CN107923034A - 高纯度铜溅射靶材 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高纯度铜溅射靶材。本发明的高纯度铜溅射靶材的特征在于，除了O、H、N、C以外的Cu的纯度被设为99.99998质量％以上，Al的含量被设为0.005质量ppm以下，Si的含量被设为0.05质量ppm以下，Fe的含量被设为0.02质量ppm以下，S的含量被设为0.03质量ppm以下，Cl的含量被设为0.1质量ppm以下，O的含量被设为1质量ppm以下，H的含量被设为1质量ppm以下，N的含量被设为1质量ppm以下，C的含量被设为1质量ppm以下。

Description

高纯度铜溅射靶材
技术领域
本发明涉及一种例如在半导体装置、液晶或有机发光二极管面板等平面显示器、触控面板等中形成配线膜(高纯度铜膜)时所使用的高纯度铜溅射靶材。
本申请主张基于2015年8月24日于日本申请的专利申请2015-164631号、2015年10月8日于日本申请的专利申请2015-200108号、2015年10月8日于日本申请的专利申请2015-200109号、2015年10月8日于日本申请的专利申请2015-200110号、2016年2月22日于日本申请的专利申请2016-031174号及2016年2月22日于日本申请的专利申请2016-031334号的优先权，并将其内容援用于此。
背景技术
以往，作为半导体装置、液晶或有机发光二极管面板等平面显示器、触控面板等的配线膜而广泛使用Al。最近，谋求配线膜的微细化(窄幅化)及薄膜化，要求电阻率比以往低的配线膜。
因此，伴随上述配线膜的微细化及薄膜化，提供一种由作为电阻率比Al低的材料的铜(Cu)形成的配线膜。
上述配线膜通常使用溅射靶而在真空气氛中成膜。在此，使用溅射靶进行成膜的情况下，有时会因溅射靶内的异物而产生异常放电(电弧放电)，因此有时无法形成均匀的配线膜。在此，异常放电是指，与正常的溅射时相比，特别高的电流突然急剧流通，从而导致急剧产生异常大的放电的现象，若产生这种异常放电，则有可能会成为产生颗粒的原因，或导致配线膜的膜厚不均匀。因此，希望尽可能地避免成膜时的异常放电。
因此，在下述专利文献1～5中，提出有在纯铜的溅射靶中抑制成膜时产生异常放电的技术。
在专利文献1中，提出有由纯度6N以上的高纯度铜形成的溅射靶。在该专利文献1中所记载的高纯度铜溅射靶中，将P、S、O、C的含量分别设为1ppm以下，并且将粒径0.5μm以上且20μm以下的非金属夹杂物设为30,000个/g以下，由此减少溅射靶内的异物，实现抑制异常放电(电弧放电)及颗粒。
在专利文献2中，提出有如下高纯度铜溅射靶：除了O、H、N、C以外的Cu的纯度被设为99.999980质量％以上且99.999998质量％以下的范围内，Al的含量被设为0.005质量ppm以下，Si的含量被设为0.05质量ppm以下。
在专利文献3中，提出有如下纯铜板(溅射靶)：通过在规定的条件下对纯度为99.96质量％以上的纯铜铸锭进行加工，将总特殊晶界长度Lσ相对于总晶界长度L的比率设为25％以上。并且，维氏硬度被设为40～90，平均晶粒直径被设为10～120μm。
在专利文献4中，提出有如下溅射靶：由纯度为99.99质量％以上的纯铜形成，平均晶粒直径被设为40μm以下，利用EBSD法测定的晶体总晶界长度L与Σ3晶界长度Lσ3及Σ9晶界长度Lσ9之和L(σ3+σ9)的比率即(Σ3+Σ9)晶界长度比率(L(σ3+σ9)/L)被设为28％以上。
在专利文献5中，提出有如下溅射靶：在纯度为99.995质量％以上的纯铜中，实质上具有再结晶组织，平均晶粒直径设为80μm以下，并且将维氏硬度设为100以下。
专利文献1：日本专利第4680325号公报
专利文献2：日本专利公开2015-034337号公报
专利文献3：日本专利公开2011-162835号公报
专利文献4：日本专利公开2014-201814号公报
专利文献5：日本专利公开平11-158614号公报
最近在半导体装置、液晶或有机发光二极管面板等平面显示器、触控面板等中，要求配线膜的进一步高密度化，需要比以往更稳定地形成微细化及薄膜化的配线膜。并且，为了进一步高速成膜，需要负载高电压，即使在该情况下也要求抑制异常放电的产生。
在此，在上述的专利文献1～5中所记载的发明中，无法在成膜过程中充分抑制异常放电(电弧放电)，且无法高效稳定地形成微细化及薄膜化的配线膜。
发明内容
该发明是鉴于前述的情况而完成的，其目的在于，提供一种即使在负载高电压的情况下也能够抑制异常放电的产生，并能够高效稳定地进行成膜的高纯度铜溅射靶材。
为了解决上述课题，本发明具有以下方式。
作为本发明的一方式的高纯度铜溅射靶材(以下，称为“本发明的高纯度铜溅射靶材”)的特征在于，除了O、H、N、C以外的Cu的纯度被设为99.99998质量％以上，Al的含量被设为0.005质量ppm以下，Si的含量被设为0.05质量ppm以下，Fe的含量被设为0.02质量ppm以下，S的含量被设为0.03质量ppm以下，Cl的含量被设为0.1质量ppm以下，O的含量被设为1质量ppm以下，H的含量被设为1质量ppm以下，N的含量被设为1质量ppm以下，C的含量被设为1质量ppm以下。
在该结构的高纯度铜溅射靶材中，由于除了O、H、N、C以外的Cu的纯度被设为99.99998质量％以上，Al的含量被设为0.005质量ppm以下，Si的含量被设为0.05质量ppm以下，Fe的含量被设为0.02质量ppm以下，S的含量被设为0.03质量ppm以下，Cl的含量被设为0.1质量ppm以下，O的含量被设为1质量ppm以下，H的含量被设为1质量ppm以下，N的含量被设为1质量ppm以下，C的含量被设为1质量ppm以下，因此能够抑制由溅射靶内的氧化物、碳化物、氮化物、硫化物、氯化物等组成的异物的产生，并能够抑制由于异物而引起的异常放电的产生。而且，能够抑制成膜时的气体的产生而维持真空度，并能够稳定地实施成膜。
在上述本发明的高纯度溅射靶材中，将相邻的晶粒之间的取向差为大于2°且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为总晶界长度L，且将相邻的晶粒之间的取向差为15°以上且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为大倾角晶界长度L15°的情况下，可以将L15°/L的值设为0.8以上。
该情况下，由于将相邻的晶粒之间的取向差为大于2°且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为总晶界长度L，且将相邻的晶粒之间的取向差为15°以上且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为大倾角晶界长度L15°的情况下，L15°/L的值为0.8以上，因此应变比较大的小径角晶界的比例较少，溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
在上述本发明的高纯度溅射靶材中，通过使用了电子背散射衍射的晶体取向测定而得到的晶体取向的局部取向差(Kernel Averaged Misorientation：KAM)可以为1.5°以下。
该情况下，由于通过EBSD测定而得到的晶体取向的局部取向差(KAM)被设为1.5°以下，因此晶粒内的局部取向差较小，溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
在上述本发明的高纯度溅射靶材中，通过热脱附气体分析装置(TDS-MS)在1×10- 7Pa以下的超高真空内对从靶材提取的试样进行加热，并利用电子冲击法使从50℃至1000℃为止的期间释放的气体成分离子化，利用四极质谱仪对所生成的离子进行组成分析而得到的释放气体的分子数的合计可以为5×1017个/g以下。
该情况下，由于在TDS-MS的1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取的试样进行加热，从50℃至1000℃为止的期间释放的释放气体的分子数的合计被设为5×1017个/g以下，因此在溅射过程中从靶释放到Ar气体气氛中的气体量较少，因此溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。另外，作为上述释放气体，例如可举出H2、O2、H2O、CO、CO2等。
在上述本发明的高纯度溅射靶材中，通过使用了电子背散射衍射的晶体取向测定而得到的、同一个晶粒内的一个测定点与其他所有的测定点之间的晶体取向差的平均值(Grain Orientation Spread：GOS)可以为4°以下。
该情况下，通过EBSD测定而得到的、同一个晶粒内的一个测定点与其他所有的测定点之间的晶体取向的局部取向差的平均值(GOS)被设为4°以下，因此晶粒内的局部取向差较小，溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
在上述本发明的高纯度溅射靶材中，通过使用了电子背散射衍射的晶体取向测定而得到的、在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率可以为0.2以下。
该情况下，由于通过EBSD测定而得到的、在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率被设为0.2以下，因此溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
在上述本发明的高纯度溅射靶材中，通过热脱附气体分析装置(TDS-MS)在1×10- 7Pa以下的超高真空内对从靶材提取的试样进行加热，并利用电子冲击法使从50℃至1000℃为止的期间释放的气体成分离子化，利用四极质谱仪对所生成的离子进行组成分析而得到的H2O气体分子数可以为2×1017个/g以下。
该情况下，由于在TDS-MS的1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取的试样进行加热，从50℃至1000℃为止的期间释放的H2O气体分子数被设为2×1017个/g，因此能够减少释放到Ar气体气氛中的H2O气体量，使溅射时的二次电子的产生状况稳定，而能够抑制异常放电的产生。
在此，在本发明的高纯度铜溅射靶材中，优选平均晶粒直径被设为70μm以下。
溅射速率根据晶体取向而不同，因此溅射进行时由于上述溅射速率的不同而在溅射面产生凹凸。若溅射面上的晶粒的粒径大，则该凹凸变大，电荷集中在凸部而变得易产生异常放电。因此，通过将溅射面上的平均晶粒直径限制在70μm以下，而能够进一步抑制异常放电的产生。
并且，在本发明的高纯度铜溅射靶材中，优选维氏硬度被设为35Hv以上且55Hv以下的范围内。
该情况下，由于溅射面的维氏硬度被限制在55Hv以下，因此晶粒内的内部应变较小，溅射时的二次电子的释放变得均匀，而能够稳定地进行成膜。并且，通过减小内部应变，溅射速率变得均匀，能够抑制溅射进行时在溅射面形成凹凸，并能够抑制异常放电的产生。
另一方面，由于溅射面的维氏硬度被设为35Hv以上，因此能够相对减小晶粒直径，能够抑制溅射进行时在溅射面形成凹凸，并能够抑制异常放电的产生。
根据本发明，能够提供一种即使在负载高电压的情况下也能够抑制异常放电的产生，并能够稳定地进行成膜的高纯度铜溅射靶材。
具体实施方式
以下，对本发明的第1实施方式所涉及的高纯度铜溅射靶材进行说明。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材在将高纯度铜膜形成于基板上时使用，所述高纯度铜膜在半导体装置、液晶或有机发光二极管面板等平面显示器、触控面板等中用作配线膜。
