WO2023038016A1 - 熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット - Google Patents

熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット Download PDF

Info

Publication number
WO2023038016A1
WO2023038016A1 PCT/JP2022/033348 JP2022033348W WO2023038016A1 WO 2023038016 A1 WO2023038016 A1 WO 2023038016A1 JP 2022033348 W JP2022033348 W JP 2022033348W WO 2023038016 A1 WO2023038016 A1 WO 2023038016A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
magnetic
vol
nitride
sputtering target
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/033348
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
キム コング タム
了輔 櫛引
伸 齊藤
Original Assignee
田中貴金属工業株式会社
国立大学法人東北大学
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 田中貴金属工業株式会社, 国立大学法人東北大学 filed Critical 田中貴金属工業株式会社
Priority to JP2023546941A priority Critical patent/JPWO2023038016A1/ja
Publication of WO2023038016A1 publication Critical patent/WO2023038016A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/02—Recording, reproducing, or erasing methods; Read, write or erase circuits therefor
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/64—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent
    • G11B5/65—Record carriers characterised by the selection of the material comprising only the magnetic material without bonding agent characterised by its composition
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/84—Processes or apparatus specially adapted for manufacturing record carriers
    • G11B5/851—Coating a support with a magnetic layer by sputtering
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F41/00—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties
    • H01F41/14—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying magnetic films to substrates
    • H01F41/18—Apparatus or processes specially adapted for manufacturing or assembling magnets, inductances or transformers; Apparatus or processes specially adapted for manufacturing materials characterised by their magnetic properties for applying magnetic films to substrates by cathode sputtering

