JP6217638B2 - ターゲット材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、磁気記録媒体における軟磁性膜等を形成するのに好適なターゲット材およびその製造方法に関するものである。

近年、磁気記録媒体の記録密度を向上させる手段として、垂直磁気記録方式が実用化されている。垂直磁気記録方式とは、磁気記録媒体の磁性膜を、磁化容易軸が媒体面に対して垂直方向に配向するように形成したものであり、記録密度を上げてい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と軟磁性膜とを有する磁気記録媒体が開発されている。

このような磁気記録媒体の軟磁性膜としては、高い飽和磁束密度とアモルファス構造を有することが要求されている。軟磁性膜の例として、飽和磁束密度の大きいＦｅを主成分とするＦｅ−Ｃｏ合金にアモルファス化を促進する元素を添加した合金膜が利用されている。
その一方、これらの合金膜には、耐食性が高いことも要求されている。合金膜の形成には、例えばＦｅ−Ｃｏ合金にＮｂあるいはＴａから選ばれる１つまたは２つの元素を１０〜２０原子％含有する軟磁性膜用Ｆｅ−Ｃｏ系ターゲット材が提案されている（特許文献１参照）。特許文献１では、Ｆｅ−Ｃｏ系ターゲット材は、それぞれ純度９９．９％以上の純金属粉末原料をターゲット材の組成となるように混合し、得られた混合粉末を焼結させることにより製造されている。

国際出願第２００９／１０４５０９号パンフレット

スパッタリング中において、ターゲット材は、プラズマによる放電に晒されて温度が上昇するため、ターゲット材背面で間接的な冷却が行われる。しかしながら、生産性を向上させるため、高電力でスパッタリングを行った場合、ターゲット材背面からの間接的な冷却では冷却能力が不足し、ターゲット材の温度が３００℃以上の高温に達する場合がある。

上述した特許文献１に開示されるＦｅ−Ｃｏ系ターゲット材では、ＦｅおよびＣｏの粉末にＴａあるいはＮｂの単体の粉末を添加することで、高い飽和磁束密度とアモルファス性に加え、高い耐食性を有する軟磁性膜を形成することが可能である。そのため、Ｆｅ−Ｃｏ系ターゲット材を用いた方法は、成分制御を容易にするという点で有用な技術である。

しかしながら、このＦｅ−Ｃｏ系ターゲット材を、高い投入電力でスパッタリングしたところ、スパッタリング中にターゲット材が割れ、正常なスパッタリングが行なえない場合があることが確認された。

本発明は、上記事情に鑑みたものである。上記した状況の下、高い投入電力でスパッタリングを行った場合における割れの発生が抑制されたターゲット材が必要とされている。
また、高い投入電力でスパッタリングを行った場合において、ターゲット材の割れの発生を抑制し、磁気記録媒体の軟磁性膜を安定的に成膜するターゲット材の製造方法が必要とされている。

本発明者の検討によれば、上述の特許文献１に開示されるＦｅ−Ｃｏ系ターゲット材について、下記の知見を得た。すなわち、
Ｆｅ−Ｃｏ系ターゲット材のミクロ組織には、Ｔａ／Ｎｂを高濃度に含む脆い金属間化合物が多量かつ粗大に形成される。これは、この脆い金属間化合物の形成に起因して、ターゲット材の高電力スパッタリング中の熱膨張による歪が、高温における曲げ破断歪率を上回ってしまうため、ターゲット材に割れが発生する、というものである。そして、本発明者は、ターゲット材の高温における曲げ破断歪率を向上させるために種々の検討を行った結果、好適な組成と粉体組成物の焼結方法を見出し、本発明に到達した。

上記の課題を達成するための具体的な手段は、以下の通りである。すなわち、第１の発明は、
＜１＞ 原子比における組成式が（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｍ_Ｙ（但し、Ｍは、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方の元素を表し、Ｘ、Ｙはそれぞれ０≦Ｘ≦８０、１０≦Ｙ≦３０を満たす。）で表され、不可避的不純物からなる残部を含み、かつ３００℃における曲げ破断歪率が０．３３％以上であるターゲット材に係る発明である。

