JP4097180B2

JP4097180B2 - Method for producing aluminum-based alloy target material and aluminum-based alloy target material obtained by the method

Info

Publication number: JP4097180B2
Application number: JP2001359185A
Authority: JP
Inventors: 高史久保田; 渡辺　　弘; 和男松前; 和照加藤
Original assignee: Mitsui Mining and Smelting Co Ltd
Current assignee: Mitsui Mining and Smelting Co Ltd
Priority date: 2001-04-20
Filing date: 2001-11-26
Publication date: 2008-06-11
Anticipated expiration: 2021-11-26
Also published as: KR100470536B1; KR20020082412A; CN1386879A; TW593720B; JP2003003258A; CN1179061C

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、アルミニウム合金薄膜を形成する際に用いられるスパッタリング用ターゲット材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、液晶パネルなどの細線配線は、所定組成のターゲット材を用いてスパッタリング法による薄膜で形成されている。このターゲット材には、形成した薄膜の耐熱性や接合性などの特性要求から高融点金属材を用いられることが多かった。しかし、近年では、パネルの高精細化、大画面化の進行に伴い、耐熱性とともに低抵抗特性を満足した材料が使用されている。
【０００３】
この耐熱性と低抵抗性との特性を備えた薄膜を形成できる材料としては、アルミニウム系合金が知られており、そのなかでもアルミニウムに炭素を含有したアルミニウム−炭素合金が、薄膜の耐熱性、低抵抗性に特に優れたものとして着目されている。そして、アルミニウム−炭素合金にマグネシウムやマンガンなどの添加元素をさらに加えることで、耐熱性、低抵抗性を更に向上した薄膜を形成できるターゲット材の開発もなされている。
【０００４】
このようなアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法としては、いわゆる半溶融撹拌法や粉末冶金法が知られている。ところが、これらの製法では、均一な組成のターゲット材を実現することが難しく、ターゲット材中に欠陥を有したり、ターゲット材自体の酸化を生じやすいなどの不具合が多いものである。このことに対して、本発明者等はスパッタリング法によるターゲット材の製造方法を提唱することにより、均一な組成で、ターゲット材中の欠陥や材料自体の酸化を抑制したアルミニウム系合金ターゲット材を得ることを可能とした。
【０００５】
この本発明者らの提唱するスパッタリング法によるターゲット材の製造方法は、まず、アルミニウムと炭素とのターゲットをそれぞれ準備し、これらターゲット材を、同時或いは交互にスパッタして基板上に堆積させ、アルミニウム−炭素合金のバルク材を形成するものである。また、このスパッタリングで形成されたアルミニウム−炭素合金のバルク材を再溶解し、添加元素を加え、冷却凝固することにより、優れた特性を有する薄膜の形成可能なアルミニウム系合金ターゲット材を製造するものである。
【０００６】
本発明者等の提案するスパッタリング法の製造方法によると、半溶融撹拌法や粉末冶金法に比べ、アルミニウム母相中に炭素が均一に分散した状態のアルミニウム系合金ターゲット材とすることができ、ターゲット材中の欠陥や材料の酸化も抑制されるので、耐熱性、低抵抗性に非常に優れたアルミニウム合金薄膜の形成を安定して行えるものとなる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このスパッタリング法によるアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法では、最終的に得られるターゲット材中に、比較的大きなアルミニウム−炭素相（Ａｌ_４Ｃ_３相）を形成しやすい傾向があった。このような比較的大きなアルミニウム−炭素相が存在するターゲット材を用いて薄膜を形成する場合、得られる薄膜に欠陥などを生じるのではないかと、品質上の懸念を生じる。そして、このスパッタリング法の製造方法では、スパッタリング装置等の制約から、一度に製造できるターゲット材の製造量を多くすることに限界がある。さらに、製造時の電力使用量やスパッタリング装置の冷却費用などが製造量に比例して増加するため、製造コストが大きくなるという問題も有していた。
【０００８】
本発明は、以上のような事情を背景になされたものであり、アルミニウム母相中のアルミニウム−炭素相が大きな偏析をすることなく、微細に且つ均一に分散析出したアルミニウム系合金ターゲット材を容易に得ることができ、製造コストを抑制できる製造技術を提供せんとするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記課題を達成するために、本発明は、アルミニウムに炭素を含有したアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法において、炭素ルツボにアルミニウムを投入して１６００〜２５００℃に加熱し、アルミニウムを溶解して炭素ルツボ内にアルミニウム−炭素合金を生成し、該溶湯を冷却凝固することにより、アルミニウム母相中にアルミニウム−炭素相を均一に微細分散させたアルミニウム−炭素合金を形成するものとした。
【００１０】
本発明の製造方法によると、アルミニウム母相中に微細なアルミニウム−炭素相が均一に析出し、偏析も殆ど発生しない。また、炭素ルツボを使用してアルミニウム−炭素合金を生成するため、本発明者等の提唱しているスパッタリング法の製造方法のような装置的な制約も少なく、大型ターゲット材の製造や大量生産が容易に可能となる。そして、本発明は、いわゆる溶解鋳造法を応用しているので、製造コストの抑制して、アルミニウム系合金ターゲット材を製造することができる。
【００１１】
本発明の製造目的であるアルミニウム系合金ターゲット材は、薄膜特性を考慮し、アルミニウム母相中に炭素を分散させたものである。本発明では、炭素ルツボにアルミニウムを投入して、１６００〜２５００℃に加熱してアルミニウムを溶解するので、アルミニウム−炭素系状態図に従い、炭素ルツボからアルミニウム中に炭素が溶出する。そのため、炭素含有量が０．１〜９．２ｗｔ％となるアルミニウム−炭素が生成される。この炭素ルツボにおける加熱温度が１６００℃未満であると、炭素がアルミニウムへ殆ど固溶しなくなり、目的のアルミニウム系合金ターゲット材を製造できなくなる。また、２５００℃を超える温度にまで加熱することも可能ではあるが、大気圧雰囲気ではアルミニウムの蒸発が生じ、実用的な製造条件としては適当ではない。
【００１２】
この炭素ルツボに投入するアルミニウムは、純度９９．９９（４Ｎ）％以上のものを用いることが好ましく、薄膜特性に適した炭素含有量、つまり、０．１〜３．０ｗｔ％範囲の炭素を含有したアルミニウム−炭素合金を形成するには、１６００〜１９００℃の加熱温度で溶解することが望ましいものである。
【００１３】
そして、炭素ルツボ中に生成されたアルミニウム−炭素合金の溶湯を、冷却凝固することで、アルミニウム−炭素合金を形成する。この際の冷却凝固する方法は、溶湯を鋳型に投入して鋳造するという一般的な手法で行ってもよく、また、いわゆるアモルファス金属を形成する際に行われるような急冷凝固法、例えば、単ロール法や双ロール法などのメルトスピン法と呼ばれる手法で行ってもよい。冷却凝固して形成したアルミニウム−炭素合金におけるアルミニウム母相中に分散するアルミニウム−炭素相は、冷却凝固する際の冷却速度が大きい程、微細な状態で均一に分散することになるので、冷却速度を大きくして凝固させることが好ましい。
【００１４】
このように本発明における炭素ルツボ中の溶湯を冷却凝固する方法は、どのような手法で行ってもよいが、その際の冷却速度は、３℃／ｓｅｃ〜２．０×１０^５℃／ｓｅｃの範囲で行うことが望ましい。３℃／ｓｅｃ未満であると、アルミニウム母相中におけるアルミニウム−炭素相が大きな状態で析出し易く、偏析も生じやすい傾向となるからである。また、２．０×１０^５℃／ｓｅｃを超える急冷凝固条件で本発明のアルミニウム系合金ターゲット材を製造することは可能ではあるが、設備コストなどを含む実用的な製造条件としては適当ではなくなる。
【００１５】
