TWI568871B - Magnetic sputtering target for magnetic recording film - Google Patents

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Description

磁記錄膜用濺鍍靶
本發明係有關一種用於製造熱輔助磁記錄媒體之濺鍍靶，尤其是關於一種分散有C粒子之Fe-Pt系濺鍍靶。
於硬碟驅動機所代表之磁記錄領域，磁記錄媒體中之磁性薄膜的材料，一直使用以強磁性金屬之Co、Fe或Ni作為基底的材料。例如，對採用水平磁記錄方式之硬碟的磁性薄膜，使用以Co作為主成分之Co-Cr系或Co-Cr-Pt系的強磁性合金。
又，對採用近年來實用化之垂直磁記錄方式之硬碟的磁性薄膜，多使用由主成分為Co之Co-Cr-Pt系強磁性合金與非磁性無機物粒子構成的複合材料。而且，就高生產性而言，上述磁性薄膜大多係於DC磁控濺鍍裝置對以上述材料作為成分之濺鍍靶進行濺鍍來製作。
另一方面，硬碟之記錄密度逐年迅速地增大，認為將來會自目前之600Gbit/in2之面密度達到1Tbit/in2。若記錄密度達到1Tbit/in2，則記錄bit之尺寸會低於10nm，可預料於該情形時由熱波動所引起之超順磁性化將成為問題，且可預料就現在所使用之磁記錄媒體的材料例如於Co-Cr基合金添加Pt而提高結晶磁異向性的材料而言並不足夠。其原因在於：尺寸在10nm以下穩定地以強磁性動作之粒子需具有更高之結晶磁異向性。
根據上述情況，具有L10結構之FePt相作為超高密度 記錄媒體用材料而受到注意。具有L10結構之FePt相不僅具有高的結晶磁異向性，且耐蝕性、抗氧化性優異，因此被期待為適合應用作為磁記錄媒體的材料。
又，於將FePt相使用作為超高密度記錄媒體用材料之情形時，要求開發如下之技術：使規則化之FePt磁性粒子於磁孤立之狀態下儘量高密度地方向一致且分散。
因此，以氧化物或碳等非磁性材料將具有L10結構之FePt磁性粒子孤立的粒狀結構磁性薄膜，被提出來作為採用熱輔助磁記錄方式之次世代硬碟的磁記錄媒體用。
此粒狀結構磁性薄膜係呈藉由隔著非磁性物質而使磁性粒子彼此磁絕緣的結構。
具有粒狀結構之磁性薄膜的磁記錄媒體以及與其相關的公知文獻，可列舉專利文獻1、專利文獻2、專利文獻3、專利文獻4、專利文獻5。
上述具有具L10結構之Fe-Pt相的粒狀結構磁性薄膜，其中以體積比率計含有10~50%之C作為非磁性物質的磁性薄膜由於其磁特性特別高，因此受到矚目。已知此種粒狀結構磁性薄膜是藉由同時對Fe靶、Pt靶、C靶進行濺鍍，或者是同時對Fe-Pt合金靶、C靶進行濺鍍來製作。 然而，為了要對此等之濺鍍靶進行共濺鍍，因此需要昂貴的共濺鍍裝置。
又，一般而言，若欲以濺鍍裝置對合金含有非磁性材料而成的濺鍍靶進行濺鍍，則會有下述問題：在濺鍍時非磁性材料不慎脫離或以濺鍍靶內所含之空孔為起點發生異 常放電，而產生顆粒(particle)(附著於基板上之塵埃)。 為了解決此問題，需要提高非磁性材料與母材合金之密合性，使濺鍍靶高密度化。通常，合金含有非磁性材料而成的濺鍍靶其原料係藉由粉末燒結法製作。但是當Fe-Pt含有大量C時，由於C為難燒結材料，因此會難以得到高密度的燒結體。
如上所述，於垂直磁記錄的記錄層，迄今為止一直廣泛使用Co-Cr-Pt合金作為磁性相。然而，越是使記錄密度高密度化，越是必須減小Co合金之1位元的大小，同時因熱波動所引起之超順磁性化將成為問題。因此，結晶磁異向性高的Fe-Pt受到矚目。
又，一般而言，磁記錄層係由Fe-Pt等之磁性相與將磁性相分離之非磁性相構成，而已知非磁性相其中之一，碳是有效的。
然而，碳不僅是難以燒結的材料，而且亦有碳彼此容易形成凝聚物的問題。因此，會有在濺鍍過程中碳塊容易脫離，而在濺鍍後之膜上產生大量顆粒的問題。
因此，嘗試對導入碳之磁記錄層進行改善，但是目前仍尚未解決靶濺鍍時的問題。
另一方面，曾經有形成碳膜時的建議。例如，於專利文獻6記載有一種由非晶質氫化碳層構成之磁碟及其製造方法，其中該非晶質氫化碳層之一波形(A)的波峰位置在1545cm-1以下，另一波形(B)的波峰位置則在1320~1360cm-1，此等波形之半值寬度的面積比(B/A)為0.3~ 0.7。
又，於專利文獻7記載有一種磁記錄媒體之製造方法，係由具有根據ID/IG之比來評價碳膜膜質之步驟的碳膜評價方法、與確認ID/IG位於0.1~0.5之範圍的步驟構成，其中該IG為表面增強拉曼光譜大致在1550~1650cm-1具有波峰之G帶(graphite)的強度，該ID為表面增強拉曼光譜大致在1350~1450cm-1具有波峰之D帶(disorder)的強度。
然而，此等之專利文獻6與專利文獻7僅是進行碳膜之評價，而與當碳大量存在於用以形成磁記錄膜之濺鍍靶的主要構成材料即磁性金屬中時會對靶造成何種影響、又在靶的製造步驟中會出現何種行為、以及當使用此種靶進行濺鍍時會對成膜造成何種影響，並無直接關係，不能說此等已是被充分釐清的技術。
又，於專利文獻8與專利文獻9，雖然藉由對磁記錄媒體中的SiC或碳系薄膜的拉曼光譜進行評價，但是與當碳大量存在於用以形成磁記錄膜之濺鍍靶的主要構成材料即磁性金屬中時會對靶造成何種影響、又在靶的製造步驟中會出現何種行為、以及當使用此種靶進行濺鍍時會對成膜造成何種影響，並無直接關係，不能說此等已是被充分釐清的技術。
專利文獻1：日本特開2000-306228號公報
專利文獻2：日本特開2000-311329號公報
專利文獻3：日本特開2008-59733號公報
專利文獻4：日本特開2008-169464號公報
專利文獻5：日本特開2004-152471號公報
專利文獻6：日本特開平06-267063號公報
專利文獻7：日本特開2003-028802號公報
專利文獻8：日本特開2000-268357號公報
專利文獻9：日本特開2006-127621號公報
本發明之課題為可在不使用昂貴的共濺鍍裝置下製作粒狀結構磁性薄膜，其課題在於提供一種分散有C粒子之磁記錄膜用濺鍍靶，特別是一種Fe-Pt系濺鍍靶，且雖然碳不僅是難以燒結的材料，而且亦有碳彼此容易形成凝聚物的問題，而會有在濺鍍過程中碳塊容易脫離，在濺鍍後之膜上產生大量顆粒的問題，但是提供一種可解決此等問題之高密度濺鍍靶。
為了解決上述課題，本發明人等進行潛心研究後，結果藉由謀求非磁性材料C之材質的改良，使粒子微細地均勻分散在母材金屬，可製作出高密度的濺鍍靶，可大大減少顆粒的發生。亦即，發現可提升成膜時的產率。
根據此種見解，本發明提供以下之發明。
1)一種磁記錄膜用濺鍍靶，含有C，其特徵在於：拉曼散射光譜測定之G帶(G BAND)與D帶(D BAND)的波峰強度比(IG/ID)在5.0以下。
2)如上述1)之磁記錄膜用濺鍍靶，其係由Pt在5mol%以上60mol%以下、剩餘部分為Fe之組成的金屬與C構成。
3)如上述1)或2)之磁記錄膜用濺鍍靶，其中，C的含有比例在5mol%以上70mol%以下。
4)如上述1)至3)中任一項之磁記錄膜用濺鍍靶，其相對密度在90%以上。
5)如上述1)至4)中任一項之磁記錄膜用濺鍍靶，其含有0.5mol%以上20mol%以下之選自B、Ru、Ag、Au、Cu中的1種元素以上作為添加元素。
