JPH08109470A - 磁気薄膜用ターゲット材およびその製造方法 - Google Patents
磁気薄膜用ターゲット材およびその製造方法Info
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- JPH08109470A JPH08109470A JP27444694A JP27444694A JPH08109470A JP H08109470 A JPH08109470 A JP H08109470A JP 27444694 A JP27444694 A JP 27444694A JP 27444694 A JP27444694 A JP 27444694A JP H08109470 A JPH08109470 A JP H08109470A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 スパッタリングによって得られる膜の組成の
ばらつきを低減できるＦｅ−Ｔａ系の磁気薄膜用ターゲ
ット材およびその製造方法を提供する。 【構成】 Ｔａを５〜１５原子％、好ましくはさらにＣ
ｒを１０原子％以下含有し、残部Ｆｅを主体とする組成
を有するターゲット材であって、Ｆｅを主体とするマト
リックスに、最大粒径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主
体とする塊状化合物と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴ
ａを主体とする長粒状化合物とが分散した組織を有する
ことを特徴とするターゲット材である。ターゲット材は
上記組成の合金溶湯を前記合金の液相温度を超え融点＋
５０℃の鋳造温度にて鋳造を行なうことにより得られ
る。
ばらつきを低減できるＦｅ−Ｔａ系の磁気薄膜用ターゲ
ット材およびその製造方法を提供する。 【構成】 Ｔａを５〜１５原子％、好ましくはさらにＣ
ｒを１０原子％以下含有し、残部Ｆｅを主体とする組成
を有するターゲット材であって、Ｆｅを主体とするマト
リックスに、最大粒径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主
体とする塊状化合物と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴ
ａを主体とする長粒状化合物とが分散した組織を有する
ことを特徴とするターゲット材である。ターゲット材は
上記組成の合金溶湯を前記合金の液相温度を超え融点＋
５０℃の鋳造温度にて鋳造を行なうことにより得られ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は磁気ヘッド等に用いられ
る磁気薄膜を提供するターゲット材およびその製造方法
に関する。
る磁気薄膜を提供するターゲット材およびその製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年磁気記録技術の進歩は著しく、磁気
ディスク等の大容量化、あるいはＶＴＲ装置の小型軽量
化のために記録密度の高密度化が進められている。この
高密度の記録のために使用される磁気ヘッドには、高保
磁力を有する記録媒体に十分書き込むことが可能な記録
磁界を有する磁性膜を磁気ヘッドに構成することが要求
されている。また、磁気ヘッド用の材料は、記録や再生
の効率の向上の点から高透磁率を有することが必要であ
り、記録再生特性の安定化のためには、磁歪定数を零近
傍に制御することが望ましい。さらに、磁気ヘッドの製
造プロセスにおいては、信頼性を確保するためにガラス
溶着等を用いることが多いので、加熱処理により特性が
劣化しないように高温における安定性向上も必要であ
る。
ディスク等の大容量化、あるいはＶＴＲ装置の小型軽量
化のために記録密度の高密度化が進められている。この
高密度の記録のために使用される磁気ヘッドには、高保
磁力を有する記録媒体に十分書き込むことが可能な記録
磁界を有する磁性膜を磁気ヘッドに構成することが要求
されている。また、磁気ヘッド用の材料は、記録や再生
の効率の向上の点から高透磁率を有することが必要であ
り、記録再生特性の安定化のためには、磁歪定数を零近
傍に制御することが望ましい。さらに、磁気ヘッドの製
造プロセスにおいては、信頼性を確保するためにガラス
溶着等を用いることが多いので、加熱処理により特性が
劣化しないように高温における安定性向上も必要であ
る。
【０００３】このような材料としては、従来からＦｅ−
Ａｌ−Ｓｉ系合金（いわゆるセンダスト）やＣｏ系アモ
ルファス合金等が開発されており、磁気ヘッドに適用さ
れている。（特開昭６０−７４１１０号公報等参照）。