＜２＞ 前記＜１＞において、第１の発明に係るターゲット材は、ターゲット材の断面において観察された金属組織において、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が２０μｍ以下の組織であることが好ましい。

次に、第２の発明は、
＜３＞ 原子比における組成式が（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｍ_Ｙ（但し、Ｍは、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方の元素を表し、Ｘ、Ｙはそれぞれ０≦Ｘ≦８０、１０≦Ｙ≦３０を満たす。）で表され、不可避的不純物からなる残部を含み、かつ粒子断面において観察された金属組織において、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が１０μｍ以下の合金粉末を含む粉体組成物を、焼結温度９００℃〜１４００℃、加圧圧力１００ＭＰａ〜２００ＭＰａ、および焼結時間１時間〜１０時間の条件で加圧焼結するターゲット材の製造方法である。
つまり、第１の発明のターゲット材は、前記組成式で表される前記粉体組成物を、焼結温度９００℃〜１４００℃、加圧圧力１００ＭＰａ〜２００ＭＰａ、および焼結時間１時間〜１０時間の条件で加圧焼結することにより得ることができる。

＜４＞ 前記＜３＞において、前記粉体組成物は、最終組成に調整した単一組成の合金粉末であることが好ましい。

本発明によれば、高い投入電力でスパッタリングを行った場合における割れの発生が抑制されたターゲット材が提供される。また、
また、本発明によれば、高い投入電力でスパッタリングを行った場合において、ターゲット材の割れの発生を抑制し、磁気記録媒体の軟磁性膜を安定的に成膜するターゲット材の製造方法が提供される。

本発明例となる試料Ｎｏ．５の走査型電子顕微鏡によるミクロ組織写真である。 本発明例となる試料Ｎｏ．１０の走査型電子顕微鏡によるミクロ組織写真である。 比較例となる試料Ｎｏ．１の走査型電子顕微鏡によるミクロ組織写真である。 比較例となる試料Ｎｏ．２の走査型電子顕微鏡によるミクロ組織写真である。 比較例となる試料Ｎｏ．３の走査型電子顕微鏡によるミクロ組織写真である。 比較例となる試料Ｎｏ．１の曲げ破断歪率と線熱膨張率の関係を示す図である。 比較例となる試料Ｎｏ．２の曲げ破断歪率と線熱膨張率の関係を示す図である。 比較例となる試料Ｎｏ．３の曲げ破断歪率と線熱膨張率の関係を示す図である。 本発明例となる試料Ｎｏ．５の曲げ破断歪率と線熱膨張率の関係を示す図である。

本発明者は、ターゲット材の金属組織と高温における機械的特性に着目して種々の検討を行った。ターゲット材は、スパッタリング中において、プラズマによる放電に晒されて温度が上昇するため、ターゲット材背面で間接的な冷却が行われる。しかしながら、成膜速度を速めて磁気記録媒体の生産性を向上させるために高い投入電力でスパッタリングを行った場合は、ターゲット材背面で冷却を行なっていても、ターゲット材の温度が上昇し、３００℃以上の高温に達する。
本発明者は、ターゲット材が、例えば外周部をクランプ固定されているために、ターゲット材が高温になると熱膨張による歪が生じ、割れが発生することを確認した。
本発明の特徴は、ターゲット材の組成を最適化した上で、スパッタリング時の発熱によりターゲット材に付与される特定の温度における曲げ破断歪率を一定値以上とすることによって、ターゲット材の割れ発生の抑制を実現した点にある。以下、詳しく説明する。

本発明のターゲット材は、３００℃における曲げ破断歪率を０．３３％以上の値とする。
ここで、本発明における曲げ破断歪率とは、例えばＪＩＳ Ｋ７１７１で定義される、材料が破断するときの曲げ歪率である。この曲げ破断歪率は、ターゲット材から採取した試験片について、３点曲げ試験を行い、試験片が破断するまでのたわみ量を測定し、式（１）に代入することで算出される。下記式（１）において、ε_ｆＢは曲げ破断歪率であり、ｓ_Ｂは破断するまでのたわみ量であり、ｈは試験片の厚さであり、Ｌは支点間距離である。また、３００℃の高温環境下で測定する際には、曲げ試験機に恒温槽を装着し、試験片を３００℃に加熱した状態で測定する。

