CN101389784B - 含有高熔点金属的烧结体溅射靶 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及含有2种以上高熔点金属的烧结体溅射靶，特别是提供能够通过改良靶组织来防止形成基体的主成分以外的金属粒子的脱落、通过减少气体成分等杂质并且提高密度来减少溅射时的起弧和颗粒的产生、并在提高成膜质量的同时使靶的加工性提高的含有高熔点金属的烧结体溅射靶。一种含有高熔点金属的烧结体溅射靶，高熔点金属包含选自W、Ta或Hf的1种以上的小于50原子％的次成分和作为余量的选自Ru、Rh或Ir的至少一种以上的主成分及不可避免的杂质，其特征在于，在所述主成分的金属组织中，具有平均粒径为100μm～500μm的粒状次成分金属相或者主成分与次成分的合金相或化合物相。

Description

含有高熔点金属的烧结体溅射靶 
技术领域
本发明涉及含有2种以上的高熔点金属的烧结体溅射靶，特别涉及能够通过改良靶组织而防止形成基体的主成分以外的金属粒子的脱落、并且通过减少溅射时的起弧和颗粒的产生而使成膜质量提高的含有高熔点金属的烧结体溅射靶。 
背景技术
由于高熔点金属钌(Ru)、铑(Rh)、或铱(Ir)在热稳定性方面优良，而且低电阻性、阻渗性优良，因此作为半导体元件的成膜材料、特别是作为栅电极材料、各种扩散阻渗材料而受到关注。 
上述钌(Ru)、铑(Rh)或铱(Ir)等有时可以各自单独作为薄膜或用于形成该薄膜的靶材料而使用，但在实施电镀的情况下存在润湿性差的问题。 
因此，为了弥补这样的不足，提出了添加其他的金属(特别是高熔点金属)。 
作为形成薄膜的方法，一般可以使用公知的溅射法。作为溅射法，通常可以使用高频(RF)溅射装置。在进行溅射时，制造上述组成的合金靶是不可缺少的。而且，为了提高成膜的质量，提高靶的品质非常重要。 
在通过向上述高熔点金属钌(Ru)、铑(Rh)、或铱(Ir)中添加高熔点金属来制造靶时，考虑使用熔化-塑性加工法来进行制造，但由于钌、铑及铱是熔点高且易碎的材料，因而熔化装置变得非常昂贵，且塑性 加工也需要特殊的技术，因此存在制造成本增加的问题。 
从以上所述来看，在靶的制造中使用烧结法是恰当的。但是，在制造2种以上高熔点金属的烧结体时，提高靶的质量未必容易。 
高熔点金属钌(Ru)、铑(Rh)或铱(Ir)之中，作为次成分的合金元素的含量少时，并不会成为较大问题。但是，当作为次成分的合金的添加量增加时，在以金属为主成分的组织(基体成分)中，作为次成分的金属变以点状(岛状)存在，并在溅射中脱落，因而成为产生颗粒的原因。 
由于脱落后的空孔及在其附近形成不规则的边缘，因而成为溅射中异常放电产生的原因，进而产生使颗粒的产生增加的问题。为了使成膜的质量提高，强烈希望不使该颗粒产生。 
并且，靶中存在的气体成分或其它的杂质容易聚集于组织的界面，这种杂质的存在也成为溅射时起弧和颗粒产生的原因，产生因烧结密度降低而使靶的强度减弱、并使成膜的质量降低的问题。 
虽然与以下说明的本发明的靶没有直接关系，但有文献提出了作为高熔点金属靶的问题而列举出的颗粒防止对策、靶的裂纹防止对策(提高抗弯强度)，因而作为参考例，以下对其进行介绍。 
一种钼-钨系靶，以钼和钨作为主体，在使钼粒子和钨粒子具有1.0μm以下的扩散接合距离下将组织进行烧结，并且其抗弯强度在750Mpa以上(参照专利文献1)。 
一种制造用于防止颗粒产生的钨-钛靶材的方法，将钨粉末和钛粉末的混合粉末在1500-1700℃下进行加压烧结，得到包含在靶截面具有20％以上的面积率的钛-钨合金相、钨相、钛相的组织并且平均结晶粒径在50μm以下的烧结体(参照专利文献2)。 
一种用于防止颗粒产生的阻渗膜用Ta系靶，将1种或2种以上的49原子％以下的(C、B、Ir、W、Ge、CeO2、RuO2)粉末与51原子％以上的Ta粉末进行烧结而得到(参照专利文献3)。 
专利文献：日本特开平11-36067号公报 
专利文献：日本特开平5-156384号公报 
专利文献：日本特开2000-355761号公报 
发明内容
本发明鉴于上述方面，涉及含有2种以上的高熔点金属的烧结体溅射靶，特别是课题为，提供能够通过改良靶组织来防止形成基体的主成分以外的金属粒子的脱落、通过减少气体成分等杂质并且提高密度来减少溅射时的起弧和颗粒的产生、并在提高成膜质量的同时使靶的加工性提高的含有高熔点金属的烧结体溅射靶。 
本发明得到了以下的见解，为了解决上述问题，通过添加选自Ru、Rh或Ir的至少1种以上的主成分和选自W、Ta或Hf的一种以上的小于50原子％的高熔点金属的次成分，改良/钻研该靶组织来防止粒子脱落、减少气体成分等杂质量、进而提高密度，可以得到与以往相比成膜特性优良的以钌、铑、铱作为主成分的溅射用合金靶。 
本发明基于该见解，提供一种含有高熔点金属的烧结体溅射靶，包含选自W、Ta或Hf的一种以上小于50原子％的次成分和作为余量的选自Ru、Rh或Ir的至少一种以上的主成分及不可避免的杂质，其中，所述主成分的金属组织中，具有平均粒径为100μm～500μm的粒状次成分金属相、或主成分与次成分的合金相或化合物相。 
本发明的含有高熔点金属的烧结体溅射靶含有选自Ru、Rh或Ir的至少1种以上的主成分。这些高熔点金属可以是单独或复合材料中 的任意一种，但它们作为主成分的总量在50原子％以上。 
这些高熔点金属热稳定性优良，而且低电阻性、阻渗性优良，因而作为半导体元件的成膜材料、特别是栅电极材料、各种扩散阻渗材料有用。作为基体的包含Ru、Rh或Ir的金属组织优选具有约10μm～约30μm的大致均匀的平均粒径。这并不是本发明的主要(必须)构成条件，但由于具有使溅射时的起弧和颗粒的产生进一步减少的效果，并且使溅射膜组织的均匀性提高，因此是更优选的方式。 
添加5原子％以上且小于50原子％的作为次成分的W、Ta或Hf。这种情况下，可以单独添加、也可以添加2种以上。根据使用目的，可以任意选择添加量。这些次成分具有改善包含以Ru、Rh或Ir作为主成分的高熔点金属的薄膜的电镀润湿性等效果。使次成分的量在5原子％以上是因为当不足该量时则没有添加的效果。另一方面，次成分的最大添加量由于次成分的限制而设为低于50原子％。 
问题在于这些次成分在靶中的存在方式。这些作为次成分的金属相(包含合金相或化合物相)在作为基体的金属组织中以粒状物存在。这里所说的粒状物应该理解为片状物、球状物、带状物及其它形状的单独、结合或复合的形状，但对其形状没有特别限制。 
这些作为次成分的粒状物包含平均粒径为100μm～500μm的粒状次成分金属相或者主成分与次成分的合金相或化合物相。它们以粒子的形态分散于由主成分构成的金属组织中。这里使用了分散这种表达方式，是指它们几乎各自以独立的状态平均地存在于基体中。 
这种存在方式非常重要。当金属组织中大量存在小于100μm的次成分的粒子时，则会产生这种微小粒子在溅射中剥落的问题。即，基体中存在的次成分的粒子越小，与基体的结合越弱，因此从周围的金属组织脱开(脱落)的可能性增高。与此相对，当粒子大小较大时，该可 能性降低。 
