TWI683008B

TWI683008B - 濺鍍靶材及其製造方法

Info

Publication number: TWI683008B
Application number: TW107111824A
Authority: TW
Inventors: 矢部秀隆; 福岡淳; 坂巻功一; 十亀宏明
Original assignee: 日商日立金屬股份有限公司
Priority date: 2017-04-28
Filing date: 2018-04-03
Publication date: 2020-01-21
Also published as: SG10201802974YA; JP2018188726A; MY190417A; TW201839150A

Abstract

本發明提供一種可抑制靶材破裂且適合於例如熱輔助磁記錄媒體的軟磁性膜的成膜的靶材及其製造方法。一種濺鍍靶材，其原子比的組成式為Fe_100-a-b-c -Cu_a -Si_b -M_c ，0.1≦a≦5.0，10.0≦b≦20.0，10.0≦c≦25.0，M表示選自Nb及B中的一種以上的元素，剩餘部分包含不可避免的雜質，抗彎強度為500 Mpa以上，且較佳為於每60000 μm² 中，具有1 μm以上的內切圓直徑的Fe相未滿1.0個。

Description

濺鍍靶材及其製造方法

本發明是有關於一種用以製成例如磁記錄媒體的軟磁性膜的濺鍍靶材及其製造方法。

關於磁記錄媒體，為了記錄密度的高密度化，代替現有的面內磁記錄而將垂直磁記錄方式實用化。而且，近年來要求進一步的高記錄密度化，為了實現所述要求，需要將記錄層的結晶粒徑微細化來增加單位面積的記錄容量。但是，若將現狀的垂直磁記錄媒體中所使用的鈷鉻鉑-二氧化矽(CoCrPt-SiO₂ )記錄層的磁性粒子微細化，則存在所謂的熱起伏的問題，亦即磁性記錄的資料因周圍的熱的影響而消失。為了抑制所述問題，只要於記錄層中使用保磁力高的材料即可，但會超出頭的寫入磁場的極限，因此產生難以記錄的問題。作為解決該些問題的方式，例如提出有熱輔助磁記錄媒體。熱輔助磁記錄媒體為如下方式：於寫入時，一邊對記錄層進行加熱一邊進行記錄。

作為該熱輔助磁記錄媒體的記錄層，有望的是保磁力高且經有序合金化的鐵鉑(FePt)系。但是，為了將FePt系有序合金化，需要伴隨500℃～700℃的加熱的成膜。於伴隨該加熱的成膜時，存在如下問題：成膜於記錄層的下層的軟磁性膜亦會同時被加熱，於軟磁性膜上形成粗大的晶粒，保磁力會增加而記錄特性會降低。

為了抑制所述問題，例如於專利文獻1中揭示有一種軟磁性膜，其藉由以鐵(Fe)為主成分並複合添加特定量的鈮(Nb)、矽(Si)、硼(B)及銅(Cu)，而將軟磁性膜設為非晶或微晶，抑制晶粒的粗大化並減小了保磁力。於該專利文獻1中提出有使用濺鍍靶材（以下，亦簡稱為靶材）並藉由濺鍍來製成軟磁性膜。而且，關於所使用的靶材，可將以成為軟磁性膜的最終組成的方式混合純金屬粉末或合金粉末而成的粉末設為原料粉末，並藉由對其進行燒結來製造或利用熔解澆鑄法來製造。 [現有技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開2013-84322號公報

[發明所欲解決之課題] 所述專利文獻1中所揭示的軟磁性膜對於如下方面而言為有用的技術：藉由以Fe為主成分並複合添加特定量的Nb、Si、B及Cu，於加熱至記錄層的成膜溫度後，亦可抑制保磁力的增大。根據本發明者的研究，確認到：利用專利文獻1中揭示的一製造方法而製作的、以Fe為主成分並複合添加有特定量的Nb、Si、B及Cu的靶材的機械強度、尤其是抗彎強度低。該抗彎強度降低的問題存在於靶材的切削加工或噴砂加工等機械加工時或者夾持於濺鍍裝置時，當受到衝擊時，誘發破裂的擔憂。本發明的目的在於提供一種可抑制靶材破裂且適合於例如熱輔助磁記錄媒體的軟磁性膜的成膜的靶材及其製造方法。 [解決課題之手段]