本発明で曲げ破断歪率ε_ｆＢの測定温度を３００℃に規定したのは、生産能力向上のために高い投入電力でスパッタリングを行った場合に、スパッタリング中のターゲット材の温度が３００℃以上の高温に達したときに割れが発生しやすいことが経験上知られているからである。本発明で適用する合金の３００℃における線熱膨張率は、０．２８％〜０．３２％であることが好ましい。この線熱膨張率が３００℃における曲げ破断歪率を上回ると、スパッタリング中にターゲット材に割れが生じ、正常なスパッタリングを行えなくなる。
本発明では、ターゲット材の３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢが線熱膨張率よりも大きい値となる０．３３％以上とすることで、熱膨張により生じる歪が曲げ破断歪率ε_ｆＢを上回ることができなくなる。結果、スパッタ時のターゲット材の割れの発生を抑制することができる。尚、本発明のターゲット材は、長時間の連続したスパッタ時のターゲット材の割れを抑制するためには、３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢが０．４５％以上であることが好ましい。

本発明のターゲット材のベースとなる合金は、原子比における組成式が（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）、０≦Ｘ≦８０で表される成分領域とする。
本発明で上記合金を選択した理由は、原子１個あたりの飽和磁気モーメントを表す、いわゆるスレーター・ポーリング曲線において、ＦｅとＣｏ二元系合金の組み合わせが各種の遷移金属合金の中で最も高い飽和磁気モーメントを示すからである。
飽和磁気モーメントを最大化する必要がある場合には、Ｆｅの原子比率Ｘを５０％〜８０％の範囲とすることが好ましい。これは、原子比でＦｅ：Ｃｏ＝６５：３５の組成比付近で飽和磁気モーメントが最大になり、Ｆｅの原子比率が５０％〜８０％の範囲であるＦｅ−Ｃｏ合金において高い飽和磁気モーメントが得られるためである。
また、薄膜としての磁歪を下げようとする場合には、ターゲット材のＦｅの原子比率Ｘを０％〜５０％とすることが好ましい。これは、Ｆｅに比べてＣｏの磁歪が小さいからである。

本発明のターゲット材は、ＴａおよびＮｂから選択される一方または両方の元素を合計で１０原子％〜３０原子％含有させる。これは、電位−ｐＨ図においてｐＨの広範囲に亘って緻密な不動態被膜を形成することが示されていることから、形成される軟磁性膜の耐食性を向上させる効果を有するためである。また、ＴａおよびＮｂから選択される一方または両方の元素の添加により、スパッタリングの際に、アモルファス化させるためである。なお、上記の効果は、その添加量が合計で１０原子％に満たない場合には、アモルファス化せず、３０原子％を超える場合には、磁化が低下するため、１０原子％〜３０原子％にする。
また、ＴａおよびＮｂから選択される一方または両方の元素の添加量が３０原子％を超えると、脆いＴａおよびＮｂから選択される一方または両方を含有する金属間化合物相が多量に形成されるため、後述するターゲット材の３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢを０．３３％以上にすることが困難となる。尚、ＴａおよびＮｂから選択される一方または両方の元素の合計量は、１６原子％〜２５原子％の範囲が好ましく、より好ましくは１６原子％〜２０原子％である。

本発明のターゲット材は、ＴａおよびＮｂから選択される一方または両方の元素を上記の範囲で含有する以外の残部は、ＦｅとＣｏと不可避的不純物である。不純物の含有量は、できるだけ少ないことが望ましく、ガス成分である酸素、窒素は１０００質量ｐｐｍ以下、不可避的に含まれるＮｉ、Ｓｉ、Ａｌ等のガス成分以外の不純物元素は、合計で１０００質量ｐｐｍ以下であることが望ましい。

本発明のターゲット材は、その断面の金属組織を観察した場合において、ＴａおよびＮｂから選択される一方または両方を含有する金属間化合物相の領域内に描いた際の、最大内接円の直径は、２０μｍ以下であることが好ましく、さらに好ましくは５μｍ以下である。最大内接円の直径は、現実的には０．５μｍ以上であることが好ましい。
ここで、断面とは、ターゲット材を任意の方向に切断した場合の切断面をさし、金属組織とは、該切断面において観察される金属組織のことである。
最大内接円の直径が２０μｍ以下であることで、曲げ破断歪率ε_ｆＢの低下を引き起こす、脆いＴａおよびＮｂの一方または両方を含有する金属間化合物相が粗大化するのを抑えることができ、３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢを０．３３％以上に保持することが可能である。