Definitions

  • the present invention relates to a sputtering target for manufacturing a heat-assisted magnetic recording medium.
  • the thermally-assisted magnetic recording method is a recording method in which a magnetic recording medium is irradiated with near-field light from a magnetic head, and magnetic information is written by locally reducing the coercive force of the region irradiated with the near-field light.
  • Non-Patent Document 1 magnetic crystal grains of an FePt alloy having an L10 type crystal structure, carbon (Non-Patent Document 1), MgO (Non-Patent Document 2), ZrO 2 (Non-Patent Document 3), GeO 2 (Patent Document 1) and other granular magnetic materials containing grain boundary materials are used, and it has been reported that Ms ⁇ Ku varies greatly depending on the grain boundary materials.
  • the present inventors have reported that in CoPt-oxide granular magnetic materials, the Ms ⁇ Ku of the medium depends on the melting point of the grain boundary material (Non-Patent Document 4).
  • Non-Patent Document 1 magnetic crystal grains with high Ku can be obtained by using carbon (Non-Patent Document 1) in addition to oxides (Non-Patent Document 5) as grain boundary materials for FePt granular magnetic materials.
  • the present inventors have reported that with regard to the saturation magnetization (Ms) of FePt granular magnetic materials, use of a grain boundary material with a low melting point makes it possible to obtain FePt granular magnetic materials with a high Ms (Non-Patent Document 6 ). Furthermore, the present inventors have also reported that the proportion of in-plane oriented magnetic crystal grains is greatly influenced by the grain boundary material (Non-Patent Document 7).
  • an FePt granular magnetic material having magnetic crystal grains having a high saturation magnetization and a low ratio of in-plane orientation is obtained even when oxide or carbon is used as a grain boundary material for magnetic crystal grains. is shown to be difficult.
  • the FePt granular magnetic material using oxides and carbon as grain boundary materials since the oxides and carbon as the grain boundary materials form a solid solution in the FePt crystal grains, the Ms decreases and the in-plane orientation of the magnetic crystal grains is reduced. It has been reported that the proportion increases (Non-Patent Documents 8, 9).
  • An object of the present invention is to provide a sputtering target capable of producing a thermally-assisted magnetic recording medium with high saturation magnetization and few in-plane oriented magnetic crystal grains.
  • the present inventors produced FePt alloy-based sputtering targets having grain boundary materials with various melting points, and deposited them on MgO substrates.
  • Ms of a granular magnetic material can be reduced more than when an oxide is used as a grain boundary material for magnetic crystal grains.
  • the inventors have found that it is possible to increase the grain size and reduce the ratio of in-plane oriented crystal grains, and have completed the present invention.
  • the present invention comprises a magnetic phase containing Fe and Pt and a nitride non-magnetic phase selected from Cr2N , VN, AlN, NbN, TaN, HfN and any combination thereof.
  • a sputtering target for manufacturing a thermally-assisted magnetic recording medium is provided.
  • the magnetic phase preferably consists of 40 mol % or more and 60 mol % or less of Pt, and the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the magnetic phase comprises 40 mol% or more and 60 mol% or less of Pt, and more than 0 mol% and 10 mol% or less of Si, Ti, Cr, B, V, Nb, Ta, Ru, Mn, Zn, Mo, W, Ge, One or more selected from Au, Ag, and Cu, and the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities may also be used.
  • a sputtering target for producing a thermally-assisted magnetic recording medium comprising: a C non-magnetic phase;
  • the magnetic phase is 50 vol% or more and 80 vol% or less, the total of the nitride nonmagnetic phase and the C nonmagnetic phase is 20 vol% or more and 50 vol% or less, and the nitride nonmagnetic phase is 10 vol% or more and 50 vol% or less, It is preferable that the C non-magnetic phase is contained in an amount exceeding 0 vol % and not more than 10 vol %.
  • the magnetic phase preferably consists of 40 mol % or more and 60 mol % or less of Pt, and the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the magnetic phase comprises 40 mol% or more and 60 mol% or less of Pt, and more than 0 mol% and 10 mol% or less of Si, Ti, Cr, B, V, Nb, Ta, Ru, Mn, Zn, Mo, W, Ge, One or more selected from Au, Ag, and Cu, and the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities may also be used.
  • the sputtering target of the present invention can produce a thermally-assisted magnetic recording medium with high saturation magnetization and few in-plane oriented magnetic crystal grains.
  • FIG. 1 is a schematic conceptual diagram showing an example of the laminated structure of a thermally-assisted magnetic recording medium produced using the sputtering target of the present invention.
  • Magnetization curves of FePt-nitride granular thin films 4 is a graph showing the relationship between saturation magnetization Ms and melting point of FePt-nitride granular thin film and FePt-oxide granular thin film. 4 is a graph showing the relationship between the magnetic anisotropy constant Ku and the melting point of FePt-nitride granular thin films and FePt-oxide granular thin films.
  • 4 is a graph showing the relationship between the in-plane orientation ratio and the melting point of FePt-nitride granular thin films and FePt-oxide granular thin films.
  • 4 is a graph showing the relationship between crystal grain size and melting point of FePt-nitride granular thin film and FePt-oxide granular thin film.
  • 4 is a graph showing the relationship between saturation magnetization Ms and L 4 ⁇ /Ku in Examples and Comparative Examples.
  • FIG. 1 shows an outline of an example of the laminated structure of a thermally-assisted magnetic recording medium produced using the sputtering target of the present invention.
  • the heat-assisted magnetic recording medium shown in FIG . A magnetic layer (FePt-nitride (5 nm)) containing an alloy having a crystal structure and a protective layer (C (7 nm)) are laminated in this order.
  • the thermally-assisted magnetic recording medium shown in FIG. 1 has a CoW layer and an MgO underlayer laminated on a glass substrate, and an FePt-nitride magnetic layer is formed on the MgO underlayer using the sputtering target of the present invention.
  • a C protective layer is deposited on the FePt-nitride layer.
  • Each layer of the thermally-assisted magnetic recording medium is deposited by sputtering a sputtering target corresponding to each layer.
  • the present invention provides a sputtering target capable of producing a thermally-assisted magnetic recording medium with high saturation magnetization and few in-plane oriented magnetic crystal grains.
  • the sputtering target of the first embodiment of the present invention includes a magnetic phase containing Fe and Pt, and a nitride non-magnetic phase selected from Cr 2 N, VN, AlN, NbN, TaN, HfN and any combination thereof. , and is suitable for manufacturing a heat-assisted magnetic recording medium.
  • the sputtering target of the present invention preferably contains 50 vol% or more and 80 vol% or less of the magnetic phase, more preferably 52.5 vol% or more and 77.5 vol% or less. If the content of the magnetic phase is within the above range, the magnetism can be adjusted by increasing the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the magnetic crystal grains in the granular magnetic film formed using the sputtering target.
  • nitride constituting the nitride non-magnetic phase a high melting point nitride selected from Cr 2 N, VN, AlN, NbN, TaN, HfN, and any combination thereof can be preferably used. It was confirmed that the thermally-assisted magnetic recording media produced using the sputtering targets containing these nitrides exhibited a high saturation magnetization Ms of 420 emu/cm 3 or more as described later, in spite of their high melting points.
  • VN, AlN, NbN, TaN, HfN, and Cr 2 N reduce the ratio of in-plane oriented crystal grains in the magnetic layer of the thermally-assisted magnetic recording medium deposited using the sputtering target of the present invention. is particularly preferred because
  • the sputtering target of the present invention preferably contains 20 vol% or more and 50 vol% or less of the nitride nonmagnetic phase, more preferably 22.5 vol% or more and 47.5 vol% or less, and further preferably contains 25 vol% or more and 45 vol% or less. preferable. If the content of the nitride non-magnetic phase is within the above range, the nitride grains function well as a grain boundary material for the magnetic crystal grains in the granular magnetic film formed using the sputtering target, and the adjacent magnetic crystal grains contact can be suppressed.
  • the magnetic phase consists of an alloy containing Fe and Pt. Fe and Pt form magnetic crystal grains (fine magnets) having an L10 type crystal structure in a granular magnetic thin film formed by sputtering.
  • Fe is a ferromagnetic metal element and plays a central role in the formation of magnetic crystal grains in granular magnetic thin films.
