非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶 技术领域 本 发 明 涉 及 非 磁 性 材 料 粒 子 分 散 型 强 磁 性 材 料 溅 射 靶， 特别涉及可以提高 PTF( 漏磁通 ) 并且可以使用 DC 磁控管溅射装置进行有效溅射的靶。 另外， 涉及通过溅射形 成膜时可以稳定地溅射， 可以得到最佳成膜速度， 溅射时的起弧少， 可以减少因此而产生的 粉粒 ( 粉尘 ) 或结核 ( ノジユ一ル )， 并且高密度、 品质的波动少、 能够提高批量生产率的非 磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶。
背景技术
在磁记录领域中开发了通过使非磁性材料共存于磁性体薄膜中而改善磁特性的 技术。作为其例子有 ： 通过使非磁性材料的微粒存在于磁性材料薄膜中而提高磁导率等软 磁特性的技术 ； 通过用非磁性材料切断或减弱磁性体薄膜材料中的金属微粒间的磁相互作 用而改善矫顽力等作为磁记录介质的各种特性的技术。 这样的薄膜材料通常通过溅射制作， 需要将绝缘性或高电阻的非磁性材料与包含 低电阻金属的强磁性材料同时进行溅射。
溅射法使用的原理是 ： 使作为正极的基板与作为负极的靶相向， 在惰性气体氛围 下在该基板与靶间施加高电压或高频而产生电场。
此时， 惰性气体电离， 形成包含电子和阳离子的等离子体。 该等离子体中的阳离子 撞击靶 ( 负极 ) 的表面而击出靶构成原子， 该飞出的原子附着在相向的基板表面而形成膜。
作为一般的溅射法， 有 RF( 射频 ) 溅射法和 DC( 直流 ) 溅射法， 如上所述， 为了同 时溅射电阻有很大不同的材料， 多数情况下使用能够溅射绝缘体的 RF 溅射法。
不过， 该 RF( 射频 ) 溅射装置不仅装置本身比较昂贵， 而且具有溅射效率差、 耗电 量大、 控制比较复杂、 成膜速度慢等许多缺点。 另外， 为提高成膜速度而施加高的电功率时， 则存在基板温度上升、 引起基板及成膜材料的变质等问题。
另一方面， DC 溅射法如果使用在靶的背侧配置磁体并且通过泄漏到靶表面的磁通 可以将等离子体约束在靶附近的 DC 磁控管溅射装置， 则与 RF 溅射法相比， 具有耗电量少、 且能高速成膜、 并且批量生产率优良的特性。另外， 由于等离子体对基板的影响少， 因此一 般能够制造高品质的膜。
因此， 即使是在用于将非磁性材料和强磁性材料同时溅射的溅射靶中， 也设法尽 量地能够通过 DC 磁控管溅射装置进行成膜。但是， 使用 DC 溅射法时， 需要靶自身具备导电 性。
即使靶具备导电性， 含有大量氧化物、 硅化物等非导电性材料的靶由于靶的体积 电阻值变高因而难以通过 DC 溅射法成膜。
因此， 设计了具有氧化物等非磁性材料微细地呈球状分散的组织的溅射靶。 但是， 即使进行了这样的设计， 也存在粉粒大量产生的问题， 另外存在 PTF( 漏磁通 ) 少、 成膜速度 低的问题。
以下对存在的几项公知技术进行介绍。其一， 提出了将通过急冷凝固法制作的具
有合金相的合金粉末与陶瓷相的粉末进行机械合金化的方法 ( 参考专利文献 1)。另外， 该 方法在制作出陶瓷相粉末均匀地分散在合金粉末中的合金粉末后通过利用热压进行成形 而得到磁记录介质用溅射靶。
另外， 其二提出了二氧化硅相通过线段法求得的平均宽度在 0.5 ～ 5μm 范围内的 二氧化硅相和含有 Cr、 Pt 相的 Co 基合金 ( 参考专利文献 2)。在此情形下的二氧化硅粉末， 使用高温火焰水解法这样的特殊方法来制造。
但是， 关于通过这些方法得到的材料， 前者 ( 其一 ) 的目的仅仅是制作尽量均匀的 粒子， 另外后者 ( 其二 ) 得到了呈网眼状分散的靶组织， 但是发现各处存在粗大粒子的状 况。 在这样的方法中， 如后所述通过溅射形成膜时粉粒极端地增加， 强烈预计不适合作为靶 材料。
另外， 作为磁性材料靶的例子， 公开了 CoPt 系溅射靶 ( 参考专利文献 3) 或者 PTF 提高的溅射靶 ( 专利文献 4)。但是， 这些技术均以金属 ( 合金 ) 为靶， 因此不具备分散有非 磁性材料粒子的靶的课题。