本発明にいう、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相としては、例えば、Ｆｅ_２Ｔａ、ＦｅＴａ、Ｆｅ_２Ｎｂ、ＦｅＮｂ、Ｃｏ_７Ｔａ、Ｃｏ_２Ｔａ、Ｃｏ_６Ｔａ_７、ＣｏＴａ_２、Ｃｏ_３Ｎｂ、Ｃｏ_２Ｎｂ、Ｃｏ_７Ｎｂ_６等が挙げられる。これらの金属間化合物相は、脆いため、組織中に存在する粗大な金属間化合物の領域内に内接円を描いた際の最大内接円の直径が２０μｍ以下に抑えられることで、３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢを０．３３％以上に維持することができる。

また、ターゲット材の断面における、ＴａおよびＮｂから選択される一方または両方を含有する金属間化合物相の存在は、例えば、Ｘ線回折法やエネルギー分散型Ｘ線分光法等によって観察することができる。

本発明のターゲット材は、相対密度を９９％以上にすることが好ましい。ターゲット材中に存在する空孔等の欠陥を少なく抑えて相対密度が９９％以上に保たれていると、その欠陥部で生じやすい局部的な応力集中が少なくなり、曲げ破断歪率ε_ｆＢの低下を防いで、割れの発生を防止することができるためである。

本発明でいう相対密度は、アルキメデス法により測定された「かさ密度」を、本発明のターゲット材の組成比から得られる質量比で算出した元素単体の加重平均として得た理論密度で除した値に１００を乗じて得た値をいう。

本発明のターゲット材は、残留応力を低減することが好ましい。ターゲット材の製造工程において、加圧焼結時や加圧焼結後の機械加工、また外周部にブラスト処理を施す際に、ターゲット材に残留応力が蓄積される場合がある。この残留応力が大きくなると、曲げ破断歪率ε_ｆＢが低下する可能性がある。本発明ではターゲット材の残留応力を解放するために、熱処理等の後処理をすることが好ましい。

本発明のターゲット材は、原子比における組成式が（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｍ_Ｙ（但し、Ｍは、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方の元素を表し、Ｘ、Ｙはそれぞれ０≦Ｘ≦８０、１０≦Ｙ≦３０を満たす。）で表され、不可避的不純物からなる残部を含み、かつ粒子断面の金属組織を観察した場合において、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が１０μｍ以下の合金粉末を含む粉体組成物を、焼結温度９００℃〜１４００℃、加圧圧力１００ＭＰａ〜２００ＭＰａ、および焼結時間１時間〜１０時間の条件で加圧焼結することにより得ることができる。

一般的に、ターゲット材の製造方法としては、溶製法と加圧焼結法に大別できる。溶製法では、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。
ＴａやＮｂを含有する合金においては、鋳造時の冷却過程で、粗大なＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相が形成されるため、熱間加工性が極めて悪い。したがって、ターゲット材を安定的に製造することが困難である。
そのため、本発明においては、所定の粉体組成物を上記の条件で加圧焼結することにより、既述の本発明のターゲット材が得られる。

加圧焼結の方法としては、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を用いることが可能である。中でも、熱間静水圧プレスは、以下に述べる加圧焼結条件を安定して実現できるため、好適である。

本発明では、焼結温度を９００℃〜１４００℃とする。焼結温度が９００℃未満であると、高融点金属であるＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する粉末の焼結が十分に進まず、空孔が形成されてしまう場合がある。一方、焼結温度が１４００℃を超えると、粉体組成物が溶解する場合がある。このため、本発明では、焼結温度を９００℃〜１４００℃とする。なお、ターゲット材中の空孔の形成を最小限に低減した上で、ＴａおよびＮｂから選択される一種以上を含有する金属間化合物相の成長を抑制し、曲げ破断歪率ε_ｆＢを向上させるためには、９５０℃〜１３００℃で焼結することが好ましい。

