（４−ア）「磁気抵抗特性を呈す強磁性体層と該強磁性体に直接接する反強磁性体層とを有する磁気抵抗読取りセンサにおいて、該反強磁性体層が該強磁性体層中に縦バイアス磁場を生じ、かつ少なくとも一部に面心正方晶（ｆｃｔ）構造を有するマンガン（Ｍｎ）合金からなることを特徴とする、上記磁気抵抗読取りセンサ。」（特許請求の範囲　請求項１）
（４−イ）「前記マンガン合金が、所与の組成を有するニッケル−マンガン（Ｎｉ−Ｍｎ）合金からなることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗読取りセンサ。」（特許請求の範囲　請求項２）
（４−ウ）「前記Ｎｉ−Ｍｎ合金のＭｎ原子含有率が、約４６乃至約６０％の範囲内であることを特徴とする請求項２記載の磁気抵抗読取りセンサ。」（特許請求の範囲　請求項３）
（４−エ）「前記マンガン合金が、ニッケルとマンガンと選択された耐食性材料との３相合金からなることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗読取りセンサ。」（特許請求の範囲　請求項５）
（４−オ）「前記選択された耐食性材料が、イリジウム（Ｉｒ）、白金（Ｐｔ）、ロジウム（Ｒｈ）、ルテニウム（Ｒｕ）、チタン（Ｔｉ）、及びジルコニウム（Ｚｒ）からなる群から選択されることを特徴とする請求項５記載の磁気抵抗読取りセンサ。」（特許請求の範囲　請求項６）
（４−カ）「前記Ｍｎ合金が、Ｎｉ、Ｉｒ、パラジウム（Ｐｄ）、Ｐｔ、及びＲｈのそれぞれとＭｎとの合金の群から選択されることを特徴とする請求項１記載の磁気抵抗読取りセンサ。」（特許請求の範囲　請求項１０）
（４−キ）「前記Ｍｎ合金が、Ｎｉ−Ｍｎ、Ｉｒ−Ｍｎ、Ｐｄ−Ｍｎ、Ｐｔ−Ｍｎ、及びＲｈ−Ｍｎの群においてＭｎ原子含有率がそれぞれ、４６乃至６０、４５乃至６３、３６乃至５２、３３乃至６０、及び５０乃至６５％の範囲内である該群から選択されることを特徴とする請求項１０記載の磁気抵抗読取りセンサ。」（特許請求の範囲　請求項１１）
（４−ク）「基板上に蒸着される横バイアス層と、非磁性体からなるスペーサ層を介して該横バイアス層の上方に蒸着され、磁気抵抗特性を呈す強磁性体層と、該強磁性体層の上に直接蒸着され、θ相マンガン（Ｍｎ）合金からなり、かつ該Ｍｎ合金層の少なくとも一部は面心正方晶（ｆｃｔ）構造を有する反強磁性体層とからなる、磁気抵抗センサ。」（特許請求の範囲　請求項１２）
（４−ケ）「ｆｃｔ構造のＮｉ−Ｍｎ合金からなる反強磁性体層を有するＭＲセンサにおいて、・・・、積層構造を有する種々の薄膜が、マグネトロン・スパッタリング・システムにより約４０Ｏｅの均一磁場中で作製された。直径２００ｍｍのＮｉ１９Ｆｅ８１、Ｎｉ５０Ｍｎ５０、Ｆｅ５０Ｍｎ５０、及び純粋なＴａのターゲットを用い、Ｔａ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｎｉ−Ｍｎ／Ｔａ及びＴａ／Ｎｉ−Ｆｅ／Ｆｅ−Ｍｎ／Ｔａの多層膜がガラス基板上に蒸着された。」（第５頁８欄２２〜３０行）
　
３−４．当審の判断
（１）理由１について
　上記のとおり訂正が認められたことにより、理由１で対象とした特許明細書の請求項６乃至９は削除された。よって、理由１については検討しない。
　
（２）理由２について
　上記のとおり訂正が認められたことにより、理由２で対象とした特許明細書の請求項１乃至５、１１乃至１６は、特許明細書の請求項２は削除され、他は、訂正明細書の請求項１乃至４、６乃至１１となった。よって、本件発明１乃至４及び６乃至１１について検討する。
（２−１）本件発明１について
　刊行物１の記載事項１−アには、磁気抵抗効果ヘッドにおいて「反強磁性体層中の酸素濃度を前記反強磁性体層組成の１０原子％以下にしたこと」が記載されている。記載事項１−イには、記載事項１−ウからみて、記載事項１−アに記載された磁気抵抗効果ヘッドの製造方法が「（イ）反強磁性体層を成膜するためのＭｎ合金ターゲットを窒素中で熱処理し、表面に酸素を析出させる工程（ロ）Ｍｎ合金ターゲットの表面に析出した酸素をエッチング法により除去する工程（ハ）酸素を除去した低酸素濃度のＭｎ合金ターゲットを用い、スパッタリング法により反強磁性体層を成膜する工程」を含むことが記載されていると云えるが、酸素を除去した低酸素濃度のＭｎ合金ターゲットの酸素濃度の上限値は記載されていない。
　また、記載事項１−エには、バルクハウゼンノイズを抑えるための反強磁性材料としてのＭｎ合金としてＮｉＭｎが記載されており、記載事項１−カには、実施例としてＮｉＭｎターゲットを処理する方法が具体的に記載されているとともに、酸素を除去した低酸素濃度ＮｉＭｎターゲットを用いてスパッタ法により反強磁性膜を形成することが記載されているが、この酸素を除去した低酸素濃度ＮｉＭｎターゲットの酸素濃度の値は記載されておらず、反強磁性膜の酸素濃度も「十分に小さい」としか記載されていない。
　そして、記載事項１−イに「Ｍｎ合金ターゲット」との記載があり、記載事項１−エにＭｎ合金としてＮｉＭｎが記載されていることからみて、ＮｉＭｎはＮｉＭｎ合金であり、記載事項１−カの「ＮｉＭｎターゲット」は「ＮｉＭｎ合金ターゲット」であることは明らかであるから、これらの記載事項からみて、刊行物１には下記の発明（以下、「刊１発明」という。）が記載されていると云える。
「スパッタリング法により成膜されるＮｉＭｎ合金層中の酸素濃度を前記ＮｉＭｎ合金層組成の１０原子％以下に抑えるために、ＮｉＭｎ合金ターゲットを窒素中で熱処理し、表面に酸素を析出させ、該ＮｉＭｎ合金ターゲットの表面に析出した酸素をエッチング法により除去することにより製造された、酸素を除去した低酸素濃度のＮｉＭｎ合金スパッタリングターゲット。」
　本件発明１と刊１発明とを対比すると、後者における「Ｎｉ」は、前者における「Ｒ元素」であることは明らかであり、また、後者における「ＮｉＭｎ合金ターゲット」も、合金である以上ターゲット組織の少なくとも一部としてＮｉとＭｎとの合金相を有していると云えるから、両者は、　
「実質的に、ＮｉであるＲ元素と、Ｍｎとからなるスパッタリングターゲットであって、ターゲット組織の少なくとも一部として、前記Ｒ元素とＭｎとの合金相を有するスパッタリングターゲット」　
　で一致し、以下の点で相違する。　
（ｉ）前者は、スパッタリングターゲットの酸素含有量が１重量％以下（０を含む）であるのに対し、後者は、スパッタリングターゲットは低酸素濃度ではあるが、かかる特定はない点
　そこで、相違点（ｉ）について検討する。
　刊１発明のスパッタリングターゲットは、該ターゲットを用いてスパッタリング法により成膜されるＮｉＭｎ合金層中の酸素濃度を前記ＮｉＭｎ合金層組成の１０原子％以下に抑えるために、低酸素濃度としたものであるから、スパッタリング法における技術常識からみて、刊１発明のスパッタリングターゲットの酸素含有量も１０原子％を超えるものではないと云えるが、その上限値が１０原子％以下のどの値であると云えるものではない。そして、１０原子％の酸素を含有したＮｉＭｎ合金ターゲットの酸素含有量は、重量％に換算すると、該合金中のＮｉとＭｎの比率が定まらないため正確には云えないが、１重量％を大きく超えるものである。
　また、そもそも、刊１発明における「ＮｉＭｎ合金層中の酸素濃度を前記ＮｉＭｎ合金層組成の１０原子％以下に抑える」ことは、後述するように刊行物１の【図６】に示される反強磁性膜中の酸素濃度（原子％）とバイアス磁界の大きさ（交換バイアス量）との関係に基づくものであるが、かかる【図６】を検討すると、反強磁性膜中の酸素濃度（原子％）と交換バイアス量との関係を示す曲線は５原子％程度で途切れており、【図６】は１０原子％以下の酸素濃度のすべてにおける交換バアイス量を示すものではない。
　さらに、上記のとおり刊行物１には記載事項１−カに実施例が記載されているが、かかる実施例の記載を検討しても、ＮｉＭｎ合金ターゲットの酸素含有量が１重量％以下であるとする根拠を見出すことはできない。