また、最近では特開平３−２０４４４号公報には、優れ
た磁気特性を有する磁気ヘッド用薄膜としてＦｅ−（Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａから選ばれた一種以上の元
素：以下Ｍと言う）−Ｃ系合金が示されている。また、
特開平４−６８０９号公報には優れた磁気特性が得られ
る磁気ヘッド用薄膜としてＦｅ−（Ｍ）−Ｎ系合金が示
されている。特開平３−２０４４４号公報および特開平
４−６８０９号公報に記載されるように、Ｆｅ−（Ｍ）
−（Ｃ，Ｎ）系の薄膜は、微結晶組織とすることが可能
であり、保磁力が小さく透磁率も高いことに加え、磁気
特性が熱的に安定であるという優れた特性を有してお
り、磁気ヘッド用薄膜として非常に有望な材料と言え
る。
Ａｌ−Ｓｉ系合金（いわゆるセンダスト）やＣｏ系アモ
ルファス合金等が開発されており、磁気ヘッドに適用さ
れている。（特開昭６０−７４１１０号公報等参照）。
また、最近では特開平３−２０４４４号公報には、優れ
た磁気特性を有する磁気ヘッド用薄膜としてＦｅ−（Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｎｂ，Ｔａから選ばれた一種以上の元
素：以下Ｍと言う）−Ｃ系合金が示されている。また、
特開平４−６８０９号公報には優れた磁気特性が得られ
る磁気ヘッド用薄膜としてＦｅ−（Ｍ）−Ｎ系合金が示
されている。特開平３−２０４４４号公報および特開平
４−６８０９号公報に記載されるように、Ｆｅ−（Ｍ）
−（Ｃ，Ｎ）系の薄膜は、微結晶組織とすることが可能
であり、保磁力が小さく透磁率も高いことに加え、磁気
特性が熱的に安定であるという優れた特性を有してお
り、磁気ヘッド用薄膜として非常に有望な材料と言え
る。
【０００４】上述した磁気ヘッド用薄膜の内Ｆｅ−
（Ｍ）−Ｃ系合金膜を得る場合には、特開平３−２０４
４４号公報に記載されるように、Ｆｅ−Ｍ系のターゲッ
ト材の上にグラファイトを配置したターゲット材とする
か、あるいはＦｅ−Ｍ系のターゲット材をメタン含有雰
囲気で反応性スパッタリングを行ない膜中に炭素を導入
する方法が知られている。またＦｅ−（Ｍ）−Ｎ系合金
膜を得る場合には、特開平４−６８０９号公報に記載さ
れるように、Ｆｅ上に金属Ｍのペレットを配置したスパ
ッリングターゲット材を用いて窒素含有雰囲気下で反応
性スパッタリングを行うことにより、Ｆｅ−Ｍ−Ｎ系の
合金薄膜を得ていた。
（Ｍ）−Ｃ系合金膜を得る場合には、特開平３−２０４
４４号公報に記載されるように、Ｆｅ−Ｍ系のターゲッ
ト材の上にグラファイトを配置したターゲット材とする
か、あるいはＦｅ−Ｍ系のターゲット材をメタン含有雰
囲気で反応性スパッタリングを行ない膜中に炭素を導入
する方法が知られている。またＦｅ−（Ｍ）−Ｎ系合金
膜を得る場合には、特開平４−６８０９号公報に記載さ
れるように、Ｆｅ上に金属Ｍのペレットを配置したスパ
ッリングターゲット材を用いて窒素含有雰囲気下で反応
性スパッタリングを行うことにより、Ｆｅ−Ｍ−Ｎ系の
合金薄膜を得ていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したＦｅ−（Ｍ）
−（Ｃ，Ｎ）系合金の薄膜の製造方法のうち、反応性ス
パッタリング法を用いる方法は、炭素や窒素の導入量を
制御しやすいという利点があり、生産方法の主力になる
ものと考えられる。本発明者は上記の反応性スパッタリ
ング法に適用するため、上記に提案されている合金系の
うち特に高い熱安定性を有し、優れた磁気特性が得られ
るとされるＦｅ−Ｔａ系を選択し、反応性スパッタリン
グによって磁気薄膜を得ることを目的としてＦｅとＴａ
の２元合金のターゲット材を鋳造法によって得ることを
試みた。
−（Ｃ，Ｎ）系合金の薄膜の製造方法のうち、反応性ス
パッタリング法を用いる方法は、炭素や窒素の導入量を
制御しやすいという利点があり、生産方法の主力になる
ものと考えられる。本発明者は上記の反応性スパッタリ
ング法に適用するため、上記に提案されている合金系の
うち特に高い熱安定性を有し、優れた磁気特性が得られ
るとされるＦｅ−Ｔａ系を選択し、反応性スパッタリン
グによって磁気薄膜を得ることを目的としてＦｅとＴａ
の２元合金のターゲット材を鋳造法によって得ることを
試みた。
【０００６】ところが、ＦｅとＴａの合金は鋳造時にＦ
ｅとＴａの化合物を形成するため、鋳造時に大きな偏析
部を有する組織となり、この偏析部がスパッタリングに
よって形成する薄膜の組成のばらつきの原因となること
が判明した。本発明の目的は、スパッタリングによって
得られる膜の組成のばらつきを低減できるＦｅ−Ｔａ系
の磁気薄膜用ターゲット材およびその製造方法を提供す
ることである。
ｅとＴａの化合物を形成するため、鋳造時に大きな偏析