  • the content of Fe in the magnetic phase of the sputtering target of the present invention is 40 mol. % or more and 60 mol % or less, and more preferably 45 mol % or more and 55 mol % or less.
  • the content of Pt in the magnetic phase of the sputtering target of the present invention is 40 mol. % or more and 60 mol % or less, and more preferably 45 mol % or more and 55 mol % or less.
  • the sputtering target of the present invention can contain additional elements in the magnetic phase as long as the magnetic properties of the deposited thermally-assisted magnetic recording medium are not impaired.
  • Additional elements preferably include one or more selected from Si, Ti, Cr, B, V, Nb, Ta, Ru, Mn, Zn, Mo, W, Ge, Au, Ag, and Cu. can be done.
  • the content of the additional element in the magnetic phase is preferably 0 mol % or more and 10 mol % or less, more preferably 0 mol % or more and 7.5 mol % or less.
  • Alloys constituting the magnetic phase of the sputtering target of the present invention include FePt, FePtSi, FePtTi, FePtCr, FePtB, FePtV, FePtNb, FePtTa, FePtRu, FePtMn, FePtZn, FePtMo, FePtW, FePtGe, FePtAu, FePtAgFePtCu, FePtSiCu, and FePtTiCu.
  • the cross-sectional structure of the sputtering target of the present invention is not particularly limited, it preferably has a structure in which the magnetic phase and the nitride non-magnetic phase are finely dispersed. With such a fine structure, problems such as nodules and particles are less likely to occur during sputtering.
  • the sputtering target of the present invention can be produced, for example, as follows.
  • the FePt powder is produced by weighing each raw material powder with a particle size equal to or less than a predetermined value (for example, 106 ⁇ m or less) so as to have a predetermined design composition. If the magnetic phase contains additional elements, an alloy powder containing the additional elements is prepared.
  • a predetermined value for example, 106 ⁇ m or less
  • Nitride powder is added to the FePt alloy powder and stirred and mixed in a ball mill to produce a mixed powder for pressure sintering in which the nitride powder is finely dispersed in the FePt alloy powder.
  • the nitride powder is 20 vol% or more and 50 vol% or less, preferably 22.5 vol% or more and 47.5 vol% or less, more preferably 25 vol% or more and 45 vol% or less with respect to the total amount of the mixed powder for pressure sintering. Added.
  • the mixed powder for pressurized sintering is pressurized and sintered by, for example, a vacuum hot press method to form a sputtering target.
  • the sintering conditions are preferably a sintering temperature of 800° C. to 1300° C., a sintering pressure of 30 MPa to 200 MPa, and a holding time of 1 hour to 4 hours.
  • the mixed powder for pressure sintering is stirred and mixed in a ball mill, and the FePt alloy powder and the nitride powder are finely dispersed. Therefore, sputtering is performed using the sputtering target obtained by this manufacturing method. However, problems such as generation of nodules and particles are less likely to occur.
  • the method for pressure sintering the mixed powder for pressure sintering is not particularly limited, and methods other than the vacuum hot press method, such as the HIP method, may be used.
  • the FePt powder used when producing the mixed powder for pressure sintering is not limited to alloy powder, and powders of individual metals may be used.
  • the mixed powder for pressure sintering can be produced by mixing and dispersing the individual metal powder and the nitride powder in a ball mill or the like.
  • the sputtering target of the second embodiment of the present invention includes a magnetic phase containing Fe and Pt and a nitride non-magnetic phase selected from Cr 2 N, VN, AlN, NbN, TaN, HfN and any combination thereof. , and a C non-magnetic phase made of carbon, and are suitable for manufacturing a heat-assisted magnetic recording medium.
  • the sputtering target of the present invention preferably contains 50 vol% or more and 80 vol% or less of the magnetic phase, more preferably 52.5 vol% or more and 77.5 vol% or less. If the content of the magnetic phase is within the above range, the magnetism can be adjusted by increasing the magnetocrystalline anisotropy constant Ku of the magnetic crystal grains in the granular magnetic film formed using the sputtering target.
  • nitride constituting the nitride non-magnetic phase a high melting point nitride selected from Cr 2 N, VN, AlN, NbN, TaN, HfN, and any combination thereof can be preferably used. It was confirmed that the thermally-assisted magnetic recording media produced using the sputtering targets containing these nitrides exhibit a high saturation magnetization Ms of 540 emu/cm 3 or more, as described later, in spite of their high melting points.
  • VN, AlN, NbN, TaN, HfN, and Cr 2 N reduce the ratio of in-plane oriented crystal grains in the magnetic layer of the thermally-assisted magnetic recording medium deposited using the sputtering target of the present invention. is particularly preferred because
  • the sputtering target of the present invention preferably contains a total of 20 vol% or more and 50 vol% or less of the nitride nonmagnetic phase and the C nonmagnetic phase, more preferably 22.5 vol% or more and 47.5 vol% or less, and 25 vol%. It is more preferable to contain 45 vol% or less. If the content of the non-magnetic phase is within the above range, the nitride grains and C grains function well as grain boundary materials for magnetic crystal grains in a granular magnetic film formed using a sputtering target, and adjacent magnetic crystal grains Contact between grains can be suppressed.
  • the content of the nitride non-magnetic phase in the sputtering target is preferably 10 vol% or more and 50 vol% or less, more preferably 12.5 vol% or more and 47.5 vol% or less, still more preferably 15 vol% or more and 45 vol% or less.
  • the content of the C non-magnetic phase in the sputtering target is preferably more than 0 vol% and 10 vol% or less, more preferably more than 0 vol% and 9 vol% or less, still more preferably more than 0 vol% and 8 vol% or less.
  • the magnetic phase of the sputtering target of the second embodiment is the same as that of the first embodiment, so the explanation is omitted.
  • the cross-sectional structure of the sputtering target of the present invention is not particularly limited, it preferably has a structure in which the magnetic phase, the nitride non-magnetic phase, and the C non-magnetic phase are finely dispersed. With such a fine structure, problems such as nodules and particles are less likely to occur during sputtering.
  • the sputtering target of the present invention can be produced, for example, as follows.
  • the FePt powder is produced by weighing each raw material powder with a particle size equal to or less than a predetermined value (for example, 106 ⁇ m or less) so as to have a predetermined design composition. If the magnetic phase contains additional elements, an alloy powder containing the additional elements is prepared.
  • a predetermined value for example, 106 ⁇ m or less
  • Nitride powder and C powder are added to the FePt alloy powder and stirred and mixed in a ball mill to prepare mixed powder for pressure sintering in which the nitride powder and C powder are finely dispersed in the FePt alloy powder.
  • the nitride powder is 10 vol% or more and 50 vol% or less, preferably 12.5 vol% or more and 47.5 vol% or less, more preferably 15 vol% or more and 45 vol% or less with respect to the total amount of the mixed powder for pressure sintering. Add to.
  • the C powder is added so as to be more than 0 vol% and 10 vol% or less, preferably more than 0 vol% and 9 vol% or less, more preferably more than 0 vol% and 8 vol% or less with respect to the total amount of the mixed powder for pressure sintering.
  • the total amount of the nitride powder and the C powder is 20 vol% or more and 50 vol% or less, preferably 22.5 vol% or more and 47.5 vol% or less, more preferably 25 vol% with respect to the total amount of the mixed powder for pressure sintering. It is added so that it becomes 45 vol% or less.
  • the mixed powder for pressurized sintering is pressurized and sintered by, for example, a vacuum hot press method to form a sputtering target.
  • the sintering conditions are preferably a sintering temperature of 800° C. to 1300° C., a sintering pressure of 30 MPa to 200 MPa, and a holding time of 1 hour to 4 hours.
  • the mixed powder for pressure sintering is stirred and mixed in a ball mill, and the FePt alloy powder, the nitride powder, and the C powder are finely dispersed. During this process, problems such as nodules and particles are less likely to occur.
  • the method for pressure sintering the mixed powder for pressure sintering is not particularly limited, and methods other than the vacuum hot press method, such as the HIP method, may be used.
  • the FePt powder used when producing the mixed powder for pressure sintering is not limited to alloy powder, and powders of individual metals may be used.
  • the mixed powder for pressure sintering can be prepared by mixing and dispersing the single metal powder, the nitride powder and the C powder in a ball mill.