另一方面，当超过500μm的大粒子增多时，则次成分的偏析相对于主成分变得显著，因此在以均匀成膜为目的的情况下，优选为500μm以下。特别是优选具有平均粒径为100μm～300μm的粒状次成分金属相或者主成分与副成分的合金相或化合物相。 
这些作为次成分的高熔点金属受到烧结时的热，不少与周围的主成分高熔点金属形成合金相或化合物相。 
这时，这些合金相或化合物相起到增强次成分粒子与周围的基体高熔点金属的结合的作用。因此，该合金相或化合物相的存在起到防止次成分粒子剥落的作用。 
特别是优选在粒状次成分金属相的周围具有平均宽度为5μm～50μm的主成分与次成分的合金相或化合物相。更优选在粒状次成分金属相的周围具有平均宽度在5μm至100μm的主成分与次成分的合金相或化合物相，进一步优选在粒状次成分金属相的周围具有平均宽度为5μm至200μm的主成分与次成分的合金相或化合物相。 
另一方面，由于合金相或化合物相本来较硬，如果大量存在则加工性降低，因此虽然也取决于高熔点金属的组合，但上限值优选在约200μm以下。 
而且，本发明提供含有作为气体成分的杂质的氧含量在300重量ppm以下、碳含量在100重量ppm以下的含有上述高熔点金属的烧结体溅射靶。并且，除了上述之外还提供气体成分以外的杂质含量的总量在100重量ppm以下的含有上述高熔点金属的烧结体溅射靶。 
气体成分的减少及杂质的减少并不是本发明的主要(必须)构成条 件，但具有使溅射时的起弧和颗粒的产生减少的效果，并且使溅射膜组织的均匀性提高。因此，减少气体成分并同时减少其他杂质是优选的方式。 
本发明的含有高熔点金属的烧结体溅射靶优选相对密度在98％以上，并且不存在100μm以上的空隙。 
空隙的存在与密度有直接关系，但在含有高熔点金属的烧结体溅射靶中，具有通过提高密度来防止靶的裂纹、进而减少颗粒的效果。并且，其虽不是本发明的主要(必须)的构成条件，但却是优选的方式。 
本发明的含有高熔点金属的烧结体溅射靶进一步优选每1cm3体积的靶的合金组成的偏差为±10％以下。由于是本发明的含有2种以上高熔点金属的烧结体，因而难以得到完全固溶态的靶材料，但是，为了尽可能确保靶的均匀性，合金组成的偏差优选在±10％以下。并且，其虽然不是本发明的主要(必须)构成条件，但却是优选的方式。 
发明效果 
根据以上说明，本发明的含有高熔点金属的烧结体溅射靶具有能够通过改良靶组织来防止形成基体的主成分以外的金属粒子的脱落、减少气体成分等的杂质、提高密度、减少溅射时的起弧和颗粒的产生，提高成膜质量，进而提高靶的加工性的优良效果。 
附图说明
图1是表示实施例1-2的高熔点金属靶的组织的图。 
具体实施方式
本发明的包含钌(Ru)合金、铑(Rh)合金或铱(Ir)合金的高熔点合金溅射靶是通过将钌粉末、铑粉末或铱粉末中的1种以上与包含钨(W)、钽(Ta)或铪(Hf)的一种以上次成分的总量低于50原子％的金属粉末混 合，并将该混合粉末进行烧结而得到的含有高熔点金属的烧结体靶。 
将这些靶进行溅射而得到的膜作为半导体元件的成膜材料、特别是作为栅电极材料、各种扩散阻渗材料有用。但是，本发明并不限于这些用途，当然也可以应用于这些用途以外的材料，并包含于本发明。 
通常，烧结后的组织可以反映出烧结粉末的粒径，因此必须在原料粉末的阶段进行粒度调整。当为过于微小的粉末时，因吸收氧气而使低氧化变得困难，因而优选避免使用过于微小的粉末。 
并且，在烧结后的组织中，原料粉末的大小对次成分相的微小化产生影响，即在靶中微小粒子大量存在时，成为产生颗粒的原因，因此对烧结后的靶的组织产生影响的烧结原料的大小必须限制在一定水平。 
作为本发明的含有高熔点金属的烧结体靶的具体制造方法，例如将市售4N级(纯度99.99％)的钌粉末、铑粉末或铱粉末(分别为低氧品)导入超高真空室内，对钌粉末使用高输出功率红外灯加热或微波加热来加热粉末而除去氧。使粉末温度为约1100℃～约1300℃。这是由于当温度不在1100℃以上时，则不能充分引起氧分离。 
并且，该加热是为了不使钌粉末、铑粉末或铱粉末相结合的烧结性降低，而且灯加热或微波加热是为了使粉末体能快速冷却至室温。通过与室连接的氧监测仪确认氧已被充分排出后，停止加热并进行快速冷却。 
接着，导入氩气并将上述钌粉末、铑粉末或铱粉末封入容器中，进而将4N级(纯度99.99％)的钨粉末、钽粉末或铪粉末混合。 
该钨粉末、钽粉末或铪粉末是将各金属的EB铸锭反复进行氢化、 脱氢化并粉碎而得到的。 
再次在1100℃的温度下对该混合粉末进行脱氧处理，在1300～1800℃的温度下进行真空热压，进而进行热等静压处理，，制造烧结体。将其进一步精加工(机械加工等)成靶形状。 
通过该方法得到的钌合金、铑合金或铱合金烧结溅射靶，除气体成分外靶的纯度在99.99重量％以上。 
可以通过进行上述粉末的粒度选择、烧结条件(温度、焊接压力)的调节和选择，使平均粒径为100μm～500μm的粒状次成分金属相或者主成分与次成分的合金相或化合物相分散于包含主成分的金属组织中。而且，气体成分可以通过采用在氧气、碳没有混入的条件下、并且可以除去的工序而完成。 
实施例 
以下，对实施例进行说明。另外，本实施例只是为了说明发明的一个例子，本发明并不限于这些实施例。即，包括本发明的技术思想中包含的其他方式及变形。 
(实施例1、实施例2、实施例3) 
将市售4N级的钌粉末(低氧品)导入超高真空室内，使用高输出功率红外灯加热除去钌粉末中的氧。原料Ru粉末的氧浓度为1200ppm，粒径为1.5μm。使粉末体的温度为约1200℃。通过与室连接的氧监测仪确认氧已被充分排出后，停止加热并进行快速冷却，冷却至室温。 
然后，将其放入容器，在导入氩气的同时将EB(电子束)熔化铸锭反复进行氢化/脱氢并进行粉碎，将筛分为35目～200目的4N级钨粉末、钽粉末、铪粉末的添加量分别变为5原子％、15原子％、30原子％而与钌粉末进行混合。钨原料粉末的氧浓度为20ppm，钽原料粉末的氧 浓度为80ppm、铪原料粉末的氧浓度为130ppm。 
将这些混合粉末再次在1100℃下进行脱氧处理，在1600℃下、真空中进行热压，进而进行热等静压处理，制造烧结体。其结果如表1所示。 
如表1所示，使实施例1中示出的钨、实施例2中示出的钽、实施例3中示出的铪的添加量分别为5原子％、15原子％、30原子％。结果烧结体的密度在99.1％～99.8％的范围内，均超过99％。 
并且，氧浓度在40～220重量ppm的范围内，实现了低氧化。作为主成分的钌基体组织的平均结晶粒径在8～22μm的范围内。特别重要的粒状次成分金属相或者主成分与次成分的合金相或化合物相(以下称为“次成分金属相”)的平均粒径均满足本发明的条件。 
而且，如图1所示，包含该粒状次成分的金属相均匀分散。该图1是表示下述所示实施例1-2的高熔点金属靶的组织的图。 
实施例1～3的靶的密度均在98重量％以上的范围内，氧含量在40～220重量ppm的范围内。 
对于实施例1-1(表中，记为“实1-1”。以下相同。)，包含粒状次成分的W金属相的大小为147μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为60μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。 