この炭素ルツボ中の溶湯を冷却凝固して形成されるアルミニウム−炭素合金は、鋳型に投入して鋳造する場合であれば、鋳造したアルミニウム−炭素合金をそのままターゲット材として使用できる。また、いわゆるメルトスピン法のような急冷凝固を行ってアルミニウム−炭素合金を形成した場合には線状或いは箔状の合金形状となるが、この場合は、得られた線状或いは箔状のものを再溶解してバルク体に成形し、ターゲット材として用いることができる。
【００１６】
次ぎに、本発明では、アルミニウムに炭素を含有し、更に、添加元素を加えた３元系のアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法として、炭素ルツボにアルミニウムを投入して１６００〜２５００℃に加熱し、アルミニウムを溶解して炭素ルツボ内にアルミニウム−炭素合金を生成し、該溶湯を冷却凝固することによりアルミニウム−炭素合金を形成し、該アルミニウム−炭素合金を再溶解ルツボに投入して、加熱することにより再溶解し、該再溶解溶湯に添加元素を加えて撹拌した後、該再溶解溶湯を鋳型に投入して鋳造するものとした。
【００１７】
本発明者等の鋭意研究の結果、アルミニウムに炭素を含有し、更に薄膜特性を向上させる添加元素を含む３元系のアルミニウム系合金ターゲット材を製造する場合、炭素ルツボを用いて冷却凝固したアルミニウム−炭素合金を再溶解し、該再溶解溶湯に添加元素を加えて撹拌し、該再溶解溶湯を鋳型に投入して鋳造すると、アルミニウム母相中に、添加元素を均一に分散し、且つ、アルミニウム−炭素相も均一に微細分散した状態のアルミニウム系合金ターゲット材を得ることを見出したのである。
【００１８】
この再溶解ルツボでの加熱は、添加元素を加えて撹拌できる程度の流動状態になるようにアルミニウム−炭素合金を溶解する必要があり、かつ、アルミニウム母相中へ均一に微細分散したアルミニウム−炭素相が粗大に成長しないようにする必要がある。そのため、再溶解ルツボでの加熱温度は、炭素含有量、添加元素量、溶湯の流動状態制御などを考慮して適宜決定すればよいが、６６０℃〜１０００℃の範囲とすることが望ましい。６６０℃未満であると、溶湯の粘性が高くなるため撹拌が難しくなり、１０００℃を超えると、アルミニウム−炭素相の析出が粗大に成長する傾向となるからである。
【００１９】
また、添加元素を加え撹拌した後、鋳型に投入して鋳造する際の冷却速度については、特に制限はない。本発明者等の研究によると、炭素ルツボで生成したアルミニウム−炭素合金の溶湯を冷却凝固して形成したアルミニウム−炭素合金を、再溶解し、再び鋳造しても、アルミニウム母相中のアルミニウム−炭素相は微細な状態で均一に分散することを確認している。例えば、再溶解後の鋳造における冷却速度を大きくしても、アルミニウム母相中のアルミニウム−炭素相の分散状態は、炭素ルツボで生成したアルミニウム−炭素合金の溶湯を冷却凝固して形成したアルミニウム−炭素合金中の分散状態とほぼ同じようになるのである。つまり、再溶解を行って鋳造した場合であっても、先に炭素ルツボで生成したアルミニウム−炭素合金の溶湯を冷却凝固して形成したアルミニウム−炭素合金中におけるアルミニウム−炭素相の分散状態に依存したアルミニウム系合金ターゲット材が得られるのである。
【００２０】
本発明における再溶解ルツボはその材質に特に制限はなく、炭素ルツボを使用することも可能である。但し、炭素ルツボを再溶解ルツボとして使用する場合、再溶解時の加熱温度によっては炭素ルツボから炭素の溶出が生じるため、アルミニウム−炭素の状態図を考慮して、加熱温度を適宜決定する必要がある。また、炭素ルツボ以外の再溶解ルツボを使用する場合には、再溶解時の加熱温度により、最終的に得られるアルミニウム系合金ターゲット材としての不純物となるものが溶出しないものであれば、その材質に制約はない。また、添加元素としては、薄膜特性の耐熱性向上に寄与するマンガン、マグネシウム等が挙げられる。
【００２１】
そして、上記のように再溶解を行ってアルミニウム系合金ターゲット材を製造する方法においては、再溶解前におけるアルミニウム−炭素合金のインゴットを冷間加工することが好ましい。冷却凝固して得られたアルミニウム−炭素合金をそのまま再溶解し、添加元素を加えて撹拌して鋳造した場合、最終的なターゲット用の板材として圧延などの成形加工する際に、材料自体に耳割れ、わに口割れなどが発生し易く、加工歩留まりが低くなる傾向がある。本発明者らは、この最終的な成形加工時に発生する割れの原因を調査したところ、アルミニウム母相中に分散したアルミニウム−炭素相にあることを突き止めた。後述するように、本発明に係るアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法によれば、アルミニウム−炭素相は、アルミニウム母相中に針状に析出して分散する傾向がある。そして、成形加工時に発生する割れは、この針状析出相の長手軸方向に沿って生じているものが殆どであることが確認された。つまり、炭化物であるアルミニウム−炭素相は、母相のアルミニウムに比べて極めて脆いため、成形のための圧延加工を行うと、針状に析出したアルミニウム−炭素相に亀裂が入り、その析出相の長手軸方向に沿って亀裂が伝播して、耳割れやわに口割れを引き起こすのである。このような知見より、本発明者らは、再溶解前におけるアルミニウム−炭素合金のインゴットを冷間加工することにより、アルミニウム−炭素の針状析出相を予め微細化することによって、最終的な成形加工時における割れの発生を防止するものとした。
【００２２】
この再溶解前におけるアルミニウム−炭素合金は冷間圧延などの冷間加工をすると、アルミニウム母相中で針状に析出したアルミニウム−炭素相が粉砕された状態となる。そして、この冷間加工したアルミニウム−炭素合金を再溶解すると、最終的にターゲット材用の板材等に成形加工する際に、割れの発生が抑制され、加工歩留まりが著しく向上するのである。また、最終的に得られるアルミニウム系合金ターゲット材は、アルミニウム母相中のアルミニウム−炭素相がさらに微細な状態で分散したものとなるのである。
【００２３】
再溶解前のアルミニウム−炭素合金のインゴットを冷間加工する場合、その加工方法自体に特に制限はないが、その加工率は５０％以上であることが好ましい。５０％以上の加工率であると、アルミニウム母相中のアルミニウム−炭素相を確実に粉砕し、非常に微細な分散状態となるので、最終的な成形加工で発生する割れを極力低減できる。
【００２４】
また、上記した３元系のアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法においては、再溶解時に、添加元素とともにアルミニウムを加えることで、所定の炭素含有量に調整することが好ましい。本発明の製造目的であるアルミニウム系合金ターゲット材は、薄膜特性としての耐熱性、低抵抗性を満足できる組成でなければならず、そのためには、アルミニウム中の炭素、添加元素の含有量を厳密にコントロールする必要がある。炭素ルツボにアルミニウムを溶解して生成するアルミニウム−炭素合金は、状態図に従った固溶量でアルミニウム中に炭素を含ませることができるものの、より厳密的な含有量制御はやや困難を伴うものといえる。そこで、予め多めの炭素含有量となるアルミニウム−炭素合金を炭素ルツボに生成するようにし、再溶解時に、添加元素とともにアルミニウムを加えることによって、最終的に製造するアルミニウム系合金ターゲット材の組成を厳密に調整するのである。これにより、薄膜に要求される耐熱性、低抵抗性を満足する組成を有したターゲット材を容易に製造することができる。
【００２５】
尚、本発明に係る３元系のアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法において説明した、再溶解前の冷間加工及びアルミニウムの添加による組成調整は、アルミニウムと炭素とからなる２元系のアルミニウム系合金ターゲット材を製造する際にも有効である。炭素ルツボに生成したアルミニウム−炭素合金の溶湯を冷却凝固して得られたインゴットを、そのままターゲット材用の板材とするための圧延等の最終的な成形処理をすると、材料自体に割れが発生しやすい。そこで、３元系の場合と同様に、再溶解前におけるアルミニウム−炭素合金を冷間圧延などの冷間加工をし、アルミニウム母相中に針状に析出したアルミニウム−炭素相を粉砕して、その冷間加工したアルミニウム−炭素合金を再溶解して鋳造するのである。そうすると、ターゲット材用の板材に最終的な成形加工をする際に、割れの発生が抑制され、加工歩留まりを著しく向上できる。そして、最終的に得られるアルミニウム系合金ターゲット材は、アルミニウム母相中のアルミニウム−炭素相がさらに微細な状態で分散したものとなるのである。
【００２６】
また、再溶解時にアルミニウムのみを添加して、炭素含有量を調整することも、アルミニウムと炭素との２元系のアルミニウム系合金ターゲット材に有効である。例えば、１９００℃を超える加熱温度で炭素ルツボ中のアルミニウムを溶解してアルミニウム−炭素合金を生成した場合、その生成される合金の炭素含有量は、状態図に従い３．０ｗｔ％を越えることなり、薄膜特性を満足できなくなる。そこで、薄膜特性に適した炭素含有量、即ち、０．１〜３．０ｗｔ％の炭素含有量のアルミニウム−炭素合金を製造するためには、再溶解時にアルミニウムのみ加えて炭素含有量を調整するのである。