而且，关于作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成，除了O、H、N、C以外的Cu的纯度被设为99.99998质量％以上，Al的含量被设为0.005质量ppm以下，Si的含量被设为0.05质量ppm以下，Fe的含量被设为0.02质量ppm以下，S的含量被设为0.03质量ppm以下，Cl的含量被设为0.1质量ppm以下，O的含量被设为1质量ppm以下，H的含量被设为1质量ppm以下，N的含量被设为1质量ppm以下，C的含量被设为1质量ppm以下。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，将相邻的晶粒之间的取向差为大于2°且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为总晶界长度L，且将相邻的晶粒之间的取向差为15°以上且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为大倾角晶界长度L15°的情况下，L15°/L的值被设为0.8以上。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，平均晶粒直径被设为70μm以下，并且维氏硬度被设为35Hv以上且55Hv以下的范围内。
以下，对如上述规定了作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成、晶体晶界、平均晶粒直径、维氏硬度的理由进行说明。
(Cu：99.99998质量％以上)
利用溅射形成配线膜(高纯度铜膜)的情况下，为了抑制异常放电(电弧放电)，优选尽量减少杂质。在此，若Cu的纯度为99.99998质量％以上，则无需过度地进行提纯处理，而能够抑制制造成本大幅地上升。
(Al：0.005质量ppm以下)
Al是易形成氧化物、碳化物、氮化物等的元素，因此具有作为异物而易残留于溅射靶内的倾向。因此，通过将Al的含量限制在0.005质量ppm以下，即使Cu的纯度为99.99998质量％以上，也能够抑制成膜时的异常放电(电弧放电)的产生。
(Si：0.05质量ppm以下)
Si是易形成氧化物、碳化物、氮化物等的元素，因此具有作为异物而易残留于溅射靶内的倾向。因此，通过将Si的含量限制在0.05质量ppm以下，即使Cu的纯度为99.99998质量％以上，也能够抑制成膜时的异常放电(电弧放电)的产生。
(Fe：0.02质量ppm以下)
与铜相比，Fe是易形成氧化物、碳化物、氮化物等的元素，因此具有作为异物而易残留于高纯度铜溅射靶内的倾向。因此，通过将Fe的含量限制在0.02质量ppm以下，即使Cu的纯度为99.99998质量％以上，也能够抑制成膜时的异常放电(电弧放电)的产生。
(S：0.03质量ppm以下)
S是与其他杂质元素反应形成硫化物并作为异物而易残留于溅射靶内的元素。并且，以单体存在的情况下，有可能会在成膜时气体化及离子化，降低真空度，引起异常放电(电弧放电)。根据以上的内容，本实施方式中，将S的含量限制在0.03质量ppm以下。
(Cl：0.1质量ppm以下)
Cl是与其他杂质元素反应形成氯化物而作为异物易残留于溅射靶内。并且，以单体存在的情况下，有可能会在成膜时气体化及离子化，降低真空度，引起异常放电(电弧放电)。根据以上的内容，本实施方式中，将Cl的含量限制在0.1质量ppm以下。
(O、H、N：分别为1质量ppm以下)
利用溅射靶成膜的情况下，在真空气氛中实施，因此若大量存在这些气体成分，则有可能会在成膜时降低真空度，引起异常放电(电弧放电)。并且，有可能会因异常放电而产生颗粒，而造成高纯度铜膜的品质劣化。根据以上的内容，本实施方式中，分别将O、H、N的含量限制在1质量ppm以下。
(C：1质量ppm以下)
C与其他杂质元素反应形成碳化物而作为异物易残留于溅射靶内。并且，C也作为单体而易残留于溅射靶内，因此有可能会引起异常放电(电弧放电)。根据以上的内容，本实施方式中，将C的含量限制在1质量ppm以下。
另外，如上所述，本实施方式中分别设定了各种杂质元素的含量的上限，但需要以除了O、H、N、C以外的Cu的纯度成为99.99998质量％以上的方式限制杂质元素的合计量。
在此，除了O、H、N、C以外的杂质元素的分析能够使用辉光放电质谱仪(GD-MS)进行。
并且，O的分析能够通过惰性气体熔融-红外线吸收法而实施，H、N的分析能够通过惰性气体熔融-热导法而实施，C的分析能够通过燃烧-红外线吸收法而实施。
(总晶界长度L与大倾角晶界长度L15°之比L15°/L：0.8以上)
相邻的晶粒之间的取向差大于2°且小于15°的小倾角晶界的应变比较大，因此若大量存在该小倾角晶界，则在存在应变的区域中，溅射时的二次电子的产生状况有可能会变得不稳定。
因此，在本实施方式中，将相邻的晶粒之间的取向差为大于2°且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为总晶界长度L，且将相邻的晶粒之间的取向差为15°以上且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为大倾角晶界长度L15°的情况下，L15°/L的值设为0.8以上，由此能够减少上述小倾角晶界的存在比率，并使溅射时的二次电子的产生状况稳定。
另外，为了可靠地稳定溅射时的二次电子的产生状况，优选将上述L15°/L设为0.85以上，进一步优选设为0.9以上。
(平均晶粒直径：70μm以下)
溅射速率根据晶体取向而不同，因此溅射进行时由于上述溅射速率的不同而在溅射面产生与晶粒相应的凹凸。
在此，若平均晶粒直径超过70μm，则溅射面上产生的凹凸变大，电荷集中在凸部而变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式的高纯度铜溅射靶中，将平均晶粒直径规定在70μm以下。
另外，为了抑制溅射进行时的溅射面的凹凸且可靠地抑制异常放电，优选将平均晶粒直径设为60μm以下，进一步优选设为50μm以下。
(维氏硬度：35Hv以上且55Hv以下)
在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶中，维氏硬度超过55Hv的情况下，晶粒内的内部应变变大，且溅射时的二次电子的产生状况变得不稳定，有可能无法稳定地进行成膜。并且，溅射速率因内部应变变得不均匀，在溅射面上产生凹凸，有可能会导致微弧放电次数增加。另一方面，在维氏硬度小于35Hv的情况下，晶粒直径粗大化，因此溅射进行时产生溅射面的凹凸，变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式中，将维氏硬度规定在35Hv以上且55Hv以下的范围内。
另外，为了抑制晶粒直径粗大化且可靠地抑制异常放电，优选将维氏硬度的下限设为37Hv以上，进一步优选设为39Hv以上。并且，为了使溅射速率均匀且可靠地抑制膜厚的偏差和微弧放电，优选将溅射面上的维氏硬度的上限设为53Hv以下，进一步优选设为50Hv以下。
接着，对作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的制造方法进行说明。
首先，准备铜的纯度为99.99质量％以上的电解铜，并对其进行电解提纯。
将上述电解铜设为阳极，将钛板设为阴极，并将这些阳极及阴极浸渍于电解液进行电解。在此，电解液使用通过用水来稀释试剂的硝酸铜来制备并进一步添加盐酸而成的电解液。如此，通过在硝酸铜电解液中添加盐酸，而能够抑制亚硝酸气体的产生，并能够降低电沉积铜中的杂质量(参考日本专利第3102177)。通过实施这种电解提纯，可得到将除了O、H、N、C以外的Cu的纯度设为99.99998质量％以上的高纯度铜。
而且，本实施方式中，将在电解提纯工序中所使用的阳极(电解铜)的Al、Si、Fe的含量分别规定在1质量ppm以下，而且将电解液中的Al、Si、Fe的含量分别规定在1质量ppm以下。并且，将实施电解提纯的室内的清洁度设为10000级以下。通过在这种条件下进行电解提纯，而能够将Al的含量设为0.005质量ppm以下，将Si的含量设为0.05质量ppm以下，将Fe的含量设为0.02质量ppm以下。
并且，本实施方式中，进行电解提纯时，为了减少S，而使用硝酸类电解液。在该电解液中，在为了使阴极表面平滑而添加的胶或有机类高分子中含有S等杂质，若这些进入至阴极，则阴极中的S浓度上升。因此，本实施方式中，在硝酸类的电解液中，将S含量少的聚乙二醇与聚乙烯醇的混合物等合成高分子进行组合用作添加剂。
而且，Cl、O、H、N通过在10-4Pa以下的高真空中熔解，而能够在真空中成为气体挥发，降低至规定的浓度。
若提高熔解温度，则C向Cu中的熔解度增加，但若较低地保持熔解温度，则即使在高纯度石墨容器中熔解，也能够保持为规定的浓度以下。具体而言，若在1150℃以下熔解，则能够维持规定的C浓度。
以如上方式，能够得到如下的高纯度铜：除了O、H、N、C以外的Cu的纯度被设为99.99998质量％以上，Al的含量被设为0.005质量ppm以下，Si的含量被设为0.05质量ppm以下，Fe的含量被设为0.02质量ppm以下，S的含量被设为0.03质量ppm以下，Cl的含量被设为0.1质量ppm以下，O的含量被设为1质量ppm以下，H的含量被设为1质量ppm以下，N的含量被设为1质量ppm以下，C的含量被设为1质量ppm以下。
接着，将该高纯度铜设为熔解原料，在真空熔解炉进行熔解而制作高纯度铜铸锭。
在450～700℃的温度范围，对所得到的高纯度铜铸锭进行热锻。由此，破坏铸造组织而调节为具有等轴的晶粒的组织。
接着，对热锻材进行冷加工。在此，为了微细化且均匀化，且增加大倾角晶界的比例，将冷轧时的轧制率取较大值为有效。通过如上方式，利用紧接着进行的冷加工后的热处理而轻松地产生再结晶，且大倾角晶界的比例变多。因此，一次轧制道次上的轧制率优选设为15％以上且25％以下的范围内。而且，整个轧制中的轧制率优选设为40％以上。
接着，对冷加工材进行再结晶热处理。热处理温度优选设为350℃以上且450℃以下，保持时间优选设为1小时以上且2小时以下的范围内。
另外，通过多次重复冷加工及热处理，可以将L15°/L的值调整为0.8以上。
以如上方式，可制造作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材。
根据设为如上结构的作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材，由于除了O、H、N、C以外的Cu的纯度被设为99.99998质量％以上，因此无需过度地实施提纯工序，而能够以比较低的成本制造。
并且，由于形成氧化物、碳化物、氮化物、硫化物、氯化物等而作为异物易残留的元素即Al的含量被设为0.005质量ppm以下，Si的含量被设为0.05质量ppm以下，Fe的含量被设为0.02质量ppm以下，S的含量被设为0.03质量ppm以下，Cl的含量被设为0.1质量ppm以下，O的含量被设为1质量ppm以下，H的含量被设为1质量ppm以下，N的含量被设为1质量ppm以下，C的含量被设为1质量ppm以下，因此能够抑制溅射靶内的异物的产生，并能够抑制因异物而引起的异常放电的产生。
而且，如上述限制了成为成膜时的气体的产生原因的S、Cl、O、H、N的含量，因此能够维持真空度，并能够稳定地实施成膜。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，将相邻的晶粒之间的取向差为大于2°且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为总晶界长度L，且将相邻的晶粒之间的取向差为15°以上且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为大倾角晶界长度L15°的情况下，L15°/L的值被设为0.8以上，因此应变比较大的小径角晶界的比例较少，溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于平均晶粒直径被设为70μm以下，因此即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，凹凸也不会变大，而能够进一步抑制异常放电的产生。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于维氏硬度被设为35Hv以上，因此能够相对减小晶粒直径，即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，也能够抑制异常放电的产生。