　してみると、上記相違点は実質的相違点であり、本件発明１は刊行物１に記載された発明であるとは云えない。
　そして、刊１発明は、刊行物１の記載事項１−オによれば、ＮｉＭｎ膜中の酸素がバイアス磁界の大きさに関与しており、酸素濃度が高いとバイヤス磁界は小さくなるとの知見により、【図６】に示される反強磁性膜中の酸素濃度（原子％）とバイアス磁界の大きさ（交換バイアス量）との関係に基づき、反磁性膜であるＮｉＭｎ合金層中の酸素濃度を１０原子％以下と特定したものであるのに対し、本件発明１は、訂正明細書の特に第５頁１５〜２５行の記載からみて、スパッタリングターゲット中の酸素含有量を１重量％以下としたことにより、スパッタリングターゲットを高密度化するものであり、スパッタリングターゲットの低酸素濃度化や高密度化により、それを用いて成膜した反強磁性体膜を高純度化、低酸素濃度化し、反強磁性体膜の膜質や膜組成（ターゲット組成からのずれ）を改善し、さらには、スパッタ初期からターゲットのライフエンドまでの組成ずれを抑制するものである。
　このように、本件発明１と刊１発明は、いずれも低い酸素含有量のスパッタリングターゲットではあるが、本件発明１におけるスパッタリングターゲット中の酸素含有量の限定の技術的意義と刊１発明におけるＮｉＭｎ合金層中の酸素濃度の限定の技術的意義は異なるものであるから、刊１発明において「ＮｉＭｎ合金層中の酸素濃度を１０原子％以下」とするために、該ＮｉＭｎ合金層を形成するためのＮｉＭｎ合金スパッタリングターゲットの酸素含有量を本件発明１の如く１重量％以下（０を含む）とすることは、技術的にみて意味のないことであり、また、刊行物１には、スパッタリングターゲットの酸素含有量を１ｗｔ％以下（０を含む）とする根拠は見いだせない。
　また、刊行物２には、記載事項２−ア〜ウからみて、スパッタ付着される反強磁性膜を構成するＭｎガンマ相合金として、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｎｉ、Ｐｔ及びＲｈより成る群から選択された元素と、Ｍｎとの２成分、３成分及びそれより高いレベルの合金が記載されているだけであり、該合金膜をスパッタ付着させるためのスパッタリングターゲットの酸素含有量については記載も示唆もされていない。
　刊行物３には、記載事項３−ア、イからみて、ＲＦマグネトロンスパッタ装置を用いて作製された、組成がＭ１００−ＸＭｎＸで表され、ＭがＣｏ、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔから選ばれた少なくとも１種からなる反強磁性体膜が記載されていると云えるが、かかる反強磁性体膜を作製するためのスパッタリングターゲットの酸素含有量については記載も示唆もされていない。
　刊行物４には、記載事項４−ア〜ケからみて、マグネトロン・スパッタリング・システムにより作製された反強磁性体層を構成するＭｎ合金として、Ｎｉ、Ｉｒ、Ｐｄ、Ｐｔ及びＲｈのそれぞれとＭｎとの合金、ＮｉとＭｎとＩｒ、Ｐｔ、Ｒｈ、Ｒｕ、Ｔｉ及びＺｒからなる群から選択された耐食性材料とからなる３相合金が記載されていると云えるが、該合金の層を作製するためのスパッタリングターゲットの酸素含有量については記載も示唆もされていない。
　よって、刊行物１乃至４の記載を検討しても、刊１発明においてスパッタリングターゲットの酸素含有量を１重量％以下（０を含む）とすることは、当業者が容易に想到し得たこととは云えない。
　そして、本件発明１は、スパッタリングターゲットの酸素含有量を１重量％以下（０を含む）としたことにより、訂正明細書に記載された上述の効果を奏するものである。
　してみると、本件発明１は、刊行物１乃至４に記載された発明に基いて当業者が容易に発明することができたものであるとは云えない。
　
（２−２）本件発明２乃至４について
　本件発明２乃至４は、本件発明１において、酸素含有量を、０．７重量％以下（０を含む）（本件発明２）、０．１重量％以下（０を含む）（本件発明３）、０．０２５重量％以下（０を含む）（本件発明４）とさらに限定するとともに、「最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないこと」という要件を付加したものである。
　そして、酸素含有量の限定については、上記（２−１）で相違点（ｉ）について検討した理由と同様の理由により、刊行物１乃至４に記載された発明に基いて当業者が容易に想到し得たことであるとは云えない。
　また、「最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないこと」という要件について検討すると、刊行物１乃至４を検討しても、スパッタリングターゲットの組織に関する記載はなく、刊１発明におけるスパッタリングターゲットが最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しないことを、当業者が容易に想到し得たとは到底云えない。
　そして、本件発明２乃至４は、酸素含有量の限定に加え、かかる事項を構成要件としたことにより、訂正明細書の第８頁下から５行〜末行に記載され、訂正明細書第１９頁の表１に記載された実施例１及び２の交換バイヤス力の値、訂正明細書同頁の表２に記載された実施例１及び２の膜組成のずれの値、訂正明細書第２１頁の表４に記載された試料Ｎｏ１〜４の基板内の各位置のＩｒ組成及び交換バイアス力に示された顕著な効果を奏するものである。
　よって、本件発明２乃至４は、刊行物１乃至４に記載された発明に基いて当業者が容易に発明することができたものであるとは云えない。
　
（２−３）本件発明６乃至１１について
　本件発明６乃至１１は、本件発明１の構成要件のすべてをその構成要件とするものであるから、少なくとも、上記（２−１）で述べた理由により、刊行物１乃至４に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができたものであるとは云えない。
　
３−５．むすび
　以上のとおりであるから、取消理由で通知した理由によっては本件発明１乃至４及び６乃至１１についての特許を取り消すことはできない。
　さらに、特許異議申立人が主張する他の理由及び証拠を検討しても、本件発明１乃至１１についての特許を取り消すべきものとは認められず、また、他に本件発明１乃至１１についての特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年６月２１日（２００５．６．２１）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
スパッタリングターゲット
（５７）【特許請求の範囲】
１．　実質的に、Ｎｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＲｅから選ばれる少なくとも１種のＲ元素と、Ｍｎとからなるスパッタリングターゲットであって、
　ターゲット組織の少なくとも一部として、前記Ｒ元素とＭｎとの合金相および化合物相から選ばれる少なくとも１種を有
し、かつ酸素含有量が１重量％以下（０を含む）である
２
　酸素含有量が０．７重量％以下（０を含む）であ
り、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しない
３
　酸素含有量が０．１重量％以下（０を含む）であ
り、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しない
４
　酸素含有量が０．０２５重量％以下（０を含む）であ
り、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しない
５
