CN1329552C - 溅射靶及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供通过型锻制造的溅射靶，其特征在于，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的关系为1.0＜D/d＜2.0。另外提供通过改良和钻研锻造工序和热处理工序，使结晶粒径微细和均匀，可以稳定制造特性优异的溅射靶的方法，以及由该方法得到的品质优异的溅射靶。

Description

溅射靶及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过型锻形成的具有复杂三维(立体)结构的溅射靶，及其制造方法。
背景技术
近年来，由材料如金属或陶瓷形成膜的溅射方法在大量领域，如电子工业领域、耐蚀材料和装饰领域、催化剂领域、以及切削/研磨材料和耐磨材料的制造中应用。
溅射法本身是上述领域的公知方法，但最近，特别是在电子领域，需要适于形成复杂形状的膜和形成电路的溅射靶。例如，正在使用具有横截面为帽形或拱顶形、或这些形状的组合的三维(立体)结构的靶。
一般，具有这种三维结构的靶是通过对溶解或铸造金属而形成的锭料或坯料进行热锻，然后进行退火，并进一步进行型锻来制造的。在这种制造方法中，对锭料或坯料进行的热锻将破坏铸造组织，使气孔或偏析扩散或消除，并且通过进一步对其进行退火，将发生再结晶，可以将组织的致密化和强度提高到一定程度。
然后，通过型锻将该锻造的、再结晶的及退火的材料成形为具有规定的三维结构的靶形状，然后进一步进行再结晶退火和矫正退火(straightening annealing)，最后进行表面加工，以制造靶。
这样的靶制造方法尽管在制造普通的平板型靶时没有特别的问题，但是对于具有横截面为帽形或拱顶型或其组合的三维(立体)结构的靶而言，由于在型锻时存在强烈受到塑性变形的部分、和几乎不受到塑性变形的部分，所以在其后的再结晶退火及矫正退火时存在晶粒的尺寸出现异常差异的情况。
例如，尽管面向锻造方向的部分仅受到压缩力，但沿锻造方向的部分，即三维结构的侧壁将受到严苛、强烈的加工。
如上所述，在受到强烈塑性变形的部分和受到弱塑性变形的部分，退火时再结晶的晶粒的粒径将出现显著差别。换句话说，在受到强烈塑性变形的部分结晶变为微细的晶粒，而在受到弱塑性变形的部分结晶变为粗大的晶粒。另外，受到强烈塑性变形和受到弱塑性变形的部分的边界区域将变成微细晶粒和粗大晶粒随机存在、或微细晶粒和粗大晶粒阶段性变化的晶体结构。
一般而言，在进行溅射时，靶的晶体越细，沉积越均匀，并且可以得到具有均匀且稳定的特性、起弧(arcing)或粒子的产生少的膜。
因此，在型锻或其后进行的退火中产生的上述粗糙结晶晶粒和不规则结晶晶粒的存在将增加起弧和粒子的产生，存在溅射膜的品质将变差的大问题。不用说，不可能考虑使用残留有应变的型锻品，这将进一步劣化品质。
根据以上内容，存在通过型锻制造的具有三维结构的溅射靶伴随结晶晶粒变粗大和不均匀将使膜性质劣化的问题。
发明的公开
为克服上述问题，本发明的目的是提供通过改良和钻研锻造工序和热处理工序，使结晶粒径微细和均匀，可以稳定制造特性优异的溅射靶的方法，以及由该方法得到的品质优异的溅射靶。
本发明提供：
1.一种通过型锻制造的溅射靶，其中，具有在直径截面上出现的一个或多个帽形状或拱顶形状的三维结构的靶的开口直径与深度的比为不高于1∶3，并且平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的关系是1.0＜D/d＜2.0；
2.根据第1项的溅射靶，其中靶材料为铜、钛、铝、镍、钴、钽或它们的合金；
3.一种包含六方晶系金属的溅射靶，其中，具有在直径截面上出现的一个或多个帽形状或拱顶形状的三维结构的靶的开口直径与深度的比为不高于1∶3，并且在靶的腐蚀面上，(002)面、及在与其成30°角以内的(103)面、(014)面和(015)面的总X射线衍射强度比为不低于30％，并且变动在平均值的±10％以内；
4.一种制造第1项所述的溅射靶的方法，包括步骤：对锭料或坯料进行热捏合或冷捏合和矫正退火；通过进行冷预成形和再结晶退火调节晶粒；然后进行型锻；和在型锻后进行矫正退火或再结晶退火；
5.一种制造第3项所述的包含六方晶系金属的溅射靶的方法，包括步骤：对锭料或坯料进行热捏合或冷捏合和矫正退火；通过进行冷预成形和再结晶退火调节晶粒；然后进行型锻；和在型锻后进行矫正退火或再结晶退火；
6.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，热捏合或冷捏合中的真应变的总绝对值为不低于4；