また、本発明では、加圧圧力を１００ＭＰａ〜２００ＭＰａとする。加圧圧力が１００ＭＰａ未満では、十分な焼結ができなくなりターゲット材の組織中に空孔が形成されやすくなる。一方、加圧圧力が２００ＭＰａを超えると焼結時にターゲット材に残留応力が導入されてしまう。このため、本発明では、加圧圧力を１００ＭＰａ〜２００ＭＰａとする。空孔の形成を最小限に低減した上で、残留応力の導入を抑制して曲げ破断歪率ε_ｆＢを向上させるためには、１２０ＭＰａ〜１６０ＭＰａの加圧圧力で焼結することがより好ましい。

また、本発明では、焼結時間を１時間〜１０時間とする。焼結時間が１時間未満の場合には、焼結を十分に進行させられず、空孔の形成を抑制することが難しい。一方、焼結時間が１０時間を超えると製造効率が著しく悪化するため避ける方がよい。このため、本発明では、焼結時間を１時間〜１０時間とする。なお、空孔の形成を最小限に低減した上で、ＴａおよびＮｂから選択される一種以上を含有する金属間化合物相の成長を抑制し、曲げ破断歪率ε_ｆＢを向上させるためには、１時間〜３時間の焼結時間で焼結することが、より好ましい。

本発明でいう粉体組成物としては、粒子断面において観察された金属組織において、ＴａおよびＮｂから選択される一方又は両方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が１０μｍ以下の合金粉末を含む複数の合金粉末、該合金粉末に加えて純金属粉末を最終組成になるように混合した混合粉末、または最終組成に調整した単一の合金粉末、のいずれかが適用できる。
例えば複数の合金粉末を最終組成になるように混合した混合粉末を粉体組成物として加圧焼結する方法では、３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢを０．３３％以上にすることができる上、混合した粉末の種類を調整することにより、ターゲット材の透磁率を低減できる。そのため、背面カソードから強い漏洩磁束が得られ、使用効率を高くできるという効果も有する。

また、本発明で用いる合金粉末の平均粒径は、１０μｍ〜２００μｍであることが好ましい。この範囲の合金粉末を用いることにより、本発明のターゲット材は、３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢを０．３３％以上にすることができる上、純Ｔａ相および純Ｎｂ相から選択される一方又は両方の金属相がターゲット材の組織内に残存しにくくなり、スパッタリング時のパーティクル不良を低減することもできる。

なお、本発明にいう合金粉末の平均粒径とは、ＪＩＳ Ｚ ８９０１で規定される、レーザー光を用いた光散乱法による球相当径とする。ここでの平均粒径は、累積粒度分布を等体積（５０％）の２つに分けたときの径（Ｄ５０）で表す。

また、本発明のターゲット材は、元素の添加量によっては、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔａ／Ｎｂ合金粉末、Ｃｏ−Ｔａ／Ｎｂ合金粉末から選択される一種以上の粉末を混合した混合粉末を用いることによっても製造することができる。特に、高融点金属であるＴａおよびＮｂの合計の含有率が１８原子％を超える合金成分の場合は、その合金の融点が上昇するため、最終組成に調整した単一組成の合金粉末を製造することが困難になる場合がある。このため、本発明では、上述の混合粉末を用いて加圧焼結をすることにより、ターゲット材を得ることができる。

また、合金粉末に加えて混合する純Ｔａ粉末および純Ｎｂ粉末から選択される一種以上の粉末の平均粒径は、１μｍ〜１５μｍであることが望ましい。これは、純Ｔａ粉末および純Ｎｂ粉末から選択される少なくとも一方の粉末の粒径が１５μｍ以下であると、加圧焼結した場合に、純Ｔａ相および純Ｎｂ相から選択される一種以上の金属相がターゲット材の組織内に残存しにくく、スパッタリング時のパーティクル不良が低減されるためである。また、これらの相の周囲に形成されるＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の割れの起点ができにくく、曲げ破断歪率ε_ｆＢの低下を防止することができるためである。また、純Ｔａ粉末および純Ｎｂ粉末から選択される少なくとも一方の粉末の平均粒径が１μｍ以上であると、充填性を良好維持できるためである。
なお、純Ｔａ粉末および純Ｎｂ粉末の平均粒径は、合金粉末の平均粒径と同様に、ＪＩＳ Ｚ ８９０１で規定される、レーザー光を用いた光散乱法による球相当径（Ｄ５０）である。

