WO2015166795A1 - スパッタリングターゲットおよびその製造方法 - Google Patents

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山本　俊哉
伸 齊藤
慎太朗 日向
高橋　研
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Definitions

  • the present invention relates to a sputtering target and a method for producing the same, and more particularly to a sputtering target capable of producing a magnetic thin film having a large coercive force and a method for producing the same.
  • the sputtering target may be simply referred to as “target”.
  • a magnetic thin film having a CoPtCr-oxide granular structure is used as a magnetic recording film for recording information signals (see, for example, Non-Patent Document 1).
  • a magnetic recording film for recording information signals
  • the current perpendicular magnetic recording film has a granular structure composed of columnar CoPtCr crystal grains and oxide crystal grain boundaries surrounding the columnar CoPtCr crystal grains.
  • a granular structure composed of columnar CoPtCr crystal grains and oxide crystal grain boundaries surrounding the columnar CoPtCr crystal grains.
  • the present inventors tried to improve the magnetocrystalline anisotropy constant Ku by producing a CoPtCr-oxide film without raising the temperature of the substrate (at room temperature) and then performing annealing. It was. However, when annealing is performed, the diameter of the lower part of the columnar CoPtCr magnetic crystal grains (the part closer to the substrate) becomes larger, and magnetic coupling occurs at the lower part of the CoPtCr magnetic crystal grains, and the intergranular mutual The action became large, and conversely, the coercive force Hc was lowered.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and a first object thereof is to provide a sputtering target capable of producing a magnetic thin film having a large coercive force Hc and a method for producing the same.
  • the present inventor has determined that magnetic crystal grains in a magnetic thin film (perpendicular magnetic recording film) having a granular structure are used in the present magnetic thin film (perpendicular magnetic recording film). It has been found that the magnetocrystalline anisotropy constant Ku can be improved by forming with a CoPt alloy that does not use Cr instead of using an alloy.
  • the present inventor has shown that the oxide used for forming a CoPt-oxide film by forming magnetic crystal grains from a CoPt alloy has a large coercive force Hc of the film obtained by film formation at room temperature. It was found that WO 3 and TiO 2 are good, and among them, WO 3 is particularly good in that the coercive force Hc can be further increased by annealing a film obtained by film formation at room temperature.
  • the present invention has been made based on these new findings.
  • the sputtering target according to the present invention is a sputtering target containing metal Co, metal Pt, and oxide, does not contain metal Cr, and the oxide is made of WO 3 and TiO 2 . It is a sputtering target characterized by having at least one of them.
  • the sputtering target preferably contains 20 to 90 at% of metal Co with respect to the total of metal Co and metal Pt.
  • the oxide is preferably at least one of WO 3 and TiO 2 .
  • the oxide is preferably formed with a WO 3.
  • the oxide is preferably WO 3 .
  • the oxide is preferably contained in an amount of 10 to 50 vol%, more preferably 25 to 35 vol%.
  • the sputtering target can be used for producing a magnetic thin film.
  • the magnetic thin film produced using the sputtering target is annealed in the temperature range of 300 ° C. or higher and 550 ° C. or lower, so that the coercive force of the magnetic thin film is realized at the current technical level. It is preferable that the coercive force is equal to or higher than 6 kOe as compared to (hereinafter, referred to as “the coercive force of the current technical level”).
  • the oxide comprises WO 3 , and the magnetic thin film produced using the sputtering target is annealed in a temperature range of 400 ° C. or higher and 520 ° C. or lower to reduce the coercive force of the magnetic thin film. More preferably, it can be 9 kOe or more, which exceeds the coercive force of the current technical level.
  • the oxide comprises WO 3 , and the magnetic thin film produced using the sputtering target is annealed in a temperature range of 460 ° C. or higher and 520 ° C. or lower to maintain the magnetic thin film. More preferably, the magnetic force can be 10 kOe or more, which exceeds the coercive force of the current technical level.
  • the structure of the magnetic thin film after the annealing treatment is a granular structure.
  • a first aspect of a method for producing a sputtering target according to the present invention includes a step of producing a CoPt alloy powder containing Co and Pt but not containing Cr by an atomizing method, the produced CoPt alloy powder, and an oxide powder. And the step of producing the mixed powder for pressure sintering and the step of subjecting the produced mixed powder for pressure sintering to pressure sintering, wherein the oxide powder is WO 3 and a manufacturing method of a sputtering target characterized by comprising a at least one of the TiO 2.
  • a second aspect of the method for producing a sputtering target according to the present invention includes a step of mixing and dispersing Co powder, Pt powder, and oxide powder to obtain a mixed powder for pressure sintering, and the obtained additive.
  • the sputtering target obtained by the above production method preferably contains 20 to 90 at% of metal Co with respect to the total of metal Co and metal Pt.
  • the oxide powder is preferably at least one of WO 3 and TiO 2 .
  • the oxide powder is preferably formed with a WO 3.
  • the oxide powder is preferably WO 3 .
  • volume fraction of the oxide powder with respect to the whole of the mixed powder for pressure sintering is preferably 10 to 50 vol%, more preferably 25 to 35 vol%.
  • a sputtering target capable of producing a magnetic thin film having a large coercive force Hc and a method for producing the same.
  • a sputtering target capable of producing a magnetic thin film capable of increasing the coercive force Hc by annealing and a method for manufacturing the same.
  • FIG. 2 is a TEM photograph of the magnetic thin film of Example 1, where (a) is a planar TEM photograph of a CoPt—WO 3 magnetic thin film that has not been annealed, and (b) is a CoPt—WO 3 magnetic thin film that has been annealed at 500 ° C. Planar TEM photograph, (c) is a cross-sectional TEM photograph of CoPt—WO 3 magnetic thin film annealed at 500 ° C.
  • FIG. 3 is a graph representing the magnetocrystalline anisotropy constant K u grain and the anisotropic magnetic field H k grain calculated for the CoPt alloy magnetic crystal grains in the magnetic thin film of Example 1 as a graph.
  • a sputtering target according to an embodiment of the present invention is a sputtering target including metal Co, metal Pt, and an oxide, does not include metal Cr, and the oxide includes WO 3 and TiO 2. It has at least any one of these, It is characterized by the above-mentioned.
  • the sputtering target according to the present embodiment contains Co and Pt as metal components, but other metals (for example, Au, Ag, Ru, Rh, Pd, etc.) unless they interfere with the formation of the magnetic thin film. Ir, W, Ta, Cu, B, Mo, etc.) may be included. However, as demonstrated in a reference example to be described later, if metallic Cr is included, the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the magnetic thin film is adversely affected, and therefore metallic Cr cannot be included.
  • Metal Co and metal Pt are constituent components of magnetic crystal grains (fine magnets) in the granular structure of the magnetic thin film formed by sputtering.
  • Co is a ferromagnetic metal element and plays a central role in the formation of magnetic crystal grains (fine magnets) with a granular structure of a magnetic thin film.
  • the content ratio of metal Co in the sputtering target is preferably 20 to 90 at%, more preferably 25 to 85 at% with respect to the entire metal component (total of metal Co and metal Pt).
  • the content ratio of the metal Pt in the sputtering target according to the present embodiment is preferably 10 to 80 at%, more preferably 15 to 75 at% with respect to the entire metal component.
  • the sputtering target according to the present embodiment includes at least one of WO 3 and TiO 2 as an oxide component.
  • the oxide component becomes a non-magnetic matrix that partitions the magnetic crystal grains (fine magnets) in the granular structure of the magnetic thin film.
  • the sputtering target according to the present embodiment includes at least one of WO 3 and TiO 2 as an oxide.
  • oxides for example, SiO 2 , Ti, and the like
  • the coercive force Hc of the magnetic thin film obtained by film formation at room temperature can be increased and the film can be formed at room temperature. Since the coercive force Hc can be further increased by annealing the magnetic thin film thus obtained, it is preferable to use WO 3 or TiO 2 as the oxide. Moreover, as demonstrated in the examples described below, by using a WO 3, it is possible to particularly increase the coercive force Hc of the magnetic thin film to be produced, particularly preferable to use WO 3 as oxide .
  • the content ratio of the metal component and the content ratio of the oxide component with respect to the entire sputtering target is determined by the component composition of the target magnetic thin film, and is not particularly limited, but the content ratio of the metal component with respect to the entire sputtering target is, for example, The content of the oxide component with respect to the entire sputtering target can be, for example, 6 to 12 mol%.
  • the oxide component becomes a nonmagnetic matrix that partitions the magnetic crystal grains (micro magnets) in the granular structure of the magnetic thin film. For this reason, it is preferable to increase the content of the oxide in the magnetic thin film because it is easy to reliably partition the magnetic crystal grains and to make the magnetic crystal grains independent. From this point, the content of the oxide contained in the sputtering target according to the present embodiment is preferably 10 vol% or more, more preferably 20 vol% or more, and further preferably 25 vol% or more.
  • the content of the oxide in the magnetic thin film is preferably 50 vol% or less, more preferably 40 vol% or less, and further preferably 35 vol% or less. .
  • the content of the oxide contained in the sputtering target according to this embodiment is preferably 10 to 50 vol%, more preferably 20 to 40 vol%, and more preferably 25 to 35 vol%. More preferably it is.
  • microstructure of sputtering target The microstructure of the sputtering target according to the present embodiment is not particularly limited, but the microstructure should be such that the metal phase and the oxide phase are finely dispersed and mutually dispersed. Is preferred. By adopting such a microstructure, problems such as nodules and particles are less likely to occur during sputtering.
  • the sputtering target which concerns on this embodiment can be manufactured as follows, for example.
  • an example of a manufacturing method in the case where the oxide to be used is WO 3 will be described.
  • CoPt alloy atomized powder CoPt alloy by weighing metal Co and metal Pt so as to have a predetermined composition (atomic ratio of the metal Co to the total of metal Co and metal Pt is 20 to 90 at%) Make molten metal. Then, gas atomization is performed to prepare a CoPt alloy atomized powder having a predetermined composition (the atomic ratio of the metal Co to the total of the metal Co and the metal Pt is preferably 20 to 90 at%). The produced CoPt alloy atomized powder is classified so that the particle size is a predetermined particle size or less (for example, 106 ⁇ m or less).
  • the atomic ratio of the metal Co to the total of the contained metal Co and metal Pt is more preferably 25 at% or more, and more preferably 30 at% or more, in that the magnetism of the CoPt alloy atomized powder can be increased. Further preferred.
  • the volume fraction with respect to the whole of the mixed powder for pressure sintering of WO 3 powder is preferably 10 to 50 vol%, and preferably 15 to 40 vol%. More preferably, it is 25 to 35 vol%.
  • the pressure-sintered mixed powder produced in (2) is molded by pressure sintering, for example, by a vacuum hot press method to produce a sputtering target.
  • the mixed powder for pressure sintering produced in (2) is mixed and dispersed by a ball mill, and the CoPt alloy atomized powder and the WO 3 powder are finely dispersed, so the sputtering target obtained by this production method When sputtering is performed using this, defects such as nodules and particles are unlikely to occur.
  • the method of pressure-sintering the mixed powder for pressure sintering is not particularly limited, and a method other than the vacuum hot press method may be used, for example, the HIP method may be used.
  • a CoPt alloy atomized powder is produced using the atomizing method, and WO 3 powder is added to the produced CoPt alloy atomized powder and mixed by a ball mill.
  • the mixed powder for pressure sintering is produced by dispersion, but instead of using the CoPt alloy atomized powder, a single Co powder and a single Pt powder may be used.
  • a powder mixture for pressure sintering is prepared by mixing and dispersing three kinds of powders of Co simple powder, Pt simple substance powder, and WO 3 powder with a ball mill.
  • the magnetic crystal grains in the magnetic thin film having a granular structure are formed not by the CoPtCr alloy used in the current perpendicular magnetic recording film but by the CoPt alloy containing no Cr.