部を有する組織となり、この偏析部がスパッタリングに
よって形成する薄膜の組成のばらつきの原因となること
が判明した。本発明の目的は、スパッタリングによって
得られる膜の組成のばらつきを低減できるＦｅ−Ｔａ系
の磁気薄膜用ターゲット材およびその製造方法を提供す
ることである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は、Ｆｅ−Ｔａ
系合金ターゲット材において、組成をＴａ量を５〜１５
原子％の範囲とすることで、ＦｅとＴａの２元系の状態
図における共晶点近傍の組成とし、さらに鋳造温度を合
金の融点直上とすることにより鋳造時の冷却を早めるこ
とによって、ＦｅとＴａの化合物が微細に分散したター
ゲット材を得ることができ、この組織を有するターゲッ
ト材を用いてスパッタリングすれば、組成分布のばらつ
きの少ない薄膜が得られることを見いだし、本発明に到
達した。
系合金ターゲット材において、組成をＴａ量を５〜１５
原子％の範囲とすることで、ＦｅとＴａの２元系の状態
図における共晶点近傍の組成とし、さらに鋳造温度を合
金の融点直上とすることにより鋳造時の冷却を早めるこ
とによって、ＦｅとＴａの化合物が微細に分散したター
ゲット材を得ることができ、この組織を有するターゲッ
ト材を用いてスパッタリングすれば、組成分布のばらつ
きの少ない薄膜が得られることを見いだし、本発明に到
達した。
【０００８】すなわち本発明は、Ｔａを５〜１５原子％
含有し、残部Ｆｅを主体とする組成を有するターゲット
材であって、Ｆｅを主体とするマトリックスに、最大粒
径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体とする塊状化合物
と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体とする長粒
状化合物とが分散した組織を有することを特徴とする磁
気薄膜用ターゲット材である。本発明においては、薄膜
の耐食性を高める元素を添加することが望ましく、特に
望ましくは、Ｃｒを１０原子％以下含有することが望ま
しい。
含有し、残部Ｆｅを主体とする組成を有するターゲット
材であって、Ｆｅを主体とするマトリックスに、最大粒
径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体とする塊状化合物
と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体とする長粒
状化合物とが分散した組織を有することを特徴とする磁
気薄膜用ターゲット材である。本発明においては、薄膜
の耐食性を高める元素を添加することが望ましく、特に
望ましくは、Ｃｒを１０原子％以下含有することが望ま
しい。
【０００９】上述した本発明のターゲット材はＴａを５
〜１５原子％含有し、残部Ｆｅを主体とした合金溶湯を
前記合金の液相温度を超え融点＋５０℃の鋳造温度にて
鋳造を行なうことを特徴とする本発明の磁気薄膜用ター
ゲット材の製造方法により得ることができる。
〜１５原子％含有し、残部Ｆｅを主体とした合金溶湯を
前記合金の液相温度を超え融点＋５０℃の鋳造温度にて
鋳造を行なうことを特徴とする本発明の磁気薄膜用ター
ゲット材の製造方法により得ることができる。
【００１０】
【作用】本発明のターゲット材の特徴の一つは、Ｆｅと
Ｔａの２元系の状態図における共晶付近の組成であるＴ
ａ５〜１５原子％に規定したことである。ＦｅとＴａの
２元系状態図によれば、共晶点はＴａ７．９原子％であ
り、Ｔａ２．５〜２８原子％の範囲で共晶組織を発現可
能である。ターゲット材の組織を均一微細にするために
は共晶点に一致する組成が好ましいが、共晶点組成の近
傍でも微細な組織を得ることが可能であり、本発明にお
いては、Ｔａを５〜１５原子％に規定した。好ましく
は、Ｔａ７−１０％である。
Ｔａの２元系の状態図における共晶付近の組成であるＴ
ａ５〜１５原子％に規定したことである。ＦｅとＴａの
２元系状態図によれば、共晶点はＴａ７．９原子％であ
り、Ｔａ２．５〜２８原子％の範囲で共晶組織を発現可
能である。ターゲット材の組織を均一微細にするために
は共晶点に一致する組成が好ましいが、共晶点組成の近
傍でも微細な組織を得ることが可能であり、本発明にお
いては、Ｔａを５〜１５原子％に規定した。好ましく
は、Ｔａ７−１０％である。
【００１１】なお、Ｔａの下限を５原子％としたのは、
５原子％未満では磁気ヘッド等に用いられる磁気薄膜と
した場合に結晶粒の微細化等の磁気特性の向上が達成で
きないためであり、また５％未満ではＴａ量が少ないこ
とから、ＦｅとＴａの化合物自体が少なくなり、化合物
の偏析による薄膜組成のばらつきの問題が生じにくいた