　前記合金相または化合物相を構成するＭｎを除く、残余のＭｎの最大粒径が５０μｍ以下であり、かつ平均粒径が１０〜４０μｍであることを特徴とするスパッタリングターゲット。
６
　前記Ｒ元素はＩｒ、ＰｔおよびＰｄから選ばれる１種であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
７
　相対密度が９０％以上であ
り、かつ最大粒径が５０μｍを超える単相のＭｎ粒が存在しない
８
　前記スパッタリングターゲットは焼結法により得られることを特徴とするスパッタリングターゲット。
９
　前記スパッタリングターゲットは溶解法により得られることを特徴とするスパッタリングターゲット。
１０
　前記Ｍｎを３０原子％以上含有することを特徴とするスパッタリングターゲット。
１１
　さらに、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、ＳｎおよびＮから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とするスパッタリングターゲット。
【発明の詳細な説明】
技術分野
　本発明は、スパッタリングターゲットに関する。
背景技術
　従来から、高密度磁気記録における再生用ヘッドとして、磁気抵抗効果素子（以下、ＭＲ素子と記す）を用いた磁気ヘッド（ＭＲヘッド）の研究が進められている。現在、磁気抵抗効果膜（ＭＲ膜）としては、異方性磁気抵抗効果（ＡＭＲ）を示すＮｉ８０Ｆｅ２０（ａｔ％）合金（パーマロイ）などが一般的に使用されている。ＡＭＲ膜は磁気抵抗変化率（ＭＲ変化率）が３％程度と小さいことから、これに代わる磁気抵抗効果膜材料として、巨大磁気抵抗効果（ＧＭＲ）を示す（Ｃｏ／Ｃｕ）ｎなどの人工格子膜やスピンバルブ膜が注目されている。
　ＡＭＲ膜を用いたＭＲ素子においては、ＡＭＲ膜が磁区を有することから、この磁区に起因するバルクハウゼンノイズが実用化の上で大きな課題となっている。このため、ＡＭＲ膜を単磁区化する方法が種々検討されている。その１つとして、強磁性体であるＡＭＲ膜と反強磁性体膜との交換結合を利用して、ＡＭＲ膜の磁区を特定方向に制御する方法が適用されている。ここでの反強磁性体としては従来からγ−ＦｅＭｎ合金が広く知られている（例えば、米国特許第４，１０３，３１５号明細書、米国特許第５，０１４，１４７号明細書、米国特許第５，３１５，４６８号明細書など参照）。
　一方、スピンバルブ膜は強磁性層／非磁性層／強磁性層の積層構造からなるサンドイッチ膜を有し、一方の強磁性層の磁化をピン止めすることによりＧＭＲを得ている。スピンバルブ膜の一方の強磁性層の磁化のピン止めにも、反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合を利用する技術が普及している。この際の反強磁性体膜の構成材料としてもγ−ＦｅＭｎ合金が広く使用されている。
　しかしながら、γ−ＦｅＭｎ合金は耐食性が低く、特に水により腐食しやすいという欠点を有している。このため、γ−ＦｅＭｎ合金からなる反強磁性体膜を用いたＭＲ素子は、素子形状やヘッド形状への加工工程で腐食、特に大気中の水分による腐食が生じやすく、この腐食に基づいて経時的にＭＲ膜との交換結合力が劣化しやすいという問題がある。
　反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜には、信頼性という観点から例えば３９３Ｋで２００Ｏｅ以上の交換結合力が要求されている。３９３Ｋで２００Ｏｅ以上の交換結合力を得るためには、室温での交換結合力に加えて、交換結合力の温度特性が良好であることが求められる。交換結合力の温度特性に関しては、強磁性体膜と反強磁性体膜との交換結合力が失われる温度であるブロッキング温度ができるだけ高いことが望ましい。しかし、γ−ＦｅＭｎ合金はブロッキング温度が４４３Ｋ以下と低く、また交換結合力の温度特性も非常に悪い。
　一方、例えば米国特許第５，３１５，４６８号には、面心正方晶系の結晶構造を有するＮｉＭｎ合金などのθ−Ｍｎ合金を、反強磁性膜として使用することが記載されている。θ−Ｍｎ合金からなる反強磁性体膜を用いると、高温域でも反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合力が低下しないことが示されている。
　さらに、ブロッキング温度が高く、交換結合力が大きいと共に、耐食性に優れる反強磁性体膜として、面心立方晶系の結晶構造を有するＩｒＭｎ合金が提案されている。同じ結晶構造を有する反強磁性体膜としては、ＰｔＭｎ合金やＲｈＭｎ合金などのγ−ＦｅＭｎ合金以外のγ−Ｍｎ合金が知られている（米国特許第４，１０３，３１５号、第５，３１５，４６８号など参照）。
　上述したように、ＩｒＭｎ合金、ＰｔＭｎ合金、ＲｈＭｎ合金、ＮｉＭｎ合金、ＰｄＭｎ合金、ＣｒＭｎ合金などのＭｎ合金は、耐食性に優れ、さらに交換結合膜のブロッキング温度を高くすることができる。よって、ＭＲ素子の長期的な信頼性を高める反強磁性体として注目されている。
　ところで、反強磁性体膜の形成には一般的にスパッタ法が採用されている。上記したようなＭｎ合金を構成する各元素からなるスパッタリングターゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜している。しかしながら、従来のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜は、面内の膜組成が不均一になりやすい。このような反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜では、十分な交換結合力が得られないという問題があった。また、そのような交換結合膜を用いたＭＲ素子やＭＲヘッドは、それらを構成する他の層から反強磁性体膜が悪影響を受け、交換結合特性が劣化しやすいなどの問題を有している。
　さらに、従来のスパッタリングターゲットは、スパッタ初期とライフエンド近くとで、成膜された膜組成に大きな組成ずれが生じやすいという問題を有している。このような反強磁性体膜の膜組成の経時変化も交換結合特性の劣化を生じさせる原因になっている。
　本発明の目的は、耐食性や熱特性に優れるＭｎ合金からなる反強磁性体膜の膜組成や膜質の安定化を図ると共に、ライフエンドまで組成ずれの少ないスパッタリングターゲットを提供することにある。そして、室温および高温域で十分な交換結合力が安定して得られる反強磁性体膜を、再現性よく形成することを可能にしたスパッタリングターゲットを提供することを目的としている。
発明の開示
　
本
の
　
本発明
　本発明のスパッタリングターゲットは、さらに炭素含有量が０．３重量％以下（０を含む）であることが、また相対密度が９０％以上であることが好ましい。本発明のスパッタリングターゲットは、例えばＭｎを３０原子％以上含有する。本発明のスパッタリングターゲットは、さらにＢｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、ＳｎおよびＮから選ばれる少なくとも１種の元素を含有していてもよい。
　本発明ではＲ元素をＭｎとの合金相や化合物相として、スパッタリングターゲット中に分布させている。Ｒ元素とＭｎとの化合物相や合金相としてＲ元素をターゲット組織中に分布させることによって、ターゲット中の組成を均一化することができる。さらに、ターゲット組織としても均一な状態に近付く。特に、ターゲットの全体組成がＭｎリッチである場合、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として分布させることによって、組成や組織の均一性を向上させることができる。