并且，由于维氏硬度被设为55Hv以下，因此晶粒内的内部应变较小，且溅射时的二次电子的释放变得均匀，而能够稳定地进行溅射成膜。并且，能够抑制溅射速率因内部应变变得不均匀，能够抑制溅射进行而在溅射面形成大的凹凸，并能够抑制异常放电的产生。
以下，对本发明的第2实施方式所涉及的高纯度铜溅射靶材进行说明。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的用途与第1实施方式重复，因此省略。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成与第1实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成相同，因此省略其详细的说明。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，通过EBSD测定而得到的晶体取向的局部取向差(KAM)被设为1.5°以下。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，平均晶粒直径被设为70μm以下，并且维氏硬度被设为35Hv以上且55Hv以下的范围内。
以下，对如上述规定了作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的局部取向差(KAM)、平均晶粒直径、维氏硬度的理由进行说明。作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成的规定理由与第1实施方式相同，因此省略详细的说明。
(KAM的值为1.5°以下)
若晶体取向的局部取向差(Kernel Average Misorientation：KAM)大于1.5°，则晶粒内的应变比较大，因此在存在该应变的区域中，溅射时的二次电子的产生状况有可能会变得不稳定。
因此，在本实施方式中，通过将KAM设为1.5°以下，而能够减少晶粒内的应变，并使溅射时的二次电子的产生状况稳定。
另外，为了可靠地稳定溅射时的二次电子的产生状况，优选将上述KAM设为1.0°以下，进一步优选设为0.7°以下。
(平均晶粒直径：70μm以下)
溅射速率根据晶体取向而不同，因此溅射进行时由于上述溅射速率的不同而在溅射面产生与晶粒相应的凹凸。
在此，若平均晶粒直径超过70μm，则溅射面上产生的凹凸变大，电荷集中在凸部而变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式的高纯度铜溅射靶中，将平均晶粒直径规定在70μm以下。
另外，为了抑制溅射进行时的溅射面的凹凸且可靠地抑制异常放电，优选将平均晶粒直径设为60μm以下，进一步优选设为50μm以下。
(维氏硬度：35Hv以上且55Hv以下)
在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶中，维氏硬度超过55Hv的情况下，晶粒内的内部应变变大，且溅射时的二次电子的产生状况变得不稳定，有可能无法稳定地进行成膜。并且，溅射速率因内部应变变得不均匀，在溅射面上产生凹凸，有可能会导致微弧放电次数增加。另一方面，在维氏硬度小于35Hv的情况下，晶粒直径粗大化，因此溅射进行时产生溅射面的凹凸，变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式中，将维氏硬度规定在35Hv以上且55Hv以下的范围内。
另外，为了抑制晶粒直径粗大化且可靠地抑制异常放电，优选将维氏硬度的下限设为37Hv以上，进一步优选设为39Hv以上。并且，为了使溅射速率均匀且可靠地抑制膜厚的偏差和微弧放电，优选将溅射面上的维氏硬度的上限设为53Hv以下，进一步优选设为50Hv以下。
接着，对作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的制造方法进行说明。关于高纯度铜铸锭的制造方法，与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
在450～700℃的温度范围，对所得到的高纯度铜铸锭进行热锻。由此，破坏铸造组织而调节为具有等轴的晶粒的组织。之后，为了降低晶体取向的局部取向差(KAM)，在500～700℃的温度范围进行保持1～2小时的热处理。
接着，对上述热处理材进行冷加工。在此，为了微细化且均匀化，且减小晶体取向的局部取向差，且减小晶粒内的应变，将冷轧时的轧制率取较大值为有效。通过如上方式，利用紧接着进行的冷加工后的热处理而轻松地产生再结晶，晶体取向的局部取向差较小，且晶粒内的应变变少。因此，一次轧制道次上的轧制率优选设为15％以上且25％以下的范围内。而且，整个轧制中的轧制率优选设为40％以上。
接着，对冷加工材进行再结晶热处理。热处理温度优选设为350℃以上且450℃以下，保持时间优选设为1小时以上且2小时以下的范围内。
另外，通过多次重复冷加工及热处理，可以将晶体取向的局部取向差(KAM)调整为1.5°以下。
以如上方式，可制造作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材。
关于设为如上结构的作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成，与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于晶体取向的局部取向差(KAM)被设为1.5°以下，因此晶粒内的应变较少，且溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于平均晶粒直径被设为70μm以下，因此即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，凹凸也不会变大，而能够进一步抑制异常放电的产生。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于维氏硬度被设为35Hv以上，因此能够相对减小晶粒直径，即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，也能够抑制异常放电的产生。
并且，由于维氏硬度被设为55Hv以下，因此晶粒内的内部应变较小，且溅射时的二次电子的释放变得均匀，而能够稳定地进行溅射成膜。并且，能够抑制溅射速率因内部应变变得不均匀，能够抑制溅射进行而在溅射面形成大的凹凸，并能够抑制异常放电的产生。
第3实施方式：
以下，对本发明的第3实施方式所涉及的高纯度铜溅射靶材进行说明。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的用途与第1实施方式重复，因此省略。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成与第1实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成相同，因此省略其详细的说明。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，通过热脱附气体分析装置(TDS-MS)在1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取成规定的大小的试样进行加热，并利用电子冲击法使从50℃至1000℃为止的期间释放的气体成分离子化，利用四极质谱仪对所生成的离子进行组成分析而得到的H2、O2、H2O、CO、CO2等释放气体的分子数的合计被设为5×1017个/g以下。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，平均晶粒直径被设为70μm以下，并且维氏硬度被设为35Hv以上且55Hv以下的范围内。
以下，对如上述规定了作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的释放气体的分子数、平均晶粒直径、维氏硬度的理由进行说明。作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成的规定理由与第1实施方式相同，因此省略详细的说明。
(释放气体的分子数的合计为5×1017个/g以下)
若晶粒内的应变较多，则晶粒内的缺陷变多，沿着该缺陷，在熔解靶时铜中熔解的气体扩散至靶表面，在溅射过程中释放气体，溅射时的二次电子的产生状况变得不稳定。因此，在TDS-MS的1×10-7Pa以下的超高真空内，对从靶材提取成规定的大小的试样进行加热，若从50℃至1000℃为止的期间释放的H2、O2、H2O、CO、CO2等释放气体的分子数的合计超过5×1017个/g，则释放到Ar气氛中的气体量多，因此Ar溅射时的二次电子的产生状况有可能会变得不稳定。
因此，在本实施方式中，通过将由从靶材提取成规定的大小的试样释放的H2、O2、H2O、CO、CO2等释放气体的分子数的合计设为5×1017个/g以下，能够减少释放到Ar气体气氛中的气体量，使溅射时的二次电子的产生状况稳定。
另外，为了可靠地稳定溅射时的二次电子的产生状况，优选将上述H2、O2、H2O、CO、CO2等释放气体的分子数的合计设为4×1017个/g以下。
(平均晶粒直径：70μm以下)
溅射速率根据晶体取向而不同，因此溅射进行时由于上述溅射速率的不同而在溅射面产生与晶粒相应的凹凸。
在此，若平均晶粒直径超过70μm，则溅射面上产生的凹凸变大，电荷集中在凸部而变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式的高纯度铜溅射靶中，将平均晶粒直径规定在70μm以下。
另外，为了抑制溅射进行时的溅射面的凹凸且可靠地抑制异常放电，优选将平均晶粒直径设为60μm以下，进一步优选设为50μm以下。
(维氏硬度：35Hv以上且55Hv以下)
在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶中，在维氏硬度超过55Hv的情况下，晶粒内的内部应变变大，且溅射时的二次电子的产生状况变得不稳定，有可能无法稳定地进行成膜。并且，溅射速率因内部应变变得不均匀，在溅射面上产生凹凸，有可能会导致微弧放电次数增加。另一方面，在维氏硬度小于35Hv的情况下，晶粒直径粗大化，因此溅射进行时产生溅射面的凹凸，变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式中，将维氏硬度规定在35Hv以上且55Hv以下的范围内。
另外，为了抑制晶粒直径粗大化且可靠地抑制异常放电，优选将维氏硬度的下限设为37Hv以上，进一步优选设为39Hv以上。并且，为了使溅射速率均匀且可靠地抑制膜厚的偏差和微弧放电，优选将溅射面上的维氏硬度的上限设为53Hv以下，进一步优选设为50Hv以下。
接着，对作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的制造方法进行说明。
关于高纯度铜铸锭的制造方法与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
在450～700℃的温度范围，对所得到的高纯度铜铸锭进行热锻。由此，破坏铸造组织而调节为具有等轴的晶粒的组织。接着，在450至700℃的温度范围进行热轧而设为规定的形状。
接着，对上述热轧材进行冷加工。在此，为了微细化且均匀化，且减小晶粒内的应变，并减少晶粒内的缺陷，将冷轧时的轧制率取较大值为有效。通过如上方式，利用紧接着进行的冷加工后的热处理而轻松地产生再结晶，晶粒内的应变较少，晶粒内的缺陷变少，且溅射过程中的气体释放量变少。因此，一次轧制道次上的轧制率优选设为15％以上且25％以下的范围内。而且，整个轧制中的轧制率优选设为40％以上。
接着，对冷加工材进行再结晶热处理。热处理温度优选设为350℃以上且450℃以下，保持时间优选设为1小时以上且2小时以下的范围内。
另外，通过多次重复冷加工及热处理，可以以由从靶材提取成规定的大小的试样释放的H2、O2、H2O、CO、CO2等释放气体的分子数的合计成为5×1017个/g以下的方式进行调整。
以如上方式，可制造作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材。