めである。一方１５原子％を超えると、共晶組成から離
れるとともにＦｅとＴａの金属間化合物が多量に生成し
てターゲット材組織を微細化できなくなるため、１５原
子％以下と規定した。
５原子％未満では磁気ヘッド等に用いられる磁気薄膜と
した場合に結晶粒の微細化等の磁気特性の向上が達成で
きないためであり、また５％未満ではＴａ量が少ないこ
とから、ＦｅとＴａの化合物自体が少なくなり、化合物
の偏析による薄膜組成のばらつきの問題が生じにくいた
めである。一方１５原子％を超えると、共晶組成から離
れるとともにＦｅとＴａの金属間化合物が多量に生成し
てターゲット材組織を微細化できなくなるため、１５原
子％以下と規定した。
【００１２】本発明においては、ＦｅとＴａの２元系を
基本にするものであるが、Ｔａと同様に薄膜形成時に炭
化物あるいは窒化物となって微細な組織を形成する作用
を持つ元素として知られているＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，
ＮｂをＴａの一部と置換して含有することを除外するも
のではない。これらの元素は、Ｔａに比べて形成する薄
膜の耐熱性の点で劣るため、Ｔａの含有量よりも少なく
する必要がある。
基本にするものであるが、Ｔａと同様に薄膜形成時に炭
化物あるいは窒化物となって微細な組織を形成する作用
を持つ元素として知られているＴｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，
ＮｂをＴａの一部と置換して含有することを除外するも
のではない。これらの元素は、Ｔａに比べて形成する薄
膜の耐熱性の点で劣るため、Ｔａの含有量よりも少なく
する必要がある。
【００１３】また、本発明においては、薄膜に耐食性を
確保するためＣｒ，Ａｌ，Ｐｔ，Ｒｕ等の耐食性元素の
添加が望ましい。本発明のターゲット材はスパッタリン
グ期間中に炭素あるいは窒素と反応されるものであり、
炭素や窒素と強力に結合する４Ａ，５Ａ属元素であるＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂは、薄膜状態で炭化物あるい
は窒化物として存在することになるため、薄膜の耐食性
の向上の効果が少ない。 したがって、これ以外のＦｅ
に対して耐食性を高める元素を添加することが望ましい
のである。特にＣｒは、磁気特性の劣化が少ない元素と
して有効である。上述した耐食性元素は、多量に添加す
ると磁気特性を劣化するため、添加量は制限する必要が
あり、１０原子％以下とすることが望ましい。
確保するためＣｒ，Ａｌ，Ｐｔ，Ｒｕ等の耐食性元素の
添加が望ましい。本発明のターゲット材はスパッタリン
グ期間中に炭素あるいは窒素と反応されるものであり、
炭素や窒素と強力に結合する４Ａ，５Ａ属元素であるＴ
ｉ，Ｚｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎｂは、薄膜状態で炭化物あるい
は窒化物として存在することになるため、薄膜の耐食性
の向上の効果が少ない。 したがって、これ以外のＦｅ
に対して耐食性を高める元素を添加することが望ましい
のである。特にＣｒは、磁気特性の劣化が少ない元素と
して有効である。上述した耐食性元素は、多量に添加す
ると磁気特性を劣化するため、添加量は制限する必要が
あり、１０原子％以下とすることが望ましい。
【００１４】また、本発明はＦｅを主体とするマトリッ
クスに、最大粒径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体と
する塊状化合物と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴａを
主体とする長粒状化合物とが分散した組織に規定した。
磁気ヘッド等に用いられるＦｅ−Ｔａ−（Ｃ，Ｎ）系の
合金薄膜においては、、ターゲット材から導入されるＴ
ａがスパッタリングにより気相から導入されるＣあるい
はＮと結合して炭化物あるいは窒化物を形成し、薄膜組
織において結晶の成長を抑える核として作用している。
この作用により薄膜が微細組織となり優れた磁気特性が
得られるものである。したがって、均一な微細組織であ
り、磁気特性の変動の少ない薄膜を安定して得るために
は、ターゲット材中の組織のばらつきを少なく抑える必
要がある。
クスに、最大粒径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体と
する塊状化合物と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴａを
主体とする長粒状化合物とが分散した組織に規定した。
磁気ヘッド等に用いられるＦｅ−Ｔａ−（Ｃ，Ｎ）系の