本發明為一種濺鍍靶材，其原子比的組成式為Fe_100-a-b-c -Cu_a -Si_b -M_c ，0.1≦a≦5.0，10.0≦b≦20.0，10.0≦c≦25.0，M表示選自Nb及B中的一種以上的元素，剩餘部分包含不可避免的雜質，抗彎強度為500 Mpa以上。另外，本發明的濺鍍靶材較佳為於每60000 μm² 中，具有1 μm以上的內切圓直徑的Fe相未滿1.0個。

本發明的濺鍍靶材可藉由對原料粉末進行加壓燒結來獲得，所述原料粉末的原子比的組成式為Fe_100-a-b-c -Cu_a -Si_b -M_c ，0.1≦a≦5.0，10.0≦b≦20.0，10.0≦c≦25.0，M表示由選自Nb及B中的一種以上的元素，剩餘部分包含不可避免的雜質。 [發明的效果]

本發明於機械加工時或夾持時，可抑制靶材產生破裂，因此對於製造磁記錄媒體的軟磁性膜而言為有用的技術。

本發明的靶材以0.1原子%～5.0原子%的範圍含有Cu。Cu與Fe的混合焓為正，因此若對軟磁性膜進行加熱，則Cu形成簇（cluster），其成為形成微晶核的起點。藉此，可使微晶粒均勻地分散於軟磁性膜中，並可減小加熱後的軟磁性膜的保磁力。為了形成此種微晶核的起點，需要含有0.1原子%以上的Cu。因此，本發明的靶材將Cu的下限設為0.1原子%。另外，就與所述相同的理由而言，較佳為將Cu設為0.8原子%以上。另一方面，若含有超過5.0原子%的Cu，則過剩的Cu會析出於軟磁性膜的表面，而使表面粗糙度增大。軟磁性膜的表面粗糙度的增大使記錄媒體的雜訊增加。因此，本發明的靶材將Cu的上限設為5.0原子%。另外，就與所述相同的理由而言，較佳為將Cu設為1.2原子%以下。

為了減小軟磁性膜的保磁力，需要減小磁應變。使用本發明的靶材而製成的軟磁性膜藉由加熱而成為於殘存非晶相中分散有微晶粒的組織。微晶粒包含FeSi固溶體且成為負的磁應變。另一方面，殘存非晶相包含FeNbSiB且成為正的磁應變。因此，由本發明的靶材製成的軟磁性膜中，微晶粒與殘存非晶相的磁應變相抵消，可減小磁應變，從而可實現保磁力的低減。微晶粒中的磁應變的大小可藉由Si的含量來調整。而且，本發明的靶材將Si設為10.0原子%以上。藉此，可使成為負的磁應變的微晶粒增大，且可減小磁應變。另外，就與所述相同的理由而言，較佳為將Si設為13.0原子%以上。另一方面，本發明的靶材將Si設為20.0原子%以下。藉此，可抑制過度生成FeSi固溶體，且可減小磁應變。另外，就與所述相同的理由而言，較佳為將Si設為15.8原子%以下。

如上所述，由本發明的靶材製成的軟磁性膜成為於殘存非晶相中分散有微晶粒的組織。Nb及B具有使殘存非晶相穩定化並抑制由加熱所引起的微晶粒的粗大化的效果。本發明的靶材將M元素即選自Nb及B中的一種以上的元素以合計計設為10.0原子%以上。藉此，可抑制微晶粒的粗大化，且可獲得保磁力低的軟磁性膜。另外，就與所述相同的理由而言，較佳為將M元素的合計設為11.0原子%以上。而且，較佳為將Nb設為2.5原子%以上。另外，較佳為將B設為8.5原子%以上。另一方面，本發明的靶材將M元素的合計設為25.0原子%以下。藉此，可獲得飽和磁通密度高的軟磁性膜。另外，就抑制給抗彎強度帶來影響且脆的金屬間化合物的觀點而言，較佳為將M元素的合計設為16.0原子%以下。而且，較佳為將Nb設為6.5原子%以下。另外，較佳為將B設為9.5原子%以下。

本發明的靶材中，所述所說明的Cu、Si、Nb、B以外的剩餘部分包含Fe與不可避免的雜質。其原因在於：提高作為軟磁性膜而所需的特性之一即飽和磁通密度。再者，為了提高飽和磁通密度，亦可利用選自Co及Ni中的一種以上的元素來置換一部分Fe。

本發明的靶材的抗彎強度為500 Mpa以上。藉此，於靶材的製造步驟中，於機械加工時或夾持時，可抑制產生破裂。而且，本發明的靶材的抗彎強度較佳為800 Mpa以上，更佳為1000 Mpa以上。而且，本發明的靶材較佳為將於每60000 μm² 中，具有1 μm以上的內切圓直徑的Fe相設為未滿1.0個。其原因在於：若於靶材的金屬組織中存在1.0個以上的內切圓直徑為1 μm以上的Fe相，則Fe相的粒界容易成為靶材破裂的起點。再者，關於本發明所述的Fe相的內切圓直徑，可於靶材的成為濺鍍面的面的、任意的成為60000 μm² 的視野中，對由掃描式電子顯微鏡所得的反射電子像中的淡灰色所表示的Fe相進行拍攝並加以測定。而且，具有1 μm以上的內切圓直徑的Fe相的個數是藉由如下方式而獲得：對在成為濺鍍面的面中成為60000 μm² 的1視野進行觀察，並對存在於該視野中的內切圓直徑為1 μm以上的Fe相的個數進行計數。另外，就抑制靶材整體的破裂的觀點而言，關於具有1 μm以上的內切圓直徑的Fe相的個數，可對在成為濺鍍面的面中成為60000 μm² 的視野以多個視野（例如5視野）進行觀察，並對存在於各視野中的內切圓直徑為1 μm以上的Fe相的個數進行計數，設為所述個數平均值。

本發明的靶材可藉由對原料粉末進行加壓燒結來獲得，所述原料粉末的原子比的組成式為Fe_100-a-b-c -Cu_a -Si_b -M_c ，0.1≦a≦5.0，10.0≦b≦20.0，10.0≦c≦25.0，M表示選自Nb及B中的一種以上的元素，剩餘部分包含不可避免的雜質。如上所述，關於專利文獻1中揭示的將以成為軟磁性膜的最終組成的方式混合純金屬粉末或合金粉末而成的原料粉末燒結而成的靶材，如圖7所示的靶材的斷裂部中的金屬組織的示意圖般，顯現出粗大的Fe相。而且，隨著該Fe相的區域變大，粒界成為靶材破裂的起點。相對於此，本發明中，對如下原料粉末即包含靶材的最終組成的原料粉末進行加壓燒結，所述原料粉末的原子比的組成式為Fe_100-a-b-c -Cu_a -Si_b -M_c ，0.1≦a≦5.0，10.0≦b≦20.0，10.0≦c≦25.0，M表示選自Nb及B中的一種以上的元素，剩餘部分包含不可避免的雜質。藉此，可抑制Fe相的顯現，且於靶材的機械加工時或夾持時，可抑制產生破裂。

於本發明中，用以用於加壓燒結的包含靶材的最終組成的原料粉末例如可藉由將澆鑄調整為最終組成的合金熔液而成的鑄錠粉粹的方法、或使用調整為最終組成的合金熔液的氣體霧化法來製作。其中，較佳為使用可獲得雜質的混入少、填充率高且適合於加壓燒結的球狀粉末的氣體霧化法。此處，為了抑制原料粉末的氧化，較佳為使用作為惰性氣體的Ar氣體或氮氣作為霧化氣體。而且，加壓燒結較佳為於溫度700℃～1050℃、壓力100 Mpa～200 Mpa、時間1小時～10小時的條件下進行。藉由將燒結溫度設為700℃以上，可進行含有作為高熔點金屬的Nb的原料粉末的燒結，且可抑制空孔的產生。另外，藉由將燒結溫度設為1050℃以下，可抑制原料粉末的熔解。另外，藉由將壓力設為100 Mpa以上，可促進燒結的進行，且可抑制空孔的產生。另外，藉由將壓力設為200 Mpa以下，可於燒結時抑制殘留應力導入至靶材，且可抑制燒結體產生破裂。另外，藉由將燒結的保持時間設為1小時以上，可促進燒結的進行，且可抑制空孔的產生。另外，藉由將燒結的保持時間設為10小時以下，可不使製造效率惡化地抑制含有Nb且脆的金屬間化合物相的成長來製造。 [實施例]