关于设为如上结构的作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成，与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于在TDS-MS的1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取成规定的大小的试样进行加热，从50℃至1000℃为止的期间释放的H2、O2、H2O、CO、CO2等释放气体的分子数的合计被设为5×1017个/g以下，因此溅射过程中的气体释放量少，溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于平均晶粒直径被设为70μm以下，因此即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，凹凸也不会变大，而能够进一步抑制异常放电的产生。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于维氏硬度被设为35Hv以上，因此能够相对减小晶粒直径，即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，也能够抑制异常放电的产生。
并且，由于维氏硬度被设为55Hv以下，因此晶粒内的内部应变较小，且溅射时的二次电子的释放变得均匀，而能够稳定地进行溅射成膜。并且，能够抑制溅射速率因内部应变变得不均匀，能够抑制溅射进行而在溅射面形成大的凹凸，并能够抑制异常放电的产生。
第4实施方式：
以下，对本发明的第4实施方式所涉及的高纯度铜溅射靶材进行说明。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的用途与第1实施方式重复，因此省略。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成与第1实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成相同，因此省略其详细的说明。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，通过EBSD测定而得到的、同一个晶粒内的一个测定点与其他所有的测定点之间的晶体取向的局部取向差的平均值(GOS)被设为4°以下。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，平均晶粒直径被设为70μm以下，并且维氏硬度被设为35Hv以上且55Hv以下的范围内。
以下，对如上述规定了作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的GOS、平均晶粒直径、维氏硬度的理由进行说明。作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成的规定理由与第1实施方式相同，因此省略详细的说明。
(GOS的值为4°以下)
若通过EBSD测定而得到的、同一个晶粒内的一个测定点与其他所有的测定点之间的晶体取向差的平均值(GOS)超过4°，则应变较大，因此在存在该应变的区域中，溅射时的二次电子的产生状况有可能会变得不稳定。
因此，在本实施方式中，将上述GOS设为4°以下，由此能够减少晶粒内的应变，并可靠地稳定溅射时的二次电子的产生状况。
另外，为了可靠地稳定溅射时的二次电子的产生状况，优选将上述GOS设为3°以下。
(平均晶粒直径：70μm以下)
溅射速率根据晶体取向而不同，因此溅射进行时由于上述溅射速率的不同而在溅射面产生与晶粒相应的凹凸。
在此，若平均晶粒直径超过70μm，则溅射面上产生的凹凸变大，电荷集中在凸部而变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式的高纯度铜溅射靶中，将平均晶粒直径规定在70μm以下。
另外，为了抑制溅射进行时的溅射面的凹凸且可靠地抑制异常放电，优选将平均晶粒直径设为60μm以下，进一步优选设为50μm以下。
(维氏硬度：35Hv以上且55Hv以下)
在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶中，在维氏硬度超过55Hv的情况下，晶粒内的内部应变变大，且溅射时的二次电子的产生状况变得不稳定，有可能无法稳定地进行成膜。并且，溅射速率因内部应变变得不均匀，在溅射面上产生凹凸，有可能会导致微弧放电次数增加。另一方面，在维氏硬度小于35Hv的情况下，晶粒直径粗大化，因此溅射进行时产生溅射面的凹凸，变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式中，将维氏硬度规定在35Hv以上且55Hv以下的范围内。
另外，为了抑制晶粒直径粗大化且可靠地抑制异常放电，优选将维氏硬度的下限设为37Hv以上，进一步优选设为39Hv以上。并且，为了使溅射速率均匀且可靠地抑制膜厚的偏差和微弧放电，优选将溅射面上的维氏硬度的上限设为53Hv以下，进一步优选设为50Hv以下。
接着，对作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的制造方法进行说明。
关于高纯度铜铸锭的制造方法与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
在450～700℃的温度范围，对所得到的高纯度铜铸锭进行热锻。由此，破坏铸造组织而调节为具有等轴的晶粒的组织。
接着，为了降低相同晶粒内的晶体取向的局部取向差，在700～900℃的温度范围对热锻材进行保持1～2小时的热处理之后进行冷加工。在此，为了微细化且均匀化，且减小晶粒内的应变，将冷轧时的轧制率取较大值为有效。通过如上方式，利用紧接着进行的冷加工后的热处理而轻松地产生再结晶，晶粒内的应变变少。因此，一次轧制道次上的轧制率优选设为15％以上且25％以下的范围内。而且，整个轧制中的轧制率优选设为40％以上。
接着，对冷加工材进行再结晶热处理。热处理温度优选设为350℃以上且450℃以下，保持时间优选设为1小时以上且2小时以下的范围内。
另外，通过多次重复冷加工及热处理，可以以同一个晶粒内的一个测定点与其他所有的测定点之间的晶体取向的局部取向差的平均值(GOS)成为4°以下的方式进行调整。
以如上方式，可制造作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材。
关于设为如上结构的作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，同一个晶粒内的一个测定点与其他所有的测定点之间的晶体取向的局部取向差的平均值(GOS)被设为4°以下，因此晶粒内的应变较少，溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于平均晶粒直径被设为70μm以下，因此即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，凹凸也不会变大，而能够进一步抑制异常放电的产生。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于维氏硬度被设为35Hv以上，因此能够相对减小晶粒直径，即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，也能够抑制异常放电的产生。
并且，由于维氏硬度被设为55Hv以下，因此晶粒内的内部应变较小，且溅射时的二次电子的释放变得均匀，而能够稳定地进行溅射成膜。并且，能够抑制溅射速率因内部应变变得不均匀，能够抑制溅射进行而在溅射面形成较大的凹凸，并能够抑制异常放电的产生。
第5实施方式：
以下，对本发明的第5实施方式所涉及的高纯度铜溅射靶材进行说明。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的用途与第1实施方式重复，因此省略。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成与第1实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成相同，因此省略其详细的说明。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，通过EBSD测定而得到的、在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率被设为0.2以下。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，平均晶粒直径被设为70μm以下，并且维氏硬度被设为35Hv以上且55Hv以下的范围内。
以下，对如上述规定了作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率、平均晶粒直径、维氏硬度的理由进行说明。作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成的规定理由与第1实施方式相同，因此省略详细的说明。
(在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率为0.2以下)
若通过EBSD测定而得到的、在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率超过0.2，则在存在该面的区域中，溅射时的二次电子的产生状况有可能会变得不稳定。
因此，在本实施方式中，通过将上述面积比率设为0.2以下，而能够使溅射时的二次电子的产生状况稳定。
另外，为了可靠地稳定溅射时的二次电子的产生状况，优选将上述面积比率设为0.18以下。
(平均晶粒直径：70μm以下)
溅射速率根据晶体取向而不同，因此溅射进行时由于上述溅射速率的不同而在溅射面产生与晶粒相应的凹凸。
在此，若平均晶粒直径超过70μm，则溅射面上产生的凹凸变大，电荷集中在凸部而变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式的高纯度铜溅射靶中，将平均晶粒直径规定在70μm以下。
另外，为了抑制溅射进行时的溅射面的凹凸且可靠地抑制异常放电，优选将平均晶粒直径设为60μm以下，进一步优选设为50μm以下。
(维氏硬度：35Hv以上且55Hv以下)
在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶中，在维氏硬度超过55Hv的情况下，晶粒内的内部应变变大，且溅射时的二次电子的产生状况变得不稳定，有可能无法稳定地进行成膜。并且，溅射速率因内部应变变得不均匀，在溅射面上产生凹凸，有可能会导致微弧放电次数增加。另一方面，在维氏硬度小于35Hv的情况下，晶粒直径粗大化，因此溅射进行时产生溅射面的凹凸，变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式中，将维氏硬度规定在35Hv以上且55Hv以下的范围内。
另外，为了抑制晶粒直径粗大化且可靠地抑制异常放电，优选将维氏硬度的下限设为37Hv以上，进一步优选设为39Hv以上。并且，为了使溅射速率均匀且可靠地抑制膜厚的偏差和微弧放电，优选将溅射面上的维氏硬度的上限设为53Hv以下，进一步优选设为50Hv以下。
接着，对作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的制造方法进行说明。
关于高纯度铜铸锭的制造方法与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
在450～700℃的温度范围，对所得到的高纯度铜铸锭进行热锻。由此，破坏铸造组织而调节为具有等轴的晶粒的组织。
接着，为了降低在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率，对热锻材进行冷加工。在此，为了微细化且均匀化，且不偏向于特定的面取向，将冷轧时的轧制率取较大值为有效。通过如上方式，利用紧接着进行的冷加工后的热处理而轻松地产生再结晶，具有特定的面取向的晶体的面积比率变少。因此，一次轧制道次上的轧制率优选设为15％以上且25％以下的范围内。而且，整个轧制中的轧制率优选设为40％以上。