　さらに、スパッタリングターゲット中の酸素含有量を１重量％以下とすることによって、Ｍｎリッチのターゲット組成を有するスパッタリングターゲットであっても、容易に高密度化することができる。スパッタリングターゲットの低酸素濃度化や高密度化は、それを用いて成膜した反強磁性体膜の高純度化および低酸素濃度化に大きく寄与する。さらに、反強磁性体膜の膜質や膜組成（ターゲット組成からのずれ）などの改善にも寄与する。
　上述したような本発明のスパッタリングターゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜することによって、面内の膜組成の均一性に優れる反強磁性体膜が安定して得られる。さらに、スパッタリングターゲットの組成や組織の均一化は、スパッタ初期からターゲットのライフエンドまでの組成ずれの抑制に効果を発揮する。スパッタリングターゲットの低酸素濃度化や高密度化も同様である。
　このように、本発明のスパッタリングターゲットを用いることによって、膜組成の安定性および面内の膜組成の均一性に優れる反強磁性体膜を再現性よく得ることができる。このような反強磁性体膜を例えば強磁性体膜と積層して交換結合膜を構成することによって、十分な交換結合力、良好な耐食性や耐熱性などの優れた特性を安定して得ることができる。
図面の簡単な説明
　図１は本発明のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜を使用した交換結合膜の一構成例を示す断面図である。
　図２は磁気抵抗効果素子の一構成例を示す断面図である。
　図３は図２に示す磁気抵抗効果素子の変形例を示す断面図である。
　図４は磁気抵抗効果素子の他の構成例を示す断面図である。
　図５は磁気抵抗効果素子を使用した磁気ヘッドの一構成例を示す断面図である。
　図６は図５に示す磁気ヘッドの変形例を示す断面図である。
　図７は本発明の実施例３によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜の交換結合力の組成依存性を示す図である。
　図８は本発明の実施例７によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した交換結合膜試料の耐食性試験の結果を示す図である。
　図９は本発明の実施例７によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した交換結合膜試料の交換バイアス力の測定結果を示す図である。
　図１０は本発明の実施例７によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した交換結合膜試料のブロッキング温度の測定結果を示す図である。
発明を実施するための形態
　以下、本発明を実施するための形態について説明する。
　本発明のスパッタリングターゲットとしては、まず実質的にＮｉ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｏ、Ｒｈ、Ｉｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｒｕ、Ｏｓ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＲｅから選ばれる少なくとも１種のＲ元素と、Ｍｎとからなるものが挙げられる。このような本発明のスパッタリングターゲットを用いて成膜した、ＲＭｎ合金からなる反強磁性体膜は、種々の強磁性体膜と積層することによって、例えば交換結合膜として使用される。
　本発明のスパッタリングターゲットにおいて、Ｍｎの含有量はＲ元素との組合せに基づいて適宜設定されるが、少なくともＭｎ含有量は１０原子％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量があまり少なすぎると、良好な交換結合力を得ることができない。一方、Ｒ元素の含有量が少なすぎると耐食性が低下する傾向がある。このようなことから、Ｍｎ含有量は１０〜９８原子％の範囲とすることが好ましい。本発明はＭｎ含有量が３０原子％以上というように、Ｍｎリッチな組成を有するスパッタリングターゲットに対して特に効果的である。
　Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は、選択したＲ元素に基づいて設定される。例えば、Ｒ元素がＩｒ、Ｒｈ、Ａｕ、Ａｇ、Ｃｏ、Ｒｕ、Ｒｅである場合、Ｍｎ含有量は４０〜９８原子％の範囲とすることが好ましく、さらには６０〜９５原子％の範囲とすることが望ましい。上記したＲ元素を含むＲＭｎ合金は、一般に上記したような組成範囲で面心立方晶系の結晶構造が安定となる。結晶構造の少なくとも一部が面心立方晶構造のＲＭｎ合金は、特に高いネール温度（反強磁性体が反強磁性を失う温度）を有することから、交換結合膜のブロッキング温度をより一層向上させることができる。
　また、Ｒ元素がＮｉ、Ｐｄである場合には、結晶構造が面心正方晶系のときに熱安定性が向上する。従って、このような結晶構造が安定となる組成範囲、すなわちＭｎ含有量を３０〜７０原子％の範囲とすることが好ましい。Ｒ元素がＣｒである場合には、ＲＭｎ合金は体心立方晶構造や体心正方晶構造をとり、Ｍｎ含有量は３０〜７０原子％の範囲とすることが好ましい。Ｒ元素がＰｔである場合には、面心立方晶および面心正方晶共に熱安定性に優れる。この際のＭｎ含有量は３０〜９８原子％の範囲、特に６０〜９５原子％の範囲とすることが好ましい。
　本発明のスパッタリングターゲットには、上記したＲ元素の他に、Ｂｅ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｓｉ、Ｇｅ、ＳｎおよびＮから選ばれる少なくとも１種の元素（Ａ元素）を含有させてもよい。ＲＭｎ合金からなる反強磁性体膜は、上述した組成範囲や結晶構造などに基いて、従来のＦｅＭｎ合金に比べて良好な耐食性が得られているが、このような添加成分を含有させることで一段と耐食性を向上させることができる。ただし、Ａ元素をあまり多量に含有すると、交換結合力が低下するおそれがある。Ａ元素の配合量は４０原子％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは３０原子％以下である。
　本発明のスパッタリングターゲットは、ターゲット組織の少なくとも一部として、Ｒ元素とＭｎとの合金相およびＲ元素とＭｎとの化合物相から選ばれる少なくとも１種を有している。Ｒ元素とＭｎとを組合せたスパッタリングターゲットは、一般的に粉末焼結法などで高密度化することが難しく、さらにＭｎに対してＲ元素を均一に分布させることが困難である。Ｍｎリッチな組成範囲を適用した場合、特にＲ元素の分布が不均一になりやすい。
　このようなＲ元素とＭｎとの組合せにおいて、本発明ではＲ元素をＭｎとの合金相や化合物相として、スパッタリングターゲット中に分布させている。例えば、Ｒ元素としてＩｒを用いた場合、これらの化合物相としてはＩｒＭｎ３が挙げられる。このようなＭｎリッチな化合物相や合金相としてＲ元素をターゲット組織中に分布させ、単相として存在するＲ元素量を極力減らすことによって、ターゲット中の組成を均一化することができる。さらに、ターゲット組織（金属組織）としても均一な状態に近付く。特に、ターゲットの全体組成がＭｎリッチである場合、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として分布させることによって、組成や組織の均一性を向上させることができる。
　ここで、Ｒ元素として２種類以上の元素を使用する場合、Ｒ元素とＭｎとの合金相や化合物相は、各Ｒ元素とＭｎとの合金や化合物であってもよいし、また２種以上のＲ元素とＭｎとの合金や化合物であってもよい。例えば、Ｒ元素としてＩｒとＲｈを選択した場合、ＩｒとＭｎの２元系の合金や化合物、ＲｈとＭｎの２元系の合金や化合物、およびＩｒとＲｈとＭｎの３元系の合金や化合物のいずれか１種以上が存在していればよい。