合金薄膜においては、、ターゲット材から導入されるＴ
ａがスパッタリングにより気相から導入されるＣあるい
はＮと結合して炭化物あるいは窒化物を形成し、薄膜組
織において結晶の成長を抑える核として作用している。
この作用により薄膜が微細組織となり優れた磁気特性が
得られるものである。したがって、均一な微細組織であ
り、磁気特性の変動の少ない薄膜を安定して得るために
は、ターゲット材中の組織のばらつきを少なく抑える必
要がある。
【００１５】一方ターゲット材を構成する元素であるＴ
ａはＦｅとの化合物を形成してターゲット材中に存在す
る。この化合物はマトリックスとなるＦｅとスパッタリ
ング速度およびスパッタリング方向が異なるため、偏析
があるとＴａ濃度が大きく変動し、得られる薄膜の磁気
特性を大きく変動することになる。本発明では、ターゲ
ット材中の偏析を少なくし、組織の微細化を試み、組成
を共晶組成付近に限定するとともに、鋳造を該合金の液
相温度を越え＋５０℃の範囲内で行うことで、偏析の少
ない微細組織を得たものである。その微細組織は、具体
的には最大粒径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体とす
る塊状化合物と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴａを主
体とする長粒状化合物とが分散した組織である。なお塊
状化合物と長粒状化合物の存在比は、Ｔａ量によって変
えることができるため、Ｔａ量によってスパッタリング
装置の特性に合わせたスパッタリング速度、Ｔａ濃度分
布の調製が可能である。
ａはＦｅとの化合物を形成してターゲット材中に存在す
る。この化合物はマトリックスとなるＦｅとスパッタリ
ング速度およびスパッタリング方向が異なるため、偏析
があるとＴａ濃度が大きく変動し、得られる薄膜の磁気
特性を大きく変動することになる。本発明では、ターゲ
ット材中の偏析を少なくし、組織の微細化を試み、組成
を共晶組成付近に限定するとともに、鋳造を該合金の液
相温度を越え＋５０℃の範囲内で行うことで、偏析の少
ない微細組織を得たものである。その微細組織は、具体
的には最大粒径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体とす
る塊状化合物と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴａを主
体とする長粒状化合物とが分散した組織である。なお塊
状化合物と長粒状化合物の存在比は、Ｔａ量によって変
えることができるため、Ｔａ量によってスパッタリング
装置の特性に合わせたスパッタリング速度、Ｔａ濃度分
布の調製が可能である。
【００１６】本発明の製造方法における重要な特徴は、
液相温度を超え融点＋５０℃の鋳造温度にて鋳造を行な
うことである。本発明においては、鋳造温度を融点直上
とし、注湯後にすばやく凝固が始まるようにすることに
よって、ＦｅとＴａの化合物の微細な晶出が起こるとと
もに、鋳造工程中で晶出するＦｅとＴａの化合物とマト
リックスとの比重差に起因する偏析を防止することがで
き、上述した本発明の組織のターゲット材を得ることが
できるものである。また、本発明の製造方法において
は、他の偏析を防止する手段を併用することを除外する
ものではない。例えばより微細な組織とするための強制
冷却を行ったり、１１００〜１３００℃に加熱して１時
間以上保持するソーキングを行っても良い。
液相温度を超え融点＋５０℃の鋳造温度にて鋳造を行な
うことである。本発明においては、鋳造温度を融点直上
とし、注湯後にすばやく凝固が始まるようにすることに
よって、ＦｅとＴａの化合物の微細な晶出が起こるとと
もに、鋳造工程中で晶出するＦｅとＴａの化合物とマト
リックスとの比重差に起因する偏析を防止することがで
き、上述した本発明の組織のターゲット材を得ることが
できるものである。また、本発明の製造方法において
は、他の偏析を防止する手段を併用することを除外する
ものではない。例えばより微細な組織とするための強制
冷却を行ったり、１１００〜１３００℃に加熱して１時
間以上保持するソーキングを行っても良い。
【００１７】
（実施例１）原子％でＦｅ＝９２．１％、Ｔａ ７．９
％の共晶点組成の合金を１０マイナス３乗Torr下で融点
温度である１４４２℃に対して ＋２０〜２５℃に制御
しながら鋳造を行なった。このターゲット材を光学顕微
鏡で組織観察した。図１にその４００倍の金属ミクロ組
織写真を示す。図１を見ると明かなように、ターゲット
材のミクロ組織は組織断面に占める１個の粒子の面積が
大きい塊状化合物と、微細な長粒状化合物が分散した組
織となっていることがわかる。この組織の観察により塊
