Ｆｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材
【課題】 軟磁性膜を安定してスパッタリング可能なＦｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材を提供する。
【解決手段】 原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ100−Ｘ）100−ＹＺｒＹ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０で表されるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材であって、該ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下であるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
【解決手段】 原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ100−Ｘ）100−ＹＺｒＹ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０で表されるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材であって、該ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下であるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
【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Ｆｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、磁気記録技術の進歩は著しく、ドライブの大容量化のために、磁気記録媒体の高記録密度化が進められている。しかしながら、現在広く世の中で使用されている面内磁気記録方式の磁気記録媒体では、高記録密度化を実現しようとすると、記録ビットが微細化し、記録ヘッドで記録できないほどの高保磁力が要求される。そこで、これらの問題を解決し、記録密度を向上させる手段として垂直磁気記録方式が検討されている。
垂直磁気記録方式とは、垂直磁気記録媒体の磁性膜を媒体面に対して磁化容易軸が垂直方向に配向するように形成したものであり、記録密度を上げて行ってもビット内の反磁界が小さく、記録再生特性の低下が少ない高記録密度に適した方法である。そして、垂直磁気記録方式においては、記録感度を高めた磁気記録膜層と軟磁性膜層とを有する記録媒体が開発されている。
【０００３】
このような磁気記録媒体の軟磁性膜としては、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。代表的な軟磁性膜用アモルファス合金として、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ合金膜（例えば、特許文献１参照）、Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｂ合金膜（例えば、非特許文献１参照）などが既に実用化されている。しかしながら、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ合金膜は耐食性が低い問題があり、Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｂ合金膜は飽和磁束密度が低い問題が指摘されている。このため、最近では、上記合金膜の以外にＦｅ−Ｃｏ合金にＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ等を添加したＦｅ−Ｃｏ系合金膜を用いることが提案されている（例えば、特許文献２参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００４−０３０７４０号公報
【特許文献２】特開２００７−１０９３７８号公報
【非特許文献】
【０００５】
【非特許文献１】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
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明者らが、特許文献２に記載されている多量の添加元素を含むＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜用スパッタリングターゲット材を作製しスパッタ成膜を行ったところ、スパッタ成膜条件によっては、スパッタ成膜時にパーティクルの発生が顕著になるという問題が確認された。
本発明の目的は、上記の問題を解決し、軟磁性膜を安定してスパッタリング可能なＦｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者は、Ｆｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材の金属組織に着目して検討したところ、スパッタリングターゲット材の主相となるＦｅ−Ｃｏ合金相に対して、高い硬度を有する添加物元素の化合物相との硬度差に基づく、機械加工時の微細な加工欠陥が原因であることを突き止め、添加元素の化合物相を微細分散させることで、上記に問題を大きく改善できることを見いだし本発明に到達した。
【０００８】
すなわち、本発明は、原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ100−Ｘ）100−ＹＺｒＹ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０で表されるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材であって、該ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下であるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
また、好ましくは、原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ１００−Ｘ）１００−（Ｙ＋Ｚ）−ＺｒＹ−ＭＺ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０、０＜Ｚ≦２０で表され、前記組成式のＭ元素が（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上の元素であるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