6)如上述1)至5)中任一項之磁記錄膜用濺鍍靶，其進一步含有0.5mol%以上20mol%以下之選自SiO2、Cr2O3、CoO、Ta2O5、B2O3、MgO、Co3O4中一種以上的氧化物作為添加劑。
本發明之磁記錄膜用濺鍍靶，可在不使用昂貴的共濺鍍裝置下製作粒狀結構磁性薄膜，可提供一種分散有C粒子之磁記錄膜用濺鍍靶，特別是一種Fe-Pt系濺鍍靶，具有下述優異的效果：可解決碳是難以燒結的材料且碳彼此容易形成凝聚物的問題，並且可解決在濺鍍過程中碳塊容易脫離而在濺鍍後之膜上產生大量顆粒的問題。
除鑽石之一般碳材料具有由sp2混成軌域形成的牢固共價鍵，即使在濺鍍時亦難以切斷其共價鍵。因此，認為以共價鍵連接的碳塊會在濺鍍時就直接變成顆粒而飛出。
因此，發明人等認為藉由刻意瓦解碳的結晶性來改善碳材料的濺鍍特性，可降低濺鍍時的顆粒，此時，發現含碳之燒結體以拉曼散射光譜測定所得到之G(graphite)帶 與D(disorder)帶的強度比與濺鍍過程中的顆粒有相關關係。
從上述，本發明之磁記錄膜用濺鍍靶係一種含有C之磁記錄膜用濺鍍靶，拉曼散射光譜測定之G帶與D帶的波峰強度比(IG/ID)在5.0以下。
此情形時，對於由Pt在5mol%以上60mol%以下、剩餘部分為Fe之組成的金屬與C構成的磁記錄膜用濺鍍靶特別有效。此等成分的含量係用以得到良好磁特性的條件。
又，C的含有比例可在5mol%以上70mol%以下。其原因在於，C量若在靶組成中的含量未達5mol%，則有時會無法得到良好的磁特性，又若超過70mol%，則有時會使得C粒子凝聚，顆粒的發生變多。為了得到想要的磁特性，C的含有比例更佳在20mol%以上70mol%以下。
又，可製成相對密度在90%以上的磁記錄膜用濺鍍靶。相對密度在90%以上為本發明之要件之一。其原因在於，若相對密度高，則濺鍍時因濺鍍靶之放氣所產生的問題少，且合金與C粒子的密合性會獲得提升，因此可有效地抑制顆粒發生。更佳在95%以上。
於本發明中，相對密度係指靶之實測密度除以計算密度(亦稱為理論密度)所求得之值。計算密度係指假設靶的構成元素不會相互擴散或反應下混合存在時的密度，以下式來計算。
式：計算密度=sigma Σ(構成元素之原子量×構成元素之原子數比)/Σ(構成元素之原子量×構成元素之原子數 比/構成元素之文獻值密度)
此處之Σ意指對靶所有的構成元素取總和。
磁記錄膜用濺鍍靶可進一步含有0.5mol%以上20mol%以下之選自B、Ru、Ag、Au、Cu中的1種元素以上作為添加元素。此等之添加為任意，但為了提升磁特性，可根據材料進行添加。
磁記錄膜用濺鍍靶可進一步含有0.5mol%以上20mol%以下之選自SiO2、Cr2O3、CoO、Ta2O5、B2O3、MgO、Co3O4中一種以上的氧化物作為添加劑。此等之添加為任意，但為了提升磁特性，可根據材料進行添加。
如前述，在濺鍍時難以切斷由碳材料之sp2混成軌域形成的共價鍵。因此，藉由事先破壞碳材料之sp2混成軌域形成的共價鍵，可使得在濺鍍時輕易切斷碳彼此的結合。藉此可抑制大塊碳飛出，結果可降低顆粒。
此時，可採用拉曼散射光譜測定作為用以評價碳材料之結晶性(sp2混成軌域之完全性)的指標。
在以拉曼散射光譜測定來評價碳材料之結晶性的情形時，係對稱呼為G帶與D帶的振動模態進行測定。
G帶係來自石墨之六員環結構的振動模態，波峰出現在1570cm-1附近，結晶結構越完全接近，波峰強度就越大。
又，D帶則是來自石墨之缺陷結構的振動模態，波峰出現在1350cm-1附近，缺陷越大，波峰強度就越大。
圖1顯示Fe-Pt-C之拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合(curve fitting)結果的代表例。拉曼散射光譜儀使用 Renishaw inVia Raman Microscope(Renishaw公司製)。激發光以CompassTM 315M Diode-Pumped Laser(COHERENT公司製)作為光源，激發波長為532nm，激發光源的輸出為5mW，繞射光柵使用1800L/mm。拉曼位移的測定範圍為1033~1842cm-1。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。另，此圖1亦為實施例2的結果。
因作曲線擬合的關係，亦出現1620cm-1附近的D′帶，D′帶係來自石墨之缺陷結構的振動模態，由於此與本發明無直接關係，因此僅止於在圖中顯示。
另，以拉曼散射光譜測定對G帶與D帶的振動模態進行測定時，於本發明中，雷射的激發波長使用532nm，激發光源除此之外可使用Ar雷射、He-Ne雷射、Kr雷射等之氣體雷射。此等雷射可配合所要求之激發波長來適當選擇。
此情形時，會出現拉曼光譜在1520~1600cm-1具有波峰之G帶的強度IG與在1320~1450cm-1具有波峰之D帶的強度ID。即使於此等之情形，亦可適用本發明。
從上述，藉由計算G帶與D帶的波峰強度比(將其稱為IG/ID)，可評價碳材料的結晶性。亦即，越是結晶性高的碳材料，IG/ID比越高。G帶的強度越大，結晶結構就越完全(結晶性高)，G帶的強度越小，則結晶結構越不完全(結晶性低)。
從上述清楚可知，於本發明中，藉由降低結晶性亦即刻意瓦解碳材料的結晶性，來改善濺鍍特性，降低濺鍍時 的顆粒，使拉曼散射光譜測定之G帶與D帶的波峰強度比(IG/ID)在5.0以下。
藉此以解決碳彼此容易形成凝聚物的問題，進而可抑制濺鍍過程中碳塊容易脫離而在濺鍍後之膜上產生大量顆粒的現象。
G帶與D帶之波峰強度比(IG/ID)的下限值並無特別限制，但大多在1以上。波峰強度比(IG/ID)若在5.0以下的話，就可有效抑制顆粒的發生。
本發明之濺鍍靶係藉由粉末燒結法製作。當製作時，準備各原料粉末(例如，代表例為Fe粉末、Pt粉末、C粉末)。Fe粉末、Pt粉末宜使用平均粒徑在0.5μm以上10μm以下者。此等原料粉末的粒徑若過小，則會有促進氧化而使濺鍍靶中的氧濃度上升等問題，因此宜在0.5μm以上。
另一方面，此等原料粉末的粒徑若大，則由於難以將C粒子微細分散於合金中，因此更宜使用10μm以下者。
又，C粉末可使用平均一次粒子徑30~50nm的碳黑、平均粒徑1~100μm的石墨、平均粒徑0.4~100μm的玻璃石墨。所使用之C粉末的種類並無特別限制。可根據靶的種類任意選擇使用。
並且亦可使用合金粉末(Fe-Pt粉、Fe-Cu粉、Pt-Cu粉、Fe-Pt-Cu粉)作為原料粉末。當然為了提升磁特性，視需要可將第10頁第3~10行記載之各種材料添加於此等之合金粉末。
雖亦取決於組成，但於前述合金粉末中尤其是含有Pt 的合金粉末，可有效用以使原料粉末中的氧量減少。使用合金粉末之情形時，亦宜使用平均粒徑在0.5μm以上10μm以下者。
又，將上述粉末秤量成想要的組成，使用球磨機等手段同時進行粉碎與混合。重要的是此混合、粉碎，藉由使用球磨機同時混合碳材料與基質材料，刻意地破壞碳材料的結晶性。此時，藉由選擇混合時間、碳材料，來控制碳材料的結晶性。
藉熱壓將以上述方式得到之混合粉末加以成型、燒結。熱壓以外，亦可使用電漿放電燒結法、熱靜水壓燒結法。燒結時的保持溫度雖亦取決於濺鍍靶的組成，但大多數的情形，在1200~1500℃的溫度範圍。並在25MPa~35MPa。於此燒結條件下，亦必須抑制C粒子的凝聚。