　なお、上記した合金相や化合物相を構成するＭｎ以外は、Ｍｎ単相として存在することができる。本発明においては、Ｒ元素の一部も単相として存在することが許容されるが、その比率は上記したような理由から極力減少させることが好ましい。
　さらに、上記した合金相や化合物相を構成するＭｎを除く残余のＭｎの粒径は５０μｍ以下であることが好ましい。単相として残存するＭｎの粒径が大きいと、微視的に見るとＭｎが偏析していることになる。このようなＭｎの偏析に起因する組成や組織の不均一を解消する上で、単相としてのＭｎの最大粒径は５０μｍ以下とすることが好ましい。また、そのＭｎの平均粒径は１０〜４０μｍの範囲とすることが好ましい。
　Ｍｎ粒径の微細化は特にＭｎリッチなターゲット組成に対して効果を示す。しかし、その平均粒径があまり小さいと酸素含有量の増大原因となるため、１０μｍ以上とすることが好ましい。Ｍｎの最大粒径は３０μｍ以下とすることがさらに好ましい。ここで、Ｍｎの粒径とはＭｎ粒を囲む最小円の直径のことを言う。
　上述したような本発明のスパッタリングターゲットを用いて、反強磁性体膜をスパッタ成膜することによって、面内の膜組成の均一性に優れる反強磁性体膜が安定して得られる。スパッタリングターゲットの組成や組織の均一化は、スパッタ初期からターゲットのライフエンドまでの組成ずれの抑制にも効果を発揮する。このように、本発明のスパッタリングターゲットを用いることによって、膜組成の安定性に優れる反強磁性体膜を再現性よく得ることができる。得られる反強磁性体膜は、さらに面内の膜組成の均一性にも優れるものである。
　本発明のスパッタリングターゲットは、さらにターゲット中の酸素含有量を１重量％以下（０を含む）とすることが好ましい。ターゲット中の酸素含有量があまり多いと、特に焼結時のＭｎの組成制御が難しくなると共に、スパッタ成膜して得られる反強磁性体膜中の酸素量が増大する。これらは反強磁性体膜の特性劣化の要因となるおそれがある。さらに、ターゲット中の酸素含有量が多いと、ターゲットを高密度化することが困難となる。また、加工性が悪くなる上に、スパッタ中にターゲットに割れが入りやすくなるなどの問題が生じる。より好ましい酸素含有量は０．７重量％以下であり、さらに好ましくは０．１重量％以下である。
　さらに、ターゲット中の炭素含有量があまり多い場合にも、焼結時や塑性加工時に割れなどの欠陥が生じやすくなる。さらに、得られる反強磁性体膜の交換結合磁界やブロッキング温度などの特性も低下する。従って、ターゲット中の炭素含有量は０．３重量％以下（０を含む）とすることが好ましい。より好ましい炭素含有量は０．２重量％以下であり、さらに好ましくは０．０１重量％以下である。
　特に、スパッタリングターゲット中の酸素含有量や炭素含有量を低減することによって、Ｍｎリッチのターゲット組成を有するスパッタリングターゲットであっても、容易に高密度化することができる。さらに、スパッタリングターゲットの低酸素濃度化や低炭素濃度化は、それを用いて成膜した反強磁性体膜の高純度化、膜質や膜組成（ターゲット組成からのずれ）の改善などに寄与する。これらは反強磁性体膜の交換結合磁界やブロッキング温度などの特性を向上させる。
　本発明のスパッタリングターゲットの密度は相対密度で９０％以上とすることが好ましい。スパッタリングターゲットの密度があまり低いと、スパッタ時にターゲットの欠陥部分での異常放電によりパーティクルが発生しやすくなる。パーティクルが反強磁性体膜中に分散すると、特性が劣化すると共に、歩留りの低下要因となる。より好ましい相対密度は９５％以上である。
　本発明のスパッタリングターゲットの製造には、焼結法および溶解法のいずれを適用してもよい。ただし、製造コストや原料歩留りなどを考慮した場合、焼結法を適用することが好ましい。
　焼結法を適用して本発明のスパッタリングターゲットを製造する場合、まず上記したようなターゲット組織（合金相や化合物相を含む金属組織）を得る上で、極力微細な原料粉末（Ｒ元素およびＭｎの各原料粉末）を使用することが好ましい。例えば、微細なＩｒ粉末などのＲ元素粉末と微細なＭｎ粉末とを用いることによって、焼結の前段階で均一な混合状態が得られると共に、Ｒ元素とＭｎとの間の反応を促進することができる。これらは焼結時にＲ元素とＭｎとの合金相や化合物相の生成量の増大に寄与する。さらに、単相として残存するＭｎ粒径の微細化に対しても効果を発揮する。
　ただし、Ｒ元素およびＭｎの各原料粉末の粒径があまり小さいと、原料段階での酸素含有量が増大し、これがターゲット中の酸素量の増大原因となる。特に、Ｍｎは酸素を吸着しやすいため、それを考慮して粒径を設定することが好ましい。このようなことから、Ｒ元素の原料粉末の平均粒径は２０〜５０μｍの範囲とすることが好ましい。Ｍｎの原料粉末の平均粒径は１００μｍ以下とすることが好ましく、特に４０〜５０μｍの範囲とすることが望ましい。
　次に、上記したようなＲ元素の原料粉末とＭｎの原料粉末とを所定の比率で配合し、十分に混合する。原料粉末の混合にはボールミル、Ｖミキサーなど、各種公知の混合方式を適用することができる。この際、金属不純物の混入や酸素量の増加などが生じないように、混合条件を設定することが重要である。原料粉末中の酸素については、さらに積極的に減少させるために、脱酸剤として微量の炭素を添加してもよい。ただし、炭素自体も成膜された反強磁性体膜の特性低下要因となるため、上述したようにターゲット中の炭素量が０．３重量％以下となるように条件設定することが好ましい。
　例えば、ボールミル混合を適用する場合、金属不純物の混入を防止するために、樹脂（例えばナイロン）製容器やボール、あるいは原料粉末と同質の友材を内張りした容器やボールを用いることが好ましい。特に、原料粉末と同質の材料を適用することが好ましい。さらに、混合工程中に容器内に閉じ込められたガス成分が原料粉末に吸着もしくは吸収されることを防止するために、混合容器内は真空雰囲気もしくは不活性ガスで置換した雰囲気とすることが好ましい。ボールミル混合以外の混合方式を適用する場合においても、同様な不純物の混入防止策を施すことが好ましい。
　混合時間は、混合方法、投入する粉末量、混合容器の大きさなどにより適宜設定するものとする。混合時間が短すぎると、均一な混合粉末が得られないおそれがある。一方、混合時間が長すぎると、不純物量が増大するおそれがおおきくなる。混合時間はこれらを考慮して適宜設定する。例えば、１０リットルの混合容器を用いて、粉末５ｋｇ投入でボールミル混合する場合、混合時間は４８時間程度とすることが適当である。
　次に、上記したようなＲ元素の原料粉末とＭｎの原料粉末との混合粉末を焼結させて、ターゲット素材を作製する。焼結は高密度の焼結体が得られるホットプレス法やＨＩＰ法を適用して実施することが好ましい。焼結温度は原料粉末の種類に応じて設定するものとするが、特にＲ元素とＭｎとの反応を促進するように、Ｍｎの融点（１２４４℃）直下の１１５０〜１２００℃の範囲とすることが好ましい。このような高温で混合粉末を焼結させることによって、スパッタリングターゲット中のＲ元素とＭｎとの合金相や化合物相の量を増加させることができる。言い換えると、単相として存在するＲ元素量を低減することが可能となる。ホットプレスやＨＩＰ時の押圧力は、高密度化が可能な２０ＭＰａ以上とすることが好ましい。
　得られたターゲット素材は、所定のターゲット形状に機械加工される。これをバッキングプレートに例えば半田接合することによって、本発明のスパッタリングターゲットが得られる。
　上述したような条件を満足する焼結方法を適用することによって、後述する溶解法より製造コストが安価な焼結法で、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として存在させると共に、酸素含有量や炭素含有量を低減したスパッタリングターゲットを安定して製造することができる。さらに、焼結法は後述する溶解法に対して使用する希少金属原料の歩留りが高いというような利点も有している。