状化合物の最大粒径は２１μｍ、長粒化合物の最大長は
２４μｍであった。またＸ線回折分析により、塊状化合
物および長粒化合物ともＦｅ3Ｔａ7の化合物であること
が確認された。また比較例として同一組成の合金を鋳造
温度を融点＋７０〜８０℃に制御して鋳造を行なった。
得られた比較例のターゲット材の４００倍の金属ミクロ
組織写真を図２に示す。比較例のターゲット材中に存在
するＦｅとＴａの塊状化合物の最大粒径は６４μｍであ
った。
％の共晶点組成の合金を１０マイナス３乗Torr下で融点
温度である１４４２℃に対して ＋２０〜２５℃に制御
しながら鋳造を行なった。このターゲット材を光学顕微
鏡で組織観察した。図１にその４００倍の金属ミクロ組
織写真を示す。図１を見ると明かなように、ターゲット
材のミクロ組織は組織断面に占める１個の粒子の面積が
大きい塊状化合物と、微細な長粒状化合物が分散した組
織となっていることがわかる。この組織の観察により塊
状化合物の最大粒径は２１μｍ、長粒化合物の最大長は
２４μｍであった。またＸ線回折分析により、塊状化合
物および長粒化合物ともＦｅ3Ｔａ7の化合物であること
が確認された。また比較例として同一組成の合金を鋳造
温度を融点＋７０〜８０℃に制御して鋳造を行なった。
得られた比較例のターゲット材の４００倍の金属ミクロ
組織写真を図２に示す。比較例のターゲット材中に存在
するＦｅとＴａの塊状化合物の最大粒径は６４μｍであ
った。
【００１８】次にこれらのターゲット材を使用して窒素
とアルゴンの混合雰囲気下でスパッタリングを行ない、
１６原子％の窒素の導入を行った。他の条件は以下の通
りである。 排気到達真空度 ＜ １× １０マイナス６乗 投入電力 ４．５Ｗ／ｃｍ2 基板 結晶化ガラス 膜厚 ２μｍプラス・マイナス０．２μｍ ターゲット材を４０時間スパッタリングして、得られた
薄膜中のＴａ濃度のばらつきは本発明のターゲット材で
０．１原子％であったが、比較例のターゲット材では
０．９原子％と大きなものとなり、本発明のターゲット
材の方が磁気薄膜を安定して得ることができることがわ
かった。
とアルゴンの混合雰囲気下でスパッタリングを行ない、
１６原子％の窒素の導入を行った。他の条件は以下の通
りである。 排気到達真空度 ＜ １× １０マイナス６乗 投入電力 ４．５Ｗ／ｃｍ2 基板 結晶化ガラス 膜厚 ２μｍプラス・マイナス０．２μｍ ターゲット材を４０時間スパッタリングして、得られた
薄膜中のＴａ濃度のばらつきは本発明のターゲット材で
０．１原子％であったが、比較例のターゲット材では
０．９原子％と大きなものとなり、本発明のターゲット
材の方が磁気薄膜を安定して得ることができることがわ
かった。
【００１９】（実施例２）原子％でＦｅ＝８５．０％、
Ｔａ １２．０％の組成の合金を１０マイナス３乗Torr
下で液相線温度である１５２０℃に対して＋２０〜２５
℃に制御しながら鋳造を行なった。このターゲット材を
光学顕微鏡で組織観察した。図３にその４００倍の金属
ミクロ組織写真を示す。図３を見ると明かなように、実
施例１と同様にターゲット材のミクロ組織は組織断面に
占める１個の粒子の面積が大きい塊状化合物と、微細な
長粒状化合物が分散した組織となっていることがわか
る。この組織の観察により塊状化合物の最大粒径は２６
μｍ、長粒化合物の最大長は１３μｍであった。またＸ
線回折分析により、塊状化合物および長粒化合物ともＦ
ｅ3Ｔａ7の化合物であることが確認された。なお、実施
例１と比較すると塊状化合物の割合が増加していた。
Ｔａ １２．０％の組成の合金を１０マイナス３乗Torr
下で液相線温度である１５２０℃に対して＋２０〜２５
℃に制御しながら鋳造を行なった。このターゲット材を
光学顕微鏡で組織観察した。図３にその４００倍の金属
ミクロ組織写真を示す。図３を見ると明かなように、実
施例１と同様にターゲット材のミクロ組織は組織断面に
占める１個の粒子の面積が大きい塊状化合物と、微細な
長粒状化合物が分散した組織となっていることがわか
る。この組織の観察により塊状化合物の最大粒径は２６
μｍ、長粒化合物の最大長は１３μｍであった。またＸ
線回折分析により、塊状化合物および長粒化合物ともＦ
ｅ3Ｔａ7の化合物であることが確認された。なお、実施
例１と比較すると塊状化合物の割合が増加していた。
【００２０】図３に示すように１２原子％のＴａを含有
する場合でも、本発明のターゲット材組織は極めて微細
であり、偏析のないものであることがわかる。得られた
ターゲット材を実施例１と同様にスパッタリングを行
い、組成のばらつきを測定したところ０．３原子％であ
り、本発明のターゲット材により、１２原子％のＴａを
含有する本発明のターゲット材においても磁気薄膜を安
定して得ることができることがわかった。