本発明のターゲット材は、粉体組成物として最終組成に調整した単一組成の合金粉末を使用して製造することが好ましい。これにより、本発明のターゲット材は、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相を、より安定的に微細で均一に分散できる効果を得ることが可能となる。結果、３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢをより向上させることができる。

この最終組成に調整した単一組成の合金粉末は、例えばガスアトマイズ法などによって製造することが好ましく、これにより急冷凝固組織を得ることができる。本発明では、この合金粉末の製造にガスアトマイズ法を適用し、吐出させる液滴のサイズと冷却速度を厳密にコントロールすることにより、得られる合金粉末に含まれるＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径を１０μｍ以下にすることができる。

ここで、本発明にいう「最終組成に調整した単一組成」とは、ガスアトマイズ法を適用した際に、出湯るつぼに注湯された最終組成に調整した合金溶湯をすべて出湯したときに得られる合金組成のことをいう。

本発明のターゲット材は、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が１０μｍ以下の合金粉末を用いることにより、上述した条件の加圧焼結を経ても、ターゲット材中のＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が２０μｍ以下の組織を得ることができる。そして、３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢの向上が可能となる。

以下、本発明を実施例により更に具体的に説明するが、本発明はその主旨を越えない限り、以下の実施例に限定されるものではない。

（実施例１）
まず、本発明例の試料Ｎｏ．４〜Ｎｏ．９として、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔａ合金粉末を用い、原子比が（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｔａ_Ｙ（０≦Ｘ≦８０、１０≦Ｙ≦３０）となるように、表１に示す各々の組み合わせの粉末を準備した。
また、比較例の試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３では、純Ｆｅ、純Ｃｏ、純Ｔａ、Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔａ合金粉末、およびＣｏ−Ｔａ合金粉末を原料として用い、原子比が（Ｆｅ_６５−Ｃｏ_３５）_{（１００−Ｙ）}−Ｔａ_Ｙ（Ｙ＝１８）となるように調整した。

前記Ｆｅ−Ｃｏ−Ｔａ合金粉末、および前記Ｃｏ−Ｔａ合金粉末には、ガスアトマイズ法により製造した、平均粒径（Ｄ５０）が１００μｍの粉末を用いた。
また、下記表１において、純Ｔａ粉末は、機械的粉砕法によって製造した、平均粒径（Ｄ５０）が３０μｍの市販のＴａ粉末を用いた。純Ｃｏ粉末には、機械的粉砕法によって製造した、平均粒径（Ｄ５０）が１２０μｍの市販のＣｏ粉末を用いた。さらに、純Ｆｅ粉末には、機械的粉砕法によって製造した、平均粒径（Ｄ５０）が１２０μｍの市販のＴａ粉末を用いた。

なお、各合金粉末の各粒子の断面において観察された金属組織において、Ｔａを含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径を、走査型電子顕微鏡（日本電子株式会社製、ＪＳＭ−６６１０ＬＡ）を用いて観察し、測定した。

上記で得たそれぞれの混合粉末を、軟鋼製の加圧容器に充填し脱気封止した後に、熱間静水圧プレスによって、表１に示す焼結温度、加圧圧力、焼結時間の条件で焼結し、直径１９４ｍｍ×厚さ１４ｍｍの焼結体を得た。

また、比較例用の試料Ｎｏ．２として、上述の組成を真空誘導溶解炉で１６８０℃にて溶解して鋳造すること（溶解製法）により、直径２００ｍｍ×厚さ３０ｍｍのインゴットを製造した。

上記で製造した各焼結体の端材から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５ｍｍの試験片を採取し、その一つの試験片について、全面の黒皮等の汚れを除去した後、電子比重計ＳＤ−１２０Ｌ（研精工業株式会社製）を使用してアルキメデス法により密度の測定を行った。そして、上記で説明したように、得られたかさ密度と理論密度から相対密度（％；＝かさ密度／理論密度×１００）を算出した。算出した相対密度を表１に示す。
表１に示すように、本発明例となる試料Ｎｏ．４〜Ｎｏ．９、および比較例となる試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３は、相対密度が１００％を超える高密度なターゲット材であることが確認された。