接着，对冷加工材进行再结晶热处理。热处理温度优选设为250℃以上且小于350℃，保持时间优选设为1小时以上且2小时以下的范围内。
另外，通过多次重复冷加工及热处理，可以以在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率成为0.2以下的方式进行调整。
以如上方式，可制造作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材。
关于设为如上结构的作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率被设为0.2以下，因此溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于平均晶粒直径被设为70μm以下，因此即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，凹凸也不会变大，而能够进一步抑制异常放电的产生。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于维氏硬度被设为35Hv以上，因此能够相对减小晶粒直径，即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，也能够抑制异常放电的产生。
并且，由于维氏硬度被设为55Hv以下，因此晶粒内的内部应变较小，且溅射时的二次电子的释放变得均匀，而能够稳定地进行溅射成膜。并且，能够抑制溅射速率因内部应变变得不均匀，能够抑制溅射进行而在溅射面形成大的凹凸，并能够抑制异常放电的产生。
第6实施方式：
以下，对本发明的第6实施方式所涉及的高纯度铜溅射靶材进行说明。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的用途与第1实施方式重复，因此省略。
作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成与第1实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成相同，因此省略其详细的说明。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，通过热脱附气体分析装置(TDS-MS)在1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取的试样进行加热，并利用电子冲击法使从50℃至1000℃为止的期间释放的气体成分离子化，利用四极质谱仪对所生成的离子进行组成分析而得到的H2O气体分子数被设为2×1017个/g以下。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，平均晶粒直径被设为70μm以下，并且维氏硬度被设为35Hv以上且55Hv以下的范围内。
以下，对如上述规定了作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的释放H2O气体的分子数、平均晶粒直径、维氏硬度的理由进行说明。作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成的规定理由与第1实施方式相同，因此省略详细的说明。
(释放H2O气体分子数为2×1017个/g以下)
若晶粒内的应变较多，则晶粒内的缺陷变多，沿着该缺陷，在靶中含有的H2O分子扩散至靶表面，在溅射过程中释放至腔室内，溅射时的二次电子的产生状况变得不稳定。因此，在TDS-MS的1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取成规定的大小的试样进行加热，若从50℃至1000℃为止的期间释放的H2O气体的分子数的合计超过2×1017个/g，则释放到Ar气氛中的气体量多，因此Ar溅射时的二次电子的产生状况有可能会变得不稳定。
因此，在本实施方式中，通过将由从靶材提取成规定的大小的试样释放的H2O气体分子数设为2×1017个/g以下，能够减少释放到Ar气体气氛中的H2O气体量，使溅射时的二次电子的产生状况变得稳定。
另外，为了可靠地稳定溅射时的二次电子的产生状况，优选将上述H2O气体分子数设为1.8×1017个/g以下。
(平均晶粒直径：70μm以下)
溅射速率根据晶体取向而不同，因此溅射进行时由于上述溅射速率的不同而在溅射面产生与晶粒相应的凹凸。
在此，若平均晶粒直径超过70μm，则溅射面上产生的凹凸变大，电荷集中在凸部而变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式的高纯度铜溅射靶中，将平均晶粒直径规定在70μm以下。
另外，为了抑制溅射进行时的溅射面的凹凸且可靠地抑制异常放电，优选将平均晶粒直径设为60μm以下，进一步优选设为50μm以下。
(维氏硬度：35Hv以上且55Hv以下)
在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶中，维氏硬度超过55Hv的情况下，晶粒内的内部应变变大，且溅射时的二次电子的产生状况变得不稳定，有可能无法稳定地进行成膜。并且，溅射速率因内部应变变得不均匀，在溅射面上产生凹凸，有可能会导致微弧放电次数增加。另一方面，在维氏硬度小于35Hv的情况下，晶粒直径粗大化，因此溅射进行时产生溅射面的凹凸，变得易产生异常放电。
根据这种理由，在本实施方式中，将维氏硬度规定在35Hv以上且55Hv以下的范围内。
另外，为了抑制晶粒直径粗大化且可靠地抑制异常放电，优选将维氏硬度的下限设为37Hv以上，进一步优选设为39Hv以上。并且，为了使溅射速率均匀且可靠地抑制膜厚的偏差和微弧放电，优选将溅射面上的维氏硬度的上限设为53Hv以下，进一步优选设为50Hv以下。
接着，对作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的制造方法进行说明。
关于高纯度铜铸锭的制造方法与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
在450～700℃的温度范围，对所得到的高纯度铜铸锭进行热锻。由此，破坏铸造组织而调节为具有等轴的晶粒的组织。
接着，对上述热锻材进行冷加工。在此，为了微细化且均匀化，且减小晶粒内的应变，并减少晶粒内的缺陷，将冷轧时的轧制率取较大值为有效。通过如上方式，利用紧接着进行的冷加工后的热处理而轻松地产生再结晶，晶粒内的应变较少，晶粒内的缺陷变少，且溅射过程中沿着晶粒内的缺陷而扩散至表面的H2O减少，H2O气体的释放量变少。因此，一次轧制道次上的轧制率优选设为15％以上且25％以下的范围内。而且，整个轧制中的轧制率优选设为40％以上。
接着，对冷加工材进行再结晶热处理。热处理温度优选设为250℃以上且350℃以下，保持时间优选设为2小时以上且3小时以下的范围内。将保持时间设为2小时以上而可靠地进行再结晶处理，并减少晶粒内的缺陷，由此能够降低沿着缺陷而在靶中含有的H2O分子扩散至靶表面。另外，若保持时间超过3小时，则有可能会通过再结晶而出现晶粒过度生长，因此不优选。
另外，通过多次重复冷加工及热处理，可以以由从靶材提取成规定的大小的试样释放的H2O气体的分子数成为2×1017个/g以下的方式进行调整。
以如上方式，可制造作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材。
关于设为如上结构的作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材的组成，与第1实施方式重复，因此在本实施方式的说明中省略。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，在TDS-MS的1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取的试样进行加热，并利用电子冲击法使从50℃至1000℃为止的期间释放的气体成分离子化，利用四极质谱仪对所生成的离子进行组成分析而得到的H2O气体分子数被设为2×1017个/g以下，因此溅射过程中的H2O气体释放量少，溅射时的二次电子的产生状况变得稳定，而能够抑制异常放电的产生。
并且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于平均晶粒直径被设为70μm以下，因此即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，凹凸也不会变大，而能够进一步抑制异常放电的产生。
而且，在作为本实施方式的高纯度铜溅射靶材中，由于维氏硬度被设为35Hv以上，因此能够相对减小晶粒直径，即使在溅射进行而在溅射面形成与晶粒相应的凹凸的情况下，也能够抑制异常放电的产生。
并且，由于维氏硬度被设为55Hv以下，因此晶粒内的内部应变较小，且溅射时的二次电子的释放变得均匀，而能够稳定地进行溅射成膜。并且，能够抑制溅射速率因内部应变变得不均匀，能够抑制溅射进行而在溅射面形成大的凹凸，并能够抑制异常放电的产生。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限定于此，在不脱离该发明的技术思想的范围能够适当地进行变更。
本实施方式中，以形成作为配线膜的高纯度铜膜的溅射靶为例进行了说明，但并不限定于此，即使以其他用途使用高纯度铜膜的情况下，也能够应用。
并且，关于制造方法并不限定于本实施方式，也可以通过其他的制造方法制造。
实施例
(实施例1)
以下，对关于前述的作为第1实施方式的高纯度铜溅射靶材进行了评价的评价试验的结果进行说明。
(本发明例A1～A7)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻。
接着，以轧制率20％对热锻材进行冷轧，得到了厚度10mm的冷轧板。此时的轧制率为95％。
接着，对冷加工材进行了温度400℃、保持时间1.5小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例A8)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻。
接着，以轧制率20％对热锻材进行了冷轧。此时的轧制率为80％。
接着，对冷加工材进行了温度500℃、保持时间2小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例A9)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻。
接着，以轧制率20％对热锻材进行了冷轧。此时的轧制率为95％。
接着，对冷加工材进行了温度350℃、保持时间1小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(比较例)
在比较例A1中，在电解液中不添加氯进行电解，代替无尘室而在一般室实施了电解。作为使阴极平滑的添加剂，使用了通常的胶和乙二醇。在氮气气氛、大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1300℃下实施了熔解铸造。在500℃下对所得到的铸块(直径150mm×高度200mm)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，以轧制率5％进行冷轧，并在400℃下进行了1小时热处理。此时的轧制率为40％。
在比较例A2中，在一般室进行电解提纯，添加剂使用胶和乙二醇进行了电解。并且，使用高纯度石墨坩埚，在真空中、1300℃下进行了熔解。在500℃下以同样的方式对所得到的铸块(相同形状)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，以轧制率10％进行冷轧，并在350℃下进行了1小时热处理。此时的轧制率为80％。