在专利文献 6、 7、 8 中， 公开了使用平均粒径 20μm 的 Co-Cr 合金粉末、 Co-Cr-B 合 金粉末或 Co-Cr-Pt 合金粉末作为原料粉， 尽量抑制烧结时的扩散， 使靶的组织成为多相结 构， 由此提高 PTF( 漏磁通 ) 的技术。但是， 在此情形下需要将烧结温度设定得低， 其结果使 密度降低， 存在产生粉粒等其它问题， 因此具有不能期待使靶特性改善的问题。
鉴于上述问题， 本专利申请人对非磁性材料粒子分散在强磁性材料中的相进行了 改善， 开发了能够减少溅射时产生的粉粒 ( 粉尘 ) 或结核、 品质的波动少、 且能提高批量生 产率的高密度非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶 ( 参考专利文献 5)。 本申请发明对 该技术进行进一步改进。
专利文献 1 ： 日本特开平 10-88333 号公报
专利文献 2 ： 日本特开 2004-339586 号公报
专利文献 3 ： 日本特开 2000-282229 号公报
专利文献 4 ： 日本特开 2005-530925 号公报
专利文献 5 ： 日本特愿 2006-6575 号
专利文献 6 ： 日本特开 2009-1860 号公报
专利文献 7 ： 日本特开 2009-1861 号公报
专利文献 8 ： 日本特开 2009-1862 号公报 发明内容 本发明的目的在于得到在通过溅射形成膜时可以提高 PTF( 漏磁通 )、 可以通过 DC 磁控管溅射装置高效率成膜、 并且可以减少溅射时产生的粉粒 ( 粉尘 ) 或结核、 品质的波动 少、 且能提高批量生产率、 并且结晶粒微细的高密度非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅 射靶、 特别是最适合作为磁记录层使用的溅射靶。
为了解决上述问题， 本发明人进行了广泛深入的研究， 结果发现， 通过调节作为磁 性材料的金属 ( 合金 ) 的组织、 结构以及非磁性材料粒子的分散形态， 可以保持导电性从而 能进行 DC 溅射， 进一步地提高了 PTF( 漏磁通 ) 从而可以利用 DC 磁控管溅射装置实现高效 成膜， 并且通过提高密度可以大幅减少溅射时产生的粉粒或结核。
基于这样的发现， 本发明提供一种非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶， 其 为包含氧化物的非磁性材料粒子分散在包含 Co-Cr 合金的强磁性材料中的非磁性材料粒 子分散型强磁性材料溅射靶， 所述 Co-Cr 合金中 Cr 为 5 原子％以上且 20 原子％以下、 其 余为 Co， 其特征在于， 具有所述非磁性材料粒子分散在强磁性体材料中而形成的相 (A) 和 在所述相 (A) 中包含短片为 30 ～ 100μm、 长片为 50 ～ 300μm 的 Co-Cr 合金相的片状组 织 (B)， 并且所述非磁性材料粒子具有比以非磁性材料粒子内的任意点为中心形成的半径 1μm 的全部假想圆更小、 或者在强磁性材料和非磁性材料的界面与该假想圆之间具有至少 两个以上的接触点或交叉点的形状和尺寸。
即， 比以非磁性材料粒子内的任意点为中心的半径 1μm 的假想圆更大的粒子， 或 者与界面之间没有任何一个接触点或交叉点、 使得假想圆内含在非磁性材料粒子中的粗大 化粒子， 不包含在本申请发明中。
如果满足上述条件， 则非磁性材料粒子的形状和大小没有特别限制。例如， 即使 是长度 2μm 以上的绳状或细分枝的形态， 只要满足上述条件， 也可以得到本发明的目标效 果。这样的粒子形状或微细粒子对于粉粒的产生几乎没有影响。
在强磁性材料中分散的非磁性材料的粒子不必为球形。 比起球形， 绳状、 海星状或 网状可以说反而更优选。在抛光面上观察到的大型球状物容易引起脱粒， 并且在脱粒时会 强烈地影响粉粒的产生量。 表面的抛光中观察到的绳状、 海星状或网状组织， 当然也存在于靶的厚度方向。 这 样， 在靶的厚度方向结合的绳状、 海星状或网状组织引起脱粒的情况少。另外， 强磁性材料 与氧化物等非磁性材料的接触面积的增加也具有防止脱粒的效果。因此， 可以说优选绳状 或网状的宽度小并且分散。
本申请发明的、 比以非磁性材料粒子内的任意点为中心形成的半径 1μm 的全部 假想圆更小、 或者在强磁性材料和非磁性材料的界面与该假想圆之间具有至少两个以上的 接触点或交叉点的规定， 包含这样的绳状、 海星状或网状组织。