结果可以得到加工性优良、没有起弧产生、而且颗粒的产生为3×10-3个/cm2的优良的Ru-5原子％W靶。 
另外，对于合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下或完全没有形成时，虽然没有特别作为例子示出，但颗粒的产生有少许增加的倾 向。但是，其增加量极少，不是特别成为问题的水平。 
在粒状次成分的周围形成的与主成分的合金相或化合物相的存在是更优选的条件，但可以确认全部粒状次成分的大小受到的特别大的影响。对于以下的实施例，可以确认有同样的倾向。因此，在以下的说明中，省略了对次成分金属相的周围所形成的合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下的情况的说明。 
对于实施例1-2，包含粒状次成分的W金属相的大小为133μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为52μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。 
结果可以的得到优良的Ru-15原子％W靶，其加工性优良、没有起弧产生、而且颗粒的产生为4×10-3个/cm2。 
对于实施例1-3，包含粒状次成分的W金属相的大小为139μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为56μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。 
结果可以得到良好的Ru-30原子％W靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为9×10-3个/cm2。 
对于实施例2-1，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为124μm，在该次成分Ta金属相的周围，形成了平均厚度为48μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ru-5原子％Ta靶，其加工性优良、没有起弧产生、而且颗粒的产生为4×10-3个/cm2。 
对于实施例2-2，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为131μm，在该次成分Ta金属相的周围，形成了平均厚度为39μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ru-15原子％Ta 靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为9×10-3个/cm2。 
对于实施例2-3，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为118μm，在该次成分Ta金属相的周围，形成了平均厚度为30μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到良好的Ru-30原子％Ta靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为4×10-3个/cm2。 
对于实施例3-1，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为185μm，在该次成分Hf金属相的周围，形成了平均厚度为9μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ru-5原子％Hf靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为10×10-3个/cm2。 
对于实施例3-2，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为192μm，在该次成分Hf金属相的周围，形成了平均厚度为10μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ru-15原子％Hf靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为13×10-3个/cm2。 
对于实施例3-3，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为210μm，在该次成分Hf金属相的周围，形成了平均厚度为11μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到良好的Ru-30原子％Hf靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为14×10-3个/cm2。 
以上结果如表1表示。另外，表1中的“次成分相的平均粒径”是指包含全部“次成分金属相或者主成分与次成分的合金相或化合物相”的粒子的平均粒径。在以下的表2、表3中也相同。 
Figure RE-G2007800065095D00121
(比较例1、比较例2、比较例3) 
与上述实施例1-3同样地制造混合粉末。但是，使用将钨粉末、钽粉末、铪粉末筛分至200目以下的粉末。将其在1600℃下、真空中进行热压，进而进行热等静压处理，制造烧结体。该结果如表1所示。 
如表1所示，比较例1示出的钨、比较例2示出的钽、比较例3示出的铪的添加量分别为5原子％、15原子％、30原子％。结果烧结体的密度在98.3％～99.6％的范围内，均超过98％。 
并且，氧浓度在350～1960重量ppm的范围内，氧含量增高。作为主成分的钌基体组织的平均结晶粒径在6～21μm的范围内。特别重要的粒状次成分金属相或者主成分与次成分的合金相或化合物相(以下称为“次成分金属相”)的平均粒径小，均不满足本发明的条件。 
如以上所示，比较例1～3的靶的密度均在98重量％以上的范围内，氧量在350～1960重量ppm的范围内，氧含量多。 
对于比较例1-1(表中记为“比1-1”。以下相同。)，包含粒状次成分的W金属相的大小为90μm，不满足本发明的条件。并且，在该次成分W金属相的周围，形成一些平均厚度为35μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果得到比实施例差的Ru-5原子％W靶，其加工性虽良好、没有起弧产生，但颗粒的产生为21×10-3个/cm2。 
另外，合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下或完全没有形成时，虽然没有特别作为例子示出，但存在颗粒的产生进一步增加的倾向。对于以下的比较例，认为有相同的倾向。因此，在以下的说明中，省略对于在次成分金属相的周围形成的合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下的情况的说明。 