接著，對取出自熱壓的燒結體進行熱均壓(hot isostatic pressing)加工。熱均壓加工可有效提升燒結體的密度。熱均壓加工時的保持溫度雖亦取決於燒結體的組成，但大多數的情形，在1000~1500℃的溫度範圍。且加壓力設定在100MPa以上。
用車床將以上述方式得到之燒結體加工成想要的形狀，藉此可製作本發明之濺鍍靶。
藉由以上方法，可製作一種磁記錄膜用濺鍍靶，其特徵在於：C粒子均勻地微細分散於合金中，且分散有高密度之C粒子，拉曼散射光譜測定之G帶與D帶的波峰強度比(IG/ID)在5.0以下。以此方式製得之本發明之濺鍍靶， 適用作為用於粒狀結構磁性薄膜之成膜的濺鍍靶。
實施例
以下，基於實施例及比較例來說明。另，本實施例僅是一例示，並不受到此例示的任何限制。亦即，本發明僅受到申請專利範圍的限制，而包含本發明所含之實施例以外的各種變形。
(比較例1)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本比較例1之組成為30Fe-30Pt-40C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的碳黑。
接著，將秤量之粉末放入研缽，混合、粉碎4小時。然後將自研缽取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室(chamber)內自然冷卻。接著，以1100℃、150MPa對其進行熱均壓。以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為93.6%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。本比較例1之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果示於圖2。
從此圖2求取IG/ID比的結果示於表1。此表1顯示ID、IG、IG/ID比。對於以下之實施例亦相同。從此表1清楚可知，IG/ID比為5.12，超過本發明的5.0。
接著，安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍(pre-sputtering)後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的個數為19600個。
(比較例2)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑1μm之石墨作為原料粉末。使本比較例2之組成為30Fe-30Pt-40C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末放入研缽，混合、粉碎4小時。然後將自研缽取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。接著，以1100℃、150MPa對其進行熱均壓。以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為94.2%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本比較例2之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為5.83，超過本發明的5.0。
接著，安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的個數為21600個。
(比較例3)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑20μm之石墨作為原料粉末。使本比較例3之組成為30Fe-30Pt-40C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末放入研缽，混合、粉碎4小時。然後將自研缽取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。接著，以1100℃、150MPa對其進行熱均壓。以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為93.8%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本比較例3之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合 結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為6.48，超過本發明的5.0。
接著，安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的個數為28600個。
(實施例1)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑1μm之石墨作為原料粉末。使本實施例1之組成為30Fe-30Pt-40C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球(zirconia ball)一起封閉在容量10公升的球磨鍋(ball mill pot)，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。 保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為96.6%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。本實施例1之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果示於圖3。
從此圖3求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為4.96，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為490個。較比較例大幅減少。
(實施例2)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例2之組成為30Fe-30Pt-40C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為96.9%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。本實施例2之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果示於圖4。
從此圖4求取IG/ID的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為4.17，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為350個。較比較例大幅減少。
