CN103154308B

CN103154308B - Al基合金溅射靶及其制造方法

Info

Publication number: CN103154308B
Application number: CN201180048311.XA
Authority: CN
Inventors: 松本克史; 高木胜寿; 武富雄一; 中井淳一; 莳野秀忠; 高木敏晃
Original assignee: Kobe Steel Ltd; Kobelco Research Institute Inc
Current assignee: Kobe Steel Ltd; Kobelco Research Institute Inc
Priority date: 2010-10-08
Filing date: 2011-10-05
Publication date: 2015-12-09
Anticipated expiration: 2031-10-05
Also published as: JP2012224942A; TWI534284B; US20130233706A1; WO2012046768A1; KR20130080047A; EP2626443A1; TW201237201A; CN103154308A

Abstract

本发明提供使用了溅射靶时的成膜速度(溅射速率)被提高、理想的是能够防止飞溅的发生的Al基合金溅射靶。本发明的Al基合金溅射靶含有Ta。优选的是含有Al及Ta的Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径为0.005μm以上且1.0μm以下，且Al-Ta系金属间化合物的平均粒子间距离满足0.01μm以上且10.0μm以下。

Description

Al基合金溅射靶及其制造方法

技术领域

本发明涉及Al基合金溅射靶及其制造方法，详细而言，涉及使用溅射靶时的成膜速度(溅射速率)被提高、理想的是能够防止飞溅的发生的Al基合金溅射靶、及其制造方法。

背景技术

Al基合金因电阻率低、加工容易等理由而在液晶显示器(LCD)、等离子显示器面板(PDP)、电致发光显示器(ELD)、场致发射显示器(FED)、微机电系统(MEMS)显示器等平板显示器(FPD)、触摸面板、电子纸领域被广泛使用，被用于布线膜、电极膜、反射电极膜等材料。

在Al基合金薄膜的形成中，通常采用使用了溅射靶的溅射法。溅射法是指在基板、和由与薄膜材料相同的材料构成的溅射靶之间形成等离子放电，使由等离子放电而离子化后的气体与溅射靶碰撞，轰出溅射靶的原子，使其在基板上层叠而制作薄膜的方法。

溅射法与真空蒸镀法不同，具有能够形成组成与溅射靶相同的薄膜这样的优点。尤其是用溅射法成膜后的Al基合金薄膜，由于能够使在平衡状态未固溶的Nd等合金元素固溶、且作为薄膜发挥优异的性能，所以在工业上是有效的薄膜制作方法，作为其原料的溅射靶的开发正在进展。

近年来，为了与FPD的生产性提高等对应，溅射工序时的成膜速度(溅射速率)与以往相比有高速化的趋势。为了加快成膜速度，虽然增大溅射力量(power)是最简便的，但若增加溅射力量，则发生飞溅(微细的熔融粒子)等的溅射不良、且在布线膜等产生缺陷，导致FPD的成品率、动作性能降低等的弊端。

因此，为了提高成膜速度，例如提出有专利文献1及2的方法。其中，专利文献1中记载有控制Al合金钯的溅射面的(111)结晶方位含有率而提高成膜速度的方法。另外，专利文献2中记载有控制Al-Ni-稀土类元素合金溅射靶的溅射面的<001>、<011>、<111>、<311>结晶方位面积率的比率而提高成膜速度的方法。

专利文献

专利文献1：日本特开平6-128737号公报

专利文献2：日本特开2008-127623号公报

发明内容

发明要解决的问题

如前所述，迄今为止为了提高成膜速度而提出有各种技术，但需要进一步的改善。

本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供使用溅射靶时的成膜速度被提高、理想的是能够防止飞溅的发生的Al基合金溅射靶、及其制造方法。

用于解决问题的方案

能够解决上述课题的本发明的Al基合金溅射靶在含有Ta方面具有要点。

本发明的优选的实施方式中，关于上述Al基合金溅射靶，含有Al及Ta的Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径为0.005μm以上且1.0μm以下，且上述Al-Ta系金属间化合物的平均粒子间距离满足0.01μm以上且10.0μm以下。

本发明的优选的实施方式中，上述Al基合金溅射靶的氧含量为0.01原子％以上且0.2原子％以下。

本发明的优选的实施方式中，上述Al基合金溅射靶还含有：选自

由稀土类元素构成的第1组、

由Fe、Co、Ni、及Ge构成的第2组、

由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、及W构成的第3组、以及

由Si及Mg构成的第4组中的至少一组的元素。

本发明的优选的实施方式中，上述Al基合金溅射靶还含有选自由稀土类元素构成的第1组中的至少一种元素。

本发明的优选的实施方式中，上述Al基合金溅射靶还含有选自由Fe、Co、Ni、及Ge构成的第2组中的至少一种元素。

本发明的优选的实施方式中，上述Al基合金溅射靶还含有选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、及W构成的第3组中的至少一种元素。