在比较例A3中，在一般室进行电解提纯，电解时将聚乙二醇与聚乙烯醇用作添加剂。代替真空熔解而在氮气气氛的大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1150℃下进行了熔解。以同样的方式对所得到的铸块进行锻造，以轧制率10％进行冷轧，在400℃下进行了1小时热处理。此时的轧制率为60％。
在比较例A4中，在氮气气氛大气压下进行熔解，使用石墨坩埚在1300℃下进行了熔解。所得到的铸块在500℃下进行热锻之后，以轧制率10％进行冷轧，在400℃下进行了1小时热处理。此时的轧制率为60％。
通过以下的步骤，对所得到的溅射靶材的成分组成(杂质量)、L15°/L、平均晶粒直径、维氏硬度、异常放电次数进行了评价。并且，将评价结果示于表1、表2。
(杂质量)
除了O、H、N、C以外的杂质元素的分析，使用辉光放电质谱仪(VG Elemental公司制造VG-9000型)而实施。分析步骤依照ASTM来实施。
O的分析通过惰性气体熔融-红外线吸收法(JIS H 1067)来实施。具体而言，使用LECO公司制造TCEN600，依照JIS Z 2613实施了分析。
H的分析通过惰性气体熔融-热导法来实施。具体而言，使用LECO公司制造RHEN602，依照JIS Z 2614实施了分析。
N的分析通过惰性气体熔融-热导法来实施。具体而言，使用LECO公司制造TCEN600实施了分析。
C的分析通过燃烧-红外线吸收法来实施。具体而言，使用LECO公司制造CSLS600，依照JIS Z 2615实施了分析。
(L15°/L)
首先，关于各试样，利用耐水砂纸、金刚磨粒对沿着轧制方向(RD方向)的纵剖面(在TD方向观察的面)进行了机械研磨之后，利用胶体二氧化硅溶液进行了精加工研磨。而且，使用了EBSD测定装置(HITACHI公司制造S4300-SEM、EDAX/TSL公司制造OIM DataCollection)和分析软件(EDAX/TSL公司制造OIM Data Analysis ver.5.2)。首先，使用扫描电子显微镜，向试样表面的测定范围内的各个测定点(像素)照射电子束，在试样表面以二维方式扫描电子束，通过基于电子背散射衍射的取向分析，求出了相邻的晶粒之间的角度之差为大于2°且180°以下的范围的晶粒之间形成的总晶界长度L和相邻的测定点之间的取向差为15°以上且180°以下的范围的晶粒之间形成的大倾角晶界长度L15°之比(L15°/L)。
(平均晶粒直径)
关于平均晶粒直径的测定，在轧制面(ND面)上使用光学显微镜进行显微组织观察，并根据JIS H 0501：1986(切割法)进行了测定。
(维氏硬度)
关于试样的硬度，在用作靶的表面上，根据JIS Z 2244利用宏观维氏硬度试验机进行了测定。
(异常放电)
溅射方式设为DC磁控溅射法。以将溅射的靶安装于腔室内的阴极且到达真空成为5×10-4Pa以下的方式抽吸至真空。首先，为了去除靶加工面的污垢和加工瑕疵，逐渐提高溅射功率而进行预溅射，并将溅射功率提高至3000W。另外，预溅射的电力设为660Wh。
紧接着，在溅射功率3000W、溅射压力0.4Pa下重复1分钟的放电与停止，实施至溅射电力达到10kWh为止。而且，利用Landmark Technology公司制造的微弧监视器(MAMGenesis)对在放电过程中产生的异常放电次数进行了测量。
[表1]
[表2]
在比较例A1中，杂质量较多，铜的纯度在本发明的范围外，L15°/L的值也在本发明的范围外，异常放电次数为607次而较多。
关于比较例A2，Al、Si、Fe、S的含量被设为在本发明的范围外，L15°/L的值也在本发明的范围外，异常放电次数为590次而较多。
关于比较例A3，Cl、O、H、N、C的含量被设为在本发明的范围外，L15°/L的值也在本发明的范围外，异常放电次数为720次而较多。
关于比较例A4，Cl、O、H、N、C的含量被设为在本发明的范围外，异常放电次数为680次而较多。
相对于此，在铜的纯度、杂质量、L15°/L在本发明的一方式的范围内的本发明例中，异常放电次数成为190次以下。
根据以上的内容，可确认到根据本发明例能够提供一种即使在负载高电压的情况下也能够抑制异常放电的产生，并能够稳定地进行成膜的高纯度铜溅射靶材。
(实施例2)
以下，对关于前述的作为第2实施方式的高纯度铜溅射靶材进行了评价的评价试验的结果进行说明。
(本发明例B1～B7)
将Al为1质量ppm以下，Si为1质量ppm以下，Fe为1质量ppm以下，以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，在600℃下进行了保持2小时的热处理。
接着，以轧制率20％对上述热处理材进行冷轧，得到了厚度10mm的冷轧板。此时的轧制率为95％。
接着，对冷加工材进行了温度400℃、保持时间1.5小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例B8)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，在500℃下进行了保持2小时的热处理。
接着，以轧制率20％对上述热处理材进行了冷轧。此时的轧制率为80％。
接着，对冷加工材进行了温度500℃、保持时间2小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例B9)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，在650℃下进行了保持2小时的热处理。
接着，以轧制率20％对上述热处理材进行了冷轧。此时的轧制率为95％。
接着，对冷加工材进行了温度350℃、保持时间1小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(比较例)
在比较例B1中，在电解液中不添加氯进行电解，代替无尘室而在一般室实施了电解。作为使阴极平滑的添加剂，使用了通常的胶和乙二醇。在氮气气氛、大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1300℃下实施了熔解铸造。在500℃下对所得到的铸块(直径150mm×高度200mm)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，不进行热处理，而以轧制率5％进行冷轧，并在450℃下进行保持1小时的热处理。此时的轧制率为40％。
在比较例B2中，在一般室进行电解提纯，添加剂使用胶和乙二醇进行了电解。并且，使用高纯度石墨坩埚，在真空中(压力10-5Pa)、1300℃下进行了熔解。在500℃下以同样的方式对所得到的铸块(相同形状)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，不进行热处理，而以轧制率10％进行冷轧，并在350℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为80％。
在比较例B3中，在一般室进行电解提纯，电解时将聚乙二醇与聚乙烯醇用作添加剂。代替真空熔解而在氮气气氛的大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1150℃下进行了熔解。以同样的方式对所得到的铸块进行锻造，不进行热处理，而以轧制率10％进行冷轧，在400℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为60％。
在比较例B4中，在氮气气氛大气压下进行熔解，使用石墨坩埚在1300℃下进行了熔解。所得到的铸块在500℃下进行热锻之后，不进行热处理，而以轧制率10％进行冷轧，在400℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为60％。
通过以下的步骤，对所得到的溅射靶材的成分组成(杂质量)、KAM、平均晶粒直径、维氏硬度、异常放电次数进行了评价。并且，将评价结果示于表1、表2。
利用与实施例1相同的方法，对杂质量、平均晶粒直径、维氏硬度及异常放电进行了测定。
(KAM的测定)
首先，关于各试样，利用耐水砂纸、金刚磨粒对沿着轧制方向(RD方向)的纵剖面(在TD方向观察的面)进行了机械研磨之后，利用胶体二氧化硅溶液进行了精加工研磨。而且，使用了EBSD测定装置(JEOL Ltd.制造肖特基场发射式扫描电子显微镜JSM-7001F、EDAX/TSL公司制造OIM Data Collection)和分析软件(EDAX/TSL公司制造OIM DataAnalysis ver.5.2)。EBSD测定装置的电子束的加速电压设为15kV，测定视场设为800μm×1200μm。将任意的测定点的形状设为正六边形，求出了以2.5μm间隔测定的EBSD测定点和与该测定点相邻的6个EBSD测定点的晶体取向的角度差的平均值。但是，角度差为5°以上的相邻的测定点视为在测定点之间存在晶界，在计算平均值时除外。
[表3]
[表4]
在比较例B1中，杂质量较多，铜的纯度在本发明的范围外，KAM的值也在本发明的范围外，异常放电次数为770次而较多。
关于比较例B2，Al、Si、Fe、S的含量被设为在本发明的范围外，KAM的值也在本发明的范围外，异常放电次数为550次而较多。
关于比较例B3，Cl、O、H、N的含量被设为在本发明的范围外，KAM的值也在本发明的范围外，异常放电次数为650次而较多。
关于比较例B4，Cl、O、H、N、C的含量被设为在本发明的范围外，异常放电次数为800次而较多。
相对于此，在铜的纯度、杂质量、KAM的值在本发明的一方式的范围内的本发明例中，异常放电次数成为190次以下。
根据以上的内容，可确认到根据本发明例能够提供一种即使在负载高电压的情况下也能够抑制异常放电的产生，并能够稳定地进行成膜的高纯度铜溅射靶材。
(实施例3)
以下，对关于前述的作为第3实施方式的高纯度铜溅射靶材进行了评价的评价试验的结果进行说明。
(本发明例C1～C7)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，在500℃下进行了热轧。
接着，以轧制率20％对热轧材进行冷轧，得到了厚度10mm的冷轧板。此时的轧制率为95％。
接着，对冷加工材进行了温度400℃、保持时间1.5小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例C8)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，在500℃下进行了热轧。
接着，以轧制率20％对热锻材进行了冷轧。此时的轧制率为80％。
接着，对冷加工材进行了温度500℃、保持时间2小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例C9)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，在500℃下进行了热轧。
接着，以轧制率20％对热轧材进行了冷轧。此时的轧制率为95％。
接着，对冷加工材进行了温度350℃、保持时间1小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(比较例)
在比较例C1中，在电解液中不添加氯进行电解，代替无尘室而在一般室实施了电解。作为使阴极平滑的添加剂，使用了通常的胶和乙二醇。在氮气气氛、大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1300℃下实施了熔解铸造。在500℃下对所得到的铸块(直径150mm×高度200mm)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，在500℃下进行了热轧，之后，以轧制率5％进行冷轧，并在400℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为40％。
在比较例C2中，在一般室进行电解提纯，添加剂使用胶和乙二醇进行了电解。并且，使用高纯度石墨坩埚，在真空中、1300℃下进行了熔解。在500℃下以同样的方式对所得到的铸块(相同形状)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，进行热轧，之后以轧制率8％进行冷轧，并在350℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为75％。