(實施例3)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑80μm之玻璃石墨作為原料粉末。使本實施例3之組成為30Fe-30Pt-40C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度， 計算相對密度，為96.8%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。本實施例3之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果示於圖5。
從此圖5求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.48，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為330個。較比較例大幅減少。
(實施例4)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑20μm之石墨作為原料粉末。使本實施例4之組成為30Fe-30Pt-40C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。 然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為97.1%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。本實施例4之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果示於圖6。
從此圖6求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.04，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為250個。較比較例大幅減少。
如上述實施例所示，拉曼散射光譜測定之G帶與D帶的波峰強度比(IG/ID)在5.0以下，具有隨著其強度比的降低，顆粒數更加減少的傾向。
從以上，藉由刻意瓦解碳的結晶性以改善碳材料的濺鍍特性，具有可減少濺鍍時之顆粒的大效果。
(實施例5)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例5之組成為30Fe-60Pt-10C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar 氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為98.2%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例5之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.89，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為80個。較比較例大幅減少。
(實施例6)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例6之組成為20Fe-60Pt-20C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起 封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為97.7%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例6之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.86，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施 2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為165個。較比較例大幅減少。
(實施例7)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例7之組成為35Fe-60Pt-5C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為99.2%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測 定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例7之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為2.77，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為35個。較比較例大幅減少。
(實施例8)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑10μm之B粉末、平均一次粒子徑48nm的碳黑作為原料粉末。使本實施例8之組成為34Fe-34Pt-2B-30C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結 束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為97.3%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例8之Fe-Pt-B-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.16，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為280個。較比較例大幅減少。
(實施例9)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt 粉末、平均粒徑3μm之Ru粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例9之組成為35Fe-35Pt-5Ru-25C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為98.0%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例9之Fe-Pt-Ru-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線 擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為4.04，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為200個。較比較例大幅減少。