上記で製造した各焼結体およびインゴットからミクロ組織観察用の試料を採取して、走査型電子顕微鏡（日本電子株式会社製、ＪＳＭ−６６１０ＬＡ）により、２．２ｍｍ^２の視野でミクロ組織観察した。そして、図１の測定例に示すように、Ｔａ金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径を測定した。その結果を表１に示す。また、観察した試料Ｎｏ．５、Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．３のミクロ組織を図１、図３〜図５に示す。
図１、図３〜図５において、白色部は純Ｔａ相、明灰色部はＴａを含有する金属間化合物相であり、残部がＴａをほとんど含有しないＦｅ−Ｃｏ合金相である。

各焼結体は、表１（焼結体の金属間化合物相の最大内接円直径）に示すように、ＴａまたはＮｂを含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が２０μｍ以下であり、Ｔａを含有する金属間化合物相が微細であることが確認された。
一方、比較例のターゲット材は、Ｔａを含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が２０μｍを超える粗大な金属間化合物相であることを確認した。

上記で製造した各焼結体より、長さ７０ｍｍ×幅５ｍｍ×厚さ５ｍｍの３点曲げ試験用の試験片を採取し、油圧サーボ高温疲労試験機ＥＦＨ５０−５（株式会社鷺宮製作所製）を使用し、クロスヘッドスピード１．０ｍｍ／分、支点間距離５０ｍｍの条件で、各温度（室温（２５℃）、２００℃、３００℃、４００℃、５００℃）における３点曲げ試験を行った。得られた曲げ荷重−たわみ曲線から破断するまでのたわみ量を測定し、既述の式（１）から各温度における曲げ破断歪率ε_ｆＢを算出した。

また、上記で製造した焼結体より、直径５．０ｍｍ×長さ１９．５ｍｍの試験片を採取し、熱機械分析装置（株式会社リガク製 ＴＭＡ−８１４０Ｃ）を用いて、Ａｒガス雰囲気下で各温度における線熱膨張率を測定した。

試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３、Ｎｏ．５の各温度における曲げ破断歪率ε_ｆＢと線熱膨張率とを図６〜図９に、３００℃における曲げ破断歪率ε_ｆＢを表１に、それぞれ示す。
本発明例である試料Ｎｏ．４〜Ｎｏ．９は、Ｔａを含有する金属間化合物相を均一に微細分散させることによって、各温度における曲げ破断歪率ε_ｆＢが著しく向上していることが確認された。

上記で得た各焼結体を、直径１８０ｍｍ×厚さ４ｍｍのサイズに機械加工してターゲット材を得た。

上記で作製した試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９のターゲット材をＤＣマグネトロンスパッタ装置（キヤノンアネルバ株式会社製、Ｃ３０１０）のチャンバ内に配置し、チャンバ内の到達真空度を２×１０^−５Ｐａ以下となるまで排気した後、Ａｒガス圧：０．６Ｐａ、投入電力：１５００Ｗの条件で、１２０秒の連続放電を行った。この条件は、高電力で長時間連続スパッタするため、生産性向上のために一般的に実施されている投入電力：約１０００Ｗの高電力スパッタ条件よりも過酷な条件であり、ターゲット材の割れ耐性を確認する上で有効である。
上記の条件にてスパッタした後、チャンバ内を大気解放し、試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９のターゲット材をスパッタ装置から取外して割れの有無を確認した。比較例となる試料Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３のターゲット材では、割れが発生していることを確認した。一方、本発明例となる試料Ｎｏ．４〜Ｎｏ．９のターゲット材では、割れが発生しておらず、本発明の有効性が確認された。

（実施例２）：試料Ｎｏ．１０
まず、原子比がＦｅ_５１−Ｃｏ_２７−Ｎｂ_２２となる平均粒径（Ｄ５０）が１００μｍの合金粉末をガスアトマイズ法により製造した。
このとき、合金粉末の粒子の断面において観察された金属組織において、Ｎｂを含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の最大内接円の直径を、走査型電子顕微鏡（日本電子株式会社製、ＪＳＭ−６６１０ＬＡ）を用いて観察し、測定した。その結果、最大内接円の直径は、４μｍであった。