本发明的优选的实施方式中，上述Al基合金溅射靶还含有选自由Si及Mg构成的第4组中的至少一种元素。

本发明的优选的实施方式中，上述选自第1组中的至少一种元素为选自由Nd及La构成的组中的至少一种元素。

本发明的优选的实施方式中，上述选自第1组中的至少一种元素为Nd。

本发明的优选的实施方式中，选自上述第2组中的至少一种元素为选自由Ni及Ge构成的组中的至少一种元素。

本发明的优选的实施方式中，上述选自第3组中的至少一种元素为选自由Ti、Zr、及Mo构成的组中的至少一种元素。

本发明的优选的实施方式中，上述选自第3组中的至少一种元素为Zr。

本发明的优选的实施方式中，上述选自第4组中的至少一种元素为Si。

本发明的优选的实施方式中，上述Al基合金溅射靶的维氏硬度(HV)为26以上。

本发明还包含上述Al基合金溅射靶的制造方法，该方法的特征在于，通过在利用喷射成型法得到合金铸锭后，依次进行致密化操作、锻造、热轧、退火时，在下述的条件下进行上述喷射成型法、热轧、及退火。

喷射成型时的熔解温度：700～1400℃

喷射成型时的气体/金属比：10Nm³/kg以下

热轧的轧制开始温度：250～500℃

热轧后的退火温度：200～450℃

优选在上述退火后进一步在下述的条件下进行冷轧及冷轧后的退火。

冷轧的冷轧率：5～40％

冷轧后的退火温度：150～250℃

冷轧后的退火的时间：1～5小时

发明的效果

本发明的Al基合金溅射靶由于为如上所述的构成，因此如果使用上述溅射靶，则成膜速度被提高，理想的是能够有效防止飞溅的发生。

具体实施方式

本发明人等为了提供使用溅射靶而将Al基合金膜成膜时的成膜速度提高、且理想的是能够防止飞溅的发生的Al基合金溅射靶，而进行了反复的研究。其结果发现：为了提高成膜速度，使用含有Ta的Al基合金溅射靶是有用的，特别是适当控制Al基质中的Ta系化合物(即至少含有Al及Ta的Al-Ta系金属间化合物)的尺寸(为平均粒子直径，与圆当量直径同义)、分散状态(Al-Ta系金属间化合物的平均粒子间距离)是非常有用的；进而为了防止飞溅的发生，而只要将上述含有Ta的溅射靶的维氏硬度控制到26以上即可，由此完成了本发明。

(Al基合金溅射靶的组成)

首先，对本发明所述的Al基合金溅射靶的组成进行说明。

如上所述，本发明的Al基合金溅射靶含有Ta。本发明人等根据实验结果，可确认到通过Ta与Al结合而以Al-Ta系金属间化合物形式进行分布，由此可大大有助于提高成膜中的成膜速度。另外，Ta是对使用本发明的溅射靶进行成膜的Al基合金膜的耐腐蚀性、耐热性的提高有用的元素。

为了有效发挥这样的作用，优选含有Ta例如0.01原子％以上。可看到Ta的含量越多则上述作用也越增加的倾向。从上述作用的观点出发，Ta量的上限没有特别限定，若Ta的含量增加，则Al-Ta系金属间化合物也增大，由于该化合物的熔点为1500℃以上的高熔点，所以若考虑工业规模上的生产性、可制造性等，则Ta量的上限优选控制到大概30.0原子％。更优选Ta的含量为0.02原子％以上且25.0原子％以下，进一步优选为0.04原子％以上且20.0原子％以下。

关于本发明的Al基合金溅射靶，含有Ta、且余量为Al及不可避免的杂质，但为了进一步提高上述作用，或者为了有效发挥上述以外的作用，可以含有下述元素。

(A)氧

氧是使对提高成膜速度有用的Al-Ta系金属间化合物(详细如后所述。)微细分散化，而对进一步提高上述作用有用的元素。如后所述，本发明的Al基合金溅射靶虽然推荐利用喷射成型法、粉末冶金法等加以制造，但本发明人等通过实验判明：若存在规定量的氧，则微细分散后的氧化物成为Al-Ta系金属间化合物的析出位点，使该化合物进一步微细分散化，大大有助于成膜速度的提高。为了有效发挥这样的作用，优选含有氧0.01原子％以上。但是，若氧的含量过剩，则形成的氧化物粗大化，Al-Ta系金属间化合物的微细分散效果降低，因此优选其上限设为0.2原子％。更优选氧的含量为0.01原子％以上且0.1原子％以下。

(B)稀土类元素(第1组元素)

稀土类元素(第1组元素)是提高使用Al基合金溅射靶形成的Al基合金膜的耐热性、且对防止在Al基合金膜的表面形成突起(hillock)有效的元素。本发明中使用的稀土类元素为在镧系元素(在元素周期表中，从原子序号57的La至原子序号71的Lu这15种元素)中加上Sc和Y后的元素组，优选的稀土类元素(第1组元素)为Nd、La，更优选的稀土类元素(第1组元素)为Nd。这些可以单独使用、或者并用2种以上。

为了有效发挥上述作用，优选稀土类元素的含量(单独包含稀土类元素时为单独的量，包含2种以上时为它们的总计量)为0.05原子％以上。能观察到稀土类元素的含量越多则上述作用也越提高的倾向，但若过剩地添加，则Al基合金膜的电阻率会变高，因此其上限优选设为10.0原子％。更优选为0.1原子％以上且5.0原子％以下。