对于比较例1-2，包含粒状次成分的W金属相的大小为72μm，不 满足本发明的条件。并且，虽然在次成分W金属相的周围形成了平均厚度为28μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相，但得到加工性较差、虽然没有起弧产生、但颗粒的产生为32×10-3个/cm2的不良的Ru-15原子％W靶。 
对于比较例1-3，包含粒状次成分的W金属相的大小为61μm，不满足本发明的条件。并且，虽然在次成分W金属相的周围形成了平均厚度为24μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相，但加工性较差。并且得到有起弧产生、颗粒的产生增加到47×10-3个/cm2的不良的Ru-30原子％W靶。 
对于比较例2-1，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为53μm，不满足本发明的条件。虽然在次成分Ta金属相的周围形成了平均厚度为15μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-5原子％Ta靶，其加工性不能说良好，有起弧产生、而且颗粒的产生为49×10-3个/cm2。 
对于比较例2-2，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为64μm，不满足本发明的条件。虽然在次成分Ta金属相的周围形成了平均厚度为18μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-15原子％Ta靶，其加工性不良、有起弧产生、而且颗粒的产生为58×10-3个/cm2。 
对于比较例2-3，含有粒状次成分的Ta金属相的大小为33μm，不满足本发明的条件。虽然在次成分Ta金属相的周围，形成平均厚度为9μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-30原子％Ta靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生明显较多、为89×10-3个/cm2。 
对于比较例3-1，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为26μm，不 满足本发明的条件。虽然在次成分Hf金属相的周围，形成平均厚度为1μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-5原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生变得非常多、为52×10-3个/cm2。 
对于比较例3-2，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为16μm，不满足本发明的条件。虽然在次成分Hf金属相的周围形成平均厚度为1μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-15原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生变多、为69×10-3个/cm2。 
对于比较例3-3，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为11μm，不满足本发明的条件。虽然在次成分Hf金属相的周围形成平均厚度为1μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-30原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生变得异常多、为84×10-3个/cm2。 
同样，对于比较例1-比较例3，其结果也如表1所示。 
(实施例4、实施例5、实施例6) 
将市售4N级的铑粉末(低氧品：Rh)导入超高真空室内，对Rh粉末进行高输出功率红外灯加热来除氧。原料Rh粉末的氧浓度为900ppm，粒径为2.2μm。使粉末体的温度为约1200℃。通过与室连接的氧监测仪确认氧已被充分排出后，停止加热并进行快速冷却，冷却至室温。 
然后，将其放入容器，在导入氩气的同时将EB(电子束)熔化铸锭反复进行氢化/脱氢并进行粉碎，进而将筛分为50目～200目的4N级钨粉末、钽粉末、铪粉末的添加量分别为5原子％、15原子％、30原子％而与钌粉末进行混合。钨原料粉末的氧浓度为20ppm，钽原料粉末的 氧浓度为80ppm，铪原料粉末的氧浓度为130ppm。 
将这些混合粉末再次在1100℃下进行脱氧处理，在1600℃下、真空中进行热压，进而进行热等静压处理，制造烧结体。其结果如表2所示。 
如表2所示，使实施例4中示出的钨、实施例5中示出的钽、实施例6中示出的铪的添加量分别为5原子％、15原子％、30原子％。结果烧结体的密度在98.0％～99.8％的范围内，均超过98％。 
并且，氧浓度在40～260重量ppm的范围内，实现了低氧化。作为主成分的铑基体组织的平均结晶粒径在13～34μm的范围内。 
特别重要的粒状次成分金属相或者主成分与次成分的合金相或化合物相(以下称为“次成分金属相”)的平均粒径，均满足本发明的条件。而且，包含该粒状次成分的金属相均匀分散于作为主成分的组织(基体)中。 
如上所示，实施例4～6的靶的纯度均在98重量％以上(其中，气体成分及其他的杂质除外)的范围内，氧量在40～260重量ppm的范围内。 
对于实施例4-1(表中，记为“实4-1”。以下相同。)，包含粒状次成分的W金属相的大小为138μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为27μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到加工性优良、没有起弧产生、而且颗粒的产生为6×10-3个/cm2的优良的Rh-5原子％W靶。 
另外，对于合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下或完全没有形成的情况，虽然没有特别作为例子示出，但颗粒的产生有少许增加的倾向。但是，其增加量极少，不是特别成为问题的水平。 
在粒状次成分的周围形成的与主成分的合金相或化合物相的存在是更优选的条件，但可以确认全部粒状次成分的大小受到的特别大的影响。对于以下的实施例，可以确认也有同样的倾向。因此，在以下的说明中，省略了对次成分金属相的周围所形成的合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下的情况的说明。 
对于实施例4-2，包含粒状次成分的W金属相的大小为130μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为26μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Rh-15原子％W靶，其加工性优良、没有起弧产生、而且颗粒的产生为7×10-3个/cm2。 