また、好ましくは、原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ１００−Ｘ）１００−（Ｙ＋ａ＋Ｚ）−ＺｒＹ−Ｎｉａ−ＭＺ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０、０＜ａ＋Ｚ≦２０で表され、前記組成式のＭ元素が（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上の元素であるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
さらに、好ましくは、スパッタ面に研磨加工を施してなるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明により、安定したマグネトロンスパッタリングが行なえる垂直磁気記録媒体の軟磁性膜を形成するためのＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金スパッタリングターゲットを提供でき、垂直磁気記録媒体を製造する上で極めて有効な技術となる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径測定方法を示す模式図である。
【図２】試料１の走査型電子顕微鏡写真である。
【図３】試料２の走査型電子顕微鏡写真である。
【図４】試料３の走査型電子顕微鏡写真である。
【図５】試料４の走査型電子顕微鏡写真である。
【図６】試料５の走査型電子顕微鏡写真である。
【図７】試料６の走査型電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明における最大の特徴は、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材において、断面ミクロ組織中に存在するＺｒ化合物相を均一微細に分散させることで、ターゲット材を製造する際の機械加工時の微細な加工欠陥を低減し、安定したスパッタ成膜が可能となることを見出した点にある。
【００１２】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材は、原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ100−Ｘ）100−ＹＺｒＹ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０で表される合金組成を有する。
ＦｅとＣｏとの組成比Ｘを５≦Ｘ≦９５としたのは、Ｆｅ−Ｃｏ二元系合金膜において、Ｃｏ含有量を原子比で５〜９５％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。なお、本発明において、ＦｅとＣｏとの組成比は、飽和磁化を最大化する必要がある場合には、Ｆｅの原子比Ｘを５０〜９５％とすることが好ましく、また、薄膜としての磁歪を下げようとする場合には、Ｆｅの原子比Ｘを５〜５０％とすることが好ましい。
また、Ｚｒの組成比Ｙを３≦Ｙ≦１０としたのは、Ｚｒをこの範囲で含有させることで、薄膜のアモルファス化を促進させる効果が得られるためであり、Ｚｒが原子比で１０％を超えるとＦｅ−Ｃｏ合金をベースとした高い飽和磁化が低下し望ましくないためである。
【００１３】
上記の組成におけるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金の一般的な溶解凝固組織は、Ｚｒが１０原子％以下であるため、初晶部はＦｅあるいはＣｏを主体としたＦｅ−Ｃｏ固溶体相となり易く、ＺｒはＦｅやＣｏとの間でＺｒ化合物を形成し、ＦｅあるいはＣｏを主体としたＦｅ−Ｃｏ固溶体相と共晶部を構成する。このように、ＺｒはＦｅあるいはＣｏとの間でＺｒ化合物を形成しＦｅやＣｏを主体とするＦｅ−Ｃｏ固溶体相であるマトリックス中に存在する。このＺｒ化合物相（例えば、Ｆｅ２Ｚｒ、Ｃｏ２Ｚｒ、Ｃｏ５Ｚｒ等）は、Ｆｅ−Ｃｏ固溶体相に比べ硬度が高く、ターゲット材の製造方法によってその形態や分散が大きく変化し、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金材料の機械加工性に影響を与える。微細なＺｒ化合物相をマトリックスのＦｅ−Ｃｏ固溶体相に均一に分散させることにより、Ｚｒ化合物相とマトリックスのＦｅ−Ｃｏ固溶体相との切削や研磨等の機械加工における加工性のギャップを抑制することが可能となる。そこで、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下とすることでＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の加工性を向上できる。より好ましくは、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域の最大内接円の直径が３μｍ以下であり、さらに好ましくは、１μｍ以下である。
【００１４】
また、本発明においては、添加元素として（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上のＭ元素が添加されてもよい。垂直磁気記録媒体用の軟磁性膜としては、Ｆｅ−Ｃｏ合金をベースとした高い磁気モーメントとアモルファス化を促進させる元素であるＺｒに加えて、さらにアモルファス化を促進する元素や耐食性を向上させる元素として、上記のＭ元素を２０原子％迄の範囲で添加することが、軟磁性膜の特性向上の上で望ましいためである。
【００１５】
また、本発明においては、Ｆｅ−Ｃｏ合金の一部をＮｉで置換してもよい。Ｆｅ−Ｃｏ合金の２０％迄の範囲をＮｉで置換させることで、飽和磁化を大きく低減させることなく磁歪が低減でき、薄膜の軟磁気特性を向上させる効果があるためである。また、ＮｉとＭ元素の総和で含有量を２０原子％以下とすることが、磁歪の低減と耐食性の向上を得る上で望ましい。
【００１６】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の製造方法としては、例えば以下の方法が適用できる。
上記の微細な組織は、例えば、所定の組成比に調整したＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金の母合金をガスアトマイズ法等のアトマイズ法に代表される溶湯急冷法を用いて粉末とし、粉末粒径の平均粒径を２５０μｍ以下にした上で、加圧焼結することによって得ることができる。溶湯急冷法の適用により、溶湯を急冷凝固させることでＺｒ化合物相の存在しない初晶の晶出を抑制でき、さらに、Ｚｒ化合物相の粗大化を抑制できるため、Ｚｒ化合物相が均一微細に分散された組織を持つ粉末が得られるのである。また、粉末の平均粒径を２５０μｍ以下に制御することで、Ｚｒ化合物相の相対的な粒径も制御可能となる。
【００１７】
急冷凝固粉末を焼結すると、本願発明で規定する組織のターゲット材が得られる。特に、熱間静水圧プレス法を用いるとＺｒ化合物相の成長を著しく抑制した状態で焼結を行なうことが可能となり、本発明のターゲット材を得るのに有利である。
【００１８】
また、本発明のターゲット材は、急冷凝固させたＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ合金粉末やＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｍ合金粉末等を所定の組成比で混合した混合粉末を使用することにより実現できる。組成的もしくは組織的にバラツキの少ないターゲット材を得るためには、所定の組成比に調整したＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金の母合金を急冷凝固し原料粉末として使用することがより好ましい。
【００１９】
また、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金の加圧焼結では典型的には８００℃以上１２００℃以下で焼結する。８００℃未満では、焼結が進行しにくく、１２００℃を越えると焼結素材が溶解する危険があるためである。加圧焼結は、空隙のない緻密な焼結体とするために、５０ＭＰａ以上の圧力で行なう方が好ましい。この焼結時に空隙が残留することは、スパッタリング中にターゲット材表面にノジュールが発生する原因やパーティクルやスプラッシュの原因となるため、可能な限り避けなければならない。特に焼結体の相対密度（ターゲット材の密度／理論密度×１００で表した数値、但し、理論密度は各元素の比重と組成より計算で求めたものである。）は９７％以上である事が好ましい。より好ましい焼結体の相対密度は９９％以上である。
【００２０】
本発明のターゲット材はスパッタ面に研磨加工を施してなるものが望ましい。本発明のターゲット材は、比較的硬度が高いＺｒ化合物相をマトリックスのＦｅ−Ｃｏ固溶体相に均一に分散しており加工欠陥を低減できる。そして、ターゲット材のスパッタ面の仕上加工を砥石や研磨紙を用いた加工時の応力発生の少ない研磨加工を適用すれば加工欠陥をより低減できる。
【実施例１】
【００２１】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ合金粉末（（Ｆｅ３１．６−Ｃｏ６８．４）９５−Ｚｒ５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００２２】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ合金（（Ｆｅ３１．６−Ｃｏ６８．４）９５−Ｚｒ５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００２３】
また、走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。最大内接円の直径測定は、上記で作製したターゲット材から１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を採取し、試料調整した後に、走査型電子顕微鏡により１０００倍に拡大したミクロ組織を観察して行った。なお、Ｚｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径とは、図１に示すターゲット材のミクロ組織の模式図において、マトリクッスのＦｅ−Ｃｏ固溶体相１中に存在するＺｒ化合物相２が存在しない領域に描ける最大内接円３の直径をいう。測定結果を表１に示す。
次に、スパッタ面の表面粗さを測定した。尚、測定はＪＩＳ Ｂ ０６０１−２００１に準じ最大高さ［Ｒｚ］を計測した。測定結果を表１に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の断面ミクロ組織の代表例として図２に試料１の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を示す。また、比較例として試料２の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を図３に示す。
表１および図２から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
なお、図３では、濃灰色部が初晶部のＦｅ−Ｃｏ固溶体相、薄灰色部が共晶部のＺｒ化合物相を含む領域である。
【実施例２】
【００２６】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｉ−Ｎｂ合金粉末（（Ｆｅ２８−Ｃｏ７２）８１−Ｚｒ５−Ｎｉ９−Ｎｂ５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００２７】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｉ−Ｎｂ合金（（Ｆｅ２８−Ｃｏ７２）８１−Ｚｒ５−Ｎｉ９−Ｎｂ５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００２８】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表２に示す。
【００２９】
【表２】
【００３０】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の断面ミクロ組織の代表例として図４に試料３の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を示す。また、比較例として試料４の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を図５に示す。
表２および図４から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
なお、図５では、濃灰色部が初晶部のＦｅ−Ｃｏ固溶体相、薄灰色部が共晶部のＺｒ化合物相を含む領域である。
【実施例３】
【００３１】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ−Ａｌ−Ｃｒ合金粉末（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ４−（Ｔａ６６．８−Ｃｒ１６．６−Ａｌ１６．６）６（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００３２】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ−Ａｌ−Ｃｒ合金（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ４−（Ｔａ６６．８−Ｃｒ１６．６−Ａｌ１６．６）６（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００３３】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表３に示す。
【００３４】
【表３】
【００３５】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の断面ミクロ組織の代表例として図６に試料５の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を示す。また、比較例として試料６の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を図７に示す。
表３および図６から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
なお、図７では、濃灰色部が初晶部のＦｅ−Ｃｏ固溶体相、薄灰色部が共晶部のＺｒ化合物相を含む領域である。
【実施例４】
【００３６】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ−Ｔｉ合金粉末（（Ｆｅ３０−Ｃｏ７０）９０−Ｚｒ５−（Ｔａ６０−Ｔｉ４０）５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００３７】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ−Ｔｉ合金（（Ｆｅ３０−Ｃｏ７０）９０−Ｚｒ５−（Ｔａ６０−Ｔｉ４０）５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００３８】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表４に示す。
【００３９】
【表４】
【００４０】
表４から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
【実施例５】
【００４１】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｂ−Ａｌ合金粉末（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ４−（Ｎｂ６６．７−Ａｌ３３．３）６（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００４２】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｂ−Ａｌ合金（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ４−（Ｎｂ６６．７−Ａｌ３３．３）６（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００４３】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表５に示す。
【００４４】
【表５】
【００４５】
表５から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
【実施例６】
【００４６】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ合金粉末（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ５−Ｔａ５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００４７】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ合金（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ５−Ｔａ５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００４８】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表６に示す。
【００４９】
【表６】
【００５０】
表６から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
【実施例７】
【００５１】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ合金粉末（（Ｆｅ６０−Ｃｏ４０）９０−Ｚｒ５−Ｔａ５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００５２】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ合金（（Ｆｅ６０−Ｃｏ４０）９０−Ｚｒ５−Ｔａ５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００５３】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表７に示す。
【００５４】
【表７】
【００５５】
表７から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
【符号の説明】
【００５６】
１ Ｆｅ−Ｃｏ固溶体相
２ Ｚｒ化合物相
３ 最大内接円
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟磁性膜を形成するためのＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、磁気記録技術の進歩は著しく、ドライブの大容量化のために、磁気記録媒体の高記録密度化が進められている。しかしながら、現在広く世の中で使用されている面内磁気記録方式の磁気記録媒体では、高記録密度化を実現しようとすると、記録ビットが微細化し、記録ヘッドで記録できないほどの高保磁力が要求される。そこで、これらの問題を解決し、記録密度を向上させる手段として垂直磁気記録方式が検討されている。
垂直磁気記録方式とは、垂直磁気記録媒体の磁性膜を媒体面に対して磁化容易軸が垂直方向に配向するように形成したものであり、記録密度を上げて行ってもビット内の反磁界が小さく、記録再生特性の低下が少ない高記録密度に適した方法である。そして、垂直磁気記録方式においては、記録感度を高めた磁気記録膜層と軟磁性膜層とを有する記録媒体が開発されている。
【０００３】
このような磁気記録媒体の軟磁性膜としては、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。代表的な軟磁性膜用アモルファス合金として、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ合金膜（例えば、特許文献１参照）、Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｂ合金膜（例えば、非特許文献１参照）などが既に実用化されている。しかしながら、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｂ合金膜は耐食性が低い問題があり、Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｂ合金膜は飽和磁束密度が低い問題が指摘されている。このため、最近では、上記合金膜の以外にＦｅ−Ｃｏ合金にＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｎｂ等を添加したＦｅ−Ｃｏ系合金膜を用いることが提案されている（例えば、特許文献２参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００４−０３０７４０号公報
【特許文献２】特開２００７−１０９３７８号公報
【非特許文献】
【０００５】
【非特許文献１】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
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明者らが、特許文献２に記載されている多量の添加元素を含むＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜用スパッタリングターゲット材を作製しスパッタ成膜を行ったところ、スパッタ成膜条件によっては、スパッタ成膜時にパーティクルの発生が顕著になるという問題が確認された。
本発明の目的は、上記の問題を解決し、軟磁性膜を安定してスパッタリング可能なＦｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者は、Ｆｅ−Ｃｏ系合金スパッタリングターゲット材の金属組織に着目して検討したところ、スパッタリングターゲット材の主相となるＦｅ−Ｃｏ合金相に対して、高い硬度を有する添加物元素の化合物相との硬度差に基づく、機械加工時の微細な加工欠陥が原因であることを突き止め、添加元素の化合物相を微細分散させることで、上記に問題を大きく改善できることを見いだし本発明に到達した。
【０００８】
すなわち、本発明は、原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ100−Ｘ）100−ＹＺｒＹ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０で表されるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材であって、該ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下であるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
また、好ましくは、原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ１００−Ｘ）１００−（Ｙ＋Ｚ）−ＺｒＹ−ＭＺ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０、０＜Ｚ≦２０で表され、前記組成式のＭ元素が（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上の元素であるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
また、好ましくは、原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ１００−Ｘ）１００−（Ｙ＋ａ＋Ｚ）−ＺｒＹ−Ｎｉａ−ＭＺ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０、０＜ａ＋Ｚ≦２０で表され、前記組成式のＭ元素が（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上の元素であるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
さらに、好ましくは、スパッタ面に研磨加工を施してなるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明により、安定したマグネトロンスパッタリングが行なえる垂直磁気記録媒体の軟磁性膜を形成するためのＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金スパッタリングターゲットを提供でき、垂直磁気記録媒体を製造する上で極めて有効な技術となる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径測定方法を示す模式図である。
【図２】試料１の走査型電子顕微鏡写真である。
【図３】試料２の走査型電子顕微鏡写真である。
【図４】試料３の走査型電子顕微鏡写真である。
【図５】試料４の走査型電子顕微鏡写真である。
【図６】試料５の走査型電子顕微鏡写真である。
【図７】試料６の走査型電子顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明における最大の特徴は、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材において、断面ミクロ組織中に存在するＺｒ化合物相を均一微細に分散させることで、ターゲット材を製造する際の機械加工時の微細な加工欠陥を低減し、安定したスパッタ成膜が可能となることを見出した点にある。
【００１２】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材は、原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ100−Ｘ）100−ＹＺｒＹ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０で表される合金組成を有する。
ＦｅとＣｏとの組成比Ｘを５≦Ｘ≦９５としたのは、Ｆｅ−Ｃｏ二元系合金膜において、Ｃｏ含有量を原子比で５〜９５％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。なお、本発明において、ＦｅとＣｏとの組成比は、飽和磁化を最大化する必要がある場合には、Ｆｅの原子比Ｘを５０〜９５％とすることが好ましく、また、薄膜としての磁歪を下げようとする場合には、Ｆｅの原子比Ｘを５〜５０％とすることが好ましい。
また、Ｚｒの組成比Ｙを３≦Ｙ≦１０としたのは、Ｚｒをこの範囲で含有させることで、薄膜のアモルファス化を促進させる効果が得られるためであり、Ｚｒが原子比で１０％を超えるとＦｅ−Ｃｏ合金をベースとした高い飽和磁化が低下し望ましくないためである。
【００１３】
上記の組成におけるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金の一般的な溶解凝固組織は、Ｚｒが１０原子％以下であるため、初晶部はＦｅあるいはＣｏを主体としたＦｅ−Ｃｏ固溶体相となり易く、ＺｒはＦｅやＣｏとの間でＺｒ化合物を形成し、ＦｅあるいはＣｏを主体としたＦｅ−Ｃｏ固溶体相と共晶部を構成する。このように、ＺｒはＦｅあるいはＣｏとの間でＺｒ化合物を形成しＦｅやＣｏを主体とするＦｅ−Ｃｏ固溶体相であるマトリックス中に存在する。このＺｒ化合物相（例えば、Ｆｅ２Ｚｒ、Ｃｏ２Ｚｒ、Ｃｏ５Ｚｒ等）は、Ｆｅ−Ｃｏ固溶体相に比べ硬度が高く、ターゲット材の製造方法によってその形態や分散が大きく変化し、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金材料の機械加工性に影響を与える。微細なＺｒ化合物相をマトリックスのＦｅ−Ｃｏ固溶体相に均一に分散させることにより、Ｚｒ化合物相とマトリックスのＦｅ−Ｃｏ固溶体相との切削や研磨等の機械加工における加工性のギャップを抑制することが可能となる。そこで、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下とすることでＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の加工性を向上できる。より好ましくは、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域の最大内接円の直径が３μｍ以下であり、さらに好ましくは、１μｍ以下である。
【００１４】
また、本発明においては、添加元素として（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上のＭ元素が添加されてもよい。垂直磁気記録媒体用の軟磁性膜としては、Ｆｅ−Ｃｏ合金をベースとした高い磁気モーメントとアモルファス化を促進させる元素であるＺｒに加えて、さらにアモルファス化を促進する元素や耐食性を向上させる元素として、上記のＭ元素を２０原子％迄の範囲で添加することが、軟磁性膜の特性向上の上で望ましいためである。
【００１５】
また、本発明においては、Ｆｅ−Ｃｏ合金の一部をＮｉで置換してもよい。Ｆｅ−Ｃｏ合金の２０％迄の範囲をＮｉで置換させることで、飽和磁化を大きく低減させることなく磁歪が低減でき、薄膜の軟磁気特性を向上させる効果があるためである。また、ＮｉとＭ元素の総和で含有量を２０原子％以下とすることが、磁歪の低減と耐食性の向上を得る上で望ましい。
【００１６】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の製造方法としては、例えば以下の方法が適用できる。
上記の微細な組織は、例えば、所定の組成比に調整したＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金の母合金をガスアトマイズ法等のアトマイズ法に代表される溶湯急冷法を用いて粉末とし、粉末粒径の平均粒径を２５０μｍ以下にした上で、加圧焼結することによって得ることができる。溶湯急冷法の適用により、溶湯を急冷凝固させることでＺｒ化合物相の存在しない初晶の晶出を抑制でき、さらに、Ｚｒ化合物相の粗大化を抑制できるため、Ｚｒ化合物相が均一微細に分散された組織を持つ粉末が得られるのである。また、粉末の平均粒径を２５０μｍ以下に制御することで、Ｚｒ化合物相の相対的な粒径も制御可能となる。
【００１７】
急冷凝固粉末を焼結すると、本願発明で規定する組織のターゲット材が得られる。特に、熱間静水圧プレス法を用いるとＺｒ化合物相の成長を著しく抑制した状態で焼結を行なうことが可能となり、本発明のターゲット材を得るのに有利である。
【００１８】
また、本発明のターゲット材は、急冷凝固させたＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ合金粉末やＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｍ合金粉末等を所定の組成比で混合した混合粉末を使用することにより実現できる。組成的もしくは組織的にバラツキの少ないターゲット材を得るためには、所定の組成比に調整したＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金の母合金を急冷凝固し原料粉末として使用することがより好ましい。
【００１９】
また、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金の加圧焼結では典型的には８００℃以上１２００℃以下で焼結する。８００℃未満では、焼結が進行しにくく、１２００℃を越えると焼結素材が溶解する危険があるためである。加圧焼結は、空隙のない緻密な焼結体とするために、５０ＭＰａ以上の圧力で行なう方が好ましい。この焼結時に空隙が残留することは、スパッタリング中にターゲット材表面にノジュールが発生する原因やパーティクルやスプラッシュの原因となるため、可能な限り避けなければならない。特に焼結体の相対密度（ターゲット材の密度／理論密度×１００で表した数値、但し、理論密度は各元素の比重と組成より計算で求めたものである。）は９７％以上である事が好ましい。より好ましい焼結体の相対密度は９９％以上である。
【００２０】
本発明のターゲット材はスパッタ面に研磨加工を施してなるものが望ましい。本発明のターゲット材は、比較的硬度が高いＺｒ化合物相をマトリックスのＦｅ−Ｃｏ固溶体相に均一に分散しており加工欠陥を低減できる。そして、ターゲット材のスパッタ面の仕上加工を砥石や研磨紙を用いた加工時の応力発生の少ない研磨加工を適用すれば加工欠陥をより低減できる。
【実施例１】
【００２１】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ合金粉末（（Ｆｅ３１．６−Ｃｏ６８．４）９５−Ｚｒ５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００２２】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ合金（（Ｆｅ３１．６−Ｃｏ６８．４）９５−Ｚｒ５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００２３】
また、走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。最大内接円の直径測定は、上記で作製したターゲット材から１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を採取し、試料調整した後に、走査型電子顕微鏡により１０００倍に拡大したミクロ組織を観察して行った。なお、Ｚｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径とは、図１に示すターゲット材のミクロ組織の模式図において、マトリクッスのＦｅ−Ｃｏ固溶体相１中に存在するＺｒ化合物相２が存在しない領域に描ける最大内接円３の直径をいう。測定結果を表１に示す。
次に、スパッタ面の表面粗さを測定した。尚、測定はＪＩＳ Ｂ ０６０１−２００１に準じ最大高さ［Ｒｚ］を計測した。測定結果を表１に示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の断面ミクロ組織の代表例として図２に試料１の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を示す。また、比較例として試料２の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を図３に示す。
表１および図２から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
なお、図３では、濃灰色部が初晶部のＦｅ−Ｃｏ固溶体相、薄灰色部が共晶部のＺｒ化合物相を含む領域である。
【実施例２】