(C)Fe、Co、Ni、Ge(第2组元素)

Fe、Co、Ni、Ge(第2组元素)是对降低Al基合金膜、和与该Al基合金膜直接接触的像素电极的接触电阻有效的元素，另外，也是有助于提高耐热性的元素。Fe、Co、Ni、Ge可以分别单独使用，也可以并用2种以上。优选的第2组元素是选自由Ni及Ge构成的组中的至少一种元素。

为了有效发挥上述作用，Fe、Co、Ni、Ge的含量(单独包含时是单独的量，包含2种以上时为它们的总计量)优选为0.05原子％以上。能观察到上述元素的含量越多则上述作用也越提高的倾向，但若过剩地添加，则Al基合金膜的电阻率会变高，因此其上限优选设为10.0原子％。更优选为0.1原子％以上且5.0原子％以下。

(D)Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、W(第3组元素)

Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、W(第3组元素)是有助于Al基合金膜的耐腐蚀性、耐热性提高的元素。可以分别单独使用，也可以并用2种以上。优选的第3组元素为选自由Ti、Zr、及Mo构成的组中的至少一种元素，更优选的第3组元素为Zr。但是，若过剩添加，则Al基合金膜的电阻率会变高。Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、W的优选的含量(单独包含时为单独的量，包含2种以上时为它们的总计量)为0.05原子％以上且10.0原子％以下，更优选0.1原子％以上且5.0原子％以下。

(E)选自由Si及Mg构成的组中的至少一种元素(第4组元素)

选自由Si及Mg构成的组中的至少一种元素，是有助于Al基合金膜的耐气候性等耐腐蚀性的提高的元素。可以分别单独使用，也可以并用。优选的第4组元素为Si。但是，若过剩添加，则Al基合金膜的电阻率会变高。选自由Si及Mg构成的组中的至少一种元素的优选含量(单独包含时为单独的量，包含两者时为它们的总计量)为0.05原子％以上且10.0原子％以下，更优选为0.1原子％以上且5.0原子％以下。

本发明的Al基合金溅射靶，优选作为成分，在包含Ta(优选进一步推荐的量的氧)的同时，还包含选自

上述由稀土类元素构成的第1组、

上述由Fe、Co、Ni、及Ge构成的第2组、

上述由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、及W构成的第3组、以及

上述由Si及Mg构成的第4组中的至少一组的元素的组成。

作为更优选的组成的钯，可举出下述的(i)～(iv)。

(i)优选后述的表1的No.4～6所示的Al(包含以下所示的元素、且余量为Al及不可避免的杂质的Al合金。以下相同)-Ta-O-第1组元素(稀土类元素)溅射靶。更优选为Al-Ta-O-Nd溅射靶。

(ii)优选后述表1的No.7、8及10所示的Al-Ta-O-第1组元素(稀土类元素)-第2组元素溅射靶。更优选为Al-Ta-O-(选自由Nd及La构成的组中的至少一种元素)-(选自由Ni及Ge构成的组中的至少一种元素)溅射靶，进一步优选为Al-Ta-O-Nd-(Ni及Ge)溅射靶。

(iii)优选后述的表2的No.17～30所示的Al-Ta-O-第1组元素(稀土类元素)-第2组元素-第3组元素溅射靶。更优选Al-Ta-O-Nd-第2组元素-第3组元素溅射靶，进一步优选Al-Ta-O-Nd-(选自由Ni及Ge构成的组中的至少一种元素)-第3组元素溅射靶，更进一步优选Al-Ta-O-Nd-(选自由Ni及Ge构成的组中的至少一种元素)-Zr溅射靶，特别优选后述的表2的No.29所示的Al-Ta-O-Nd-(Ni及Ge)-Zr溅射靶。

(iv)优选后述的表2的No.34～37所示的Al-Ta-O-第1组元素(稀土类元素)-第2组元素-第3组元素-第4组元素溅射靶。更优选Al-Ta-O-Nd-第2组元素-第3组元素-第4组元素溅射靶，进一步优选Al-Ta-O-Nd-(选自由Ni及Ge构成的组中的至少一种元素，特别是Ni及Ge)-第3组元素-第4组元素溅射靶，更进一步优选Al-Ta-O-Nd-(选自由Ni及Ge构成的组中的至少一种元素、特别是Ni及Ge)-Zr-第4组元素溅射靶，特别优选表2的No.34所示的Al-Ta-O-Nd-(Ni及Ge)-Zr-Si溅射靶。

另外，作为其他的优选组成的溅射靶，可举出Al-Ta-O-第2组元素溅射靶、Al-Ta-O-第2组元素-第3组元素溅射靶、Al-Ta-O-第2组元素-第3组元素-第4组元素溅射靶。

(Al-Ta系金属间化合物的尺寸及分散状态)

接着，对带有本发明的特征Al-Ta系金属间化合物的尺寸及分散状态进行说明。

上述Al-Ta系金属间化合物是指至少含有Al和Ta的化合物。上述金属间化合物，根据Al基合金溅射靶的组成、制造条件等有时也包含上述的Al及Ta以外的元素(例如上述的优选的选择元素等)，但进一步含有这样的元素的化合物也包含在该Al-Ta系金属间化合物的范围内。