在比较例C3中，在一般室进行电解提纯，电解时将聚乙二醇与聚乙烯醇用作添加剂。代替真空熔解而在氮气气氛的大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1150℃下进行了熔解。以同样的方式对所得到的铸块进行锻造、热轧之后，以轧制率10％进行冷轧，在500℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为60％。
在比较例C4中，在氮气气氛大气压下进行熔解，使用石墨坩埚在1300℃下进行了熔解。所得到的铸块在500℃下进行热锻之后，在500℃下进行热轧，之后以轧制率10％进行冷轧，在300℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为60％。
通过以下的步骤，对所得到的溅射靶材的成分组成(杂质量)、基于TDS的气体释放量、平均晶粒直径、维氏硬度、异常放电次数进行了评价。并且，将评价结果示于表1、表2。
利用与实施例1相同的方法，对杂质量、平均晶粒直径、维氏硬度及异常放电进行了测定。
(气体释放量)
从靶材提取试样，利用#400～#600的砂纸(エメリー研磨紙)对试样的表面进行研磨，用乙醇超声波清洗之后，利用干燥器进行干燥，设为测定气体释放量的试样。试样的重量设为250～400mg，厚度设为1～2mm。关于释放气体的测定，利用电子科学株式会社制造的TDS-MS(WA1000S/W型)来进行。
在1×10-7Pa以下的超高真空内对上述试样进行了加热。升温速度在50℃至200℃的期间设为60℃/min.，在200℃至1000℃的期间设为30℃/min.。分析时的扫描宽度设为1至200amu。测定温度范围设为50℃至1000℃。
[表5]
[表6]
在比较例C1中，杂质量较多，铜的纯度在本发明的范围外，释放气体的分子数也在本发明的范围外，异常放电次数为660次而较多。
关于比较例C2，Al、Si、Fe、S的含量被设为在本发明的范围外，释放气体的分子数也在本发明的范围外，异常放电次数为820次而较多。
关于比较例C3，Cl、O、H、N的含量被设为在本发明的范围外，释放气体的分子数也在本发明的范围外，异常放电次数为755次而较多。
关于比较例C4，Cl、O、H、N、C的含量被设为在本发明的范围外，释放气体的分子数也在本发明的范围外，异常放电次数为950次而较多。
相对于此，在铜的纯度、杂质量、释放气体的分子数在本发明的一方式的范围内的本发明例中，异常放电次数成为250次以下。
根据以上的内容，可确认到根据本发明例能够提供一种即使在负载高电压的情况下也能够抑制异常放电的产生，并能够稳定地进行成膜的高纯度铜溅射靶材。
(实施例4)
以下，对关于前述的作为第4实施方式的高纯度铜溅射靶材进行了评价的评价试验的结果进行说明。
(本发明例D1～D7)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在600℃下对所得到的高纯度铸块进行热锻，并在850℃下进行了保持2小时的热处理。
接着，以轧制率20％对上述热处理材进行冷轧，得到了厚度10mm的冷轧板。此时的轧制率为90％。
接着，对冷加工材进行了温度400℃、保持时间1.5小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例D8)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在550℃下对所得到的高纯度铸块进行热锻，并在800℃下进行了保持2小时的热处理。
接着，以轧制率15％对上述热处理材进行了冷轧。此时的轧制率为80％。
接着，对冷加工材进行了温度550℃、保持时间2小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例D9)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行热锻，并在800℃下进行了保持1小时的热处理。
接着，以轧制率20％对上述热处理材进行了冷轧。此时的轧制率为95％。
接着，对冷加工材进行了温度350℃、保持时间1小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(比较例)
在比较例D1中，在电解液中不添加氯进行电解，代替无尘室而在一般室实施了电解。作为使阴极平滑的添加剂，使用了通常的胶和乙二醇。在氮气气氛、大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1300℃下实施了熔解铸造。在500℃下对所得到的铸块(直径150mm×高度200mm)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，不进行热处理，而以轧制率5％进行冷轧，并在400℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为40％。
在比较例D2中，在一般室进行电解提纯，添加剂使用胶和乙二醇进行了电解。并且，使用高纯度石墨坩埚，在真空中(压力10-5Pa)、1300℃下进行了熔解。在500℃下以同样的方式对所得到的铸块(相同形状)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，不进行热处理，而以轧制率10％进行冷轧，并在350℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为80％。
在比较例D3中，在一般室进行电解提纯，电解时将聚乙二醇与聚乙烯醇用作添加剂。代替真空熔解而在氮气气氛的大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1150℃下进行了熔解。以同样的方式对所得到的铸块进行锻造，不进行热处理，而以轧制率10％进行冷轧，在400℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为60％。
在比较例D4中，在氮气气氛大气压下进行熔解，使用石墨坩埚在1300℃下进行了熔解。所得到的铸块在500℃下进行热锻之后，不进行热处理，而以轧制率10％进行冷轧，在450℃下进行了保持2小时的热处理。此时的轧制率为60％。
通过以下的步骤，对所得到的溅射靶材的成分组成(杂质量)、GOS、平均晶粒直径、维氏硬度、异常放电次数进行了评价。并且，将评价结果示于表1、表2。
利用与实施例1相同的方法，对杂质量、平均晶粒直径、维氏硬度及异常放电进行了测定。
(GOS的测定)
首先，关于各试样，利用耐水砂纸、金刚磨粒对沿着轧制方向(RD方向)的纵剖面(在TD方向观察的面)进行了机械研磨之后，利用胶体二氧化硅溶液进行了精加工研磨。而且，使用了EBSD测定装置(JEOL Ltd.制造肖特基场发射式扫描电子显微镜JSM-7001F、EDAX/TSL公司制造OIM Data Collection)和分析软件(EDAX/TSL公司制造OIM DataAnalysis ver.5.2)。首先，EBSD测定装置的电子束的加速电压设为15kV，测定视场设为800μm×1200μm。将测定点的形状设为正六边形，测定间隔设为2.5μm。求出了同一个晶粒内的一个测定点和剩余所有的测定点之间的晶体取向的局部取向差的平均值。但是，局部角度差为5°以上的相邻的测定点视为在测定点之间存在晶界，在计算平均值时除外。
[表7]
[表8]
在比较例D1中，杂质量较多，铜的纯度在本发明的范围外，GOS的值也在本发明的范围外，异常放电次数为750次而较多。
关于比较例D2，Al、Si、Fe、S的含量被设为在本发明的范围外，GOS的值也在本发明的范围外，异常放电次数为912次而较多。
关于比较例D3，Cl、O、H、N的含量被设为在本发明的范围外，GOS的值也在本发明的范围外，异常放电次数为550次而较多。
关于比较例D4，Cl、O、H、N、C的含量被设为在本发明的范围外，异常放电次数为850次而较多。
相对于此，在铜的纯度、杂质量、GOS在本发明的一方式的范围内的本发明例中，异常放电次数成为200次以下。
根据以上的内容，可确认到根据本发明例能够提供一种即使在负载高电压的情况下也能够抑制异常放电的产生，并能够稳定地进行成膜的高纯度铜溅射靶材。
(实施例5)
以下，对关于前述的作为第5实施方式的高纯度铜溅射靶材进行了评价的评价试验的结果进行说明。
(本发明例E1～E7)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在550℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻。
接着，以轧制率20％对上述热处理材进行冷轧，得到了厚度10mm的冷轧板。此时的轧制率为80％。
接着，对冷加工材进行了温度300℃、保持时间1.5小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例E8)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在550℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻。
接着，以轧制率25％进行了冷轧。此时的轧制率为80％。
接着，对冷加工材进行了温度350℃、保持时间2小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例E9)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在500℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻。
接着，以轧制率15％进行了冷轧。此时的轧制率为95％。
接着，对冷加工材进行了温度250℃、保持时间1小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(比较例)
在比较例E1中，在电解液中不添加氯进行电解，代替无尘室而在一般室实施了电解。作为使阴极平滑的添加剂，使用了通常的胶和乙二醇。在氮气气氛、大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1300℃下实施了熔解铸造。在500℃下对所得到的铸块(直径150mm×高度200mm)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，以轧制率5％进行冷轧，并在500℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为40％。
在比较例E2中，在一般室进行电解提纯，添加剂使用胶和乙二醇进行了电解。并且，使用高纯度石墨坩埚，在真空中(压力10-5Pa)、1300℃下进行了熔解。在500℃下以同样的方式对所得到的铸块(相同形状)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，以轧制率10％进行冷轧，并在350℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为80％。
在比较例E3中，在一般室进行电解提纯，电解时将聚乙二醇与聚乙烯醇用作添加剂。代替真空熔解而在氮气气氛的大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1150℃下进行了熔解。以同样的方式对所得到的铸块进行锻造，以轧制率10％进行冷轧，在400℃下进行了保持1小时的热处理。此时的轧制率为60％。
在比较例E4中，在氮气气氛大气压下进行熔解，使用石墨坩埚在1300℃下进行了熔解。所得到的铸块在500℃下进行热锻之后，以轧制率10％进行冷轧，在450℃下进行了保持2小时的热处理。此时的轧制率为60％。