(實施例10)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑3μm之Ag粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例10之組成為25Fe-35Pt-10Ag-30C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度950℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫 度950℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以950℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為96.1%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例10之Fe-Pt-Ag-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為1.10，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為305個。較比較例大幅減少。
(實施例11)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑5μm之Au粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例11之組成為34Fe-34Pt -2Au-30C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為97.2%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例11之Fe-Pt-Au-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.62，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的 條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為270個。較比較例大幅減少。
(實施例12)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑5μm之Cu粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例12之組成為30Fe-30Pt-10Cu-30C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。 保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為97.9%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例12之Fe-Pt-Cu-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.67，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為300個。較比較例大幅減少。
(實施例13)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均粒徑3μm之Ru粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例13之組成為50Fe-25Pt-20Ru-5C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為99.3%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例13之Fe-Pt-Ru-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.19，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA 製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為25個。較比較例大幅減少。
(實施例14)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末，以及準備平均粒徑1μm之TiO2粉末、平均粒徑0.5μm之SiO2粉末、平均粒徑1μm之Cr2O3粉末作為氧化物。使本實施例14之組成為50Fe-34Pt-20C-5TiO2-5SiO2-2Cr2O3(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。 保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為98.1%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例14之Fe-Pt-C-TiO2-SiO2-Cr2O3的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.31，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為75個。較比較例大幅減少。
(實施例15)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末，以及準備平均粒徑1μm之Ta2O5粉末、平均粒徑0.5μm之SiO2粉末作為氧化物。使本實施例15之組成為50Fe-35Pt-20C-5Ta2O5-5SiO2(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。 C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為98.3%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例15之Fe-Pt-C-Ta2O5-SiO2的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.21，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為60個。較比較例大幅減少。
(實施例16)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末，以及準備平均粒徑10μm之B2O3粉末、平均粒徑1μm之CoO粉末作為氧化物。使本實施例16之組成為35Fe-40Pt-20C-2B2O3-3CoO(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。 保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為97.9%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例16之Fe-Pt-C-B2O3-CoO的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.74，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為65個。較比較例大幅減少。