使用包含純度為99.9%以上的純金屬的原料片，將成為原子比的組成式為Fe_73.5 -Cu_1.0 -Si_13.5 -Nb_3.0 -B_9.0 的合金組成的合金熔液真空熔解，藉由利用Ar氣體的氣體霧化法來製作粉末，並藉由分級而將粗粉去除，從而準備不滿80網目的原料粉末。然後，將該原料粉末填充於軟鋼膠囊中，進行脫氣密封後，於溫度950℃、壓力122 Mpa、保持時間1小時的條件下，藉由熱均壓壓製而獲得燒結體，對該燒結體實施機械加工，從而製作成為本發明例1的靶材。

使用包含純度為99.9%以上的純金屬的原料片，將成為原子比的組成式為Fe_65.5 -Cu_1.0 -Si_13.5 -Nb_5.0 -B_15.0 的合金組成的合金熔液真空熔解，藉由利用Ar氣體的氣體霧化法來製作粉末，並藉由分級而將粗粉去除，從而準備不滿80網目的原料粉末。然後，將該原料粉末填充於軟鋼膠囊中，進行脫氣密封後，於溫度950℃、壓力122 Mpa、保持時間1小時的條件下，藉由熱均壓壓製而獲得燒結體，對該燒結體實施機械加工，從而製作成為本發明例2的靶材。

使用包含純度為99.9%以上的純金屬的原料片，將成為原子比的組成式為Fe_57.0 -Cu_3.0 -Si_20.0 -Nb_5.0 -B_15.0 的合金組成的合金熔液真空熔解，藉由利用Ar氣體的氣體霧化法來製作粉末，並藉由分級而將粗粉去除，從而準備不滿80網目的原料粉末。然後，將該原料粉末填充於軟鋼膠囊中，進行脫氣密封後，於溫度950℃、壓力122 Mpa、保持時間1小時的條件下，藉由熱均壓壓製而獲得燒結體，對該燒結體實施機械加工，從而製作成為本發明例3的靶材。

使用純度為99.9%以上的Fe、Nb、Cu的純金屬粉末及Si、B的半金屬粉末，以成為原子比的組成式為Fe_73.5 -Cu_1.0 -Si_13.5 -Nb_3.0 -B_9.0 的合金組成的方式加以混合而製作原料粉末。然後，將該原料粉末填充於軟鋼膠囊中，進行脫氣密封後，於溫度750℃、壓力122 Mpa、保持時間1小時的條件下，藉由熱均壓壓製而獲得燒結體，對該燒結體實施機械加工，從而製作成為比較例1的靶材。

使用純度為99.9%以上的Fe、Nb、Cu的純金屬粉末及Si、B的半金屬粉末，以成為原子比的組成式為Fe_65.5 -Cu_1.0 -Si_13.5 -Nb_5.0 -B_15.0 的合金組成的方式加以混合而製作原料粉末。然後，將該原料粉末填充於軟鋼膠囊中，進行脫氣密封後，於溫度950℃、壓力122 Mpa、保持時間1小時的條件下，藉由熱均壓壓製而獲得燒結體，對該燒結體實施機械加工，從而製作成為比較例2的靶材。