【００２７】
本発明に係る３元系のアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法において、添加元素としてマグネシウムを用いる場合には、再溶解時の加熱温度を６６０〜９００℃で行うことが好ましい。マグネシウムは低融点金属であるため、再溶解時の加熱温度が９００℃を超えると、添加するマグネシウムの蒸発が激しくなり、所定目的の組成にすることが難しくなり、作業性も低下し、危険性も大きくなるからである。また、６６０℃未満の温度では溶湯の粘性が高くなり、マグネシウムを加えて撹拌できる程度の流動状態にならないからである。この加熱温度範囲は７５０〜８５０℃がより好ましく、この温度範囲であればマグネシウムの蒸発も少なく、撹拌作業が確実に行える適度な流動状態を維持でき、鋳型への鋳造性も良好となる。これにより、低抵抗性、耐熱性に優れた薄膜を形成可能なアルミニウム系合金ターゲット材を容易に製造することができる。
【００２８】
本発明に係るアルミニウム系合金ターゲット材の製造方法においては、炭素ルツボ内でのアルミニウムの溶解、及び再溶解ルツボでのアルミニウム−炭素合金の再溶解を、不活性ガス雰囲気中で行うことが好ましい。アルゴンガスなどの不活性ガス雰囲気中で溶解又は再溶解することにより、得られるアルミニウム系合金ターゲット材の酸化を極力防止することができるからである。また、炭素ルツボでの溶解又は再溶解ルツボでの再溶解時には、溶解雰囲気の圧力制御を行うことが好ましい。いわゆる蒸気圧制御を行うと、製造するアルミニウム系合金ターゲット材の組成を厳密にコントロールできるようになるからである。つまり、溶解雰囲気の圧力が低いと、含有させる炭素や添加元素が蒸発しやすくなり、目的組成のアルミニウム系合金ターゲット材を製造することが難しくなるからである。
【００２９】
本発明による製造方法で得られたアルミニウム系合金ターゲット材は、アルミニウム母相中におけるアルミニウム−炭素相の大きさが５００μｍ以下の微細な析出相となる。このアルミニウム−炭素相の析出は、冷却速度が大きくなるほど微細になり、３〜５℃／ｓｅｃの場合では大きさ５００μｍ程度の析出をするが、１．０×１０^４〜２．０×１０^５℃／ｓｅｃの場合では、１〜３μｍ程度の極めて微細な析出をするようになる。このように微細に析出したアルミニウム−炭素相を有する本発明の製造方法より得られたアルミニウム系合金ターゲット材は、スパッタリングにおけるターゲット材の放電特性が非常に良好となり、偏析や欠陥も殆どないので、耐熱性や低抵抗性などの薄膜特性を満足した薄膜の形成を安定して行えるものとなる。
【００３０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の好ましい実施形態を、実施例と比較例とに基づいて説明する。
【００３１】
実施例１：まず、カーボンルツボ（純度９９．９％）に、純度９９．９９％のアルミニウムを投入して、１７９０℃で加熱してアルミニウムを溶解した。このカーボンルツボによるアルミニウムの溶解は、アルゴンガス雰囲気中で雰囲気圧力は大気圧として行った。この溶解温度で約５分間保持し、カーボンルツボ内にアルミニウム−炭素合金を生成した後、その溶湯を炭素鋳型に投入して、放置することにより自然冷却して鋳造した。炭素鋳型に投入して溶湯が凝固した状態になるまでの時間は５分間で、その時の炭素鋳型内温度を測定したところ６６０℃になっていた。このことにより、冷却速度は約３．８℃／ｓｅｃであることが確認された。
【００３２】
この炭素鋳型に鋳造したアルミニウム−炭素合金の鋳塊を取り出して分析したところ、炭素含有量は０．９７ｗｔ％となっていた。この鋳造して得られた炭素濃度０．９７ｗｔ％のアルミニウム−炭素合金を２０００ｇと、純度９９．９９％のアルミニウム７９１ｇとを、再溶解用のカーボンルツボに投入し、８００℃に加熱して再溶解した。この実施例１では再溶解ルツボとしてカーボンルツボを使用しているが、再溶解時の加熱温度が８００℃であるので、アルミニウム−炭素系状態図に従い、再溶解用のカーボンルツボから炭素の溶出は殆ど生じない。
【００３３】
そして、再溶解用カーボンルツボ内の溶湯に、マグネシウム５６．９５ｇを加え、約１分間撹拌を行った。この再溶解についても、アルゴンガス雰囲気中で、雰囲気圧力は大気圧にして行った。撹拌後、溶湯を銅水冷鋳型に鋳込むことにより、所定形状のターゲット材を得た。このターゲット材を分析した結果、炭素含有量０．７０ｗｔ％、マグネシウム含有量２ｗｔ％であるアルミニウム−炭素−マグシウム合金となっていることが確認された。
【００３４】
実施例２：つぎに、メルトスピン法による急冷凝固の場合について説明する。
カーボンルツボ（純度９９．９％）に、純度９９．９９％のアルミニウムを投入して、１７９０℃で加熱してアルミニウムを溶解した。このカーボンルツボによるアルミニウムの溶解は、アルゴンガス雰囲気中で雰囲気圧力は大気圧として行った。このカーボンルツボ内に生成されたアルミニウム−炭素合金の溶湯５ｇを、メルトスピン装置の石英管に投入した。この石英管は、アルゴン雰囲気（圧力１．３Ｐａ）中に配置され、１８００℃にまで加熱した。この後、石英管の先端に設けられた直径１ｍｍの穴から、冷却された銅ドラム（回転速度：３０００ｒｐｍ）の周面に向けて、溶湯を出湯して吹き付けた。
【００３５】
これにより、厚さ５０〜７０μｍのアルミニウム−炭素合金の箔が作製された。この銅ドラムを用いたスピンメルト法による冷却速度を算出したところ、約１．７×１０^４℃／ｓｅｃであることが確認された。このようにアルミニウム−炭素合金箔をある程度の量作製し、それを一つに纏め、カーボン製の再溶解ルツボにより再溶解し、再溶解した溶湯を銅水冷鋳型に鋳込むことにより、アルミニウム−炭素合金のターゲット材を得た。再溶解時の加熱温度は８００℃としたので、アルミニウム−炭素系状態図に従い、再溶解用のカーボンルツボから炭素の溶出は殆ど生じない。このターゲット材を分析した結果、炭素含有量０．７０ｗｔ％、であるアルミニウム−炭素−合金となっていることが確認された。
【００３６】
比較例：この比較例は、発明者等が提案したスパッタリング法でのターゲット材の製造方法によるものである。このスパッタリング法では、まず、アルミニウム（純度９９．９９９％）ターゲットと、炭素（純度９９．９％）ターゲットと、回転基板とを準備し、３カソード・マグネトロンスパッタリングタイプのスパッタリング装置に配置した。回転基板は、装置チャンバーのほぼ中央に配置した。アルミニウムターゲットと炭素ターゲットとは、回転基板の周囲に、両ターゲットの回転基板に向かう方向が互いに直交する状態となるように配置した。また、回転基板は筒状体で、この筒状体側面にはアルミニウム箔（純度９９．９９９％）を巻き付けたものを用いた。
【００３７】
スパッタリング条件は、チャンバー内にアルゴンガスを導入し、スパッタリング圧力を０．８７Ｐａ、投入電力は、アルミニウムターゲットに１２ｋＷ（２４．８Ｗ／ｃｍ^２）、炭素ターゲットに４ｋＷ（３．４Ｗ／ｃｍ^２）とし、回転基板の回転速度は７ｒｐｍとして、回転基板のアルミニウム箔上に、アルミニウムと炭素とを堆積させた。約３０時間のスパッタリングを行い、厚さ０．６ｍｍのバルク体を回転基板のアルミニウム箔上に形成した。この形成されたバルク体の断面結晶構造を観察したところ、約０．３μｍ厚のアルミニウム層と約０．０１μｍ厚の炭素層とが積層された状態でバルク体を形成し、そのバルク体における炭素濃度は２．６ｗｔ％（５．６原子％）となっていた。
【００３８】
このバルク体を、別途準備した所定量のアルミニウム（純度９９．９９９％）とともに真空溶解することで、アルミニウム−炭素合金組成の炭素濃度が０．７０ｗｔ％となるように調整し、さらに、マグネシウムを加えることでマグネシウム濃度が２ｗｔ％となるように調整し、その後銅水冷鋳型に鋳造した。その結果、得られたターゲット材は、炭素０．６７ｗｔ％、マグネシウム１．９７ｗｔ％であるアルミニウム−炭素−マグシウム合金となっていることが確認された。
【００３９】
次ぎに、上記した実施例１、２及び比較例で得られたターゲット材の断面組織観察を行った結果について説明する。図１には、実施例１と比較例とで得られたターゲット材断面を実体顕微鏡で観察した写真を示している。図１（Ａ−１）に示すものは、上記実施例１で説明した銅水冷型に鋳込んだターゲット材（厚み約２０ｍｍ）の断面で、（Ａ−２）に示すものは、銅水冷鋳型の代わりにカーボン鋳型に鋳込んだターゲット材（厚み約４０ｍｍ）の断面である。また、図１（Ｂ）は上記比較例のターゲット材（厚み約４０ｍｍ）の断面を示している。そして、図２には、図１で示したそれぞれのターゲット材断面を、実体顕微鏡にて観察した写真を示している。
【００４０】
図１（Ｂ）で示す比較例のターゲット材では、インゴット内に多数の黒点状のものが析出している状態が観察された。この黒点状の析出は、Ｘ線回折によりＡｌ_４Ｃ_３相（アルミニウム−炭素相）であることが判明し、１ｍｍ径程度の比較的大きな析出もあることが確認された。一方、実施例１によるターゲットの場合、銅水冷鋳型、カーボン水冷鋳型のどちらにおいても、比較例のターゲット材で見られたような大きなＡｌ_４Ｃ_３相の析出は確認されなかった。
【００４１】
図３には、実施例１のターゲット材について、カーボンルツボに鋳込んだ際のアルミニウム−炭素合金の断面と、再溶解後銅水冷鋳型に鋳込んで最終的に得られたターゲット材の断面とを金属顕微鏡で観察した写真を示している。カーボンルツボに、純度９９．９９％のアルミニウムを投入して、１７９０℃で加熱してアルミニウムを溶解し、カーボンルツボ内にアルミニウム−炭素合金を生成した後、その溶湯を炭素鋳型に投入して、放置することにより自然冷却して鋳造したアルミニウム−炭素合金は、図３（１ａ）及び（１ｂ）のように（（１ａ）：倍率５０、（１ｂ）：倍率２００）、アルミニウム母相中に、１０〜３０μｍ前後の微細なＡｌ_４Ｃ_３相を析出している状態が確認された。また、幅１０μｍ、長さ５００μｍ程度の針状のＡｌ_４Ｃ_３相が析出していることも観察された。
【００４２】
また、この鋳造したアルミニウム−炭素合金を再溶解した後に、得られたターゲット材においても、図３（２ａ）及び（２ｂ）に示すように（（２ａ）：倍率５０、（２ｂ）：倍率２００）、Ａｌ_４Ｃ_３相の析出は再溶解前のものと、ほぼ同様な状態であることが判明した。さらに、再溶解後に得られたターゲット材では、針状のＡｌ_４Ｃ_３相は幅方向で僅かに成長したような印象も見受けられたが、基本的にはターゲット材中に均一に微細に分散しており、部分的に偏析した状態は確認されなかった。
【００４３】
図４には、実施例２のアルミニウム−炭素合金箔の観察写真を示している。図４（１）は、メルトスピン後のアルミニウム−炭素合金箔をＳＥＭ観察したもので、図４（２）は、その吸収電子線像を示したものである。吸収電子線像において、やや黒ずんだ部分が各所に見られたが、この黒い部分をＸ線分析した結果、炭素であることが確認された。そのため、このＳＥＭ像と吸収電子線像とにより、冷却速度が約１．７×１０^４℃／ｓｅｃであると、アルミニウム−炭素相は、大きさ１〜３μｍ程度の非常に微細な析出相となっていることが判明した。また、再溶解後のターゲット材においても、アルミニウム−炭素相の粗大化は殆ど生じていなく、非常に微細で均一な状態でアルミニウム母相中に分散していることが判明した。
【００４４】
更に、実施例１及び比較例により得られたターゲット材を用いてアルミニウム合金薄膜を形成して比較を行った結果について示す。この薄膜での比較は、実施例及び比較例で説明したターゲット材を用いて、ガラス基板上にアルミニウム合金薄膜を形成し、耐熱性と低抵抗性との測定をすることにより行った。アルミニウム薄膜の成膜条件は、ＤＣマグネトロン・スパッタ装置を用い、スパッタ圧力０．３３Ｐａ（２．５ｍＴｏｒｒ）、投入電力３Ｗａｔｔ／ｃｍ^２で、ガラス基板上に膜厚０．３μｍ程度の薄膜を形成した。耐熱性は、薄膜付ガラス基板を真空中で、温度３００℃で所定時間熱処理した際に、薄膜表面に発生するコブ状の突起（ヒロック）が発生するか否かで判断した。その結果、比較例のターゲット材による薄膜ではヒロック発生がなく、実施例のターゲット材でも同様に発生しないことが確認された。また、両ターゲット材による薄膜の電気比抵抗を測定したところ、どちらも６μΩｃｍ程度の比抵抗であることが確認された。
【００４５】
そして更に、上述した実施例１と比較例とにおける生産効率性を検討した結果について説明する。同じ設備投資において両製造方法でターゲット材を製造する場合を検討したところ、本実施例の製造方法の方が、比較例に比べ、生産性を約１０倍近く向上できることが判明した。また、同一組成のターゲット材を生産する際のコストを算定したところ、本実施例の場合では、スパッタに要する使用電気量やスパッタ装置の冷却費用などの生産量に比例してコスト増加に繋がる要因が少ないので、比較例の場合と異なり、製造コストを抑制して、ターゲット材を製造できることが判った。
【００４６】
最後に、実施例１において再溶解前に冷間圧延をした場合の割れの発生について調査した結果について説明する。実施例１の製造方法では、カーボンルツボ内に生成したアルミニウム−炭素合金を炭素鋳型に鋳造して冷却凝固し、そのアルミニウム−炭素合金をそのまま再溶解した場合を示している。この実施例１において、厚さ３０ｍｍのインゴット（アルミニウム−炭素−マグネシウム合金）を圧延加工して、厚み８ｍｍの板状ターゲット材を最終的に作製した場合、その加工歩留まりは約３０〜５０％程度であった。この歩留まりの低い理由は、作製した板状ターゲット材に、耳割れやわに口割れと呼ばれる欠陥が生じためである。
【００４７】
この耳割れの発生した部分をＳＥＭ観察（２００倍）したところ、図５に示すように、耳割れの基端側を辿っていくと、アルミニウム−炭素相が存在していることが確認された。そこで、実施例１で示す再溶解前のアルミニウム−炭素合金に冷間圧延処理（圧下率５０％）を行った。そして、この冷間圧延したアルミニウムー炭素合金を再溶解ルツボに投入し、マグネシウムを加えて実施例１と同じ組成のアルミニウム−炭素−マグネシウム合金を得た。この冷間圧延を行った場合のインゴット（厚さ３０ｍｍ、アルミニウム−炭素−マグネシウム合金）を圧延加工して、厚さ８ｍｍの板状ターゲット材を最終的に作製したところ、その加工歩留まりは約８０％まで向上することが判明した。
【００４８】
図６及び図７は、再溶解前のアルミニウム−炭素合金について、冷間圧延の有無によって生じる組織をＳＥＭ観察（１０００倍）したものである。図６は、再溶解前のインゴット（アルミニウム−炭素合金）の組織であり冷間圧延をしていない状態で、図７は冷間圧延を行った後の状態を観察したものである。この図７を見ると判るように、再溶解前のアルミニウム−炭素合金を冷間圧延すると、アルミニウム母相中に、針状に析出したアルミニウム−炭素相（図６の黒っぽい部分）が粉々に粉砕されている状態となっていることが確認された。つまり、再溶解前のアルミニウム−炭素合金を冷間圧延すると、割れの原因である針状のアルミニウム−炭素相は粉砕されてしまうので、最終的な加工歩留まりが向上するものと判断できた。
【００４９】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明の製造方法によれば、アルミニウム母相中のアルミニウム−炭素相が微細に且つ均一な状態で析出し、偏析や欠陥も少ないアルミニウム系合金ターゲット材を、製造コストを増加させることなく、容易に製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１及び比較例のターゲット材断面観察写真。
【図２】実施例１及び比較例のターゲット材断面観察拡大写真。
【図３】実施例１における再溶解前のアルミニウム−炭素合金と製造したターゲット材との断面観察写真。
【図４】実施例２におけるアルミニウム−炭素合金箔と再溶解して製造したターゲット材との断面観察写真。
【図５】実施例１における最終的に得られた板状ターゲット材に発生した耳割れ欠陥を観察したＳＥＭ写真。
【図６】実施例１における再溶解前のアルミニウム−炭素合金について冷間圧延をしてない組織を観察したＳＥＭ写真。
【図７】実施例１における再溶解前のアルミニウム−炭素合金について冷間圧延を行った組織を観察したＳＥＭ写真。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a sputtering target material used when forming an aluminum alloy thin film.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, fine wire wiring such as a liquid crystal panel has been formed as a thin film by sputtering using a target material having a predetermined composition. As the target material, a refractory metal material has often been used because of characteristics demands such as heat resistance and bondability of the formed thin film. However, in recent years, materials that satisfy heat resistance and low resistance characteristics have been used with the progress of high definition and large screen panels.
[0003]
As a material capable of forming a thin film having the characteristics of heat resistance and low resistance, an aluminum-based alloy is known, and among them, an aluminum-carbon alloy containing carbon in aluminum is used for the heat resistance of the thin film, It is attracting attention as being particularly excellent in low resistance. And the development of the target material which can form the thin film which further improved heat resistance and low resistance by further adding additive elements, such as magnesium and manganese, to an aluminum-carbon alloy is also made | formed.
[0004]
As a method for producing such an aluminum alloy target material, a so-called semi-melt stirring method and powder metallurgy method are known. However, in these production methods, it is difficult to realize a target material having a uniform composition, and there are many problems such as defects in the target material and the target material itself being easily oxidized. In contrast, the present inventors propose a method for producing a target material by sputtering, thereby obtaining an aluminum alloy target material having a uniform composition and suppressing defects in the target material and oxidation of the material itself. Made it possible.
[0005]
The manufacturing method of the target material by the sputtering method proposed by the present inventors first prepares a target of aluminum and carbon, and deposits these target materials on the substrate by sputtering simultaneously or alternately. -Form a bulk material of carbon alloy. Also, by re-dissolving the aluminum-carbon alloy bulk material formed by this sputtering, adding additional elements, and solidifying by cooling, an aluminum-based alloy target material having excellent characteristics can be produced. It is.
[0006]
According to the manufacturing method of the sputtering method proposed by the present inventors, compared to the semi-molten stirring method and the powder metallurgy method, it can be an aluminum-based alloy target material in a state where carbon is uniformly dispersed in the aluminum matrix. Since defects in the target material and oxidation of the material are also suppressed, it is possible to stably form an aluminum alloy thin film having excellent heat resistance and low resistance.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the method for producing an aluminum-based alloy target material by this sputtering method, a relatively large aluminum-carbon phase (Al ₄ C ₃ Phase). When a thin film is formed using such a target material having a relatively large aluminum-carbon phase, there arises a quality concern that the resulting thin film may be defective. And in this manufacturing method of a sputtering method, there exists a limit in increasing the manufacturing amount of the target material which can be manufactured at once from restrictions, such as a sputtering device. In addition, the amount of power used during production and the cost for cooling the sputtering apparatus increase in proportion to the amount of production, resulting in an increase in production cost.
[0008]
The present invention has been made in the background as described above, and an aluminum-based alloy target material in which the aluminum-carbon phase in the aluminum matrix is finely and uniformly dispersed and precipitated without large segregation can be easily obtained. Therefore, it is intended to provide a manufacturing technique that can be obtained at a low cost and can suppress the manufacturing cost.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, the present invention provides a method for producing an aluminum-based alloy target material containing carbon in aluminum. The aluminum is introduced into a carbon crucible and heated to 1600 to 2500 ° C. to dissolve the aluminum and carbon. By producing an aluminum-carbon alloy in the crucible and cooling and solidifying the molten metal, an aluminum-carbon alloy in which the aluminum-carbon phase is uniformly and finely dispersed in the aluminum matrix is formed.
[0010]
According to the production method of the present invention, a fine aluminum-carbon phase is uniformly deposited in the aluminum matrix and hardly segregates. Moreover, since an aluminum-carbon alloy is produced using a carbon crucible, there are few apparatus restrictions like the manufacturing method of the sputtering method which the present inventors have proposed, and manufacture of a large target material and mass production are possible. Easy to do. And since this invention applies what is called a melt casting method, manufacturing cost can be suppressed and an aluminum type alloy target material can be manufactured.
[0011]
The aluminum-based alloy target material, which is the production object of the present invention, is obtained by dispersing carbon in an aluminum matrix in consideration of thin film characteristics. In the present invention, aluminum is introduced into a carbon crucible and heated to 1600 to 2500 ° C. to dissolve aluminum, so that carbon is eluted from the carbon crucible into the aluminum according to the aluminum-carbon phase diagram. Therefore, aluminum-carbon having a carbon content of 0.1 to 9.2 wt% is generated. When the heating temperature in the carbon crucible is lower than 1600 ° C., carbon hardly dissolves in aluminum, and the target aluminum alloy target material cannot be manufactured. Although it is possible to heat to a temperature exceeding 2500 ° C., aluminum evaporates in an atmospheric pressure atmosphere and is not suitable as a practical manufacturing condition.
[0012]
It is preferable to use aluminum having a purity of 99.99 (4N)% or more, and the carbon content suitable for the thin film characteristics, that is, the carbon in the range of 0.1 to 3.0 wt% In order to form such an aluminum-carbon alloy, it is desirable to melt at a heating temperature of 1600-1900 ° C.
[0013]
And the aluminum-carbon alloy is formed by cooling and solidifying the molten aluminum-carbon alloy produced in the carbon crucible. The method of cooling and solidification at this time may be performed by a general method of casting a molten metal into a mold, or a rapid solidification method such as that performed when forming a so-called amorphous metal. You may perform by the method called melt spin methods, such as a roll method and a twin roll method. The aluminum-carbon phase dispersed in the aluminum matrix in the aluminum-carbon alloy formed by cooling and solidification is uniformly dispersed in a finer state as the cooling rate during cooling and solidification is larger. It is preferable to increase the solidification rate.
[0014]
Thus, the method for cooling and solidifying the molten metal in the carbon crucible in the present invention may be performed by any method, but the cooling rate at that time is 3 ° C./sec to 2.0 × 10 6. ⁵ It is desirable to carry out in the range of ° C / sec. This is because if it is less than 3 ° C./sec, the aluminum-carbon phase in the aluminum matrix tends to precipitate in a large state and segregation tends to occur. Also, 2.0 × 10 ⁵ Although it is possible to manufacture the aluminum-based alloy target material of the present invention under rapid solidification conditions exceeding ℃ / sec, it is not suitable as practical manufacturing conditions including equipment costs.
[0015]
If the aluminum-carbon alloy formed by cooling and solidifying the molten metal in the carbon crucible is cast in a mold, the cast aluminum-carbon alloy can be used as a target material as it is. In addition, when an aluminum-carbon alloy is formed by performing rapid solidification such as a so-called melt spin method, a linear or foil-like alloy shape is obtained. In this case, the obtained linear or foil-like one is used. It can be redissolved and formed into a bulk body and used as a target material.
[0016]
Next, in the present invention, as a method for producing a ternary aluminum-based alloy target material containing carbon in aluminum and further containing additional elements, aluminum is charged into a carbon crucible and heated to 1600 to 2500 ° C. The aluminum is melted to form an aluminum-carbon alloy in the carbon crucible, the molten metal is cooled and solidified to form an aluminum-carbon alloy, and the aluminum-carbon alloy is put into the remelting crucible and heated. Then, the element was added again to the remelted molten metal and stirred, and then the remelted molten metal was poured into a mold for casting.
[0017]
As a result of intensive studies by the present inventors, when producing a ternary aluminum-based alloy target material containing carbon in aluminum and further improving the thin film characteristics, aluminum solidified by cooling using a carbon crucible -Re-melting the carbon alloy, adding the added element to the re-melted molten metal, stirring, throwing the re-melted molten metal into a mold and casting, and uniformly dispersing the added element in the aluminum matrix; and It has been found that an aluminum-based alloy target material in which the aluminum-carbon phase is also uniformly finely dispersed is obtained.