在上述非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶中， 包含 Co-Cr 合金相的片状组 织 (B) 的存在是提高 PTF( 漏磁通 ) 的重要原因。该片状组织 (B) 可以通过 SEM 明确地确 认。片状组织 (B) 多数为片状， 形成在中心附近 Cr 以 25 原子％以上富集， 在外周部 Cr 的 含量低于中心部的合金相。即， 片状组织 (B) 的中心部与外周部具有不均匀的组成。
包含 Co-Cr 合金相的片状组织 (B) 中 Cr 浓度的分布状态随烧结温度或原料粉末 的性状而变化， 不能特别明确地限定， 但多数情况下可以确认形成这样的 Co-Cr 合金相。片 状粒子的尺寸有相当大的变化， 但是， 多数情况下短片为 30 ～ 100μm、 长片为 50 ～ 300μm 的范围内。
在此， 所谓的短片是片状组织 (B) 中内切的任意圆中最大内切圆的直径， 另外， 长 片定义为连接片状组织 (B) 的轮廓线 ( 外周 ) 的任意两点的线段中长度最长并且与轮廓线 没有交叉点的线段的长度。
另外， 本申请发明提供一种非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶， 其为包含 氧化物的非磁性材料粒子分散在包含 Co-Cr-Pt 合金的强磁性材料中的非磁性材料粒子分 散型强磁性材料溅射靶， 所述 Co-Cr-Pt 合金中 Cr 为 5 原子％以上且 20 原子％以下、 Pt 为 5 原子％以上且 30 原子％以下、 其余为 Co， 其特征在于， 具有所述非磁性材料粒子分散在
强磁性体材料中而形成的相 (A) 和在所述相 (A) 中包含短片为 30 ～ 100μm、 长片为 50 ～ 300μm 的 Co-Cr-Pt 合金相的片状组织 (B)， 并且所述非磁性材料粒子具有比以非磁性材料 粒子内的任意点为中心形成的半径 1μm 的全部假想圆更小， 或者在强磁性材料和非磁性 材料的界面与该假想圆之间具有至少两个以上的接触点或交叉点的形状和尺寸。
这种情况下， 组织 (B) 形成在中心附近 Cr 以 25 原子％以上富集， 在外周部 Cr 的 含量低于中心部的合金相。即， 片状组织 (B) 的中心部与外周部具有不均匀的组成。
另外， 本申请发明提供一种非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶， 其为包含 氧化物的非磁性材料粒子分散在包含 Co-Cr-Pt-B 合金的强磁性材料中的非磁性材料粒子 分散型强磁性材料溅射靶， 所述 Co-Cr-Pt-B 合金中 Cr 为 5 原子％以上且 20 原子％以下、 Pt 为 5 原子％以上且 30 原子％以下、 B 为 0.5 原子％以上且 8 原子％以下、 其余为 Co， 其特 征在于， 具有所述非磁性材料粒子分散在强磁性体材料中而形成的相 (A) 和在所述相 (A) 中包含短片为 30 ～ 100μm、 长片为 50 ～ 300μm 的 Co-Cr-Pt-B 合金相的片状组织 (B)， 并 且所述非磁性材料粒子具有比以非磁性材料粒子内的任意点为中心形成的半径 1μm 的全 部假想圆更小、 或者在强磁性材料和非磁性材料的界面与该假想圆之间具有至少两个以上 的接触点或交叉点的形状和尺寸。 这种情况下， 组织 (B) 形成在中心附近 Cr 以 25 原子％以上富集， 在外周部 Cr 的 含量低于中心部的合金相。即， 片状组织 (B) 的中心部与外周部具有不均匀的组成。
本申请发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶， 在该靶的任意一个断面 中， 在包含作为基质的分散有非磁性材料粒子的相 (A) 在内的断面总面积中， 组织 (B) 所占 的面积比率设定为 4％以上 30％以下对于作为高 PTF( 漏磁通 ) 靶同样也是有效的。
作为分散的非磁性材料， 使用氧化物， 特别是选自 Cr、 Ta、 Si、 Ti、 Zr、 Al、 Nb 和 B 的 一种以上元素的氧化物是有效的。 本申请发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶 包含这些。
而且， 包含这些氧化物的非磁性材料优选在靶中的体积比率为 10％以上 30％以 下。由此， 作为高 PTF( 漏磁通 ) 非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶可以更有效地起 作用。