使用純度為99.9%以上的Fe、Nb、Cu的純金屬粉末及Si、B的半金屬粉末，以成為原子比的組成式為Fe_57.0 -Cu_3.0 -Si_20.0 -Nb_5.0 -B_15.0 的合金組成的方式加以混合而製作原料粉末。然後，將該原料粉末填充於軟鋼膠囊中，進行脫氣密封後，於溫度950℃、壓力122 Mpa、保持時間1小時的條件下，藉由熱均壓壓製而獲得燒結體，對該燒結體實施機械加工，從而製作成為比較例3的靶材。

為了確認所述所獲得的各靶材在厚度方向上的抗彎強度，而採取3 mm×4 mm×25 mm的抗折試驗片。針對所採取的試驗片，於十字頭速度0.5 mm/min、支點間距離20 mm的條件下，進行三點彎曲試驗。根據所獲得的彎曲負荷-撓度曲線，測定最大彎曲負荷，並算出抗彎強度。將其結果示於表1中。

另外，為了對所述所獲得的各靶材的成為濺鍍面的面進行觀察，採取10 mm×10 mm×5 mm的試驗片，對成為其內濺鍍面的面進行研磨後，使用掃描式電子顯微鏡對靶材的金屬組織進行觀察。關於觀察，於各試樣的成為濺鍍面的面的掃描式電子顯微鏡的反射電子像中，對任意視野中的成為60000 μm² 的視野進行一視野觀察，測定存在於視野內的Fe相的內切圓直徑，並對其內切圓直徑為1 μm以上的Fe相的個數進行計數。將其結果示於表1中。另外，關於各試樣，針對於金屬組織中存在Fe相的試樣，分別測定於各Fe相的區域內所描繪的內切圓的直徑，將於各Fe相中成為最大的內切圓的直徑作為Fe相的最大內切圓直徑並示於表1中。另外，將測定例示於圖1～圖6中。

[表1]

比較例1～比較例3的靶材的抗彎強度均為未滿500 MPa的低值。而且，關於比較例1～比較例3的靶材，如圖4～圖6所示，觀察任意的60000 μm² 這一單位面積時，確認到2.0個以上的內切圓直徑為1 μm以上的Fe相。另外，比較例1～比較例3的靶材任一者的Fe相中，於其區域內所描繪的最大內切圓的直徑均超過20 μm。另一方面，確認到本發明的靶材均具有500 Mpa以上的高抗彎強度。而且，關於本發明的靶材，如圖1～圖3所示，觀察任意的60000 μm² 這一單位面積時，確認到未滿1.0個的內切圓直徑為1 μm以上的Fe相。藉此，本發明的靶材於機械加工時或夾持時可抑制破裂的產生。

圖1是本發明例1的靶材的金屬組織的示意圖。圖2是本發明例2的靶材的金屬組織的示意圖。圖3是本發明例3的靶材的金屬組織的示意圖。圖4是比較例1的靶材的金屬組織的示意圖。圖5是比較例2的靶材的金屬組織的示意圖。圖6是比較例3的靶材的金屬組織的示意圖。圖7是比較例1的靶材的斷裂部的金屬組織的示意圖。

Claims

一種濺鍍靶材，其特徵在於：原子比的組成式為Fe_100-a-b-c-Cu_a-Si_b-M_c，0.1≦a≦5.0，10.0≦b≦20.0，10.0≦c≦25.0，M表示選自Nb及B中的一種以上的元素，剩餘部分包含不可避免的雜質，抗彎強度為500Mpa以上，所述濺鍍靶材於每60000μm²中，具有1μm以上的內切圓直徑的Fe相未滿1.0個。
一種濺鍍靶材的製造方法，其特徵在於：對原料粉末於溫度700℃~1050℃、壓力100Mpa~200Mpa、時間1小時~10小時的條件下進行加壓燒結，所述原料粉末的原子比的組成式為Fe_100-a-b-c-Cu_a-Si_b-M_c，0.1≦a≦5.0，10.0≦b≦20.0，10.0≦c≦25.0，M表示選自Nb及B中的一種以上的元素，剩餘部分包含不可避免的雜質，所述原料粉末使用所述原料粉末的原子比的組成式的合金熔液以Ar氣體作為霧化氣體的氣體霧化法來製作。