　溶解法を適用して本発明のスパッタリングターゲットを製造する場合には、まず所定の比率で配合したＲ元素の原料とＭｎの原料を溶解する。溶解には一般的な誘導式電気炉を適用することができる。誘導式で溶解する場合には、不純物の揮発を促進するために、減圧下（真空中）で溶解することが好ましい。ただし、Ｍｎなどの揮発による組成変動を抑制したい場合には、不活性ガス中で実施してもよい。また、原料の形状によっては、アーク溶解や電子ビーム溶解を適用することも可能である。
　上記したような溶解方法により得られたインゴットは、例えば塑性加工した後、所定のターゲット形状に機械加工される。これをバッキングプレートに例えば半田接合することによって、本発明のスパッタリングターゲットが得られる。溶解法によっても、上述した焼結法と同様に、Ｒ元素をＭｎとの合金相や化合物相として存在させると共に、酸素含有量や炭素含有量を低減したスパッタリングターゲットを製造することができる。
　反強磁性体膜は上述した本発明のスパッタリングターゲットを用いて、常法によりスパッタ成膜することで得られる。本発明のスパッタリングターゲットを用いて形成した反強磁性体膜は、前述したように膜組成の安定性、および面内の膜組成の均一性に優れるものである。このような反強磁性体膜は、強磁性体膜と積層して交換結合膜として用いる際に、十分な交換結合力、良好な耐食性や耐熱性などの優れた特性が安定して得られる。
　本発明の反強磁性体膜は、例えば強磁性体膜と積層して交換結合膜として使用される。図１は、本発明の反強磁性体膜を用いた交換結合膜の一実施形態の構成を模式的に示す図である。基板１上に形成された交換結合膜２は、積層された反強磁性体膜３と強磁性体膜４とを有している。反強磁性膜体３と強磁性体膜４とは、これらの間で交換結合が生じるように、少なくとも一部を積層させて形成すればよい。
　なお、交換結合が生じる条件下であれば、反強磁性膜体３と強磁性体膜４との間に他の層を介在させることも可能である。また、反強磁性体膜３と強磁性体膜４との積層順は用途に応じて設定され、反強磁性体膜３を上側に配置してもよい。反強磁性体膜３と強磁性体膜４とを多重積層した積層膜で交換結合膜を構成することも可能である。
　ＲＭｎ合金（もしくはＲＭｎＡ合金）からなる反強磁性体膜３の膜厚は、反強磁性を発現する範囲内であれば特に限定されるものではないが、大きな交換結合力を得るためには、反強磁性体膜３の膜厚を強磁性体膜４の膜厚より厚くすることが望ましい。反強磁性体膜３を強磁性体膜４の上側に積層する場合には、熱処理後の交換結合力の安定性などの観点から３〜１５ｎｍ程度とすることが好ましく、さらに好ましくは１０ｎｍ以下である。また、強磁性体膜４の膜厚も同様の観点から１〜３ｎｍ程度とすることが好ましい。一方、反強磁性体膜３を強磁性体膜４の下側に積層する場合には３〜５０ｎｍ程度とすることが好ましく、強磁性体膜４の膜厚も１〜７ｎｍとすることが好ましい。
　強磁性体膜４には、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉやこれらの合金からなる各種の単層構造の強磁性層、さらには強磁性的な性質を示す磁性多層膜やグラニュラー膜などを用いることができ、具体的には異方性磁気抵抗効果膜（ＡＭＲ膜）やスピンバルブ膜、人工格子膜、グラニュラー膜などの巨大磁気抵抗効果膜（ＧＭＲ膜）などが例示される。これら強磁性体のうち、特にＣｏまたはＣｏ合金はＲＭｎ合金からなる反強磁性体膜３と積層形成することで、ブロッキング温度の非常に高い交換結合膜２が得られることから好ましく用いられる。
　上述した実施形態の交換結合膜２は、磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）における強磁性体膜のバルクハウゼンノイズの除去、あるいは人工格子膜やスピンバルブ膜における強磁性体膜の磁化固着などに有効に使用されるものである。ただし、反強磁性体膜およびそれを用いた交換結合膜２の用途はＭＲ素子に限られるものではなく、例えば強磁性体膜からなる磁気ヨークのような各種磁気路の磁気異方性制御など、各種の用途に使用し得るものである。
　次に、上述したような交換結合膜を使用した磁気抵抗効果素子（ＭＲ素子）の実施形態について、図２〜図５を参照して説明する。ＭＲ素子は、例えばＨＤＤのような磁気記録装置用の磁気ヘッドの再生素子や磁界検出用センサなどとして有効であるが、これら以外に磁気抵抗効果メモリ（ＭＲＡＭ（Ｍａｇｎｅｔｏｒｅｓｉｓｔｉｖｅ　ｒａｎｄｏｍａｃｃｅｓｓ　
ｍｅｍｏｒｙ
　図２は本発明による交換結合膜を異方性磁気抵抗効果膜（ＡＭＲ膜）のバルクハウゼンノイズの除去などに使用したＡＭＲ素子５の一構成例を示している。ＡＭＲ素子５は強磁性体膜として、電流の方向と磁性膜の磁化モーメントの成す角度に依存して電気抵抗が変化するＮｉ８０Ｆｅ２０などの強磁性体からなるＡＭＲ膜６を有している。ＡＭＲ膜６の両端部上には、反強磁性体膜３がそれぞれ積層形成されている。これらＡＭＲ膜６と反強磁性体膜３とは交換結合膜を構成しており、ＡＭＲ膜６には反強磁性体膜３から磁気バイアスが付与されている。
　また、ＡＭＲ膜６の両端部には、反強磁性体膜３を介して電気的に接続されたＣｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、これらの合金などからなる一対の電極７が形成されており、この一対の電極７によりＡＭＲ膜６に電流（センス電流）が供給される。これらＡＭＲ膜６、反強磁性体膜３および一対の電極７によりＡＭＲ素子５が構成されている。なお、電極７はＡＭＲ膜６に直接接触する形態としてもよい。また、これらの各構成要素は、例えばＡｌ２Ｏ３・ＴｉＣなどからなる基板１の主表面上に形成されている。
　上述したＡＭＲ素子５においては、ＡＭＲ膜６と反強磁性膜３との交換結合を利用し、ＡＭＲ膜６に磁気バイアスを付与して磁区制御しており、このＡＭＲ膜６の磁区制御によって、バルクハウゼンノイズの発生を抑制している。反強磁性体膜３によるＡＭＲ膜６への磁気バイアスの付与は、図３に示すように、ＡＭＲ膜６上に交換バイアス磁界調整膜８を介して反強磁性体膜３を積層形成し、これらＡＭＲ膜６と反強磁性体膜３との交換バイアス磁界調整膜８を介した交換結合により実施してもよい。この場合、一対の電極７は反強磁性体膜３の両端部と一部積層するように形成される。
　ＡＭＲ素子５におけるＡＭＲ膜６への磁気バイアスの付与に、本発明の反強磁性体膜を使用した場合には、前述したようにＲＭｎ合金などからなる反強磁性体膜３の基本特性を十分かつ安定して発揮させ、室温および高温域で十分な交換結合力を安定して得ることができるため、バルクハウゼンノイズの発生を各種条件下で再現性よく抑制することが可能となる。
　図４は、本発明の反強磁性体膜を巨大磁気抵抗効果膜（ＧＭＲ膜）の強磁性層の磁化固着に適用したＧＭＲ素子９の一構成例を示している。ＧＭＲ素子９は強磁性体膜として、強磁性層／非磁性層／強磁性層のサンドイッチ構造の磁性多層膜を有し、これら強磁性層間の磁化の成す角度に依存して電気抵抗が変化するスピンバルブ膜、あるいは強磁性層と非磁性層との多層積層膜を有し、ＧＭＲを示す人工格子膜などからなるＧＭＲ膜１０を有している。
　図４に示すＧＭＲ素子９は、スピンバルブ膜からなるＧＭＲ膜（スピンバルブＧＭＲ膜）１０を有している。このスピンバルブＧＭＲ膜１０は、強磁性層１１／非磁性層１２／強磁性層１３のサンドイッチ膜を有し、このうち上側の強磁性層１３上に反強磁性体膜３が積層形成されている。強磁性層１３と反強磁性体膜３とは交換結合膜を構成している。上側の強磁性層１３は反強磁性体膜３との交換結合力により磁化固着されたいわゆるピン層である。一方、下側の強磁性層１１は、磁気記録媒体などからの信号磁界（外部磁界）により磁化方向が変化するいわゆるフリー層である。なお、スピンバルブＧＭＲ膜１０におけるピン層とフリー層の位置は、上下逆であってもよい。
