JP2007031827A - スパッタターゲット製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】無傷のビレット材を製造することにより、改善されたＰＴＦを有し、欠陥のない化学的に均質なスパッタターゲットを提供する。
【解決手段】合金系に対応する組成となるよう純元素又は母合金からなる複数の原料を調製し(Ｓ４０２)、複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン(Ａｒ)雰囲気中で液状態まで加熱して合金系に対応する溶融合金を形成し(Ｓ４０４)、溶融合金を凝固させてインゴットを形成し(Ｓ４０５)、インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成し(Ｓ４０６)、拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料とし(Ｓ４０７)、均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料とし(Ｓ４０８)、高密度均質材料を熱間圧延し(Ｓ４０９)、高密度均質材料を冷間圧延し(Ｓ４１０)、高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する(Ｓ４１１)。
【選択図】図１

Description

本発明は、スパッタターゲット製造方法に関し、より詳しくは、改善されたパススルーフラックス（以下、ＰＴＦとする）を有し、欠陥のない化学的に均質なスパッタターゲットを製造するための無傷なビレット材を製造する凝固方法に関する。

直流（ＤＣ）マグネトロンスパッタリングプロセスは、例えば半導体表面を被覆したり、磁気記録媒体の表面に膜を形成したりするような、精密に制御された厚さ及び狭い原子比公差内の薄膜材料付着物を基板上に形成する種々の分野に用いられている。普通の構成の一つとして、ターゲットの背面に磁石を配置することにより長円形状の磁場をスパッタターゲットに付与する。これにより、電子が、スパッタターゲット近傍で捕捉され、アルゴンイオンの生成を改善し、スパッタリング速度を増加させる。このプラズマ内のイオンはスパッタターゲット表面に衝突してスパッタターゲットがその表面から原子を放出する。陰極のスパッタターゲットと被覆される陽極の基板との間の電圧差で、放出された原子が基板表面に所望の膜を形成する。

一般的に、コバルト（Ｃｏ）、クロム（Ｃｒ）、鉄（Ｆｅ）やニッケル（Ｎｉ）の合金を主成分とするスパッタターゲットは、伝統的なインゴット冶金方法で製造される。これらの冶金方法の意図しない副次的な悪影響として、凝固先端での溶質再分布及び液相内の対流が鋳放し製品内に深刻な化学的偏析を生じさせる可能性がある。更に、鋳造作業中にガスの閉じ込めが生じるので、鋳放しインゴットのガス巣がもう１つの重大なことであり、ガス孔を密封するために利用できる熱間加工がない。

均一な粒子成長は、凝固中のインゴットからの均一且つ素早い熱放出によってのみ可能であるので、一般的な鋳放しインゴットのミクロ組織は不均一である。この素早く均一な熱放出が不十分であるために、一般的な鋳放しインゴットのミクロ組織は、インゴット中央に等軸晶組織を有し、その表面は柱状晶組織で囲まれている。

コバルト（Ｃｏ）を主成分とするスパッタターゲットの製造に関して、従来方法は、中間純度（９９．９％）の原料を高純度（≧９９．９９％）に真空誘導溶解（ＶＩＭ）する工程と、真空雰囲気或いは低圧の不活性ガス雰囲気で銅（Ｃｕ）、グラファイト、或いはセラミックの鋳型で溶融合金を鋳造する工程を含み、そして、鋳放しインゴットの厚さを、圧延装置を所定回数通した後に所望のターゲット厚さをもたらすために予め設定しなければならない。凝固中に化学的な偏析を起こす傾向のあるいくつかの合金に対しては、７２時間に達する長い均質化焼きなましが、欠陥を軽減するために必要とされる。

その製造工程中、熱間圧延が、粒子サイズを微細化し、ミクロ組織を均質化し、気孔を除去するために用いられる。その熱間圧延処理は、いくつかの圧下工程を必要とし、１０時間を越えて継続する可能性がある。クロム（Ｃｒ）含有量が１８at.％より少ない合金に対しては、冷間圧延もまたターゲットのＰＴＦを増大するために用いられが、加工品はしばしば冷間圧延中に割れ、歩留まりに深刻な影響を与える。

上述したように、従来のスパッタターゲット製造方法は、材料の投入から生産まで多大な時間を要し、且つ、能率的でない傾向がある。ホウ素（Ｂ）、リン（Ｐ）の含有量が高い合金或いはＦｅ−Ｃｏ−Ｂ，Ｎｉ−Ｐ及びＣｏ−Ｔａ−Ｚｒのような難溶性成分含有合金を含む合金に対しては、その合金自体の脆性が高温であってもいかなる金属加工処理をも困難にさせる。

非混和性或いは不溶性の成分を含有する合金を扱う場合、従来のインゴット冶金法は無傷のインゴット鋳造品を提供できない。ここで、非混和性とは液相内で生じる非混和を示す。図１９の状態図に示すように、例えばＡｇ−Ｃｏ合金系は、１４８９℃より高温で２つの液相線Ｌ₁，Ｌ₂によって区切られた混和ギャップを示す。コバルト（Ｃｏ）への銀（Ａｇ）の液相状態の溶解度は、１４８９℃で実質的にゼロであり、１７００℃で略１at.（原子）％である。この温度範囲内のいかなる溶融Ａｇ−Ｃｏ合金についても、銀（Ａｇ）成分は分離する傾向があり、液相コバルト（Ｃｏ）内で分離した純銀（Ａｇ）の溜り場を形成する。銀（Ａｇ）含有量にもよるが、これら溜り場は鋳放し組織内に１センチメートルに達する大きな固体粒子を生じさせる。

別の相分離プロセスでは、前述したように、インゴット表面に流出する銀（Ａｇ）からも明らかなように、残留する液状の銀（Ａｇ）が、凝固するコバルト（Ｃｏ）が縮小するにつれてインゴット塊の外側に押し出される。図２０のＡｕ−Ｃｏ状態図と図２１のＣｏ−Ｃｕ状態の両方は、金（Ａｕ）と銅（Ｃｕ）のそれぞれがコバルト（Ｃｏ）内への非常に限られた固溶度を有することを示す。両ケースでは、コバルト（Ｃｏ）濃度の高い合金の平衡相は、実際には、純コバルト（εＣｏ）と金（Ａｕ）或いはコバルト（εＣｏ）と銅（Ｃｕ）の２相固溶体を含む。

金（Ａｕ）或いは銅（Ｃｕ）の固溶体は、一般的には、個々の粒子として分離するか、コバルト（Ｃｏ）合金内の初晶（εＣｏ）相の粒界で成長する傾向がある。銀（Ａｇ）（９６２℃），金（Ａｕ）（１０６４℃）及び銅（Ｃｕ）（１０８５℃）の低い溶融温度を考えると、これらの非混和性及びコバルト（Ｃｏ）内への限られた固溶度は、実用的なインゴットの熱機械的及びＨＩＰの各処理温度に関して別の制限が加わる。

これら自体の本来的な脆性から、ホウ素（Ｂ）含有量が高く又難溶性成分を含有するコバルト（Ｃｏ）合金の熱間圧延処理は、１０５０℃〜１１００℃の温度範囲で実施され、割れや他の圧延欠陥を避けるようにする。熱機械的及びＨＩＰ処理のためにインゴットを再加熱したときの、銀（Ａｇ）、金（Ａｕ）及び銅（Ｃｕ）の初期融解を避けるために、合金の相組成を変えなければならない。

従って、従来の製造方法の欠陥を克服するスパッタターゲット製造方法を提供することが望ましい。特に、改善されたＰＴＦ特性を有し、欠陥のない化学的に均質なスパッタターゲット用の無傷のビレット材を製造する改良されたスパッタターゲット製造方法を提供することが望ましい。

本発明は、スパッタターゲット製造方法に関し、より詳しくは、スパッタ材を得る凝固方法に関する。本発明による製造方法は、改善されたＰＴＦを有し、欠陥のない化学的に均質なスパッタターゲットを製造するための極めて無傷のビレット材を製造する。

本発明による製造方法は、粉末冶金合金形成、従来と異なる急速凝固方法及び粉末の圧密化ないし圧粉化並びに圧密化後の各工程を、改善された特性を有するスパッタリングターゲットを生成するために含む。ターゲットの化学的均質性、製造された鋳塊の健全性或いはＰＴＦ特性を低下させることなく、製造時間が著しく短縮される。本製造方法と得られるスパッタリング材特性は、低モーメント（クロム（Ｃｒ）含有量＞１８at.％）から高モーメント（クロム（Ｃｒ）含有量＜１８at.％）の広い範囲のコバルト（Ｃｏ）合金に適用する。クロム（Ｃｒ），鉄（Ｆｅ）或いはニッケル（Ｎｉ）を主成分とする各合金も同様に適用できる。

第１の構成によれば、本発明は、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂（ここで、Ｘ₁は、銅（Ｃｕ），銀（Ａｇ）又は金（Ａｕ）を表し、Ｘ₂は、チタン（Ｔｉ），バナジウム（Ｖ），イットリウム（Ｙ），ジルコニウム（Ｚｒ），ニオブ（Ｎｂ），モリブデン（Ｍｏ），ルテニウム（Ｒｕ），ロジウム（Ｒｈ），ランタン（Ｌａ），ハフニウム（Ｈｆ），タンタル（Ｔａ），タングステン（Ｗ）又はイリジウム（Ｉｒ）を表す）として定式化されたコバルト（Ｃｏ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法である。本製造方法は、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱してＣｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的に（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する溶融合金を形成する工程とを含む。また、本製造方法は、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程、前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程及び前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程も含む。更に、本製造方法は、前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、前記高密度均質材料を随意的に熱間或いは冷間圧延する工程及び前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程を含む。

縮小した粒子サイズと細かく分散した二次相はスパッタリングプロセスの改善と粒子放出の最小化のために望ましいので、急速凝固は縮小したスケールのミクロ組織的特徴を生成するための手段を提供する。顕微鏡観察レベルで、急速凝固で得られたミクロ組織は極めて化学的に均一であり、その組成式の範囲内で媒体膜の付着物のための優れた供給源として対応したターゲット材を作る。

急速凝固は、高温での圧粉中や熱機械的作業中における大部分の熱サイクルに耐えることができる非平衡ミクロ組織を生成する。噴霧法の場合、その合金の熱伝導率と固有の熱容量によっては、非常に高い冷却速度により、平均粒径が最大で３５０μｍの非常に小さい粉末粒子を可能にする。

前記Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ合金系については、本製造方法は、更に、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ合金系の固相線温度より低い温度で前記高密度均質材料を熱間圧延する工程を含む。

更に、前記圧粉工程は、前記均質合金粉末材料を容器に詰める工程と、均質合金粉末材料を詰めた容器を３００℃〜６００℃の範囲の温度で１０^-2〜１０^-3torr（トル＝ｍｍＨｇ）の真空レベルまで減圧する工程と、減圧した容器を密封する工程と、密封した容器を加圧型熱間静水圧圧縮容器内で３００℃〜１３００℃の範囲の温度で平方インチ（約６．５ｃｍ²）当り１０キロポンド〜４５キロポンド（約４５３６ｋｇ〜約２０４１２ｋｇ）の範囲の圧力まで加圧する工程とを含む。

前記複数の原料の１つは、０．２at.％〜２．０at.％の範囲の純銀（Ａｇ）からなり、この場合、前記高密度均質材料を、９６２℃より低い温度で熱間圧延する。更に、前記複数の原料の１つは、純金（Ａｕ）からなり、この場合、前記高密度均質材料を、１０６５℃より低い温度で熱間圧延する。更にまた、前記複数の原料の１つは純銅（Ｃｕ）からなり、この場合、前記高密度均質材料を、１０８５℃より低い温度で熱間圧延する。

更に、前記調製工程は、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように、所定重量割合のＡｇ−Ｐｔ母合金粉末、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂと随意的なＸ₂の母合金粉末及び白金（Ｐｔ）を混合する工程を含む。前記高密度均質材料を、１１８６℃より低い温度或いは１０３０℃より低い温度で熱間圧延する。

更に、前記調製工程は、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（１．５−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（１．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるよう、所定重量割合のＡｕ−Ｃｒ母合金粉末、Ｃｏ−Ｂ−Ｐｔと随意的なＸ₂の母合金粉末及びクロム（Ｃｒ）とＣｏ−Ｃｒ母合金粉末とのどちらかを混合する工程を含む。前記高密度均質材料を、１１６０℃より低い温度或いは１０７０℃より低い温度で熱間圧延する。

更に、前記調製工程は、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁と随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように、所定重量割合のＣｕ−Ｐｔ母合金粉末、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂと随意的なＸ₂の母合金粉末及び白金（Ｐｔ）を混合する工程を含む。前記高密度均質材料を、１１８６℃より低い温度或いはＣｏ−Ｃｒ−Ｂ母合金の固相線温度より低い温度で熱間圧延する。

前記複数の原料は、純元素のコバルト（Ｃｏ），クロム（Ｃｒ），白金（Ｐｔ），ホウ素（Ｂ），Ｘ₁及び／又はＸ₂、及び／又は、Ｃｏ−Ｃｒ，Ｃｏ−Ｂ，Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂ，Ａｇ−Ｐｔ，Ａｕ−Ｃｒ及び／又は、Ｃｕ−Ｐｔ母合金からなる。

前記拡散溶融合金の急速凝固速度は、１０⁴℃／ｓ以下或いは１０^７℃／ｓ以下の速度で生じ、噴霧法、溶融スピニング法、或いは、溶射成形を用いる。そして、前記拡散溶融合金を、２５μｍ〜３５０μｍの範囲の平均粒径を有する均質合金粉末材料となるように急速凝固する。少なくとも第１のホウ化物相が均質合金粉末材料で形成され、この場合、前記第１のホウ化物相がＣｏＢ₃或いはＣｏＢ₃とＣｏ₂Ｂの混合物からなり、前記ホウ化物のサイズは２μｍより小さい。

Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁又は（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系では、一次相が均質合金粉末材料で形成され、この場合、前記一次相はＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｐｔ又はＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｘ₂−Ｐｔからなる拡張固溶体である。前記一次相は、２at.％以下の銀（Ａｇ）又は７．５at.％以下の金（Ａｕ）又は７．５at.％以下の銅（Ｃｕ）を含むＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｐｔ又はＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｘ₂−Ｐｔからなる拡張固溶体である。

第２の構成によれば、本発明は、Ｃｒ−（２−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（２−２０at.％）Ｃとして定式化されたクロム（Ｃｒ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法である。本製造方法は、Ｃｒ−（７−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（５−２５at.％）Ｃ合金系に対応する組成となるように純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱してＣｒ−（７−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（５−２５at.％）Ｃ合金系に対応する溶融合金を形成する工程とを含む。また、本製造方法は、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程とを含む。更に、本製造方法は、前記均質合金粉末材料を圧粉してＣｒ−（２−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（２−２０at.％）Ｃの混合組成に対応する高密度均質材料にする工程と、高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程とを含む。

更に、本製造方法は、前記均質合金粉末材料に純クロム（Ｃｒ）粉末を混合する工程を含む。前記均質Ｃｒ−（２−２０at.％）Ｂ合金粉末材料は、過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体及び／又はミクロン以下のＣｒ₂Ｂホウ化物を含む過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体からなるミクロ組織、或いは、ミクロン以下のＣｒ₂₃Ｂ₆炭化物を含む過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体からなるミクロ組織を有する。

第３の構成によれば、本発明は、Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄとして定式化された鉄（Ｆｅ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法である。本製造方法は、Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄ合金系に対応する組成となるように純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱してＦｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄ合金系に対応する溶融合金を形成する工程とを含む。また、本製造方法は、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程とを含む。更にまた、本製造方法は、前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、前記高密度均質材料を熱間圧延する工程と、前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程とを含む。

Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ合金系に関しては、前記高密度均質材料を固相線温度より低い温度で熱間圧延する。少なくとも第１のホウ化物相が、均質合金粉末材料で形成され、この場合、前記第１のホウ化物相が準安定状態のＦｅ₃Ｂホウ化物或いは準安定状態のＦｅ₃Ｂホウ化物と平衡状態のＦｅ₂Ｂホウ化物の混合物からなる。

第４の構成によれば、本発明は、Ｎｉ−（１０−５０at.％）Ｐとして定式化されたニッケル（Ｎｉ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法である。本製造方法は、Ｎｉ−（１０−５０at.％）Ｐ合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱してＮｉ−（１０−５０at.％）Ｐ合金系に対応する溶融合金を形成する工程とを含む。また、本製造方法は、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程とを含む。更にまた、本製造方法は、前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程とを含む。

前記均質合金粉末材料は、１０μｍより小さいＮｉ₃Ｐリン化物を有する過飽和ニッケル（Ｎｉ）固溶体を有する。

下記の好ましい実施形態の記載において、同記載の一部をなす添付図面を参照して本発明を実施する特定の実施形態について説明する。尚、他の諸実施形態を利用することが可能であり、且つ、本発明を逸脱しない範囲で種々の変更が可能であることを理解すべきである。

本発明は、従来の製造方法の欠陥を克服するスパッタターゲット製造方法を提供する。特に、改善されたＰＴＦ特性を有し、欠陥のない化学的に均質なスパッタターゲット用の非常に無傷のビレット材を製造する改良されたスパッタターゲット製造方法を提供する。

図１は、本発明の第１の構成による、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂（ここで、Ｘ₁は、銅（Ｃｕ），銀（Ａｇ）又は金（Ａｕ）を表し、Ｘ₂は、チタン（Ｔｉ），バナジウム（Ｖ），イットリウム（Ｙ），ジルコニウム（Ｚｒ），ニオブ（Ｎｂ），モリブデン（Ｍｏ），ルテニウム（Ｒｕ），ロジウム（Ｒｈ），ランタン（Ｌａ），ハフニウム（Ｈｆ），タンタル（Ｔａ），タングステン（Ｗ）又はイリジウム（Ｉｒ）を表す）として定式化されたコバルト（Ｃｏ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法を示すフローチャートである。簡潔的には、本製造方法は、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱してＣｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的に（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する溶融合金を形成する工程とを含む。また、本製造方法は、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程も含む。更に、本製造方法は、前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、前記高密度均質材料を随意的に熱間或いは冷間圧延する工程と、前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程とを含む。従って、本製造方法は、改善された性能を有するスパッタリングターゲット製造用の従来とは異なる合金調製方法であり、従来の鋳造方法で遭遇する問題を解決する。

より詳細には、ステップ４０１で、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂（ここで、Ｘ₁は、銅（Ｃｕ），銀（Ａｇ）又は金（Ａｕ）を表し、Ｘ₂は、チタン（Ｔｉ），バナジウム（Ｖ），イットリウム（Ｙ），ジルコニウム（Ｚｒ），ニオブ（Ｎｂ），モリブデン（Ｍｏ），ルテニウム（Ｒｕ），ロジウム（Ｒｈ），ランタン（Ｌａ），ハフニウム（Ｈｆ），タンタル（Ｔａ），タングステン（Ｗ）又はイリジウム（Ｉｒ）を表す）として定式化されたコバルト（Ｃｏ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法が開始される。

ステップ４０２で、純元素又は母合金からなる複数の原料を、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように調製する。コバルト（Ｃｏ）を主成分とする合金については、銀（Ａｇ），金（Ａｕ）或いは銅（Ｃｕ）を、信号対雑音比の改善因子として添加する。これら元素は、コバルト（Ｃｏ）に混じらないので、従来方法を用いる場合、これら元素は、鋳造時にコバルト（Ｃｏ）溶液から分離したり、銀（Ａｇ），金（Ａｕ）或いは銅（Ｃｕ）の溜り場を形成する傾向があり、後で凝固して明確な集合体になるか或いはインゴット表面に流出する。

図２は、本発明の第１の構成における一実施態様による、より詳細にステップ４０２の調製工程を示すフローチャートである。一般的に、ステップ４０２の調製工程は、更に、所望の合金系に対応する組成となるように所定重量割合の母合金粉末と合金元素（或いは複数の合金元素）を混合する工程を備える。

よい詳しくは、１つの態様によれば、ステップ５０１で、プロセスが開始され、ステップ５０２Ａで、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように、所定重量割合のＡｇ−Ｐｔ母合金粉末、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂと随意的なＸ₂の母合金粉末及び白金（Ｐｔ）を混合し、ステップ５０４で、プロセスは終了する。この態様によれば、高密度均質材料を、１１８６℃より低い温度或いは１０３０℃より低い温度で熱間圧延する（後述のステップ４０９参照）。尚、この熱間圧延工程は省略してもよい。

この特定の態様によれば、Ａｇ−Ｐｔ合金を、原料を溶解した実質的に純銀（Ａｇ）と白金（Ｐｔ）からなる複数の原料を用いて調製し、この場合、所定の白金（Ｐｔ）含有量は、約１０at.％〜９０at.％であり、好ましくは４０at.％〜４２at.％である。複数の原料を完全に液状態まで加熱し、実質的に同じ所定の白金（Ｐｔ）含有量を有する溶融合金を形成し、その溶融合金を凝固してインゴットを形成する。このＡｇ−Ｐｔインゴットを完全に液状態まで再加熱し、急速凝固してＡｇ−Ｐｔ合金粉末材料にする。

図３は、Ａｇ−Ｐｔ状態図であり、銀（Ａｇ）の豊富な液相（Ｌ）と白金（Ｐｔ）固溶体を含む包晶反応が、略１１８６℃で起こることを示している。約４０．６at.％の白金（Ｐｔ）を含有する合金の場合、同じ組成の銀（Ａｇ）固溶体が生成される。含有量が４０．６％at.％より少ない銀（Ａｇ）合金は、開始点が破線の固相線で決定されるような加熱で初期融解を示す。

後の噴霧処理温度条件に依存して、ＣｏＣｒＰｔＢＸ₁或いはＣｏＣｒＰｔＢＸ₁−Ｘ₂合金の製造用出発原料を、Ａｇ−Ｐｔ合金とＣｏＣｒＢ（Ｐｔ）又はＣｏＣｒＢ（Ｐｔ）Ｘ₁を含む２つの予め合金化された粉末に分け、バランスをとるために白金（Ｐｔ）粉末を添加する。そのような処方は、銀（Ａｇ）含有合金について最大で１１８６℃までの加熱処理温度範囲を与え、ターゲットの至るところに銀（Ａｇ）の分散を保証する。図４及び図５の状態図に示されるように、最大で１１６０℃までの広い加熱処理温度範囲や銅（Ｃｕ）含有合金についてより一層高い温度を提供するために、予め合金化されたＡｕ−Ｃｒ或いはＣｕ−Ｐｔ粉末を用いることによって、同様の技術を金（Ａｕ）或いは銅（Ｃｕ）含有合金に対して試みることができる。

第２の別の実施態様によれば、ステップ５０１で、プロセスが開始され、ステップ５０２Ｂで、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（１．５−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（１．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるよう所定重量割合のＡｕ−Ｃｒ母合金粉末、Ｃｏ−Ｂ−Ｐｔと随意的なＸ₂の母合金粉末及びクロム（Ｃｒ）とＣｏ−Ｃｒ母合金粉末のどちらかを混合し、ステップ５０４で、プロセスが終了する。前記高密度均質材料を、１１６０℃より低い温度或いは１０７０℃より低い温度で熱間圧延する（後述のステップ４０９参照）。尚、この熱間圧延工程は省略してもよい。

この特定の態様によれば、Ａｕ−Ｃｒ合金を、原料を溶解した実質的に純金（Ａｕ）とクロム（Ｃｒ）からなる複数の原料を用いて調製し、この場合、所定のクロム（Ｃｒ）含有量は、約１０at.％〜８０at.％であり、好ましくは４７at.％〜４９at.％である。複数の原料を完全に液状態まで加熱して実質的に同じ所定のクロム（Ｃｒ）含有量を有する溶融合金を形成し、その溶融合金を凝固してインゴットを形成する。このＡｕ−Ｃｒインゴットを完全に液状態まで再加熱し、急速凝固してＡｕ−Ｃｒ合金粉末材料にする。

第３の別の実施態様によれば、ステップ５０１で、プロセスが開始され、ステップ５０２Ｃで、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁と随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるよう所定重量割合のＣｕ−Ｐｔ母合金粉末、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂと随意的なＸ₂の母合金粉末、及び白金（Ｐｔ）を混合し、ステップ５０４で、プロセスが終了する。前記高密度均質材料を、１１８６℃より低い温度或いはＣｏ−Ｃｒ−Ｂ母合金の固相線温度より低い温度で、熱間圧延する（後述のステップ４０９参照）。尚、この熱間圧延工程は省略してもよい。

この特定の態様によれば、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂと随意的なＸ₂合金を、複数の原料及び／又は母合金を用いて調整し、母合金が既知のＣｕ−Ｐｔ合金の場合、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂと随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系について適切な原子バランスを提供するように選択する。複数の原料を完全に液体状態まで加熱して溶融合金を形成し、この溶融合金を凝固してインゴットを形成する。このインゴットを完全に液体状態まで再加熱し、急速凝固して合金粉末材料にする。

上記に示したように、ＣｏＣｒＰｔＢＸ₁或いはＣｏＣｒＰｔＢＸ₁−Ｘ₂合金の製造用出発原料を、Ａｇ−Ｐｔ合金とＣｏＣｒＢ（Ｐｔ）又はＣｏＣｒＢ（Ｐｔ）Ｘ₁を含む２つの予め合金化された粉末に分け、バランスをとるために白金（Ｐｔ）粉末を添加する。図４及び図５の状態図に示されるように、最大で１１６０℃までの広い加熱処理温度範囲や銅（Ｃｕ）含有合金についてより一層高い温度を提供するために、予め合金化されたＡｕ−Ｃｒ或いはＣｕ−Ｐｔ粉末を用いることによって、同様の技術を金（Ａｕ）或いは銅（Ｃｕ）含有合金に対して試みることができる。

上述の定式には示されていない別の案として、複数の原料の１つが、０．２at.％〜２．０at.％の範囲の純銀（Ａｇ）からなり、この場合、高密度均質材料を９６２℃より低い温度で熱間圧延する（後述のステップ４０９参照）。別の案としては、複数の原料の１つが、純金（Ａｕ）からなり、この場合、高密度均質材料を１０６５℃より低い温度で熱間圧延する（後述のステップ４０９参照）。更に別の案として、複数の原料の１つが、純銅（Ｃｕ）からなり、この場合、高密度均質材料を１０８５℃より低い温度で熱間圧延する（後述のステップ４０９参照）。更に、複数の原料は、純元素のコバルト（Ｃｏ），クロム（Ｃｒ），白金（Ｐｔ），ホウ素（Ｂ），Ｘ₁及び／又はＸ_2、及び／又は、Ｃｏ−Ｃｒ、Ｃｏ−Ｂ，Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂ，Ａｇ−Ｐｔ，Ａｕ−Ｃｒ及び／又はＣｕ−Ｐｔ母合金を含んでも良い。

図１に戻って、ステップ４０４で、前記複数の原料を、真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱し、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する溶融合金を形成する。ステップ４０５で、前記溶融合金を凝固してインゴットを形成し、ステップ４０６で、前記インゴットを完全に液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する。

ステップ４０７で、前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする。粒子サイズの縮小と二次相の細かい分散はスパッタリングプロセスの改善と粒子放出の最小化のために望ましく、急速凝固は縮小したスケールのミクロ組織的特徴を生成するための手段を提供する。顕微鏡観察レベルで、急速凝固で得られたミクロ組織は極めて化学的に均一であり、対応したターゲット材はその組成式の範囲内で媒体膜の付着物にとって優れた供給源である。ミクロ組織の微細化は、金属間化合物含有合金の脆性を減少することに関して重大な影響を及ぼす。一般的に、脆性は金属間化合物相の析出サイズが大きい場合に悪化する。

急速凝固は、高温での圧粉中や熱機械処理中の大部分の熱サイクルに耐えることができる非平衡ミクロ組織を生成する。噴霧法の場合、その合金の熱伝導率と固有の熱容量によっては、非常に高い冷却速度により平均粒径が最大で３５０μｍの非常に小さい粉末粒子を可能にする。

前記拡散溶融合金の急速凝固は、１０⁴℃／ｓ以下或いは１０^７℃／ｓ以下の速度で生じる。急速凝固は、噴霧法、溶融スピニング法、或いは、溶射成形により行い、そして、前記拡散溶融合金を、２５μｍ〜３５０μｍの範囲の平均粒径を有する均質合金粉末材料となるよう急速凝固する。

熱力学の観点から、鋳造のインゴット界面ではゆっくりした熱移動によって熱流出が制限されることにより、インゴットの凝固は、一般的に、対応する状態図に示される平衡状態に従う。多くの場合、鋳放し合金相組織は、スパッタリングプロセスの特性を制限し、例えば、二次相の化学量論組成が、ターゲットのＰＴＦ特性を決定し、スパッタされた膜全体の特性に影響を与える。

本発明において、急速凝固技術は、スパッタリングターゲット合金の調製に用いられ、そして、溶融状態からの急速焼入れは、いかなるスパッタリング材料の凝固をも可能とし、同時にミクロ組織的均質性、精細性及び後のプロセスの完全性を達成する。急速凝固を達成できる高い冷却速度が与えられた場合、液体から固体への非平衡変化が助長される。そのような急速焼入れ製品は、完全に非晶質な固体合金、状態図では予想できない準安定相含有合金及び／又は拡張された或いは過飽和固溶体を含む。

噴霧処理は偏析がなく非常に微細なミクロ組織を有する合金物質を生産することができるので、噴霧法、溶融スピニング法及び溶射成形のような急速凝固技術は、航空宇宙産業における種々の用途や他の特殊用途に利用されている。粉末の粒径の分布は、一般的に噴霧技術によって決定され、所定の噴霧技術の場合、その技術自体の条件や合金の流動特性によって決定される。例えば、噴霧法は遠心力噴霧法より微細な粉末を生成することが知られている。

ステップ４０８で、均質合金粉末を圧粉して高密度均質材料にする。少なくとも第１のホウ化物は、均質合金粉末材料で形成される。この場合、前記第１のホウ化物はＣｏＢ₃或いはＣｏＢ₃とＣｏ₂Ｂの混合物或いは他のホウ化物組成からなり、そのホウ化物サイズは、２μｍより小さい。Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁又は（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系の場合、一次相が、均質合金粉末材料で形成され、前記一次相は、最大で２at.％の銀（Ａｇ）又は最大で７．５at.％の金（Ａｕ）又は７．５at.％の銅（Ｃｕ）又は別の成分を含有するＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｐｔ又はＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｘ₂−Ｐｔからなる拡張固溶体である。

図６は、本構成の一実施態様によるステップ４０８の圧粉工程を示すフローチャートである。尚、別の圧粉処理も同様に用いることは可能である。詳しくは、ステップ９０１で、ステップ４０８の圧粉工程が開始し、ステップ９０２で、均質合金粉末材料を容器に詰める。ステップ９０４で、前記容器を３００℃〜６００℃の範囲の温度で１０^-2〜１０^-3torr（トル＝ｍｍＨｇ）の真空レベルまで減圧し、ステップ９０５で、前記容器を密封する。ステップ９０６で、加圧型熱間静水圧圧縮容器内で前記容器を３００℃〜１３００℃の範囲の温度で平方インチ（約６．５ｃｍ²）当り１０キロポンド〜４５キロポンド（約４５３６ｋｇ〜約２０４１２ｋｇ）の範囲の圧力まで加圧し、ステップ９０７でプロセスは終了する。

図１に戻って、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ合金系の場合、本製造方法は、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ合金系の固相線温度より低い温度で、前記高密度均質材料を熱間圧延する工程を有する（ステップ４０９）。尚、この熱間圧延工程は省略してもよい。ステップ４１０で、高密度均質材料を冷間圧延し、ステップ４１１で、機械加工によりスパッタターゲットを形成し、ステップ４１２で、この製造方法は終了する。

噴霧処理法の場合、ヘリウム（Ｈｅ）がその低い粘性と高い音速のために用いられ、アルゴン（Ａｒ）より非常に微細な粉末を製造する。遠心力噴霧法や回転電極噴霧法におけるディスク回転速度（ＲＰＭ）や電極回転速度（ＲＰＭ）を増大することによって、平均粒径は減少される。多くの噴霧法において、高い液体合金粘性及び／又は表面張力が、結果として大きい粒子を生じさせる。急速凝固において、冷却速度は粒径に反比例する。固体合金の完全な非晶質化は、最終のターゲット製品について容易に達成できないが、急速凝固は、高温での圧粉中或いは熱機械作業中の大部分の熱サイクルに耐えることができる非平衡ミクロ組織を生成する。

急速凝固技術の下で、いくつかの薄板状の冷却されたＣｏ−Ａｕ合金で見られるように、最大で１８at.％の金（Ａｕ）の拡張固溶体が得られ、急冷されたＣｏ−Ｃｕ液体合金において、最大で１５at.％の銅（Ｃｕ）を含有するコバルト（Ｃｏ）に銅（Ｃｕ）の拡張固溶体が得られる。銀（Ａｇ）含有のコバルト（Ｃｏ）合金の場合、コバルト（Ｃｏ）固溶体内にわずかに銀（Ａｇ）原子を保有することは可能であるが、銀含有量が高い（２at.％以上）合金の場合、液相の混和性ギャップの存在によって、銀（Ａｇ）は噴霧で明確な粒子に凝固するであろう。従って、完全に混和する母材合金及び／又は銀（Ａｇ）を有する中間相を形成する母材合金を通して銀（Ａｇ）を導入することが好ましい。

ＳＥＭ及び顕微鏡分析は、代表的な鋳放しＣｏＣｒＰｔＢ合金のミクロ組織が主要なＣｏＰｔＣｒ相とＣｏ₂Ｂホウ化物を含む細かい層状の共晶相の集合体によって囲まれた初晶ホウ素（Ｂ）のない樹枝状ＣｏＰｔＣｒ相で構成されることを示している。鋳放しＣｏ−（８at.％）Ｃｒ−（７at.％）Ｐｔ−（８at.％）Ｂ合金の代表的なミクロ組織を図７に示す。ちなみに、図８に示したように、コバルト（Ｃｏ）を主成分とする合金の急速凝固は、ミクロ組織を非常に微細に成長させ、この場合、コバルト（Ｃｏ）ホウ化物相サイズは、極めて縮小される。ホウ化物相の分布もまた鋳放しミクロ組織内のホウ化物相の分布と比較すると非常に均一である。

鋳放し及び急速凝固した各Ｃｏ−（８at.％）Ｃｒ−（７at.％）Ｐｔ−（８at.％）Ｂ合金の相組織は、Ｘ線回折によって明らかに判定することができ、その分析の結果は、図９に示した回折パターンに集約されている。鋳放し合金において、平衡状態のホウ化物Ｃｏ₂ＢとＦｅ₂Ｂは対応する基質と共に形成されるが、急速凝固した合金は、準安定状態のＣｏ₃Ｂホウ化物を成長させる。この非平衡状態のホウ化物は、かなり良好な熱安定性を示すことが明らかにされ、また、高温の圧粉中１２５０℃の高温に曝した後でさえも変形されない。

その結果生じたＰＴＦ利得と均一性及びホウ化物相の全体的な分布に関して、Ｃｏ₃Ｂが化学量論組成を有することが一層望ましい。合金組成に基づいて、鋳放し合金のホウ化物相形成用に保持されるコバルト（Ｃｏ）の原子比は、急速凝固した合金の対応する原子比が０．２４であるのに比べて０．１６である。従って、鋳放し合金と比較した場合、急速凝固した合金では強磁性相を構成するコバルト（Ｃｏ）合金内の基質相の容積比は大幅に減少する。基質容積比の減少とホウ化物相の容積比の増大は、ＰＴＦ利得と均一性に大いに寄与する。更に、急速凝固材料のホウ化物相の容積比の増大は、ホウ素（Ｂ）の均一な分布を達成するために極めて望ましい。鋳放し合金において、第２の平衡状態のＣｏ₂Ｂホウ化物は、対応する基質と共に形成されたが、急速凝固した合金は、第１の平衡状態のホウ化物Ｃｏ₃Ｂを成長させた。

図１０は、本発明の第２の構成によるＣｒ−（２−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（２−２０at.％）Ｃとして定式化されたクロム（Ｃｒ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法を示すフローチャートである。簡潔的には、本製造方法は、Ｃｒ−（７−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（５−２５at.％）Ｃ合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で完全に液状態まで加熱してＣｒ−（７−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（５−２５at.％）Ｃ合金系に対応する溶融合金を形成する工程とを含む。また、本製造方法は、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、前記インゴットを完全に液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程とを含む。更に、本製造方法は、前記均質合金粉末材料を圧粉してＣｒ−（２−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（２−２０at.％）Ｃの混合組成に対応する高密度均質材料にする工程と、高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程とを含む。

より詳細には、ステップ１３０１で、Ｃｒ−（２−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（２−２０at.％）Ｃとして定式化されたクロム（Ｃｒ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法が開始し、ステップ１３０２で、純元素又は母合金からなる複数の原料を、Ｃｒ−（７−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（５−２５at.％）Ｃ合金系に対応する組成となるように調製する。

ステップ１３０４で、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で完全に液状態まで加熱してＣｒ−（７−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（５−２５at.％）Ｃ合金系に対応する溶融合金を形成する。ステップ１３０５で、前記溶融合金を凝固してインゴットを形成し、ステップ１３０６で、前記インゴットを完全に液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する。ステップ１３０７で、前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする。

ステップ１３０８で、純Ｃｒ（Ｃｒ）粉末を均質合金粉末材料に混合する。均質なＣｒ−（２−２０at.％）Ｂ合金粉末材料は、過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体、及び／又は、ミクロン以下のＣｒ₂Ｂホウ化物或いは他のホウ化物を有する過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体のような、溶液或いは固溶体からなるミクロ組織、又は、ミクロン以下のＣｒ₂₃Ｃ₆炭化物或いは他の炭化物を有する過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体からなるミクロ組織を有する。別の態様では、ステップ１３０８の混合工程は省略してもよい。

ステップ１３０９で、前記均質合金粉末材料を圧粉してＣｒ−（２−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（２−２０at.％）Ｃの混合組成に対応する高密度均質材料にする。ステップ１３０９の圧粉工程は、均質合金粉末材料を容器内に詰め込む詰め込みによって開始し、そして、詰め込んだ容器を３００℃〜６００℃の範囲の温度で１０^-2〜１０^-3torr（トル＝ｍｍＨｇ）の真空レベルまで減圧し、減圧した容器を密閉する。その容器を、加圧型熱間静水圧圧縮容器内で３００℃〜１３００℃の範囲の温度で平方インチ（約６．５ｃｍ²）当り１０キロポンド〜４５キロポンド（約４５３６ｋｇ〜約２０４１２ｋｇ）の範囲の圧力まで加圧する。尚、ステップ１３０９の圧粉工程は、他の方法を用いて行ってもよい。

ステップ１３１０で、高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成し、ステップ１３１１で、プロセスは終了する。鋳放したＣｒ−（１３．５at.％）Ｂは、交互に層を成したＣｒとＣｒ₂Ｂを包含した粗い共晶ミクロ組織を呈する。粗いクロム（Ｃｒ）ホウ化物は、スパッタリング中に深刻な粒子生成を生じさせることが知られており、これらホウ化物の形成は、ホウ化物の大きさが縮小されない限り避けるべきである。図１１の（Ａ）と（Ｂ）は、噴霧したＣｒ−（１３．５at.％）Ｂ合金のミクロ組織を示し、ホウ化物相のない完全な拡張固溶体が示されている。

Ｃｒ−Ｃの鋳放し合金は、機械加工の仕上がりを悪くさせ、スパッタリング中に粒子欠陥を生じる粗い炭化物を形成する傾向がある。図１２は、例えば、噴霧したＣｒ−（１４at.％）Ｃ合金の内部ミクロ組織を示し、急速凝固の結果、クロム（Ｃｒ）炭化物粒径を約５μｍまで減少した。

図１３は、本発明の第３の構成による、Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄとして定式化された鉄（Ｆｅ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法を示すフローチャートである。簡潔的には、本製造方法は、Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄ合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で完全に液状態まで加熱してＦｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄ合金系に対応する溶融合金を形成する工程とを含む。また、本製造方法は、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、前記インゴットを完全に液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、前記拡散溶融合金を急速凝固させて均質合金粉末材料にする工程とを含む。更に、本製造方法は、前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、前記高密度均質材料を熱間圧延する工程と、前記高密度均質材料を機械加工によってスパッタターゲットに形成する工程とを含む。

詳述すれば、ステップ１６０１で、Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄとして定式化された鉄（Ｆｅ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法は開始し、ステップ１６０２で、純元素又は母合金からなる複数の原料を、Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄ合金系に対応する組成となるように調製する。

ステップ１６０４で、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で完全に液状態まで加熱して、Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄ合金系に対応する溶融合金を形成する。ステップ１６０５で、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成し、ステップ１６０６で、前記インゴットを完全に液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する。

ステップ１６０７で、前記拡散溶融合金を急速凝固させて均質合金粉末材料にする。少なくとも第１のホウ化物相が、均質合金粉末材料に形成され、前記第１のホウ化物相が、準安定状態のＦｅ₃Ｂホウ化物或いは準安定状態のＦｅ₃Ｂホウ化物と平衡状態のＦｅ₂Ｂホウ化物との混合物又は他のホウ化物成分からなる。

ステップ１６０９で、前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする。ステップ１６０９の圧粉工程は、均質合金粉末材料を容器内に詰め込む詰め込みによって開始し、そして、詰め込んだ容器を３００℃〜６００℃の範囲の温度で１０^-2〜１０^-3torr（トル＝ｍｍＨｇ）の真空レベルまで減圧し、減圧した容器を密閉する。その容器を、加圧型熱間静水圧圧縮容器内で３００℃〜１３００℃の範囲の温度で平方インチ（約６．５ｃｍ²）当り１０キロポンド〜４５キロポンド（約４５３６ｋｇ〜約２０４１２ｋｇ）の範囲の圧力まで加圧する。尚、ステップ１６０９の圧粉工程は、他の方法を用いて行ってもよい。

ステップ１６１０で、前記高密度均質材料を熱間圧延する。Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ合金系の場合、前記高密度均質材料を固相線温度より低い温度で熱間圧延する。ステップ１６１２で、前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成し、ステップ１６１４で、本製造方法は終了する。

図１４に示すように、鋳放しＦｅ−（３０．６at.％）Ｃｏ−（１２．８at.％）Ｂ合金のミクロ組織は、α′規則構造マトリックスとＦｅ₂Ｂホウ化物を含む。図１５に示すように、鉄（Ｆｅ）を主成分とする合金の急速凝固は、非常に微細なミクロ組織を成長させ、鉄ホウ化物相サイズを著しく縮小する。これらホウ化物相の分布もまた鋳放しミクロ組織内のホウ化物の分布に比べて非常に均一である。

図１６は、鋳放し及び急速凝固した各Ｆｅ−（３０．６at.％）Ｃｏ−（１２．８at.％）Ｂ合金の各相組織のＸ線回折分析の結果を示す。鋳放しの合金では、平衡状態のＦｅ₂Ｂホウ化物が対応する基質と共に形成された。一方、急速凝固した合金は、準安定状態のＦｅ₂Ｂホウ化物を成長させた。この場合に、非平衡状態のホウ化物は、高温圧粉処理中に１１００℃の高温に曝された後でさえも変形されない極めて良好な熱安定性を呈する。

その結果得られたＰＴＦ利得と均一性及びホウ化物相の全体的な分布に関して、Ｆｅ₃Ｂの化学量論組成が一層望まれる。合金組成に基づいて、鋳放し合金ではホウ化物相形成用に保持される鉄（Ｆｅ）の原子比は、０．２５６であり、一方、急速凝固した合金の対応する原子比は０．３８４である。従って、鋳放し合金と比較した場合、急速凝固した合金では強磁性相を構成する鉄（Ｆｅ）合金内の基質相の容積比は大幅に減少する。基質容積比の減少とホウ化物相の容積比の増大は、ＰＴＦ利得と均一性に大いに寄与する。更に、急速凝固材料のホウ化物相の容積比の増大は、ホウ素（Ｂ）の均一な分布を得るために極めて望ましい。

図１７は、本発明の第４の構成によるＮｉ−（１０−５０at.％）Ｐとして定式化されたニッケル（Ｎｉ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法を示すフローチャートである。簡潔的には、本製造方法は、Ｎｉ−（１０−５０at.％）Ｐ合金系に対応する組成となるように純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で完全に液状態まで加熱してＮｉ−（１０−５０at.％）Ｐ合金系に対応する溶融合金を形成する工程とを含む。また、本製造方法は、前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、前記インゴットを完全に液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、前記拡散溶融合金を急速凝固させて均質合金粉末材料にする工程とを含む。更に、本製造方法は、前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程とを含む。

より詳細には、ステップ２００１で、Ｎｉ−（１０−５０at.％）Ｐとして定式化されたニッケル（Ｎｉ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法は開始し、ステップ２００２で、純元素又は母合金からなる複数の原料をＮｉ−（１０−５０at.％）Ｐ合金系に対応する組成となるように調製する。

ステップ２００４で、前記複数の原料を真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で完全に液状態まで加熱してＮｉ−（１０−５０at.％）Ｐ合金系に対応する溶融合金を形成する。ステップ２００５で、前記溶融合金を凝固してインゴットを形成し、ステップ２００６で、前記インゴットを完全に液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する。

ステップ２００７で、前記拡散溶融合金を急速凝固させて均質合金粉末材料にする。前記均質合金粉末材料は、１０μｍより小さいＮｉ₃Ｐリン化物を有する過飽和ニッケル（Ｎｉ）固溶体からなるミクロ組織を有する。尚、他のリン化物を同様に形成してもよい。

ステップ２００９で、前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする。ステップ２００９の圧粉工程は、均質合金粉末材料を容器内に詰め込む詰め込みによって開始し、そして、詰め込んだ容器を３００℃〜６００℃の範囲の温度で１０^-2〜１０^-3torr（トル＝ｍｍＨｇ）の真空レベルまで減圧し、減圧した容器を密閉する。その容器を、加圧型熱間静水圧圧縮容器内で３００℃〜１３００℃の範囲の温度で平方インチ（約６．５ｃｍ²）当り１０キロポンド〜４５キロポンド（約４５３６ｋｇ〜約２０４１２ｋｇ）の範囲の圧力まで加圧する。尚、ステップ２００９の圧粉工程は、他の方法を用いて行ってもよい。

ステップ２０１０で、前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成し、ステップ２０１２で、本製造方法は終了する。

Ｎｉ−Ｐ合金は、種々のニッケル（Ｎｉ）リン化物の生成により非常に脆い。リン化物の二次相のサイズは、脆性を制御するための決定因子である。１０at.％以上のリン（Ｐ）を含有する鋳放し合金は一般的に非常に脆く、機械加工中にどのような負荷でも割れる傾向が高い。図１８は、噴霧したＮｉ−（２０at.％）Ｐ合金の内部のミクロ組織を示し、急速凝固が、ニッケル（Ｎｉ）リン化物金属間化合物相を約１０μｍまで縮小できることを示している。

粒子サイズの縮小と二次相の細かい分散はスパッタリングプロセスの改善と粒子放出の最小化のために望ましく、急速凝固は縮小したスケールのミクロ組織的特徴を生成するための手段を提供する。顕微鏡観察レベルで、急速凝固で得られたミクロ組織は極めて化学的に均一であり、対応したターゲット材はその組成式の範囲内で媒体膜の付着物にとって優れた供給源である。ミクロ組織の微細化は、金属間化合物含有合金の脆性を減少することに関して重大な影響を及ぼす。一般的に、脆性は金属間化合物相の析出サイズが大きい場合に悪化する。

結局、急速凝固における液体から固体への変態の非平衡性は、二次相の分布に対する影響やＰＴＦ利得及び均一性のようなターゲットの固有の特性に関して化学量論的に好ましい二次相を形成する潜在能力を提供する。

本発明による鋳造過程、鋳型設計、鋳型材料の選択を含む製造方法は、改善された特性を有するスパッタリングターゲットの生産のための実用的且つ迅速な製造手順を提供する。処理時間は、ターゲットの化学的均質性、生産される鋳塊の健全性及びＰＴＦのような重要な性質を犠牲にすることなく、極めて短縮される。

上記実施形態の説明では、特定な具体的実施形態について記述したが、本発明は、上述の実施形態に限定されるものではなく、種々の変更や変形が本発明の精神及び範囲から逸脱することなく当業者なら成し得るであろうことは理解されるであろう。

本発明の第１の構成によるコバルト（Ｃｏ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法を示すフローチャートである。 一実施態様による準備工程（ステップ４０２）を示すフローチャートである。 Ａｇ−Ｐｔの状態図である。 Ａｕ−Ｃｒの状態図である。 Ｃｕ−Ｐｔの状態図である。 一実施態様による圧粉工程（ステップ４０８）を示すフローチャートである。 鋳放しのＣｏ−（８at.％）Ｃｒ−（７at.％）Ｐｔ−（８at.％）Ｂ合金の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）後方散乱図である。 急速凝固させたＣｏ−（８at.％）Ｃｒ−（７at.％）Ｐｔ−（８at.％）Ｂ合金のＳＥＭ後方散乱図である。 鋳放して急速凝固させたＣｏ−（８at.％）Ｃｒ−（７at.％）Ｐｔ−（８at.％）Ｂ合金の各Ｘ線回折パターンを示す図である。 本発明の第２の構成によるクロム（Ｃｒ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法を示すフローチャートである。 噴霧したＣｒ−（１３．５at.％）Ｂ合金のＳＥＭ後方散乱図であり、（Ａ）は低倍率、（Ｂ）は高倍率である。 噴霧したＣｒ−（１４at.％）Ｃ合金のＳＥＭ後方散乱図である。 本発明の第３の構成による鉄（Ｆｅ）を主成分としたスパッタターゲットの製造方法を示すフローチャートである。 鋳放しのＦｅ−（３０．６at.％）Ｃｏ−（１２．８at.％）Ｂ合金のＳＥＭ二次電子図である。 急速凝固させたＦｅ−（３０．６at.％）Ｃｏ−（１２．８at.％）Ｂ合金のＳＥＭ二次電子図である。 鋳放して急速凝固させたＦｅ−（３０．６at.％）Ｃｏ−（１２．８at.％）Ｂ合金の各Ｘ線回折パターンを示す図である。 本発明の第４の構成によるニッケル（Ｎｉ）を主成分としたスパッタターゲットの製造方法を示すフローチャートである。 噴霧したＮｉ−（２０at.％）Ｐ合金のＳＥＭ二次電子像である。 Ａｇ−Ｃｏの状態図である。 Ａｕ−Ｃｏの状態図である。 Ｃｏ−Ｃｕの状態図である。

Claims (39)

1. Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂（ここで、Ｘ₁は、銅（Ｃｕ），銀（Ａｇ）又は金（Ａｕ）を表し、Ｘ₂は、チタン（Ｔｉ），バナジウム（Ｖ），イットリウム（Ｙ），ジルコニウム（Ｚｒ），ニオブ（Ｎｂ），モリブデン（Ｍｏ），ルテニウム（Ｒｕ），ロジウム（Ｒｈ），ランタン（Ｌａ），ハフニウム（Ｈｆ），タンタル（Ｔａ），タングステン（Ｗ）又はイリジウム（Ｉｒ）を表す）として定式化されたコバルト（Ｃｏ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法であって、
   Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、
   前記複数の原料を、真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱して、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ又はＣｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する溶融合金を形成する工程と、
   前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、
   前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、
   前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程と、
   前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、
   前記高密度均質材料を冷間圧延する工程と、
   前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程と、
   を具備することを特徴とするスパッタターゲット製造方法。
2. 前記Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ合金系では、更に、Ｃｏ−（５−４０at.％）Ｆｅ−（５−２０at.％）Ｂ合金系の固相線温度より低い温度で、前記高密度均質材料を熱間圧延する工程を具備することを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
3. 前記圧粉工程は、
   前記均質合金粉末材料を容器に詰める工程と、
   均質合金粉末材料を詰めた容器を３００℃〜６００℃の範囲の温度で１０^-2〜１０^-3torr（トル＝ｍｍＨｇ）の範囲の真空レベルまで減圧する工程と、
   減圧した容器を密封する工程と、
   密封した容器を、加圧型熱間静水圧圧縮容器内で、３００℃〜１３００℃の範囲の温度で平方インチ（約６．５ｃｍ²）当り１０キロポンド〜４５キロポンド（約４５３６ｋｇ〜約２０４１２ｋｇ）の範囲の圧力まで加圧する工程と、
   を具備することを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
4. 前記複数の原料の１つが、純銀（Ａｇ）からなることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲットの製造方法。
5. 前記複数の原料の１つが、０．２at.％〜２．０at.％の範囲の純銀（Ａｇ）からなることを特徴とする請求項４に記載のスパッタターゲット製造方法。
6. 前記高密度均質材料を、９６２℃より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲット製造方法。
7. 前記複数の原料の１つが、純金（Ａｕ）からなることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
8. 前記高密度均質材料を、１０６５℃より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲット製造方法。
9. 前記複数の原料の１つは、純銅（Ｃｕ）からなることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
10. 前記高密度均質材料を、１０８５℃より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲット製造方法。
11. 前記調製工程は、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように、所定重量割合のＡｇ−Ｐｔ母合金粉末，Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂと随意的なＸ₂母合金粉末及び白金（Ｐｔ）を混合する工程を具備することを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
12. 前記高密度均質材料を、１１８６℃より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲット製造方法。
13. 前記高密度均質材料を、１０３０℃より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲット製造方法。
14. 前記調製工程は、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（１．５−７．５at.％）Ｘ₁及び随意的な（１．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるよう、所定重量割合のＡｕ−Ｃｒ母合金粉末，Ｃｏ−Ｂ−Ｐｔと随意的なＸ₂母合金粉末及びクロム（Ｃｒ）とＣｏ−Ｃｒ母合金粉末材料のどちらかを混合する工程を具備することを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
15. 前記高密度均質材料を、１１６０℃より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲットの製造方法。
16. 前記高密度均質材料を、１０７０℃より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲット製造方法。
17. 前記調製工程は、Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁と随意的な（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系に対応する組成となるように、所定重量割合のＣｕ−Ｐｔ母合金粉末，Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂと随意的なＸ₂母合金粉末及び白金（Ｐｔ）を混合する工程を具備することを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
18. 前記高密度均質材料を、１１８６℃より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲットの製造方法。
19. 前記高密度均質材料を、Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂ母合金の固相線温度より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項２に記載のスパッタターゲット製造方法。
20. 前記複数の原料が、純元素のコバルト（Ｃｏ），クロム（Ｃｒ），白金（Ｐｔ），ホウ素（Ｂ），Ｘ₁及び／又はＸ₂、及び／又は、Ｃｏ−Ｃｒ，Ｃｏ−Ｂ，Ｃｏ−Ｃｒ−Ｂ，Ａｇ−Ｐｔ，Ａｕ−Ｃｒ、及び／又は、Ｃｕ−Ｐｔ母合金からなることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
21. 前記拡散溶融合金の急速凝固が、１０⁴℃／ｓ（１秒当り１０⁴℃の割合）以下で生じることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
22. 前記拡散溶融合金の急速凝固が、１０⁷℃／ｓ（１秒当り１０⁷℃の割合）以下で生じることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
23. 急速凝固は、噴霧処理を用いることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
24. 前記拡散溶融合金を、２５μｍ〜３５０μｍの範囲の平均粒径を有する均質合金粉末材料になるよう急速凝固することを特徴とする請求項２３に記載のスパッタターゲット製造方法。
25. 急速凝固は、溶融スピニング法を用いることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
26. 急速凝固は、溶射成形を用いることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
27. 少なくとも第１のホウ化物相が均質な合金粉末材料に形成され、前記第１のホウ化物相がＣｏ₃Ｂ又はＣｏ₃ＢとＣｏ₂Ｂの混合物からなることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
28. 前記ホウ化物のサイズが、２μｍより小さいことを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
29. Ｃｏ−（５−２５at.％）Ｃｒ−（５−２５at.％）Ｐｔ−（５−２０at.％）Ｂ−（０．２−７．５at.％）Ｘ₁及び（０．５−７．５at.％）Ｘ₂合金系では、一次相が、均質な合金粉末材料で形成され、前記一次相がＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｐｔ又はＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｘ₂−Ｐｔからなる拡張固溶体であることを特徴とする請求項１に記載のスパッタターゲット製造方法。
30. 前記一次相は、最大で２at.％までの銀（Ａｇ）又は最大で７．５at.％までの金（Ａｕ）又は最大で７．５at.％までの銅（Ｃｕ）を含むＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｐｔ又はＣｏ−Ｃｒ−Ｘ₁−Ｘ₂−Ｐｔからなる拡張固溶体であることを特徴とする請求項２９に記載のスパッタターゲット製造方法。
31. Ｃｒ−（２−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（２−２０at.％）Ｃとして定式化されたクロム（Ｃｒ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法であって、
    Ｃｒ−（７−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（５−２５at.％）Ｃ合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、
    前記複数の原料を、真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱して、Ｃｒ−（７−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（５−２５at.％）Ｃ合金系に対応する溶融合金を形成する工程と、
    前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、
    前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、
    前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程と、
    前記均質合金粉末材料を圧粉してＣｒ−（２−２０at.％）Ｂ又はＣｒ−（２−２０at.％）Ｃの混合組成に対応する高密度均質材料にする工程と、
    前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程と、
    を具備することを特徴とするスパッタターゲット製造方法。
32. 更に、前記均質合金粉末材料に純クロム（Ｃｒ）粉末を混合する工程を含むことを特徴とする請求項３１に記載のスパッタターゲット製造方法。
33. 前記均質なＣｒ−（２−２０at.％）Ｂ合金粉末材料は、過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体及び／又はミクロン以下のＣｒ₂Ｂホウ化物を有する過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体からなるミクロ組織を有することを特徴とする請求項３１に記載のスパッタターゲット製造方法。
34. 前記均質なＣｒ−（２−２０at.％）Ｃ合金粉末材料は、ミクロン以下のＣｒ₂₃Ｂ₆炭化物を含む過飽和クロム（Ｃｒ）固溶体からなるミクロ組織を有することを特徴とする請求項３１に記載のスパッタターゲット製造方法。
35. Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄとして定式化された鉄（Ｆｅ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法であって、
    Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄ合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、
    前記複数の原料を、真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱して、Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ，Ｆｅ−（５−９０at.％）Ｎｉ，Ｆｅ−（５−７０at.％）Ｃｏ，Ｆｅ−（３０−５０at.％）Ｐｔ又はＦｅ−（３０−５５at.％）Ｐｄ合金系に対応する溶融合金を形成する工程と、
    前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、
    前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、
    前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程と、
    前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、
    前記高密度均質材料を熱間圧延する工程と、
    前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程と、
    を具備することを特徴とするスパッタターゲット製造方法。
36. Ｆｅ−（５−４０at.％）Ｃｏ−（５−２０at.％）Ｂ合金系では、前記高密度均質材料を固相線温度より低い温度で熱間圧延することを特徴とする請求項３５に記載のスパッタターゲット製造方法。
37. 少なくとも第１のホウ化物相が均質合金粉末材料に形成され、前記第１のホウ化物相が、準安定状態のＦｅ₃Ｂホウ化物又は準安定状態のＦｅ₃Ｂホウ化物と平衡状態のＦｅ₂Ｂホウ化物との混合物からなることを特徴とする請求項３５に記載のスパッタターゲット製造方法。
38. Ｎｉ−（１０−５０at.％）Ｐとして定式化されたニッケル（Ｎｉ）を主成分とするスパッタターゲットの製造方法であって、
    Ｎｉ−（１０−５０at.％）Ｐ合金系に対応する組成となるように、純元素又は母合金からなる複数の原料を調製する工程と、
    前記複数の原料を、真空雰囲気或いは低圧のアルゴン（Ａｒ）雰囲気中で液状態まで加熱して、Ｎｉ−（１０−５０at.％）Ｐ合金系に対応する溶融合金を形成する工程と、
    前記溶融合金を凝固させてインゴットを形成する工程と、
    前記インゴットを液状態まで再加熱して拡散溶融合金を形成する工程と、
    前記拡散溶融合金を急速凝固して均質合金粉末材料にする工程と、
    前記均質合金粉末材料を圧粉して高密度均質材料にする工程と、
    前記高密度均質材料を機械加工してスパッタターゲットを形成する工程と、
    を具備することを特徴とするスパッタターゲット製造方法。
39. 前記均質合金粉末材料は、１０μｍより小さいＮｉ₃Ｐリン化物を有する過飽和ニッケル（Ｎｉ）固溶体からなるミクロ組織を有することを特徴とする請求項３８に記載のスパッタターゲット製造方法。