JP2012216273A - 垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜および垂直磁気記録媒体のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜形成用粉末焼結スパッタリングターゲット材 - Google Patents

Abstract

【課題】 高い温度域でも結晶膜化を抑制可能な垂直磁気記録媒体等に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜およびそのＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜形成用粉末焼結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（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｎｉ_Ｙ）_{１００−ａ−ｂ}−Ｍ_ａ−Ｂ_ｂ、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５、７≦ａ、１≦ｂ≦５、１３≦ａ＋ｂ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａからなる粉末焼結ターゲット材をスパッタリングして、膜厚２０〜３００ｎｍに成膜されてなる垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜である。
【選択図】 なし

Description

本発明は、垂直磁気記録媒体等に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜およびＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜形成用粉末焼結スパッタリングターゲット材に関するものである。

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、使用されている垂直磁気記録方式の磁気記録媒体で、記録密度を高めるために記録ビットを微細化していくと、磁気的に記録したデータが周囲の熱の影響で消える熱揺らぎの問題がある。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熱アシスト磁気記録方式が検討されている。
熱アシスト磁気記録方式とは、熱揺らぎ対策のために保磁力を高めた媒体の微小領域に磁気ヘッドから光を照射して温度を上昇させ、その部分の保磁力を下げてデータの記録を行う方式である。この熱アシスト磁気記録方式においては、高い保磁力を有するＦｅＰｔ規則合金等の記録層と、記録層と基板との間に磁気ヘッドからの磁界とで磁気回路を形成するための軟磁性膜層とを有する記録媒体が開発されている（例えば、特許文献１参照）。

このような垂直磁気記録媒体の軟磁性膜としては、高い飽和磁束密度を有することが要求されており、高い飽和磁束密度を有する合金としてＦｅ−Ｃｏ合金が知られている。また、優れた軟磁気特性を有するためと、軟磁性膜表面の凹凸部からのノイズ発生を抑制するために、軟磁性膜にはアモルファス性の高い合金膜が望まれている。なお、アモルファスとは、結晶のように原子配列が規則的ではなく、短距離秩序はあるが長距離秩序がない状態と定義される。
上述の特許文献１では、熱アシスト磁気記録方式においては、記録層であるＦｅＰｔ合金等を規則化させるために高温アニール処理が必要であり、それに伴って軟磁性膜が結晶化してアモルファスから結晶膜に変化して、高周波透磁率が低下し記録の際に高転送レートでの書込性が劣化してしまうという問題が指摘されている。そして、この文献では、記録層となるＦｅＰｔ合金等を基板上に塗布する前に結晶変態を生じさせ規則化させることで、基板に形成した後での高温（例えば約８００℃）のアニール処理を不要とする技術が提案されている。
これまでの一般的な垂直磁気記録媒体のアモルファスの軟磁性膜としては、Ｆｅ−Ｃｏ合金にアモルファス形成元素であるＢ（硼素）を添加したＦｅ−Ｃｏ−Ｂ合金膜（例えば、特許文献２参照）等が提案されている。

特開２００８−７１４５５号公報 特開２００４−３０７４０号公報

上述の特許文献１においては、より高温の加熱処理をせずに記録層の規則化が可能となる技術が提案されているが、それでもＦｅＰｔの硬磁性ナノ粒子を固定化するため、なお４００℃程度の加熱処理が必要とされている。軟磁性膜においては、この温度での加熱環境でも結晶膜に変化しないことが望まれる。
また、本発明者らの検討によれば、上述の特許文献２に開示されるＦｅ−Ｃｏ−Ｂ合金ではアモルファスの軟磁性膜を形成することができるが、膜形成後に比較的低い温度の加熱環境下でアモルファスから結晶膜に変化してしまうことを確認した。
本発明の目的は、上記の問題を解決し、高い温度域でも結晶膜化を抑制可能な垂直磁気記録媒体等に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜およびそのＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜形成用粉末焼結スパッタリングターゲット材を提供することである。