　強磁性層１１は、必要に応じて磁性下地層（もしくは非磁性下地層）１４上に形成される。磁性下地層１４は１種類の磁性膜で構成してもよいし、異なる種類の磁性膜の積層膜であってもよい。具体的には、磁性下地層１４としてはアモルファス系軟磁性体や面心立方晶構造を有する軟磁性体、例えばＮｉＦｅ合金、ＮｉＦｅＣｏ合金、これらに各種添加元素を添加した磁性合金などが用いられる。なお、図中１５はＴａなどからなる保護膜であり、必要に応じて形成される。
　スピンバルブＧＭＲ膜１０の両端部には、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ａｌ、これらの合金などからなる一対の電極７が形成されており、この一対の電極７によりスピンバルブＧＭＲ膜１０に電流（センス電流）が供給される。これらスピンバルブＧＭＲ膜１０および一対の電極７によりＧＭＲ素子９が構成されている。なお、電極７はスピンバルブＧＭＲ膜１０の下側に形成する形態としてもよい。
　スピンバルブ型のＧＭＲ素子９において、一方の強磁性層の磁化固着に本発明の反強磁性体膜を使用した場合、前述したようにＲＭｎ合金などからなる反強磁性体膜３の基本特性を十分かつ安定して発揮させ、室温および高温域で十分な交換結合力を安定して得ることができるため、ピン層の磁化固着状態が安定かつ強固となり、よって良好なＧＭＲ特性を安定して得ることが可能となる。
　次に、前述した実施形態のＭＲ素子（例えばＧＭＲ素子）を、再生用ＭＲヘッドおよびそれを用いた記録・再生一体型磁気ヘッドに適用する場合の実施形態について、図５〜図６を参照して説明する。
　図５に示すように、Ａｌ２Ｏ３・ＴｉＣなどからなる基板２１の主表面上には、Ａｌ２Ｏ３などからなる絶縁層２２を介して、軟磁性材料からなる下側磁気シールド層２３が形成されている。下側磁気シールド層２３上には、Ａｌ２Ｏ３などの非磁性絶縁膜からなる下側再生磁気ギャップ２４を介して、例えば図４に示したＧＭＲ素子９が形成されている。
　図中２５はスピンバルプＧＭＲ膜１０にバイアス磁界を付与するＣｏＰｔ合金などからなる硬質磁性膜（ハードバイアス膜）である。バイアス膜は反強磁性体膜で構成することも可能である。一対の電極７は硬質磁性膜２５上に形成されており、スピンバルブＧＭＲ膜１０と一対の電極７とは硬質磁性膜２５を介して電気的に接続されている。スピンバルブＧＭＲ膜１０にバイアス磁界を付与する硬質磁性膜３５は、図６に示すように、予め下側再生磁気ギャップ２４上に形成しておいてもよい。この場合、一対の硬質磁性膜２５上を含めて下側再生磁気ギャップ２４上にスピンバルブＧＭＲ膜１０を形成し、その上に一対の電極７が形成される。
　ＧＭＲ素子９上には、Ａｌ２Ｏ３などの非磁性絶縁膜からなる上側再生磁気ギャップ２６が形成されている。さらにその上には、軟磁性材料からなる上側磁気シールド層２７が形成されており、これらにより再生ヘッドとして機能するシールド型ＧＭＲヘッド２８が構成されている。
　シールド型ＧＭＲヘッド２８からなる再生ヘッド上には、誘導型薄膜磁気ヘッド２９からなる記録ヘッドが形成されている。シールド型ＧＭＲヘッド２８の上側磁気シールド層２７は、誘導型薄膜磁気ヘッド２９の下部記録磁極を兼ねている。この上側磁気シールド層を兼ねる下部記録磁極２７上には、Ａｌ２Ｏ３などの非磁性絶縁膜からなる記録磁気ギャップ３０を介して、所定形状にパターニングされた上部記録磁極３１が形成されている。
　このようなシールド型ＧＭＲヘッド２８からなる再生ヘッドと、誘導型薄膜磁気ヘッド２９からなる記録ヘッドとによって、録再一体型磁気ヘッド３２が構成されている。なお、上部記録磁極３１は、記録磁気ギャップ上に形成されたＳｉＯ２などからなる絶縁層にトレンチを設け、このトレンチ内に埋め込み形成したものであってもよく、これにより狭トラックを再現性よく実現することが可能となる。録再一体型磁気ヘッド３２は、例えば半導体プロセスを利用して形状形成や分割などを行うことにより作製される。
　上記した実施形態の録再一体型磁気ヘッド３２におけるシールド型ＧＭＲヘッド２８では、ＲＭｎ合金からなる反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜が有する大きな交換結合力および高いブロッキング温度を十分に生かすことができる。なお、本発明によるＡＭＲ素子を再生用磁気ヘッドに適用する場合においても、同様にして記録・再生一体型磁気ヘッドを構成することができる。
　次に、本発明の具体的な実施例およびその評価結果について述べる。
実施例１、２
　Ｒ元素の原料粉末として、平均粒径が２０μｍのＩｒ粉末、Ｐｔ粉末、Ｒｈ粉末、Ｎｉ粉末、Ｐｄ粉末、Ｒｕ粉末、Ａｕ粉末を用意した。一方、Ｍｎの原料粉末として平均粒径が４０μｍのＭｎ粉末を用意した。これら各原料粉末を表１にそれぞれ示す配合比（原料組成）で配合した後、金属不純物による汚染を防ぐために、ナイロン製のボールミルを用いて混合した。混合はそれぞれ減圧下で４８時間実施した。これら各混合粉末を真空ホットプレスにより２５ＭＰａの圧力で焼結させた。ホットプレスはＭｎの融点直下である１１５０℃で実施した。
　得られた各ターゲット素材の構成相をＸＲＤとＥＰＭＡによる面分析により調べた。その結果、いずれもの素材もＲ元素とＭｎの合金相および化合物相を有していることが確認された。各ターゲット素材の主要合金相および主要化合物相を表１に示す。また、ＳＥＭにより単相として存在するＭｎの粒径を調べた。Ｍｎ粒径はいずれのターゲット素材も最大で３０μｍ、平均で２０μｍであった。
　次に、上述した各ターゲット素材をターゲット形状に加工し、これらをバッキングプレートに半田接合してスパッタリングターゲットをそれぞれ作製した。これら各スパッタリングターゲットを高周波マグネトロンスパッタ装置にセットし、基板加熱しない状態で反強磁性体膜を磁界中成膜した。反強磁性体膜は交換結合膜を形成するように成膜した。
　具体的には、熱酸化膜を被覆したＳｉ（１００）基板上に、厚さ５ｎｍのＴａ下地膜、厚さ５ｎｍのＣｏ系強磁性体膜、厚さ１５ｎｍの各組成の反強磁性体膜を順次形成した。このようにして、それぞれ交換結合膜を作製した。この段階で交換バイアス力を測定した。ただし、Ｎｉ５０Ｍｎ５０膜およびＰｄ５０Ｍｎ５０膜に関しては、熱処理を施さないと交換結合力が得られないため、２７０℃で５時間の熟処埋を施した後に交換バイアス力を測定した。これらの値を表１（実施例１）に示す。
　本発明の他の実施例（実施例２）として、平均粒径が１５０μｍのＭｎ粉末を用いる以外は同様な工程により、それぞれ同一組成のスパッタリングターゲットを作製した。この実施例２による各スパッタリングターゲットについても、実施例１と同様な評価を行った。その結果を表１（実施例２）に併せて示す。
　なお、実施例２による各スパッタリングターゲットの構成相をＸＲＤとＥＰＭＡによる面分析により調べた結果、同様な合金相や化合物相を有していたが、ＳＥＭでＭｎの粒径を調べたところ、最大で１００μｍ、最小４０μｍ、平均で８０μｍであった。
　また、本発明との比較例１として、実施例１および実施例２で使用した各原料粉末を用いて、ホットプレスの温度条件を合金相や化合物相が形成されない温度条件（１０００℃未満）とする以外は同様な工程により、それぞれ同一組成のスパッタリングターゲットを作製した。比較例１による各スパッタリングターゲットの構成相をＸＲＤとＥＰＭＡによる面分析により調べた結果、合金相や化合物相は存在していなかった。
　表１から分かるように、本発明のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜を含む交換結合膜は、いずれも大きな交換結合力が得られており、優れた特性を示しているのに対して、比較例の各スパッタリングターゲットを用いた交換結合膜は小さな交換結合力しか得られなかった。
