JP3387934B2 - スパッタリングターゲット - Google Patents

スパッタリングターゲット

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直美 藤岡
隆 石上
信雄 勝井
ひろみ 福家
和浩 齋藤
仁志 岩崎
政司 佐橋
高志 渡辺
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Description

【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、AM
R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Rh Mn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、Ni
Mn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。
本発明の第２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、A
u、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している。
第１および第２のスパッタリングターゲットは、さら
に前記合金相および化合物相を構成するMnを除く残余の
Mnの粒径が50μｍ以下であることを特徴としている。
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、S
i、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、一般的に粉末焼結報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％（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。反強磁性体膜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
る各種の単相構造の強磁性層、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 memot
y））のような磁気記憶装置にも使用することができ
る。
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A
MR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、A
l、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はスピンバルブ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2
7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40μ
ｍ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時間の熱処理を施した後
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8
0μｍ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XR
D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、各種の組成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である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 勝井 信雄 神奈川県横浜市神奈川区斎藤分町40―１ ―31 (72)発明者 福家 ひろみ 神奈川県川崎市高津区二子512―11― 1102 (72)発明者 齋藤 和浩 神奈川県横浜市旭区東希望が丘21―３ (72)発明者 岩崎 仁志 神奈川県横須賀市久里浜７―２―１― 503 (72)発明者 佐橋 政司 神奈川県横浜市泉区中田町139―25 (72)発明者 渡辺 高志 神奈川県横浜市磯子区汐見台２―８― ２、Ｂ―207 (56)参考文献 特開 昭63−285737（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−139387（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−88118（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−63715（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−76247（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−315180（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C23C 14/00 - 14/58 G11B 5/39 H01F 10/00 - 10/32 H01F 41/14 - 43/08 H01L 27/10

Claims (16)

    (57)【特許請求の範囲】
  1. 【請求項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
    種を有す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。
  3. 【請求項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0.7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。
  4. 【請求項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0.1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。
  5. 【請求項５】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６】請求項１記載のスパッタリングターゲット
    において、 炭素含有量が0.3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。
  7. 【請求項７】請求項１記載のスパッタリングターゲット
    において、 炭素含有量が0.2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。
  8. 【請求項８】請求項１記載のスパッタリングターゲット
    において、 炭素含有量が0.01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。
  9. 【請求項９】請求項１記載のスパッタリングターゲット
    において、 炭素含有量が0.005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。
  10. 【請求項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。
  11. 【請求項１１】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。
  12. 【請求項１２】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％以上であることを特徴とするスパッタリ
    ングターゲット。
  13. 【請求項１３】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。
  14. 【請求項１４】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。
  15. 【請求項１５】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。
  16. 【請求項１６】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、G
    e、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。
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