此外，本发明的特征在于，上述Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径为0.005μm以上且1.0μm以下，且上述Al-Ta系金属间化合物的平均粒子间距离为0.01μm以上且10.0μm以下，这些要件两方得到满足的化合物与纯Al相比可得到高的成膜速度(参照后述的实施例)。

首先，上述金属间化合物的平均粒子直径为0.005μm以上且1.0μm以下。本发明中，这样一来，通过使上述金属间化合物的平均粒子直径超微细化至1.0μm以下的纳米级，可均匀地发生溅射现象，且提高成膜速度。为了有效发挥这样的作用，上述金属间化合物的平均粒子直径越小越好，但若考虑工业规模上的能够制造性等。其下限为大概0.005μm左右。需要说明的是，上述“平均粒子直径”是用后述的方法测定时的圆当量直径的平均，详情如后所述。

另外，上述金属间化合物的平均粒子间距离为0.01μm以上且10.0μm以下。本发明中，除了上述的平均粒子直径以外，还可以通过控制平均粒子间距离，适当地控制Al-Ta系金属间化合物的分散状态，由此使溅射面的溅射状态均匀，进一步提高成膜速度。为了有效发挥这样的作用，虽然上述金属间化合物的平均粒子间距离越小越好，但若考虑工业规模上的能够制造性等，其下限为大概0.01μm左右。需要说明的是，上述“平均粒子间距离”的测定方法的详情如后所述。

本发明的溅射靶，具有满足上述组成及上述要件的金属间化合物，但维氏硬度(HV)优选为26以上，由此可以防止飞溅的发生。通过如上所述那样提高维氏硬度而能够抑制飞溅的发生的理由，详情虽然不明，但可推测如下。即上述溅射靶的维氏硬度若较低，则用于该溅射靶的制造的铣床、车床等所进行的机械加工的精加工面的微观平滑性恶化，因此，换言之，原料表面发生复杂的变形、变粗糙，因此用于机械加工的切削油等的污渍吸入到溅射靶的表面，并残留。这样的污渍在后工序中即便进行表面清洗也难以充分去除。认为残留在该溅射靶的表面的污渍成为溅射时的初期飞溅的发生起点。另外，为了避免将这样的污渍残留于溅射靶的表面，需要改善机械加工时的加工性(锋利性)，以免原料表面变粗糙。因此，在本发明中，优选使溅射靶的维氏硬度增大的情形。

本发明所述的Al基合金溅射靶的维氏硬度，若从防止飞溅发生的观点出发，越高越好，例如更优选为35以上，进一步优选40以上，更进一步优选为45以上。需要说明的是，维氏硬度的上限没有特别限定，但若过高，则有必要增大用于维氏硬度调整的冷轧的轧制率，由于难以进行轧制，所以优选为160以下，更优选为140以下，进一步优选为120以下。

以上对本发明的Al基合金溅射靶进行说明。

接着，对制造上述Al基合金溅射靶的方法进行说明。

本发明的Al基合金溅射靶，可推荐利用例如喷射成型法、粉末冶金法等得到了规定组成的合金铸锭后，根据需要进行用热进行加压的热气静水压加工(HIP：HotIsostaticPressing)等致密化操作，接着，进行锻造、热轧、退火。在上述工序之后也可以进行冷轧→退火(第2次的轧制→退火的工序)。

在得到规定组成的合金铸锭时，从能够容易控制上述Al-Ta系金属间化合物的尺寸、分散状态等观点出发，优选喷射成型法的应用。在此，喷射成型法是指在不活泼气体氛围中的腔室内向Al合金熔液流吹入高压的不活泼气体进行喷雾化，使急冷到半熔融状态·半凝固状态·固相状态的粒子堆积，得到规定形状的粗制材(预成型品)的方法。喷射成型法由本申请的申请人公开的较多，例如记载在日本特开平9-248665号公报、日本特开平11-315373号公报、日本特开2005-82855号公报、日本特开2007-247006号公报中，可以参照这些。或者也可以参照前述的专利文献2。

具体而言，作为为了得到所希望的Al-Ta系金属间化合物而优选的喷射成型条件，可举出熔解温度：700～1400℃、气体/金属比为10Nm³/kg以下，更优选为5～8Nm³/kg等。

另外，在利用喷射成型法等得到合金铸锭后的工序中，为了得到所希望的Al-Ta系金属间化合物，而优选适当控制热轧条件(例如轧制开始温度、轧制结束温度、1道次最大压下率、总压下率等)、退火条件(退火温度、退火时间等)中的至少任一个。具体而言，上述工序中，优选控制在轧制开始温度：250～500℃、退火温度：200～450℃的范围。

另外，本发明中，为了调整为优选的维氏硬度，而推荐在上述的第2次的轧制→退火的工序中，冷轧率控制在大概5～40％的范围内，退火条件控制在约150～250℃、约1～5小时的范围内等。

实施例

以下列举实施例对本发明进行更具体说明，但本发明不受下述实施例限制，可以在适合前述和后述的主旨的范围适当变化而实施，这些均包含在本发明的技术的范围内。

(实施例1)