  • each metal powder was classified with a 150-mesh sieve to prepare 50Fe-50Pt alloy powders each having a particle size of 106 ⁇ m or less. Specifically, each metal was weighed so that the alloy powder had a composition of Fe: 50 mol % and Pt: 50 mol %.
  • Powders of nonmagnetic materials shown in Tables 1 to 4 were added to 50Fe-50Pt alloy powders to form (Fe 50 Pt 50 )-nonmagnetic phases shown in Tables 1 to 4, and mixed and dispersed in a ball mill. A mixed powder for pressure sintering containing different non-magnetic materials was obtained. Next, using the produced mixed powder for pressure sintering, hot pressing was performed under vacuum conditions to produce an FePt-nonmagnetic phase sputtering target.
  • a CoW layer with a thickness of 80 nm was formed by DC magnetron sputtering under the conditions of 500 W and 0.6 Pa argon gas atmosphere, and then an MgO underlayer was formed by RF magnetron sputtering under the conditions of 500 W and 4 Pa argon gas atmosphere. A film was formed to a thickness of 5 nm.
  • the CoW layer and MgO underlayer were deposited at room temperature.
  • a FePt-nonmagnetic phase sputtering target was used to form a granular magnetic thin film of FePt-nonmagnetic material to a predetermined thickness by DC magnetron sputtering under the conditions of 100 W and 8 Pa argon gas atmosphere. filmed.
  • the substrate was heated to 550° C. during the deposition of the FePt-nonmagnetic granular magnetic thin film.
  • a C protective layer was formed to a thickness of 7 nm by DC magnetron sputtering under conditions of 300 W and 0.6 Pa argon gas atmosphere to fabricate a heat-assisted magnetic recording medium.
  • the magnetic properties of the produced thermally-assisted magnetic recording media were measured with a SQUID-VSM (Max7T) and a PPMS torque magnetometer (Max9T).
  • the microstructure of the produced thermally-assisted magnetic recording medium was observed using XRD.
  • FIG. 2 shows the magnetization curve of a FePt-nitride granular thin film (thickness 5 nm) produced using the sputtering target of the present invention containing a specific refractory nitride as a non-magnetic phase.
  • magnetization curves of FePt-nitride granular thin films prepared using sputtering targets containing Si 3 N 4 , BN or TiN as non-magnetic phase nitrides are also shown. Comparing only the magnetization curves, the magnetization curves of the thin films containing the specific refractory nitrides used in the present invention are inferior to those of the thin films containing Si 3 N 4 , BN or TiN.
  • the sputtering target containing the specific refractory nitride of the present invention has a higher saturation magnetization Ms and an in- plane oriented magnetic It was confirmed that a heat-assisted magnetic recording medium with few crystal grains can be manufactured.
  • Table 1 and FIG. 3 show the relationship between the saturation magnetization Ms and the melting point of the FePt-nitride granular thin film (thickness 5 nm) produced using a sputtering target containing a high melting point nitride as a non-magnetic phase.
  • FIG. 3 shows the relationship between the saturation magnetization Ms and the melting point of a FePt-oxide granular thin film produced using a sputtering target containing an oxide as a non-magnetic phase, and Si 3 N 4 and TiN as a non-magnetic phase.
  • the saturation magnetization Ms is also shown.
  • the non-magnetic phase is an oxide or a nitride
  • the higher the melting point the smaller the saturation magnetization Ms.
  • a sputtering target containing a nitride as the non-magnetic phase is used. It can be seen that the FePt-nitride granular thin film produced by the above method has a higher saturation magnetization Ms than the FePt-oxide granular thin film produced using a sputtering target containing an oxide as a non-magnetic phase.
  • the higher the melting point the lower the saturation magnetization Ms because part of the grain boundary material having a high melting point dissolves in the crystal grains of FePt.
  • the FePt-nitride granular thin film has a higher saturation magnetization Ms than the FePt-oxide granular thin film.
  • Table 2 and FIG. 4 show the relationship between the magnetic anisotropy constant Ku and the melting point of the FePt-nitride granular thin film and the FePt-oxide granular thin film.
  • the magnetic anisotropy constant Ku of the FePt-nitride granular thin film (thickness 5 nm) produced using the sputtering target of the present invention containing a specific nitride as a non-magnetic phase is 2.89 to 5.86 ⁇ 10 6 erg.
  • the magnetic anisotropy constant Ku of the FePt-oxide granular thin film (thickness 5 nm) produced using a sputtering target containing an oxide as a non-magnetic phase is 4.99 ⁇ 10 6 erg. erg/cm 3 to 1.99 ⁇ 10 7 erg/cm 3 .
  • An FePt-nitride granular thin film produced using the sputtering target of the present invention having an tropic constant Ku of 3.73 ⁇ 10 6 erg/cm 3 to 1.52 ⁇ 10 7 erg/cm 3 and an equivalent melting point.
  • the magnetic anisotropy constant Ku of the FePt-nitride granular thin film produced using a sputtering target containing nitride as a non-magnetic phase does not depend on the melting point of the nitride.
  • Fig. 5 shows the in-plane X-ray diffraction profiles of the FePt-nitride granular thin film and the FePt-oxide granular thin film.
  • FePt (110), (200), and (220) diffraction lines were observed at diffraction angles of about 33°, about 47°, and about 69° in any granular thin film (thickness: 5 nm). It can be seen that they are oriented. When the diffraction angle is around 24°, a strong FePt (001) diffraction line is observed in the oxide granular thin film, but hardly observed in the nitride granular thin film.
  • the FePt-nitride granular thin film produced using a sputtering target containing nitride as a non-magnetic phase has a higher in-plane thickness than the FePt-oxide granular thin film produced using a sputtering target containing oxide as a non-magnetic phase. It turns out that there are few ingredients.
  • Table 3 and FIG. 6 show the relationship between the in-plane orientation ratio and the melting point of the FePt-nitride granular thin film (5 nm thick) and the FePt-oxide granular thin film (5 nm thick).
  • the FePt-nitride granular thin film produced using the sputtering target containing the specific nitride as the non-magnetic phase of the present invention is the sputtering target containing the oxide as the non-magnetic phase. It can be seen that the ratio of in-plane orientation is smaller than that of the FePt-oxide granular thin film produced using . From FIG.
  • L4 ⁇ / Ku is 0.1 or less and the proportion of in-plane oriented crystal grains is small, so it can be said to be more preferable. It can be seen that the in-plane orientation ratio of the FePt-nitride granular thin film produced using a sputtering target containing nitride as a non-magnetic phase does not depend on the melting point of the nitride.
  • Table 4 and FIG. 7 show the crystal grain sizes (GD) of the FePt-nitride granular thin film (thickness 5 nm) and the FePt-oxide granular thin film (thickness 5 nm).
  • the grain size was measured by the formula (1).
  • ⁇ is the wavelength of the radiation source of the X-ray diffractometer, 0.1542 nm
  • ⁇ is the full width at half maximum of the FePt (200) diffraction peak
  • ⁇ is the diffraction angle of the FePt (200) diffraction peak.
  • the FePt-nitride produced using a sputtering target containing a nitride as a non-magnetic phase has a larger grain size than the FePt-oxide produced using a sputtering target containing an oxide as a non-magnetic phase.
  • the diameter tends to be small, it can be seen that the crystal grain size does not depend on the melting point.
  • Thermally-assisted magnetic recording media were produced using sputtering targets produced in the same manner as shown in Tables 5 and 6, except that the design composition was changed.
  • Tables 5 to 6 and FIG. 8 show the relationship between the saturation magnetization Ms and L 4 ⁇ /Ku of the thermally-assisted magnetic recording media produced using the sputtering targets of Examples and Comparative Examples. Comparative examples have L 4 ⁇ /Ku exceeding 0.10, but all examples have L 4 ⁇ /Ku of 0.10 or less, indicating that the in-plane orientation is small.
  • Examples 18 to 21 containing additional elements to Fe and Pt in the magnetic phase have a lower saturation magnetization Ms and a slightly higher L 4 ⁇ /Ku than Example 4 containing no additional elements, but 500 emu /cm 3 or more and 0.10 or less, maintaining the optimum range of the balance between the saturation magnetization Ms and L 4 ⁇ /Ku.
  • Examples 22 to 25 in which the ratio of Fe and Pt in the magnetic phase was changed Pt decreased while maintaining L 4 ⁇ /Ku at 0.10 or less in the range of 40 mol% or more and 60 mol% or less. It can be seen that the higher the saturation magnetization Ms.
  • the FePt-nitride sputtering target containing the nitride nonmagnetic phase made of the specific nitride of the present invention or the FePt- nitride sputtering target containing the nitride nonmagnetic phase made of the specific nitride and the C nonmagnetic phase made of carbon It can be seen that the nitride sputtering target can produce a granular magnetic thin film of a heat-assisted magnetic recording medium with high saturation magnetization and few in-plane oriented magnetic crystal grains.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)