通过以下的步骤，对所得到的溅射靶材的成分组成(杂质量)、在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率、平均晶粒直径、维氏硬度、异常放电次数进行了评价。并且，将评价结果示于表1、表2。
利用与实施例1相同的方法，对杂质量、平均晶粒直径、维氏硬度及异常放电进行了测定。
(在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率)
首先，关于各试样，利用耐水砂纸、金刚磨粒对沿着轧制方向(RD方向)的纵剖面(在TD方向观察的面)进行了机械研磨之后，利用胶体二氧化硅溶液进行了精加工研磨。而且，使用了EBSD测定装置(JEOL Ltd.制造肖特基场发射式扫描电子显微镜JSM-7001F、EDAX/TSL公司制造OIM Data Collection)和分析软件(EDAX/TSL公司制造OIM DataAnalysis ver.5.2)。EBSD测定装置的电子束的加速电压设为15kV，测定视场设为800μm×1200μm。关于通过EBSD测定装置得到的数据，利用分析软件处理观察结果，求出了在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率。
[表9]
[表10]
在比较例E1中，杂质量较多，铜的纯度在本发明的范围外，在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率也在本发明的范围外，异常放电次数为660次而较多。
关于比较例E2，Al、Si、Fe、S、C的含量被设为在本发明的范围外，在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率也在本发明的范围外，异常放电次数为770次而较多。
关于比较例E3，Cl、O、H的含量被设为在本发明的范围外，在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率也在本发明的范围外，异常放电次数为851次而较多。
关于比较例E4，Cl、O、H、C的含量被设为在本发明的范围外，在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率在本发明的范围外，异常放电次数为934次而较多。
相对于此，在铜的纯度、杂质量、在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率的值在本发明的一方式的范围内的本发明例中，异常放电次数成为286次以下。
根据以上的内容，可确认到根据本发明例能够提供一种即使在负载高电压的情况下也能够抑制异常放电的产生，并能够稳定地进行成膜的高纯度铜溅射靶材。
(实施例6)
以下，对关于前述的作为第6实施方式的高纯度铜溅射靶材进行了评价的评价试验的结果进行说明。
(本发明例F1～F7)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在550℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，以轧制率20％进行冷轧，得到了厚度10mm的冷轧板。此时的轧制率为70％。
接着，对冷加工材进行了温度300℃、保持时间2.5小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例F8)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在550℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，以轧制率20％进行了冷轧。此时的轧制率为80％。
接着，对冷加工材进行了温度350℃、保持时间3小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(本发明例F9)
将Al为1质量ppm以下、Si为1质量ppm以下、Fe为1质量ppm以下以及其他杂质(除了O、H、N、C以外)为20质量ppm以下的电解铜用作原料，在实施方式中例示的电解提纯条件下进行电解提纯，由此制造了铜原料。
将通过上述制造方法制造的原料放入利用高纯度碳制作的坩埚中，在1130℃下进行了真空熔解(压力10-5Pa)。之后，在真空状态(压力10-5Pa)下注入至利用高纯度碳制作的模具内，制作了直径150mm×高度200mm的高纯度铜铸块。
在550℃下对所得到的高纯度铸块进行了热锻之后，以轧制率20％进行了冷轧。此时的轧制率为90％。
接着，对冷加工材进行了温度250℃、保持时间2小时的热处理。
之后，切出直径125mm、厚度5mm作为高纯度溅射靶材，与Cr-Zr-Cu(C18150)的垫板进行了HIP接合。
(比较例)
在比较例F1中，在电解液中不添加氯进行电解，代替无尘室而在一般室实施了电解。作为使阴极平滑的添加剂，使用了通常的胶和乙二醇。在氮气气氛、大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1300℃下实施了熔解铸造。在500℃下对所得到的铸块(直径150mm×高度200mm)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，以轧制率5％进行冷轧，并在450℃下进行了1小时的热处理。此时的轧制率为40％。
在比较例F2中，在一般室进行电解提纯，添加剂使用通常的胶和乙二醇进行了电解。并且，使用高纯度石墨坩埚，在真空中(压力10-5Pa)、1300℃下进行了熔解。在500℃下以同样的方式对所得到的铸块(相同形状)进行热锻，破坏铸造组织，形成等轴晶之后，以轧制率10％进行冷轧，并在150℃下进行了1小时的热处理。此时的轧制率为80％。
在比较例F3中，在一般室进行电解提纯，电解时将聚乙二醇与聚乙烯醇用作添加剂。代替真空熔解而在氮气气氛的大气压下，使用高纯度石墨坩埚在1150℃下进行了熔解。以同样的方式对所得到的铸块进行锻造，以轧制率10％进行冷轧，并在400℃下进行了2小时的热处理。此时的轧制率为60％。
在比较例F4中，在氮气气氛大气压下进行熔解，使用石墨坩埚在1300℃下进行了熔解。所得到的铸块在500℃下进行热锻之后，以轧制率10％进行冷轧，在400℃下进行了3小时的热处理。此时的轧制率为60％。
通过以下的步骤，对所得到的溅射靶材的成分组成(杂质量)、基于TDS的H2O气体释放量、平均晶粒直径、维氏硬度、异常放电次数进行了评价。并且，将评价结果示于表1、表2。
利用与实施例1相同的方法，对杂质量、平均晶粒直径、维氏硬度及异常放电进行了测定。
(H2O气体释放量)
从靶材提取试样，利用#400～#600的砂纸(エメリー研磨紙)对试样的表面进行研磨，用乙醇超声波清洗之后，利用干燥器进行干燥，设为测定气体释放量的试样。试样的重量设为250～400mg，厚度设为1～2mm。关于释放气体的测定，利用电子科学株式会社制造的TDS-MS(WA1000S/W型)来进行。
在1×10-7Pa以下的超高真空内对上述试样进行了加热。升温速度在50℃至200℃的期间设为60℃/min.，在200℃至1000℃的期间设为30℃/min.。分析时的扫描宽度设为1至200m/z。测定温度范围设为50℃至1000℃。将m/z值为18的分子设为H2O分子，根据测定的结果所得到的离子强度与测定时间的关系，求出了释放的H2O分子的个数(m为H2O的分子数＝18，z为被TDS-MS的离子源离子化的电荷＝1)。
[表11]
[表12]
在比较例F1中，杂质量较多，铜的纯度在本发明的范围外，释放H2O气体的分子数被设为在本发明的范围外，异常放电次数为680次而较多。
关于比较例F2，Al、Si、Fe、S、C的含量被设为在本发明的范围外，释放H2O气体的分子数也在本发明的范围外，异常放电次数为660次而较多。
关于比较例F3，Al、Si、Fe、Cl、O、H的含量被设为在本发明的范围外，释放H2O气体的分子数也在本发明的范围外，异常放电次数为750次而较多。
关于比较例F4，Cl、O、H、C的含量被设为在本发明的范围外，释放H2O气体的分子数也在本发明的范围外，异常放电次数为804次而较多。
相对于此，在铜的纯度、杂质量、H2O气体的分子数在本发明的一方式的范围内的本发明例中，异常放电次数成为184次以下。
根据以上的内容，可确认到根据本发明例能够提供一种即使在负载高电压的情况下也能够抑制异常放电的产生，并能够稳定地进行成膜的高纯度铜溅射靶材。
产业上的可利用性
本发明能够高效稳定地形成由微细化及薄膜化的铜形成的配线膜。其结果，能够更加高效地制造更高品质的半导体装置、液晶或有机发光二极管面板等平面显示器、触控面板等。

Claims (10)

1.一种高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
除了O、H、N、C以外的Cu的纯度被设为99.99998质量％以上，Al的含量被设为0.005质量ppm以下，Si的含量被设为0.05质量ppm以下，Fe的含量被设为0.02质量ppm以下，S的含量被设为0.03质量ppm以下，Cl的含量被设为0.1质量ppm以下，O的含量被设为1质量ppm以下，H的含量被设为1质量ppm以下，N的含量被设为1质量ppm以下，C的含量被设为1质量ppm以下。
2.根据权利要求1所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
将相邻的晶粒之间的取向差为大于2°且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为总晶界长度L，且将相邻的晶粒之间的取向差为15°以上且180°以下的范围的晶粒之间所形成的晶界的长度设为大倾角晶界长度L15°的情况下，L15°/L的值为0.8以上。
3.根据权利要求1所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
通过使用了电子背散射衍射的晶体取向测定而得到的晶体取向的局部取向差为1.5°以下。
4.根据权利要求1所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
通过热脱附气体分析装置即TDS-MS在1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取的试样进行加热，并利用电子冲击法使从50℃至1000℃为止的期间释放的气体成分离子化，利用四极质谱仪对所生成的离子进行组成分析而得到的释放气体的分子数的合计为5×1017个/g以下。
5.根据权利要求1所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
通过使用了电子背散射衍射的晶体取向测定而得到的、同一个晶粒内的一个测定点与其他所有的测定点之间的晶体取向差的平均值为4°以下。
6.根据权利要求1所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
通过使用了电子背散射衍射的晶体取向测定而得到的、在靶的溅射面所占的具有＜113＞±10°的面取向的晶体的面积比率为0.2以下。
7.根据权利要求1所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
通过热脱附气体分析装置即TDS-MS在1×10-7Pa以下的超高真空内对从靶材提取的试样进行加热，并利用电子冲击法使从50℃至1000℃为止的期间释放的气体成分离子化，利用四极质谱仪对所生成的离子进行组成分析而得到的H2O气体分子数为2×1017个/g以下。
8.根据权利要求2至7中任一项所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
平均晶粒直径被设为70μm以下。
9.根据权利要求2至7中任一项所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
维氏硬度被设为35Hv以上且50Hv以下的范围内。
10.根据权利要求8所述的高纯度铜溅射靶材，其特征在于，
维氏硬度被设为35Hv以上且55Hv以下的范围内。
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