用(1)喷射成型法或者(2)粉末冶金法制作由表1所述的组成构成的合金的铸锭。各方法的详细的制造条件如下所述。

(1)喷射成型法

首先，用下述的喷射成型条件得到表1所述的Al基合金预成型品。

(喷射成型条件)

熔解温度：1300℃

雾化气体：氮气

气体/金属比：7Nm³/kg

喷射距离：1050mm

气体雾化出口角度：1°

收集器(collector)角度：35°

接着，将得到的预成型品封入胶囊之后进行脱气，用HIP装置进行致密化。HIP处理在HIP温度：550℃、HIP压力：85MPa、HIP时间：2小时下进行。

将这样得到的Al基合金致密体在锻造前的加热温度：500℃、加热时间：2小时、每1次的镦锻率：10％以下的条件下进行锻造，得到了板坯(slab)(尺寸：厚60mm、宽540mm、长540mm)。

然后，进行了轧制(条件：轧制开始温度400℃、总压下率85％)及退火(条件：200℃×4小时)后，实施机械加工制造Al基合金板(厚8mm、宽150mm、长150mm)。

接着，对于上述的Al基合金板，通过实施冲圆(原文：丸抜き)加工和车床加工，由此得到直径4英寸的圆板状溅射靶(厚度5mm)。

(2)粉末冶金法

粉末冶金法中，将100目的纯Al粉末和各元素的粉末投入V型混合机中混合45分钟。

然后，与上述(1)记载的喷射成型法同样，进行HIP处理、锻造前的加热、锻造、轧制、退火、冲圆加工及车床加工，得到了直径4英寸的圆板状溅射靶(厚度5mm)。

为了比较，对于表1的No.11(纯度4N的纯Al)，用熔解法来制造。详细而言，利用DC铸造法对厚度100mm的铸锭进行铸锭后，在400℃进行4小时均热处理，然后在室温以冷轧率75％进行冷加工。然后，在200℃进行4小时的热处理，在室温以冷轧率40％进行冷轧。

关于这样得到的各种溅射靶材料，如以下所示利用显微镜观察及图像处理测定Al-Ta系金属间化合物的尺寸(平均粒子直径、其为圆当量直径的平均的意思。)及分散状态(平均粒子间距离)。详细情况根据视野中观察到的Al-Ta系金属间化合物的尺寸(圆当量直径)改变显微镜的种类，利用下述(3)及(4)的方法算出Al-Ta系金属间化合物的尺寸及分散状态后，将算出这些的平均值后得到的值作为Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离。

(3)Al-Ta系金属间化合物的圆当量直径超过1μm时的平均粒子直径及平均粒子间距离的测定

此时，上述化合物用FE-SEM(倍率1000倍)进行观察。

首先，按照以下所示制作测定用试样。首先，以上述溅射靶的测定面(相对轧制面垂直的截面中与轧制方向平行的面，相对于上述溅射靶的厚度t为表层部、1/4×t部、1/2×t部)露出的方式，切断上述溅射靶。然后，为了使测定面平滑，用砂纸进行研磨，或用金刚石糊膏等进行研磨，得到了FE-SEM测定用试样。

接着，关于上述测定用试样，使用FE-SEM(倍率1000倍)，朝着溅射靶的板厚方向在表层侧、1/4×t部、1/2×t部总计3处，各分别拍摄5个视野(1个视野长约80μm×宽约100μm)。此时，使用EDS进行各金属间化合物的分析，抽出检测出Ta的峰的金属间化合物。然后，各照片中，将检测出Ta的峰的化合物判断为至少包含Al及Ta的Al-Ta系金属间化合物，用图像处理定量解析该化合物，对各照片的每个求出圆当量直径，这些的平均值作为“Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径”。

进而，在各照片中求出判断为Al-Ta系化合物的数密度(2维、每单位面积的个数)，并计算它们的平均值，利用以下的换算式，求出Al-Ta系金属间化合物的平均粒子间距离。

Al-Ta系化合物的平均粒子间距离

＝2×{1÷π÷[数密度(2维)]}^1/2

(4)Al-Ta系金属间化合物的圆当量直径为1μm以下时的平均粒子直径及平均粒子间距离的测定

此时，上述化合物用TEM(倍率7500倍)观察。

首先，如下所示制作测定用试样。首先，分别从上述溅射靶的测定面(为相对轧制面垂直的截面中与轧制方向平行的面，相对于上述溅射靶的厚度t为表层部、1/4×t部、1/2×t部)切出厚度约0.8mm左右的样品。进而对该各样品用砂纸、金刚石糊膏等研磨到厚度约0.1mm左右，将其冲裁成直径3mm的圆盘状，以Struers制Tenupol-5使用作为电解液的30％硝酸-甲醇溶液进行电解蚀刻，得到TEM观察用样品。