する場合でも、本発明のターゲット材組織は極めて微細
であり、偏析のないものであることがわかる。得られた
ターゲット材を実施例１と同様にスパッタリングを行
い、組成のばらつきを測定したところ０．３原子％であ
り、本発明のターゲット材により、１２原子％のＴａを
含有する本発明のターゲット材においても磁気薄膜を安
定して得ることができることがわかった。
【００２１】（実施例３）原子％でＦｅ＝９２．１％、
Ｔａ ７．９％、Ｃｒ ５．７％の合金を１０マイナス
３乗Torr下でＦｅとＴａの共晶点温度である１４４２℃
に対して ＋２０〜２５℃に制御しながら鋳造を行なっ
た。このターゲット材は耐食性元素としてＣｒを添加し
たものである。ターゲット材組織を光学顕微鏡で組織観
察した。図４にその４００倍のターゲット材の金属ミク
ロ組織写真を示す。図４を見ると明かなように、実施例
１と同様にターゲット材のミクロ組織は組織断面に占め
る１個の粒子の面積が大きい塊状化合物と、微細な長粒
状化合物が分散した組織となっていることがわかる。こ
の組織の観察により塊状化合物の最大粒径は２０μｍ、
長粒化合物の最大長は１３μｍであった。またＸ線回折
分析により塊状化合物および長粒化合物としてＦｅ3Ｔ
ａ7の化合物が確認された。ターゲット材中のＣｒは、
化合物としては検出できず、マトリックス部分のＣｒ濃
度が化合物部分のよりも高いことが確認された。
Ｔａ ７．９％、Ｃｒ ５．７％の合金を１０マイナス
３乗Torr下でＦｅとＴａの共晶点温度である１４４２℃
に対して ＋２０〜２５℃に制御しながら鋳造を行なっ
た。このターゲット材は耐食性元素としてＣｒを添加し
たものである。ターゲット材組織を光学顕微鏡で組織観
察した。図４にその４００倍のターゲット材の金属ミク
ロ組織写真を示す。図４を見ると明かなように、実施例
１と同様にターゲット材のミクロ組織は組織断面に占め
る１個の粒子の面積が大きい塊状化合物と、微細な長粒
状化合物が分散した組織となっていることがわかる。こ
の組織の観察により塊状化合物の最大粒径は２０μｍ、
長粒化合物の最大長は１３μｍであった。またＸ線回折
分析により塊状化合物および長粒化合物としてＦｅ3Ｔ
ａ7の化合物が確認された。ターゲット材中のＣｒは、
化合物としては検出できず、マトリックス部分のＣｒ濃
度が化合物部分のよりも高いことが確認された。
【００２２】図４に示すようにＣｒ含有する場合でも、
本発明のターゲット材組織は極めて微細であり、偏析の
ないものであることがわかる。得られたターゲット材を
実施例１と同様にスパッタリングを行い、組成のばらつ
きを測定したところ０．１原子％であり、耐食性改善元
素としてＣｒを含有する本発明のターゲット材において
も磁気薄膜を安定して得ることができることがわかっ
た。
本発明のターゲット材組織は極めて微細であり、偏析の
ないものであることがわかる。得られたターゲット材を
実施例１と同様にスパッタリングを行い、組成のばらつ
きを測定したところ０．１原子％であり、耐食性改善元
素としてＣｒを含有する本発明のターゲット材において
も磁気薄膜を安定して得ることができることがわかっ
た。
【００２３】
【発明の効果】本発明によれば、ＦｅとＴａの化合物を
均一に分散させることができ、組成ばらつきの少ない薄
膜の形成が可能になる。したがって、極めて精度の高い
記録あるいは再生特性を要求される磁気ヘッド用薄膜の
成形のために使用されるターゲット材として極めて有効
である。
均一に分散させることができ、組成ばらつきの少ない薄
膜の形成が可能になる。したがって、極めて精度の高い
記録あるいは再生特性を要求される磁気ヘッド用薄膜の
成形のために使用されるターゲット材として極めて有効
である。
【図１】本発明のターゲット材の金属ミクロ組織写真の
例である。
例である。
【図２】比較例のターゲット材の金属ミクロ組織写真の
例である。
例である。
【図３】Ｔａ量の多い本発明のターゲット材の金属ミク
ロ組織写真の例である。
ロ組織写真の例である。
【図４】Ｃｒを含有する本発明のターゲット材の金属ミ
クロ組織写真の例である。
クロ組織写真の例である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｇ１１Ｂ 5/31 Ｃ 8940−5Ｄ
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｔａを５〜１５原子％含有し、残部Ｆｅ
を主体とする組成を有するターゲット材であって、Ｆｅ
を主体とするマトリックスに、最大粒径が５０μｍ以下
のＦｅとＴａを主体とする塊状化合物と、最大長５０μ
ｍ以下のＦｅとＴａを主体とする長粒状化合物とが分散
した組織を有することを特徴とする磁気薄膜用ターゲッ