Abstract

飽和磁化が高く且つ面内配向している磁性結晶粒が少ない熱アシスト磁気記録媒体を製造することができるスパッタリングターゲットを提供する。　Ｆｅ及びＰｔを含む磁性相と、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される窒化物非磁性相を含む、熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット。

Description

熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット
　本発明は、熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲットに関する。
　近年、データ量の爆発的な増加に伴い、記憶装置の一つとなるハードディスク装置に対する大容量化が強く求められている。しかしながら、現行ハードディスク装置の磁気記録方式では、高シグナルノイズ比（ＳＮＲ）、高熱ゆらぎ耐性、高記録容易性の両立が難しくなるため記録媒体のさらなる高記録密度化が困難になってきている。この課題を解決するために、次世代磁気記録方式として熱アシスト磁気記録方式が提案されている。熱アシスト磁気記録方式は、磁気ヘッドから磁気記録媒体に近接場光を照射し、近接場光が照射された領域の保磁力を局所的に低下させて磁気情報を書き込む記録方式である。熱アシスト磁気記録媒体のシグナルノイズ比（ＳＮＲ）の向上のために、面内配向している磁性結晶粒の割合が少なく、高い飽和磁化（Ｍｓ）かつ微細なコラム状磁性結晶粒を有するグラニュラ磁性材料を用いることが必要不可欠である。そのため、熱揺らぎ耐性を維持するために、媒体の磁気エネルギーと熱エネルギーとの比（ＫｕＶ／ｋＴ）を大きくする必要があり、各磁性結晶粒のＫｕを高くする必要がある。ここで、Ｋｕは磁性結晶粒の磁気異方性定数、Ｖは磁性結晶粒の体積、ｋはボルツマン定数、Ｔは絶対温度である。
　熱アシスト磁気記録媒体として、例えば、Ｌ１０型結晶構造を有するＦｅＰｔ合金の磁性結晶粒と、カーボン（非特許文献１）、ＭｇＯ（非特許文献２）、ＺｒＯ２（非特許文献３）、ＧｅＯ２（特許文献１）などの粒界材とを含有するグラニュラ磁性材料が用いられ、粒界材によりＭｓ・Ｋｕが大きく変化することが報告されている。本発明者らは、ＣｏＰｔ－酸化物グラニュラ磁性材料では、媒体のＭｓ・Ｋｕが粒界材の融点に依存していることを報告している（非特許文献４）。
　これまでに、ＦｅＰｔグラニュラ磁性材料の粒界材として酸化物（非特許文献５）の他にカーボン（非特許文献１）を用いると高いＫｕの磁性結晶粒が得られることも報告されている。また、本発明者らはＦｅＰｔグラニュラ磁性材料の飽和磁化（Ｍｓ）について、融点の低い粒界材を用いると、高いＭｓのＦｅＰｔグラニュラ磁性材料が得られることを報告している（非特許文献６）。さらに、本発明者らは、面内配向している磁性結晶粒の割合は粒界材に大きく左右されることも報告している（非特許文献７）。
　上述した先行技術文献によれば、酸化物またはカーボンを磁性結晶粒の粒界材として用いても高い飽和磁化を有し且つ面内配向の割合が低い磁性結晶粒を有するＦｅＰｔグラニュラ磁性材料を得ることは困難であることが示される。酸化物およびカーボンを粒界材として用いるＦｅＰｔグラニュラ磁性材料では、ＦｅＰｔ結晶粒に粒界材としての酸化物やカーボンが固溶するため、Ｍｓが低下し、面内配向している磁性結晶粒の割合が増大することが報告されている（非特許文献８、９）。
特許第６１６８０６６号公報
A. Perumal, Y. K. Takahashi, and K. Hono, Appl. Phys. Exp., 1, 101301 (2008). T. Suzuki and K. Ouchi, IEEE Trans. Magn. 37, 1283 (2001). K. F. Dong, H. H. Li, Y. G. Peng, G. Ju, G. M. Chow, and J. S. Chen, Appl. Phys. Lett., 104, 192404 (2014). K. K. Tham, R. Kushibiki, S. Hinata, and S. Saito, Jpn. J. Appl. Phys., 55, 07MC06 (2016). T. Ono, T. Moriya, M. Hatayama, K. Tsumura, N. Kikuchi, S. Okamoto, O. Kitakami, and T. Shimatsu, Applied Physics Letters, 110, 022402(1-4), (2017). T. Saito, K. K. Tham, R. Kushibiki, T. Ogawa, and S. Saito, Jpn. J. Appl. Phys., 59, 045501 (2020). T. Saito, K. K. Tham, R. Kushibiki, T. Ogawa, and S. Saito, INTERMAG2021 Poster IP-02 (2021). T. Shiroyama, T. Abe, Y. Takahashi, and K. Hono, IEEE Trans. Magn., 49, 3616 (2013). J. Wang, H. Sepehri-Amin, H. Tajiri, T. Nakamura, K. Masuda, Y.K. Takahashi, T. Ina, T. Uruga, I. Suzuki, Y. Miura, K. Hono, Acta Mater., 166, 413 (2019). T. Saito, K. K. Tham, R. Kushibiki, T. Ogawa, and S. Saito, INTERMAG2021 Poster IP-02 (2021).
　本発明は、飽和磁化が高く且つ面内配向している磁性結晶粒が少ない熱アシスト磁気記録媒体を製造することができるスパッタリングターゲットを提供することを目的とする。
　本発明者らは、高Ｍｓ・Ｋｕの熱アシスト磁気記録媒体に適するグラニュラ磁性材料を明らかにするために、様々な融点の粒界材を有するＦｅＰｔ合金系スパッタリングターゲットを作製し、ＭｇＯ下地上に薄膜を積層してその磁気特性を検討し、高融点窒化物を磁性結晶粒の粒界材として用いることにより、酸化物を磁性結晶粒の粒界材として用いる場合よりもグラニュラ磁性材料のＭｓを高くすることができ、かつ面内配向している結晶粒の割合を低くすることができることを知見し、本発明を完成するに至った。
　本発明によれば、Ｆｅ及びＰｔを含む磁性相と、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される窒化物非磁性相と、を含むことを特徴とする、熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲットが提供される。
　前記磁性相を５０ｖｏｌ％以上８０ｖｏｌ％以下、前記窒化物非磁性相を２０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下含むことが好ましい。
　前記磁性相は、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下のＰｔと、残余がＦｅ及び不可避不純物からなることが好ましい。
　あるいは、前記磁性相は、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下のＰｔと、０ｍｏｌ％超過１０ｍｏｌ％以下のＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｇｅ、Ａｕ、Ａｇ及びＣｕから選択される１種以上と、残余がＦｅ及び不可避不純物からなるものでもよい。
　また、本発明によれば、Ｆｅ及びＰｔを含む磁性相と、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される窒化物非磁性相と、炭素からなるＣ非磁性相と、を含むことを特徴とする、熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲットが提供される。
　前記磁性相を５０ｖｏｌ以上８０ｖｏｌ％以下、前記窒化物非磁性相と前記Ｃ非磁性相との合計が２０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下であり且つ前記窒化物非磁性相を１０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下、前記Ｃ非磁性相を０ｖｏｌ％超過１０ｖｏｌ％以下含むことが好ましい。
　前記磁性相は、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下のＰｔと、残余がＦｅ及び不可避不純物からなることが好ましい。
　あるいは、前記磁性相は、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下のＰｔと、０ｍｏｌ％超過１０ｍｏｌ％以下のＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｇｅ、Ａｕ、Ａｇ及びＣｕから選択される１種以上と、残余がＦｅ及び不可避不純物からなるものでもよい。
　本発明のスパッタリングターゲットは、飽和磁化が高く且つ面内配向している磁性結晶粒が少ない熱アシスト磁気記録媒体を製造することができる。
本発明のスパッタリングターゲットを用いて作製した熱アシスト磁気記録媒体の積層構造の一例を示す概略概念図。 ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の磁化曲線。 ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜の飽和磁化Ｍｓと融点との関係を示すグラフ。 ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜の磁気異方性定数Ｋｕと融点との関係を示すグラフ。 ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜の面内Ｘ線回折プロファイル。 ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜の面内配向の割合と融点との関係を示すグラフ。 ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜の結晶粒径と融点との関係を示すグラフ。 実施例及び比較例の飽和磁化ＭｓとＬ4θ／Ｋｕとの関係を示すグラフ。
　以下、添付図面を参照しながら本発明を詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
　図１に本発明のスパッタリングターゲットを用いて作製した熱アシスト磁気記録媒体の積層構造の一例の概略を示す。図１に示す熱アシスト磁気記録媒体は、基板（Glass　N105Z）の上に耐熱性を向上させるためのＣｏＷ層（Co60W40(80nm)）、下地層（MgO(5nm))、Ｌ１０型結晶構造を有する合金を含む磁性層（FePt-nitride（5nm））及び保護層（C(7nm)）がこの順で積層されて形成されている。図１に示す熱アシスト磁気記録媒体は、ガラス基板上にＣｏＷ層及びＭｇＯ下地層を積層させ、ＭｇＯ下地層の上に、本発明のスパッタリングターゲットを用いてＦｅＰｔ－窒化物の磁性層を成膜させ、ＦｅＰｔ－窒化物層の上にＣ保護層を積層させて形成される。熱アシスト磁気記録媒体の各層は、各層に対応するスパッタリングターゲットをスパッタすることにより成膜される。
　本発明は、飽和磁化が高く且つ面内配向している磁性結晶粒が少ない熱アシスト磁気記録媒体を製造することができるスパッタリングターゲットを提供する。
［第一実施形態］
　本発明の第一実施形態のスパッタリングターゲットは、Ｆｅ及びＰｔを含む磁性相と、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される窒化物非磁性相と、を含むことを特徴とし、熱アシスト磁気記録媒体を製造するために適切である。