(實施例17)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末，以及準備平均粒徑0.5μm之SiO2粉末、平均粒徑1μm之Co3O4粉末作為氧化物。使本實施例17之組成為41Fe-31Pt-20C-5SiO2-3Co3O4(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。 C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為98.4%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例17之Fe-Pt-C-SiO2-Co3O4的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為3.17，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為80個。較比較例大幅減少。
(實施例18)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例18之組成為25Fe-25Pt-50C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度， 計算相對密度，為96.1%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例18之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為4.20，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為670個。較比較例大幅減少。
(實施例19)
準備平均粒徑3μm之Fe粉末、平均粒徑3μm之Pt粉末、平均一次粒子徑48nm之碳黑作為原料粉末。使本實施例19之組成為20Fe-20Pt-60C(mol%)，秤量成使合計重量為2600g。C粉末使用市售的非晶碳。
接著，將秤量之粉末與粉碎介質之二氧化鋯磨球一起封閉在容量10公升的球磨鍋，旋轉4小時進行混合、粉碎。然後將自球磨機取出的混合粉末填充於碳製的模具進行熱壓。
使熱壓的條件為真空環境、升溫速度300℃/小時、保持溫度1400℃、保持時間2小時，自升溫開始時至保持結束以30MPa進行加壓。保持結束後直接於腔室內自然冷卻。
接著，對自熱壓的模具取出之燒結體施以熱均壓加工。使熱均壓加工的條件為升溫速度300℃/小時、保持溫度1100℃、保持時間2小時，自升溫開始時慢慢地提高Ar氣的氣壓，於以1100℃保持過程中以150MPa進行加壓。保持結束後直接於爐內自然冷卻。
以阿基米德法測量以上述方式製得之燒結體的密度，計算相對密度，為95.9%。
接著，以車床將此燒結體切削加工成直徑180.0mm、厚度5.0mm的形狀而製成靶。對於此靶，拉曼散射光譜測定的測定條件為激發波長532nm、輸出5mW，繞射光柵使用1800L/mm。
又，於測定結果之曲線擬合使用勞侖茲函數。從本實施例19之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果求取IG/ID比的結果示於表1。從此表1清楚可知，IG/ID比為4.22，滿足本發明之IG/ID比在5.0以下的條件。
接著，將此靶安裝於磁控濺鍍裝置(CANON ANELVA製C-3010濺鍍系統)，進行濺鍍。
使濺鍍的條件為輸入電功率1kW、Ar氣壓1.7Pa，實施2kWhr的預濺鍍後，在3.5吋徑的鋁基板上成膜20秒。然後以顆粒計數器測定附著於基板上的顆粒個數。如表1所示，此時的顆粒個數為980個。較比較例大幅減少。
產業上之可利用性
本發明之磁記錄膜用濺鍍靶可在不使用昂貴的共濺鍍裝置下製作粒狀結構磁性薄膜，可提供一種分散有C粒子之磁記錄膜用濺鍍靶，特別是一種Fe-Pt系濺鍍靶，具有下述優異之效果：可解決碳是難以燒結的材料且碳彼此容易形成凝聚物的問題，進而可解決在濺鍍過程中碳塊容易脫離而在濺鍍後之膜上產生大量顆粒的問題。因此適用作為粒狀結構之磁性薄膜的成膜用濺鍍靶。
圖1，係Fe-Pt-C之拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果的代表例。
圖2，係顯示比較例1之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果之圖。
圖3，係顯示實施例1之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果之圖。
圖4，係顯示實施例2之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果之圖。
圖5，係顯示實施例3之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果之圖。
圖6，係顯示實施例4之Fe-Pt-C的拉曼散射光譜測定結果與曲線擬合結果之圖。

Claims (11)

  1. 一種磁記錄膜用濺鍍靶，含有C，其特徵在於：拉曼散射光譜測定之G帶(G BAND)與D帶(D BAND)的波峰強度比(IG/ID)在5.0以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之磁記錄膜用濺鍍靶，其係由Pt在5mol%以上60mol%以下、剩餘部分為Fe之組成的金屬與C構成。
  3. 如申請專利範圍第1項之磁記錄膜用濺鍍靶，其中，C的含有比例在5mol%以上70mol%以下。
  4. 如申請專利範圍第2項之磁記錄膜用濺鍍靶，其中，C的含有比例在5mol%以上70mol%以下。
  5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之磁記錄膜用濺鍍靶，其相對密度在90%以上。
  6. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之磁記錄膜用濺鍍靶，其含有0.5mol%以上20mol%以下之選自B、Ru、Ag、Au、Cu中的1種元素以上作為添加元素。
  7. 如申請專利範圍第5項之磁記錄膜用濺鍍靶，其含有0.5mol%以上20mol%以下之選自B、Ru、Ag、Au、Cu中的1種元素以上作為添加元素。
  8. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之磁記錄膜用濺鍍靶，其含有0.5mol%以上20mol%以下之選自SiO2、Cr2O3、CoO、Ta2O5、B2O3、MgO、Co3O4中一種以上的氧化物作為添加劑。