ト材。 - 【請求項２】 Ｔａを５〜１５原子％、Ｃｒ１０原子％
以下含有し、残部Ｆｅを主体とする組成を有するターゲ
ット材であって、Ｆｅを主体とするマトリックスに、最
大粒径が５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体とする塊状化
合物と、最大長５０μｍ以下のＦｅとＴａを主体とする
長粒状化合物とが分散した組織を有することを特徴とす
る磁気薄膜用ターゲット材。 - 【請求項３】 Ｔａを５〜１５原子％含有し、残部Ｆｅ
を主体とした合金溶湯を前記合金の液相温度を超え＋５
０℃の範囲の鋳造温度にて鋳造を行なうことを特徴とす
る磁気薄膜用ターゲット材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27444694A JP3534264B2 (ja) | 1994-10-13 | 1994-10-13 | 磁気薄膜用ターゲット材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27444694A JP3534264B2 (ja) | 1994-10-13 | 1994-10-13 | 磁気薄膜用ターゲット材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08109470A true JPH08109470A (ja) | 1996-04-30 |
| JP3534264B2 JP3534264B2 (ja) | 2004-06-07 |
Family
ID=17541806
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27444694A Expired - Fee Related JP3534264B2 (ja) | 1994-10-13 | 1994-10-13 | 磁気薄膜用ターゲット材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3534264B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001271161A (ja) * | 2000-01-20 | 2001-10-02 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | スパッタリングターゲットの製造方法 |
| JP2009167529A (ja) * | 2009-01-22 | 2009-07-30 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 軟磁性ターゲット材 |
| JP4975647B2 (ja) * | 2006-01-13 | 2012-07-11 | Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 | 非磁性材粒子分散型強磁性材スパッタリングターゲット |
-
1994
- 1994-10-13 JP JP27444694A patent/JP3534264B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001271161A (ja) * | 2000-01-20 | 2001-10-02 | Mitsui Mining & Smelting Co Ltd | スパッタリングターゲットの製造方法 |
| JP4975647B2 (ja) * | 2006-01-13 | 2012-07-11 | Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 | 非磁性材粒子分散型強磁性材スパッタリングターゲット |
| US9034153B2 (en) | 2006-01-13 | 2015-05-19 | Jx Nippon Mining & Metals Corporation | Nonmagnetic material particle dispersed ferromagnetic material sputtering target |
| JP2009167529A (ja) * | 2009-01-22 | 2009-07-30 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 軟磁性ターゲット材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3534264B2 (ja) | 2004-06-07 |
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