7.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，当材料的熔点为Tm时，型锻在不高于0.5Tm的温度下进行；
8.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，当材料的熔点为Tm时，冷预成型后的再结晶退火在不高于0.6Tm的温度下进行；
9.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，当材料的熔点为Tm时，在型锻后在不高于0.6Tm的温度下进行矫正退火或再结晶退火；
10.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，以20～90％的加工比进行冷预成形；
11.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，在冷预成形后进行再结晶退火的结果是：使平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D0与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d0的关系为1.0＜D0/d0＜1.5；
12.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，在冷预成形后进行再结晶退火的结果是：使粒径不高于最终平均结晶粒径的200％；
13.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，在型锻后进行结晶均化退火或矫正退火的结果是：使平均结晶粒径在1～500μm范围内；
14.根据第4或5项的制造溅射靶的方法，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的关系为1.0＜D/d＜2.0。
附图简要说明
图1是型锻成帽形靶的靶结构的示意图；
图2是型锻成横截面呈两个帽形靶连接的形状的靶结构的示意图；和
图3是面定向的测定位置的图。
实施发明的最佳方式
本发明的溅射靶是通过以下步骤制造的。具体地，首先将金属材料如铜、钛、铝、镍、钴、钽、或其合金溶解或锻造，制造锭料或坯料。接下来，对锭料或坯料进行热锻或冷锻和矫正退火。
通过锻造，可以破坏其铸造组织，扩散或消除气孔或偏析。进一步进行退火进行再结晶，并且热锻或冷锻和再结晶退火工序能够提高组织的细度和强度。
作为热锻和冷锻，优选进行捏合锻造(捏制)，并且重复热或冷锻对特性的改善是有效的。另外，尽管再结晶温度随金属的不同而不同，但考虑应变量、以及温度和时间确定最佳温度。
在前述的热捏合或冷捏合中，优选真应变的总绝对值不低于4。这种条件当锻造钽时特别有效。
接下来，进行冷预成形。当材料的熔点为Tm时，该冷预成形控制为不高于0.3Tm，优选不高于0.2Tm。
另外，尽管此时的加工度将随最终需要的结晶粒径的不同而不同，但优选加工度不低于20％。特别优选以50～90％的加工比进行加工。从而，可以在材料中产生强烈的加工应变。
如上所述，进行冷预成形的原因是尽可能地导入更大的加工应变，和在预成形步骤中保持材料的固定温度。结果，导入的应变可以充分扩大，并可以做得均匀。
进行冷预成形后，通过进行再结晶退火调节结晶粒径。当材料的熔点为Tm时，优选冷预成形后的再结晶退火在不高于0.6Tm下进行，优选不高于0.4Tm。
结果，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D0与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d0的关系为1.0＜D0/d0＜1.5。
冷预成形是本发明的重要步骤，通过该步骤，可以在最终步骤中得到具有微细且均匀的结晶的靶。
接下来，对具有微细且均匀的结晶的冷预成形靶进行型锻。这里，在该型锻中包括旋转加工。换句话说，在本说明书中记载的全部型锻中都应包括旋转加工。
另外，型锻后，为使平均结晶粒径在1～500μm的范围内，进行结晶均化退火或矫正退火。
在该型锻中，将存在强烈受到前述应变的部分和几乎不受到这种应变的部分。然而，在受到弱应变的部分，由于结晶晶粒在之前的冷预成形步骤中已调节为微细晶粒，所以与强烈受到应变的其它部分相比，结晶粒径没有显著的区别。