  9. 如申請專利範圍第5項之磁記錄膜用濺鍍靶，其含有 0.5mol%以上20mol%以下之選自SiO2、Cr2O3、CoO、Ta2O5、B2O3、MgO、Co3O4中一種以上的氧化物作為添加劑。
  10. 如申請專利範圍第6項之磁記錄膜用濺鍍靶，其含有0.5mol%以上20mol%以下之選自SiO2、Cr2O3、CoO、Ta2O5、B2O3、MgO、Co3O4中一種以上的氧化物作為添加劑。
  11. 如申請專利範圍第7項之磁記錄膜用濺鍍靶，其含有0.5mol%以上20mol%以下之選自SiO2、Cr2O3、CoO、Ta2O5、B2O3、MgO、Co3O4中一種以上的氧化物作為添加劑。
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Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MY165512A (en) 2010-07-29 2018-03-28 Jx Nippon Mining & Metals Corp Sputtering target for magnetic recording film, and process for producing same
JP5226155B2 (ja) 2010-08-31 2013-07-03 Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 Ｆｅ−Ｐｔ系強磁性材スパッタリングターゲット
WO2012086335A1 (ja) 2010-12-20 2012-06-28 Jx日鉱日石金属株式会社 Ｃ粒子が分散したＦｅ－Ｐｔ系スパッタリングターゲット
US20140231250A1 (en) * 2011-12-22 2014-08-21 Jx Nippon Mining & Metals Corporation C particle dispersed fe-pt-based sputtering target
US20140360871A1 (en) * 2012-05-22 2014-12-11 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Fe-Pt-Ag-C-Based Sputtering Target Having C Grains Dispersed Therein, and Method for Producing Same
WO2013190943A1 (ja) * 2012-06-18 2013-12-27 Jx日鉱日石金属株式会社 磁気記録膜用スパッタリングターゲット
CN104221085B (zh) 2012-07-20 2017-05-24 吉坤日矿日石金属株式会社 磁记录膜形成用溅射靶及其制造方法
US10755737B2 (en) 2012-09-21 2020-08-25 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Fe-Pt based magnetic material sintered compact
JP6088811B2 (ja) * 2012-12-13 2017-03-01 昭和電工株式会社 スパッタリングターゲットの製造方法、磁気記録媒体の製造方法
CN105026610B (zh) * 2013-03-01 2017-10-24 田中贵金属工业株式会社 FePt‑C系溅射靶及其制造方法
SG11201506140WA (en) * 2013-04-15 2015-09-29 Jx Nippon Mining & Metals Corp Sputtering target
SG11201506097YA (en) * 2013-04-26 2015-09-29 Jx Nippon Mining & Metals Corp Sputtering target for magnetic recording film, and raw carbon material for use in producing same
JP5969120B2 (ja) * 2013-05-13 2016-08-17 Ｊｘ金属株式会社 磁性薄膜形成用スパッタリングターゲット
MY170590A (en) * 2013-05-20 2019-08-19 Jx Nippon Mining & Metals Corp Sputtering target for magnetic recording medium
SG11201505307QA (en) * 2013-06-06 2015-08-28 Jx Nippon Mining & Metals Corp Sputtering target for magnetic recording medium
SG11201604730PA (en) * 2014-03-18 2016-08-30 Jx Nippon Mining & Metals Corp Magnetic sputtering target
WO2016047236A1 (ja) 2014-09-22 2016-03-31 Ｊｘ金属株式会社 磁気記録膜形成用スパッタリングターゲット及びその製造方法
SG11201701838XA (en) * 2014-09-26 2017-04-27 Jx Nippon Mining & Metals Corp Sputtering target for magnetic recording film formation and production method therefor
WO2017141558A1 (ja) 2016-02-19 2017-08-24 Ｊｘ金属株式会社 磁気記録媒体用スパッタリングターゲット及び磁性薄膜
WO2019220675A1 (ja) * 2018-05-14 2019-11-21 Ｊｘ金属株式会社 スパッタリングターゲット及びスパッタリングターゲットの製造方法
TWI761264B (zh) * 2021-07-15 2022-04-11 光洋應用材料科技股份有限公司 鐵鉑銀基靶材及其製法
US20240096368A1 (en) * 2022-09-15 2024-03-21 Western Digital Technologies, Inc. Media structure configured for heat-assisted magnetic recording and improved media fabrication

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003028802A (ja) * 2001-07-12 2003-01-29 Sony Corp カーボン膜評価方法および磁気記録媒体の製造方法
JP2004152471A (ja) * 2002-10-29 2004-05-27 Korea Advanced Inst Of Sci Technol ＦｅＰｔＣ薄膜を利用した高密度磁気記録媒体及びその製造方法

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0234536A (ja) 1988-07-22 1990-02-05 Hitachi Maxell Ltd 非晶質性材料
JPH06267063A (ja) 1993-03-11 1994-09-22 Hitachi Ltd 磁気ディスクおよびその製造方法
JP2000207735A (ja) 1999-01-12 2000-07-28 Sony Corp 磁気記録媒体の製造方法
JP2000268357A (ja) 1999-03-12 2000-09-29 Hitachi Ltd 磁気記録媒体の製造方法及び製造装置
JP2000282229A (ja) 1999-03-29 2000-10-10 Hitachi Metals Ltd ＣｏＰｔ系スパッタリングターゲットおよびその製造方法ならびにこれを用いた磁気記録膜およびＣｏＰｔ系磁気記録媒体
JP3141109B2 (ja) 1999-04-19 2001-03-05 東北大学長 磁気記録媒体及び磁気記録媒体の製造方法
JP3328692B2 (ja) 1999-04-26 2002-09-30 東北大学長 磁気記録媒体の製造方法
US20070189916A1 (en) * 2002-07-23 2007-08-16 Heraeus Incorporated Sputtering targets and methods for fabricating sputtering targets having multiple materials
US6759005B2 (en) 2002-07-23 2004-07-06 Heraeus, Inc. Fabrication of B/C/N/O/Si doped sputtering targets
JP2006127621A (ja) 2004-10-28 2006-05-18 Hitachi Global Storage Technologies Netherlands Bv 垂直磁気記録媒体及びその製造方法
WO2007080781A1 (ja) * 2006-01-13 2007-07-19 Nippon Mining & Metals Co., Ltd. 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
US20080057350A1 (en) 2006-09-01 2008-03-06 Heraeus, Inc. Magnetic media and sputter targets with compositions of high anisotropy alloys and oxide compounds
CN105789654A (zh) * 2007-10-25 2016-07-20 应用材料公司 大量制造薄膜电池的方法
CN102333905B (zh) * 2009-03-27 2013-09-04 吉坤日矿日石金属株式会社 非磁性材料粒子分散型强磁性材料溅射靶
US8258508B2 (en) * 2009-08-07 2012-09-04 Mitsui Mining & Smelting Co., Ltd. Anode structure for use in organic EL device, production method thereof and organic EL device
US8173282B1 (en) * 2009-12-11 2012-05-08 Wd Media, Inc. Perpendicular magnetic recording medium with an ordering temperature reducing layer
JP4673453B1 (ja) * 2010-01-21 2011-04-20 Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 強磁性材スパッタリングターゲット
SG175953A1 (en) 2010-01-21 2011-12-29 Jx Nippon Mining & Metals Corp Ferromagnetic-material sputtering target
JP5226155B2 (ja) * 2010-08-31 2013-07-03 Ｊｘ日鉱日石金属株式会社 Ｆｅ−Ｐｔ系強磁性材スパッタリングターゲット
CN103038388B (zh) 2010-09-03 2015-04-01 吉坤日矿日石金属株式会社 强磁性材料溅射靶
WO2012086335A1 (ja) 2010-12-20 2012-06-28 Jx日鉱日石金属株式会社 Ｃ粒子が分散したＦｅ－Ｐｔ系スパッタリングターゲット
JP5145437B2 (ja) * 2011-03-02 2013-02-20 株式会社日立製作所 磁気記録媒体
US20140083847A1 (en) 2011-09-26 2014-03-27 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Fe-Pt-C Based Sputtering Target
US20140231250A1 (en) * 2011-12-22 2014-08-21 Jx Nippon Mining & Metals Corporation C particle dispersed fe-pt-based sputtering target
US20140360871A1 (en) 2012-05-22 2014-12-11 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Fe-Pt-Ag-C-Based Sputtering Target Having C Grains Dispersed Therein, and Method for Producing Same
WO2013190943A1 (ja) * 2012-06-18 2013-12-27 Jx日鉱日石金属株式会社 磁気記録膜用スパッタリングターゲット
CN104221085B (zh) 2012-07-20 2017-05-24 吉坤日矿日石金属株式会社 磁记录膜形成用溅射靶及其制造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003028802A (ja) * 2001-07-12 2003-01-29 Sony Corp カーボン膜評価方法および磁気記録媒体の製造方法
JP2004152471A (ja) * 2002-10-29 2004-05-27 Korea Advanced Inst Of Sci Technol ＦｅＰｔＣ薄膜を利用した高密度磁気記録媒体及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
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