对于实施例4-3，包含粒状次成分的W金属相的大小为130μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为25μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到良好的Rh-30原子％W靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为12×10-3个/cm2。 
对于实施例5-1，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为136μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为30μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Rh-5原子％Ta靶，其加工性优良、没有起弧产生、而且颗粒的产生为3×10-3个/cm2。 
对于实施例5-2，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为118μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为22μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Rh-15原子％Ta靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为4×10-3个/cm2。 
对于实施例5-3，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为169μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为30μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到良好的Rh-30原子％Ta 靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为9×10-3个/cm2。 
对于实施例6-1，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为209μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为10μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Rh-5原子％Hf靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为6×10-3个/cm2。 
对于实施例6-2，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为162μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为8μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Rh-15原子％Hf靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为9×10-3个/cm2。 
对于实施例6-3，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为208μm，在该次成分金属相的周围，形成了平均厚度为9μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到良好的Rh-30原子％Hf靶，其加工性良好、没有起弧产生、而且颗粒的产生为14×10-3个/cm2。 
以上结果如表2表示。 
Figure RE-G2007800065095D00191
(比较例4、比较例5、比较例6) 
与上述实施例4-6同样地制造混合粉末。其中，使用将钨粉末、钽粉末、铪粉末筛分至200目以下的粉末。将其在1600℃下、真空中进行热压、进而进行热等静压处理，制造烧结体。该结果在表2中示出。 
如表2所示，使比较例4所示的钨、比较例5所示的钽、比较例6所示的铪的添加量分别为5原子％、15原子％、30原子％。结果烧结体的密度在96.3％～99.9％范围内，当添加Hf时，密度显著降低，存在低于98％的情况。 
并且，氧浓度在500～2220重量ppm的范围内，氧含量增高。作为主成分的钌基体组织的平均结晶粒径在6μm～28μm的范围内。特别重要的包含粒状次成分的金属相的大小为21～93μm，均在本发明的范围之外。以下进行详细说明。 
如上所示，比较例4～6的靶的密度均在98重量％以上的范围内，其中，氧量在500～2220重量ppm的范围内，氧含量多。 
对于比较例4-1(表中，记为“比4-1”。以下相同。)，包含粒状次成分的W金属相的大小为53μm，不满足本发明的条件。并且，在该次成分W金属相的周围，形成一些平均厚度为10μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到比实施例差的Ru-5原子％W靶，其加工性稍好，没有起弧产生，但颗粒的产生为26×10-3个/cm2。 
另外，对于合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下或完全没有形成的情况，虽然没有特别作为例子示出，但颗粒的产生有进一步增加的倾向。对于以下的比较例，认为也有相同的倾向。因此，在以下的说明中，省略对在次成分金属相的周围形成的合金相或化合物相的平均宽度在5μm的情况的说明。 
对于比较例4-2，包含粒状次成分的W金属相的大小为64μm，不满足本发明的条件。在该次成分W金属相的周围，形成平均厚度为12μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ru-15原子％W靶，虽然其加工性较好，但有起弧产生，而且颗粒的产生为54×10-3个/cm2。 
对于比较例4-3，包含粒状次成分的W金属相的大小为64μm，不满足本发明的条件。虽然在该次成分W金属相的周围，形成平均厚度为12μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-30原子％Ta靶，其加工性较差，并且有起弧产生，而且颗粒的产生增加到57×10-3个/cm2。 
对于比较例5-1，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为93μm，不满足本发明的条件。虽然在该次成分Ta金属相的周围，形成平均厚度为19μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-5原子％Ta靶，其加工性不能说良好，有起弧产生，而且颗粒的产生为57×10-3个/cm2。 