【００２６】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｉ−Ｎｂ合金粉末（（Ｆｅ２８−Ｃｏ７２）８１−Ｚｒ５−Ｎｉ９−Ｎｂ５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００２７】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｉ−Ｎｂ合金（（Ｆｅ２８−Ｃｏ７２）８１−Ｚｒ５−Ｎｉ９−Ｎｂ５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００２８】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表２に示す。
【００２９】
【表２】
【００３０】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の断面ミクロ組織の代表例として図４に試料３の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を示す。また、比較例として試料４の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を図５に示す。
表２および図４から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
なお、図５では、濃灰色部が初晶部のＦｅ−Ｃｏ固溶体相、薄灰色部が共晶部のＺｒ化合物相を含む領域である。
【実施例３】
【００３１】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ−Ａｌ−Ｃｒ合金粉末（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ４−（Ｔａ６６．８−Ｃｒ１６．６−Ａｌ１６．６）６（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００３２】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ−Ａｌ−Ｃｒ合金（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ４−（Ｔａ６６．８−Ｃｒ１６．６−Ａｌ１６．６）６（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００３３】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表３に示す。
【００３４】
【表３】
【００３５】
本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材の断面ミクロ組織の代表例として図６に試料５の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を示す。また、比較例として試料６の走査型電子顕微鏡による断面ミクロ組織の観察例を図７に示す。
表３および図６から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
なお、図７では、濃灰色部が初晶部のＦｅ−Ｃｏ固溶体相、薄灰色部が共晶部のＺｒ化合物相を含む領域である。
【実施例４】
【００３６】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ−Ｔｉ合金粉末（（Ｆｅ３０−Ｃｏ７０）９０−Ｚｒ５−（Ｔａ６０−Ｔｉ４０）５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００３７】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ−Ｔｉ合金（（Ｆｅ３０−Ｃｏ７０）９０−Ｚｒ５−（Ｔａ６０−Ｔｉ４０）５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００３８】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表４に示す。
【００３９】
【表４】
【００４０】
表４から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
【実施例５】
【００４１】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｂ−Ａｌ合金粉末（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ４−（Ｎｂ６６．７−Ａｌ３３．３）６（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００４２】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｎｂ−Ａｌ合金（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ４−（Ｎｂ６６．７−Ａｌ３３．３）６（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００４３】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表５に示す。
【００４４】
【表５】
【００４５】
表５から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
【実施例６】
【００４６】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ合金粉末（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ５−Ｔａ５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００４７】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ合金（（Ｆｅ４０−Ｃｏ６０）９０−Ｚｒ５−Ｔａ５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００４８】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表６に示す。
【００４９】
【表６】
【００５０】
表６から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
【実施例７】
【００５１】
ガスアトマイズ法によってＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ合金粉末（（Ｆｅ６０−Ｃｏ４０）９０−Ｚｒ５−Ｔａ５（原子％））を作製し、得られたアトマイズ粉末を２５０μｍのふるいで分級した。作製したアトマイズ粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、圧力１００ＭＰａ、温度９００℃、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレス法により直径２００ｍｍ×１０ｍｍの焼結体を作製した。次いで焼結体をワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００５２】