　本発明のスパッタリングターゲットは、磁性相を５０ｖｏｌ％以上８０ｖｏｌ％以下含むことが好ましく、５２．５ｖｏｌ％以上７７．５ｖｏｌ％以下含むことがより好ましい。磁性相の含有割合が上記範囲内であれば、スパッタリングターゲットを用いて成膜したグラニュラ磁性膜中の磁性結晶粒の結晶磁気異方性定数Ｋｕを大きくして、磁性を調整することができる。
　窒化物非磁性相を構成する窒化物としては、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される高融点窒化物を好適に用いることができる。これらの窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製した熱アシスト磁気記録媒体は、融点が高いにもかかわらず、後述するように４２０ｅｍｕ／ｃｍ３以上の高い飽和磁化Ｍｓを示すことが確認された。またＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びＣｒ２Ｎは、本発明のスパッタリングターゲットを用いて成膜した熱アシスト磁気記録媒体の磁性層において面内配向している結晶粒の割合を低くすることができるので、特に好ましい。
　本発明のスパッタリングターゲットは、窒化物非磁性相を２０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下含むことが好ましく、２２．５ｖｏｌ％以上４７．５ｖｏｌ％以下含むことがより好ましく、２５ｖｏｌ％以上４５ｖｏｌ％以下含むことがさらに好ましい。窒化物非磁性相の含有割合が上記範囲内であれば、スパッタリングターゲットを用いて成膜したグラニュラ磁性膜において窒化物粒子が磁性結晶粒の粒界材として良好に機能し、隣接する磁性結晶粒同士の接触を抑制することができる。
　磁性相は、Ｆｅ及びＰｔを含む合金からなる。Ｆｅ及びＰｔは、スパッタリングによって形成されるグラニュラ磁性薄膜においてＬ１０型結晶構造を有する磁性結晶粒（微小な磁石）となる。
　Ｆｅは強磁性金属元素であり、グラニュラ磁性薄膜の磁性結晶粒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形成されるグラニュラ磁性薄膜中の磁性結晶粒の結晶磁気異方性定数Ｋｕを大きくして、磁性を維持するという観点から、本発明のスパッタリングターゲットの磁性相中のＦｅの含有割合は４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下が好ましく、４５ｍｏｌ％以上５５ｍｏｌ％以下がより好ましい。
　Ｐｔは、ＦｅＰｔ合金の磁性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果たす。スパッタリングによって形成されるグラニュラ磁性薄膜中の磁性結晶粒の結晶磁気異方性定数Ｋｕを大きくして、磁性を調整するという観点から、本発明のスパッタリングターゲットの磁性相中のＰｔの含有割合は４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下が好ましく、４５ｍｏｌ％以上５５ｍｏｌ％以下がより好ましい。
　本発明のスパッタリングターゲットは、成膜された熱アシスト磁気記録媒体の磁気特性を損なわない限り、磁性相中に追加の元素を含むことができる。追加の元素としては、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｇｅ、Ａｕ、Ａｇ、及びＣｕから選択される１種以上を好適に挙げることができる。磁性相中の追加の元素の含有量は、０ｍｏｌ％以上１０ｍｏｌ％以下が好ましく、０ｍｏｌ％以上７．５ｍｏｌ％以下がより好ましい。
　本発明のスパッタリングターゲットの磁性相を構成する合金としては、ＦｅＰｔ、ＦｅＰｔＳｉ、ＦｅＰｔＴｉ、ＦｅＰｔＣｒ、ＦｅＰｔＢ、ＦｅＰｔＶ、ＦｅＰｔＮｂ、ＦｅＰｔＴａ、ＦｅＰｔＲｕ、ＦｅＰｔＭｎ、ＦｅＰｔＺｎ、ＦｅＰｔＭｏ、ＦｅＰｔＷ、ＦｅＰｔＧｅ、ＦｅＰｔＡｕ、ＦｅＰｔＡｇＦｅＰｔＣｕ、ＦｅＰｔＳｉＣｕ、ＦｅＰｔＴｉＣｕ、ＦｅＰｔＣｒＣｕ、ＦｅＰｔＢＣｕ、ＦｅＰｔＶＣｕ、ＦｅＰｔＮｂＣｕ、ＦｅＰｔＴａＣｕ、ＦｅＰｔＲｕＣｕ、ＦｅＰｔＭｎＣｕ、ＦｅＰｔＺｎＣｕ、ＦｅＰｔＭｏＣｕ、ＦｅＰｔＷＣｕ、ＦｅＰｔＧｅＣｕ、ＦｅＰｔＡｕＣｕ、ＦｅＰｔＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＳｉＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＴｉＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＣｒＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＢＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＶＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＮｂＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＴａＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＲｕＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＭｎＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＺｎＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＭｏＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＷＡｇＣｕ、ＦｅＰｔＧｅＡｇＣｕ、及びＦｅＰｔＡｕＡｇＣｕを好適に挙げることができる。
　本発明のスパッタリングターゲットの断面組織は特に限定されるわけではないが、磁性相と窒化物非磁性相とが微細に分散し合っている組織であることが好ましい。このような微細構造とすることにより、スパッタリングの実施中に、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。
　本発明のスパッタリングターゲットは、たとえば以下のようにして製造することができる。
　粒径を所定値以下（たとえば１０６μｍ以下）に揃えた各原料粉末を所定の設計組成となるように秤量してＦｅＰｔ粉末を作製する。磁性相が追加の元素を含む場合には、追加の元素を含む合金粉末を作製する。以後、製造方法の説明において、追加の元素を含む場合もＦｅＰｔ合金として説明する。
　ＦｅＰｔ合金粉末に、窒化物粉末を加えてボールミルで撹拌混合して、ＦｅＰｔ合金粉末中に窒化物粉末が微細分散した状態の加圧焼結用混合粉末を作製する。窒化物粉末は、加圧焼結用混合粉末の全量に対して２０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下、好ましくは２２．５ｖｏｌ％以上４７．５ｖｏｌ％以下、より好ましくは２５ｖｏｌ％以上４５ｖｏｌ％以下となるように添加する。
　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。焼結条件は、８００℃から１３００℃までの焼結温度、３０ＭＰａから２００ＭＰａまでの焼結圧力、1時間から４時間までの保持時間とすることが好ましい。加圧焼結用混合粉末はボールミルで撹拌混合されて、ＦｅＰｔ合金粉末と窒化物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。
　また、加圧焼結用混合粉末を作製する際に使用するＦｅＰｔ粉末は、合金粉末に限定されず、各金属単体の粉末を用いてもよい。この場合には、各金属単体粉末と窒化物粉末とをボールミルなどで混合分散して加圧焼結用混合粉末を作製することができる。
［第二実施形態］
　本発明の第二実施形態のスパッタリングターゲットは、Ｆｅ及びＰｔを含む磁性相と、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される窒化物非磁性相と、炭素からなるＣ非磁性相と、を含むことを特徴とし、熱アシスト磁気記録媒体を製造するために適切である。
　本発明のスパッタリングターゲットは、磁性相を５０ｖｏｌ％以上８０ｖｏｌ％以下含むことが好ましく、５２．５ｖｏｌ％以上７７．５ｖｏｌ％以下含むことがより好ましい。磁性相の含有割合が上記範囲内であれば、スパッタリングターゲットを用いて成膜したグラニュラ磁性膜中の磁性結晶粒の結晶磁気異方性定数Ｋｕを大きくして、磁性を調整することができる。
　窒化物非磁性相を構成する窒化物としては、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される高融点窒化物を好適に用いることができる。これらの窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製した熱アシスト磁気記録媒体は、融点が高いにもかかわらず、後述するように５４０ｅｍｕ／ｃｍ３以上の高い飽和磁化Ｍｓを示すことが確認された。またＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びＣｒ２Ｎは、本発明のスパッタリングターゲットを用いて成膜した熱アシスト磁気記録媒体の磁性層において面内配向している結晶粒の割合を低くすることができるので、特に好ましい。
　本発明のスパッタリングターゲットは、窒化物非磁性相とＣ非磁性相とを合計で２０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下含むことが好ましく、２２．５ｖｏｌ％以上４７．５ｖｏｌ％以下含むことがより好ましく、２５ｖｏｌ％以上４５ｖｏｌ％以下含むことがさらに好ましい。非磁性相の含有割合が上記範囲内であれば、スパッタリングターゲットを用いて成膜したグラニュラ磁性膜において窒化物粒子及びＣ粒子が磁性結晶粒の粒界材として良好に機能し、隣接する磁性結晶粒同士の接触を抑制することができる。
　窒化物非磁性相の含有割合は、スパッタリングターゲット中１０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下とすることが好ましく、より好ましくは１２．５ｖｏｌ％以上４７．５ｖｏｌ％以下、さらに好ましくは１５ｖｏｌ％以上４５ｖｏｌ％以下とする。Ｃ非磁性相の含有割合は、スパッタリングターゲット中０ｖｏｌ％超過１０ｖｏｌ％以下とすることが好ましく、より好ましくは０ｖｏｌ％超過９ｖｏｌ％以下、さらに好ましくは０ｖｏｌ％超過８ｖｏｌ％以下とする。
　第二実施形態のスパッタリングターゲットの磁性相は、第一実施形態と同様であるから、説明を割愛する。
　本発明のスパッタリングターゲットの断面組織は特に限定されるわけではないが、磁性相と窒化物非磁性相とＣ非磁性相とが微細に分散し合っている組織であることが好ましい。このような微細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。
　本発明のスパッタリングターゲットは、たとえば以下のようにして製造することができる。
　粒径を所定値以下（たとえば１０６μｍ以下）に揃えた各原料粉末を所定の設計組成となるように秤量してＦｅＰｔ粉末を作製する。磁性相が追加の元素を含む場合には、追加の元素を含む合金粉末を作製する。以後、製造方法の説明において、追加の元素を含む場合もＦｅＰｔ合金として説明する。
　ＦｅＰｔ合金粉末に、窒化物粉末及びＣ粉末を加えてボールミルで撹拌混合して、ＦｅＰｔ合金粉末中に窒化物粉末及びＣ粉末が微細分散した状態の加圧焼結用混合粉末を作製する。窒化物粉末は、加圧焼結用混合粉末の全量に対して、１０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下、好ましくは１２．５ｖｏｌ％以上４７．５ｖｏｌ％以下、より好ましくは１５ｖｏｌ％以上４５ｖｏｌ％以下となるように添加する。Ｃ粉末は、加圧焼結用混合粉末の全量に対して、０ｖｏｌ％超過１０ｖｏｌ％以下、好ましくは０ｖｏｌ％超過９ｖｏｌ％以下、より好ましくは０ｖｏｌ％超過８ｖｏｌ％以下となるように添加する。ただし、窒化物粉末とＣ粉末との合計が、加圧焼結用混合粉末の全量に対して２０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下、好ましくは２２．５ｖｏｌ％以上４７．５ｖｏｌ％以下、より好ましくは２５ｖｏｌ％以上４５ｖｏｌ％以下となるように添加する。