接着，对上述测定用试样，使用TEM(倍率7500倍)朝着溅射靶的板厚方向在表层侧、1/4×t部、1/2×t部总计3个部位中，分别各拍摄5个视野(1个视野为长约10μm×宽约14μm)。此时，使用EDS进行各金属间化合物的分析，抽出检测出Ta的峰的金属间化合物。然后，在各照片中，将检测出Ta的峰的化合物判断为至少包含Al及Ta的Al-Ta系化合物，对该化合物用图像处理进行定量解析，各个照片以圆当量直径形式求出，将这些的平均值作为“Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径”。

进而，对各照片求出被判断为Al-Ta系化合物的化合物的数密度(3维，每单位体积的个数)，计算它们的平均值，用以下的换算式，求出Al-Ta系金属间化合物的平均粒子间距离。需要说明的是，关于化合物的数密度(3维)，使用污垢/斑点法在TEM内测定观察位置的TEM样品的膜厚，对各个照片算出使用乘以视野面积(1个视野为长约10μm×宽约14μm)的体积。

Al-Ta系化合物的平均粒子间距离

＝2×{(3/4)÷π÷[数密度(3维)]}^1/3

另外，本发明中，利用上述(3)及(4)的方法算出Al-Ta系金属间化合物的尺寸及分散状态后，将算出这些的平均值的值作为Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离。本发明中，将这样算出的Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离分别为0.005μm以上且1.0μm以下、及0.01μm以上且10.0μm以下的样品作为合格。

(5)溅射靶的维氏硬度的测定

进而，使用维氏硬度计(株式会社明石制作所制、AVK-G2)，以载荷50g测定上述各溅射靶的维氏硬度(HV)。本实施例中，将维氏硬度为26以上的样品作为合格。

(6)关于飞溅的发生数

使用上述溅射靶，在下述条件下以膜厚达到600nm左右的方式进行溅射，观察此时的飞溅发生的程度。

详而言之，首先，对于Corning社制EAGLEXG玻璃基板(尺寸：直径4英寸×厚度0.70mm)，使用株式会社岛津制作所制“溅射系统HSR-542S”的溅射装置，以膜厚达到600nm左右的方式进行DC磁控溅射。溅射条件如以下所述。

极限真空度：7×10^-6Torr

Ar气体压：2mTorr

放电功率：260W

Ar气体流量：30sccm

极间距离：50mm

基板温度：室温

成膜时间(溅射时间)：240秒

然后，使用粒子计数器(株式会社TOPCON制：晶片表面检查装置WM-3)，计量上述薄膜的表面中确认到的粒子的位置坐标、尺寸(平均粒径)、及个数。在此，将尺寸为3μm以上的视为粒子。然后，光学显微镜观察(倍率：1000倍)该薄膜表面，将形状为半球形的粒子视为飞溅，计量每单位面积的飞溅的个数。

实施例1中，这样得到的飞溅的发生数为10个/cm²以下的样品评价为○，11个/cm²以上的样品评价为×。本实施例中，○评价为合格(具有飞溅降低的效果)。

(7)与纯Al的成膜速度比的测定

利用触针段差计(TENCORINSTRUMENTS制“alpha-step250”)测定利用上述(6)的方法进行制作的薄膜的膜厚。关于膜厚的测定，由薄膜的中心部朝着半径方向每5mm间隔测定总计3点的膜厚，其平均值作为“薄膜的膜厚”(nm)。这样得到的“薄膜的膜厚”除以溅射时间(秒)算出平均成膜速度(nm/秒)。

为了比较，使用4N纯度的纯Al(表1的No.11)，以与上述同样进行成膜时的平均成膜速度作为基准，算出与纯Al的成膜速度比(＝上述薄膜的平均成膜速度/纯Al的平均成膜速度)。这样得到的与纯Al的成膜速度比越大，意味着成膜速度越高。

实施例1中，这样得到的与纯Al的成膜速度比为1.1以上的样品评价为○，低于1.1的样品评价为×。本实施例中，○评价为合格(成膜速度高)。

将这些结果汇总于表1中。表1中，S/F为用喷射成型法制造的例子。另外，在表1的最右栏中设置“综合判定”的栏，“○”为全部满足本发明的要件的例子，“×”为不满足本发明规定的要件中任意一项的例子。

由表1可知，由于No.1～8及No.10含有Ta，且Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离满足本发明的优选要件，所以与纯Al相比具有高的成膜速度。并且，由于上述样品维氏硬度也被控制在优选的范围，能够充分降低飞溅的发生。

与此相对，不含Ta的No.9及No.12仅得到与No.11(纯度4N的纯Al)几乎相同程度的成膜速度。另外，由于No.11的维氏硬度也低于优选的范围，所以飞溅的发生增大。

(实施例2)

在与上述实施例1同样的条件下，利用(1)喷射成型法或者(2)粉末冶金法制作由表2所示的组成构成的合金的铸锭。关于采用上述(1)喷射成型法的样品，与实施例1同样，用HIP装置对得到的Al基合金预成型品进行致密化、锻造、轧制及退火，并进行冲圆加工和车床加工，由此得到了直径4英寸的圆板状溅射靶(厚度5mm)。另外，关于采用上述(2)粉末烧结法的样品，在与实施例1同样混合粉末后，与上述喷射成型法同样，用HIP装置进行致密化、锻造、轧制及退火，并进行冲圆加工和车床加工，由此得到了直径4英寸的圆板状溅射靶(厚度5mm)。

