(57)【要約】【課題】  垂直磁気記録媒体に用いられるＣｏ−Ｆｅ系合金の軟磁性膜を成膜するための強い漏洩磁束が得られる透磁率が低く使用効率が高いＣｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材およびその製造方法を提供する。【解決手段】  原子比における組成式が（ＣｏＸ−Ｆｅ１００−Ｘ）１００−Ｙ−ＭＹ、２０≦Ｘ≦７０、４≦Ｙ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａであるスパッタリングターゲット材であって、該スパッタリングターゲット材のミクロ組織がＨＣＰ−Ｃｏからなる相とＦｅを主体とする合金相とからなる焼結組織を有し、前記Ｆｅを主体とする合金相中にＦｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物が存在するＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材である。【選択図】        図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
原子比における組成式が（ＣｏＸ−Ｆｅ１００−Ｘ）１００−Ｙ−ＭＹ、２０≦Ｘ≦７０、４≦Ｙ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａであるスパッタリングターゲット材であって、該スパッタリングターゲット材のミクロ組織がＨＣＰ−Ｃｏからなる相とＦｅを主体とする合金相とからなる焼結組織を有し、前記Ｆｅを主体とする合金相中にＦｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物が存在することを特徴とするＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材。
【請求項２】
前記ＨＣＰ−Ｃｏからなる相およびＦｅを主体とする合金相の平均粒径が２００μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載のＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材。
【請求項３】
請求項１または２に記載のＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の製造方法において、Ｃｏ粉末と、ＦｅおよびＭ元素を合金化処理した合金粉末とを混合した混合粉末を加圧焼結することを特徴とするＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の製造方法。
【請求項４】
請求項１または２に記載のＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の製造方法において、Ｃｏ粉末と、Ｆｅ、ＣｏおよびＭ元素を合金化処理した合金粉末とを混合した混合粉末を加圧焼結することを特徴とするＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の製造方法。
【請求項５】
前記合金化処理は、合金溶湯の急冷凝固処理であることを特徴とする請求項３または４に記載のＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性膜を形成するためのＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、高度情報化社会により磁気記録の高密度化が強く望まれている。この高密度化を実現する技術として、従来の面内磁気記録方式に代わり垂直磁気記録方式が実用化されている。
【０００３】
垂直磁気記録方式とは、磁気記録層の磁化容易軸を媒体面に対して垂直に向けて記録するものであり、記録密度が高いほど反磁界が減少するため、記録再生特性の低下が少ない高記録密度化に適した方式である。垂直磁気記録媒体は、基板／軟磁性裏打ち層／Ｒｕ中間層／ＣｏＰｔＣｒ−ＳｉＯ２磁性層／保護層からなる多層構造が一般的である（例えば、非特許文献１参照）。
【０００４】