　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。焼結条件は、８００℃から１３００℃までの焼結温度、３０ＭＰａから２００ＭＰａまでの焼結圧力、１時間から４時間までの保持時間とすることが好ましい。加圧焼結用混合粉末はボールミルで撹拌混合されて、ＦｅＰｔ合金粉末と窒化物粉末とＣ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。
　また、加圧焼結用混合粉末を作製する際に使用するＦｅＰｔ粉末は、合金粉末に限定されず、各金属単体の粉末を用いてもよい。この場合には、各金属単体粉末と窒化物粉末とＣ粉末と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ことができる。
　以下、実施例及び比較例を用いて本発明をさらに説明する。
　まず、各金属粉を１５０メッシュのふるいで分級して、それぞれ粒径が１０６μｍ以下の５０Ｆｅ－５０Ｐｔ合金粉末を作製した。具体的には、合金粉末は組成がＦｅ：５０ｍｏｌ％、Ｐｔ：５０ｍｏｌ％となるように各金属を秤量した。
　表１～４に示す（Ｆｅ５０Ｐｔ５０）－非磁性相となるように５０Ｆｅ－５０Ｐｔ合金粉末に、表１～４に示す非磁性材料の粉末を添加してボールミルで混合分散を行い、それぞれ異なる非磁性材料を含む加圧焼結用混合粉末を得た。次に、作製した加圧焼結用混合粉末を用いて、真空条件下でのホットプレスを行い、ＦｅＰｔ－非磁性相スパッタリングターゲットを作製した。
　ガラス基板上に、５００Ｗ、０．６Ｐａアルゴンガス雰囲気の条件のＤＣマグネトロンスパッタリングによりＣｏＷ層を厚さ８０ｎｍに成膜し、次いで、５００Ｗ、４Ｐａアルゴンガス雰囲気の条件のＲＦマグネトロンスパッタリングによりＭｇＯ下地層を厚さ５ｎｍに成膜した。ＣｏＷ層及びＭｇＯ下地層は室温で成膜した。ＭｇＯ下地層の上に、ＦｅＰｔ－非磁性相のスパッタリングターゲットを用いて１００Ｗ、８Ｐａアルゴンガス雰囲気の条件のＤＣマグネトロンスパッタリングによりＦｅＰｔ－非磁性材料のグラニュラ磁性薄膜を所定の膜厚となるように成膜した。ＦｅＰｔ－非磁性材料のグラニュラ磁性薄膜の成膜時には、基板温度を５５０℃に加熱した。グラニュラ磁性薄膜の上に、３００Ｗ、０．６Ｐａアルゴンガス雰囲気の条件のＤＣマグネトロンスパッタリングによりＣ保護層を厚さ７ｎｍに成膜して、熱アシスト磁気記録媒体を作製した。
　作製した熱アシスト磁気記録媒体の磁気特性をＳＱＵＩＤ－ＶＳＭ（Ｍａｘ７Ｔ）及びＰＰＭＳトルク磁力計（Ｍａｘ９Ｔ）により測定した。ＸＲＤを用いて、作製した熱アシスト磁気記録媒体の微細組織を観察した。
　非磁性相として特定の高融点窒化物を含む本発明のスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）の磁化曲線を図２に示す。参考として、非磁性相の窒化物としてＳｉ３Ｎ４、ＢＮ又はＴｉＮを含むスパッタリングターゲットを用いて作成したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の磁化曲線を併せて示す。磁化曲線のみを比較すると、本発明で用いる特定の高融点窒化物を含む薄膜の磁化曲線は、Ｓｉ３Ｎ４、ＢＮ又はＴｉＮを含む薄膜の磁化曲線よりも劣る。しかし、後述するように、本発明の特定の高融点窒化物を含むスパッタリングターゲットは、Ｓｉ３Ｎ４、ＢＮ又はＴｉＮを含むスパッタリングターゲットよりも、飽和磁化Ｍｓが高く且つ面内配向している磁性結晶粒が少ない熱アシスト磁気記録媒体を製造することができることが確認できた。
　非磁性相として高融点窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）の飽和磁化Ｍｓと融点との関係を表１及び図３に示す。図３には、比較のため、非磁性相として酸化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜の飽和磁化Ｍｓと融点との関係及び非磁性相としてＳｉ３Ｎ４、ＴｉＮ又はＢＮを含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の飽和磁化Ｍｓと融点との関係もあわせて示す。非磁性相が酸化物又は窒化物のいずれであるかにかかわらず、融点が高くなるほど飽和磁化Ｍｓが小さくなるが、同等の融点の場合には、非磁性相として窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜は、非磁性相として酸化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜より、飽和磁化Ｍｓが高いことがわかる。融点が高い粒界材の一部がＦｅＰｔの結晶粒内に固溶するために、融点が高い程、飽和磁化Ｍｓが低下するものと考えられる。同じ融点の場合に、ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の方がＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜より飽和磁化Ｍｓが高いことから、粒界材として窒化物を用いることが好ましいといえる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜の磁気異方性定数Ｋｕと融点との関係を表２及び図４に示す。非磁性相として特定の窒化物を含む本発明のスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）の磁気異方性定数Ｋｕは２．８９～５．８６×１０６ｅｒｇ／ｃｍ３の範囲におさまるが、非磁性相として酸化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）の磁気異方性定数Ｋｕは４．９９×１０６ｅｒｇ／ｃｍ３～１．９９×１０７ｅｒｇ／ｃｍ３とばらつきが大きく、Ｓｉ３Ｎ４、ＴｉＮ又はＢＮを含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）の磁気異方性定数Ｋｕは３．７３×１０６ｅｒｇ／ｃｍ３～１．５２×１０７ｅｒｇ／ｃｍ３であって同等の融点を有する本発明のスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の磁気異方性定数Ｋｕより大きい。非磁性相として窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の磁気異方性定数Ｋｕは、窒化物の融点に依存しないことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜の面内Ｘ線回折プロファイルを図５に示す。いずれのグラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）においても回折角度が約３３°、約４７°、約６９°にそれぞれＦｅＰｔ（１１０）、（２００）及び（２２０）回折線が観察されており、面内優先配向していることがわかる。回折角度が２４°付近では、酸化物グラニュラ薄膜において強いＦｅＰｔ（００１）回折線が観察されるが、窒化物グラニュラ薄膜ではほとんど観察されない。非磁性相として窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の方が、非磁性相として酸化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜よりも面内成分が少ないことがわかる。
　ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）の面内配向の割合と融点との関係を表３及び図６に示す。トルク曲線から解析した高調波成分（Ｌ４θ成分）を垂直磁気異方性エネルギー（磁気異方性定数Ｋｕ）で規格化した指標で、面内配向している結晶粒の割合を定量的に表すことができることが報告されている（非特許文献１０）。Ｌ４θ／Ｋｕの値が小さいほど面内配向が少なく、熱アシスト磁気記録媒体として好ましい。図６に示されているように、本発明の非磁性相として特定の窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の方が、非磁性相として酸化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜よりも面内配向の割合が少ないことがわかる。図６から、窒化物としてＢＮ、ＴｉＮ及びＳｉ３Ｎ４よりもＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びＣｒ２Ｎを含むスパッタリングターゲットを用いて作製された熱アシスト磁気記録媒体では、Ｌ４θ／Ｋｕが０．１以下であって面内配向している結晶粒の割合が少ないため、より好ましいといえる。なお、非磁性相として窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜の面内配向の割合は、窒化物の融点に依存しないことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　ＦｅＰｔ－窒化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）とＦｅＰｔ－酸化物グラニュラ薄膜（膜厚５ｎｍ）の結晶粒径（ＧＤ）を表４及び図７に示す。結晶粒径は式（１）により測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 ここで、λはＸ線回折装置の線源の波長０．１５４２ｎｍ、βはＦｅＰｔ（２００）回折ピークの半値全幅、θχはＦｅＰｔ（２００）回折ピークの回折角度である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　図７より、非磁性相として窒化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－窒化物の方が、非磁性相として酸化物を含むスパッタリングターゲットを用いて作製したＦｅＰｔ－酸化物よりも結晶粒径が小さい傾向があるが、結晶粒径は融点に依存しないことがわかる。
　表５～６に示す設計組成に変えた以外は同様にして作製したスパッタリングターゲットを用いて熱アシスト磁気記録媒体を作製した。表５～６及び図８に、実施例及び比較例のスパッタリングターゲットを用いて作製した熱アシスト磁気記録媒体の飽和磁化ＭｓとＬ4θ／Ｋｕとの関係を示す。比較例はＬ4θ／Ｋｕが０．１０を超えているが、実施例はすべてＬ4θ／Ｋｕが０．１０以下であり、面内配向が少ないことがわかる。また、表５から、同じ窒化物ＮｂＮの含有量を変えた実施例１４～１７を比較すると、窒化物の含有量が多くなるほどＬ4θ／Ｋｕが小さくなるが、飽和磁化Ｍｓも小さくなること、窒化物の含有量を２０ｖｏｌ％～４０ｖｏｌ％とした場合にＬ4θ／Ｋｕが小さく飽和磁化Ｍｓが５００ｅｍｕ／ｃｍ３以上で両者のバランスが最適となることがわかる。また、磁性相にＦｅ及びＰｔに追加元素を含む実施例１８～２１は、追加元素を含まない実施例４と比較すると飽和磁化Ｍｓが低くなり、Ｌ4θ／Ｋｕがわずかに高くなるが、５００ｅｍｕ／ｃｍ３以上及び０．１０以下であって飽和磁化ＭｓとＬ4θ／Ｋｕのバランスの最適範囲を維持することがわかる。さらに、磁性相のＦｅとＰｔの比率を変えた実施例２２～２５を比較すると、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下の範囲であればＬ4θ／Ｋｕを０．１０以下に維持したまま、Ｐｔが減るほど飽和磁化Ｍｓが高くなることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　以上、本発明の特定の窒化物からなる窒化物非磁性相を含むＦｅＰｔ－窒化物スパッタリングターゲット、または特定の窒化物からなる窒化物非磁性相と炭素からなるＣ非磁性相とを含むＦｅＰｔ－窒化物スパッタリングターゲットは、飽和磁化が高く且つ面内配向している磁性結晶粒が少ない熱アシスト磁気記録媒体のグラニュラ磁性薄膜を製造できることがわかる。