由此，在型锻后进行结晶均化退火或矫正退火的结果是：可以消除内应变，并且可以得到整体上具有基本均匀的结晶粒径的靶。以及，可以得到平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的关系为1.0＜D/d＜2.0的靶。
另外，特别是对于六方晶系溅射靶，可以得到这样的溅射靶：在靶的腐蚀面上，(002)面、及在与该(002)面成30°角以内的(103)面、(014)面和(015)面的总强度比为不低于30％，并且变动在平均值的±10％以内。这种以(002)面为中心的面定向在实现均匀溅射方面是有效的，并且产生了沉积的均匀性。
实施例和比较例
以下通过实施例更详细地说明本发明。这些实施例仅是示例性的，本发明无论如何不受它们的限制。换句话说，本发明应由要求专利的权利要求的范围来限定，应包括本发明的实施例以外的各种变形。
尽管以下的实施例和比较例是以纯铜和纯钛作为例子进行说明的，但使用铝、镍、钴、钽、及其合金也可以得到类似的结果。
(实施例1)
将铜(6N)材料溶解、铸造，制作了锭料。然后，在800℃对该锭料进行热捏合。该热捏合破坏了铸造组织，以及扩散和消除了气孔和偏析，从而得到了具有均匀组织的锻造品。
然后，使用该热捏合的材料，在室温和加工比50％的条件下进行预成形。进行该预成形步骤后，在300℃进行2小时再结晶退火，以调节结晶晶粒。结果，可以将平均结晶粒径调节为85μm的微细、均匀的结晶粒径。
将具有这种微细且均匀的结晶的预成形材料型锻为帽形靶。型锻在280℃进行。型锻后，在300℃进行2小时结晶晶粒均化退火和矫正退火。
图1是前述步骤制造的帽形靶的横截面图。图1的符号C表示帽顶部(hat ceiling portion)，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：91μm，B：86μm，C：112μm，D：79μm和E：92μm，可以制作具有均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝1.46。
以上结果与下面的比较例一起列在表1中。
在型锻中，如上所述，将存在强烈受到应变的部分和几乎不受到应变的部分。在本方法中，在型锻中强烈受到应变的部分在随后的结晶晶粒均化退火步骤中将产生再结晶和晶粒生长。因此，设定了使上述步骤的粒径与在冷预成形和再结晶退火步骤后的粒径一致的适当的晶粒均化退火条件。
另外，在没有强烈受到应变的部分，在之前的冷预成形和再结晶退火步骤中已将结晶粒径调节到微细的粒径。因此，只要进行本发明的退火，就可以避免强烈受到应变的部分和受到弱应变的部分的结晶粒径的显著差异，且不会发生显著的晶粒生长。
求出铜帽形靶的腐蚀面上的(111)面和(200)面的X射线衍射强度比I(111)/I(200)。另外，测定部分是图3所示的各测定部分。另外，与下述实施例2的情况一样，也显示了与随机定向比较时的定向强度比。
测定的结果是：在位置a：2.6、位置b：2.7、位置c：2.9、位置d：2.5、位置e：2.6和位置f：2.5，比随机定向I*(111)/I*(200)更大地向(111)定向，并且在任何位置均没有发现显著的定向变动。结果，很明显由此可以保持靶的均匀性。
(比较例1)
与实施例1同样，将铜(6N)材料溶解、铸造，制作了锭料。然后，对该锭料进行冷捏合，以50％的加工比进行冷预成形，并进一步在300℃进行2小时再结晶退火。同样地将该预成形材料在400℃型锻为帽形靶。
型锻后，在425℃进行结晶晶粒均化退火和矫正退火。此时A～E部分的平均结晶粒径同样地示于表1中。
同样地，符号C表示帽顶部，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：344μm，B：184μm，C：211μm，D：192μm和E：379μm，总体上是粗大化的晶粒。因此，所得到的是具有不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝2.06。
平均粒径的粗大化和粒径的不均匀认为是型锻温度和该型锻后的退火温度过高的结果。
(比较例2)
与实施例1同样，将铜(6N)材料溶解、铸造，制作了锭料。然后，在750℃对该锭料进行预成形。与实施例1一样，在280℃将该预成形材料型锻为帽形靶，并且在这样的型锻后，在300℃进行2小时晶粒均化退火和矫正退火。此时A～E部分的平均结晶粒径同样地示于表1中。这里，在预成形步骤后没有进行再结晶退火。
同样地，符号C表示帽顶部，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：724μm，B：235μm，C：257μm，D：244μm和E：773μm，总体上是进一步粗大化的晶粒。因此，所得到的是具有不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝3.29。