垂直記録媒体の軟磁性裏打ち層には優れた軟磁気特性が要求されることから、アモルファス軟磁性合金が採用されている。代表的な軟磁性裏打ち層用アモルファス合金として、Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ合金膜（例えば、特許文献１参照）やＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ合金膜（例えば、非特許文献２参照）などが既に実用化されている。しかしながら、Ｃｏ−Ｔａ−Ｚｒ合金膜やＣｏ−Ｚｒ−Ｎｂ合金膜において、Ｔａ、Ｚｒ、Ｎｂの量が少ない場合には耐食性が低くなり、Ｔａ、Ｚｒ、Ｎｂの量が多い場合には飽和磁束密度が低くなる問題が指摘されている。そこで上記合金膜の代替候補として、飽和磁束密度と耐食性がともに高く、軟磁気特性に優れたＣｏ−Ｆｅ系合金膜が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
【０００５】
一般的に、軟磁性裏打ち層の成膜にはマグネトロンスパッタリング法が用いられる。マグネトロンスパッタリング法とは、ターゲット材と呼ばれる母材の背面に永久磁石を配置し、ターゲット材の表面に磁束を漏洩させて、漏洩磁束領域にプラズマを収束し、高速成膜を可能とする方法である。
しかしながら、マグネトロンスパッタリング法では、プラズマが収束する部分が集中的に侵食されるため、ごく一部しか消費されないままターゲット材を交換することになる。特に、Ｃｏ−Ｆｅ系合金のような強磁性体からなるターゲット材では、ターゲット材の背面に設置した磁石から発生する磁束の大半がターゲット材内部に侵入し、ターゲット材の表面には僅かな磁束しか発生しないため、局部的に深く消耗し、ターゲット材の寿命が極端に短くなるという問題がある。とりわけ、膜厚が１５０〜２００ｎｍと極端に厚い前記垂直磁気記録媒体の軟磁性裏打ち層の形成に際しては、ターゲット材寿命が極端に短いことは深刻な問題となっており、ターゲット材の交換頻度を減らすために、出来る限りターゲット材の厚さを厚く設定しつつ十分な漏洩磁束を得るという矛盾した要求を満たさなければならない。
【０００６】
マグネトロンスパッタリング法ではターゲット材の表面に磁束を漏洩させることに特徴があるため、ターゲット材自身の透磁率が高い場合にはターゲット材のスパッタ表面にプラズマを収束させるのに必要な漏洩磁束を得ることが難しくなる。そこで、十分な漏洩磁束を得るために、ターゲット材自身の透磁率を極力低減することが望まれている。
【特許文献１】特開２００４−２０６８０５号公報
【特許文献２】特開２００７−１０９３７８号公報
【非特許文献１】竹野入俊司  富士時報  Ｖｏｌ．７７  Ｎｏ．２  ２００４年  ｐ．１２１
【非特許文献２】Ｄ．Ｈ．Ｈｏｎｇ，Ｓ．Ｈ．Ｐａｒｋ  ａｎｄ  Ｔ．Ｄ．Ｌｅｅ，“Ｅｆｆｅｃｔｓ  ｏｆ  ＣｏＺｒＮｂ  Ｓｕｒｆａｃｅ  Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ  ｏｎ  Ｍａｇｎｅｔｉｃ  Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ  ａｎｄ  Ｇｒａｉｎ  Ｉｓｏｌａｔｉｏｎ  ｏｆ  ＣｏＣｒＰｔ  Ｐｅｒｐｅｎｄｉｃｕｌａｒ  Ｒｅｃｏｒｄｉｎｇ  Ｍｅｄｉａ”，ＩＥＥＥ  Ｔｒａｎｓ．Ｍａｇｎ．，Ｖｏｌ．４１，Ｎｏ．１０，Ｐ．３１４８−３１５０，Ｏｃｔ．，２００５
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
前記Ｃｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材は、一般的に溶解鋳造法で製造されているが、ターゲット材の透磁率が高く、十分な漏洩磁束が得られない問題が指摘されていた。
本発明の目的は、強い漏洩磁束が得られる透磁率が低く使用効率が高いＣｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者は、Ｃｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の透磁率を低減するために種々の検討を行った結果、Ｃｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の組織をＨＣＰ−Ｃｏからなる相とＦｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物が存在するＦｅを主体とする合金相とからなる組織とすることにより、ターゲット材の透磁率を低減でき、強い漏洩磁束が得られることを見出し本発明に到達した。
すなわち、本発明は、原子比における組成式が（ＣｏＸ−Ｆｅ１００−Ｘ）１００−Ｙ−ＭＹ、２０≦Ｘ≦７０、４≦Ｙ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａであるスパッタリングターゲット材であって、該スパッタリングターゲット材のミクロ組織がＨＣＰ−Ｃｏからなる相とＦｅを主体とする合金相とからなる焼結組織を有し、前記Ｆｅを主体とする合金相中にＦｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物が存在することを特徴とするＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材である。
【０００９】
前記ＨＣＰ−Ｃｏからなる相およびＦｅを主体とする合金相の平均粒径が２００μｍ以下であることが好ましい。
【００１０】
前記Ｃｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材は、Ｃｏ粉末と、ＦｅおよびＭ元素を合金化処理した合金粉末とを混合した混合粉末を加圧焼結することにより作製が可能となる。
また、前記合金粉末は、Ｆｅ、ＣｏおよびＭ元素を合金化処理したものでもよい。
また、前記合金化処理は、合金溶湯の急冷凝固処理であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明は、安定したマグネトロンスパッタリングが行える軟磁性膜形成用のＣｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材を提供でき、垂直磁気記録媒体のようにＣｏ−Ｆｅ系合金の軟磁性膜を必要とする工業製品を製造する上で極めて有効な技術となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
上述したように、本発明の最も重要な特徴は、原子比における組成式が（ＣｏＸ−Ｆｅ１００−Ｘ）１００−Ｙ−ＭＹ、２０≦Ｘ≦７０、４≦Ｙ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａであるＣｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材の透磁率を低減するために、そのミクロ組織を制御した点にある。すなわち、ターゲット材のミクロ組織において、ＨＣＰ−Ｃｏ相とＦｅを主体とする合金相とからなる焼結組織を有し、Ｆｅを主体とする合金相にＦｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物を存在させるように制御する点にある。
【００１３】
本発明のＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材の組織をＨＣＰ−Ｃｏからなる相とＦｅを主体とする合金相とからなる焼結組織を有し、Ｆｅを主体とする合金相に非磁性ラーベス相金属間化合物を存在させるように制御する理由を以下に説明する。
一般的にＣｏ合金あるいはＦｅ合金のターゲット材は、溶解鋳造法で作製されている。溶解鋳造法で透磁率を低減するためには、溶解鋳造後に熱処理や圧延等を行い、内部局所応力を増大させ磁壁の移動を阻止する方法が採られている。
【００１４】
本発明者は、Ｃｏ−Ｆｅ系合金ターゲットの漏洩磁束向上のため、上述の手法の適用を試みたが、透磁率を十分に低減することが出来ず、強い漏洩磁束を得ることが出来なかった。
そこで、さらに検討を行った結果、Ｃｏに対してはターゲット材の他の構成元素と合金化させずに純Ｃｏ粉末とし、一方、Ｆｅに対しては少なくともＦｅと非磁性のラーベス相金属間化合物を形成する元素を適量添加し合金化した合金粉とし、これらを混合して焼結した組織とすることで、従来では到達し得なかった極めて低い透磁率を持ったターゲットとなることを見出し、本発明に到達したのである。
【００１５】
本発明は、上述した従来の方法とは全く異なる手法を採用して低い透磁率を持ったターゲットが得られたものであり、その低透磁率化の効果は以下のように考えられる。
一般的に、多結晶体の透磁率には磁気モーメントと磁気異方性が大きく影響し、「磁気モーメント大、磁気異方性小」の場合は高透磁率になり、「磁気モーメント小、磁気異方性大」の場合は低透磁率になることが知られている。
他方、ＣｏとＦｅとを含む合金相の結晶構造には、ＨＣＰ（六方最密格子）、ＦＣＣ（面心立方格子）、ＢＣＣ（体心立方格子）があり、これらの中で最も結晶磁気異方性が大きいのはＨＣＰ相である。また、純Ｃｏは約４２２℃付近の結晶構造変態点を境として変態点以下ではＨＣＰ、変態点以上ではＦＣＣとなることが知られているが、Ｃｏに他の元素を添加して合金化すると室温領域でも結晶磁気異方性が小さいＦＣＣやＢＣＣとなる場合がある。