Claims (8)

  1. Ｆｅ及びＰｔを含む磁性相と、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される窒化物非磁性相と、を含むことを特徴とする、熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット。
  2. 前記磁性相を５０ｖｏｌ％以上８０ｖｏｌ％以下、前記窒化物非磁性相を２０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下含む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. 前記磁性相は、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下のＰｔと、残余がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項１又は２に記載のスパッタリングターゲット。
  4. 前記磁性相は、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下のＰｔと、０ｍｏｌ％超過１０ｍｏｌ％以下のＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｇｅ、Ａｕ、Ａｇ及びＣｕから選択される１種以上と、残余がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項１又は２に記載のスパッタリングターゲット。
  5. Ｆｅ及びＰｔを含む磁性相と、Ｃｒ２Ｎ、ＶＮ、ＡｌＮ、ＮｂＮ、ＴａＮ、ＨｆＮ及びこれらの任意の組み合わせから選択される窒化物非磁性相と、炭素からなるＣ非磁性相と、を含むことを特徴とする、熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット。
  6. 前記磁性相を５０ｖｏｌ以上８０ｖｏｌ％以下、前記窒化物非磁性相と前記Ｃ非磁性相との合計が２０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下であり且つ前記窒化物非磁性相を１０ｖｏｌ％以上５０ｖｏｌ％以下、前記Ｃ非磁性相を０ｖｏｌ％超過１０ｖｏｌ％以下含むことを特徴とする請求項５に記載のスパッタリングターゲット。
  7. 前記磁性相は、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下のＰｔと、残余がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項５又は６に記載のスパッタリングターゲット。
  8. 前記磁性相は、４０ｍｏｌ％以上６０ｍｏｌ％以下のＰｔと、０ｍｏｌ％超過１０ｍｏｌ％以下のＳｉ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｒｕ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｍｏ、Ｗ、Ｇｅ、Ａｕ、Ａｇ及びＣｕから選択される１種以上と、残余がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする請求項５又は６に記載のスパッタリングターゲット。
     
     
PCT/JP2022/033348 2021-09-08 2022-09-06 熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット WO2023038016A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023546941A JPWO2023038016A1 (ja) 2021-09-08 2022-09-06

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021146237 2021-09-08
JP2021-146237 2021-09-08

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023038016A1 true WO2023038016A1 (ja) 2023-03-16

Family

ID=85507643

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/033348 WO2023038016A1 (ja) 2021-09-08 2022-09-06 熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット

Country Status (3)

Country Link
JP (1) JPWO2023038016A1 (ja)
TW (1) TW202330964A (ja)
WO (1) WO2023038016A1 (ja)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014078304A (ja) * 2012-10-11 2014-05-01 Showa Denko Kk 磁気記録媒体、磁気記録媒体の製造方法および磁気記録再生装置
JP2016085773A (ja) * 2014-10-24 2016-05-19 昭和電工株式会社 垂直磁気記録媒体、垂直磁気記録媒体の製造方法、垂直記録再生装置
JP2018035434A (ja) * 2016-09-02 2018-03-08 Ｊｘ金属株式会社 非磁性材料分散型Ｆｅ−Ｐｔ系スパッタリングターゲット

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014078304A (ja) * 2012-10-11 2014-05-01 Showa Denko Kk 磁気記録媒体、磁気記録媒体の製造方法および磁気記録再生装置
JP2016085773A (ja) * 2014-10-24 2016-05-19 昭和電工株式会社 垂直磁気記録媒体、垂直磁気記録媒体の製造方法、垂直記録再生装置
JP2018035434A (ja) * 2016-09-02 2018-03-08 Ｊｘ金属株式会社 非磁性材料分散型Ｆｅ−Ｐｔ系スパッタリングターゲット

Also Published As

Publication number Publication date
TW202330964A (zh) 2023-08-01
JPWO2023038016A1 (ja) 2023-03-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI550114B (zh) Ｆｅ－Ｐｔ－Ｃ系濺鍍靶
JP5290468B2 (ja) Ｃ粒子が分散したＦｅ−Ｐｔ系スパッタリングターゲット
JP5041262B2 (ja) 磁気記録媒体膜形成用スパッタリングターゲットおよびその製造方法
WO2012133166A1 (ja) 磁気記録膜用スパッタリングターゲット
US20150060268A1 (en) Sputtering Target for forming Magnetic Recording Film and Process for Producing Same
US10636633B2 (en) Sputtering target and process for production thereof
JP5041261B2 (ja) 磁気記録媒体膜形成用スパッタリングターゲットおよびその製造方法
US20140360871A1 (en) Fe-Pt-Ag-C-Based Sputtering Target Having C Grains Dispersed Therein, and Method for Producing Same
US20200105297A1 (en) Sputtering target for magnetic recording media
WO2014185266A1 (ja) 磁性薄膜形成用スパッタリングターゲット
WO2008026439A1 (fr) Film mince magnetique
WO2017150524A1 (ja) 磁気記録媒体に適した磁性膜及びその製造方法
US11072851B2 (en) Sputtering target
JP6108064B2 (ja) 磁気記録媒体膜形成用スパッタリングターゲットおよびその製造方法
WO2023038016A1 (ja) 熱アシスト磁気記録媒体を製造するためのスパッタリングターゲット
JP5944580B2 (ja) スパッタリングターゲット
TWI812869B (zh) 磁性記錄媒體用濺鍍靶
Ma et al. High Coercivity FePtSiN Films With L1 $ _ {0} $–FePt Nanoparticles Embedded in a Si-Rich Matrix
US20100124673A1 (en) High density magnetic recording film and method for manufacturing the same by using rapid thermal annealing treatment
WO2021085410A1 (ja) 熱アシスト磁気記録媒体用スパッタリングターゲット
TWI839898B (zh) Fe－Pt－C系濺射靶部件、濺射靶組件、成膜方法、以及濺射靶部件的製造方法
TW201915204A (zh) 濺鍍靶、積層膜之製造方法、積層膜及磁記錄媒體
WO2024053176A1 (ja) スパッタリングターゲット、積層膜の製造方法、積層膜、及び磁気記録媒体
Nakagawa et al. Mn–Zn spinel ferrite thin films prepared by high rate reactive facing targets sputtering
WO2023079857A1 (ja) Ｆｅ－Ｐｔ－Ｃ系スパッタリングターゲット部材、スパッタリングターゲット組立品、成膜方法、及びスパッタリングターゲット部材の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22867338

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023546941

Country of ref document: JP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE