CN115298149B - Cr-Si系烧结体、溅射靶及薄膜的制造方法 - Google Patents

Cr-Si系烧结体、溅射靶及薄膜的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115298149B
CN115298149B CN202180022499.4A CN202180022499A CN115298149B CN 115298149 B CN115298149 B CN 115298149B CN 202180022499 A CN202180022499 A CN 202180022499A CN 115298149 B CN115298149 B CN 115298149B
Authority
CN
China
Prior art keywords
phase
sintered body
less
based sintered
sintered compact
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Active
Application number
CN202180022499.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115298149A (zh
Inventor
原浩之
召田雅实
增田彩花
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tosoh Corp
Original Assignee
Tosoh Corp
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 Tosoh Corp filed Critical Tosoh Corp
Publication of CN115298149A publication Critical patent/CN115298149A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115298149B publication Critical patent/CN115298149B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/58085—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicides
    • C04B35/58092—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicides based on refractory metal silicides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/58—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides
    • C04B35/58085—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on borides, nitrides, i.e. nitrides, oxynitrides, carbonitrides or oxycarbonitrides or silicides based on silicides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C04B35/62665—Flame, plasma or melting treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • C04B35/645—Pressure sintering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/653—Processes involving a melting step
    • 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
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/14—Metallic material, boron or silicon
    • C23C14/16—Metallic material, boron or silicon on metallic substrates or on substrates of boron or silicon
    • C23C14/165—Metallic material, boron or silicon on metallic substrates or on substrates of boron or silicon by cathodic sputtering
    • 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
    • C23C14/3407—Cathode assembly for sputtering apparatus, e.g. Target
    • C23C14/3414—Metallurgical or chemical aspects of target preparation, e.g. casting, powder metallurgy
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J37/00—Discharge tubes with provision for introducing objects or material to be exposed to the discharge, e.g. for the purpose of examination or processing thereof
    • H01J37/32—Gas-filled discharge tubes
    • H01J37/34—Gas-filled discharge tubes operating with cathodic sputtering
    • H01J37/3411—Constructional aspects of the reactor
    • H01J37/3414—Targets
    • H01J37/3426—Material
    • H01J37/3429—Plural materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J37/00—Discharge tubes with provision for introducing objects or material to be exposed to the discharge, e.g. for the purpose of examination or processing thereof
    • H01J37/32—Gas-filled discharge tubes
    • H01J37/34—Gas-filled discharge tubes operating with cathodic sputtering
    • H01J37/3488—Constructional details of particle beam apparatus not otherwise provided for, e.g. arrangement, mounting, housing, environment; special provisions for cleaning or maintenance of the apparatus
    • H01J37/3491—Manufacturing of targets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/38—Non-oxide ceramic constituents or additives
    • C04B2235/3891—Silicides, e.g. molybdenum disilicide, iron silicide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/40—Metallic constituents or additives not added as binding phase
    • C04B2235/404—Refractory metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/42—Non metallic elements added as constituents or additives, e.g. sulfur, phosphor, selenium or tellurium
    • C04B2235/428—Silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6562—Heating rate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C04B2235/723—Oxygen content
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C04B2235/725—Metal content
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance

Abstract

Cr‑Si系烧结体含有Cr和Si。Cr‑Si系烧结体包含晶态的CrSi2相和晶态的Si相。Cr‑Si系烧结体中的Si相的含量为40质量％以上。Cr‑Si系烧结体相对于其真密度的相对密度为95％以上。CrSi2相的平均晶粒粒径为40μm以下，Si相的平均晶粒粒径为30μm以下。Cr‑Si系烧结体中杂质含量的合计为200质量ppm以下，杂质为选自由Mn、Fe、Mg、Ca、Sr和Ba组成的组中的至少一种元素。

Description

Cr-Si系烧结体、溅射靶及薄膜的制造方法
技术领域
本发明的一个方面涉及在薄膜的形成等中使用的Cr-Si系烧结体、溅射靶、以及薄膜的制造方法。
背景技术
近年来，CrSi2等硅化物具有不易随着温度变化而变化的高电阻率(单位：Ω·cm)，因此在半导体、太阳能电池、汽车用传感器及家电用传感器等许多技术领域中作为薄膜使用。在工业上的薄膜制造中，多使用溅射法。但是，一般而言，包含硅化物的组合物的机械强度低，因此在溅射靶的加工及成膜中的放电时，包含硅化物的溅射靶容易破裂。因此，含有硅化物的以往的组合物难以用作溅射靶。下述专利文献1公开了为了提高溅射靶的机械强度而通过热喷涂法制造包含铬(Cr)和硅(Si)的晶相的溅射靶的方法。但是，在通过热喷涂法制造的溅射靶中，在Cr含量少的部位，机械强度无法充分提高。另外，在专利文献1所记载的方法中，由于通过使用了硅化物粉末的热喷涂法来制作溅射靶，因此溅射靶的机械强度无法充分提高。
下述专利文献2公开了通过熔融法制造具有包含Si和硅化物的微细的共晶组织的组合物的方法。但是，在通过熔融法制造的组合物中，共晶组织的比例低，存在大量的初晶，因此组合物的机械强度不能充分提高。在将这样的组合物大型化的情况下，由于组合物内的冷却速度的差异，结晶组织的控制变得困难，组合物中的机械强度的不均程度变大。
下述专利文献3及4也公开了包含硅化物的溅射靶。但是，专利文献3中并未记载溅射靶中杂质的含量。专利文献4中记载了溅射靶中的氧和碳各自的含量。或者，专利文献4中记载了在溅射靶的制造过程中机械粉碎硅化物粉末的工序。但是，专利文献4中没有记载使半导体膜特性劣化的金属杂质的含量。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2017-82314号公报
专利文献2：日本特表2013-502368号公报
专利文献3：日本特开2002-173765号公报
专利文献4：日本特开2003-167324号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于，提供一种含有Cr和Si且具有高机械强度的Cr-Si系烧结体、含有该烧结体的溅射靶、以及使用了该溅射靶的薄膜的制造方法。
用于解决技术问题的手段
本发明人对在化学计量组成中由硅化铬(CrSi2)相和Si相构成且含有特定量以上的Si相的Cr-Si系烧结体的制造工艺进行了深入研究。结果，本发明人发现，通过使用气体雾化粉末等骤冷合金粉末，能够得到具有高机械强度的Cr-Si系烧结体，从而完成了本发明。
即，本发明的一个方面的Cr-Si系烧结体、溅射靶及薄膜的制造方法如下所述。
(1)一种Cr-Si系烧结体，其为含有铬(Cr)、硅(Si)的Cr-Si系烧结体，其特征在于，以X射线衍射表征的晶体结构由硅化铬(CrSi2)、硅(Si)构成，Si相在块体中存在40质量％以上，烧结体密度为95％以上，CrSi2相的平均粒径为40μm以下且Si相的平均粒径为30μm以下，Mn+Fe+Mg+Ca+Sr+Ba的合计杂质量为200ppm以下。
即，本发明的一个方面的Cr-Si系烧结体(sintered material)是包含Cr和Si的Cr-Si系烧结体，所述Cr-Si系烧结体包含晶态的CrSi2相和晶态的Si相，Cr-Si系烧结体中的Si相的含量为40质量％以上，Cr-Si系烧结体相对于其真密度的相对密度为95％以上，CrSi2相的平均晶粒粒径为40μm以下，Si相的平均晶粒粒径为30μm以下，Cr-Si系烧结体中的杂质的含量合计为200质量ppm以下，杂质为选自锰(Mn)、铁(Fe)、镁(Mg)、钙(Ca)、锶(Sr)和钡(Ba)中的至少一种元素。
(2)根据(1)所述的Cr-Si系烧结体，其特征在于，抗弯强度为100MPa以上。
即，本发明的一个方面的Cr-Si系烧结体的抗弯强度可以为100MPa以上。
(3)根据(1)或(2)所述的Cr-Si系烧结体，其特征在于，其块体中的氧量为1质量％以下。
即，本发明的一个方面的Cr-Si系烧结体中的氧含量可以为1质量％以下。
(4)一种溅射靶，其特征在于，由以下(1)～(3)中任一项所述的Cr-Si系烧结体构成。
即，本发明的一个方面所涉及的溅射靶包含上述Cr-Si系烧结体。
(5)一种薄膜的制造方法，其特征在于，使用(4)所述的溅射靶进行溅射。
即，本发明的一个方面所涉及的薄膜的制造方法包括通过使用上述溅射靶的溅射来形成薄膜的工序。
发明效果
根据本发明的一个方面，提供一种含有Cr和Si且具有高机械强度的Cr-Si系烧结体、含有该烧结体的溅射靶、以及使用了该溅射靶的薄膜的制造方法。
具体实施方式
以下，对本发明的优选实施方式进行说明。本发明并不限于下述实施方式。以下记载的“质量％”也可以称为重量％(wt％)。以下记载的Cr-Si系烧结体也可以称为块体。
本实施方式的Cr-Si系烧结体含有Cr和Si。Cr-Si系烧结体包含晶态的CrSi2相和晶态的Si相。Cr-Si系烧结体中Si相的含量为40质量％以上。Cr-Si系烧结体相对于其真密度的相对密度为95％以上。CrSi2相的平均晶粒粒径为40μm以下，Si相的平均晶粒粒径为30μm以下。Cr-Si系烧结体中杂质的含量合计为200质量ppm以下，杂质为选自Mn、Fe、Mg、Ca、Sr和Ba中的至少一种元素。
本实施方式所涉及的溅射靶包含上述Cr-Si系烧结体。
本发明的一个方面所涉及的薄膜的制造方法包括通过使用上述溅射靶的溅射来形成薄膜的工序。
本实施方式所涉及的Cr-Si系烧结体的机械强度优异，因此本实施方式所涉及的溅射靶在高输出下的溅射中不易破裂。因此，在通过使用本实施方式的溅射靶的溅射来进行的薄膜的制造方法中，能够实现较高的生产率。
本实施方式的详细情况如下。
Cr-Si系烧结体中的CrSi2相、Si相和它们的晶体结构可以通过X射线衍射(XRD)法来检测和确定。CrSi2相的晶体结构属于六方晶系。Si相的晶体结构(金刚石结构)属于立方晶系。CrSi2相和Si相可以混合存在于Cr-Si系烧结体中。CrSi2相可以具有含CrSi2的一个以上的晶粒。Si相可以具有含Si的一个以上的晶粒。Cr-Si系烧结体可以仅由CrSi2相和Si相构成。在Cr-Si系烧结体仅由CrSi2相和Si相构成的情况下，Cr-Si系烧结体容易具有高机械强度。在Cr-Si系烧结体中Cr的硅化反应并未充分进行，若在化学计量比中应该不存在的其他硅化物相(Cr3Si、Cr5Si3、CrSi等)和/或铬(Cr)相局部地存在于Cr-Si系烧结体中，则由Cr-Si系烧结体中的密度差引起的微裂纹会存在于Cr-Si系烧结体的内部，特别是大型的Cr-Si系烧结体容易破裂，难以以高成品率(yield rate)制造这样的Cr-Si系烧结体。另外，在向由包含其他硅化物相和/或铬相的Cr-Si系烧结体构成的溅射靶供给高功率的情况下，在放电中Cr-Si系烧结体容易破裂，成膜工序的生产率降低。
但是，只要Cr-Si系烧结体具有足够高的机械强度、溅射中的溅射靶的破裂被充分抑制，那么Cr-Si系烧结体除了CrSi2相和Si相以外也可以包含少量的其他硅化物相和少量的铬相中的至少任一种。
Cr-Si系烧结体中Si相的含量为40质量％以上且99质量％以下。Cr-Si系烧结体中Si相的含量可以优选为60质量％以上且99质量％以下，更优选为80质量％以上且99质量％以下。Si相的含量越多，Cr-Si系烧结体的电阻率越高，能够制造的薄膜的电阻率越高。基于同样的理由，Cr-Si系烧结体中Si相的含量可以为48.7质量％以上且62.6质量％以下。
Cr-Si系烧结体中CrSi2相的含量可以为1质量％以上且60质量％以下，优选为1质量％以上且40质量％以下，更优选为1质量％以上且20质量％以下。CrSi2相的含量越少，Cr-Si系烧结体的电阻率越高，能够制造的薄膜的电阻率越高。但是，在CrSi2相的含量过少的情况下，Cr-Si系烧结体难以具有不易随温度变化而变化的电阻率。基于同样的理由，Cr-Si系烧结体中CrSi2相的含量可以为37.4质量％以上且51.3质量％以下。
Cr-Si系烧结体相对于其真密度的相对密度为95％以上且100％以下。在相对密度低于95％的情况下，Cr-Si系烧结体的机械强度降低。在通过溅射进行的成膜中产生异常放电(电弧放电)的情况下，溅射靶表面熔融或飞散，在薄膜中产生粒子缺陷(颗粒)。所谓粒子缺陷(颗粒)是指在溅射中不发生气化而从溅射靶脱离并附着于薄膜的粗大粒子。从容易抑制电弧放电和粒子缺陷(颗粒)的产生频率的角度出发，Cr-Si系烧结体的相对密度可以优选为97％以上且100％以下，更优选为98％以上且100％以下。基于同样的理由，Cr-Si系烧结体的相对密度可以为98.4％以上且99.9％以下。
CrSi2相的平均晶粒粒径(average cystal grain size)为1μm以上且40μm以下。当CrSi2相的平均晶粒粒径大于40μm时，Cr-Si系烧结体的机械强度急剧降低。为了易于稳定地得到高机械强度，CrSi2相的平均晶粒粒径可以优选为1μm以上且20μm以下，更优选为1μm以上且10μm以下。基于同样的理由，CrSi2相的平均晶粒粒径可以为3μm以上且4μm以下。
Si相的平均晶粒粒径为1μm以上且30μm以下。在Si相的平均晶粒粒径大于30μm的情况下，Cr-Si系烧结体的机械强度急剧降低。为了易于稳定地得到高机械强度，Si相的平均晶粒粒径可以优选为1μm以上且20μm以下，更优选为1μm以上且10μm以下。基于同样的理由，Si相的平均晶粒粒径可以为3μm以上且5μm以下。
CrSi2相和Si相各自的平均晶粒粒径可以在抛光后的Cr-Si系烧结体的表面或截面的背散射电子像中测定。Cr-Si系烧结体的表面或截面的背散射电子像可以通过扫描电子显微镜(SEM)拍摄。背散射电子像内的CrSi2相和Si相各自的晶粒可以通过晶体结构的差异来识别。CrSi2相和Si相各自的晶粒的晶体结构和晶体取向可以根据利用SEM测定的电子背散射衍射(EBSD)图像来确定。背散射电子像内的CrSi2相和Si相各自的晶粒也可以通过组成的差异(Cr的有无)来识别。CrSi2相和Si相各自的晶粒的组成还可以通过SEM附带的能量分散型X射线分光(EDS)装置、或电子探针显微分析仪(EPMA)来确定。
CrSi2相和Si相各自的晶粒粒径可以通过直径法测定。即，CrSi2相的晶粒粒径可以是具有与在Cr-Si系烧结体的表面或截面露出的CrSi2相的一个晶粒的截面积相同的面积的圆的直径(圆当量直径)。Si相的晶粒直径可以是具有与在Cr-Si系烧结体的表面或截面露出的Si相的一个晶粒的截面积相同的面积的圆的直径(圆当量直径)。CrSi2相和Si相各自的晶粒粒径的面积可以通过市售的图像解析软件来测定。
可以将Cr-Si系烧结体的背散射电子像内的CrSi2相的晶粒的截面积的合计表示为s1。可以将CrSi2相的真密度表示为d1。可以将Cr-Si系烧结体的背散射电子像内的Si相的晶粒的截面积的合计表示为s2。可以将Si相的真密度表示为d2。Cr-Si系烧结体中CrSi2相的含量(单位：质量％)可以约等于(d1×s1)/{(d1×s1)+(d2×s2)}。Cr-Si系烧结体中Si相的含量(单位：质量％)可以约等于(d2×s2)/{(d1×s1)+(d2×s2)}。如上所述，可以基于CrSi2相和Si相各自的晶粒的截面积的合计来确定Cr-Si系烧结体中CrSi2相和Si相各自的含量。
从容易抑制薄膜中的粒子缺陷(颗粒)的产生、提高薄膜的成品率的角度出发，Cr-Si系烧结体中的氧含量可以为0质量％以上且1质量％以下，优选为0质量％以上且0.5质量％以下，更优选为0质量％以上且0.1质量％以下，最优选为0质量％以上且0.05质量％以下。基于同样的理由，Cr-Si系烧结体中的氧含量可以为0.02质量％以上且0.07质量％以下。
Cr-Si系烧结体的抗弯强度(flexural strength)可以优选为100MPa以上且500MPa以下，更优选为150MPa以上且500MPa以下，最优选为200MPa以上且500MPa以下。Cr-Si系烧结体的抗弯强度越高，则在磨削加工及绑定(bonding)等溅射靶的制造工序中Cr-Si系烧结体越不易破裂，溅射靶的成品率越高，溅射靶的生产率越能得到提高。另外，在Cr-Si系烧结体的抗弯强度高的情况下，即使在溅射中向溅射靶供给高功率，溅射靶也不易破裂。基于同样的理由，Cr-Si系烧结体的抗弯强度可以为151MPa以上且291MPa以下。Cr-Si系烧结体的抗弯强度是表示Cr-Si系烧结体的机械强度的指标之一。
Cr-Si系烧结体中杂质的含量合计为0质量ppm以上且200质量ppm以下，杂质为选自Mn、Fe、Mg、Ca、Sr及Ba中的至少一种元素。即，Cr-Si系烧结体中的Mn、Fe、Mg、Ca、Sr和Ba的含量的合计为200质量ppm以下。通过使杂质的含量合计为200质量ppm以下，能使Cr-Si系烧结体具有高机械强度，充分抑制薄膜中的粒子缺陷(颗粒)的产生。基于同样的理由，Cr-Si系烧结体中上述杂质的含量合计可以优选为0质量ppm以上且100质量ppm以下，更优选为0质量ppm以上且50质量ppm以下。基于同样的理由，Cr-Si系烧结体中的上述杂质的含量合计可以为19.78质量ppm以上且31.00质量ppm以下。
为了使Cr-Si系烧结体容易具有高的机械强度，容易抑制薄膜中的粒子缺陷(颗粒)的产生，Cr-Si系烧结体中的Fe和Mn的含量的合计可以优选为0质量ppm以上且100质量ppm以下、更优选为0质量ppm以上且50ppm以下、或19.29质量ppm以上且30.49质量pp以下。
为了使Cr-Si系烧结体容易具有高的机械强度，容易抑制薄膜中的粒子缺陷(颗粒)的产生，Cr-Si系烧结体中的Mg、Ca、Sr及Ba的含量的合计可以优选为0质量ppm以上且3质量ppm以下，更优选为0质量ppm以上且2质量ppm以下、或0.49质量ppm以上且2.99质量ppm以下。
以下，对本实施方式的Cr-Si系烧结体的制造方法进行说明。
本实施方式的Cr-Si系烧结体的制造方法包括：制备在一个合金粒子内包含CrSi2相和Si相这两者的合金粉末的工序(1)；和一边以50MPa以下的压力对合金粉末进行加压，一边以1100～1400℃的烧成温度对合金粉末进行烧成(sinter)，由此得到Cr-Si系烧结体的工序(2)。
以下，对Cr-Si系烧结体的制造方法按每个工序进行说明。
(1)合金粉末的制备工序
合金粉末的原料可使用纯铬和纯硅。纯铬和纯硅各自的纯度优选为99.9质量％以上，更优选为99.99质量％以上，最优选为99.999质量％以上。通过由高纯度的纯铬和纯硅制备合金粉末，能够制造Cr-Si系烧结体中的上述杂质的含量的合计为200质量ppm以下的Cr-Si系烧结体。各原料中的杂质成为烧成工序中的异常晶粒生长的原因。另外，各原料中的杂质在通过Cr-Si系烧结体的溅射进行成膜时成为粒子缺陷(颗粒)的产生源。优选各原料中的氧含量少。各原料中的氧含量越多，Cr-Si系烧结体中的氧含量越多，在通过溅射进行成膜时，容易产生粒子缺陷(颗粒)。为了制造Si相的含量为40质量％以上的Cr-Si系烧结体，合金粉末的原料中纯硅的比例可以优选为71质量％以上且99质量％以下、或75质量％以上且82质量％以下。基于同样的理由，合金粉末的原料中纯铬的比例可以优选为1质量％以上且29质量％以下、或18质量％以上且25质量％以下。
在合金粉末的制备工序中，通过气体雾化法、快淬薄带(薄带连铸)法、或电弧熔化法等，经过将含有铬和硅的合金的液相急速冷却的工序，制作合金粉末。特别优选合金粉末通过气体雾化法制作。
气体雾化法中，可以通过高频感应熔炼，由纯铬和纯硅得到熔融金属。向充满不活泼气体的腔室内滴加该熔融金属。通过向滴加的熔融金属喷吹高压气体，可由熔融金属形成多个微细的液滴，各个液滴在腔室内被急速冷却。其结果，可得到包含微细的晶体组织的合金粉末。特别是，构成通过气体雾化法形成的合金粉末的各合金粒子是直径为数十μm左右的大致球状的粒子。在通过气体雾化法形成的一个合金粒子内，可形成平均晶粒粒径40μm以下的CrSi2相和平均晶粒粒径30μm以下的Si相的各自的微细的晶粒。球状的合金粒子的比表面积比具有其他形状的合金粒子小，且合金粒子内的晶粒更微细。其结果，Cr-Si系烧结体的制造过程中的合金粒子的氧化可得到抑制，Cr-Si系烧结体中的氧含量降低，Cr-Si系烧结体的机械强度提高。在通过比上述球状粒子小的微粉末的混合及烧成而制造Cr-Si系烧结体的情况下，得到的Cr-Si系烧结体的机械强度高，但氧含量变高。与此相对，在通过比上述球状粒子大的粗粉末的混合及烧成而制造Cr-Si系烧结体的情况下，得到的Cr-Si系烧结体的氧含量少，但机械强度变低。为了制造CrSi2相的平均晶粒粒径为40μm以下、Si相的平均晶粒粒径为30μm以下的Cr-Si系烧结体，合金粉末的粒径可以优选为1μm以上且300μm以下。
气体雾化法中的熔融金属的温度优选为熔融温度+50℃以上且熔融温度+300℃以下，更优选为熔融温度+100℃以上且熔融温度+250℃以下。在此，所谓“熔融温度”是指纯铬和纯硅这两者熔融的温度。熔融温度通常为1300℃以上且1500℃以下。在熔融温度与熔融金属的温度之差较小的情况下，CrSi2相和Si相中熔点高的晶相容易先析出，难以实现各相的晶粒的微细化。另一方面，在熔融温度与熔融金属的温度之差较大的情况下，雾化后合金粒子彼此容易烧结，合金粒子容易固着于腔室的内壁面，合金粉末的回收率降低。
通过气体雾化法得到的合金粉末优选在真空中或不活泼气氛中保管。不活泼气氛可以是氮气或氩气等不活泼气体。在将合金粉末大气下保管的情况下，合金粉末的表面容易被氧化，合金粉末中的氧含量变多。
作为电弧熔化法的条件，电弧的输出是重要的。电弧的输出决定是否能够将熔点差较大的铬和硅合金化。铬的熔点为1863℃，硅的熔点为1414℃，因此为了将铬和硅合金化，需要以50～200A的电弧电流使铬和硅熔融。在电弧电流过高的情况下，铬的升华量增加。为了抑制铬的升华，优选电弧电流为50A以上且150A以下。
(2)烧成工序(热压法)
烧成工序中，优选将上述合金粉末在热压炉等加压烧成炉中进行烧成。当合金粉末在无加压炉中烧成时，硅的扩散系数低，因此难以使Cr-Si系烧结体高密度化。
烧成工序中对合金粉末施加的压力(烧成压力)优选为50MPa以下。当烧成压力超过50MPa时，难以准备能够耐受烧成压力的模具。在制造大型的Cr-Si系烧结体的情况下，烧成压力优选为20MPa以下，更优选为10MPa以下。
烧成工序中的合金粉末的温度(烧成温度)为1100℃以上且1400℃以下。当烧成温度低于1100℃时，Cr-Si系烧结体的密度不能充分提高。当烧成温度超过1400℃时，根据烧成压力，合金粉末有可能发生熔融。另外，在上述烧成温度下加热后的Cr-Si系烧结体的降温速度没有特别限定。可以考虑烧结炉的容量、Cr-Si系烧结体的尺寸及形状、以及Cr-Si系烧结体的破裂容易度等，来适当决定降温速度。
将烧成压力和烧成温度保持为上述值的时间(烧成时间)为1小时以上且5小时以下。当烧成时间短于1小时时，在烧成炉内和模具内容易产生温度不均，由CrSi2相和Si相构成的晶体组织难以在Cr-Si系烧结体内均匀地形成。与此相对，在烧成时间比5小时长的情况下，Cr-Si系烧结体的生产率变差。
通过将烧成压力、烧成温度及烧成时间控制在上述范围内，能够制造相对密度为95％以上的Cr-Si系烧结体。
烧成工序的气氛没有特别限制。为了抑制Cr-Si系烧结体的氧化，烧成工序的气氛优选为真空或氩等不活泼气氛。
通过对用上述方法制作的Cr-Si系烧结体进行加工(磨削或切断等)，可以形成板状的Cr-Si系烧结体。Cr-Si系烧结体的加工手段可以是平面磨床、圆筒磨床、车床、切割机、或加工中心(machining center)等机械加工机。
在包含Cr-Si系烧结体的溅射靶的制造方法中，可以根据需要将Cr-Si系烧结体与背板(backing plate)或衬管(backing tube)绑定。背板及衬管分别可以由无氧铜或钛等构成。Cr-Si系烧结体与背板或衬管的绑定(bonding)可以是使用铟(In)焊料等的绑定。
由包含Cr-Si系烧结体的溅射靶制造的薄膜的组成可以与Cr-Si系烧结体的组成大致相同。薄膜除了含有Cr和Si以外，还可以含有其他添加元素(掺杂元素等)。
实施例
通过以下的实施例和比较例，对本发明进行详细说明。本发明并受以下的实施例的限制。以下记载的“烧结体”是指Cr-Si系烧结体。以下记载的“wt”(重量)也可以称为质量。
在实施例和比较例中，进行了以下的测定。
(1)烧结体的相对密度
烧结体的相对密度通过依据JIS R 1634的方法来测定。烧结体的堆积密度d’通过阿基米德法测定。烧结体的相对密度是烧结体的堆积密度d’除以烧结体的真密度d而得到的值(d’/d)。烧结体的真密度d是由下述数学式A表示的算术平均。数学式A中的a为烧结体中所含的CrSi2相的重量(单位：g)。数学式A中的b为烧结体中所含的Si相的重量(单位：g)。数学式A中的4.98为CrSi2相的真密度(单位：g/cm3)。数学式A中的2.3为Si相的真密度(g/cm3)。
d＝(a+b)/{(a/4.98)+(b/2.3)} (A)
(2)平均晶粒粒径
<CrSi2相>
通过扫描电子显微镜拍摄经过了镜面抛光的烧结体表面的背散射电子像。在烧结体的表面内的至少3处拍摄了背散射电子像。通过直径法测定了背散射电子像中300个以上的CrSi2相的晶粒各自的粒径。即，各晶粒的粒径为圆当量直径。通过以上的方法测定了CrSi2相的平均晶粒粒径。
<Si相>
经过镜面抛光的烧结体表面的背散射电子像通过附带有EBSD图像测定装置的场发射型扫描电子显微镜拍摄。在烧结体表面内的至少3处拍摄了背散射电子像。通过直径法测定了背散射电子像中300个以上的Si相的晶粒各自的粒径。即，各结晶粒的粒径为圆当量直径。取向差为5°以上的晶体界面被判定为晶界。通过以上的方法测定了Si相的平均晶粒粒径。
(扫描电子显微镜的观察条件)
加速电压：20kV
(3)抗弯强度
烧结体的抗弯强度通过依据JIS R 1601的方法来测定。
(抗弯强度的测定条件)
试验方法：3点弯曲试验
支点间距：30mm
试样尺寸：3×4×40mm
压头速度：0.5mm/分钟。
(4)烧结体中的氧含量的分析
将烧结体的表面磨削1mm以上之后，测定从烧结体的任意部分切下的样品中的氧含量。
测定方法：脉冲炉熔融-红外线吸收法
装置：LECO TC436氧·氮分析装置
(5)烧结体中的金属杂质的含量分析
将烧结体的表面磨削1mm以上之后，从烧结体的任意部分切下样品。测定样品中的各元素(包括杂质)的含量。
测定方法：辉光放电质谱分析(GDMS)
(6)溅射试验(实施例4～6和比较例1～3的情况)
从烧结体的任意部位切出圆板。圆板的尺寸为
Figure BDA0003852247400000133
通过铟绑定，由上述圆板制作溅射靶。通过使用该溅射靶的溅射试验，在基板的表面形成了薄膜。基板的尺寸为5cm×5cm。研究了溅射后的靶的破裂的有无。对在溅射后的基板表面上形成的粒子缺陷的数量(颗粒数)进行了计数。
(实施例1)
通过气体雾化法，由18wt％的Cr薄片和82wt％的Si薄片制作合金粉末(原料粉末)。Cr薄片的纯度为4N(99.99wt％)。Si薄片的纯度为5N(99.999wt％)。气体雾化法中，通过使Cr薄片和Si薄片在碳坩埚内熔化，制作1600℃的熔融金属。通过在大气下用筛子对由气体雾化法得到的合金粉末进行分级，来调整合金粉末的粒度。筛的网眼尺寸为300μm。即，回收粒径300μm以下的合金粉末。
通过热压法对装入碳模中的上述合金粉末进行烧成，得到烧结体。碳模的尺寸为
Figure BDA0003852247400000131
热压法在以下的条件下实施。烧结体的尺寸为/>
Figure BDA0003852247400000132
在烧结体中未形成微裂纹。
(烧成条件)
烧成炉：热压炉
升温速度：200℃/小时
升温气氛：真空(减压气氛)
烧成温度：1300℃
烧成压力：30MPa
烧成时间：3小时
(实施例2)
在实施例2的气体雾化法中，由25wt％的Cr薄片和75wt％的Si薄片制作合金粉末。实施例2的气体雾化法中的熔融金属的温度为1550℃。实施例2的烧成压力为10MPa。
除了上述事项以外，用与实施例1同样的方法制作实施例2的烧结体。在实施例2的烧结体中未形成微裂纹。
(实施例3)
实施例3的热压法中的烧成温度及烧成压力如下述表1所示。除了烧成温度和烧成压力以外，用与实施例2同样的方法制作实施例3的烧结体。在实施例3的烧结体中未形成微裂纹。
(实施例4)
实施例4的热压法中的烧成温度如下述表1所示。在实施例4的热压法中，使用尺寸与实施例1不同的模具来制作烧结体。实施例4的烧结体的尺寸为
Figure BDA0003852247400000141
除了这些事项以外，用与实施例1同样的方法制作实施例4的烧结体。在实施例4的烧结体中未形成微裂纹。
(实施例5)
在实施例5的热压法中，使用尺寸与实施例1不同的模具来制作烧结体。实施例5的烧结体的尺寸为
Figure BDA0003852247400000142
除了这些事项以外，用与实施例3同样的方法制作实施例5的烧结体。在实施例5的烧结体中未形成微裂纹。
(实施例6)
在实施例6的热压法中，使用尺寸与实施例1不同的模具来制作烧结体。实施例6的烧结体的尺寸为
Figure BDA0003852247400000143
在实施例6的气体雾化法中，由20wt％的Cr薄片和80wt％的Si薄片制作合金粉末。实施例6的热压法中的烧成温度、烧成压力及烧成时间如下述表1所示。
除了上述事项以外，用与实施例1同样的方法制作实施例6的烧结体。在实施例6的烧结体中未形成微裂纹。
(比较例1)
在比较例1中，未实施气体雾化法。通过对由Cr粉末和Si粉末构成的混合物进行的烧成和粉碎，制作比较例1的原料粉末。Cr粉末和Si粉末的混合物在1250℃下烧成。Cr粉末的纯度为4N(99.99wt％)。Si粉末的纯度为5N(99.999wt％)。在对装有上述原料粉末的Fe罐进行真空脱气后，通过焊接将Fe罐密闭。Fe罐内的原料粉末通过热等静压(Hot IsostaticPress；HIP)法进行烧成，得到比较例1的烧结体。HIP法中的烧成温度、烧成压力及烧成时间如下述表1所示。
(比较例2)
在比较例2中，未实施气体雾化法。通过将CrSi2粉末和Si粉末混合，制作了比较例2的原料粉末。该原料粉末通过热压法进行烧成，得到比较例2的烧结体。Si粉末的纯度为5N(99.999wt％)。比较例2的原料粉末中的Cr含量如下述表1所示。比较例2的原料粉末中的Si含量如下述表1所示。
除了上述事项以外，与实施例4同样地制作了比较例2的烧结体。
(比较例3)
在比较例3中，未实施气体雾化法。通过将Cr粉末和Si粉末混合，制作比较例3的原料粉末。该原料粉末通过热压法进行烧成，得到比较例3的烧结体。Cr粉末的纯度为4N(99.99wt％)。Si粉末的纯度为5N(99.999wt％)。比较例3的原料粉末中的Cr含量如下述表1所示。比较例3的原料粉末中的Si含量如下述表1所示。
除了上述事项以外，与实施例4同样地制作了比较例3的烧结体。
实施例1～6和比较例1～3各自的烧结体由晶态的CrSi2相和晶态的Si相构成。实施例1～6和比较例1～3各自的烧结体中的Si相的含量示于下述表1。实施例1～6和比较例1～3各自的烧结体的制造方法的概要示于下述表1。对实施例1～6和比较例1～3各自的烧结体的上述测定的结果示于下述的表1和表2。下述表2中的“ppm”是指wt ppm。
[表1]
Figure BDA0003852247400000161
[表2]
Figure BDA0003852247400000171
实施例1～6各自的Cr-Si烧结体与比较例1～3各自的Cr-Si烧结体相比，抗弯强度优异。从溅射中不易破裂、且能够抑制薄膜中的粒子缺陷(颗粒数)的角度而言，实施例4～6各自的Cr-Si烧结体优于比较例1～3各自的Cr-Si烧结体。
产业上的可利用性
例如，本发明的一个方面所涉及的Cr-Si系烧结体可以用作半导体、太阳能电池、汽车用传感器或家电用传感器所具有的薄膜的材料(溅射靶)。

Claims (5)

1.一种Cr-Si系烧结体，其包含Cr和Si，
所述Cr-Si系烧结体包含晶态的CrSi2相和晶态的Si相，
所述Cr-Si系烧结体中所述Si相的含量为40质量％以上，
所述Cr-Si系烧结体相对于所述Cr-Si系烧结体的真密度的相对密度为95％以上，
所述CrSi2相的平均晶粒粒径为40μm以下，
所述Si相的平均晶粒粒径为30μm以下，
所述Cr-Si系烧结体中杂质的含量合计为200质量ppm以下，
所述杂质为选自Mn、Fe、Mg、Ca、Sr和Ba中的至少一种元素。
2.根据权利要求1所述的Cr-Si系烧结体，其中，抗弯强度为100MPa以上。
3.根据权利要求1或2所述的Cr-Si系烧结体，其中，所述Cr-Si系烧结体中的氧含量为1质量％以下。
4.一种溅射靶，其包含权利要求1～3中任一项所述的Cr-Si系烧结体。
5.一种薄膜的制造方法，其包括：通过使用权利要求4所述的溅射靶的溅射来形成薄膜的工序。
CN202180022499.4A 2020-03-26 2021-03-24 Cr-Si系烧结体、溅射靶及薄膜的制造方法 Active CN115298149B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020055755 2020-03-26
JP2020-055755 2020-03-26
PCT/JP2021/012302 WO2021193741A1 (ja) 2020-03-26 2021-03-24 Ｃｒ－Ｓｉ系焼結体、スパッタリングターゲット、及び薄膜の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115298149A CN115298149A (zh) 2022-11-04
CN115298149B true CN115298149B (zh) 2023-06-02

Family

ID=77892238

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180022499.4A Active CN115298149B (zh) 2020-03-26 2021-03-24 Cr-Si系烧结体、溅射靶及薄膜的制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230121940A1 (zh)
EP (1) EP4129954A1 (zh)
JP (1) JPWO2021193741A1 (zh)
KR (1) KR20220157951A (zh)
CN (1) CN115298149B (zh)
TW (1) TWI773218B (zh)
WO (1) WO2021193741A1 (zh)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03130360A (ja) * 1988-12-21 1991-06-04 Toshiba Corp スパッタリング用ターゲットおよびその製造方法
JPH10110264A (ja) * 1996-10-04 1998-04-28 Japan Energy Corp チタンシリサイドスパッタリングタ−ゲット及びその製造方法
CN1243171A (zh) * 1999-08-06 2000-02-02 上海交通大学 含混合稀土元素高阻溅射靶材
JP2004204278A (ja) * 2002-12-25 2004-07-22 Hitachi Metals Ltd シリサイドターゲット材の製造方法
WO2014157054A1 (ja) * 2013-03-26 2014-10-02 Jx日鉱日石金属株式会社 スパッタリング用シリサイドターゲット及びその製造方法
JP2016094671A (ja) * 2011-03-30 2016-05-26 田中貴金属工業株式会社 ＦｅＰｔ−Ｃ系スパッタリングターゲット

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5409517A (en) * 1990-05-15 1995-04-25 Kabushiki Kaisha Toshiba Sputtering target and method of manufacturing the same
JP2997075B2 (ja) * 1991-02-05 2000-01-11 株式会社 ジャパンエナジー スパッタリング用シリサイドターゲット