关于这样得到的各种溅射靶，用与实施例1同样的方法，测定Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径和平均粒子间距离。另外，本发明中，将测定的Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离分别为0.005μm以上且1.0μm以下、及0.01μm以上且10.0μm以下的样品作为合格。

进而，关于上述各种溅射靶，用与实施例1同样的方法测定维氏硬度(HV)。另外，本发明中，维氏硬度(HV)为26以上的样品作为合格。

进而，关于上述各种溅射靶，用与实施例1同样的方法测定飞溅的发生数。另外在实施例2中，飞溅的发生数为10个/cm²以下的样品判定为○(合格、具有飞溅降低效果)、11个/cm²以上的样品判定为×(不合格、没有飞溅降低效果)。

进而，关于上述的各种溅射靶，用与实施例1同样的方法算出与纯Al的成膜速度比。另外在实施例2中，与纯Al的成膜速度比为1.1以上的样品判定为○(合格、成膜速度高)，低于1.1的样品判定为×(不合格、成膜速度低)。

上述结果汇于表2中。表2中，将制法表示为S/F法的样品是用喷射成型法制造的例子。另外，表2的最右栏中设置“综合判定”的栏，“○”为全部满足本发明的要件的例子，“×’为不满足本发明规定的要件中的任意一个的例子。

由表2可知，No.13～37由于含有Ta且Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离满足本发明的优选要件，所以与纯Al相比具有高的成膜速度。并且上述样品的维氏硬度也被控制在优选的范围内，因此可以充分降低飞溅的发生。

(实施例3)

除了将组成为Al-0.45原子％Ta-0.026原子％O-0.2原子％Nd-0.1原子％Ni-0.5原子％Ge-0.35原子％Zr(组成与表2的No.29相同)的直径4英寸的圆板状溅射靶(厚度5mm)采用表3所示的条件(喷射成型的熔解温度、喷射成型的气体/金属比、热轧的轧制开始温度、及热轧后的退火温度)以外，与实施例1(合金的铸锭利用上述(1)喷射成型法进行制作)同样地进行制造。

关于这样得到的各种溅射靶，用与实施例1同样的方法，算出Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离。另外，将算出的Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离分别为0.005μm以上且1.0μm以下、及0.01μm以上且10.0μm以下的样品作为合格。

此外，关于上述的各种溅射靶，用与实施例1同样的方法算出与纯Al的成膜速度比。上述结果汇于表3中。

由表3可以进行如下所述的考察。即对于No.29、38、40、42、43、及45而言，由于喷射成型的熔解温度、喷射成型的气体/金属比、热轧的轧制开始温度、及热轧后的退火温度满足本发明的优选要件，所以Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离被控制在本发明的优选范围内，与纯Al相比显示高的成膜速度。

与此相对，对于No.39、41、44、及46而言，由于喷射成型的熔解温度、喷射成型的气体/金属比、热轧的轧制开始温度、热轧后的退火温度中的任一个不满足本发明的优选要件，所以Al-Ta系金属间化合物的平均粒子直径及平均粒子间距离没被控制在本发明的优选范围内，仅得到与纯Al几乎相同程度的成膜速度。

(实施例4)

除了将组成为Al-0.16原子％Ta-0.029原子％O-0.28原子％Nd(组成与表1的No.6相同)的直径4英寸的圆板状溅射靶(厚度5mm)在表4所示的条件(冷轧的冷轧率、冷轧后的退火温度、及冷轧后的退火时间)下，在热轧后的退火后进行冷轧及冷轧后的退火以外，与实施例1(合金的铸锭利用上述(1)喷射成型法进行制作)同样地进行制造。

关于这样得到的各种溅射靶，用与施例1同样的方法测定维氏硬度(HV)。另外，以测定的维氏硬度(HV)为26以上的样品作为合格。

此外，关于上述的各种溅射靶，用与实施例1同样的方法计量飞溅的发生数。另外，在实施例4中，计量的飞溅的发生数为10个/cm²以下的样品判定为◎(具有飞溅降低效果)。上述结果汇于表4。

由表4可以进行如下所述的考察。即对于No.48～51、53、及54而言，由于冷轧的冷轧率、冷轧后的退火温度、及冷轧后的退火时间满足本发明的优选要件，所以维氏硬度(HV)可以控制在本发明的优选范围内，充分降低飞溅的发生。与此相对，对于No.47、52、及55而言，冷轧的冷轧率、冷轧后的退火温度、冷轧后的退火时间中的任意一项不满足本发明的优选要件，维氏硬度(HV)没被控制在本发明的优选范围，无法充分降低飞溅的发生。

(实施例5)

与实施例1(合金的铸锭理由上述(1)喷射成型法进行制作)同样地制造由表5所示的组I～IV的组成的Al基合金构成的直径4英寸的圆板状溅射靶(厚度5mm)。另外，使用上述各种Al基合金溅射靶，按照如下所述对各种Al基合金薄膜进行成膜。

对Corning公司制EAGLEXG玻璃基板(尺寸：直径4英寸×厚度0.70mm)，使用株式会社岛津制作所制“溅射系统HSR-542S”的溅射装置，以膜厚达到300nm左右的方式进行DC磁控溅射。溅射条件如下所述。

极限真空度：7×10^-6Torr

Ar气体压：2mTorr

放电功率：260W

Ar气体流量：30sccm

极间距离：50mm

基板温度：室温

成膜时间(溅射时间)：120秒

对于得到的各种Al基合金薄膜，在不活泼气体(N₂)氛围下进行在温度550℃保持20分钟的加热处理，然后用直流四探针法测定各种Al基合金薄膜的电阻率。另外，作为薄膜的特性，关于与高耐热性相比重视低电阻率的组I，4μΩcm以下的样品判定为◎(非常低)，超过4μΩcm但为8μΩcm以下的样品判定为〇(低)，超过8μΩcm的样品判定为△(不低)。另外，作为薄膜的特性，关于与低电阻率相比重视高耐热性的组II～IV，6μΩcm以下的样品判定为◎(非常低)，超过6μΩcm但12μΩcm以下的样品判定为〇(低)、超过12μΩcm的样品判定为△(不低)。该结果汇于表5。

由表5可以进行如下所述的考察。即，对于No.6、10、29及34而言，是使用在本发明的Al基合金溅射靶中也特别优选的组成的溅射靶的例子。由上述No.6和No.56的比较可知，作为第1组元素(稀土类元素)，与La相比，含有Nd的样品显示更低的电阻率，为优异的。另外，由No.10和No.58的比较可知，作为第2组元素，与Co和Ge的组合相比，Ni和Ge的组合显示更低的电阻率，为优异的。另外，由No.29和No.59～61的比较可知，作为第3组元素，与Ti或Mo、W相比，含有Zr的样品显示更低的电阻率，为优异的。进而，由No.34和No.35的比较可知，作为第4组元素，与Mg相比，含有Si的样品显示更低的电阻率，为优异的。

Claims

1.一种Al基合金溅射靶，其特征在于，含有Al-Ta系金属间化合物，

所述Al-Ta系金属间化合物含有Al及Ta，平均粒子直径为0.005μm以上且1.0μm以下，且所述Al-Ta系金属间化合物的平均粒子间距离为0.01μm以上且10.0μm以下。

2.如权利要求1所述的Al基合金溅射靶，其中，

氧含量为0.01原子％以上且0.2原子％以下。

3.如权利要求1或2所述的Al基合金溅射靶，其中，

还含有选自由稀土类元素构成的第1组、

由Fe、Co、Ni、及Ge构成的第2组、

由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、及W构成的第3组、以及

由Si及Mg构成的第4组中的至少一组中的至少一种元素。

4.如权利要求1所述的Al基合金溅射靶，其中，

还含有选自由稀土类元素构成的第1组中的至少一种元素。

5.如权利要求4所述的Al基合金溅射靶，其中，

还含有选自由Fe、Co、Ni、及Ge构成的第2组中的至少一种元素。

6.如权利要求5所述的Al基合金溅射靶，其中，

还含有选自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、及W构成的第3组中的至少一种元素。

7.如权利要求6所述的Al基合金溅射靶，其中，

还含有选自由Si及Mg构成的第4组中的至少一种元素。

8.如权利要求1所述的Al基合金溅射靶，其中，

9.如权利要求8所述的Al基合金溅射靶，其中，

10.如权利要求9所述的Al基合金溅射靶，其中，

还含有选自由Si及Mg构成的第4组中的至少一种元素。

11.如权利要求4所述的Al基合金溅射靶，其中，

所述选自第1组中的至少一种元素为选自由Nd及La构成的组中的至少一种元素。

12.如权利要求4所述的Al基合金溅射靶，其中，

所述选自第1组中的至少一种元素为Nd。

13.如权利要求5所述的Al基合金溅射靶，其中，

所述选自第2组中的至少一种元素为选自由Ni及Ge构成的组中的至少一种元素。

14.如权利要求6所述的Al基合金溅射靶，其中，

所述选自第3组中的至少一种元素为选自由Ti、Zr、及Mo构成的组中的至少一种元素。

15.如权利要求6所述的Al基合金溅射靶，其中，

所述选自第3组中的至少一种元素为Zr。

16.如权利要求7所述的Al基合金溅射靶，其中，

所述选自第4组中的至少一种元素为Si。

17.如权利要求1所述的Al基合金溅射靶，其中，

维氏硬度HV为26以上。

18.一种Al基合金溅射靶的制造方法，其特征在于，

其为制造权利要求1所述的Al基合金溅射靶的方法，

利用喷射成型法得到合金铸锭后，依次进行致密化操作、锻造、热轧、退火时，在下述的条件下进行上述喷射成型法、热轧、及退火，

喷射成型时的熔解温度：700～1400℃

喷射成型时的气体/金属比：10Nm³/kg以下

热轧的轧制开始温度：250～500℃

热轧后的退火温度：200～450℃，

还包括退火后的冷轧和冷轧后的退火，其中，在下述的条件下进行所述冷轧及冷轧后的退火，

冷轧的冷轧率：5～40％

冷轧后的退火温度：150～250℃

冷轧后的退火时间：1～5小时。