比較例としてＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ−Ｔａ合金（（Ｆｅ６０−Ｃｏ４０）９０−Ｚｒ５−Ｔａ５（原子％））を溶解鋳造によりインゴットを作製し、上記と同様にインゴットをワイヤーカットにより切断し、研磨加工によって直径１８０ｍｍ×７ｍｍのターゲット材を得た。但し、スパッタ面の仕上研磨は、＃６０研磨紙で行った。
【００５３】
また、実施例１と同様に走査型電子顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、上記で作製したスパッタリング用ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径を測定した。さらに、実施例１と同様に各ターゲット材のスパッタ面の表面粗さ（最大高さ［Ｒｚ］）を測定した。以上の測定結果を表７に示す。
【００５４】
【表７】
【００５５】
表７から、断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下となるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材を確認でき、本発明のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材はスパッタ面の最大高さが小さく、微細な加工欠陥が低減されていることが確認される。
【符号の説明】
【００５６】
１ Ｆｅ−Ｃｏ固溶体相
２ Ｚｒ化合物相
３ 最大内接円
【特許請求の範囲】
【請求項１】
原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ100−Ｘ）100−ＹＺｒＹ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０で表されるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材であって、該ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下であることを特徴とするＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材。
【請求項２】
原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ１００−Ｘ）１００−（Ｙ＋Ｚ）−ＺｒＹ−ＭＺ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０、０＜Ｚ≦２０で表され、前記組成式のＭ元素が（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上の元素であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材。
【請求項３】
原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ１００−Ｘ）１００−（Ｙ＋ａ＋Ｚ）−ＺｒＹ−Ｎｉａ−ＭＺ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０、０＜ａ＋Ｚ≦２０で表され、前記組成式のＭ元素が（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上の元素であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材。
【請求項４】
スパッタ面に研磨加工を施してなることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材。
【請求項１】
原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ100−Ｘ）100−ＹＺｒＹ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０で表されるＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材であって、該ターゲット材の断面ミクロ組織においてＺｒ化合物相の存在しない領域に描ける最大内接円の直径が５μｍ以下であることを特徴とするＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材。
【請求項２】
原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ１００−Ｘ）１００−（Ｙ＋Ｚ）−ＺｒＹ−ＭＺ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０、０＜Ｚ≦２０で表され、前記組成式のＭ元素が（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上の元素であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材。
【請求項３】
原子比における組成式が（ＦｅＸ−Ｃｏ１００−Ｘ）１００−（Ｙ＋ａ＋Ｚ）−ＺｒＹ−Ｎｉａ−ＭＺ、５≦Ｘ≦９５、３≦Ｙ≦１０、０＜ａ＋Ｚ≦２０で表され、前記組成式のＭ元素が（Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｂ、Ａｌ、Ｔｉ）から選ばれる１種または２種以上の元素であることを特徴とする請求項１に記載のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材。
【請求項４】
スパッタ面に研磨加工を施してなることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載のＦｅ−Ｃｏ−Ｚｒ系合金ターゲット材。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【公開番号】特開２００９−１９１３５９（Ｐ２００９−１９１３５９Ａ）
【公開日】平成２１年８月２７日（２００９．８．２７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−４７９２（Ｐ２００９−４７９２）
【出願日】平成２１年１月１３日（２００９．１．１３）
【出願人】（０００００５０８３）日立金属株式会社 (2,051)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２１年８月２７日（２００９．８．２７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年１月１３日（２００９．１．１３）
【出願人】（０００００５０８３）日立金属株式会社 (2,051)
【Ｆターム（参考）】
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