  • the experimental result which magnetic anisotropy constant Ku improves is shown.
  • metal Cr is removed from the sputtering target used for forming the magnetic thin film.
  • the magnetic crystal grains in the magnetic thin film are formed of a CoPt alloy containing no Cr.
  • a sputtering target capable of realizing a magnetic thin film having a coercive force Hc exceeding 10 kOe has been obtained.
  • the coercive force Hc of the magnetic thin film realized at the current technical level is about 6 to 7 kOe. To the extent recognized by the present inventor, there are currently no reported examples of magnetic thin films having a coercive force Hc exceeding 10 kOe. not exist.
  • Sputtering was performed using a DC sputtering apparatus to produce a magnetic recording film.
  • the magnetic recording film was produced on a glass substrate.
  • the layer structure of the produced magnetic recording film is displayed in order from the side closer to the glass substrate, and Ta (5 nm, 0.6 Pa) / Pt (6 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 8 Pa).
  • Ta 5 nm, 0.6 Pa
  • Pt (6 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 8 Pa).
  • the numbers on the left in parentheses indicate the film thickness, and the numbers on the right indicate the pressure in the Ar atmosphere when sputtering is performed.
  • CoPt-based alloy-SiO 2 is a magnetic thin film serving as a recording layer of a perpendicular magnetic recording medium.
  • the magnetic crystal grains in the magnetic thin film made of CoPt-based alloy -SiO 2 was Co 74 Pt 16 Cr 10 -25vol. % SiO 2 Sample) and a sample (sample in which the composition of the magnetic thin film is Co 82.4 Pt 17.6 -27.7 vol.% SiO 2 ) formed of a CoPt alloy containing no Cr.
  • the CoPt alloy in “CoPt alloy—SiO 2 ” includes a ternary CoPtCr alloy containing Cr and a binary CoPt alloy containing no Cr. Means both.
  • the term “CoPt alloy” means both a ternary CoPtCr alloy containing Cr and a binary CoPt alloy containing no Cr.
  • a sample was prepared by changing the substrate temperature during film formation to form a magnetic thin film made of CoPt alloy-SiO 2 .
  • FIG. 1 is a graph showing the results of analyzing the crystal structure by applying the in-plain X-ray diffraction method.
  • FIG. 1 is the substrate temperature (° C.) just before film formation, and the vertical axis of the graph shown in FIG. 1 is the ratio of the fcc crystal structure existing in the CoPt-based alloy particles (magnetic crystal grains). P fcc (%).
  • the ratio P fcc of the fcc crystal structure existing in the CoPt alloy particles (magnetic crystal grains) can be reduced, and the ratio of stacking faults It was found that can be reduced.
  • FIG. 2 is a graph showing the results of measuring the magnetocrystalline anisotropy constant Ku using a torque magnetometer.
  • the horizontal axis of the graph shown in FIG. 2 is the substrate temperature (° C.) just before film formation, and the vertical axis of the graph shown in FIG. 2 is the magnetocrystalline anisotropy constant Ku ( ⁇ 10 6 erg / cm 3 ). .
  • the magnetocrystalline anisotropy constant Ku is approximately constant at about 5.4 ⁇ 10 6 erg / cm 3 until the substrate temperature is 200 ° C.
  • the magnetocrystalline anisotropy constant Ku monotonously decreases as the substrate temperature increases.
  • the magnetocrystalline anisotropy constant Ku is about 1.7 erg / cm 3 .
  • the magnetocrystalline anisotropy constant Ku is substantially constant at about 6.5 erg / cm 3 until the substrate temperature is about 300 ° C., and the substrate temperature is 300
  • the magnetocrystalline anisotropy constant Ku starts to decrease as the substrate temperature increases from above about 0 ° C.
  • the magnetocrystalline anisotropy constant Ku is about 2.5 erg / cm 3 even when the substrate temperature is 470 ° C. there were.
  • the crystal magnetic anisotropy constant Ku of the magnetic thin film can be increased by not containing Cr in the CoPt alloy-SiO 2 magnetic thin film.
  • the fcc crystal structure existing in the CoPt alloy particles is obtained. This is thought to be due to the fact that the ratio P fcc is reduced and stacking faults are reduced.
  • Example 1 The composition of the whole target produced as Example 1 is 91.4 (80Co-20Pt) -8.6WO 3 in terms of molar ratio.
  • the target was produced and evaluated as follows. In addition, when the content ratio of the oxide (WO 3 ) is expressed as a volume fraction with respect to the entire target and the composition of the entire target manufactured in Example 1 is expressed, it is (80Co-20Pt) -30 vol% WO 3 .
  • the target produced in Example 1 is included in the scope of the target according to the present invention.
  • 80Co-20Pt alloy atomized powder was first prepared. Specifically, each metal is weighed so that the alloy composition is Co: 80 at% and Pt: 20 at%, heated to 1500 ° C. or higher to form a molten alloy, and gas atomized to produce 80Co-20Pt alloy atomized powder. did.
  • the produced 80Co-20Pt alloy atomized powder was classified with a 150 mesh sieve to obtain an 80Co-20Pt alloy atomized powder having a particle size of 106 ⁇ m or less.
  • WO 3 powder 154.44 g was added to 610.00 g of 80Co-20Pt alloy atomized powder after classification, and mixed and dispersed by a ball mill to obtain a mixed powder for pressure sintering.
  • the total number of rotations of the ball mill was 1,870,560.
  • FIG. 3 and 4 are metallographic micrographs of a cross section in the thickness direction of the obtained sintered body test piece, and FIG. 3 is a photograph with a magnification of 100 times at the time of photographing (scale scale in the photograph is 500 ⁇ m), FIG. 4 is a photograph with a magnification of 500 times at the time of photographing (scale scale in the photograph is 100 ⁇ m).
  • the 80Co-20Pt alloy phase and the WO 3 phase were finely mixed and dispersed.
  • the layer structure of this magnetic property measurement sample is glass / Ta (5 nm, 0.6 Pa) / Pt (6 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 0.6 Pa) / Ru (10 nm, 8 Pa) / Co 60 Cr 40 ⁇ 26 vol. .% SiO 2 (2 nm, 4 Pa) / CoPt alloy—WO 3 (16 nm, 8 Pa).
  • the numbers on the left in parentheses indicate the film thickness, and the numbers on the right indicate the pressure in the Ar atmosphere when sputtering is performed.
  • a CoPt alloy-WO 3 is a magnetic thin film formed using the target prepared in Example 1. Note that when the magnetic thin film was formed, the substrate was not heated, but was formed at room temperature.
  • the obtained sample for measuring magnetic properties was put into an annealing furnace (vacuum degree 5 ⁇ 10 ⁇ 4 or less) and annealed. Both the temperature increase rate and the temperature decrease rate of the annealing furnace were constant at 200 ° C./h.
  • the annealing temperature was 200 ° C., 300 ° C., 400 ° C., 450 ° C., 500 ° C., 600 ° C., and different magnetic property measurement samples were used for each annealing temperature. There are six samples for each annealing temperature, for a total of six samples. In the annealing treatment, the temperature was lowered to room temperature after maintaining 0 h at the annealing temperature. That is, the heating was terminated when the predetermined annealing temperature was reached, and the temperature was lowered to room temperature.
  • Samples for measuring magnetic properties (total 6 samples) that were annealed by heating to the target annealing temperature and lowered to room temperature, and samples for measuring magnetic properties that were not annealed after film formation at room temperature (1 MH loops (magnetization curves) were measured using a magneto-optic Kerr effect apparatus. Then, the coercive force Hc was read from each MH loop (magnetization curve).
  • the measurement results for the coercive force Hc are shown in FIG. 5 together with the results of other examples and comparative examples.
  • the horizontal axis in FIG. 5 is the annealing temperature (° C.), and the vertical axis is the coercive force Hc (kOe).
  • Example 1 the coercive force Hc of the sample that was not annealed was 7.1 kOe. This coercive force is equal to or greater than the coercive force of the magnetic thin film realized at the current technical level, and the magnetic thin film of Example 1 can be used as a current perpendicular magnetic recording medium without annealing. The coercive force when used is sufficient.
  • Example 1 the coercive force Hc was further increased by annealing. As can be seen from FIG. 5, the coercive force Hc was highest when the annealing temperature was 500.degree. The value was 10.8 kOe, which exceeded 10 kOe. As described above, the coercive force Hc of the magnetic thin film realized at the current technical level is about 6 to 7 kOe, and within the range recognized by the present inventor, the magnetic thin film having a coercive force Hc exceeding 10 kOe. There is no reported example, and this is the first example of a magnetic thin film having a coercive force Hc exceeding 10 kOe in the magnetic thin film of Example 1 (annealed at 500 ° C.).
  • the MH loop (magnetization curve) when the largest coercive force Hc is obtained (when the annealing temperature is 500 ° C.) is shown in FIG. 6 together with the results of other examples and comparative examples.
  • the horizontal axis in FIG. 6 represents the strength of the applied magnetic field.
  • the vertical axis in FIG. 6 is a value normalized by dividing the rotation angle (Kerr rotation angle) of the polarization axis of incident light by the saturation Kerr rotation angle.
  • Example 2 The composition of the entire target manufactured as Example 2 is (80Co-20Pt) -30 vol% TiO 2 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was TiO 2 .
  • the target produced in Example 2 is included in the scope of the target according to the present invention.
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • each sample for measuring magnetic properties annealed at target annealing temperatures (200 ° C., 300 ° C., 400 ° C., 450 ° C., 500 ° C., 600 ° C.) and cooled to room temperature ( MH loops (magnetization curves) were measured using a magneto-optic Kerr effect device for each of the samples for magnetic property measurement (one) that had not been annealed after film formation at room temperature. Then, the coercive force Hc was read from each MH loop (magnetization curve).
  • Example 2 the coercive force Hc of the sample that was not annealed was 5.8 kOe. However, when annealed, the coercive force Hc was highest when the annealing temperature was 500 ° C. Was 8.6 kOe. As described above, the coercive force Hc of the magnetic thin film realized at the current technical level is about 6 to 7 kOe, and the coercive force Hc of the magnetic thin film of Example 2 (annealed at 500 ° C.) is the current coercive force Hc. It exceeds the coercivity Hc of the magnetic thin film realized at the technical level.
  • the MH loop (magnetization curve) when the largest coercive force Hc is obtained (when the annealing temperature is 500 ° C.) is shown in FIG. 6 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 1 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 1 is (80Co-20Pt) -30 vol% SiO 2 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was SiO 2 .
  • the oxide used for the target produced in this Comparative Example 1 is SiO 2 and is not included in the scope of the target according to the present invention.
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • each sample for measuring magnetic properties annealed at target annealing temperatures (200 ° C., 300 ° C., 400 ° C., 450 ° C., 500 ° C., 600 ° C.) and cooled to room temperature ( MH loops (magnetization curves) were measured using a magneto-optic Kerr effect device for each of the samples for magnetic property measurement (one) that had not been annealed after film formation at room temperature. Then, the coercive force Hc was read from each MH loop (magnetization curve).
  • the coercive force Hc of the sample that was not annealed was 5.2 kOe.
  • the coercive force Hc was the highest when the annealing temperature was 300 ° C., and its value was 5.5 kOe.
  • the MH loop (magnetization curve) when the largest coercive force Hc is obtained (when the annealing temperature is 300 ° C.) is shown in FIG. 6 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Comparative Example 2 The composition of the entire target manufactured as Comparative Example 2 is (80Co-20Pt) -30 vol% Al 2 O 3 .
  • a target was produced in the same manner as in Example 1 except that the oxide used was Al 2 O 3 .
  • the oxide used for the target produced in this Comparative Example 2 is Al 2 O 3 and is not included in the range of the target according to the present invention.
  • a sample for measuring magnetic properties was produced in the same manner as in Example 1 using the produced target.