对于比较例5-2，包含粒状次成分的Ta金属相的大小为78μm，不满足本发明的条件。虽然在该次成分Ta金属相的周围，形成平均厚度为14μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-15原子％Ta靶，其加工性不能说是良好，有起弧产生，而且颗粒的产生为78×10-3个/cm2。 
对于比较例5-3，包含粒状次成分的Ta金属相大小为85μm，不满足本发明的条件。虽然在次成分Ta金属相的周围，形成平均厚度为15μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-30原子％Ta靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生明显较多、为89×10-3个/cm2。 
对于比较例6-1，包含粒状次成分的Hf金属相大小为44μm，不满足本发明的条件。虽然在该次成分Hf金属相的周围，形成平均厚度为2μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Ru-5原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生变得非常多、为65×10-3个/cm2。 
对于比较例6-2，包含粒状次成分的Hf金属相大小为21μm，不满足本发明的条件。虽然在次成分Hf金属相的周围，形成平均厚度为1μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Rh-15原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生变多、为67×10-3个/cm2。 
对于比较例6-3，包含粒状次成分的Hf金属相大小为30μm，不满足本发明的条件。虽然在该次成分Hf金属相的周围，形成平均厚度为2μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相，但得到不良的Rh-30原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生变得异常多、为91×10-3个/cm2。 
同样，对于比较例4-比较例6，结果也如表2所示。 
(实施例7、实施例8、实施例9) 
将市售3N级的铱粉末(低氧品：Ir)导入超高真空室内，通过高输出功率红外灯加热除去该铱粉末中的氧气。原料Ir粉末的氧浓度为1800ppm，粒径为1.8μm。使粉末体的温度约为1200℃。通过与室连接的氧监测仪确认氧气已被充分排出后，停止加热并进行快速冷却，冷却至室温。 
接着，将其放入容器，在导入氩气的同时，将EB(电子束)熔化铸锭反复进行氢化/脱氢并进行粉碎，再将筛分为50目～200目的4N级钨 粉末、钽粉末、铪粉末的添加量分别为5原子％、15原子％、30原子％而与钌粉末进行混合。钨原料粉末的氧浓度为20ppm，钽原料粉末的氧浓度为80ppm，铪原料粉末的氧气浓度为130ppm。 
将这些混合粉末再次在1100℃下进行脱氧处理，在1600℃下、真空中进行真空热压、进而进行热等静压处理，制造烧结体。结果如表3所示。 
如表3所示，使实施例7中所示的钨、实施例8中所示的钽、实施例9中所示的铪的添加量分别为5原子％、15原子％、30原子％。结果烧结体的密度在98.7％～99.9％的范围内，均超过98％。 
并且，氧浓度在30～220重量ppm的范围内，实现了低氧化。作为主成分的铱基体组织的平均结晶粒径在11～30μm的范围内。特别重要的包含粒状次成分的金属相的大小为122～212μm，满足本发明的条件。 
如以上所示，实施例7～9的靶的纯度均在98重量％以上(其中，气体成分及其他的杂质除外)的范围内，氧量在30～220重量ppm的范围内。 
对于实施例7-1(表中，记为“实7-1”。以下相同。)，包含粒状次成分的W金属相的大小为128μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为25μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到优良的Ir-5原子％W靶，其加工性优良，没有起弧产生，而且颗粒的产生为13×10-3个/cm2。 
另外，合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下或完全没有形成的情况下，虽然没有特别作为例子示出，但颗粒的发生有少许增加的倾向。但是，其增加量极少，并不是特别成为问题的程度。 
粒状次成分的周围形成的与主成分的合金相或化合物相的存在为更优选的条件，但可以确认全部粒状次成分的大小受到特别大的影响。对于以下的实施例，认为也有同样的倾向。因此，在以下的说明中，省略次成分金属相的周围形成的合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下的情况的说明。 
对于实施例7-2，包含粒状次成分的W金属相大小为122μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为22μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ir-15原子％W靶，其加工性优良，没有起弧产生，而且颗粒的产生为12×10-3个/cm2。 
对于实施例7-3，含有粒状次成分的W金属相大小为161μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为32μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到良好的Ir-30原子％W靶，其加工性优良，没有起弧产生，而且颗粒的产生为9×10-3个/cm2。 
对于实施例8-1，包含粒状次成分的Ta金属相大小为149μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为15μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ir-5原子％Ta靶，其加工性优良，没有起弧产生，而且颗粒的产生为7×10-3个/cm2。 
对于实施例8-2，包含粒状次成分的Ta金属相大小为170μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为17μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ir-15原子％Ta靶，其加工性良好，没有起弧产生，而且颗粒的产生为5×10-3个/cm2。 