本申请发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶中， 非磁性材料优选为即 使在真空中或惰性气氛中与强磁性金属材料一起在 800 ～ 1200℃高温加热也不还原或分 解的氧化物， 可以从上述氧化物中任意选择适合于此的材料。 原因在于， 这可以避免靶制造 时因还原或者分解而引起组成变动这样的预料不到的影响。
本申请发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶的密度， 通过下式计算的 计算密度优选为 97％以上。
式： 计算密度＝∑ ( 分子量 × 摩尔比 )/ ∑ ( 分子量 × 摩尔比 / 密度 )
发明效果
如上述调节后的靶为高 PTF( 漏磁通 ) 靶， 当在 DC 磁控管溅射装置中使用时， 通过 带电粒子的摆线运动有效促进惰性气体的电离， 可以提高成膜速度。
因此， 即使不提高溅射气体的压力、 或者不提高施加的电压， 也可以通过 DC 溅射 高速成膜。另外， DC 溅射装置与 RF 溅射装置相比具有价格便宜、 容易控制并且电力消耗量 少的优点。因此， 通过使用本发明的溅射靶， 具有可以得到品质优良的材料， 特别是可以稳
定地低成本制造磁性材料的显著效果。
另外， 本发明的溅射靶的密度提高， 通过提高非磁性材料与强磁性材料的密合性 可以抑制非磁性材料的脱粒， 另外可以减少孔隙使晶粒微细化， 使靶的溅射表面光滑， 因此 具有可以减少溅射时的粉粒或结核， 并且可以延长靶寿命的显著效果。 附图说明
图 1 是球形粒子的示意图。
图 2 是绳状粒子的示意图。
图 3 是网状粒子的示意图。
图 4 是葫芦状粒子的示意图。
图 5 是通过实施例 1 得到的靶抛光面的基质部分的放大 SEM 图像。
图 6 是通过实施例 1 得到的靶抛光面的 SEM 图像。
图 7 是通过实施例 2 得到的靶抛光面的 SEM 图像。
图 8 是通过比较例 1 得到的靶抛光面的 SEM 图像。
图 9 是通过比较例 2 得到的靶抛光面的 SEM 图像。
图 10 是通过实施例 3 得到的靶抛光面的基质部分的放大 SEM 图像。 图 11 是通过实施例 3 得到的靶抛光面的 SEM 图像。 图 12 是通过比较例 3 得到的靶抛光面的 SEM 图像。 图 13 是通过实施例 3 得到的靶抛光面的 EPMA 测定的元素分布图像。 图 14 是通过实施例 4 得到的靶抛光面的基质部分的放大 SEM 图像。 图 15 是通过实施例 4 得到的靶抛光面的 SEM 图像。 图 16 是通过比较例 4 得到的靶抛光面的 SEM 图像。具体实施方式
本发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶制造时， 使用选自 Co、 Cr 和 Pt 的两种以上的金属粉末。或者使用这些金属的合金粉末。
使用这些粉末以及作为非磁性材料选自 Cr、 Ta、 Si、 Ti、 Zr、 Al、 Nb 和 B 的一种以上 平均粒径约 1μm 的氧化物粉末， 用球磨机等混合约 20 ～约 100 小时后， 使用 HP( 热压 ) 法 在 1000 ～ 1250℃的温度下进行烧结。由此， 可以实现 97％以上的相对密度。
作为金属材料， 也可以使用雾化粉末。另外， 粉碎和混合不仅可以使用球磨机， 也 可以使用机械合金化。
另外， 烧结不限于热压， 也可以使用放电等离子体烧结法、 热等静压烧结法。这样 制造的本申请发明的靶的特征在于， 在材料的抛光面上观察到的组织的非磁性材料的全部 粒子以具有如下的形状和尺寸而存在 ： 比所述相 (A) 中以非磁性材料粒子内的任意点为中 心形成的半径 1μm 的全部假想圆更小、 或者在强磁性材料和非磁性材料的界面与该假想 圆之间具有至少两个以上的接触点或交叉点。 非磁性材料粒子的多数为微细的球形粒子或 细绳状或者海星状或网状的粒子。
另外， 本申请发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶， 在所述 Co-Cr 合 金、 Co-Cr-Pt 合金或 Co-Cr-Pt-B 合金的强磁性体材料中分散有包含所述氧化物的非磁性材料粒子而得到的相 (A) 中， 具有包含短片为 30 ～ 100μm、 长片为 50 ～ 300μm 的 Co-Cr 合金相、 Co-Cr-Pt 合金相或 Co-Cr-Pt-B 合金相的片状组织 (B)。 换句话说， 片状组织 (B) 具 有由分散有所述非磁性材料粒子的相 (A) 包围的组织。这是本申请发明的一个显著特征。
上述片状组织 (B) 其组成不必相同。即， 形成在片状组织 (B) 的中心附近 Cr 以 25 原子％以上富集、 到外周部 Cr 含量逐渐减少的独特组成的合金相。该梯度浓度根据各个片 状组织 (B) 而有波动， 因此不能一概而论， 但是片状组织 (B) 的中心附近的 Cr 浓度比周边 部高。
但是， 片状组织 (B) 在非磁性材料粒子分散型强磁性材料靶的结构中并非大量存 在， 分散有非磁性材料粒子的相 (A) 为中心成分。关于其量， 在靶的任意一个断面中， 包含 分散有非磁性材料粒子的相 (A) 在内的断面的总面积， 组织 (B) 所占的面积比率优选为 4％ 以上 30％以下。其余全部由非磁性材料粒子分散型强磁性材料构成。
另外， 分散有非磁性材料粒子的相 (A) 中的非磁性材料在靶中的体积比率优选为 10％以上 30％以下。
这样调节后的本申请发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料靶为高 PTF( 漏磁 通 ) 靶， 当在 DC 磁控管溅射装置中使用时， 具有可通过带电粒子的摆线运动有效促进惰性 气体的电离、 并可以提高成膜速度的显著效果。在此对 PTF( 漏磁通 ) 进行说明。强磁性体 靶中漏磁场变小是由于体系的能量减小， 以及在磁铁的磁场的方向 (N 极→ S 极 ) 上靶内的 磁化一致。 假定靶是无磁化反应的非磁性物质， 则磁铁的磁力线与靶的有无没有关系， 绘制 出相同的轨道。
作为表示对磁场的磁化难易度的参数有导磁率， 如果靶的导磁率低， 则预计漏出 的磁场增大。实际上， 对从高 PTF 靶上选取的小片的 B-H 回线进行测定， 导磁率具有比通常 制法的靶更低的倾向。
导磁率低 ( ＝磁化难以在磁场方向上一致 ) 的一个理由可以列举 ： 由于片状组织 (B) 中富 Cr 非磁性相的存在， 强磁性相被分割， 强磁性相间的交换相互作用变弱。
另外， 片状组织 (B) 中的组成变动在晶格中引起局部晶格畸变。有助于磁化的电 子与晶体结构关系密切， 在产生晶格畸变的区域， 磁矩成为相互不平行的状态。因此， 为了 使这些电子的磁矩一致， 需要更强的磁场。有尝试利用冷轧对靶施加应变以使 PTF 提高， 但 是认为得到与此同样的效果。
通过降低密度或者使非磁性材料大量分散， 也可以提高 PTF。但是， 此时会产生粉 粒产生等其它问题。
本发明通过改变磁性材料的组织结构， 将相结构分开， 从而在靶中引入不均匀的 磁场响应来解决， 因而不产生上述问题。这是本申请发明的显著特征。本申请发明具有相 同密度下可以将 PTF 提高约 5％～约 20％的显著优点。
本申请发明如上所述是对文献 5( 日本特愿 2006-6575 号 ) 的改进。因此， 该文献 5 中所说明的内容的一部分与本发明是共同的， 在此也使用该部分内容。
在材料的抛光面上观察到的组织的非磁性材料的全部粒子比以非磁性材料粒子 内的任意点为中心形成的半径 1μm 的全部假想圆更小、 或者在强磁性材料和非磁性材料 的界面与该假想圆之间具有至少两个以上的接触点或交叉点的具体例如下所述。
例如， 如果是球形的非磁性材料粒子， 则如图 1 的示意图所示， 图 1 左侧， 粒子中包含半径为 1μm 的假想圆的情况下为粗大化的粒子， 不在本申请发明的范围内。图 1 右侧是 与半径 1μm 的假想圆相比， 粒子的半径为 1μm 以下的小尺寸粒子的情况， 包含在本申请发 明中。
这样的微细粒子， 在靶的粉粒产生方面没有特别的问题， 另外可以得到高密度的 靶。
如果是绳状的非磁性材料的粒子， 则如图 2 的示意图所示。只要处于从非磁性材 料粒子的断面上任意的点起半径 1μm 以内的假想圆内， 则其长度或弯曲方法没有限制。在 细绳状的粒子的情况下， 满足本申请发明的目的， 没有特别的问题。
网状粒子的示意图如图 3 所示。原则上与所述细绳状的粒子同样。在此情形下， 网眼的结节部有时粗大化而超过半径 1μm 的假想圆， 此时在本申请发明的范围以外。
在表面的抛光中观察到的绳状、 海星状或网状组织， 当然也存在于靶的厚度方向 上， 但是像这样在靶的厚度方向上结合的海星状或网状组织极少引起脱粒， 因此可以说更 优选。 另外， 海星状或网状粒子与作为基质的强磁性材料的接触面积增加， 可以说对防止脱 粒更具有效果。因此， 可以说优选绳状或海星状或者网状的宽度小、 并且分散。
作为其它形状， 也可以考虑葫芦形的粒子。其示意图如图 4 所示。在此情形下关 于中间变细的部分并没有特别的问题， 但是膨胀部分的半径必须为 1μm 以下。其意义可以 说与球形的粒子一样。 以上说明的本申请发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料靶的组织结构是在 基质 ( 包含所述氧化物的非磁性材料粒子分散在 Co-Cr 合金、 Co-Cr-Pt 合金或 Co-Cr-Pt-B 合金的强磁性体材料中形成的相 (A)) 中形成短片为 30 ～ 100μm、 长片为 50 ～ 300μm 的 包含 Co-Cr 合金相、 Co-Cr-Pt 合金相或 Co-Cr-Pt-B 合金相的片状组织 (B)。
在片状组织 (B) 中的短片和长片的尺寸大于上述数值范围的情形下， PTF( 漏磁 通 ) 进一步提高， 产生烧结的驱动力小且不能得到高密度靶的问题。另外在小于上述数值 范围的情形下， 当欲得到高密度靶时形成均匀的组织分布， 不能期待 PTF( 漏磁通 ) 的提高。
上述文献 6、 7、 8 中， 使用平均粒径 20μm 的 Co-Cr 合金粉末、 Co-Cr-B 合金粉末或 Co-Cr-Pt 合金粉末作为原料粉末， 尽量抑制烧结时的扩散从而将靶组织形成为多相组织， 由此来提高 PTF( 漏磁通 )， 但此情形下需要设定为低烧结温度， 结果密度降低， 有可能产生 粉粒产生等其它问题。
因此， 本申请发明中产生上述数值范围内的片状组织 (B) 是特别有效的。
该片状组织 (B) 如后述的图 6 所示， 尺寸各种各样， 不能统一确定。 另外， 各片状组 织的组成也不一样， 形成在片状组织 (B) 的中心附近 Cr 以 25 原子％以上富集， 朝向外周部 Cr 的含量逐渐降低， 具有变动的 Co-Cr 合金相或 Co-Cr-Pt 合金相或 Co-Cr-Pt-B 合金相。
这显示了本申请发明靶的独特的组织结构， 因此认为对本申请发明的 PTF( 漏磁 通 ) 提高具有显著贡献。
另外， 具有以上组织结构的本发明的非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶的 相对密度可以达到 97％以上。
实施例
以下， 根据实施例和比较例进行说明。另外， 本实施例仅仅是一例， 本发明无论如 何不限于该例。 即， 本发明仅仅受到权利要求书范围的限制， 其还包含本发明的实施例以外
的各种变形。
( 实施例 1、 2， 比较例 1、 2)
使用由各种尺寸网目的筛分出的 Co-Cr 合金粉末和 Co 以及二氧化硅 (SiO2) 的微 粉末 ( 平均粒径 1 ～ 2μm) 作为烧结原料粉末。
实施例 1 中是 75μm 以上且小于 150μm 的 Co-Cr 合金粉末， 实施例 2 中是 20μm 以上且小于 75μm 的 Co-Cr 合金粉末。
另外， 比较例 1 中使用小于 20μm 的 Co-Cr 合金粉末， 比较例 2 中不使用 Co-Cr 合 金粉末而是使用小于 20μm 的 Cr 粉末。
另外， 在此使用的 Co-Cr 合金粉末的组成是含有 40 原子％以上的 Cr。
使用这些粉末以组成为 77.28Co-14.72Cr-8SiO2( 摩尔％ ) 的方式进行称量， 用 湿式球磨机将其混合 20 小时。然后， 将该混合粉末填充到碳制模具中， 通过热压 (HP) 在 1050℃进行 2 小时烧结后， 再进行热等静压 (HIP) 加工， 从而制造烧结体， 再将其进行机械 加工得到直径 180mm、 厚度 7mm 的圆盘状靶。
这样得到的靶的相对密度均为 97％以上， 其中有超过 98％的。结果如表 1 所示。
表1
这样得到的实施例 1 的基质的放大 SEM 图像如图 5 所示。如该图 5 所示， 在基质 中分散有细绳状的微细 SiO2 粒子。
对此情形下作为非磁性材料的 SiO2 粒子内的任意点起向界面画垂线时， 到界面的 距离在 2μm 以下的范围内。即满足本申请发明的如下条件， 即具有比以非磁性材料粒子内 的任意点为中心形成的半径 1μm 的全部假想圆更小， 或者在强磁性材料和非磁性材料的 界面与该假想圆之间具有至少两个以上的接触点或交叉点的形状和尺寸。
另一方面， 上述实施例 1 中， 极为特征性的是如图 6 所示， 在分散有微细 SiO2 粒子 的基质中， 分散有 Co-Cr 合金相作为大的片状组织。该 Co-Cr 合金相的面积以相对于总面 积的比表示时为 7％。在此情形下， PTF 为 60％， 显示出高的值。
另外， 用 EPMA 观察 Co-Cr 合金相的元素分布， 多数情况下确认 Cr 以 25 原子％以 上富集的富 Cr 相存在于 Co-Cr 合金相的中心附近， 随着靠近外周， Cr 的浓度下降。
图 7 是通过实施例 2 得到的靶的抛光面的 SEM 图像。如该图 7 所示， 在基质中分
散有细绳状的微细 SiO2 粒子。
与实施例 1 同样地， 从作为非磁性材料的 SiO2 粒子内的任意点向界面画垂线时， 到界面的距离在 2μm 以下的范围内。即满足本申请发明的如下条件， 即具有比以非磁性材 料粒子内的任意点为中心形成的半径 1μm 的全部假想圆更小， 或者在强磁性材料和非磁 性材料的界面与该假想圆之间具有至少两个以上的接触点或交叉点的形状和尺寸。
另一方面， 如图 7 所示， 上述实施例 2 中在分散有微细 SiO2 粒子的基质中， 分散 有 Co-Cr 合金相作为大的片状组织。该 Co-Cr 合金相的面积以相对于总面积的比表示时为 4％。在此情形下， PTF 为 54％， 显示出高的值。
另外， 用 EPMA 观察 Co-Cr 合金相的元素分布， 与实施例 1 同样， 确认 Cr 以 25 原 子％以上富集的富 Cr 相存在于 Co-Cr 合金相的中心附近， 随着靠近外周， Cr 的浓度下降。
与此相对， 在比较例 1 中， 在分散有 SiO2 粒子的基质中完全未观察到片状的 Co-Cr 合金相。图 8 是通过比较例 1 得到的靶的抛光面的 SEM 图像， 从该图 8 中未能发现片状组 织。
另外， 图 9 是通过比较例 2 得到的靶的抛光面的 SEM 图像， 在比较例 2 中， 同样分 散有 SiO2 粒子的基质与 Co-Cr 合金相区别不开， 难以观察到 Co-Cr 合金相。 而且， PTF 的值在比较例 1 中为 49％， 在比较例 2 中为 47％， 未见到 PTF 的提高。
( 实施例 3、 比较例 3)
在实施例 3 中， 使用实施例 1 中也使用的 75μm ～ 150μm 的 Co-Cr 合金粉末和 Co、 Pt 以及 SiO2 的微粉末 ( 平均粒径 1 ～ 2μm) 作为烧结原料粉末。另外， 比较例 3 中使 用小于 20μm 的 Cr 粉末和 Co、 Pt 以及 SiO2 的微粉末 ( 平均粒径 1 ～ 2μm) 作为烧结原料 粉末。
将这些粉末分别以组成为 60Co-16Cr-16Pt-8SiO2( 摩尔％ ) 的方式进行称量， 用 湿式球磨机将其混合 20 小时， 将该混合粉末填充到碳制模具中， 通过热压 (HP) 在 1050℃进 行 2 小时烧结后， 再进行热等静压 (HIP) 加工， 从而制造烧结体， 再将其进行机械加工得到 直径 165.1mm、 厚度 7mm 的圆盘状靶。这样得到的靶的相对密度均为 97％以上。结果如表 2 所示。
表2
图 10 是这样得到的实施例 3 的基质的放大 SEM 图像。如图 10 所示， 在基质中分 散有细绳状的微细 SiO2 粒子。
从此情形下作为非磁性材料的 SiO2 粒子内的任意点起向界面画垂线时， 到界面的 距离在 2μm 以下的范围内。
即， 满足本申请发明的如下条件， 即具有比以非磁性材料粒子内的任意点为中心 形成的半径 1μm 的全部假想圆更小， 或者在强磁性材料和非磁性材料的界面与该假想圆 之间具有至少两个以上的接触点或交叉点的形状和尺寸。
另外， 上述实施例 3 中， 能够观察到在分散有微细 SiO2 粒子的基质中分散有 Co-Cr-Pt 合金相作为大的片状组织。
结果如图 11 所示。该图 11 所示的 Co-Cr-Pt 合金相的面积以相对于总面积的比 表示时达到 10％。此情形下 PTF 为 69％， 显示非常高的值。
另一方面， 图 12 中示出了比较例 3 的组织， 在基质中完全未观察到片状组织， PTF 为 53％。
另外， 在上述实施例 3 中， 用 EPMA 测定元素分布的结果如图 13 所示。在此图中， 白色的部位是所述元素大量分布的区域。
从图 13 所示的图像可以看出， 在片状组织 (B) 的中心附近 Cr 富集， 在外周部 Cr 的浓度下降。由此可以看出， 片状组织 (B) 形成了不均匀组成的 Co-Cr-Pt 合金相。
( 实施例 4、 比较例 4)
在实施例 4 中， 使用实施例 1 中也使用的 75μm ～ 150μm 的 Co-Cr 合金粉末、 平 均粒径 5μm 的 B 粉末、 Co、 Pt 以及 TiO2 的微粉末 ( 平均粒径 0.5 ～ 2μm) 作为烧结原料 粉末。另外， 比较例 4 中使用小于 20μm 的 Cr 粉末、 平均粒径 5μm 的 B 粉末、 Co、 Pt 以及 TiO2 的微粉末 ( 平均粒径 0.5 ～ 2μm) 作为烧结原料粉末。
将这些粉末以组成为 57Co-16Cr-16Pt-3B-8TiO2( 摩尔％ ) 的方式进行称量， 用球 磨机将其混合 20 小时， 然后将该混合粉末填充到碳制模具中， 通过热压 (HP) 在 1050℃进 行 2 小时烧结后， 再进行热等静压 (HIP) 加工， 从而制造烧结体， 再将其进行机械加工得到 直径 165.1mm、 厚度 6.4mm 的圆盘状靶。这样得到的靶的相对密度均为 98％以上。其结果 如表 3 所示。
表3
图 14 是这样得到的实施例 4 的基质的放大 SEM 图像。如图 14 所示， 在基质中分 散有细绳状的微细 TiO2 粒子。
从此情形下作为非磁性材料的 TiO2 粒子内的任意点起向界面画垂线时， 到界面的 距离在 2μm 以下的范围内。即， 满足本申请发明的如下条件， 即具有比以非磁性材料粒子 内的任意点为中心形成的半径 1μm 的全部假想圆更小， 或者在强磁性材料和非磁性材料 的界面与该假想圆之间具有至少两个以上的接触点或交叉点的形状和尺寸。
另外， 上述实施例 4 中， 能够观察到在分散有微细 TiO2 粒子的基质中分散有
Co-Cr-Pt-B 合金相作为大的片状组织。其结果如图 15 所示。该图 15 所示的 Co-Cr-Pt-B 合金相的面积以相对于总面积的比表示时达到 7％。此情形下 PTF 为 65％。
另一方面， 图 16 中示出了比较例 4 的组织， 在基质中完全未观察到片状组织， PTF 为 59％。
从以上明显可以看出， 存在分散有非磁性材料粒子的基质相 (A) 和由该相 (A) 包 围的、 短片为 30 ～ 100μm、 长片为 50 ～ 300μm 的 Co-Cr 合金相 (B)( 或者 Co-Cr-Pt 合金 相 (B) 或 Co-Cr-Pt-B 合金相 (B))， 对于提高 PTF 具有非常重要的作用。
认为如上述与基质相 (A) 分离的相 (B) 的存在将相 (A) 间的交换相互作用切断并 且相 (B) 中的 Cr 浓度差产生晶格畸变， 具有进一步提高 PTF 的效果。实施例 1 ～ 4 中， 均 明确存在 Co-Cr 合金相 (B)、 Co-Cr-Pt 合金相 (B) 或 Co-Cr-Pt-B 合金相 (B)， 可以看出这 与 PTF 的增加相关。
上述实施例中并未全部显示， 在同样的实验中， 在相 (B) 的面积比率为 4％～ 30％ 的情况下， 确认可以更可靠地提高 PTF。
相 (B) 的面积比率低于 4％的情形下， PTF 的提高不够大， 因此， 优选将相 (B) 的面 积比率设定为 4％以上。 另外也取决于非磁性粒子的配合量， 当相 (B) 的面积比率超过 30％ 时， 在基质相中非磁性材料粒子的体积比率相对变大， 难以使非磁性材料粒子微细分散， 因 此， 优选将相 (B) 的面积比率设定为 4％～ 30％。
另外， 本申请发明中记载的条件位于上述实施例的延伸范围内， 本领域技术人员 当然可以实施， 另外， 可以充分地认识到本申请发明的效果。
产业实用性
本发明通过使非磁性材料高度分散、 以及通过在分散有非磁性材料的强磁性相中 存在组成不均匀的片状组织而提高 PTF( 漏磁通 )、 并且通过使相对密度为 97％以上的高密 度化， 利用 DC 磁控管溅射装置实现非磁性材料粒子分散型强磁性溅射靶的稳定且高效的 溅射。
因此， 在磁记录材料的领域特别是磁记录层的成膜中， 对于批量生产率和成品率 的提高有很大贡献。