  • each sample for measuring magnetic properties annealed at target annealing temperatures (200 ° C., 300 ° C., 400 ° C., 450 ° C., 500 ° C., 600 ° C.) and cooled to room temperature ( MH loops (magnetization curves) were measured using a magneto-optic Kerr effect device for each of the samples for magnetic property measurement (one) that had not been annealed after film formation at room temperature. Then, the coercive force Hc was read from each MH loop (magnetization curve).
  • the coercive force Hc of the sample that was not annealed was 0.9 kOe.
  • the coercive force Hc was the highest when the annealing temperature was 600 ° C., and the value was 2.3 kOe.
  • the MH loop (magnetization curve) when the largest coercive force Hc is obtained (when the annealing temperature is 600 ° C.) is shown in FIG. 6 together with the results of other examples and comparative examples.
  • Example 1 (Discussion about oxides)
  • the oxide used in Example 1 is WO 3
  • the oxide used in Example 2 is TiO 2
  • the oxide used in Comparative Example 1 is SiO 2
  • the oxide used in Comparative Example 2 Is Al 2 O 3 .
  • the nucleation magnetic field Hn (kOe) and the slope ⁇ of the MH loop (magnetization curve) were further calculated.
  • the slope ⁇ of the MH loop (magnetization curve) was calculated by the calculation formula 4 ⁇ ⁇
  • the calculation results of the nucleation magnetic field Hn (kOe) and the slope ⁇ of the MH loop are shown together in the following Table 1 together with the maximum value of the coercive force Hc described above.
  • the values of coercive force Hc and nucleation magnetic field Hn of the magnetic thin film are greatest in Example 1 using WO 3 as the oxide, and the values are 10.8 (kOe) and 5. 5 (kOe).
  • the coercive force Hc of the magnetic thin film realized at the current technical level is about 6 to 7 kOe, and within the range recognized by the present inventor, the magnetic thin film having a coercive force Hc exceeding 10 kOe.
  • the magnetic thin film of Example 1 (annealed at 500 ° C.) is the first example of a magnetic thin film having a coercive force Hc exceeding 10 kOe.
  • the magnetic thin film of Example 1 using WO 3 as an oxide (after annealing at 500 ° C.) has a small MH loop slope ⁇ of 1.6, and magnetization reversal does not occur abruptly. Very Hard to think.
  • the magnetic thin film of Example 1 (annealed at 500 ° C.) using WO 3 as an oxide has a large coercive force Hc and nucleation magnetic field Hn, and a small MH loop slope ⁇ , so that the magnetic recording film It is considered that the thermal stability of the recording signal when used as is extremely good.
  • the magnetic thin film of Example 1 using WO 3 as the oxide has a higher coercive force Hc as the annealing temperature is increased in the annealing temperature range of 500 ° C. or lower. It is also a magnetic thin film having a characteristic that the coercive force Hc is improved by annealing at 500 ° C. or lower.
  • the magnetic thin film of Example 1 using WO 3 as the oxide has a coercive force Hc of 7.1 kOe even in a state where the annealing process is not performed (a state where the film is formed at room temperature).
  • the coercive force is equal to or higher than that of the magnetic thin film realized at the current technical level. Therefore, the magnetic thin film of Example 1 has a sufficient coercive force as a coercive force when used as a current perpendicular magnetic recording medium, even without annealing.
  • coercive force Hc and nucleation magnetic field Hn of the magnetic thin film of Example 2 are 8.6 (kOe) and 4.9 (kOe), respectively.
  • it is lower than the value of the magnetic thin film of Example 1, it is a magnetic thin film exceeding the coercive force realized when compared with the current magnetic thin film, and the thermal stability of the recording signal when used as a magnetic recording film is good It is thought that it becomes.
  • the magnetic thin film of Example 2 using TiO 2 as an oxide has a higher coercive force Hc as the annealing temperature is increased within the annealing temperature range of 500 ° C. or lower. It is also a magnetic thin film having a characteristic that the coercive force Hc is improved by annealing at 500 ° C. or lower.
  • the magnetic thin film of Comparative Example 1 using SiO 2 as the oxide and the magnetic thin film of Comparative Example 2 using Al 2 O 3 as the oxide have the same coercive force regardless of whether annealing is performed.
  • the coercive force (6 to 7 kOe) of the magnetic thin film realized at the technical level has not been reached, and it is considered that the thermal stability of the recording signal when used as a magnetic recording film cannot be improved.
  • FIG. 7 shows a TEM photograph of the magnetic thin film of Example 1.
  • FIG. 7 (a) is a planar TEM photograph (TEM photograph of a plane in the plane direction of the magnetic thin film) of the CoPt—WO 3 magnetic thin film that has not been annealed, and FIG. 7 (b) is annealed at 500 ° C. 4 is a planar TEM photograph of a CoPt—WO 3 magnetic thin film subjected to the treatment.
  • the dark gray region is a CoPt alloy
  • the white region is WO 3 .
  • the CoPt alloy magnetic crystal grains are separated by about 1 nm by WO 3 regardless of the presence or absence of annealing treatment, and have a good granular structure.
  • each CoPt alloy magnetic crystal grain area is obtained using a planar TEM photograph at 100 or more locations, and the crystal grain diameter (diameter of the cylinder) is assumed when the CoPt alloy magnetic crystal grain shape is assumed to be a cylinder.
  • the thickness was 6.4 nm when the annealing treatment was not performed, and the thickness was 8 nm when the annealing treatment was performed at 500 ° C. From this, it is considered that the CoPt alloy magnetic crystal grains grow in a columnar shape by the annealing treatment.
  • FIG. 7C is a cross-sectional TEM photograph (TEM photograph of a cross section in a direction perpendicular to the plane of the magnetic thin film) of the CoPt—WO 3 magnetic thin film annealed at 500 ° C.
  • TEM photograph of a cross section in a direction perpendicular to the plane of the magnetic thin film As can be seen from this cross-sectional TEM photograph, in the CoPt—WO 3 magnetic thin film annealed at 500 ° C., it can be seen that the CoPt alloy magnetic crystal grains grow in a columnar shape.
  • CoPt—WO 3 magnetic thin film had a good granular structure regardless of the annealing treatment. It was also confirmed that CoPt alloy magnetic crystal grains can be grown in a columnar shape by annealing the CoPt—WO 3 magnetic thin film at 500 ° C.
  • FIG. 5 graph showing the relationship between the annealing temperature and the coercive force Hc for a suitable annealing temperature for the magnetic thin films of Examples 1 and 2 ).
  • the annealing temperature when the annealing temperature is in the temperature range of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less, the coercive force Hc of the magnetic thin films of Examples 1 and 2 is about 6.5 kOe or more, which is the current technical level. It becomes a value equal to or greater than the coercive force Hc of the magnetic thin film. Therefore, the annealing temperature for the magnetic thin films of Examples 1 and 2 is preferably in the temperature range of 300 ° C. or higher and 550 ° C. or lower.
  • the coercive force Hc of the magnetic thin film of Example 1 is about 9 kOe or more, which exceeds the current technical level. Coercive force Hc is expressed. Also, the coercive force Hc of the magnetic thin film of Example 2 is about 7.1 kOe or higher when the annealing temperature is in the temperature range of 400 ° C. or higher and 520 ° C. or lower, compared with the magnetic thin film of the current technical level. A coercive force Hc equal to or higher than that is obtained. Therefore, the annealing temperature for the magnetic thin films of Examples 1 and 2 is more preferably in the temperature range of 400 ° C. or more and 520 ° C. or less.
  • the coercive force Hc of the magnetic thin film of Example 1 is about 10 kOe or more.
  • the coercive force Hc which has not been reached in the thin film, is expressed.
  • the coercive force Hc of the magnetic thin film of Example 2 is about 8 kOe or more when the annealing temperature is in a temperature range of 460 ° C. or more and 520 ° C. or less, and a coercive force Hc exceeding the current technical level is obtained. ing. Therefore, the annealing temperature for the magnetic thin films of Examples 1 and 2 is more preferably in the temperature range of 460 ° C. or more and 520 ° C. or less.
  • the annealing temperature for the magnetic thin films of Examples 1 and 2 is particularly preferably in the temperature range of 480 ° C. or more and 510 ° C. or less.
  • the magnetic magnetic anisotropy constant K u grain and the anisotropic magnetic field H k grain are excluded from the value of the average magnetic property of the CoPt—WO 3 magnetic thin film by excluding the influence by 30 vol% of WO 3 by calculation. Was calculated.
  • K u grain (M s grain ⁇ H k grain ) / 2 between the magnetocrystalline anisotropy constant K u grain and the anisotropic magnetic field H k grain .
  • M s grain is the saturation magnetization of each crystal grain, and was calculated from the value of the average saturation magnetization measured with a sample vibration magnetometer.
  • the saturation magnetization M s grain of each crystal grain was a substantially constant value regardless of the presence or absence of annealing treatment and the annealing temperature, and was about 990 emu / cm 3 .
  • FIG. 8 is a graph showing the magnetocrystalline anisotropy constant K u grain and the anisotropic magnetic field H k grain calculated for the CoPt alloy magnetic crystal grains in the magnetic thin film of Example 1.
  • the horizontal axis of the graph shown in FIG. 8 is the annealing temperature (° C.), and the vertical axis is the magnetocrystalline anisotropy constant K u grain ( ⁇ 10 6 erg / cm 3 ) and the anisotropic magnetic field H k grain (kOe). is there.
  • the magnetocrystalline anisotropy constant K u grain is from 7.8 ⁇ 10 6 erg / cm 3 to 10.4 ⁇ 10 6 erg / cm 3.
  • the anisotropic magnetic field H k grain increases from 15.7 kOe to 21 kOe.
  • the change in the magnetocrystalline anisotropy constant K u grain and the anisotropic magnetic field H k grain is similar to the change in the coercive force Hc shown in FIG. It believed to be based on the increase in the crystal magnetic anisotropy constant K u grain.
  • composition of Co and Pt in the sputtering target used in Examples 1 and 2 and Comparative Examples 1 and 2 is only one type of 80Co-20Pt.
  • the magnetic thin film produced without heating the substrate was annealed at 500 ° C. using a sputtering target (the oxide contains 30 vol% of WO 3 ) with different compositions of Co and Pt.
  • the coercive force Hc and nucleation magnetic field Hn of the magnetic thin film were measured, and the composition range of Co and Pt in the sputtering target in which the effect of the present invention was manifested was examined.
  • compositions of Co and Pt in the additionally studied sputtering targets were 90Co-10Pt in Example 3, 85Co-15Pt in Example 4, and Example 5 Is 50Co-50Pt, Example 6 is 25Co-75Pt, and Example 7 is 20Co-80Pt.
  • the metal component in the sputtering target of the comparative example 3 is only Co
  • the metal component in the sputtering target of the comparative example 4 is only Pt.
  • a target was prepared in the same manner as in Example 1 except that the composition of Co and Pt was changed, and the coercive force Hc and nucleation magnetic field Hn of the magnetic thin film were measured in the same manner as in Example 1. The measurement results are shown in the following Table 2 together with the measurement results of Example 1.
  • the coercive force Hc after annealing at 500 ° C. of the magnetic thin film produced using the sputtering target (Example 1, Examples 3 to 7) within the scope of the present invention is 6.8 kOe or more.
  • the coercive force was equal to or greater than the coercive force of the current technical level.
  • Examples 1, 5, and 6 had a coercive force of 10 kOe or more, and an extremely large coercive force was obtained.
  • the sputtering target of Comparative Example 3 in which the metal component in the sputtering target is only Co and is outside the scope of the present invention and the Comparative Example 4 in which the metal component in the sputtering target is only Pt and is outside the scope of the present invention.
  • the coercivity Hc after annealing at 500 ° C. of the magnetic thin film produced using the sputtering target was as small as 0.5 kOe and 0.0 kOe, respectively.
  • the coercive force Hc after annealing at 500 ° C. of the magnetic thin film produced using the sputtering target (Example 1, Examples 3 to 7) within the scope of the present invention is 6.8 kOe or more. Compared with the coercive force of the current technical level, the coercive force is more than equivalent, and good results were obtained.
  • the magnetic thin film produced without heating the substrate was annealed at 500 ° C. using a sputtering target (Co and Pt composition was 80Co-20Pt) with different contents of WO 3 , and the annealing treatment was performed.
  • the coercive force Hc and the nucleation magnetic field Hn of the magnetic thin film were measured, and the range of the content of WO 3 in the sputtering target in which the effect of the present invention was exhibited was examined.
  • Example 8 to 13 and Comparative Example 5 The content of WO 3 in the additionally studied sputtering targets (Examples 8 to 13 and Comparative Example 5) is 10 vol% in Example 8, 20 vol% in Example 9, and 25 vol% in Example 10. Yes, Example 11 is 35 vol%, Example 12 is 40 vol%, Example 13 is 50 vol%, and Comparative Example 5 is 0 vol%.
  • a target was prepared in the same manner as in Example 1 except that the content of WO 3 was changed, and the coercive force Hc and nucleation magnetic field Hn of the magnetic thin film were measured in the same manner as in Example 1. The measurement results are shown in the following Table 3 together with the measurement results of Example 1.
  • the coercive force Hc after annealing at 500 ° C. of the magnetic thin film produced using the sputtering target (Example 1, Examples 8 to 13) within the scope of the present invention is 6.9 kOe or more.
  • the coercive force was equal to or greater than the coercive force of the current technical level.
  • Examples 1, 10, 11, and 12 had a coercive force of 10 kOe or more, and an extremely large coercive force was obtained.
  • the coercive force Hc after annealing at 500 ° C. of the magnetic thin film produced using the sputtering target of Comparative Example 5 having a WO 3 content of 0 and outside the scope of the present invention was as small as 0.7 kOe.

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Abstract

保磁力Ｈcの大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットおよびその製造方法を提供する。　金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、金属Ｃｒを含有せず、かつ、前記酸化物は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を有してなる。

Description

スパッタリングターゲットおよびその製造方法
　本発明はスパッタリングターゲットおよびその製造方法に関し、詳しくは、保磁力の大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットおよびその製造方法に関する。なお、以下において、スパッタリングターゲットを単に「ターゲット」と記すことがある。
　ハードディスクドライブの磁気ディスクにおいて、情報信号の記録を担う磁気記録膜として、ＣｏＰｔＣｒ－酸化物系のグラニュラ構造からなる磁性薄膜が用いられている（例えば、非特許文献１参照。）。この磁性薄膜において記録密度をさらに向上させるためには、磁気記録層（磁性薄膜）に含まれる磁性結晶粒子を微細化する必要がある。
　ところが、磁性結晶粒子の微細化が進展した結果、超常磁性現象により記録信号の熱安定性が損なわれて記録信号が消失してしまうという、いわゆる熱揺らぎ現象が発生するようになった。この熱揺らぎ現象は、磁気ディスクの高記録密度化への大きな障害となっている。
　この障害を解決するためには、各磁性結晶粒子において、磁気エネルギーが熱エネルギーに打ち勝つように磁気エネルギーを増大させることが必要であるが、各磁性結晶粒子の磁気エネルギーは磁性結晶粒子の体積ｖと結晶磁気異方性定数Ｋuとの積ｖ×Ｋuで決定される。このため、磁気エネルギーを増大させるためには磁性結晶粒子の結晶磁気異方性定数Ｋuを増大させることが必要不可欠である（例えば、非特許文献２参照。）。
　現行の垂直磁気記録膜の構造は、柱状のＣｏＰｔＣｒ結晶粒とその周囲を取り囲む酸化物の結晶粒界とからなるグラニュラ構造となっている。このグラニュラ構造からなるＣｏＰｔＣｒ－酸化物膜の結晶磁気異方性定数Ｋuを大きくするために、基板温度を昇温させた状態でスパッタリングを行うことが試みられている。基板温度を昇温させた状態でスパッタリングを行うことにより、成膜中に金属原子（Ｃｏ原子、Ｐｔ原子、Ｃｒ原子）の拡散を促進させて、良好な磁性結晶粒を得ようとする試みである。
　しかしながら、基板温度を昇温させた状態でスパッタリングを行って、ＣｏＰｔＣｒ－酸化物膜を作製すると、ＣｏＰｔＣｒ磁性結晶粒が柱状ではなく球状に成長してしまい、磁性結晶粒の磁気異方性が低下して、得られたＣｏＰｔＣｒ－酸化物膜の結晶磁気異方性定数Ｋuが低下してしまうという現象が生じてしまっていた（非特許文献３参照。）。
　そこで、本発明者らは、基板を昇温させていない状態で（室温で）ＣｏＰｔＣｒ－酸化物膜を作製し、その後にアニールをすることにより結晶磁気異方性定数Ｋuを向上させることを試みた。しかし、アニールをすると、柱状のＣｏＰｔＣｒ磁性結晶粒の下方部（基板に近い側の部位）の径が大きくなってしまって、ＣｏＰｔＣｒ磁性結晶粒の下方部で磁気的な結合が生じ、粒間相互作用が大きくなってしまい、逆に保磁力Ｈcが低下してしまった。
T. Oikawa et al., IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS, 2002年9月, VOL.38, NO.5, p.1976-1978 S. N. Piramanayagam, JOURNAL OF APPLIED PHYSICS, 2007年, 102, 011301 日向慎太郎、外４名、第37回 日本磁気学会学術講演会、2013年9月、5aA-1
　本発明は、かかる状況に鑑みてなされたものであって、保磁力Ｈcの大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットおよびその製造方法を提供することを第１の課題とする。
　また、アニール処理をすることにより保磁力Ｈcを大きくすることができる磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットおよびその製造方法を提供することを第２の課題とする。
　本発明者は、前記課題を解決するべく鋭意研究した結果、グラニュラ構造の磁性薄膜（垂直磁気記録膜）中の磁性結晶粒を、現状の磁性薄膜（垂直磁気記録膜）で用いられているＣｏＰｔＣｒ合金で形成するのではなく、Ｃｒを用いないＣｏＰｔ合金で形成することにより、結晶磁気異方性定数Ｋuを向上させることができることを見出した。
　さらに、本発明者は、磁性結晶粒をＣｏＰｔ合金で形成してＣｏＰｔ－酸化物膜を作製する場合に用いる酸化物としては、室温で成膜して得られる膜の保磁力Ｈcが大きい点および室温で成膜して得られる膜をアニール処理することによりさらに保磁力Ｈcを大きくできる点で、ＷＯ3およびＴｉＯ2が良好であり、その中でも特にＷＯ3が良好であることを見出した。
　本発明は、これらの新たな知見に基づきなされたものである。
　即ち、本発明に係るスパッタリングターゲットは、金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、金属Ｃｒを含有せず、かつ、前記酸化物は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を有してなることを特徴とするスパッタリングターゲットである。
　前記スパッタリングターゲットにおいて、金属Ｃｏと金属Ｐｔの合計に対して金属Ｃｏを２０～９０ａｔ％含有することが好ましい。
　前記酸化物は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方であることが好ましい。
　また、前記酸化物は、ＷＯ3を有してなることが好ましい。
　また、前記酸化物は、ＷＯ3であることが好ましい。
　また、前記酸化物を１０～５０ｖｏｌ％含有することが好ましく、前記酸化物を２５～３５ｖｏｌ％含有することがより好ましい。
　また、前記スパッタリングターゲットは、磁性薄膜の作製に使用可能であることが好ましい。
　前記スパッタリングターゲットを用いて作製された磁性薄膜に対して３００℃以上５５０℃以下の温度範囲でアニール処理を行うことにより、該磁性薄膜の保磁力を、現状の技術レベルにおいて実現されている保磁力（以下、「現状の技術水準の保磁力」と記すことがある。）と比べて同等以上の保磁力である６ｋＯｅ以上にできることが好ましい。
　前記酸化物はＷＯ3を有してなり、前記スパッタリングターゲットを用いて作製された磁性薄膜に対して４００℃以上５２０℃以下の温度範囲でアニール処理を行うことにより、該磁性薄膜の保磁力を、現状の技術水準の保磁力を上回る９ｋＯｅ以上にできることがより好ましい。
　また、前記酸化物はＷＯ3を有してなり、前記スパッタリングターゲットを用いて作製された磁性薄膜に対して４６０℃以上５２０℃以下の温度範囲でアニール処理を行うことにより、該磁性薄膜の保磁力を、現状の技術水準の保磁力を上回る１０ｋＯｅ以上にできることがさらに好ましい。
　前記アニール処理を行った後の前記磁性薄膜の構造がグラニュラ構造であることが好ましい。
　本発明に係るスパッタリングターゲットの製造方法の第１の態様は、ＣｏおよびＰｔを含有する一方Ｃｒを含有しないＣｏＰｔ合金粉末をアトマイズ法で作製する工程と、前記作製したＣｏＰｔ合金粉末と、酸化物粉末とを混合分散して加圧焼結用混合粉末を作製する工程と、前記作製した加圧焼結用混合粉末を加圧焼結する工程と、を有し、前記酸化物粉末は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を有してなることを特徴とするスパッタリングターゲットの製造方法である。
　本発明に係るスパッタリングターゲットの製造方法の第２の態様は、Ｃｏ粉末と、Ｐｔ粉末と、酸化物粉末とを混合分散して加圧焼結用混合粉末を得る工程と、前記得られた加圧焼結用混合粉末を加圧焼結する工程と、を有し、前記酸化物粉末は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を有してなることを特徴とするスパッタリングターゲットの製造方法である。
　前記製造方法によって得られるスパッタリングターゲットは、金属Ｃｏと金属Ｐｔの合計に対して金属Ｃｏを２０～９０ａｔ％含有することが好ましい。
　前記酸化物粉末は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方であることが好ましい。
　また、前記酸化物粉末は、ＷＯ3を有してなることが好ましい。
　また、前記酸化物粉末は、ＷＯ3であることが好ましい。
　また、前記酸化物粉末の前記加圧焼結用混合粉末の全体に対する体積分率が１０～５０ｖｏｌ％であることが好ましく、２５～３５ｖｏｌ％であることがより好ましい。
　本発明によれば、保磁力Ｈcの大きい磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットおよびその製造方法を提供することができる。
　また、アニール処理をすることにより保磁力Ｈcを大きくすることができる磁性薄膜を作製可能なスパッタリングターゲットおよびその製造方法を提供することができる。
ＣｏＰｔ系合金粒子（磁性結晶粒）内に存在するｆｃｃ結晶構造の割合Ｐfccを示すグラフ ＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2磁性薄膜の結晶磁気異方性定数Ｋuの測定結果を示すグラフ 実施例１の焼結体テストピースの厚さ方向断面の金属顕微鏡写真（撮影時の写真倍率１００倍、写真中の縮尺目盛りは５００μｍ） 実施例１の焼結体テストピースの厚さ方向断面の金属顕微鏡写真（撮影時の写真倍率５００倍、写真中の縮尺目盛りは１００μｍ） 磁性薄膜（ＣｏＰｔ合金－酸化物）の保磁力Ｈcについての測定結果を示すグラフ 磁性薄膜（ＣｏＰｔ合金－酸化物）のＭ－Ｈループ（磁化曲線）を示すグラフ 実施例１の磁性薄膜のＴＥＭ写真で、（ａ）はアニール処理をしていないＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜の平面ＴＥＭ写真、（ｂ）は５００℃でアニール処理をしたＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜の平面ＴＥＭ写真、（ｃ）は５００℃でアニール処理をしたＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜の断面ＴＥＭ写真 実施例１の磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金磁性結晶粒について算出した結晶磁気異方性定数Ｋu grainと異方性磁界Ｈk grainをグラフとして表現した図
　本発明の実施形態に係るスパッタリングターゲットは、金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、金属Ｃｒを含有せず、かつ、前記酸化物は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を有してなることを特徴とする。
１．ターゲットの構成成分
　本実施形態に係るスパッタリングターゲットは、金属成分としてＣｏおよびＰｔを含むが、磁性薄膜を形成する支障とならなければさらに他の金属（例えば、Ａｕ、Ａｇ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｗ、Ｔａ、Ｃｕ、Ｂ、Ｍｏ等）を含んでいてもよい。ただし、後述する参考例で実証しているように、金属Ｃｒが含まれていると磁性薄膜の結晶磁気異方性定数Ｋuに悪影響を与えるので、金属Ｃｒを含めることはできない。
　金属Ｃｏおよび金属Ｐｔは、スパッタリングによって形成される磁性薄膜のグラニュラ構造において、磁性結晶粒（微小な磁石）の構成成分となる。
　Ｃｏは強磁性金属元素であり、磁性薄膜のグラニュラ構造の磁性結晶粒（微小な磁石）の形成において中心的な役割を果たす。スパッタリングによって得られる磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）の結晶磁気異方性定数を大きくするという観点および得られる磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金粒子の磁性を維持するという観点から、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中の金属Ｃｏの含有割合は、金属成分の全体（金属Ｃｏと金属Ｐｔの合計）に対して２０～９０ａｔ％とすることが好ましく、２５～８５ａｔ％とすることがより好ましい。
　Ｐｔは、所定の組成範囲でＣｏと合金化することにより合金の磁気モーメントを低減させる機能を有し、磁性結晶粒の磁性の強さを調整する役割を有する。スパッタリングによって得られる磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）の結晶磁気異方性定数を大きくするという観点および得られる磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）の磁性を調整するという観点から、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中の金属Ｐｔの含有割合は、金属成分の全体に対して１０～８０ａｔ％とすることが好ましく、１５～７５ａｔ％とすることがより好ましい。
　また、本実施形態に係るスパッタリングターゲットは、酸化物成分としてＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を含む。酸化物成分は、磁性薄膜のグラニュラ構造において、磁性結晶粒（微小な磁石）同士の間を仕切る非磁性マトリックスとなる。
　本実施形態に係るスパッタリングターゲットは、酸化物としてＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を含むが、磁性薄膜を形成する支障とならなければさらに他の酸化物（例えば、ＳｉＯ2、Ｔｉ2Ｏ3、Ｔａ2Ｏ5、Ｃｒ2Ｏ3、ＣｏＯ、Ｃｏ3Ｏ4、Ｂ2Ｏ3、Ｆｅ2Ｏ3、ＣｕＯ、Ｙ2Ｏ3、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5、ＭｏＯ3、ＣｅＯ2、Ｓｍ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、ＷＯ2、ＨｆＯ2、ＮｉＯ2等）を含んでいてもよい。ただし、後述する実施例で実証しているように、酸化物としてＷＯ3またはＴｉＯ2を用いることにより、室温で成膜して得られる磁性薄膜の保磁力Ｈcを大きくできるとともに、室温で成膜して得られる磁性薄膜をアニール処理することによりさらに保磁力Ｈcを大きくできるので、酸化物としてはＷＯ3またはＴｉＯ2を用いることが好ましい。また、後述する実施例で実証しているように、ＷＯ3を用いることにより、作製する磁性薄膜の保磁力Ｈcを特に大きくすることができるので、酸化物としてはＷＯ3を用いることが特に好ましい。
　スパッタリングターゲット全体に対する金属成分の含有割合および酸化物成分の含有割合は、目的とする磁性薄膜の成分組成によって決まり、特に限定されているわけではないが、スパッタリングターゲット全体に対する金属成分の含有割合は例えば８８～９４ｍｏｌ％とすることができ、スパッタリングターゲット全体に対する酸化物成分の含有割合は例えば６～１２ｍｏｌ％とすることができる。
　酸化物成分は、前述したように、磁性薄膜のグラニュラ構造において、磁性結晶粒（微小な磁石）同士の間を仕切る非磁性マトリックスとなる。このため、磁性薄膜中の酸化物の含有量を多くした方が磁性結晶粒同士の間を確実に仕切りやすくなり、磁性結晶粒同士を独立させやすくなるので好ましい。この点から、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中に含まれる酸化物の含有量は１０ｖｏｌ％以上であることが好ましく、２０ｖｏｌ％以上であることがより好ましく、２５ｖｏｌ％以上であることがさらに好ましい。
　ただし、磁性薄膜中の酸化物の含有量が多くなりすぎると、酸化物がＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）中に混入してＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）の結晶性に悪影響を与えて、ＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）においてｈｃｐ以外の構造の割合が増えるおそれがある。また、磁性薄膜における単位面積あたりの磁性結晶粒の数が減るため、記録密度を高めにくくなる。これらの点から、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中に含まれる酸化物の含有量は５０ｖｏｌ％以下であることが好ましく、４０ｖｏｌ％以下であることがより好ましく、３５ｖｏｌ％以下であることがさらに好ましい。
　したがって、本実施形態に係るスパッタリングターゲット中に含まれる酸化物のスパッタリングターゲット全体に対する含有量は、１０～５０ｖｏｌ％であることが好ましく、２０～４０ｖｏｌ％であることがより好ましく、２５～３５ｖｏｌ％であることがさらに好ましい。
２．スパッタリングターゲットのミクロ構造
　本実施形態に係るスパッタリングターゲットのミクロ構造は特に限定されるわけではないが、金属相と酸化物相とが微細に分散し合ってお互いに分散し合ったミクロ構造とすることが好ましい。このようなミクロ構造とすることにより、スパッタリングを実施している際に、ノジュールやパーティクル等の不具合が発生しにくくなる。
３．スパッタリングターゲットの製造方法
　本実施形態に係るスパッタリングターゲットは、例えば、以下のようにして製造することができる。ここでは、用いる酸化物をＷＯ3とした場合の製造方法の例について説明する。
（１）ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末の作製
　所定の組成（金属Ｃｏと金属Ｐｔとの合計に対する該金属Ｃｏの原子数比が２０～９０ａｔ％）となるように金属Ｃｏ、金属Ｐｔを秤量してＣｏＰｔ合金溶湯を作製する。そして、ガスアトマイズを行い、所定の組成（金属Ｃｏと金属Ｐｔとの合計に対する該金属Ｃｏの原子数比が２０～９０ａｔ％であることが好ましい。）のＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末を作製する。作製したＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末は分級して、粒径が所定の粒径以下（例えば１０６μｍ以下）となるようにする。
　なお、ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末の磁性を大きくできる点で、含有する金属Ｃｏと金属Ｐｔとの合計に対する該金属Ｃｏの原子数比を２５ａｔ％以上とすることがより好ましく、３０ａｔ％以上とすることがさらに好ましい。
（２）加圧焼結用混合粉末の作製
　（１）で作製したＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末にＷＯ3粉末を加えてボールミルで混合分散して、加圧焼結用混合粉末を作製する。ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末とＷＯ3粉末とをボールミルで混合分散することにより、ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末とＷＯ3粉末とが微細に分散した加圧焼結用混合粉末を作製することができる。
　得られるスパッタリングターゲットを用いて作製される磁性薄膜において、ＷＯ3によって磁性結晶粒同士の間を確実に仕切って磁性結晶粒同士を独立させやすくなる観点、ＣｏＰｔ合金粒子（磁性結晶粒）がｈｃｐ構造となりやすくなる観点、および記録密度を高める観点から、ＷＯ3粉末の加圧焼結用混合粉末の全体に対する体積分率は、１０～５０ｖｏｌ％であることが好ましく、１５～４０ｖｏｌ％であることがより好ましく、２５～３５ｖｏｌ％であることがさらに好ましい。
（３）成形
　（２）で作製した加圧焼結用混合粉末を、例えば真空ホットプレス法により加圧焼結して成形し、スパッタリングターゲットを作製する。（２）で作製した加圧焼結用混合粉末はボールミルで混合分散されており、ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末とＷＯ3粉末とが微細に分散し合っているので、本製造方法により得られたスパッタリングターゲットを用いてスパッタリングを行っているとき、ノジュールやパーティクルの発生等の不具合は発生しにくい。
　なお、加圧焼結用混合粉末を加圧焼結する方法は特に限定されず、真空ホットプレス法以外の方法でもよく、例えばＨＩＰ法等を用いてもよい。
（４）変形例
　（１）～（３）で説明した製造方法の例では、アトマイズ法を用いてＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末を作製し、作製したＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末にＷＯ3粉末を加えてボールミルで混合分散して、加圧焼結用混合粉末を作製しているが、ＣｏＰｔ合金アトマイズ粉末を用いることに替えて、Ｃｏ単体粉末およびＰｔ単体粉末を用いてもよい。この場合には、Ｃｏ単体粉末、Ｐｔ単体粉末、およびＷＯ3粉末の３種類の粉末をボールミルで混合分散して加圧焼結用混合粉末を作製する。
　以下では、まず参考例において、本発明に係るスパッタリングターゲットにおいて金属Ｃｒを含有させていない根拠となったデータを示す。詳しくは、グラニュラ構造の磁性薄膜中の磁性結晶粒を、現状の垂直磁気記録膜で用いられているＣｏＰｔＣｒ合金で形成するのではなく、Ｃｒを含有していないＣｏＰｔ合金で形成することにより、結晶磁気異方性定数Ｋuが向上する実験結果を示す。この参考例に示す実験結果を踏まえ、本発明では、磁性薄膜の形成に用いるスパッタリングターゲットから金属Ｃｒを除いている。
　そして、磁性薄膜の形成に用いるスパッタリングターゲットから金属Ｃｒを除くこと（磁性薄膜中の磁性結晶粒を、Ｃｒを含有していないＣｏＰｔ合金で形成すること）を前提に、実施例および比較例においては４種類の酸化物で検討を行い、酸化物としてＷＯ3を選択することで、１０ｋＯｅを超える保磁力Ｈcを有する磁性薄膜を実現できるスパッタリングターゲットを得るに至った。現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力Ｈcは６～７ｋＯｅ程度であり、本発明者の認識している範囲では、１０ｋＯｅを超える保磁力Ｈcを有する磁性薄膜の報告例は現時点において存在しない。
（参考例）
　ＤＣスパッタ装置を用いてスパッタリングを行い、磁気記録膜を作製した。磁気記録膜はガラス基板上に作製した。作製した磁気記録膜の層構成は、ガラス基板に近い方から順に表示して、Ｔａ(5nm, 0.6Pa)/Ｐｔ(6nm, 0.6Pa)/Ｒｕ(10nm, 0.6Pa)/Ｒｕ(10nm, 8Pa)/Ｃｏ60Ｃｒ40－26vol.%ＳｉＯ2(2nm, 4Pa)/ＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2(16nm, 4Pa)/Ｃ (7nm, 0.6Pa)である。括弧内の左側の数字は膜厚を示し、右側の数字はスパッタリングを行ったときのＡｒ雰囲気の圧力を示す。
　作製した前記磁気記録膜の層構成において、ＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2が垂直磁気記録媒体の記録層となる磁性薄膜である。本参考例では、ＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2からなる磁性薄膜における磁性結晶粒を、Ｃｒを含むＣｏＰｔＣｒ合金で形成したサンプル（磁性薄膜の組成をＣｏ74Ｐｔ16Ｃｒ10－25vol.%ＳｉＯ2としたサンプル）と、Ｃｒを含まないＣｏＰｔ合金で形成したサンプル（磁性薄膜の組成をＣｏ82.4Ｐｔ17.6－27.7vol.%ＳｉＯ2としたサンプル）を作製した。したがって、本参考例における前記磁気記録膜の層構成において「ＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2」におけるＣｏＰｔ系合金は、Ｃｒを含有する３元系のＣｏＰｔＣｒ合金と、Ｃｒを含有しない２元系のＣｏＰｔ合金の両方を意味している。以下においても、ＣｏＰｔ系合金と記載した場合は、Ｃｒを含有する３元系のＣｏＰｔＣｒ合金と、Ｃｒを含有しない２元系のＣｏＰｔ合金の両方を意味しているものとする。
　また、成膜する際の基板温度を変えてＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2からなる磁性薄膜を成膜させてサンプルを作製した。具体的には、基板を昇温させず室温の状態のままでＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2からなる磁性薄膜を成膜させたサンプルと、成膜の直前まで基板温度を所定温度に昇温させておき、その昇温させた基板を成膜開始直前に装置内のスパッタリング部に移動させてＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2からなる磁性薄膜を成膜させたサンプルを作製した。
　作製したサンプルに対してin-plainＸ線回折法を適用して結晶構造の解析を行った。その解析を行った結果、本参考例で作製したＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2磁性薄膜におけるＣｏＰｔ系合金粒子（磁性結晶粒）の結晶構造は、いずれのサンプルも、大部分がｈｃｐ構造になっており、残りのわずかな部分がｆｃｃ構造となっていることがわかった。図１は、in-plainＸ線回折法を適用して結晶構造の解析を行った結果をグラフにしたものであり、ＣｏＰｔ系合金粒子（磁性結晶粒）内に存在するｆｃｃ結晶構造の割合Ｐfccを示すグラフである。図１に示すグラフの横軸は成膜を行う直前の基板温度（℃）であり、図１に示すグラフの縦軸はＣｏＰｔ系合金粒子（磁性結晶粒）内に存在するｆｃｃ結晶構造の割合Ｐfcc（％）である。
　図１に示すように、Ｃｒを含む磁性薄膜であるＣｏＰｔＣｒ－ＳｉＯ2において、基板温度が２００℃まではＰfccは約２．５％でほぼ一定であったが、基板温度が２００～４７０℃の温度範囲では基板温度が高くなるにつれてＰfccは単調に増加し、基板温度が４７０℃のときにＰfccは約５．５％であった。一方、Ｃｒを含まない磁性薄膜であるＣｏＰｔ－ＳｉＯ2においては、基板温度が３００℃程度まではＰfccは約２％弱でほぼ一定であり、基板温度が３００℃を超えたあたりから基板温度が高くなるにつれてＰfccが増加し始めているが、基板温度が４７０℃のときでもＰfccは約４．０％であった。
　したがって、ＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2磁性薄膜においてはＣｒを含有させないことにより、ＣｏＰｔ系合金粒子（磁性結晶粒）内に存在するｆｃｃ結晶構造の割合Ｐfccを小さくすることができ、積層欠陥の割合を小さくすることができることがわかった。
　また、作製したサンプルに対してトルク磁力計を用いて結晶磁気異方性定数Ｋuの測定を行った。図２は、トルク磁力計を用いて結晶磁気異方性定数Ｋuの測定を行った結果をグラフにしたものである。図２に示すグラフの横軸は成膜を行う直前の基板温度（℃）であり、図２に示すグラフの縦軸は結晶磁気異方性定数Ｋu（×106 erg/cm3）である。
　図２に示すように、Ｃｒを含む磁性薄膜であるＣｏＰｔＣｒ－ＳｉＯ2において、基板温度が２００℃までは結晶磁気異方性定数Ｋuは約５．４×１０6 erg/cm3でほぼ一定であったが、基板温度が２００～４７０℃の温度範囲では基板温度が高くなるにつれて結晶磁気異方性定数Ｋuは単調に減少し、基板温度が４７０℃のときに結晶磁気異方性定数Ｋuは約１．７erg/cm3であった。一方、Ｃｒを含有しない磁性薄膜であるＣｏＰｔ－ＳｉＯ2においては、基板温度が３００℃程度までは結晶磁気異方性定数Ｋuは約６．５erg/cm3でほぼ一定であり、基板温度が３００℃を超えたあたりから基板温度が高くなるにつれて結晶磁気異方性定数Ｋuが減少し始めているが、基板温度が４７０℃のときでも結晶磁気異方性定数Ｋuは約２．５erg/cm3であった。
　したがって、ＣｏＰｔ系合金－ＳｉＯ2磁性薄膜においてＣｒを含有させないことにより、当該磁性薄膜の結晶磁気異方性定数Ｋuを大きくできることがわかった。これは、Ｃｒを含有するＣｏＰｔＣｒ－ＳｉＯ2磁性薄膜からＣｒを除いて、Ｃｒを含有しないＣｏＰｔ－ＳｉＯ2磁性薄膜とすることにより、ＣｏＰｔ系合金粒子（磁性結晶粒）内に存在するｆｃｃ結晶構造の割合Ｐfccが小さくなって積層欠陥が低減されることに起因するものと考えられる。
（実施例１）
　実施例１として作製したターゲット全体の組成は、モル比で表すと、９１．４（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－８．６ＷＯ3であり、以下のようにしてターゲットの作製を行うとともに評価を行った。なお、酸化物（ＷＯ3）の含有割合をターゲット全体に対する体積分率で表して、本実施例１で作製したターゲット全体の組成を表示すると、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＷＯ3である。本実施例１で作製したターゲットは本発明に係るターゲットの範囲に含まれる。
　本実施例１に係るターゲットの作製に際しては、まず、８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末を作製した。具体的には、合金組成がＣｏ：８０ａｔ％、Ｐｔ：２０ａｔ％となるように各金属を秤量し、１５００℃以上に加熱して合金溶湯とし、ガスアトマイズを行って８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末を作製した。
　作製した８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末を１５０メッシュのふるいで分級して、粒径が１０６μｍ以下の８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末を得た。
　分級後の８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金アトマイズ粉末６１０．００ｇに、ＷＯ3粉末１５４.４４ｇを添加してボールミルで混合分散を行い、加圧焼結用混合粉末を得た。ボールミルの累計回転回数は１,８７０,５６０回であった。
　得られた加圧焼結用混合粉末３０ｇを、焼結温度：９００℃、圧力：２６ＭＰａ、時間：３０ｍｉｎ、雰囲気：５×１０-2Ｐａ以下の条件でホットプレスを行い、焼結体テストピース（φ３０ｍｍ）を作製した。作製した焼結体テストピースの相対密度は１０１．６４１％であった。なお、計算密度は１０．６４ｇ／ｃｍ3である。
　図３および図４は、得られた焼結体テストピースの厚さ方向断面の金属顕微鏡写真であり、図３は撮影時の倍率が１００倍の写真（写真中の縮尺目盛りは５００μｍ）で、図４は撮影時の倍率が５００倍の写真（写真中の縮尺目盛りは１００μｍ）である。
　図３および図４からわかるように、８０Ｃｏ－２０Ｐｔ合金相とＷＯ3相とは微細に混合分散されていた。
　次に、作製した加圧焼結用混合粉末を用いて、焼結温度：９００℃、圧力：２６ＭＰａ、時間：６０ｍｉｎ、雰囲気：５×１０-2Ｐａ以下の条件でホットプレスを行い、φ１６４．０ｍｍ×厚さ２．０ｍｍのターゲットを１つ作製した。作製したターゲットの相対密度は９９．７％であった。
　作製したターゲットについて、ＡＳＴＭ　Ｆ２０８６－０１に基づき、漏洩磁束についての評価を行ったところ、平均漏洩磁束率は５９．３％であった。この平均漏洩磁束率はマグネトロンスパッタリングを良好に行うのに十分な数値である。
　次に、作製したターゲットを用いてマグネトロンスパッタリングを行い、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＷＯ3からなる磁性薄膜を基板上に成膜させ、磁気特性測定用サンプルを作製した。この磁気特性測定用サンプルの層構成は、ガラス/Ｔａ(5nm, 0.6Pa)/Ｐｔ(6nm, 0.6Pa)/Ｒｕ(10nm, 0.6Pa)/Ｒｕ(10nm, 8Pa)/Ｃｏ60Ｃｒ40－26vol.%ＳｉＯ2(2nm, 4Pa)/ＣｏＰｔ合金－ＷＯ3(16nm, 8Pa)である。括弧内の左側の数字は膜厚を示し、右側の数字はスパッタリングを行ったときのＡｒ雰囲気の圧力を示す。
　前記磁気特性測定用サンプルの層構成において、ＣｏＰｔ合金－ＷＯ3が本実施例１で作製したターゲットを用いて成膜した磁性薄膜である。なお、この磁性薄膜を成膜する際には基板は昇温させておらず、室温で成膜した。
　次に、得られた磁気特性測定用サンプルをアニール炉（真空度５×10-4以下）に入れ、アニール処理を行った。アニール炉の昇温速度と降温速度はどちらも２００℃/ｈで一定とした。アニール温度は２００℃、３００℃、４００℃、４５０℃、５００℃、６００℃とし、アニール温度ごとに別の磁気特性測定用サンプルを用いており、本実施例１ではアニール処理をした磁気特性測定用サンプルがアニール温度ごとに１つずつあり、計６つある。アニール処理においては、アニール温度において０ｈ保持してから室温まで降温させた。即ち、所定のアニール温度に達した時点で加熱を終了し、室温まで降温させた。
　目標のアニール温度まで加熱することによりアニール処理を行って室温まで降温させた各磁気特性測定用サンプル（計６つ）および室温で成膜した後アニール処理をしていない磁気特性測定用サンプル（１つ）について、それぞれＭ－Ｈループ（磁化曲線）を磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、それぞれのＭ－Ｈループ（磁化曲線）から保磁力Ｈcを読み取った。
　保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図５に示す。図５の横軸はアニール温度（℃）であり、縦軸は保磁力Ｈc（ｋＯｅ）である。
　本実施例１では、アニール処理をしていないサンプルの保磁力Ｈcは７．１ｋＯｅであった。この保磁力は現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力と比べて同等程度以上であり、本実施例１の磁性薄膜はアニール処理を行わなくても、現状の垂直磁気記録媒体として用いる際の保磁力としては十分な保磁力である。
　また、本実施例１では、アニール処理をすることにより、保磁力Ｈcがさらに大きくなった。図５からわかるように、アニール温度が５００℃のときに最も保磁力Ｈcが大きくなった。その値は１０．８ｋＯｅであり、１０ｋＯｅを上回った。前述したように、現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力Ｈcは６～７ｋＯｅ程度であり、本発明者の認識している範囲では、１０ｋＯｅを超える保磁力Ｈcを有する磁性薄膜の報告例はなく、本実施例１の磁性薄膜（５００℃でアニール処理）が１０ｋＯｅを超える保磁力Ｈcを有する磁性薄膜についての初めての例である。
　最も大きい保磁力Ｈcが得られたとき（アニール温度５００℃のとき）のＭ－Ｈループ（磁化曲線）を、他の実施例および比較例の結果と合わせて図６に示す。図６の横軸は加えた磁場の強さである。図６の縦軸は、入射光の偏光の軸の回転角（カー回転角）を飽和カー回転角で除して規格化した値である。
（実施例２）
　実施例２として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＴｉＯ2である。用いる酸化物をＴｉＯ2とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。本実施例２で作製したターゲットは、本発明に係るターゲットの範囲に含まれる。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、目標のアニール温度（２００℃、３００℃、４００℃、４５０℃、５００℃、６００℃）でアニール処理を行って室温まで降温した各磁気特性測定用サンプル（計６つ）および室温で成膜した後アニール処理をしていない磁気特性測定用サンプル（１つ）について、それぞれＭ－Ｈループ（磁化曲線）を磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、それぞれのＭ－Ｈループ（磁化曲線）から保磁力Ｈcを読み取った。
　保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図５に示す。
　本実施例２では、アニール処理をしていないサンプルの保磁力Ｈcは５．８ｋＯｅであったが、アニール処理をした場合、アニール温度が５００℃のときに最も保磁力Ｈcが大きくなり、その値は８．６ｋＯｅであった。前述したように、現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力Ｈcは６～７ｋＯｅ程度であり、本実施例２の磁性薄膜（５００℃でアニール処理）の保磁力Ｈcは、現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力Ｈcを上回っている。
　最も大きい保磁力Ｈcが得られたとき（アニール温度５００℃のとき）のＭ－Ｈループ（磁化曲線）を、他の実施例および比較例の結果と合わせて図６に示す。
（比較例１）
　比較例１として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％ＳｉＯ2である。用いる酸化物をＳｉＯ2とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。本比較例１で作製したターゲットに用いた酸化物はＳｉＯ2であり、本発明に係るターゲットの範囲に含まれない。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、目標のアニール温度（２００℃、３００℃、４００℃、４５０℃、５００℃、６００℃）でアニール処理を行って室温まで降温した各磁気特性測定用サンプル（計６つ）および室温で成膜した後アニール処理をしていない磁気特性測定用サンプル（１つ）について、それぞれＭ－Ｈループ（磁化曲線）を磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、それぞれのＭ－Ｈループ（磁化曲線）から保磁力Ｈcを読み取った。
　保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図５に示す。
　本比較例１では、アニール処理をしていないサンプルの保磁力Ｈcは５．２ｋＯｅであった。アニール処理をした場合、アニール温度が３００℃のときに最も保磁力Ｈcが大きくなり、その値は５．５ｋＯｅであった。
　最も大きい保磁力Ｈcが得られたとき（アニール温度３００℃のとき）のＭ－Ｈループ（磁化曲線）を、他の実施例および比較例の結果と合わせて図６に示す。
（比較例２）
　比較例２として作製したターゲット全体の組成は、（８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）－３０ｖｏｌ％Ａｌ2Ｏ3である。用いる酸化物をＡｌ2Ｏ3とした以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製した。本比較例２で作製したターゲットに用いた酸化物はＡｌ2Ｏ3であり、本発明に係るターゲットの範囲に含まれない。また、作製したターゲットを用いて実施例１と同様にして磁気特性測定用サンプルを作製した。
　そして、実施例１と同様にして、目標のアニール温度（２００℃、３００℃、４００℃、４５０℃、５００℃、６００℃）でアニール処理を行って室温まで降温した各磁気特性測定用サンプル（計６つ）および室温で成膜した後アニール処理をしていない磁気特性測定用サンプル（１つ）について、それぞれＭ－Ｈループ（磁化曲線）を磁気光学カー効果装置を用いて測定した。そして、それぞれのＭ－Ｈループ（磁化曲線）から保磁力Ｈcを読み取った。
　保磁力Ｈcについての測定結果を他の実施例および比較例の結果と合わせて図５に示す。
　本比較例２では、アニール処理をしていないサンプルの保磁力Ｈcは０．９ｋＯｅであった。アニール処理をした場合、アニール温度が６００℃のときに最も保磁力Ｈcが大きくなり、その値は２．３ｋＯｅであった。
　最も大きい保磁力Ｈcが得られたとき（アニール温度６００℃のとき）のＭ－Ｈループ（磁化曲線）を、他の実施例および比較例の結果と合わせて図６に示す。
（酸化物についての考察）
　実施例１で用いた酸化物はＷＯ3であり、実施例２で用いた酸化物はＴｉＯ2であり、比較例１で用いた酸化物はＳｉＯ2であり、比較例２で用いた酸化物はＡｌ2Ｏ3である。
　これらの４種類の酸化物が、得られる磁性薄膜の磁気特性にどのような影響を与えているのかについてさらに考察するために、図６に記載したＭ－Ｈループ（保磁力Ｈcが最大となるアニール温度でのアニール処理をした磁気特性測定用サンプルについてのＭ－Ｈループ）から、核生成磁場Ｈn（ｋＯｅ）およびＭ－Ｈループ（磁化曲線）の傾きαをさらに算出した。Ｍ－Ｈループ（磁化曲線）の傾きαは、保磁力Ｈcを示す点の近傍の領域のデータを用いて、算出式４π×｜ｄＭ／ｄＨ｜により算出した。核生成磁場Ｈn（ｋＯｅ）およびＭ－Ｈループの傾きαの算出結果を、先に記載した保磁力Ｈcの最大値とともに次の表１にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１からわかるように、磁性薄膜の保磁力Ｈcおよび核生成磁場Ｈnの値は酸化物としてＷＯ3を用いた実施例１が最大であり、その値はそれぞれ１０．８（ｋＯｅ）、５．５（ｋＯｅ）である。前述したように、現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力Ｈcは６～７ｋＯｅ程度であり、本発明者の認識している範囲では、１０ｋＯｅを超える保磁力Ｈcを有する磁性薄膜の報告例はなく、実施例１の磁性薄膜（５００℃でアニール処理）が１０ｋＯｅを超える保磁力Ｈcを有する磁性薄膜の初めての例である。
　また、酸化物としてＷＯ3を用いた実施例１の磁性薄膜（５００℃でのアニール処理後）は、Ｍ－Ｈループの傾きαが１．６と小さく、磁化の反転が急激に生じることは考えにくい。
　酸化物としてＷＯ3を用いた実施例１の磁性薄膜（５００℃でアニール処理）は、保磁力Ｈcおよび核生成磁場Ｈnが大きく、また、Ｍ－Ｈループの傾きαが小さいので、磁気記録膜として用いた場合の記録信号の熱安定性は極めて良好になると考えられる。
　また、図５からわかるように、酸化物としてＷＯ3を用いた実施例１の磁性薄膜は、アニール温度が５００℃以下の範囲において、アニール温度を上げるほど保磁力Ｈcが大きくなるので、アニール温度５００℃以下のアニール処理によって保磁力Ｈcが向上するという特性を持った磁性薄膜でもある。
　また、図５からわかるように、酸化物としてＷＯ3を用いた実施例１の磁性薄膜は、アニール処理を行わない状態（室温で成膜したままの状態）でも、保磁力Ｈcが７．１ｋＯｅであり、この保磁力は現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力と比べて同等程度以上である。したがって、本実施例１の磁性薄膜はアニール処理を行わなくても、現状の垂直磁気記録媒体として用いる際の保磁力としては十分な保磁力である。
　酸化物としてＴｉＯ2を用いた実施例２の磁性薄膜（５００℃でアニール処理）の保磁力Ｈcおよび核生成磁場Ｈnの値はそれぞれ８．６（ｋＯｅ）、４．９（ｋＯｅ）であり、実施例１の磁性薄膜の値を下回るが、現状の磁性薄膜と比べた場合、実現されている保磁力を上回る磁性薄膜であり、磁気記録膜として用いた場合の記録信号の熱安定性は良好になると考えられる。
　また、図５からわかるように、酸化物としてＴｉＯ2を用いた実施例２の磁性薄膜は、アニール温度が５００℃以下の範囲において、アニール温度を上げるほど保磁力Ｈcが大きくなるので、アニール温度５００℃以下のアニール処理によって保磁力Ｈcが向上するという特性を持った磁性薄膜でもある。
　一方、酸化物としてＳｉＯ2を用いた比較例１の磁性薄膜および酸化物としてＡｌ2Ｏ3を用いた比較例２の磁性薄膜は、アニール処理を行うかどうかに関わらず、保磁力が現状の技術レベルにおいて実現されている磁性薄膜の保磁力（６～７ｋＯｅ）に到達しておらず、磁気記録膜として用いた場合の記録信号の熱安定性は良好になるとは言い切れないと考えられる。
（実施例１の磁性薄膜のＴＥＭ観察）
　極めて良好な磁気特性の得られた実施例１の磁性薄膜（酸化物としてＷＯ3を用いた磁性薄膜）について、ＴＥＭを用いてミクロ構造を確認した。図７に実施例１の磁性薄膜のＴＥＭ写真を示す。
　図７（ａ）は、アニール処理をしていないＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜の平面ＴＥＭ写真（磁性薄膜の平面方向の面のＴＥＭ写真）であり、図７（ｂ）は、５００℃でアニール処理をしたＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜の平面ＴＥＭ写真である。
　図７（ａ）、（ｂ）の平面ＴＥＭ写真において、濃い灰色の領域はＣｏＰｔ合金であり、白色の領域はＷＯ3である。図７（ａ）、（ｂ）からわかるように、アニール処理の有無にかかわらず、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒はＷＯ3によって１ｎｍ程度分離されており、良好なグラニュラ構造となっていることがわかる。
　また、平面ＴＥＭ写真を用いて各ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒の領域の面積を１００か所以上求め、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒の形状が円柱であると仮定した時の結晶粒径（円柱の直径）を算出したところ、アニール処理をしていない場合は６．４ｎｍであり、５００℃のアニール処理をした場合は８ｎｍであった。このことから、アニール処理によってＣｏＰｔ合金磁性結晶粒が円柱状に成長するものと考えられる。
　図７（ｃ）は５００℃でアニール処理をしたＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜の断面ＴＥＭ写真（磁性薄膜の平面と直交する方向の断面のＴＥＭ写真）である。この断面ＴＥＭ写真からわかるように、５００℃でアニール処理をしたＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜において、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒が円柱状に成長していることがわかる。
　以上説明したように、ＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜は、アニール処理の有無にかかわらず、良好なグラニュラ構造となっていることをＴＥＭ観察により確認した。また、ＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜を５００℃でアニール処理をすることにより、ＣｏＰｔ合金磁性結晶粒を円柱状に成長させることができることも確認した。
（好適なアニール温度について）
　実施例１、２の磁性薄膜において良好な保磁力Ｈcが得られたので、実施例１、２の磁性薄膜に対する好適なアニール温度について、図５（アニール温度と保磁力Ｈcとの関係を示すグラフ）に基づき検討する。
　図５からわかるように、アニール温度が３００℃以上５５０℃以下の温度範囲にあるとき、実施例１、２の磁性薄膜の保磁力Ｈcは６．５ｋＯｅ程度以上になっており、現状の技術水準の磁性薄膜の保磁力Ｈcと比べて同等以上の値となる。したがって、実施例１、２の磁性薄膜に対するアニール温度は３００℃以上５５０℃以下の温度範囲であることが好ましい。