JPH0820863A (ja) * 1995-06-12 1996-01-23 Toshiba Corp シリサイド膜およびその膜を使用した半導体装置
JP4509363B2 (ja) 2000-12-05 2010-07-21 株式会社東芝 スパッタリングターゲット、スパッタリングターゲットの製造方法、位相シフトマスクブランクの製造方法および位相シフトマスクの製造方法
JP4135357B2 (ja) 2001-11-30 2008-08-20 日鉱金属株式会社 金属シリサイドスパッタリングターゲット及びその製造方法
WO2004032184A2 (en) * 2002-08-06 2004-04-15 Honeywell International, Inc. Low temperature salicide forming materials and sputtering targets formed therefrom
EP2467506B1 (en) 2009-08-21 2014-12-31 Massachusetts Institute of Technology Silicon-rich alloys
CN105331939B (zh) * 2014-08-15 2018-05-11 安泰科技股份有限公司 一种含硅合金靶材及其制备方法
JP6677883B2 (ja) * 2015-10-30 2020-04-08 三菱マテリアル株式会社 スパッタリングターゲット及びスパッタリングターゲットの製造方法
CN106244988B (zh) * 2016-07-31 2019-01-29 包头稀土研究院 一种高阻靶材制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03130360A (ja) * 1988-12-21 1991-06-04 Toshiba Corp スパッタリング用ターゲットおよびその製造方法
JPH10110264A (ja) * 1996-10-04 1998-04-28 Japan Energy Corp チタンシリサイドスパッタリングタ−ゲット及びその製造方法
CN1243171A (zh) * 1999-08-06 2000-02-02 上海交通大学 含混合稀土元素高阻溅射靶材
JP2004204278A (ja) * 2002-12-25 2004-07-22 Hitachi Metals Ltd シリサイドターゲット材の製造方法
JP2016094671A (ja) * 2011-03-30 2016-05-26 田中貴金属工業株式会社 ＦｅＰｔ−Ｃ系スパッタリングターゲット
WO2014157054A1 (ja) * 2013-03-26 2014-10-02 Jx日鉱日石金属株式会社 スパッタリング用シリサイドターゲット及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2021193741A1 (zh) 2021-09-30
WO2021193741A1 (ja) 2021-09-30
US20230121940A1 (en) 2023-04-20
TW202136176A (zh) 2021-10-01
TWI773218B (zh) 2022-08-01
EP4129954A1 (en) 2023-02-08
CN115298149A (zh) 2022-11-04
KR20220157951A (ko) 2022-11-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102646469B1 (ko) Cr-Si 계 소결체
JP5761178B2 (ja) 六ホウ化ランタン焼結体、それを用いたターゲット、六ホウ化ランタン膜、及び該焼結体の製造方法
US20160254128A1 (en) Sputtering target and process for producing it
JP6768575B2 (ja) タングステンシリサイドターゲット及びその製造方法
KR0184725B1 (ko) 고융점 금속 실리사이드 타겟, 그의 제조방법, 고융점 금속 실리사이드 박막 및 반도체장치
CN113652656A (zh) 一种钽-二氧化硅溅射靶材的制备方法
CN115298149B (zh) Cr-Si系烧结体、溅射靶及薄膜的制造方法
US20220275499A1 (en) Sputtering target
KR102316360B1 (ko) 스퍼터링 타깃 및 제조방법
CN115667182A (zh) Cr-Si-C系烧结体
WO2021241522A1 (ja) 金属－Ｓｉ系粉末、その製造方法、並びに金属－Ｓｉ系焼結体、スパッタリングターゲット及び金属－Ｓｉ系薄膜の製造方法
JP2896233B2 (ja) 高融点金属シリサイドターゲット，その製造方法，高融点金属シリサイド薄膜および半導体装置
JP7076093B2 (ja) ストロンチウムを含む薄膜及びその製造方法
US11967493B2 (en) Cr—Si sintered body
JP2021143080A (ja) Ｃｒ−Ｓｉ系焼結体
JP2021188064A (ja) Ｃｒ−Ｓｉ系焼結体
CN116727669A (zh) 铬烧结体及其制造方法、溅射靶以及带铬膜的基板的制造方法
CN115280524A (zh) 热电转换元件的制造方法
JP2022051194A (ja) 珪化物系合金薄膜及びその製造方法
JP2022044768A (ja) スパッタリングターゲット
JP2021152203A (ja) スパッタリングターゲット
JPH09227234A (ja) Ｎｉ金属蒸着用ルツボ
JP2020147822A (ja) ＭｇＯ−ＴｉＯ系スパッタリングターゲットの製造方法
JP2003226959A (ja) ＭｇＯ蒸着材およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant