JP2010132974A - Ｎｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板 - Google Patents

Abstract

【課題】
Ｎｉ−Ｍｏ系合金ターゲット板を用いたスパッタリングにおいて、スパッタリング時間の増加に伴うＮｉ−Ｍｏを含んだパーティクルの発生を抑制することができる技術を提供する。
【解決手段】
Ｎｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板であって、前記スパッタリングターゲット板の板面の表面から厚さ方向に１０μｍの位置におけるＮｉ濃度及びＭｏ濃度をそれぞれ質量％でＮｉ（１０）及びＭｏ（１０）とし、表面から厚さ方向に１００μｍの位置におけるＮｉ濃度、Ｍｏ濃度を質量％でＮｉ（１００）及びＭｏ（１００）として、次式の関係を満たすことを特徴とするＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板。
−２．０≦ΔＮｉ≦０．２、 −０．２≦ΔＭｏ≦２．０
且つ、
−０．２≦ΔＮｉ＋ΔＭｏ≦０．２
ここで、ΔＮｉ＝Ｎｉ（１０）−Ｎｉ（１００）、ΔＭｏ＝Ｍｏ（１０）−Ｍｏ（１００）

【選択図】 図１

Description

本発明は、Ｎｉ−Ｍｏ系合金材料に関するものであり、特に、板状の基板にスパッタリング成膜によってＮｉ−Ｍｏ系合金薄膜を付与する際に使用するＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板に関する。

例えば、有機ＥＬ表示素子は、有機ＥＬ材からなる各画素に電流を流して発光させる電流駆動型のディスプレイであるため、駆動時には電圧駆動型のＬＣＤ等に比べて大電流が電極に流れる。このために有機ＥＬ表示素子内の配線材料としては低電気抵抗のＡｌまたはＡｌ合金がよく用いられる。しかし、ＡｌまたはＡｌ合金には、アルミニウムの成長部分がぶつかりあうことで盛り上がる現象であるヒロックが生じやすく、また、表面にＡｌ酸化物が形成されやすい。また、他の金属と電気的なコンタクトを取ろうとしても、接触抵抗が大きく、そのままでは使用することが難しい。

さらに、有機ＥＬ表示素子の各画素における陰極と、信号用のマトリクス状の配線と接続するための接続端子の間には、大電流による電圧上昇を抑制するために低抵抗配線技術が必要となる。一般に陰極と接続端子の間に補助配線が設けられ、電流が補助配線を介して接続端子に流れる様な構造が導入されている。

又、特許文献１には液晶表示装置とその製造方法の発明が開示されており、ＭｏまたはＭｏ合金（Ｃｒ、Ｔｉ、Ｔａ、Ｚｒ、ＨｆまたはＶと、Ｍｏとの合金）でＡｌまたはＡｌ合金の配線を覆う（キャップする）手法が記載されている。ＭｏとＡｌの組み合わせの場合、表示パネルを形成するためのフォトリソグラフ工程で、ＡｌとＭｏとを一括してパターン形成することができる。

一般的にＭｏの耐湿性は低く、空気中の水分で腐食しやすいので、ＭｏをＦＰＤ（Ｆｌａｔ Ｐａｎｅｌ Ｄｉｓｐｌａｙ）の配線材料に用いると配線が劣化しやすいという問題があった。そこで、特許文献２には、有機ＥＬ素子の発明において駆動回路と接続端子に透明電極材料を用い、かつ、陰極材料と補助配線材料を一体化する技術が記載されている。これにより、陰極材料と補助配線材料との間には接続箇所が無くなり、接続箇所である陰極表面や補助配線表面が酸化する事は無くなるので、陰極と補助配線とのコンタクト抵抗の問題は生じない。

特許文献３には、有機ＥＬ表示装置とその製造方法の発明において陰極と補助配線とのコンタクト抵抗を低減するための技術が開示されており、補助配線を下地パターンと電極パターンとの２層構造とし二つに分けて形成する。下地パターンにＴｉＮあるいはＣｒを用い、電極パターンにＡｌを用いて陰極のＡｌとコンタクトさせることで、低抵抗なコンタクト特性が得られるとしている。

特許文献３に記載の方法では補助配線を形成するために二回のフォトリソ工程が必要となる。しかも、配線材料としてＴｉＮを用いるには、パターニングにドライエッチングを適用する必要があり、生産性に問題が生じる。そこで、特許文献４には配線材料にＡｌまたはＡｌ合金を使用し、キャップメタルとしてＮｉ−Ｍｏ系合金を用いた組み合わせの補助配線が適切なものとして示されている。Ｎｉ−Ｍｏ系合金層はＡｌ電極層と同じエッチング液でほぼ同じ速度でエッチングすることができる。さらに、Ｎｉ−Ｍｏ合金層は耐湿性に優れるので、キャップ層は配線の低抵抗を維持するとともに，Ａｌ系金属層の表面にＡｌ酸化物層が発生するのを抑え．接触抵抗の増加を防止する機能を有する。なお、特許文献４には、Ｎｉ−Ｍｏ合金層のＮｉ含有率は全成分に対して好ましくは２０〜９０質量％、又は、Ｍｏ含有率は全成分に対して好ましくは１０〜８０質量％である旨の記載がある。

ところで、Ｎｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲットの作製方法について、原料として金属Ｎｉ及び金属Ｍｏを高周波溶解炉で溶解し鋳造した後、鍛造・圧延し、切削加工して所望のターゲット形状に仕上る技術が特許文献５に開示されている。又、特許文献６には、ＭｏにＮｉ等の金属を微量（５０ｐｐｍ〜１０００ｐｐｍ）含有するスパッタリングターゲットを、熱間等方圧静水圧プレス（ＨＩＰ）法で製造する技術が開示されている。
特開平２００１−３１１９５４号公報 特開平１１−３１７２９２号公報 特開平１１−３２９７５０号公報 特開２００４−１５８４４２号公報 特開２０００−１６９９２２号公報 特開２００５−１５４８１４号公報

ところで、配線用のＮｉ−Ｍｏ合金膜を得るために、溶製（鋳造＋機械加工）等により作製したＮｉ−Ｍｏ系合金ターゲット板を用いて、基板面上にスパッタリング成膜を行うと，スパッタリング時間の増加に伴ってスパッタリング装置のチャンバー内にＮｉ−Ｍｏを含んだパーティクルの個数が著しく増加することが従来から問題として知られている。パーティクルの発生はスパッタリング中に異常放電を誘発して成膜効率が低下するばかりでなく、パーティクルがＮｉ−Ｍｏ合金の薄膜に付着して当該薄膜の品位が低下するという問題があった。

以上の問題に鑑みて、本発明は、ＦＰＤの配線用等のＮｉ−Ｍｏ合金膜を作製するための、Ｎｉを２０％、Ｍｏを１０％程度以上を含有するＮｉ−Ｍｏ系合金ターゲット板を用いたスパッタリングにおいて、スパッタリング時間の増加に伴うＮｉ−Ｍｏを含んだパーティクルの発生を抑制することができる技術を提供することを目的とする。

本発明者らは、Ｎｉ−Ｍｏ系合金ターゲット板でスパッタリング成膜を行なった場合に、スパッタリング時間の増加に伴ってパーティクル数が増加する問題について、ターゲット材の厚さ方向へのＮｉ、Ｍｏ元素の濃度分布を調整することによって解消できることを見出した。本発明の要旨とするところを以下に示す。
（１）Ｎｉ、Ｍｏ及び不可避的不純物元素からなるＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板であって、
前記スパッタリングターゲット板の板面の表面から厚さ方向に１０μｍの位置におけるＮｉ濃度及びＭｏ濃度をそれぞれ質量％でＮｉ（１０）及びＭｏ（１０）とし、表面から厚さ方向に１００μｍの位置におけるＮｉ濃度及びＭｏ濃度をそれぞれ質量％でＮｉ（１００）及びＭｏ（１００）として、次式の関係を満たすことを特徴とするＮｉ−Ｍｏ系スパッタリングターゲット板。

−２．０≦ΔＮｉ≦０．２
−０．２≦ΔＭｏ≦２．０
および、
−０．２≦ΔＮｉ＋ΔＭｏ≦０．２
ここで、ΔＮｉ＝Ｎｉ（１０）−Ｎｉ（１００）
ΔＭｏ＝Ｍｏ（１０）−Ｍｏ（１００）
（２）Ｎｉ濃度が２０質量％以上且つＭｏ濃度が１０質量％以上であることを特徴とする上記（１）に記載のＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板。
（３）上記（２）に記載のＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板において、さらに、周期表の第IVa族、Va族、VIIa族、VIII族、Ib族、IIｂ族、IIIｂ族、IVｂ族のうちＮｉ、Ｍｏを除く１種又は複数種の金属元素を、総和で平均濃度で０．２質量％以上１５質量％以下有するＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板。

（４）前記第IVa族、Va族、VIIa族、VIII族、Ib族、IIｂ族、IIIｂ族、IVｂ族のうちＮｉ、Ｍｏを除く１種又は複数種の金属元素が、Ｔｉ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｚｒ、及びＨｆのうちＮｉ、Ｍｏを除く１種又は複数種の金属元素であることを特徴とする（３）に記載のＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板。

（５）上記（１）〜（４）に記載のスパッタリングターゲット板において、次式の関係を満たすことを特徴とするＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板。

−０．２≦ΔＮｉ≦０．２
−０．２≦ΔＭｏ≦０．２

本発明のＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板によれば、ターゲット板表面付近のＮｉ濃度及びＭｏ濃度の変化を上記のように従来よりも小さくするので、スパッタリング工程におけるパーティクル発生が抑制され，その結果，異常放電が無くなってスパッタリング作業の効率が向上する。さらに，成膜によって形成される薄膜にはパーティクルの付着が激減するので，極めて高品位なＮｉ−Ｍｏ系合金の薄膜が得られるようになる。

以下では、本発明のＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板の実施の形態を図表を用いて詳細に説明する。

スパッタリングによる成膜においては、周知のように、通常雰囲気ガスであるＡｒが減圧下でイオン化してＡｒ^＋イオンとなり、片方の電極であるＮｉ−Ｍｏ系ターゲット板面に衝突してＮｉおよびＭｏ原子をスパッタリング、エロージョンし、当該原子がＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板に対向して設置された基板面上に堆積して成膜する。例えばプレーナー式のマグネトロンスパッタリング装置等では、Ｎｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板に印加される磁界の不均一な分布等によって、Ｎｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板面においてスパッタリングが顕著なエロージョン部と殆どスパッタリングされない非エロージョン部ができる。

本発明者らは、Ｎｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板（以下では単にターゲット板とも記す）のスパッタリング中のパーティクル発生がターゲット板面のＡｒイオンによる非エロージョン部に堆積したＮｉ−Ｍｏ酸化物の剥離によって起こり、この剥離を低減させることがパーティクル発生の抑制に有効であることに想到した。そこでまず、本発明者は詳細な検討を行なって、Ｎｉ−Ｍｏ酸化物の剥離の原因について以下のように推定した。なお、当該Ｎｉ−Ｍｏ酸化物は、スパッタリングされたＮｉ及びＭｏ原子が凝縮し、スパッタリング装置のチャンバー内の微量酸素と結合することにより発生すると考えられる。

ターゲット板面上に堆積したＮｉ−Ｍｏ酸化物が剥離する主な場所は、非エロージョン部のうちでも、エロージョン部に隣接した部分に集中しているとの知見をスパッタリング成膜実験により得た。図１にはターゲット板面に垂直な断面で非エロージョン部２とエロージョン部３の境界付近の様子を模式的に示した。非エロージョン部２にはＮｉ−Ｍｏ酸化物４が堆積しており、エロージョン部３はスパッタリングによってターゲット板１はＮｉ−Ｍｏ原子がエロージョンされてくぼんでおり、Ｎｉ−Ｍｏ酸化物４は堆積していない。付着したＮｉ−Ｍｏ酸化物の端部５は非エロージョン部３とエロージョン部２の境界に位置している。なお、図１では、端部５を破線で描いた円により示している。

本発明者らは原料金属の溶製又は焼成によってＮｉ−Ｍｏ系合金成形体を作製し、その後機械加工によって平坦化された、スパッタリング前のターゲット板の表面付近では、厚み方向（深さ方向を正とする）１０μｍ箇所と１００μｍ箇所のＮｉ，Ｍｏ濃度を、ＧＤＳ（グロー放電発光分光分析装置）によって測定した。それぞれの箇所での測定値を比較した場合に、１０μｍのＮｉ濃度が１００μｍの濃度に比べて低下し，逆に１０μｍのＭｏ濃度が１００μｍの濃度に比べて増加していることを見出した。

そして、非エロージョン部３にこのようなＮｉ及びＭｏの濃度分布があると非エロージョン部２と、スパッタリングにより表層部分が除去され、非エロージョン部２に隣接する一部分を除いて、当該濃度分布のないエロージョン部３との境界付近のＮｉ−Ｍｏ酸化物の端部５付近でＮｉ−Ｍｏ酸化物の機械的な破壊が起こるようになり、剥離が頻繁に起きるようになることを見出した。スパッタリング中のこの堆積と剥離の繰り返しによって、パーティクル発生が断続的に起こるようになる。

すなわち、ターゲット板表面付近のＮｉ，Ｍｏ濃度が上記の特徴を持つ場合に、Ｎｉ−Ｍｏ酸化物の剥離が起き易くなる理由を次のように推定した。Ｎｉ−Ｍｏ酸化物の端部５に隣接した位置にはスパッタリングによって侵食されたエロージョン部３が存在する。Ｎｉ−Ｍｏ酸化物の端部５近傍のエロージョン部３の上記非エロージョン部２に隣接する部分の表面領域には，Ｎｉ濃度及びＭｏ濃度が厚さ方向で異なった部位がむき出しになっている。当該表面領域内のそれぞれの部位は熱膨張係数や、熱伝導率が異なるため、スパッタリング中にＡｒ^＋イオンの衝突による発熱で熱歪み差が生じる。この熱歪みはＮｉ−Ｍｏ酸化物の端部５に対して応力となって印加され、スパッタリング中に酸化物を破壊させるのに十分であると推定される。

この上記ＮｉとＭoの板厚み方向の濃度分布は，先に述べたようにＮｉ−Ｍｏ系ターゲット板製造時に発生するものであり、ターゲット板に必要な平面形状を形成させるための切削、研磨加工を行うと必ず発生してしまう。これは、切削、研磨加工時の摩擦熱だけではなく、塑性変形に伴う残留歪みのエネルギーが原因であり、これらのエネルギーとバランスするためにＮｉ、Ｍｏ原子が上記分布に移動してしまうと考えている。

本発明者らは、上記のような詳細な検討結果を踏まえて非エロージョン部に堆積したＮｉ−Ｍｏ酸化物の剥離を抑制する手法として、ターゲット板の表面近傍のＮｉ、Ｍｏ元素の厚み方向への濃度分布を特定範囲内に制御して、Ｎｉ濃度及びＭｏ濃度をできるだけ一定にすることが有効であるとの結論に至った。本発明の濃度分布範囲に制御できれば、付着した酸化物とターゲット材の間で生じる歪みは減少して、酸化物の剥離が著しく抑制される。

本発明者らが数多くのＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲットの作製と当該ターゲットを用いたスパッタリング実験を行い、酸化物が剥離しにくくなるＮｉとＭｏの濃度分布について検討した。その結果を以下に示すことにする。

＜Ｎｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板＞
表面から厚み方向に１０μｍの位置におけるＮｉ濃度及びＭｏ濃度をそれぞれ質量％でＮｉ（１０）及びＭｏ（１０）とし、１００μｍの位置におけるＮｉ濃度及びＭｏ濃度をそれぞれ質量％でＮｉ（１００）及びＭｏ（１００）とする。さらに、ΔＮｉ＝Ｎｉ（１０）−Ｎｉ（１００）、ΔＭｏ＝Ｍｏ（１０）−Ｍｏ（１００）とする。

−２．０質量％≦ΔＮｉ≦０．２質量％、及び、−０．２質量％≦ΔＭｏ≦２．０質量％および−０．２≦ΔＮｉ＋ΔＭｏ≦０．２となるように制御すれば、非エロージョン部に堆積したＮｉ−Ｍｏ酸化物の剥離が低減できることを見出した。上記発明範囲であれば，スパッタリングにより作製した薄膜の成分濃度にも大きな影響を及ぼすことなく、パーティクルの薄膜への付着が抑制でき、さらにスパッタリング中の異常放電防止や。薄膜の品位向上が実現できる。上記数値範囲によっても十分な効果を得ることができるが、好ましくは、−１．９質量％≦ΔＮｉ≦０．１１質量％、０質量％≦ΔＭｏ≦１．９質量％、−０．２≦ΔＮｉ＋ΔＭｏ≦０．１６である。

ターゲット板において，上記元素の濃度分布を有する領域は非エロージョン部のスパッタリング表面下部に残留しており、ＧＤＳ等の表面付近のターゲット深さ方向の元素濃度分布を測定する手法によって確認可能である。また、スパッタリング初期にエロージョン部が数μｍ程度のわずかな深さしか持たない場合であっても、本発明の効果が発揮されることを本発明者らは確認した。

以下、本発明の上記の限定理由について詳細に説明する。

後で説明するような溶製法や粉末冶金法で製造したＮｉ−Ｍｏ系合金成形体はスパッタリングターゲット板に適用するために、必ず表面を滑らかな平面に加工する。この際、切削や研磨を行うが、従来の如何なる方法によって加工しても、前述のΔＮｉは−２．０質量％未満となり、ΔＭｏは２．０質量％超となってしまう。この領域でそれぞれの絶対値が大きくなるほど酸化物の剥離は起き易くなった。本発明者らは、切削、研磨加工後に適切な温度による熱処理を施すことによって、ΔＮｉとΔＭｏの絶対値を低減でき、その結果、酸化物の剥離を抑制できることを見出した。

ΔＮｉが−２．０質量％未満であったり、ΔＭｏが２．０質量％超であると、スパッタリング中に非エロージョン部２に堆積したＮｉ−Ｍｏ酸化物４が剥離しやすくなって、パーティクルが著しく増加するようになる。このため、ΔＮｉは−２．０質量％以上であり．ΔＭｏは２．０質量％以下とした。さらに、ΔＮｉ、ΔＭｏの絶対値は小さいことが望ましく、より望ましい範囲はΔＮｉは−０．２質量％以上、ΔＭｏは０．２質量％以下である。

一方、製造上ΔＮｉが正、ΔＭｏが負となる組み合わせに制御することは難しく、ΔＮｉは０．２質量％超、ΔＭｏは−０．２質量％未満に制御することは困難である。したがって、ΔＮｉは０．２質量％以下、ΔＭｏは−０．２質量％以上とした。

次に、ΔＮｉとΔＭｏの間には従属的な関係が有り、双方の和は−０．２質量％以上、０．２質量％以下に限定される。この範囲から外れた濃度分布は本発明に示す製造方法では実現するのが難しいため、この範囲に限定した。

次にＮｉの平均濃度が２０質量％未満であったり、Ｍｏの平均濃度が８０質量％超であったりすると、得られる薄膜の耐湿性が充分では無くなる。このため、好ましくは、Ｎｉの平均濃度は２０質量％以上であり、Ｍｏの平均濃度は８０質量％以下である。さらに、Ｎｉの平均濃度が９０質量％超であったり、Ｍｏの平均濃度が１０質量％未満であったりすると、エッチング液によるエッチング速度が遅くなる。したがって、Ｎｉの平均濃度は９０質量％以下、Ｍｏの平均濃度が１０質量％以上とした。ここで、平均濃度とは、ターゲット板の一方又は両方の表面から所定の深さまでの、厚さ方向に関するＮｉ又はＭｏの濃度の平均値を意味する。そして、所定の深さとは、スパッタリングによってエロージョンがされる深さよりも大きければ良い。例えば厚さ５ｍｍのターゲット板について１ｍｍ程度以上、又は５ｍｍ（全体）であってもよい。平均濃度を測定するには湿式の化学分析を用いるとよい。又、ＧＤＳによりターゲット板のＮｉ及びＭｏの厚さ方向の分布を測定して、平均濃度を導出しても良い。

本発明のＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板には、さらに、周期表の第IVa族、Va族、VIIa族、VIII族、Ib族、IIｂ族、IIIｂ族、IVｂ族のいずれかの金属元素（Ｎｉ、Ｍｏを除く）のうち少なくとも１つ以上の元素を含有させて、よりエッチング性や耐食性を向上させる場合がある。これらの各元素の望ましい含有量は０．２質量％以上１５質量％以下である。０．２質量％未満であると、エッチング性や耐食性を向上させる効果が少ない。１５質量％超であると、Ｎｉ−Ｍｏ系ターゲットの靭性が低下して使用中に割れるなどトラブルが多くなる。したがって、上記の範囲とした。これらの元素としては、例えば、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆの他、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｃｕ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ａｌ、Ｇａ、Ｓｉなどが挙げられる。

これらの金属元素の中でも、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆのうち少なくとも１つ以上の元素が含有されると、著しくエッチング性や耐食性が向上される。これらの各元素の望ましい含有量は総和で０．２質量％以上１５質量％以下である。０．２質量％未満であると、エッチング性や耐食性を向上させる効果が少ない。１５質量％超であると、Ｎｉ−Ｍｏ系合金ターゲットの靭性が低下して使用中に割れるなどトラブルが多くなる。したがって、上記の範囲とした。
＜Ｎｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板の製造方法＞
上記した本発明のＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板を製造する方法は、溶融法、粉末冶金法等を利用してＮｉ−Ｍｏ系合金成形体を製造する工程と、Ｎｉ−Ｍｏ系合金成形体表面を機械加工によって切削して平面化し板状にする工程と、板状のＮｉ−Ｍｏ系合金成形体に熱処理を施す工程から構成される。さらに、熱処理によって最表面に形成された酸化物層を研磨等で除去する工程も含まれる。以下にこの製造方法の詳細を記載する。

Ｎｉ−Ｍｏ系合金の成形体を製造には溶製による方法が第１に挙げられる。例えば高周波溶解炉内でＮｉ及びMoを含む原料を溶融させて鋳込む。その後鍛造や圧延加工により所望の厚さのターゲット材を得る。

又、Ｎｉ−Ｍｏ系合金成形体を製造する工程は溶製による方法をとることもできるが、融点が高いＭｏやその他の高融点金属の焼結に適用できることが知られている熱間静水圧プレス（以下「ＨＩＰ」という）法で原料の金属粉末を加圧焼結させる方法が効率的である。スパッタリングターゲット材となる原料Ｎｉの粉末、Ｍｏの粉末、及び、その他の添加金属元素からなる粉末を厚み３ｍｍ程度のＳＳ４００鋼板からなるＨＩＰ用のカプセル容器に真空封入して、焼成温度が６００℃以上１３００℃以下、加圧力が１０００気圧以上２０００気圧以下の条件でＨＩＰにより加圧焼結する。焼成温度は、金属や合金によって適切な温度が選定される。例えば、焼成温度は、融点から算出されるタンマン温度又はタンマン温度の前後１００℃の範囲内とすることができる。

こうしてＨＩＰにより得られる加圧焼結体の相対密度は９５％以上１００％以下である。ここで、原料金属粉末は０．１μｍから５０μｍ程度の大きさのものが望ましく、例えば平均粒径で６μｍの粉末を使用する。これらの粉末をＨＩＰ用容器内に装入するが、容器に装入する前にプレス加工や冷間静水圧プレスによって仮成型してコンパクト化するとより効率的な作業が可能となる。

なお、ＨＩＰによる成形体製造方法とは別に，常圧の又は減圧した容器中に水素を流した還元雰囲気中で、ＣＩＰ（冷間静水圧成形）で原料金属粉末を固めた圧粉体を高温化で焼結してもＮｉ−Ｍｏ系成形体を製造することは可能である。焼結処理に際して容器中の平均的な水素濃度は０．５％以上２０％以下とすると良い。当該水素流量によってＮｉ−Ｍｏ系合金成形体に含まれる酸素濃度を制御できる。焼結温度は５００〜１８００℃程度で行うと良い。

また、上記したＨＩＰや常圧等での焼結を行う前に、原料金属粉末の状態または仮成型体の状態において酸素を所望の量付着（吸着）するように制御することによって、焼結体にも同等の酸素濃度で酸素を残留させることが可能である。具体的には残留酸素濃度が１０質量ｐｐｍよりも少ない場合には、大気中で原料金属粉末，もしくは，仮成型体を２００℃から５００℃程度に加熱して酸素を吸着（酸化）させる。１０００質量ｐｐｍよりも酸素濃度が多い場合には、水素雰囲気の中で原料金属粉末、もしくは、仮成型体を２００℃から５００℃程度に加熱して酸素を還元脱離させればよい。

上記のＮｉ−Ｍｏ系合金成形体を製造する工程で得られたＮｉ一Ｍｏ系合金成形体は、その後の表面を機械加工で平面化して板状にする工程と、板状のＮｉ−Ｍｏ系成形体に熱処理を施す工程によってＮｉ−Ｍｏ系スパッタリングターゲット板に仕上げる。これらの一連の工程を順次行なうことによって，板状のＮｉ−Ｍｏ系合金成形体の表面から内部に向けて、厚さ方向におけるＮｉ、Ｍｏ元素の濃度分布を本発明の範囲に調整することができる。その結果、本発明のＮｉ、Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット材が製造することが可能となる。

機械による平面化加工としては、例えばフライス盤を用いた切削加工や平面研削盤を用いた研削加工等の公知の金属材料加工方法が挙げられる。この工程を経ることによってスパッタリング板に必要な平面が得られるが、その一方、Ｎｉ、Ｍｏ元素の分布が偏ったものになってしまう。

これに対して、次工程で熱処理を施して、偏ったＮｉ、Ｍｏの濃度分布を平坦化することが、本発明の最も重要な部分である。熱処理を施すと機械加工によってＮｉ−Ｍｏ系成形体の表面付近に生じた残留歪みが開放され、同時に、この開放に対してエネルギー的なバランスを取るようにＮｉ、Ｍｏの元素が熱処理中に移動して、その結果、それぞれの濃度が平坦化すると考えている。

所望のＮｉ、Ｍｏの濃度分布を得るための熱処理工程における熱処理温度の範囲は６００℃以上１２００℃以下が望ましい。６００℃未満であると残留応力が付与されていてもＮｉ、Ｍｏの濃度分布の再配列は起こらず、本発明のＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板のＮｉ、Ｍｏの濃度分布が得られない。１２００℃を超えるとＮｉ、Ｍｏ濃度分布の再配列は起こるが、結晶粒の粗大化が発生してしまう。したがって、熱処理工程における温度範囲は６００℃以上１２００℃以下とした。

なお、熱処理中に表面が酸化したり窒化することは望ましく無く、雰囲気は例えば、真空としたり，Ａｒや窒素等の不活性ガスとすると良い。熱処理を施すと，上記雰囲気であっても最表面には極薄い酸化物や窒化物が形成される場合がある。そこで，必要に応じてこの薄い酸化物や窒化物を極軽微な研磨で剥ぎ落とす。ここで、この処理にフライス盤などによる切削方法を適用すると、せっかく調整したＮｉ、Ｍｏの濃度分布が壊れてしまうことがあるので注意が必要である。したがって，スコッチブライトやエメリー紙を使用した軽微な研磨がこの工程では好ましい。

なお、機械による平面化加工の後に、化学研磨などの方法で変質層を除去する方法も本発明に含まれるが、表面に微小な凹凸が発生したり、処理に時間がかかることから工業的には有利な方法とはいえない。

以下，実施例により、本発明をさらに詳しく説明する．
（実施例１）
アトマイズ法によって，Ｎｉ−Ｍｏ−Ｆｅ系合金粉末を製造した。線分法により求めた合金粉末の平均粒径は６μｍであり、成分は成分系（i）８１．５質量％Ｎｉ−１５．４質量％Ｍｏ−３．１質量％Ｆｅ、成分系（ii）７２．４質量％Ｎｉ−２４．６質量％Ｍｏ−３．０質量％Ｆｅ、成分系（iii）６４．５質量％Ｎｉ−３２．３質量％Ｍｏ−３．１質量％Ｆｅの３種類であった。

厚み２．５ｍｍのＳＳ４００製のＨＩＰ用容器（内寸：厚さ５５ｍｍ×幅４００ｍｍ×長さ７８０ｍｍ）を用意して上記粉末を中に充填した。ＨＩＰ用容器の内部をロータリーポンプと油拡散ポンプとで真空引きした後に、３００℃に加熱しながらさらにＨＩＰ用容器の内部の真空引きを続けた。真空度が１０^−２Ｐａ程度に到達した後、吸引口等をピンホールが発生してリークしないように注意して封印した。この後、１１８０℃×３時間保定し、１０００気圧の条件でＨＩＰ焼結処理を施して、Ｎｉ−Ｍｏ−Ｆｅ系合金成形体を得た。得られた供試体の表面からＳＳ４００製の鉄皮を剥ぎ取りＮｉ−Ｍｏ系合金成形体を得た。当該成形体を切断加工した後、フライス盤により切削して平面化を行なった。この時の成形体の外形寸法は厚さ１０ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ６００ｍｍであった。

次に溶解法によって、成分が成分系（iv）７６．６質量％Ｎｉ−１５．４質量％Ｍｏ−８．０質量％Ｆｅの合金成形体を製造した。まず、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＦｅの原料金属を真空中で高周波加熱により溶解した後に、モールドへ鋳込んで合金成形体を得た。その後、当該合金成形体を１０００℃に加熱して熱間圧延した。熱間圧延時の全圧下率は６０％であった。得られた供試体の表面をフライス盤により１．２ｍｍの厚さ分を切削する平面化加工をした。こうして、得られた合金成形体の外形寸法は厚さ１０ｍｍ×幅１５０ｍｍ×長さ６００ｍｍであった。

上記製造の後、平面化処理、熱処理、仕上げ処理を施してターゲット板に仕上げた。表１に各実施例の製造条件及び評価結果について詳細を示した。

以上のようにして得たＮｉ−Ｍｏ系スパッタリングターゲット板の表面から内部への厚さ方向におけるＮｉ、Ｍｏの元素濃度分布を、ＧＤＳ（グロー放電発光分光分析装置）を使って測定した。使用した装置はＪＯＢＩＮ ＹＶＯＮ社製 ＪＹ５０００ＲＦ−ＰＳＳ型であった。表面から厚さ方向の１５０μｍまでスパッタリングにより除去しながら、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＦｅの各元素の厚さ方向に対する濃度分布を測定した。

得られたＮｉ−Ｍｏ系スパッタリングターゲット板はＣｕ製のバッキングプレートにボンディングしてスパッタリングターゲット電極とした。このスパッタリングターゲット電極を用いて、スパッタリング時の異常放電性能を評価した。

スパッタリングにおける条件は次の通りとした。スパッタリングガス：Ａｒ、スパッタリングガス圧：０．２７Ｐａ、スパッタリング電力：２．０ｋＷ、成膜基板：Ｃｏｒｎｉｎｇ＃７０５９（５０×５０ｍｍ^２）。また、成膜速度測定の際に、Ａｒガス圧０．６７Ｐａ、スパッタリング電力２．０ｋＷの条件にて１０ｍｉｎプレスパッタリングを実施した。

スパッタリング中における放電安定性を評価するため、上記スパッタリングターゲットをスパッタリング装置に装着し、異常放電特性を評価した。放電条件はスパッタリングガス：Ａｒ、スパッタリングガス圧：０．２７Ｐａ、スパッタリング電力：２．０ｋＷで、積算スパッタリング電力が５ｋＷｈに達するまで連続放電し、その間に発生した異常放電回数を測定した。異常放電は、スパッタリング放電用のＤＣ電源供給ケーブルに直接コイルを巻いてＣＴプローブとし、当該プローブに誘起されるパルス信号をオシロスコープにて観察して異常放電を検知した。異常放電が全く無かった場合には極めて優秀として◎で評価し、起こった回数が２回以下であった場合には優秀として○で評価し、２回を超えた場合には不良として×で評価した。

表１には、試験片Ｎｏ．１〜１１として成分系を上記（i）にしてＮｉ−Ｍｏ系ターゲット板を製造した際の工程（成形体製造工程）と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末をＨＩＰで高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては試験片Ｎｏ．１〜５は熱処理前にフライスと平面研削を併用し、試験片Ｎｏ．６〜１０はフライスのみ、試験片Ｎｏ．１１は熱処理前に平面化処理を行なわなかった。熱処理としては、試験片Ｎｏ．１は行なわず、試験片Ｎｏ．２、６は４００℃、その他は６００〜１２００℃で行なった。

熱処理後の仕上げ加工工程では、試験片Ｎｏ．１〜５は住友３M社製のスコッチブライトによる研磨を行なった。試験片Ｎｏ．６〜１０は平面研削の後にスコッチブライト研磨を施した。試験片Ｎｏ．１１はフライス、平面研削の後にスコッチブライト研磨を施した。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、試験片Ｎｏ．１、２、６、１１のΔＮｉとΔＭｏが本発明で規定する範囲から外れていた。これらのターゲット板を用いてスパッタリング成膜を行なって評価したところ，これらのターゲット板ではパーティクルが多数発生して．異常放電が多発した。評価後に非エロージョン部を観察したところ，堆積したＮｉ−Ｍｏ系酸化物が部分的に剥離しており、Ｎｉ−Ｍｏ系酸化物のパーティクルとしてスパッタリング中に飛散していたことを確認した。

その他の試験片については、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．３、７、８では異常放電は２回以下とほとんど発生しなかった。さらに、その他の試験片では、異常放電は全く観察されなかった。

次に、試験片Ｎｏ．１２〜１７として成分系を上記（iv）にしてＮｉ−Ｍｏ系ターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造は溶解法で行なったものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用した。熱処理としては、試験片Ｎｏ．１２は行なわず、試験片Ｎｏ．１３は５００℃、その他は７００〜１３００℃で行なった。熱処理後の仕上げ加工工程では、住友３M社製のスコッチブライトによる研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、試験片Ｎｏ．１２、１３のΔＮｉとΔＭｏが本発明で規定する範囲から外れていた。これらのターゲット板を用いてスパッタリング成膜を行なって評価したところ，これらのターゲット板ではパーティクルが多数発生して．異常放電が多発した。評価後に非エロージョン部を観察したところ，堆積したＮｉ−Ｍｏ系酸化物が部分的に剥離しており、Ｎｉ−Ｍｏ系酸化物のパーティクルとしてスパッタリング中に飛散していたことを確認した。

その他の試験片については、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．１４、１５では異常放電は２回以下とほとんど発生しなかった。さらに、その他の試験片では、異常放電は全く観察されなかった。

次に、試験片Ｎｏ．１８〜２２として成分系を上記（ii）にしてＮｉ−Ｍｏ系ターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末をＨＩＰで高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用した。熱処理としては、試験片Ｎｏ．１８は行なわず、その他は７００〜１３００℃で行なった。熱処理後の仕上げ加工工程では、住友３M社製のスコッチブライトによる研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、試験片Ｎｏ．１８のΔＮｉとΔＭｏが本発明で規定する範囲から外れていた。これらのターゲット板を用いてスパッタリング成膜を行なって評価したところ，これらのターゲット板ではパーティクルが多数発生して．異常放電が多発した。評価後に非エロージョン部を観察したところ，堆積したＮｉ−Ｍｏ系酸化物が部分的に剥離しており、Ｎｉ−Ｍｏ系酸化物のパーティクルとしてスパッタリング中に飛散していたことを確認した。

その他の試験片については、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．１９、２０では異常放電は２回以下とほとんど発生しなかった。さらに、その他の試験片では、異常放電は全く観察されなかった。

次に、試験片Ｎｏ．２３〜２７として成分系を上記（iii）にしてＮｉ−Ｍｏ系ターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末をＨＩＰで高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用した。熱処理としては、試験片Ｎｏ．２３は行なわず、その他は７５０〜１３５０℃で行なった。熱処理後の仕上げ加工工程では、エメリー紙（＃６００）研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、試験片Ｎｏ．２３のΔＮｉとΔＭｏが本発明で規定する範囲から外れていた。これらのターゲット板を用いてスパッタリング成膜を行なって評価したところ，これらのターゲット板ではパーティクルが多数発生して．異常放電が多発した。評価後に非エロージョン部を観察したところ，堆積したＮｉ−Ｍｏ系酸化物が部分的に剥離しており、Ｎｉ−Ｍｏ系酸化物のパーティクルとしてスパッタリング中に飛散していたことを確認した。

スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性や耐食性は、Ｎｉ−Ｍｏ系成分系に第VIII族のＦｅを加えることによって高いレベルの特性であった。

その他の実施例については、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．２４、２５では異常放電は２回以下とほとんど発生しなかった。さらに、その他の試験片では、異常放電は全く観察されなかった。

以上示したように、本発明のＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板では、スパッタリング時に異常放電が発生しにくく、効率的なスパッタリング成膜が可能であることを確認できた。

（実施例２）
アトマイズ法によって、Ｎｉ−Ｍｏ系粉末を製造した。粉末の平均粒径は６μｍであり、成分系は表２に示した．厚み２．５ｍｍのＳＳ４００製のＨＩＰ用容器（内寸：厚さ５５ｍｍ×幅４００ｍｍ×長さ７８０ｍｍ）を用意して，上記粉末を中に充填した．容器内部をロータリーポンプと油拡散ポンプで真空引きした後に，５００℃に加熱してさらに真空引きを続けた。真空度が１０^−２Ｐａ程度に到達した後、吸引口等をピンホールが発生してリークしないように注意して封印した．この後．各種温度、時間条件で１０００気圧の条件でＨＩＰ焼結処理を施した。得られた供試体の表面からＳＳ４００製の鉄皮を剥ぎ取り，フライス盤による平面化を行なった。この時の寸法は厚さ１０ｍｍｘ幅１５０ｍｍｘ長さ６００ｍｍであった。

上記製造の後、平面化処理、熱処理、仕上げ処理を施してターゲット板に仕上げた。表２に各実施例の製造条件及び評価結果について詳細を示した。ここで、ボンディング条件やターゲット板のＮｉ、Ｍｏの元素濃度分布の評価，スパッタリング時の異常放電評価の方法は実施例１で行った内容と同一である。

試験片Ｎｏ．２８〜３３として、成分系をＮｉ、Ｍｏ二元系にしてそれらの比率を変えたターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を１１００℃×４ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は１０００℃×１ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はスコッチブライトによる研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．２８〜３３の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。

スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．２８の発明例でやや腐食され易い傾向にあったものの、その他の試験片では腐食されにくい特性であった。

また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．３３の発明例でややエッチング速度が遅い傾向にあったものの、その他の試験片ではエッチング速度は普通であった。

試験片Ｎｏ．３４〜３８として、Ｎｉ、Ｍｏに第VIIa族のＭｎ，第Ib族のＣｕ，第IIb族のＺｎ，第IIIb族のＡｌ，第IVb族のＳｉを加えた成分系においてターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を９５０℃×８ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は１０００℃×１ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はスコッチブライトによる研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．３４〜３８の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。

スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．３４〜３８の実施例で全く腐食が起らない優れた特性であった。また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．３４〜３８の実施例でエッチング速度は普通であり、実用に問題ない特性であった。

試験片Ｎｏ．３９〜４４として、Ｎｉ、Ｍｏに第IVa族のＴｉを加えた成分系においてそれらの比率を変えたターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を９５０℃×８ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は８５０℃×２ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はエメリー紙（＃６００）による研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．３９〜４４の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。

スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．３９〜４４の実施例で全く腐食が起らない優れた特性であった。また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．３９〜４４の実施例でエッチング速度は速い傾向にあり、優れた特性であった。

試験片Ｎｏ．４５〜４７として、Ｎｉ、Ｍｏに第Va族のＶ，第VIII族のＦｅを加えた成分系においてターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を１１８０℃×４ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は９５０℃×８ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はスコッチブライトによる研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．４５〜４７の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。

スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．４５〜４７の実施例で全く腐食が起らない優れた特性であった。また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．４５〜４７の実施例でエッチング速度は速く、優れた特性であった。

試験片Ｎｏ．４８〜５０として、Ｎｉ、Ｍｏに第VIa族のＣｒ，第IVa族のＴｉを加えた成分系においてターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を１２５０℃×３ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は８８０℃×６ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はエメリー紙（＃６００）による研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．４８〜５０の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。

スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．４８〜５０の実施例で全く腐食が起らない優れた特性であった。また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．４８〜５０の実施例でエッチング速度は速く、優れた特性であった。

試験片Ｎｏ．５１〜５３として、Ｎｉ、Ｍｏに第Va族のＴａ，第VIII族のＦｅを加えた成分系においてターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を１２５０℃×３ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は９８０℃×５ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はスコッチブライトによる研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．５１〜５３の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。

スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．５１〜５３の実施例で全く腐食が起らない優れた特性であった。また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．５１〜５３の実施例でエッチング速度は速く、優れた特性であった。

試験片Ｎｏ．５４〜５６として、Ｎｉ、Ｍｏに第IVa族のＺｒ，第VIII族のＦｅを加えた成分系においてターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を１２５０℃×３ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は１０００℃×１ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はスコッチブライトによる研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．５４〜５６の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。

スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．５４〜５６の実施例で全く腐食が起ない優れた特性であった。また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．５４〜５６の実施例でエッチング速度は速く、優れた特性であった。

試験片Ｎｏ．５７〜５９として、Ｎｉ、Ｍｏに第IVa族のＨｆ，第VIII族のＦｅを加えた成分系においてターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を１２５０℃×３ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は１１００℃×０．５ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はエメリー紙（＃６００）による研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．５７〜５９の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。

スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．５７〜５９の実施例で全く腐食が起らない優れた特性であった。また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．５７〜５９の実施例でエッチング速度は速く、優れた特性であった。

試験片Ｎｏ．６０〜６２として、Ｎｉ、Ｍｏに第Va族のＮｂ，第VIII族のＦｅを加えた成分系においてターゲット板を製造した際の工程と、ターゲット板におけるＮｉ，Ｍｏの濃度分布と、スパッタリング時の異常放電特性を示した。何れも成形体製造はアトマイズで製造した粉末を１２８０℃×３ｈｒのＨＩＰ条件で高温・高圧下で焼結したものである。平面化処理としては熱処理前にフライスと平面研削を併用して行なった。熱処理は１２００℃×１ｈｒで行なった。熱処理後の仕上げ加工工程はエメリー紙（＃６００）による研磨を行なった。

得られたターゲット板についてＧＤＳでＮｉ、Ｍｏの濃度分布を測定したところ、ΔＮｉとΔＭｏは本発明で規定する範囲に入っていた。スパッタリング成膜によって評価した結果は、試験片Ｎｏ．６０〜６２の本発明例では、異常放電は全く観察されなかった。スパッタリングで成膜した薄膜の耐食性を調べたところ、試験片Ｎｏ．６０〜６２の実施例で全く腐食が起らない優れた特性であった。また、スパッタリングで成膜した薄膜のエッチング性を調べたところ、試験片Ｎｏ．６０〜６２の実施例でエッチング速度は速く、優れた特性であった。

以上示したように、本発明のＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板では、スパッタリング時に異常放電が発生しにくく、効率的なスパッタリング成膜が可能であることを確認できた。

スパッタリングターゲット板面のエロージョン部と非エロージョン部とを説明する図である。

符号の説明

１ Ｎｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板
２ 非エロージョン部
３ エロージョン部
４ Ｎｉ−Ｍｏ酸化物
５ Ｎｉ−Ｍｏ酸化物の端部

Claims (5)

1. Ｎｉ、Ｍｏ及び不可避的不純物元素からなるＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板であって、
   前記スパッタリングターゲット板の板面の表面から厚さ方向に１０μｍの位置におけるＮｉ濃度及びＭｏ濃度をそれぞれ質量％でＮｉ（１０）及びＭｏ（１０）とし、表面から厚さ方向に１００μｍの位置におけるＮｉ濃度及びＭｏ濃度をそれぞれ質量％でＮｉ（１００）及びＭｏ（１００）として、次式の関係を満たすことを特徴とするＮｉ−Ｍｏ系スパッタリングターゲット板。
   −２．０≦ΔＮｉ≦０．２
   −０．２≦ΔＭｏ≦２．０
   および、
   −０．２≦ΔＮｉ＋ΔＭｏ≦０．２
   ここで、ΔＮｉ＝Ｎｉ（１０）−Ｎｉ（１００）
   ΔＭｏ＝Ｍｏ（１０）−Ｍｏ（１００）
2. Ｎｉ濃度が２０質量％以上且つＭｏ濃度が１０質量％以上であることを特徴とする請求項１に記載のＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板。
3. さらに、周期表の第IVa族、Va族、VIIa族、VIII族、Ib族、IIｂ族、IIIｂ族、IVｂ族のうちＮｉ、Ｍｏを除く１種又は複数種の金属元素を、総和で平均濃度で０．２質量％以上１５質量％以下有する請求項２に記載のＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板。
4. 前記第IVa族、Va族、VIIa族、VIII族、Ib族、IIｂ族、IIIｂ族、IVｂ族のうちＮｉ、Ｍｏを除く１種又は複数種の金属元素が、Ｔｉ、Ｖ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｔａ、Ｚｒ、及びＨｆのうちＮｉ、Ｍｏを除く１種又は複数種の金属元素であることを特徴とする請求項３に記載のＮｉ−Ｍｏ系合金のスパッタリングターゲット板。
5. 請求項１〜４に記載のスパッタリングターゲット板において、
   次式の関係を満たすことを特徴とするＮｉ−Ｍｏ系合金スパッタリングターゲット板。
   −０．２≦ΔＮｉ≦０．２
   −０．２≦ΔＭｏ≦０．２