平均粒径的粗大化和粒径的不均匀认为是由于未进行冷预成形而使加工不充分以及预成形后的再结晶退火未进行的结果。
(比较例3)
与实施例1同样，将铜(6N)材料溶解、铸造，制作了锭料。然后，在750℃对该锭料进行预成形。同样地，在650℃将该预成形材料型锻为帽形靶，并且在这样的型锻后，在700℃进行2小时晶粒均化退火和矫正退火。此时A～E部分的平均结晶粒径同样地示于表1中。这里，在预成形步骤后没有进行再结晶退火。
同样地，符号C表示帽顶部，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：2755μm，B：654μm，C：775μm，D：688μm和E：2911μm，总体上是异常粗大化的晶粒。因此，所得到的是具有显著不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝4.45。
平均粒径的粗大化和粒径的不均匀认为是由于未进行冷预成形而使加工不充分以及型锻温度过高的结果。
(比较例4)
与实施例1同样，将铜(6N)材料溶解、铸造，制作了锭料。然后，在400℃对该锭料进行预成形。与实施例一样，在280℃将该预成形材料型锻为帽形靶，并且在这样的型锻后，在300℃进行2小时晶粒均化退火和矫正退火。此时A～E部分的平均结晶粒径同样地示于表1中。这里，在预成形步骤后没有进行再结晶退火。
同样地，符号C表示帽顶部，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：121μm，B：88μm，C：308μm，D：105μm和E：122μm，总体上是比较细的晶粒。因此，所得到的是具有不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝3.50。
平均粒径的粗大化和粒径的不均匀认为是由于未进行冷预成形而使加工不充分的结果。
表1
预成形 再结晶 型锻 退火                 平均结晶粒径(μm) D/d
  A   B   C   D   E
  实施例1   冷   300℃   280℃   300℃   91   86   112   79   92   1.42
  比较例1   冷   300℃   400℃   425℃   344   184   211   192   379   2.06
  比较例2   750℃   -   280℃   300℃   724   235   257   244   773   3.29
  比较例3   750℃   -   650℃   700℃   2755   654   775   688   2911   4.45
  比较例4   400℃   -   280℃   300℃   121   88   308   105   122   3.50
(实施例2)
将钛(4N5)材料溶解、铸造，制作了锭料。然后，在650℃对该锭料进行圆柱形锻造(cylindrical forging)，制作了坯料。这里，真应变的总绝对值为4。
然后，使用该坯料，在室温和50％的加工比的条件下进行预成形。进行预成形步骤后，在500℃进行2小时再结晶退火以调节晶粒。结果，可以将平均结晶粒径调节为35μm的微细、均匀的结晶粒径。
将具有这种微细且均匀的结晶的冷预成形材料型锻为帽形靶。型锻在450℃进行。型锻后，在500℃进行2小时结晶晶粒均化退火和矫正退火。
由于前述步骤制造的帽形靶的横截面与图1相同，故将参照图1作如下说明。图1的符号C表示帽顶部，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：37μm，B：31μm，C：34μm，D：29μm和E：39μm，可以制作具有均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝1.35。
以上结果与下面的比较例一起列在表2中。
另外，求出帽形靶的腐蚀面上的(002)面及在(002)面成30°角以内的(103)面、(014)面和(015)面的总强度比(这里，其应为(002)面定向率)。另外，测定的部分是下述的图3所示的各测定位置。
如下所述求出强度比。I(hkl)是通过X射线衍射求得的(hkl)面的衍射峰强度。I*(hkl)是JCPDS(粉末衍射标准联合委员会，JointCommittee of Power Diffraction Standard)卡的相对强度(指完全随机定向时的强度)。因此，I(hkl)/I*(hkl)表示与随机定向比较的(hkl)面的归一化定向强度。
∑[I(hkl)/I*(hkl]是归一化强度比的合计。因此，(002)面定向率可以通过[I(002)/I*(002)+I(103)/I*(103)+I(014)/I*(014)+I(015)/I*(015)]/∑[I(hkl)/I*(hkl)]计算。
根据以上内容，图3的测定位置b的面定向测定结果是：得到了(002)面强度比6.3％，(103)面的强度比9.9％，(014)面的强度比8.2％，和(015)面的强度比7.3％，强度比的合计为34.3％。
同样地，在图3的帽形靶的a、b(如上所述)、c、d、e、f和g各位置分别测定的强度比的合计结果是：位置a：34.3％，位置b(如上所述)：34.3％，位置c：44.0％，位置d：43.2％，位置e：44.9％，位置f：37.1％，和位置g：43.3％。根据以上结果，在任一位置(002)面和在与(002)面成30°角以内的(103)面、(014)面和(015)面的总强度比为40±10％，由此可以得到定向的变动最小、均匀性优异的良好的靶。
(比较例5)
使用与实施例2一样的圆柱形锻造坯料，以50％的加工比进行冷预成形。在700℃对将预成形材料进行型锻，型锻后，在750℃进行结晶晶粒均化退火和矫正退火。此时A～E部分的平均结晶粒径同样地如表2所示。
同样地，符号C表示帽顶部，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：346μm，B：140μm，C：199μm，D：156μm和E：325μm，总体上是粗大化的晶粒。因此，所得到的是具有不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝2.47。
平均粒径的粗大化和粒径的不均匀认为是型锻温度及该型锻后的再结晶退火温度过高的结果。
(比较例6)
使用与实施例2一样的圆柱形锻造坯料，在500℃进行热预成形。与比较例2一样，在450℃对将预成形材料进行型锻，型锻后，在500℃进行结晶晶粒均化退火和矫正退火。此时A～E部分的平均结晶粒径同样地如表2所示。这里，预成形步骤后的再结晶退火没有进行。
同样地，符号C表示帽顶部，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：124μm，B：45μm，C：66μm，D：53μm和E：133μm，总体上是较细的晶粒。然而，凸缘A和E变得粗大，并且所得到的是具有不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝296。
平均粒径的粗大化和粒径的不均匀认为是由于未进行冷预成形而使加工不充分以及冷预成形后的再结晶退火没有进行的结果。
(比较例7)
使用与实施例一样的圆柱形锻造坯料，在750℃进行热预成形。在450℃对将预成形材料进行型锻，型锻后，在500℃进行结晶晶粒均化退火和矫正退火。此时A～E部分的平均结晶粒径同样地如表2所示。这里，预成形步骤后的再结晶退火没有进行。
同样地，符号C表示帽顶部，A和E表示凸缘部，B和D表示侧部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：156μm，B：56μm，C：87μm，D：61μm和E：177μm，比比较例6的晶粒粗大。因此，所得到的是具有不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝2.90。
平均粒径的粗大化和粒径的不均匀认为是由于未进行冷预成形而使加工不充分以及冷预成形后的再结晶退火没有进行的结果。
表2
预成形 再结晶 型锻 退火               平均结晶粒径(μm) D/d
 A  B  C  D  E
 实施例2  冷  500℃  450℃  500℃  37  31  34  29  39  1.35
 比较例5  冷  500℃  700℃  750℃  346  140  199  156  325  2.47
 比较例6  500℃  -  450℃  500℃  124  45  66  53  133  2.96
 比较例7  750℃  -  450℃  500℃  156  56  87  61  177  2.90
(实施例3)
将铜(6N)材料溶解、铸造，制作了锭料。然后，在800℃对该锭料进行热捏合。该热捏合破坏了铸造组织，以及扩散和消除了气孔和偏析，从而得到了具有均匀组织的锻造品。
然后，使用该热捏合的材料，在室温和加工比50％的条件下进行预成形。进行该预成形步骤后，在300℃进行2小时再结晶退火，以调节结晶晶粒。结果，可以将平均结晶粒径调节为85μm的微细、均匀的结晶粒径。
将具有这种微细且均匀的结晶的预成形材料型锻为横截面呈两个帽形靶连接的靶形状。型锻在280℃进行。型锻后，在300℃进行2小时结晶晶粒均化退火和矫正退火。
图2是前述步骤制造的靶的横截面图。图2的符号C表示帽顶部，A表示凸缘部，B和D表示侧部，E表示帽连接部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：100μm，B：94μm，C：118μm，D：96μm和E：92μm，可以制作具有均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝1.28。
以上结果与下面的比较例一起列在表3中。
表3
 预成形  再结晶  型锻  退火           平均结晶粒径(μm)  D/d
A B C D E
 实施例3  冷  300℃  280℃  300℃  100  94  118  96  92  1.28
 比较例8  400℃  -  280℃  300℃  127  123  278  101  113  2.46
(比较例8)
制作了与实施例3同样的铜(6N)锭料。然后，在400℃通过热锻造对该锭料进行预成形。与实施例4一样，将该预成形材料型锻为横截面呈两个帽形靶连接的靶形状。型锻后，在300℃进行结晶晶粒均化退火和矫正退火。
此时的A～E部分的平均结晶粒径同样地示于表3中。这里，预成形步骤后的再结晶退火没有进行。
同样地，符号C表示帽顶部，A表示凸缘部，B和D表示侧部，E表示连接部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：127μm，B：123μm，C：278μm，D：101μm和E：113μm，总体上是比较细的晶粒。然而，中央部C变得粗大，并且所得到的是具有不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝2.46。平均粒径的粗大化和粒径的不均匀认为是由于未进行冷预成形而使加工不充分的结果。
(实施例4)
将钽(5N)材料溶解，并进行电子束(EB)铸造，制作了锭料。然后，重复在室温下对该锭料进行捏合及在1200℃进行矫正退火，制作了真应变的总绝对值为8的坯料。
然后，使用该坯料，在室温和70％的加工比的条件下进行压延预成形。进行该预成形步骤后，在900℃进行2小时再结晶退火，以调节结晶晶粒。结果，可以将平均结晶粒径调节为75μm的微细、均匀的结晶粒径。
将具有这种微细且均匀的结晶的预成形材料进行旋转加工，从而形成横截面呈两个帽形靶连接的靶形状。旋转加工在室温下进行。然后，在925℃进行2小时结晶晶粒均化退火和矫正退火。
由于前述步骤制造的连接的帽形靶的横截面与图2同样，所以根据图1作以下说明。图1的符号C表示帽顶部，A表示凸缘部，B和D表示侧部，E表示帽连接部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：87μm，B：76μm，C：71μm，D：82μm和E：80μm，可以制作具有均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝1.23。
以上结果与下面的比较例一起列在表4中。
表4
  捏合锻造比   预成形   再结晶   型锻   退火          平均结晶粒径(μm)   D/d
A B C D E
  实施例4   8   冷   900℃   室温   925℃   87   76   71   82   80   1.23
  比较例9   低于4   冷   900℃   室温   925℃   89   147   78   72   88   2.04
(比较例9)
与实施例4同样，将钽(5N)材料溶解和EB铸造，制作了锭料。然后，在室温下对该锭料进行铸造，制作了坯料。这里，真应变的总绝对值不高于4。
然后，使用该坯料，在室温和70％的加工比的条件下进行压延预成形。进行该预成形步骤后，在900℃进行2小时再结晶退火，但是平均结晶粒径根据位置变动，为80～150μm。
将冷压延的预成形材料进行旋转加工，从而形成横截面呈两个帽形靶连接的靶形状。旋转加工在室温下进行。然后，在925℃进行2小时结晶晶粒均化退火和矫正退火。
同样地，符号C表示帽顶部，A表示凸缘部，B和D表示侧部，E表示帽连接部，并且所有这些部分均在靶侧(溅射时受到腐蚀的一侧)上。
平均粒径分别为A：89μm，B：147μm，C：78μm，D：72μm和E：88μm，仅一侧即侧壁变得粗大，并且所得到的是具有不均匀粒径的靶，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的比D/d＝2.04。
结晶粒径的部分粗大化认为是在捏合锻造时的捏合不充分的结果。结果，铸造的一次结晶不能被完全破坏，并且该靶在保持一次结晶分布的同时成形为最终形状。
发明效果
本发明提供通过型锻制造具有三维结构的溅射靶的方法，其特征在于，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的关系为1.0＜D/d＜2.0。结果，产生的优异效果是：在溅射时可以抑制起弧和粒子的产生，并且得到具有均匀和稳定的特性的膜。

Claims (14)

1.一种通过型锻制造的溅射靶，其中，具有在直径截面上出现的一个或多个帽形状或拱顶形状的三维结构的靶的开口直径与深度的比为不高于1∶3，并且平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的关系是1.0＜D/d＜2.0。
2.根据权利要求1的溅射靶，其中靶材料为铜、钛、铝、镍、钴、钽或它们的合金。
3.一种包含六方晶系金属的溅射靶，其中，具有在直径截面上出现的一个或多个帽形状或拱顶形状的三维结构的靶的开口直径与深度的比为不高于1∶3，并且在靶的腐蚀面上，(002)面、及在与其成30°角以内的(103)面、(014)面和(015)面的总X射线衍射强度比为不低于30％，并且变动在平均值的±10％以内。
4.一种制造权利要求1所述的溅射靶的方法，包括步骤：对锭料或坯料进行热捏合或冷捏合和矫正退火；通过进行冷预成形和再结晶退火调节晶粒；然后进行型锻；和在型锻后进行矫正退火或再结晶退火。
5.一种制造权利要求3所述的包含六方晶系金属的溅射靶的方法，包括步骤：对锭料或坯料进行热捏合或冷捏合和矫正退火；通过进行冷预成形和再结晶退火调节晶粒；然后进行型锻；和在型锻后进行矫正退火或再结晶退火。
6.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，热捏合或冷捏合中的真应变的总绝对值为不低于4。
7.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，当材料的熔点为Tm时，型锻在不高于0.5Tm的温度下进行。
8.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，当材料的熔点为Tm时，冷预成型后的再结晶退火在不高于0.6Tm的温度下进行。
9.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，当材料的熔点为Tm时，在型锻后在不高于0.6Tm的温度下进行矫正退火或再结晶退火。
10.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，以20～90％的加工比进行冷预成形。
11.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，在冷预成形后进行再结晶退火的结果是：使平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D0与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d0的关系为1.0＜D0/d0＜1.5。
12.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，在冷预成形后进行再结晶退火的结果是：使粒径不高于最终平均结晶粒径的200％。
13.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，在型锻后进行结晶均化退火或矫正退火的结果是：使平均结晶粒径在1～500μm范围内。
14.根据权利要求4或5的制造溅射靶的方法，其中，平均结晶粒径最大的部分的平均结晶粒径D与平均结晶粒径最小的部分的平均结晶粒径d的关系为1.0＜D/d＜2.0。
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