　次に、上記した実施例１による各反強磁性体膜のスパッタ時間の経過に伴う組成変動を調べた。組成変動は、スパッタ初期（１時間後）の反強磁性体膜と２０時間スパッタを実施した後に形成した反強磁性体膜の組成を、蛍光Ｘ線分析により測定することにより調べた。その結果を表２に示す。
　さらに、実施例１の試料１によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜（ＩｒＭｎ合金膜）と、比較例１によるスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜（ＩｒＭｎ合金膜）を用いて、膜面内の組成分布を調べた。測定点はＳｉ基板の中心点（Ａ点）と外周側に四方３ｃｍ離れた４点（Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ点）とした。測定結果を表３に示す。
　表２および表３から明らかなように、本発明のスパッタリングターゲットを用いて形成した反強磁性体膜は、スパッタ時間の経過に伴う組成ずれが小さく、また基板面内の組成分布の均一性にも優れていることが分かる。
実施例３
　実施例１と同様の方法で、各種組成のＩｒＭｎターゲット、ＲｈＭｎターゲット、ＰｔＭｎターゲットをそれぞれ作製した。これら種々の組成のＩｒＭｎターゲット、ＲｈＭｎターゲット、ＰｔＭｎターゲットをそれぞれ用いて、実施例１と同様にして交換結合膜を作製した。これら各交換結合膜の交換結合力を測定し、交換結合力の組成依存性を調べた。その結果を図７に示す。
　図７より明らかなように、本発明のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜を有する交換結合膜は、広い組成範囲で十分な交換結合力が得られていることが理解できる。
実施例４
　表４に記載された平均粒径を有するＭｎ粉末を用いる以外は実施例１と同様な工程により、表４に示すＭｎの粒径がそれぞれ異なるスパッタリングターゲットを作製した。
　得られた各スパッタリングターゲットの酸素含有量を測定すると共に、実施例１と同様に膜を成膜し、交換バイアス力を測定した。また、実施例１と同様の方法により膜面内の組成分布を調べた。その結果を表４に示す。
　表４から明らかなように、Ｍｎ粒の最大粒径および平均粒径が大きなスパッタリングターゲットを用いて成膜した膜の組成は、基板面内でのばらつきが大きく、量産性の点で問題があることが理解できる。一方、Ｍｎ粒の最大粒径および平均粒径が小さいスパッタリングターゲットを用いて成膜した膜は、基板面内での組成のばらつき点では問題はないが、交換バイアス力が低下する傾向にある。
実施例５
　表５に示す各スパッタリングターゲットを、実施例１と同様な焼結法とそれとは別に溶解法を適用してそれぞれ作製した。これら各スパッタリングターゲットの加工性とガス成分濃度（酸素含有濃度および炭素含有濃度）を調べた。さらに、実施例１と同様にして交換結合膜を作製し、それら各交換結合膜の交換バイアス力とブロッキング温度を測定した。これらの結果を表５に示す。なお、この実施例３による各スパッタリングターゲット中の構成相は実施例１と同様であった。
　一方、本発明との比較例２として、炭素不純物量が比較的多い原料粉末を用いると共に、混合を大気中で行う以外は、上記実施例と同様な焼結法でスパッタリングターゲットを作製した。また、炭素不純物量が比較的多い原料粉末を用いると共に、溶解時の脱ガス時間を実施例より短く設定する以外は、上記実施例と同様な溶解法でスパッタリングターゲットを作製した。これら比較例による各スパッタリングターゲットについても、加工性とガス成分濃度、交換結合膜の交換バイアス力とブロッキング温度を測定した。これらの結果を併せて表５に示す。
　表５から明らかなように、酸素含有量および炭素含有量を減少させた本発明のスパッタリングターゲットによれば、それを用いて形成した反強磁性体膜を有する交換結合膜の特性を向上させることができる。
実施例６
　この実施例では、実施例１と同様のスパッタリングターゲットを用いて成膜した反強磁性体膜と強磁性体膜との交換結合膜を使用して、図４および図６に示したスピンバルブ膜を有するＧＭＲ素子およびそれを用いた磁気ヘッドを作製した。
　スピンバルブＧＭＲ膜１０において、強磁性層１１、１３としてはそれぞれ厚さが３ｎｍ、２ｎｍのＣｏ９０Ｆｅ１０膜を、非磁性層１２としては厚さ３ｎｍのＣｕ膜をそれぞれ用いた。ここで成膜したＣｏ９０Ｆｅ１０膜は、いずれも面心立方晶系の結晶構造を有していた。反強磁性体膜３には、上記実施例１および実施例３で作製した各反強磁性体膜（膜厚８ｎｍ）を使用した。
　また、磁性下地層１４には厚さ１０ｎｍのＣｏ８８Ｚｒ５Ｎｂ７膜と厚さ２ｎｍのＮｉ８０Ｆｅ２０膜の積層膜、電極７には厚さ０．１μｍのＣｕ膜、保護膜１５には厚さ２０ｎｍのＴａ膜を使用した。さらに、硬質磁性膜２５には厚さ４０ｎｍのＣｏ８３Ｐｔ１７膜を用いた。
　強磁性層１１、１３、非磁性層１２および反強磁性体膜３の成膜は磁界中で行い、さらに磁界中で熱処理を施して、強磁性層１３と反強磁性体膜３との交換結合に一方向異方性を付与した。また、磁性下地層１４についても、磁界中で成膜した後に熱処理を施して、一軸磁気異方性を付与すると共に、硬質磁性膜２５を着磁することでその一軸磁気異方性を一段と強めた。最後に、通常の半導体プロセスに準じて素子加工を行って、ＧＭＲ素子およびそれを用いた磁気ヘッドを作製した。
　この実施例で形成したＧＭＲ素子に外部から磁界を印加して、その磁界応答性を調べたところ、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ合金を用いたＧＭＲ素子と同等以上の安定した出力が得られた。また、磁壁移動に伴うバルクハウゼンノイズの発生も見受けられなかった。しかも、反強磁性体膜にγ−ＦｅＭｎ合金を用いたＧＭＲ素子に比べて、反強磁性体膜の耐食性が良好であること、さらに交換結合膜のブロッキング温度が高く、かつ交換結合力が大きいことに起因して、安定した出力が得られる高感度のＧＭＲ素子を歩留りよく得ることができた。
　さらに、そのようなＧＭＲ素子を有する磁気ヘッドにおいて、特に耐食性が高いＩｒＭｎ系反強磁性体膜を用いたヘッドによれば、腐食によりＦｅＭｎでは加工不可能であった、０．１μｍデプスが可能となり、大きな再生出力を得ることができた。
実施例７
　ＩｒＭｎ合金およびＮｉ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒを添加したＩｒＭｎ合金を用いて、実施例１と同様な工程によりスパッタリングターゲットをそれぞれ作製した。
　これら各スパッタリングターゲットを用いて、実施例１と同様の方法で交換結合膜試料をそれぞれ作製し、これらの試料に対して耐食性試験を行った。耐食性試験は、上記各試料を水中に一昼夜浸漬した後の腐食ピット発生率を調べた。その結果を図８に示す。
　また、本発明との比較例として、ＩｒＭｎ合金に代えて、（Ｆｅ０．５Ｍｎ０．５）８９．５Ｉｒ１０．５合金およびＦｅ５０Ｍｎ５０合金からなる反強磁性体膜を用いた試料についても、同様な耐食性試験を行った。その結果を併せて図８に示す。
　図８の耐食性試験の結果から明らかなように、ＩｒＭｎ合金に添加元素を含有させることによって、腐食ピットの発生率が低下していることが分かる。
　また、図９および図１０に各試料の交換バイアス磁界とブロッキング温度の測定結果を示す。図９および図１０から明らかなように、交換バイアス磁界とブロッキング温度が向上している。
産業上の利用可能性
　本発明のスパッタリングターゲットによれば、耐食性や熱特性に優れるＭｎ合金からなる反強磁性体膜の膜組成や膜質の安定化を図ることができる。よって、十分な交換結合力が安定して得られる反強磁性体膜を再現性よく提供することが可能となる。