[0018]
The heating with this remelting crucible requires that the aluminum-carbon alloy be dissolved so that it can be stirred by adding the additive element, and the aluminum-carbon uniformly and finely dispersed in the aluminum matrix. It is necessary to prevent the phases from growing coarsely. Therefore, the heating temperature in the remelting crucible may be appropriately determined in consideration of the carbon content, the amount of additive elements, the flow state control of the molten metal, etc., but is preferably in the range of 660 ° C to 1000 ° C. If the temperature is lower than 660 ° C., the viscosity of the molten metal becomes high, so that stirring becomes difficult. If the temperature exceeds 1000 ° C., the precipitation of the aluminum-carbon phase tends to grow coarsely.
[0019]
Moreover, there is no restriction | limiting in particular about the cooling rate at the time of throwing into an casting_mold | template after adding an additional element and stirring. According to the study by the present inventors, an aluminum-carbon alloy formed by cooling and solidifying a molten aluminum-carbon alloy produced by a carbon crucible is remelted and cast again, and aluminum in the aluminum matrix is It has been confirmed that the carbon phase is uniformly dispersed in a fine state. For example, even if the cooling rate in casting after remelting is increased, the aluminum-carbon phase dispersion state in the aluminum matrix is aluminum formed by cooling and solidifying the molten aluminum-carbon alloy produced in the carbon crucible. It becomes almost the same as the dispersed state in the carbon alloy. In other words, even when it is cast after remelting, it depends on the dispersion state of the aluminum-carbon phase in the aluminum-carbon alloy formed by cooling and solidifying the molten aluminum-carbon alloy previously formed with the carbon crucible. Thus, an aluminum-based alloy target material is obtained.
[0020]
The material for the remelting crucible in the present invention is not particularly limited, and a carbon crucible can be used. However, when a carbon crucible is used as a remelting crucible, the elution of carbon occurs from the carbon crucible depending on the heating temperature at the time of remelting. Therefore, it is necessary to appropriately determine the heating temperature in consideration of the aluminum-carbon phase diagram. is there. In addition, when using a remelting crucible other than a carbon crucible, if the material that becomes an impurity as the finally obtained aluminum-based alloy target material does not elute due to the heating temperature during remelting, its material There are no restrictions. Examples of the additive element include manganese and magnesium that contribute to improving the heat resistance of the thin film characteristics.
[0021]
And in the method of manufacturing an aluminum type alloy target material by remelting as mentioned above, it is preferable to cold-work the ingot of the aluminum-carbon alloy before remelting. When the aluminum-carbon alloy obtained by cooling and solidification is re-dissolved as it is, and added to the element and stirred and cast, the material itself is heard when forming as a final target plate material such as rolling. Cracks, crocodile cracks and the like tend to occur, and the processing yield tends to be low. The present inventors investigated the cause of cracks that occur during the final forming process, and ascertained that they were in the aluminum-carbon phase dispersed in the aluminum matrix. As will be described later, according to the method for producing an aluminum-based alloy target material according to the present invention, the aluminum-carbon phase tends to precipitate and disperse in the aluminum matrix. It was confirmed that most of the cracks generated during the forming process occurred along the longitudinal axis direction of the acicular precipitate phase. In other words, the aluminum-carbon phase that is a carbide is extremely brittle compared to the aluminum of the parent phase. Therefore, when the rolling process for forming is performed, the aluminum-carbon phase precipitated in a needle shape is cracked, and Cracks propagate along the longitudinal direction and cause cracks in the ears and crooks. From such knowledge, the inventors of the present invention have finally refined the aluminum-carbon needle-like precipitated phase by cold working the ingot of the aluminum-carbon alloy before remelting, thereby final forming. It was intended to prevent the occurrence of cracks during processing.
[0022]
When the aluminum-carbon alloy before remelting is subjected to cold working such as cold rolling, the aluminum-carbon phase precipitated in the shape of needles in the aluminum matrix is in a crushed state. When the cold-worked aluminum-carbon alloy is redissolved, the cracking is suppressed and the processing yield is remarkably improved when finally forming into a plate material for the target material. In addition, the finally obtained aluminum-based alloy target material is one in which the aluminum-carbon phase in the aluminum matrix is dispersed in a finer state.
[0023]
When cold-working an aluminum-carbon alloy ingot before remelting, the processing method itself is not particularly limited, but the processing rate is preferably 50% or more. When the processing rate is 50% or more, the aluminum-carbon phase in the aluminum matrix phase is reliably pulverized and becomes a very fine dispersed state, so that cracks generated in the final forming process can be reduced as much as possible.
[0024]
Moreover, in the manufacturing method of the above-mentioned ternary aluminum-based alloy target material, it is preferable to adjust to a predetermined carbon content by adding aluminum together with the additive element at the time of remelting. The aluminum-based alloy target material, which is the production object of the present invention, must have a composition that can satisfy heat resistance and low resistance as thin film characteristics. For that purpose, the contents of carbon and additive elements in aluminum are strictly limited. Need to control. Aluminum-carbon alloy produced by melting aluminum in a carbon crucible can contain carbon in aluminum in a solid solution amount according to the phase diagram, but more strict content control is somewhat difficult It can be said. Therefore, an aluminum-carbon alloy having a high carbon content is generated in the carbon crucible in advance, and the aluminum alloy target material to be finally produced is strictly controlled by adding aluminum together with the additive element at the time of remelting. It is adjusted to. Thereby, a target material having a composition that satisfies the heat resistance and low resistance required for the thin film can be easily produced.
[0025]
The composition adjustment by cold working before remelting and addition of aluminum described in the method for producing a ternary aluminum alloy target material according to the present invention is a binary aluminum system composed of aluminum and carbon. It is also effective when manufacturing an alloy target material. When an ingot obtained by cooling and solidifying a molten aluminum-carbon alloy produced in a carbon crucible is subjected to final forming treatment such as rolling to make a plate for a target material as it is, cracking occurs in the material itself. Cheap. Therefore, as in the case of the ternary system, the aluminum-carbon alloy before remelting is subjected to cold working such as cold rolling, and the aluminum-carbon phase precipitated in the shape of needles in the aluminum matrix is pulverized, The cold-worked aluminum-carbon alloy is remelted and cast. If it does so, when carrying out the final shaping | molding process to the board | plate material for target materials, generation | occurrence | production of a crack is suppressed and a process yield can be improved remarkably. The finally obtained aluminum-based alloy target material is one in which the aluminum-carbon phase in the aluminum matrix is dispersed in a finer state.
[0026]
It is also effective for a binary aluminum-based alloy target material of aluminum and carbon to adjust the carbon content by adding only aluminum during remelting. For example, when an aluminum-carbon alloy is produced by melting aluminum in a carbon crucible at a heating temperature exceeding 1900 ° C., the carbon content of the produced alloy exceeds 3.0 wt% according to the phase diagram, The thin film characteristics cannot be satisfied. Therefore, in order to produce an aluminum-carbon alloy having a carbon content suitable for thin film characteristics, that is, a carbon content of 0.1 to 3.0 wt%, the carbon content is adjusted by adding only aluminum during remelting. It is.
[0027]
In the method for producing a ternary aluminum-based alloy target material according to the present invention, when magnesium is used as an additional element, the heating temperature during remelting is preferably 660 to 900 ° C. Since magnesium is a low-melting-point metal, if the heating temperature during remelting exceeds 900 ° C, the magnesium to be added will evaporate vigorously, making it difficult to achieve the desired composition, reducing workability and danger. Because it will also be larger. Further, when the temperature is lower than 660 ° C., the viscosity of the molten metal becomes high, and it does not become a fluid state that can be stirred by adding magnesium. The heating temperature range is more preferably 750 to 850 ° C. If the temperature is within this range, the evaporation of magnesium is small, an appropriate flow state in which the stirring operation can be performed reliably can be maintained, and the castability to the mold is improved. Thereby, the aluminum type alloy target material which can form the thin film excellent in low resistance and heat resistance can be manufactured easily.
[0028]
In the method for producing an aluminum-based alloy target material according to the present invention, it is preferable to perform melting of aluminum in a carbon crucible and remelting of an aluminum-carbon alloy in a remelting crucible in an inert gas atmosphere. This is because the resulting aluminum-based alloy target material can be prevented from being oxidized as much as possible by dissolving or re-dissolving in an inert gas atmosphere such as argon gas. In addition, it is preferable to control the pressure of the dissolution atmosphere at the time of dissolution with a carbon crucible or remelting with a remelting crucible. This is because when so-called vapor pressure control is performed, the composition of the aluminum alloy target material to be manufactured can be strictly controlled. That is, when the pressure of the melting atmosphere is low, the carbon and additive elements to be contained are likely to evaporate, and it becomes difficult to produce an aluminum alloy target material having a target composition.
[0029]
The aluminum-based alloy target material obtained by the production method according to the present invention becomes a fine precipitate phase in which the size of the aluminum-carbon phase in the aluminum matrix is 500 μm or less. The precipitation of the aluminum-carbon phase becomes finer as the cooling rate increases, and in the case of 3 to 5 ° C./sec, the precipitation is about 500 μm, but 1.0 × 10 ⁴ ~ 2.0 × 10 ⁵ In the case of ° C./sec, extremely fine precipitation of about 1 to 3 μm is performed. Thus, the aluminum-based alloy target material obtained by the production method of the present invention having a finely precipitated aluminum-carbon phase has very good discharge characteristics of the target material in sputtering, and has almost no segregation or defects. A thin film satisfying thin film characteristics such as heat resistance and low resistance can be stably formed.
[0030]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described based on examples and comparative examples.
[0031]
Example 1 First, aluminum having a purity of 99.99% was charged into a carbon crucible (purity 99.9%) and heated at 1790 ° C. to dissolve the aluminum. The dissolution of aluminum by the carbon crucible was performed in an argon gas atmosphere at atmospheric pressure. After maintaining at this melting temperature for about 5 minutes to produce an aluminum-carbon alloy in a carbon crucible, the molten metal was poured into a carbon mold and allowed to stand for natural cooling and casting. It took 5 minutes for the molten metal to solidify after being put into the carbon mold, and the temperature in the carbon mold at that time was measured and found to be 660 ° C. This confirmed that the cooling rate was about 3.8 ° C./sec.
[0032]
When the aluminum-carbon alloy ingot cast into the carbon mold was taken out and analyzed, the carbon content was 0.97 wt%. 2000 g of an aluminum-carbon alloy having a carbon concentration of 0.97 wt% obtained by casting and 791 g of aluminum having a purity of 99.99% were put into a carbon crucible for remelting, heated to 800 ° C. and re-used. Dissolved. In this Example 1, a carbon crucible is used as the remelting crucible, but since the heating temperature at the time of remelting is 800 ° C., elution of carbon from the carbon crucible for remelting is performed according to the aluminum-carbon phase diagram. It hardly occurs.
[0033]
Then, 56.95 g of magnesium was added to the molten metal in the remelting carbon crucible and stirred for about 1 minute. This re-dissolution was also performed in an argon gas atmosphere at atmospheric pressure. After stirring, the molten metal was cast into a copper water-cooled mold to obtain a target material having a predetermined shape. As a result of analyzing this target material, it was confirmed that it was an aluminum-carbon-magnesium alloy having a carbon content of 0.70 wt% and a magnesium content of 2 wt%.
[0034]
Example 2 Next, the case of rapid solidification by the melt spin method will be described.
Aluminum having a purity of 99.99% was charged into a carbon crucible (purity of 99.9%) and heated at 1790 ° C. to dissolve the aluminum. The dissolution of aluminum by the carbon crucible was performed in an argon gas atmosphere at atmospheric pressure. 5 g of the molten aluminum-carbon alloy produced in the carbon crucible was put into a quartz tube of a melt spin apparatus. The quartz tube was placed in an argon atmosphere (pressure 1.3 Pa) and heated to 1800 ° C. Thereafter, the molten metal was discharged from the hole with a diameter of 1 mm provided at the tip of the quartz tube toward the peripheral surface of the cooled copper drum (rotation speed: 3000 rpm) and sprayed.
[0035]
Thereby, an aluminum-carbon alloy foil having a thickness of 50 to 70 μm was produced. When the cooling rate by the spin melt method using this copper drum was calculated, it was about 1.7 × 10 ⁴ It was confirmed that the temperature was ° C / sec. In this way, a certain amount of aluminum-carbon alloy foil is prepared, and the aluminum-carbon alloy foil is combined into one, remelted with a carbon remelting crucible, and the remelted molten metal is cast into a copper water-cooled mold, thereby producing aluminum-carbon. An alloy target material was obtained. Since the heating temperature at the time of remelting was set to 800 ° C., almost no carbon was eluted from the carbon crucible for remelting according to the aluminum-carbon phase diagram. As a result of analyzing this target material, it was confirmed that it was an aluminum-carbon-alloy having a carbon content of 0.70 wt%.
[0036]
Comparative Example: This comparative example is based on a target material manufacturing method using a sputtering method proposed by the inventors. In this sputtering method, first, an aluminum (purity 99.999%) target, a carbon (purity 99.9%) target, and a rotating substrate were prepared and placed in a three-cathode magnetron sputtering type sputtering apparatus. The rotating substrate was placed in the approximate center of the apparatus chamber. The aluminum target and the carbon target were arranged around the rotating substrate so that the directions of both targets toward the rotating substrate were orthogonal to each other. Further, the rotating substrate was a cylindrical body, and an aluminum foil (purity 99.999%) wound around the cylindrical body was used.
[0037]
As sputtering conditions, argon gas was introduced into the chamber, the sputtering pressure was 0.87 Pa, and the input power was 12 kW (24.8 W / cm) to the aluminum target. ² ), 4kW (3.4W / cm) on the carbon target ² The rotational speed of the rotating substrate was 7 rpm, and aluminum and carbon were deposited on the aluminum foil of the rotating substrate. Sputtering was performed for about 30 hours, and a bulk body having a thickness of 0.6 mm was formed on the aluminum foil of the rotating substrate. When the cross-sectional crystal structure of the formed bulk body was observed, a bulk body was formed in a state where an aluminum layer having a thickness of about 0.3 μm and a carbon layer having a thickness of about 0.01 μm were laminated, and the carbon in the bulk body was formed. The concentration was 2.6 wt% (5.6 atomic%).
[0038]
This bulk body is adjusted by vacuum melting together with a predetermined amount of aluminum (purity 99.999%) separately prepared so that the carbon concentration of the aluminum-carbon alloy composition is 0.70 wt%. By adding, the magnesium concentration was adjusted to 2 wt%, and then cast into a copper water-cooled mold. As a result, it was confirmed that the obtained target material was an aluminum-carbon-magnesium alloy having 0.67 wt% carbon and 1.97 wt% magnesium.
[0039]
Next, the results of observation of the cross-sectional structure of the target materials obtained in Examples 1 and 2 and the comparative example described above will be described. In FIG. 1, the photograph which observed the cross-section of the target material obtained in Example 1 and the comparative example with a stereomicroscope is shown. 1A-1 is a cross-section of the target material (thickness of about 20 mm) cast into the copper water-cooled mold described in Example 1, and the one shown in FIG. 1A-2 is a copper-water cooled mold. Is a cross section of a target material (thickness of about 40 mm) cast into a carbon mold instead of. FIG. 1B shows a cross section of the target material (about 40 mm thick) of the comparative example. FIG. 2 shows a photograph of the cross section of each target material shown in FIG. 1 observed with a stereomicroscope.
[0040]
In the target material of the comparative example shown in FIG. 1 (B), it was observed that a large number of black spots were deposited in the ingot. This black spot-like precipitate is formed by Al by X-ray diffraction. ₄ C ₃ It was found to be a phase (aluminum-carbon phase), and it was confirmed that there was also a relatively large precipitation of about 1 mm diameter. On the other hand, in the case of the target according to Example 1, in both the copper water-cooled mold and the carbon water-cooled mold, the large Al as seen in the target material of the comparative example. ₄ C ₃ No phase precipitation was observed.
[0041]
In FIG. 3, about the target material of Example 1, the cross section of the aluminum-carbon alloy at the time of casting in a carbon crucible, and the cross section of the target material finally obtained by casting into a copper water cooling mold after remelting The photograph which observed this with the metallographic microscope is shown. Into a carbon crucible, aluminum having a purity of 99.99% was introduced, heated at 1790 ° C. to dissolve the aluminum, an aluminum-carbon alloy was produced in the carbon crucible, and then the molten metal was put into a carbon mold, The aluminum-carbon alloy cast by being naturally cooled by being left as shown in FIGS. 3 (1a) and (1b) ((1a): 50 magnification, (1b): 200 magnification) Fine Al around 10-30μm ₄ C ₃ It was confirmed that the phase was precipitated. Also, a needle-like Al having a width of 10 μm and a length of about 500 μm ₄ C ₃ It was also observed that a phase was precipitated.
[0042]
Also, after re-melting the cast aluminum-carbon alloy, as shown in FIGS. 3 (2a) and (2b), (2a): magnification 50, (2b): magnification 200 ), Al ₄ C ₃ It was found that the phase precipitation was almost the same as that before re-dissolution. Furthermore, in the target material obtained after remelting, acicular Al ₄ C ₃ Although the phase seemed to grow slightly in the width direction, it was basically dispersed uniformly and finely in the target material, and a partially segregated state was not confirmed.
[0043]
In FIG. 4, the observation photograph of the aluminum-carbon alloy foil of Example 2 is shown. FIG. 4 (1) is an SEM observation of the aluminum-carbon alloy foil after melt spinning, and FIG. 4 (2) shows the absorbed electron beam image. In the absorption electron beam image, a slightly darkened portion was observed in various places. As a result of X-ray analysis of the black portion, it was confirmed to be carbon. Therefore, the cooling rate is about 1.7 × 10 6 based on the SEM image and the absorption electron beam image. ⁴ It was found that the aluminum-carbon phase was a very fine precipitated phase having a size of about 1 to 3 μm when the temperature was ℃ / sec. In addition, it was found that even in the target material after remelting, the aluminum-carbon phase was hardly coarsened and dispersed in the aluminum matrix in a very fine and uniform state.
[0044]
Furthermore, it shows about the result of having formed and compared the aluminum alloy thin film using the target material obtained by Example 1 and the comparative example. Comparison with this thin film was performed by forming an aluminum alloy thin film on a glass substrate using the target materials described in Examples and Comparative Examples, and measuring heat resistance and low resistance. The aluminum thin film was formed using a DC magnetron sputtering apparatus, a sputtering pressure of 0.33 Pa (2.5 mTorr), and an input power of 3 Watt / cm. ² Thus, a thin film having a thickness of about 0.3 μm was formed on the glass substrate. The heat resistance was judged by whether or not a bump-like protrusion (hillock) generated on the surface of the thin film was generated when the glass substrate with a thin film was heat-treated at a temperature of 300 ° C. for a predetermined time in a vacuum. As a result, it was confirmed that there was no hillock generation in the thin film made of the target material of the comparative example, and it was not generated in the same manner in the target material of the example. Moreover, when the electrical specific resistance of the thin film by both target materials was measured, it was confirmed that both are specific resistances of about 6 μΩcm.
[0045]
Further, the results of studying the production efficiency in Example 1 and the comparative example described above will be described. When the case where the target material was manufactured by both manufacturing methods with the same capital investment was examined, it was found that the manufacturing method of this example can improve the productivity by about 10 times compared to the comparative example. In addition, when the cost for producing the target material of the same composition was calculated, in the case of this example, the factor that leads to the cost increase in proportion to the production amount such as the amount of electricity used for sputtering and the cooling cost of the sputtering device Therefore, unlike the comparative example, it was found that the target material can be manufactured while suppressing the manufacturing cost.
[0046]
Finally, the result of investigating the occurrence of cracks in the case of cold rolling before remelting in Example 1 will be described. In the manufacturing method of Example 1, an aluminum-carbon alloy produced in a carbon crucible is cast into a carbon mold, cooled and solidified, and the aluminum-carbon alloy is remelted as it is. In Example 1, when an ingot (aluminum-carbon-magnesium alloy) having a thickness of 30 mm is rolled to finally produce a plate-like target material having a thickness of 8 mm, the processing yield is about 30 to 50%. Met. The reason why the yield is low is that the produced plate-like target material has defects called ear cracks and crab cracks.
[0047]
As a result of SEM observation (200 times) of the portion where the ear crack was generated, it was confirmed that an aluminum-carbon phase was present as the base end side of the ear crack was traced as shown in FIG. . Thus, the aluminum-carbon alloy before remelting shown in Example 1 was subjected to a cold rolling treatment (rolling ratio 50%). The cold-rolled aluminum-carbon alloy was put into a remelting crucible, and magnesium was added to obtain an aluminum-carbon-magnesium alloy having the same composition as in Example 1. When the ingot (30 mm thick, aluminum-carbon-magnesium alloy) in the case of this cold rolling was rolled to finally produce a plate target material having a thickness of 8 mm, the processing yield was about 80 % Was found to improve.
[0048]
FIGS. 6 and 7 are SEM observations (1000 times) of the structure produced by the presence or absence of cold rolling for the aluminum-carbon alloy before remelting. FIG. 6 shows the structure of the ingot (aluminum-carbon alloy) before remelting, in a state where cold rolling is not performed, and FIG. 7 shows the state after cold rolling. As can be seen from FIG. 7, when the aluminum-carbon alloy before remelting is cold-rolled, the aluminum-carbon phase (black portion in FIG. 6) deposited in the shape of needles in the aluminum matrix is shattered. It was confirmed that it was in the state. That is, when the aluminum-carbon alloy before remelting is cold-rolled, the acicular aluminum-carbon phase that causes cracking is crushed, so that it can be determined that the final processing yield is improved.
[0049]
【The invention's effect】
As described above, according to the production method of the present invention, the aluminum-carbon phase in the aluminum matrix is precipitated in a fine and uniform state, and the production cost of the aluminum-based alloy target material with less segregation and defects is reduced. It becomes possible to manufacture easily without increasing.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional photograph of a target material of Example 1 and a comparative example.
FIG. 2 is an enlarged photograph of a cross-section of a target material of Example 1 and a comparative example.
3 is a cross-sectional observation photograph of the aluminum-carbon alloy before remelting in Example 1 and the manufactured target material. FIG.
4 is a cross-sectional observation photograph of an aluminum-carbon alloy foil and a target material produced by remelting in Example 2. FIG.
5 is a SEM photograph observing an ear crack defect generated in the finally obtained plate-like target material in Example 1. FIG.
6 is an SEM photograph observing a structure in which the aluminum-carbon alloy before remelting in Example 1 is not cold-rolled. FIG.
7 is a SEM photograph observing a structure obtained by cold rolling the aluminum-carbon alloy before remelting in Example 1. FIG.

Claims

In the method for producing an aluminum-based alloy target material containing carbon in aluminum,
Aluminum is introduced into a carbon crucible and heated to 1600 to 2500 ° C., aluminum is dissolved to form an aluminum-carbon alloy in the carbon crucible, and the molten metal is cooled and solidified to form aluminum-carbon in the aluminum matrix. A method for producing an aluminum-based alloy target material comprising forming an aluminum-carbon alloy in which phases are uniformly and finely dispersed.

In the method for producing an aluminum-based alloy target material containing carbon in aluminum,
Aluminum is charged into a carbon crucible and heated to 1600 to 2500 ° C., aluminum is dissolved to form an aluminum-carbon alloy in the carbon crucible, and the molten metal is cooled and solidified to form an aluminum-carbon alloy,
The aluminum-carbon alloy is put into a remelting crucible and remelted by heating. After adding the added element to the remelted molten metal and stirring, the remelted molten metal is poured into a mold and cast. A method for producing an aluminum-based alloy target material.

The method for producing an aluminum-based alloy target material according to claim 2, wherein the aluminum-carbon alloy obtained by cooling and solidifying is remelted after cold working.

The method for producing an aluminum-based alloy target material according to claim 2 or 3, wherein aluminum is added when an additional element is added to the remelted molten metal.

The method for producing an aluminum-based alloy target material according to any one of claims 2 to 4, wherein the additive element is magnesium and the heating temperature during remelting is 660 to 900 ° C.

The cooling rate at the time of cooling and solidifying the molten aluminum-carbon alloy produced in the carbon crucible is 3 ° C / sec to 2.0 × 10 ⁵ ° C / sec. Manufacturing method of aluminum alloy target material.

In the manufacturing method according to claim 6, an aluminum alloy target material obtained at a cooling rate of 1.0 × 10 ^{4 to} 2.0 × 10 ⁵ ° C./sec ,
An aluminum-based alloy target material, wherein the size of the aluminum-carbon phase that is uniformly finely dispersed in the aluminum matrix is 1 to 3 μm .