本発明者らは、垂直磁気記録媒体等に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜について、Ｆｅ−Ｃｏ系合金への添加元素について種々の検討を行った結果、Ｎｂおよび／またはＴａとＢとを複合添加し、そして、それぞれの好適な添加範囲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（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｎｉ_Ｙ）_{１００−ａ−ｂ}−Ｍ_ａ−Ｂ_ｂ、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５、７≦ａ、１≦ｂ≦５、１３≦ａ＋ｂ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａからなる粉末焼結ターゲット材をスパッタリングして、膜厚２０〜３００ｎｍに成膜されてなる垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜である。
また、６Ａ族元素（Ｃｒ、Ｗ、Ｍｏ）をＭ元素およびＢとの合計で２５原子％以下となるように含有することが好ましい。
また、本発明は、原子比における組成式が（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｎｉ_Ｙ）_{１００−ａ−ｂ}−Ｍ_ａ−Ｂ_ｂ、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５、７≦ａ、１≦ｂ≦５、１３≦ａ＋ｂ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａからなることを特徴とする垂直磁気記録媒体のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜形成用粉末焼結スパッタリングターゲット材である。

本発明により、高温度域でもアモルファス維持に優れ、結晶膜化を抑制可能な垂直磁気記録媒体等に用いられるＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜を、また、そのＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜を形成するためのスパッタリングターゲット材を提供でき、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。

本発明の最も重要な特徴は、軟磁性膜としてＦｅ−Ｃｏ系合金中に、より高温域でも安定してアモルファスを維持可能な最適な添加元素の組合せとしてＮｂおよび／またはＴａとＢを選択し、さらに上記の効果を実現するためのそれぞれの最適な添加量を見出した点にある。

まず、本発明のベースとなるＦｅ−Ｃｏ系合金に関して説明する。
本発明のＦｅ−Ｃｏ合金は、原子比による組成式が（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｎｉ_Ｙ）、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５で表される組成である。それは、この組成範囲にあるＦｅ−Ｃｏ合金は、低い保磁力と高い飽和磁束密度を有することから、軟磁性膜として適切であるためである。Ｃｏに対するＦｅの原子比が１０％未満であると飽和磁束密度が低くなり、Ｃｏに対するＦｅの原子比が７０％を超えると、保磁力が高くなるため、Ｃｏに対するＦｅの原子比を１０％〜７０％の範囲にする。
また、軟磁性膜には磁気記録媒体への書込み性を向上させるため、低保磁力が求められることがあるため、Ｆｅ−Ｃｏ合金中のＦｅあるいはＣｏを、最大２５原子％のＮｉで置換することも有効である。Ｎｉをこの範囲で含有させることで、薄膜の保磁力をより低減できる。なお、Ｎｉは、ＦｅやＣｏに比べて飽和磁束密度が低いため、高い飽和磁束密度を有する膜が要求される場合にはＮｉは含有させない方が好ましい。また、Ｎｉの組成比が原子比で２５％を超えると飽和磁束密度の低下が大きくなる。

本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金では、上述のＦｅ−Ｃｏ合金にＭ元素としてＮｂおよび／またはＴａを７原子％以上含有させる。それは、Ｍ元素の添加によりＦｅ−Ｃｏ合金をスパッタリング成膜した際に軟磁性膜をアモルファス膜として形成可能であると同時に、高温環境下であっても成膜後の軟磁性膜のアモルファスに維持でき、結晶化の抑制が可能となるためである。なお、Ｍ元素の添加量が７原子％に満たない場合には、Ｆｅ−Ｃｏ系合金膜を安定してアモルファス化させることが困難である。

本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金では、上述のＦｅ−Ｃｏ系合金にアモルファス性をさらに効果的に向上させると同時に、高温環境下においても成膜後の軟磁性膜の結晶化を抑制する必須元素としてＢ（硼素）を１原子％以上含有させる。Ｂは、Ｆｅ−Ｃｏ系合金のアモルファスを促進維持させる元素であるが、特に原子半径の異なるＮｂおよび／またはＴａからなるＭ元素と複合的に含有させることで、Ｆｅ−Ｃｏ系合金のアモルファス化とアモルファスの維持をさらに安定的に促進させることが可能となる。
ただし、ＢとＭ元素は合計で１３〜２５原子％の範囲とする。ＢとＭ元素との合計が１３原子％に満たない場合には、結晶化に到る温度を高める効果（結晶化の抑制効果）が少なく、２５原子％を超えると飽和磁束密度の低下が大きくなるため、１３〜２５原子％の範囲に制御することが重要である。

また、本発明の垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜においては、Ｂの含有量が５原子％以下である必要がある。それは、５原子％を超えるＢを添加すると軟磁性膜の結晶化に到る温度が低下するためである。また、スパッタリング成膜用のターゲット材にＢを添加する場合、Ｂはミクロ組織中でボライドとして存在する。このボライドがターゲット材組織中に多いとスパッタリング成膜時の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。そのため、Ｂの含有量は５原子％以下とした。

また、本発明の垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜においては、膜厚を２０〜３００ｎｍとする。膜厚が２０ｎｍ未満であると、膜厚が薄いために、垂直磁気記録における記録効率低下が顕著になり、記録ビットの磁化反転が確実に行えない問題が生じる場合がある。一方、膜厚が３００ｎｍを超えると膜応力が大きくなり膜が剥れやすくなり、膜を形成するのに時間がかかり、生産性が低下するためである。望ましい膜厚は、４０〜２００ｎｍである。

また、本発明の垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜においては、Ｍ元素とＢ以外に６Ａ族元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）から選ばれる１種もしくは２種以上をさらに添加することが好ましい。それは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗを添加することによってアモルファス膜の形成や高い温度域での結晶化の抑制効果を維持しつつ、軟磁性膜の耐食性を向上することが可能となるためである。なお、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗは、同族元素であり性質が類似しているため、同様の効果を得ることが可能であるが、中でも緻密な不動態被膜を形成しやすいＣｒを添加することが耐食性の向上の点から特に望ましい。なお、Ｃｒ、ＭｏおよびＷの過剰な添加は軟磁性膜の飽和磁束密度の低下が大きくなるため、Ｍ元素およびＢとの合計で２５原子％以下であることが望ましい。

また、本発明の垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、スパッタリング法で成膜されたものである。それは、高速に安定した膜が形成でき、Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜と同一組成のターゲット材をスパッタリングして薄膜を形成できるためである。スパッタリング法の中でも、成膜速度が速く、ターゲット材の使用率が高いマグネトロンスパッタリング法を用いることが好ましい。

また、本発明の垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜を形成するためのスパッタリング成膜用のターゲット材は、粉末焼結法により製造されるものを適用することができる。
一般的なスパッタリング成膜用ターゲット材の製造方法である溶解鋳造法では、ターゲット材の素材となる鋳造インゴット中に存在する鋳造欠陥の低減や組織の均一化を図るために鋳造インゴットに熱間圧延等の塑性加工を加える必要がある。このような鋳造欠陥の存在や組織の不均一性はスパッタリング成膜の際にパーティクルの発生やスパッタ膜厚やスパッタ速度のバラツキの原因になりやすい。本発明のＮｂおよび／またはＴａとＢを多量に含むＦｅ−Ｃｏ系合金においては、非常に硬くて脆い金属間化合物が形成されるため、熱間加工性が極めて悪く、安定してターゲット材を製造することが困難である。

一方、粉末焼結法では、Ｆｅ−Ｃｏ系合金の最終組成の合金粉末を原料粉末として加圧焼結を行うことや、複数の合金粉末や純金属粉末をＦｅ−Ｃｏ系合金の最終組成となるように混合した混合粉末を原料粉末として加圧焼結を行うことによって、均一な組織を有するスパッタリングターゲット材を安定して製造することが可能である。また、加圧焼結による緻密で均一な組織のターゲット材を用いることで、パーティクル発生を抑制でき安定して良好なスパッタリング成膜が可能となる。なお、Ｍ元素の含有量が多いＦｅ−Ｃｏ系合金においては、融点が高く、最終組成の合金粉末を製造することが困難となる場合があるため、複数の合金粉末や純金属粉末を最終組成となるように混合した混合粉末を原料粉末とすることが好ましい。

また、上述の粉末焼結に用いる原料粉末は、所望の組成に成分調整した合金溶湯を鋳造したインゴットを粉砕して作製する方法や合金溶湯を不活性ガスにより噴霧することで粉末を形成するガスアトマイズ法によって作製することが可能である。中でも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。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。

また、上述の原料粉末の焼結方法としては、熱間静水圧プレス、ホットプレス、放電プラズマ焼結、押し出しプレス焼結等の加圧焼結を用いることが可能である。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。

以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
（実施例１）
まず、純度９９．９％以上の原料を用い（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８７−Ｔａ_１０−Ｂ_３（原子％）合金組成となる合金溶湯を真空溶解し、Ａｒガスによるガスアトマイズ法によってガスアトマイズ粉末を作製し、２５０μｍの篩で分級し、粗粒を除去した。そして得られたガス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、温度９５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間１時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。

上記で作製した粉末焼結ターゲット材をＤＣマグネトロンスパッタ装置（アネルバ社製３０１０）のチャンバ内に配置し、チャンバ内の真空到達度が２×１０^−５Ｐａ以下となるまで排気を行った後、寸法７５×２５ｍｍのガラス基板上にＡｒガス圧０．６Ｐａとし、投入電力を５００Ｗの条件で膜厚２００ｎｍのＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（実施例２）
それぞれ純度９９．９％以上のＣｏ、Ｆｅ_９２−Ｔａ_８（原子％）、Ｆｅ_８８−Ｂ_１２（原子％）合金組成となる各ガスアトマイズ粉末（粒径２５０μｍ以下）と純度９９．９％以上のＴａ粉末（粒径４５μｍ以下）を準備し、（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８２−Ｔａ_１５−Ｂ_３（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製した。得られた混合粉末を軟鋼カプセルに充填し、脱気封止した後、温度１２５０℃、圧力１２２ＭＰａ、保持時間２時間の条件で熱間静水圧プレスによって焼結し、焼結体を作製した。得られた焼結体に機械加工を施し直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した粉末焼結ターゲット材を用いて、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（実施例３）
純度９９．９％以上の原料を用い（Ｆｅ_６５−Ｃｏ_３５）_８７−Ｔａ_８−Ｂ_５（原子％）合金組成となる合金溶湯を真空溶解し、Ａｒガスによるガスアトマイズ法によってガスアトマイズ粉末を作製する以外は、実施例１と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した粉末焼結ターゲット材を用いて、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（実施例４）
それぞれ純度９９．９％以上のＣｏ、Ｃｏ_８０−Ｎｂ_２０（原子％）、Ｆｅ_８８−Ｂ_１２（原子％）合金からなる各ガスアトマイズ粉末（粒径２５０μｍ以下）とＦｅ粉末（粒径２５０μｍ以下）を準備し、（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８７−Ｎｂ_１０−Ｂ_３（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製する以外は、実施例２と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した粉末焼結ターゲット材を用いて、スパッタリングの際の投入電力を１０００Ｗ、軟磁性膜の膜厚を４０ｎｍとする以外は、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（実施例５）
それぞれ純度９９．９％以上のＣｏ_８０−Ｎｂ_２０（原子％）、Ｆｅ_８８−Ｂ_１２（原子％）合金からなる各ガスアトマイズ粉末（粒径２５０μｍ以下）と、それぞれ純度９９．９％以上のＦｅ粉末（粒径２５０μｍ以下）、Ｎｂ粉末（粒径１５０μｍ以下）を準備し、（Ｆｅ_６５−Ｃｏ_３５）_８０−Ｎｂ_１５−Ｂ_５（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製する以外は、実施例２と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した粉末焼結ターゲット材を用いて、スパッタリングの際の投入電力を１０００Ｗ、軟磁性膜の膜厚を４０ｎｍとする以外は、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（実施例６）
それぞれ純度９９．９％以上のＣｏ、Ｃｏ_８０−Ｎｂ_２０（原子％）、Ｆｅ_７０−Ｂ_３０（原子％）合金からなる各ガスアトマイズ粉末（粒径２５０μｍ以下）と、それぞれ純度９９．９％以上のＦｅ粉末（粒径２５０μｍ以下）、Ｎｉ粉末（粒径４５μｍ以下）を準備し、（Ｆｅ_１０−Ｃｏ_８０−Ｎｉ_１０）_８２−Ｎｂ_１５−Ｂ_３（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製する以外は、実施例１と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した粉末焼結ターゲット材を用いて、スパッタリングの際の投入電力を１０００Ｗ、軟磁性膜の膜厚を４０ｎｍとする以外は、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（実施例７）
それぞれ純度９９．９％以上のＣｏ_９０−Ｔａ_１０（原子％）、Ｆｅ_９２−Ｔａ_８（原子％）、Ｃｏ_６３−Ｂ_３７（原子％）合金からなる各ガスアトマイズ粉末（粒径２５０μｍ以下）と、それぞれ純度９９．９％以上のＴａ粉末（粒径４５μｍ以下）、Ｎｂ粉末（粒径１５０μｍ以下）を準備し、（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８２−Ｔａ_８−Ｎｂ_７−Ｂ_３（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製する以外は、実施例１と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した粉末焼結ターゲット材を用いて、スパッタリングの際の投入電力を１０００Ｗ、軟磁性膜の膜厚を４０ｎｍとする以外は、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（実施例８）
それぞれ純度９９．９％以上のＣｏ_９０−Ｔａ_１０（原子％）、Ｆｅ_９２−Ｔａ_８（原子％）、Ｃｏ_６３−Ｂ_３７（原子％）からなる各ガスアトマイズ粉末（粒径２５０μｍ以下）と、それぞれ純度９９．９％以上のＴａ粉末（粒径４５μｍ以下）、Ｃｒ粉末（粒径１５０μｍ以下）を準備し、（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８１−Ｔａ_１０−Ｂ_３−Ｃｒ_６（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製する以外は、実施例１と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した粉末焼結ターゲット材を用いて、スパッタリングの際の投入電力を１０００Ｗ、軟磁性膜の膜厚を４０ｎｍとする以外は、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（比較例１）
また、純度９９．９％以上の原料を用い（Ｆｅ_３０−Ｃｏ_７０）_８７−Ｔａ_５−Ｂ_８（原子％）合金組成となる合金溶湯を真空溶解し、Ａｒガスによるガスアトマイズ法によってガスアトマイズ粉末を作製する以外は、実施例１と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した溶解鋳造ターゲット材を用いて、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（比較例２）
それぞれ純度９９．９％以上のＦｅ_８８−Ｂ_１２（原子％）、Ｃｏ_８８−Ｂ_１２（原子％）合金からなる各ガスアトマイズ粉末（粒径２５０μｍ以下）と純度９９．９％以上のＦｅ粉末（粒径２５０μｍ以下）を準備し、（Ｆｅ_６５−Ｃｏ_３５）_８７−Ｂ_１３（原子％）合金組成となるように、秤量、混合して混合粉末を作製する以外は、実施例２と同様の条件で直径１８０ｍｍ×厚さ５ｍｍのＦｅ−Ｃｏ系合金の粉末焼結スパッタリングターゲット材を作製した。
上記で作製した粉末焼結ターゲット材を用いて、実施例１と同様の条件でＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

（結晶化温度評価）
上記、実施例１、実施例２、実施例３、実施例４、実施例５、実施例６、実施例７、実施例８、比較例１および比較例２のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜を形成した各ガラス基板を５個（寸法２５×２５ｍｍ）に切断し、４個の試料については、０．５Ｐａ以下に減圧した真空雰囲気で、それぞれ３００℃×１０分、３５０℃×１０分、４００℃×１０分、４５０℃×１０分の加熱処理を施した。そして、各試料について、（株）リガク製Ｘ線回折装置ＲＩＮＴ２５００Ｖを使用し、線源にＣｏを用いてＸ線回折測定を行った。得られたＸ線回折パターンから２θ＝５２°付近のブロードなピークの半価幅を求めた。ここで、半価幅とは、Ｘ線回折ピークの１／２強度におけるピーク幅であり、半価幅が３°以上でアモルファス膜であると見なし、Ｘ線回折パターンの２θ＝５２°付近のピークの半価幅が３°に満たなくなる加熱温度を結晶化温度と定義し、表１に示した。

表１から、本発明の組成範囲の焼結ターゲット材をスパッタリング成膜して得たＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、４００℃の加熱まではアモルファスを維持できていることが分かる。一方、Ｍ元素のＴａが５原子％と添加量の少ない比較例１やＢのみが添加される比較例２のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜ではそれぞれ３５０℃、３００℃で結晶化しており、加熱時の結晶化の抑制が十分でないことが分かる。さらに、実施例６、実施例７のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜については、４５０℃の加熱後もＸ線回折ピークの半価幅が３°以上であったため、表１では結晶化温度を＞４５０℃と示している。なお、本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜について、東英工業（株）製振動試料型磁力計ＶＳＭ−３を用いて、外部磁場８００ｋＡ／ｍを印加して飽和磁束密度を測定したところ、垂直磁気記録媒体等の軟磁性膜として使用可能な飽和磁束密度を有していることが確認できた。

（軟磁気特性に関する評価）
次に、本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜の軟磁気特性を評価するため下記の実験を行った。
実施例４、実施例６、実施例７、実施例８で作製した粉末焼結ターゲット材をＤＣマグネトロンスパッタ装置（アネルバ社製３０１０）のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空到達度２×１０^−５Ｐａ以下となるまで排気を行った後、寸法φ１０ｍｍのガラス基板上にＡｒガス圧０．６Ｐａとし、投入電力を１ｋＷの条件で膜厚４０ｎｍのＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

上記でガラス基板（φ１０ｍｍ）上に形成した実施例４、実施例６、実施例７、実施例８の軟磁性膜の試料について、東英工業（株）製振動試料型磁力計ＶＳＭ−３を使用し、面内方向に最大磁場１６ｋＡ／ｍを印加してＢ−Ｈカーブを測定した。Ｂ−Ｈカーブから保磁力を求めた。その結果を表２に示した。

表２から、本発明例の実施例６のＦｅ、Ｃｏの一部をＮｉで置換させた焼結ターゲット材をスパッタリング成膜して得たＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、Ｎｉを含有していない実施例４、実施例７、実施例８のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜と比較して保磁力が低いことが分かる。なお、表１に示すように実施例６のＦｅ、Ｃｏの一部をＮｉで置換したＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は実施例７と同様に高い温度域での結晶化の抑制効果も維持されている。以上から、本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜において、保磁力を低減し一定以上の飽和磁束密度保持した軟磁気特性に優れた軟磁性膜が求められる場合にはＦｅ、Ｃｏの一部をＮｉで置換することがより望ましいことが分かる。

（耐食性に関する評価）
次に、本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜の耐食性を評価するため下記の実験を行った。
実施例１、実施例２、実施例６、実施例７、実施例８で作製した粉末焼結ターゲット材をＤＣマグネトロンスパッタ装置（アネルバ社製３０１０）のチャンバ内に配置し、チャンバ内を真空到達度２×１０^−５Ｐａ以下となるまで排気を行った後、寸法５０×２５ｍｍのガラス基板上にＡｒガス圧０．６Ｐａとし、投入電力を１０００Ｗの条件で膜厚２００ｎｍのＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜をスパッタリング成膜した。

上記でガラス基板（寸法５０×２５ｍｍ）上に形成した実施例１、実施例２、実施例６、実施例７、実施例８の軟磁性膜の試料を、純水で１０％に希釈した硝酸溶液に２４時間浸漬させた後、硝酸１０％溶液中に溶出したＣｏ量を誘導結合プラズマ発光分光分析法により分析した。その結果を表３に示し、耐食性の評価をおこなった。

表３から、本発明例の実施例８のＣｒを含有させた粉末焼結ターゲット材をスパッタリング成膜して得たＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、Ｃｒを含有しない実施例１、実施例２、実施例６、実施例７のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜と比較して硝酸１０％溶液中に溶出したＣｏ量が少なく、耐食性に優れていることが分かる。なお、表１に示すように実施例８のＣｒを含有するＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は実施例１、２と同様に高い温度域での結晶化の抑制効果も維持されている。以上から、本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜において、Ｍ元素とＢ以外にＣｒを添加することがより望ましいことが分かる。

本発明のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜は、高い温度域においても結晶膜化が抑制可能であるため、垂直磁気記録媒体等の軟磁性膜として有用であり、適用が可能である。

Claims (4)

1. 原子比における組成式が（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｎｉ_Ｙ）_{１００−ａ−ｂ}−Ｍ_ａ−Ｂ_ｂ、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５、７≦ａ、１≦ｂ≦５、１３≦ａ＋ｂ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａからなる粉末焼結ターゲット材をスパッタリングして、膜厚２０〜３００ｎｍに成膜されてなることを特徴とする垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜。
2. ６Ａ族元素をＭ元素およびＢとの合計で２５原子％以下となるように含有することを特徴とする請求項１に記載の垂直磁気記録媒体用Ｆｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜。
3. 原子比における組成式が（（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｎｉ_Ｙ）_{１００−ａ−ｂ}−Ｍ_ａ−Ｂ_ｂ、１０≦Ｘ≦７０、０≦Ｙ≦２５、７≦ａ、１≦ｂ≦５、１３≦ａ＋ｂ≦２５で表され、前記組成式のＭ元素がＮｂおよび／またはＴａからなることを特徴とする垂直磁気記録媒体のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜形成用粉末焼結スパッタリングターゲット材。
4. ６Ａ族元素をＭ元素およびＢとの合計で２５原子％以下となるように含有することを特徴とする請求項３に記載の垂直磁気記録媒体のＦｅ−Ｃｏ系合金軟磁性膜形成用粉末焼結スパッタリングターゲット材。