对于实施例8-3，包含粒状次成分的Ta金属相大小为179μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为18μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到良好的Ir-30原子％Ta靶，其 加工性良好，没有起弧产生，而且颗粒的产生为5×10-3个/cm2。 
对于实施例9-1，包含粒状次成分的Hf金属相的大小为196μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为7μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ir-5原子％Hf靶，其加工性良好，没有起弧产生，而且颗粒的产生为5×10-3个/cm2。 
对于实施例9-2，包含粒状次成分的Hf金属相大小为182μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为6μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到优良的Ir-15原子％Hf靶，其加工性良好，没有起弧产生，而且颗粒的产生为6×10-3个/cm2。 
对于实施例9-3，包含粒状次成分的Hf金属相大小为212μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为11μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果可以得到良好的Ir-30原子％Hf靶，其加工性良好，没有起弧产生，而且颗粒的产生为8×10-3个/cm2。 
以上的结果如表3中所示。 
Figure RE-G2007800065095D00261
(比较例7、比较例8、比较例9) 
和上述实施例7-9相同地制造混合粉末。但是，使用筛分至200目以下的钨粉末、钽粉末、铪粉末。将其在1600℃下、真空中进行热压、进而进行热等静压处理，制造烧结体。其结果如表3所示。 
如表3所示，使比较例7所示的钨、比较例8所示的钽、比较例9所示的铪的添加量分别为5原子％、15原子％、30原子％。结果烧结体的密度在95.8％～99.9％范围内，在添加Hf的情况下密度显著降低，有时降至低于98％。 
并且，氧浓度在350～2320重量ppm的范围内，氧含量增高。作为主成分的铱基体组织的平均结晶粒径在13～28μm的范围内。特别是重要的含有粒状次成分的金属相的大小为27～63μm，并非均处于本发明的范围内。以下，进行详细说明。 
如以上所示，比较例7～9的靶的纯度均在98w％以上(其中，除去气体成分及其他的杂质)的范围内，其中氧量在350～2320重量ppm的范围内，氧含量较多。 
对于比较例7-1(表中，记为“比7-1”。以下相同。)，含有粒状次成分的W金属相大小为52μm，在该次成分金属相的周围形成平均厚度为7μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果得到比实施例差的Ir-5原子％W靶，其加工性较差，虽没有起弧产生但颗粒的产生为39×10-3个/cm2。 
另外，对于合金相或化合物的平均宽度在5μm以下或完全没有形成的情况，虽然没有特别作为例子示出，但具有颗粒的产生进一步增加的倾向。对于以下的比较例，认为也有相同的倾向。因此，在以下的说明中，省略对次成分金属相的周围形成的合金相或化合物相的平均宽度在5μm以下的情况的说明。 
对于比较例7-2，包含粒状次成分的W金属相大小为62μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为9μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ir-15原子％W靶，其加工性虽然稍好、没有起弧产生，但颗粒的产生为28×10-3个/cm2。 
对于比较例7-3，包含粒状次成分的W金属相的大小为63μm，在该次成分金属相的周围形成平均厚度为9μm的合金相(主成分与次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ir-30原子％Ta靶，其加工性虽然稍好，但有起弧产生，而且颗粒的产生增加到85×10-3个/cm2。 
对于比较例8-1，包含粒状次成分的Ta金属相大小为41μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为4μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ir-5原子％Ta靶，其加工性虽然稍好，也没有起弧产生，但颗粒的产生为39×10-3个/cm2。 
对于比较例8-2，包含粒状次成分的Ta金属相大小为42μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为4μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ir-15原子％Ta靶，其加工性较差，虽没有起弧产生，但颗粒的产生为35×10-3个/cm2，。 
对于比较例8-3，包含粒状次成分的Ta金属相大小为28μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为2μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ir-30原子％Ta靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生明显较多、为76×10-3个/cm2。 
对于比较例9-1，包含粒状次成分的Hf金属相大小为36μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为1μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ir-5原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生变得非常多、为52×10-3个/cm2。 
对于比较例9-2，包含粒状次成分的Hf金属相大小为27μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为1μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ir-15原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生变多、为77×10-3个/cm2。 
对于比较例9-3，包含粒状次成分的Hf金属相大小为28μm，在该次成分金属相的周围，形成平均厚度为1μm的合金相(主成分和次成分的合金相)或化合物相。结果得到不良的Ir-30原子％Hf靶，其加工性不良，有起弧产生，而且颗粒的产生异常增多、为103×10-3个/cm2。 
同样，对于比较例7-比较例9，其结果也如表3所示。 