そして、この合金粉末を、軟鋼製の加圧容器に充填し、脱気封止した後に、熱間静水圧プレスによって、焼結温度＝１２５０℃、加圧圧力＝１５０ＭＰａ、焼結時間＝１時間の条件で焼結し、直径１９４ｍｍ×厚さ１４ｍｍの焼結体を得た。

この焼結体の端材から１０ｍｍ×１０ｍｍ×５ｍｍの試験片を採取し、試験片の全面の黒皮等の汚れを除去した後、電子比重計ＳＤ−１２０Ｌ（研精工業株式会社製）を使用し、アルキメデス法により密度の測定を行った。そして、上記で説明したように、得られた密度と理論密度から相対密度（％；＝かさ密度／理論密度×１００）を算出した。結果、相対密度は１０２．２％あり、この焼結体が高密度なターゲット材として有効であることが確認された。

上記で製造した焼結体からミクロ組織観察用の試料を採取して、走査型電子顕微鏡（日本電子株式会社製、ＪＳＭ−６６１０ＬＡ）により、２．２ｍｍ^２の視野でミクロ組織観察した。その結果を図２に示す。
図２において、白色部は純Ｎｂ相、明灰色部はＮｂを含有する金属間化合物相であり、残部がＮｂをほとんど含有しないＦｅ−Ｃｏ合金相である。本発明の製造方法で得られたターゲット材は、その断面で観察した金属組織において、Ｎｂを含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が１２μｍであり、Ｎｂを含有する金属間化合物相が微細であることが確認された。

上記で得た焼結体を、直径１８０ｍｍ×厚さ４ｍｍのサイズに機械加工してターゲット材を得た。
そして、このターゲット材をＤＣマグネトロンスパッタ装置（キヤノンアネルバ株式会社製、Ｃ３０１０）のチャンバ内に配置し、チャンバ内の到達真空度を２×１０^−５Ｐａ以下となるまで排気した後、Ａｒガス圧：０．６Ｐａ、投入電力：１５００Ｗの条件で、１２０秒の連続放電を行った。この条件は、高電力で長時間連続スパッタするため、生産性向上のために一般的に実施されている投入電力約１０００Ｗの高電力スパッタ条件よりも過酷な条件であり、ターゲット材の割れ耐性を確認する上で有効である。
上記の条件にてスパッタした後、チャンバ内を大気解放し、ターゲット材をスパッタ装置から取外して割れの有無を確認した。本発明の製造方法で製造したターゲット材は、スパッタした後にも割れが発生しておらず、本発明の有効性が確認された。

日本出願２０１２−１６３１８６の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (3)

1. 原子比における組成式が（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｍ_Ｙ（但し、Ｍは、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方の元素を表し、Ｘ、Ｙはそれぞれ０≦Ｘ≦８０、１０≦Ｙ≦３０を満たす。）で表され、不可避的不純物からなる残部を含み、かつ３００℃における曲げ破断歪率が０．３３％以上であり、ターゲット材の断面において観察された金属組織において、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が１１μｍ以上１２μｍ以下であるターゲット材。
2. 原子比における組成式が（Ｆｅ_Ｘ−Ｃｏ_{１００−Ｘ}）_{１００−Ｙ}−Ｍ_Ｙ（但し、Ｍは、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方の元素を表し、Ｘ、Ｙはそれぞれ０≦Ｘ≦８０、１０≦Ｙ≦３０を満たす。）で表され、不可避的不純物からなる残部を含み、かつ粒子断面において観察された金属組織において、ＴａおよびＮｂから選択される少なくとも一方を含有する金属間化合物相の領域内に内接円を描いた際の、最大内接円の直径が１０μｍ以下であり、平均粒径が１０μｍ〜２００μｍである合金粉末を含む粉体組成物を、焼結温度１２５０℃〜１４００℃、加圧圧力１００ＭＰａ〜２００ＭＰａ、および焼結時間１時間〜１０時間の条件で加圧焼結するターゲット材の製造方法。
3. 前記粉体組成物は、最終組成に調整した単一組成の合金粉末からなる請求項２に記載のターゲット材の製造方法。