【００１６】
本発明では、Ｃｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材のミクロ組織を、Ｃｏを他のターゲット材構成元素と合金化させずＨＣＰ−Ｃｏ相として存在させることで磁気異方性を高めている。さらにＣｏとＦｅとの対比で、より磁気モーメントが大きいＦｅを主体とする合金相側に、Ｆｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物を存在させることで本来強磁性であるＦｅの磁気モーメントをも大幅に低減させることが可能となる。以上の相乗効果によって、ターゲット材全体の磁気モーメントを大幅に低減すると同時に磁気異方性を高めることが可能となり、低い透磁率、強い漏洩磁束を実現できたものと考えられる。
なお、本発明においてＨＣＰ−Ｃｏからなる相とは、不可避的不純物と周囲の拡散層を除いてＣｏからなり結晶構造はＨＣＰからなる相のことである。また、Ｆｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物とは、化学式がＦｅ２Ｍであらわされるラーベス相からなり、ターゲット材の使用温度領域である室温以上で強磁性を示さない金属間化合物のことである。このような性質をもったＦｅ２Ｍとしては、例えば、常磁性であるＦｅ２Ｎｂ、Ｆｅ２Ｔａを例示できる。なお、ＨＣＰ−Ｃｏ相の結晶構造と非磁性ラーベス相金属間化合物の存在は、例えば、Ｘ線回折法によって判定できる。
また、本発明においてＦｅを主体とする合金相とは、原子比で５０％以上のＦｅとＭ元素から構成される合金相、あるいは原子比で５０％以上のＦｅとＭ元素とＣｏから構成される合金相である。
【００１７】
なお、本発明のＣｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材のミクロ組織において、ＨＣＰ−Ｃｏ相とＦｅを主体とする合金相の比率はターゲット材の化学組成によって変化する。
例えば、Ｃｏの組成比率が低い場合、ＨＣＰ−Ｃｏからなる相とＦｅを主体とする合金相とが分散した組織となり、Ｃｏの組成比率が高い場合、ＨＣＰ−Ｃｏからなる主相に、Ｆｅを主体とする合金相が分散した組織となる。いずれの場合も上述の効果が得られることは言うまでもない。
【００１８】
また、ＨＣＰ−Ｃｏからなる相とＦｅを主体とする合金相とはそれぞれスパッタリング率が異なる場合があり、粗大な部分が存在するとスパッタリング成膜時に異常放電やパーティクルなどの問題が生じる場合がある。このため、それぞれを微細に分散させることにより、安定したスパッタリングが可能となる。よって、Ｆｅを主体とする合金相とＨＣＰ−Ｃｏからなる相の平均粒径は２００μm以下とすることが好ましい。
【００１９】
また、本発明のスパッタリングターゲット材の化学組成は、原子比における組成式が（ＣｏＸ−Ｆｅ１００−Ｘ）１００−Ｙ−ＭＹ、２０≦Ｘ≦７０、４≦Ｙ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａからなるものである。
ＣｏとＦｅとの組成比Ｘを２０≦Ｘ≦７０としたのは、Ｃｏ−Ｆｅ二元系合金膜において、Ｃｏ含有量を原子比で２０〜７０％にすることで高い飽和磁化を持ち軟磁気特性に優れた薄膜を生成できるためである。
Ｍ元素をＮｂおよび／またはＴａとし、その添加量Ｙを４≦Ｙ≦２５としたのは、Ｍ元素をこの範囲で添加することで、薄膜のアモルファス化を促進させる効果や耐食性を向上させる効果があるためである。Ｍ元素の添加量が４％未満であると薄膜が結晶化し、優れた軟磁気特性が得られ難く、さらに耐食性が低下するという問題が生じる。また、２５％を超えると薄膜の飽和磁束密度が低下するという問題が生じる。
他方、Ｍ元素はＦｅとの間で非磁性ラーベス相金属間化合物を形成する元素であるため、Ｍ元素の添加によりターゲット全体の磁気モーメントを低減することが可能である。よって、ターゲット材の特性においてもＭ元素の添加は効果がある。
【００２０】
上述の本発明のターゲット材は、所定の組成となるよう調整したＣｏ粉末と、ＦｅとＭ元素を合金化処理した合金粉末とを混合した混合粉末を加圧焼結することで得ることができる。Ｃｏ粉末は上述のように室温領域ではＨＣＰであるが、ＦｅやＭ元素との合金化が進むとＦＣＣやＢＣＣとなる場合があるため、純Ｃｏ粉末のまま他の元素と混合して加圧焼結することで、焼結後のターゲット材の組織にＣｏ相をＨＣＰとして残存させることが重要である。また、ＦｅとＭ元素を合金化処理してＦｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物が存在する合金粉末とし、この粉末を焼結することで焼結体中にＦｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物が存在するＦｅを主体とする合金相を効率良く生成することができる。