　また、図５からわかるように、アニール温度が４００℃以上５２０℃以下の温度範囲にあるとき、実施例１の磁性薄膜の保磁力Ｈcは９ｋＯｅ程度以上になっており、現状の技術水準を上回る保磁力Ｈcを発現している。また、実施例２の磁性薄膜の保磁力Ｈcも、アニール温度が４００℃以上５２０℃以下の温度範囲にあるとき、７．１ｋＯｅ程度以上になっており、現状の技術水準の磁性薄膜と比べて同等以上の保磁力Ｈcが得られている。したがって、実施例１、２の磁性薄膜に対するアニール温度は４００℃以上５２０℃以下の温度範囲であることがより好ましい。
　また、図５からわかるように、アニール温度が４６０℃以上５２０℃以下の温度範囲にあるとき、実施例１の磁性薄膜の保磁力Ｈcは１０ｋＯｅ程度以上になっており、現状の技術水準の磁性薄膜では到達していない保磁力Ｈcを発現している。また、実施例２の磁性薄膜の保磁力Ｈcも、アニール温度が４６０℃以上５２０℃以下の温度範囲にあるとき、８ｋＯｅ程度以上になっており、現状の技術水準を上回る保磁力Ｈcが得られている。したがって、実施例１、２の磁性薄膜に対するアニール温度は４６０℃以上５２０℃以下の温度範囲であることがさらに好ましい。
　また、図５からわかるように、アニール温度が４８０℃以上５１０℃以下の温度範囲にあるとき、実施例１、２の磁性薄膜において保磁力Ｈcがほぼ最大となる。したがって、実施例１、２の磁性薄膜に対するアニール温度は４８０℃以上５１０℃以下の温度範囲であることが特に好ましい。
（アニール処理による保磁力Ｈc増大の理由についての考察）
　実施例１の磁性薄膜では、５００℃でアニール処理をすることにより、１０．８ｋＯｅという大きな保磁力Ｈcが得られた。アニール処理によって大きな保磁力Ｈcが得られた理由を考察するために、実施例１の磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金磁性結晶粒の結晶磁気異方性定数Ｋu grainと異方性磁界Ｈk grainを算出した。具体的には、ＣｏＰｔ－ＷＯ3磁性薄膜の平均磁気特性の値から３０ｖｏｌ％のＷＯ3による影響分を計算により除外して、結晶磁気異方性定数Ｋu grainと異方性磁界Ｈk grainを算出した。
　ここで、結晶磁気異方性定数Ｋu grainと異方性磁界Ｈk grainとの間には、Ｋu grain＝（Ｍs grain×Ｈk grain）／２という関係がある。Ｍs grainは各結晶粒の飽和磁化であり、試料振動型磁力計で測定した平均飽和磁化の値から算出した。各結晶粒の飽和磁化Ｍs grainはアニール処理の有無およびアニール温度に関わらずほぼ一定の値であり、約９９０emu/cm3であった。
　実施例１の磁性薄膜中のＣｏＰｔ合金磁性結晶粒について算出した結晶磁気異方性定数Ｋu grainと異方性磁界Ｈk grainをグラフとして表現した図を図８に示す。図８に示すグラフの横軸はアニール温度（℃）であり、縦軸は結晶磁気異方性定数Ｋu grain（×106 erg/cm3）および異方性磁界Ｈk grain（ｋＯｅ）である。
　図８からわかるように、アニール温度を室温から５００℃に増加させると、結晶磁気異方性定数Ｋu grainは７．８×１０6 erg/cm3 から１０．４×１０6 erg/cm3 に増加し、異方性磁界Ｈk grainは１５．７ｋＯｅから２１ｋＯｅに増加している。この結晶磁気異方性定数Ｋu grainと異方性磁界Ｈk grainの変化の様子は図５に示す保磁力Ｈcの変化の様子と同様であることから、アニール処理による保磁力Ｈcの増大は結晶磁気異方性定数Ｋu grainの増大に基づくものであると考えられる。
（ＣｏＰｔ合金の組成についての追加検討）
　以上説明した参考例ならびに実施例１、２および比較例１、２の結果から、Ｃｏ、Ｐｔ、および酸化物を含有してなる一方、Ｃｒを含有せず、また、前記酸化物としてＷＯ3を有してなるスパッタリングターゲットを用いて、基板を加熱しないで作製した磁性薄膜を、５００℃でアニール処理をすることにより、保磁力Ｈcが１０ｋＯｅを上回る磁性薄膜を得られることがわかった。
　しかしながら、実施例１、２および比較例１、２で用いたスパッタリングターゲットにおけるＣｏとＰｔの組成は、８０Ｃｏ－２０Ｐｔの１種類のみである。
　そこで、ＣｏとＰｔの組成を変えたスパッタリングターゲット（酸化物はＷＯ3を３０ｖｏｌ％含有）を用いて、基板を加熱しないで作製した磁性薄膜を５００℃でアニール処理をし、該アニール処理をした磁性薄膜の保磁力Ｈcと核生成磁場Ｈnを測定して、本発明の効果が発現するスパッタリングターゲット中のＣｏとＰｔの組成範囲について検討した。
　追加検討したスパッタリングターゲット（実施例３～７、比較例３、４）中のＣｏとＰｔの組成は、実施例３が９０Ｃｏ－１０Ｐｔであり、実施例４が８５Ｃｏ－１５Ｐｔであり、実施例５が５０Ｃｏ－５０Ｐｔであり、実施例６が２５Ｃｏ－７５Ｐｔであり、実施例７が２０Ｃｏ－８０Ｐｔである。また、比較例３のスパッタリングターゲット中の金属成分はＣｏのみであり、比較例４のスパッタリングターゲット中の金属成分はＰｔのみである。ＣｏとＰｔの組成を変えた以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製し、実施例１と同様にして磁性薄膜の保磁力Ｈcと核生成磁場Ｈnを測定した。その測定結果を実施例１の測定結果とともに次の表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２からわかるように、本発明の範囲内のスパッタリングターゲット（実施例１、実施例３～７）を用いて作製した磁性薄膜の５００℃アニール処理後の保磁力Ｈcはいずれも６．８ｋＯｅ以上であり、現状の技術水準の保持力と比べて同等の保磁力以上であった。特に、実施例１、５、６は、１０ｋＯｅ以上の保磁力であり、極めて大きな保磁力が得られた。
　一方、スパッタリングターゲット中の金属成分がＣｏのみであり本発明の範囲外である比較例３のスパッタリングターゲット、およびスパッタリングターゲット中の金属成分がＰｔのみであり本発明の範囲外である比較例４のスパッタリングターゲットを用いて作製した磁性薄膜の５００℃アニール処理後の保磁力Ｈcは、それぞれ０．５ｋＯｅ、０．０ｋＯｅと小さかった。
（酸化物含有量についての追加検討）
　前述したように、本発明の範囲内のスパッタリングターゲット（実施例１、実施例３～７）を用いて作製した磁性薄膜の５００℃アニール処理後の保磁力Ｈcはいずれも６．８ｋＯｅ以上であり、現状の技術水準の保持力と比べて同等の保磁力以上であり、良好な結果が得られた。
　しかしながら、実施例１、実施例３～７で用いたスパッタリングターゲットにおけるＷＯ3の含有量は、３０ｖｏｌ％の１種類のみである。
　そこで、ＷＯ3の含有量を変えたスパッタリングターゲット（ＣｏとＰｔの組成は８０Ｃｏ－２０Ｐｔ）を用いて、基板を加熱しないで作製した磁性薄膜を５００℃でアニール処理をし、該アニール処理をした磁性薄膜の保磁力Ｈcと核生成磁場Ｈnを測定して、本発明の効果が発現するスパッタリングターゲット中のＷＯ3の含有量の範囲について検討した。
　追加検討したスパッタリングターゲット（実施例８～１３、比較例５）中のＷＯ3の含有量は、実施例８が１０ｖｏｌ％であり、実施例９が２０ｖｏｌ％であり、実施例１０が２５ｖｏｌ％であり、実施例１１が３５ｖｏｌ％であり、実施例１２が４０ｖｏｌ％であり、実施例１３が５０ｖｏｌ％であり、比較例５が０ｖｏｌ％である。ＷＯ3の含有量を変えた以外は実施例１と同様にしてターゲットを作製し、実施例１と同様にして磁性薄膜の保磁力Ｈcと核生成磁場Ｈnを測定した。その測定結果を実施例１の測定結果とともに次の表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３からわかるように、本発明の範囲内のスパッタリングターゲット（実施例１、実施例８～１３）を用いて作製した磁性薄膜の５００℃アニール処理後の保磁力Ｈcはいずれも６．９ｋＯｅ以上であり、現状の技術水準の保持力と比べて同等の保磁力以上であった。特に、実施例１、１０、１１、１２は、１０ｋＯｅ以上の保磁力であり、極めて大きな保磁力が得られた。
　一方、ＷＯ3含有量が０であり、本発明の範囲外である比較例５のスパッタリングターゲットを用いて作製した磁性薄膜の５００℃アニール処理後の保磁力Ｈcは０．７ｋＯｅと小さかった。

Claims (20)

  1. 　金属Ｃｏ、金属Ｐｔ、および酸化物を含有してなるスパッタリングターゲットであって、
    　金属Ｃｒを含有せず、
    　かつ、前記酸化物は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を有してなることを特徴とするスパッタリングターゲット。
  2. 　金属Ｃｏと金属Ｐｔの合計に対して金属Ｃｏを２０～９０ａｔ％含有することを特徴とする請求項１に記載のスパッタリングターゲット。
  3. 　前記酸化物は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方であることを特徴とする請求項１または２に記載のスパッタリングターゲット。
  4. 　前記酸化物は、ＷＯ3を有してなることを特徴とする請求項１または２に記載のスパッタリングターゲット。
  5. 　前記酸化物は、ＷＯ3であることを特徴とする請求項１または２に記載のスパッタリングターゲット。
  6. 　前記酸化物を、１０～５０ｖｏｌ％含有することを特徴とする請求項１～５のいずれかに記載のスパッタリングターゲット。
  7. 　前記酸化物を、２５～３５ｖｏｌ％含有することを特徴とする請求項１～５のいずれかに記載のスパッタリングターゲット。
  8. 　前記スパッタリングターゲットは、磁性薄膜の作製に使用可能なことを特徴とする請求項１～７のいずれかに記載のスパッタリングターゲット。
  9. 　前記スパッタリングターゲットを用いて作製された磁性薄膜に対して３００℃以上５５０℃以下の温度範囲でアニール処理を行うことにより、該磁性薄膜の保磁力を６ｋＯｅ以上とすることができることを特徴とする請求項８に記載のスパッタリングターゲット。
  10. 　前記酸化物はＷＯ3を有してなり、
    　前記スパッタリングターゲットを用いて作製された磁性薄膜に対して４００℃以上５２０℃以下の温度範囲でアニール処理を行うことにより、該磁性薄膜の保磁力を９ｋＯｅ以上とすることができることを特徴とする請求項８に記載のスパッタリングターゲット。
  11. 　前記酸化物はＷＯ3を有してなり、
    　前記スパッタリングターゲットを用いて作製された磁性薄膜に対して４６０℃以上５２０℃以下の温度範囲でアニール処理を行うことにより、該磁性薄膜の保磁力を１０ｋＯｅ以上とすることができることを特徴とする請求項８に記載のスパッタリングターゲット。
  12. 　前記アニール処理を行った後の前記磁性薄膜の構造がグラニュラ構造であることを特徴とする請求項９～１１のいずれかに記載のスパッタリングターゲット。
  13. 　ＣｏおよびＰｔを含有する一方Ｃｒを含有しないＣｏＰｔ合金粉末をアトマイズ法で作製する工程と、
    　前記作製したＣｏＰｔ合金粉末と、酸化物粉末とを混合分散して加圧焼結用混合粉末を作製する工程と、
    　前記作製した加圧焼結用混合粉末を加圧焼結する工程と、
    　を有し、
    　前記酸化物粉末は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を有してなることを特徴とするスパッタリングターゲットの製造方法。
  14. 　Ｃｏ粉末と、Ｐｔ粉末と、酸化物粉末とを混合分散して加圧焼結用混合粉末を得る工程と、
    　前記得られた加圧焼結用混合粉末を加圧焼結する工程と、
    　を有し、
    　前記酸化物粉末は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方を有してなることを特徴とするスパッタリングターゲットの製造方法。
  15. 　得られるスパッタリングターゲットは、金属Ｃｏと金属Ｐｔの合計に対して金属Ｃｏを２０～９０ａｔ％含有することを特徴とする請求項１３または１４に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
  16. 　前記酸化物粉末は、ＷＯ3およびＴｉＯ2のうちの少なくともいずれか一方であることを特徴とする請求項１３～１５のいずれかに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
  17. 　前記酸化物粉末は、ＷＯ3を有してなることを特徴とする請求項１３～１５のいずれかに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
  18. 　前記酸化物粉末は、ＷＯ3であることを特徴とする請求項１３～１５のいずれかに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
  19. 　前記酸化物粉末の前記加圧焼結用混合粉末の全体に対する体積分率が１０～５０ｖｏｌ％であることを特徴とする請求項１３～１８のいずれかに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
  20. 　前記酸化物粉末の前記加圧焼結用混合粉末の全体に対する体積分率が２５～３５ｖｏｌ％であることを特徴とする請求項１３～１８のいずれかに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
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