(实施例10、实施例11、实施例12) 
对于作为实施例10的实施例1的条件中W量为15原子％、次成分相的平均粒径为128～135μm的情况；对于作为实施例11的实施例2中Ta量为15原子％、次成分相的平均粒径为131～140μm的情况；对于作为实施例12的实施例3中Hf量为15原子％、次成分相的平均粒径为191～202μm的情况，基体的平均粒径、相对密度、氧量、碳量发生变化时的加工性、起弧、颗粒个数的结果分别如表4所示。 
在该表4所示的实施例10、实施例11、实施例12中，任何情况下均没有起弧产生。在实施例10(添加W)的情况下，加工性均非常良好，当氧量和碳量少许增加时，颗粒的个数增加稍许，结果均良好。 
在实施例11(添加Ta)的情况下，当氧量和碳量增加时，加工性稍有下降，并且虽然颗粒个数显示出稍有增加的倾向，但并不成为问题。 
在实施例12(添加Hf)的情况下，次成分相的平均粒径增大稍许，当氧量和碳量增加时，加工性稍有降低。并且，颗粒个数也显示出稍 有增加的倾向。但是，这些均不成为问题。相反，当减少氧量和碳量时，存在加工性提高、并且颗粒个数也减少的倾向。 
从以上示例可知，通过调整次成分相的平均粒径、并使氧量和碳量减少，可以使加工性进一步提高，并使颗粒数减少。特别是，优选氧量和碳量尽可能的少的情况。至于其他的要素，并没有显著的影响。 
Figure RE-G2007800065095D00311
(实施例13、实施例14、实施例15) 
对于作为实施例13的实施例4的条件中W量为15原子％、次成分相的平均粒径为127～134μm的情况；对于作为实施例14的实施例5中Ta量为15原子％、次成分相的平均粒径为117～120μm的情况；对于作为实施例15的实施例6中Hf量为15原子％、次成分相的平均粒径为158～162μm的情况，基体的平均粒径、相对密度、氧量、碳量发生变化时的加工性、起弧、颗粒个数的结果分别如表5所示。 
在该表5所示的实施例13、实施例14、实施例15中，任何情况下都没有起弧产生。在实施例13(添加W)及实施例14(添加Ta)的情况下，加工性均非常良好，当氧量和碳量少许增加时，颗粒个数增加稍许，结果均良好。 
在实施例15(添加Hf)的情况下，次成分相的平均粒径增大稍许，当氧量和碳量增加时，则可见加工性存在稍有降低的倾向。但是，该程度为可接受的范围，并不成为特别的问题。 
并且，当氧量和碳量增加时，颗粒个数虽也显示出稍有增加的倾向，但并不成为问题。相反，当将其减少时，存在加工性提高、并且颗粒个数也减少的倾向。 
从以上示例可知，通过调整次成分相的平均粒径、并减少氧量和碳量，可以使加工性进一步提高并使颗粒数减少。特别是，优选氧量和碳量尽可能的少的情况。至于其他的要素，并没有显著的影响。 
Figure RE-G2007800065095D00331
(实施例16、实施例17、实施例18) 
对于作为实施例16的实施例7的条件中W量为15原子％、次成分相的平均粒径为120～130μm的情况；对于作为实施例17的实施例8中Ta量为15原子％、次成分相的平均粒径为170～175μm的情况；对于作为实施例18的实施例9中Hf量为15原子％、次成分相的平均粒径为180～190μm的情况，基体的平均粒径、相对密度、氧含量、碳含量发生变化时的加工性、起弧、颗粒个数的结果分别如表6所示。 
在该表6所示的实施例16、实施例17、实施例18中，任何情况下都没有起弧产生。实施例16(添加W)时，次成分相的平均粒径增大稍许，并在碳含量增加时，加工性稍有降低，但其他方面均非常良好。 
在实施例17(添加Ta)的情况下，次成分相的平均粒径增大稍许，当氧量和碳量增加时加工性稍有降低。但是并没有大的变化。 
在实施例18(添加Hf)的情况下，次成分相的平均粒径增大，当氧量和碳量增加时加工性稍有降低。颗粒个数并没有大的变化。但是，均不成为问题。相反，将其减少时，存在加工性提高，颗粒个数也减少的倾向。 
从以上示例可知，通过调整次成分相的平均粒径、并减少氧量和碳量，可以进一步提高加工性。特别是，优选氧量和碳量尽可能的少的情况。至于其他的要素，并没有显著的影响。 
作为本发明的主成分的高熔点金属钌、铑、铱，均为第8族元素，是近似的元素。在本实施例中，示出了各自单独的元素和次成分组合的例子，但应该理解为在复合添加了这些元素的高熔点合金中也能得到相同的结果。因此，本发明中包含复合添加了钌、铑、铱的合金。 
进而，钨、钽、铪在元素周期表中作为第6族、第5族、第4族元素而分别属于不同的族，但如本发明的实施例所示，将其添加至上述钌、铑、铱中时，可以确认显示出类似的性质及作用/效果。因此，当然应该可以理解为，在复合添加这些金属时，也显示出类似的作用、效果。因此，自不必说本发明也包括复合添加这些金属的情况。 
产业上的利用可能性 
本发明的含有以钌、铑、铱为主成分的高熔点金属的合金烧结体溅射靶，具有能够通过改善靶组织而防止形成基体的主成分以外的金属粒子的脱落，进而通过减少气体成分等杂质、提高密度、减少溅射时的起弧和颗粒的产生，使成膜质量提高的同时提高靶的加工性的优良效果，因此作为半导体元件的成膜材料、特别是栅电极材料或各种扩散阻渗的成膜用溅射靶极为有用。 

Claims (9)

1.一种含有高熔点金属的烧结体溅射靶，所述高熔点金属包含选自W、Ta或Hf的一种以上小于50原子％的次成分和作为余量的选自Ru、Rh或Ir的至少一种以上的主成分及不可避免的杂质，所述溅射靶的特征在于，在所述主成分的金属组织中，具有平均粒径为100μm～500μm的次成分粒状物，该次成分粒状物由次成分金属相以及主成分与次成分的合金相或化合物相构成。
2.如权利要求1所述的含有高熔点金属的烧结体溅射靶，其中，在所述主成分的金属组织中，具有平均粒径为100μm～300μm的次成分粒状物，该次成分粒状物由次成分金属相以及主成分与次成分的合金相或化合物相构成。
3.如权利要求1所述的含有高熔点金属的烧结体溅射靶，其中，在粒状次成分金属相的周围，具有平均厚度为5μm～50μm的主成分与次成分的合金相或化合物相。
4.如权利要求1所述的含有高熔点金属的烧结体溅射靶，其中，在粒状次成分金属相的周围，具有平均厚度为5μm～100μm的主成分与次成分的合金相或化合物相。
5.如权利要求1所述的含有高熔点金属的烧结体溅射靶，其中，在粒状次成分金属相的周围，具有平均厚度为5μm～200μm的主成分与次成分的合金相或化合物相。
6.如权利要求1或5所述的含有高熔点金属的烧结体溅射靶，其中，作为气体成分杂质，氧含量在300重量ppm以下，碳含量在100重量ppm以下。
7.如权利要求1或5所述的含有高熔点金属的烧结体溅射靶，其中，气体成分以外的杂质含量的总量在100重量ppm以下。
8.如权利要求1或5所述的含有高熔点金属的烧结体溅射靶，其中，相对密度在98％以上，并且不存在100μm以上的空隙。
9.如权利要求1或5所述的含有高熔点金属的烧结体溅射靶，其中，每1cm3体积的靶的合金组成的偏差在±10％以下。
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