【００２１】
また、Ｆｅ、Ｍ元素からなる合金の液相温度が高く、合金粉末の製造が困難な場合は、Ｃｏの一部を含め、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｍ元素を合金化処理したものでもよい。これは、Ｃｏを合金粉末に含有させることによって液相温度を低下させることが可能となるためである。
なお、この場合でも、ターゲット中のＨＣＰ−Ｃｏ相の比率を極力多くするため、Ｆｅを主体とする合金粉末に含まれるＣｏ量は３０原子％以下であることが望ましい。
【００２２】
また、混合粉末の加圧焼結方法としては、ホットプレス、熱間静水圧プレス、通電加圧焼結、熱間押し出しなどの方法を適用することができる。中でも熱間静水圧プレスは加圧圧力が高く、最高温度を低く抑えて拡散層の生成を抑制しても、緻密な焼結体が得られるため、特に好ましい。
なお、加圧焼結時の最高温度は８００℃以上、１２００℃以下の温度に設定することが好ましい。この理由は焼結温度が８００℃を下回ると、緻密な焼結体が得られ難く、１２００℃を超えると焼結中に合金粉末が溶解する場合があるためである。さらに、最高温度が高過ぎると、粉末粒子同士の拡散が進み、ＨＣＰ−Ｃｏ相を十分に残存させづらくなったり、ＨＣＰ−Ｃｏ相とＦｅを主体とする合金相の相間にＣｏ−Ｆｅ拡散相が形成され、磁気モーメントが増加するため、さらに好ましくは９００℃から１１００℃の範囲に設定すると良い。
また、加圧焼結時の最高圧力は２０ＭＰａ以上に設定することが好ましい。その理由は最高圧力が２０ＭＰａを下回ると緻密な焼結体が得られないためである。
【００２３】
本発明の合金化処理としては、微細な組織を得ることができる急冷凝固処理を用いることが好ましい。急冷凝固処理方法としては、不純物の混入が少なく、充填率が高く焼結に適した球状粉末が得られるガスアトマイズ法が好ましい。また、酸化を抑制するには、アトマイズガスとして不活性ガスであるアルゴンガスもしくは窒素ガスを用いると良い。
【実施例】
【００２４】
以下の実施例で本発明をさらに詳しく説明する。
以下の実施例では合金組成は全てＦｅ−３０．８Ｃｏ−１２Ｔａ（原子％）とした。表１に示す各粉末をＡｒガスを用いたガスアトマイズ法によって作製した後、得られたアトマイズ粉末を６０メッシュのふるいで分級した。それぞれのアトマイズ粉末を表１の組み合わせで混合粉末の組成がＦｅ−３０．８Ｃｏ−１２Ｔａ（原子％）となるように、秤量し、混合した後、軟鋼カプセルに充填して脱気封止した。次いで、圧力１２２ＭＰａ、温度９５０℃、保持時間１時間の条件で熱間静水圧プレス法により焼結体を作製し、機械加工により直径１９０ｍｍ、厚さ５ｍｍのＣｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材を得た。
また、溶解鋳造により同一組成のインゴットを作製した後、機械加工を施して直径１９０ｍｍ、厚さ５ｍｍのＣｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材を得た。
【００２５】
【表１】
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【００２６】
上記試料１と試料２のターゲット材の端材から１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を２個採取しバフ研磨を施した後、一つの試験片はＡｒガスを用いたフラットミリングを施し、走査型電子顕微鏡および光学顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行った。もう一つの試験片はＸ線回折測定による相同定を行った。なお、Ｘ線回折測定には（株）リガク製Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ２５００Ｖを使用し、線源にＣｏを用いて測定を行った。
【００２７】
図１に試料１のミクロ組織の走査型電子顕微鏡像を、図２に試料１のＸ線回折パターンを示す。図１から試料１（本発明例）のミクロ組織は、濃灰色のＣｏ相と薄灰色のＦｅ合金相からなることがわかる。また、図２から試料１（本発明例）のＸ線回折パターンは、ＨＣＰ−Ｃｏ相、αＦｅ相、その他Ｆｅ２Ｔａ金属間化合物に近い相をそれぞれ反映したピークを呈していることから、ミクロ組織中のＣｏ相はＨＣＰ−Ｃｏ相であり、Ｆｅ合金相は、αＦｅ相、非磁性ラーベス相金属間化合物であるＦｅ２Ｔａ金属間化合物相からなると同定できる。
また、図３に試料２のミクロ組織の走査型電子顕微鏡像を、図４に試料２のＸ線回折パターンを示す。図３から試料２（比較例）のミクロ組織は典型的な溶解鋳造組織を示し、薄灰色の初晶部と濃灰色の共晶部からなることがわかる。さらに、図４に示す試料２（比較例）のＸ線回折パターンは、α（Ｃｏ−Ｆｅ）相とその他Ｆｅ２Ｔａ金属間化合物に近い相をそれぞれ反映したピークを呈していることから、ミクロ組織の初晶部はα（Ｃｏ−Ｆｅ）相であり、同じく共晶部はα（Ｃｏ−Ｆｅ）相と金属間化合物相とからなると同定できる。なお、α（Ｃｏ−Ｆｅ）は主にＣｏとＦｅからなる固溶体でＢＣＣ構造の相である。
【００２８】
また、試料１（本発明例）の４００倍の光学顕微鏡像において、ＨＣＰ−Ｃｏからなる相およびＦｅを主体とする合金相のそれぞれの境界を粒界とみなし、直線交差線分法により試料１の平均粒径を求めたところ３２μｍであった。
【００２９】
次に、作製した各ターゲット材の端材から長さ３０ｍｍ、幅１０ｍｍ、厚さ５ｍｍの試験片を採取した。さらに東英工業（株）製直流磁気特性測定装置ＴＲＦ５Ａを使用してこれらの試験片の磁化曲線を測定した。得られた磁化曲線から最大透磁率を求め、表２に示した。表２から、試料１の本発明例のターゲット材では、比較例に比べて格段に低い最大透磁率を示していることがわかる。
【００３０】
【表２】
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【００３１】
次に、作製した各ターゲット材の漏洩磁束（Ｐａｓｓ−Ｔｈｒｏｕｇｈ−Ｆｌｕｘ：以下、ＰＴＦと記す）を測定し表３に示した。ＰＴＦ測定はターゲット材の裏面に永久磁石を配置し、ターゲット材表面に漏洩する磁束を測定する方法で、マグネトロンスパッタ装置に近い状態の漏洩磁束を定量的に測定できる方法である。実際の測定はＡＳＴＭ  Ｆ１７６１−００（Ｓｔａｎｄａｒｄ  Ｔｅｓｔ  Ｍｅｔｈｏｄ  ｆｏｒ  Ｐａｓｓ  Ｔｈｒｏｕｇｈ  Ｆｌｕｘ  ｏｆ  Ｃｉｒｃｕｌａｒ  Ｍａｇｎｅｔｉｃ  Ｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇ  Ｔａｒｇｅｔｓ）に基づいて行い、ＰＴＦは次式より求めた。
（ＰＴＦ）＝１００×（ターゲット材を置いた状態での磁束の強さ）÷（ターゲット材を置かない状態での磁束の強さ）  （％）
【００３２】
【表３】
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【００３３】
ＰＴＦの測定結果を示した表３より、試料１（本発明例）のＰＴＦも、高い値を示しており、上述した最大透磁率の測定結果と対応し、非常に強い漏洩磁束が得られることがわかる。
以上より、ミクロ組織がＨＣＰ−Ｃｏからなる相とＦｅ２Ｍ非磁性ラーベス相金属間化合物が存在するＦｅを主体とする合金相とからなる本発明のＣｏ−Ｆｅ系合金ターゲット材は、他の製法のターゲット材に比べ著しく低い透磁率を有し、強い漏洩磁束が得られることが確認できた。
【産業上の利用可能性】
【００３４】
本発明では、Ｃｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材のミクロ組織をＨＣＰ−Ｃｏ相とＦｅ２Ｍの非磁性ラーベス相金属間化合物が存在するＦｅを主体とする相とからなる焼結組織とすることにより、最大透磁率が低く、漏洩磁束が強いＣｏ−Ｆｅ系合金スパッタリングターゲット材が得られる。この結果、軟磁性膜形成に際して、安定したマグネトロンスパッタリングを行うことが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】実施例における試料１のミクロ組織の走査型電子顕微鏡像である。
【図２】実施例における試料１のＸ線回折パターンである。
【図３】実施例における試料２のミクロ組織の走査型電子顕微鏡像である。
【図４】実施例における試料２のＸ線回折パターンである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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