JP4110476B2 - スパッタリングターゲット及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【0001】
この発明は、型鍛造による複雑な三次元的(立体的)構造を有するスパッタリングターゲット及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、エレクトロニクス分野、耐食性材料や装飾の分野、触媒分野、切削・研磨材や耐摩耗性材料の製作等、多くの分野に金属やセラミックス材料等の被膜を形成するスパッタリングが使用されている。
スパッタリング法自体は上記の分野で、よく知られた方法であるが、最近では、特にエレクトロニクスの分野において、複雑な形状の被膜の形成や回路の形成に適合するスパッタリングターゲットが要求されている。例えば、断面がハット形状又はドーム形状あるいはそれらが連結したような三次元的(立体的)構造を有するターゲットが使用されるようになってきた。
【0003】
一般に、このような三次元的構造を有するターゲットは、金属を溶解・鋳造したインゴット又はビレットを熱間鍛造した後、焼鈍し、さらに型鍛造して製造されている。このような製造工程において、インゴット又はビレットの熱間鍛造は、鋳造組織を破壊し、気孔や偏析を拡散、消失させ、さらにこれを焼鈍することにより再結晶化し、ある程度の組織の緻密化と強度を高めることができる。
【0004】
次に、この鍛造及び再結晶焼鈍した材料を型鍛造により、所定の三次元的構造を有するターゲット形状とし、さらに型鍛造後の再結晶焼鈍及び歪み取焼鈍を行い、最後に表面加工を行って、ターゲットとすることが行われている。
【0005】
このようなターゲットの製造方法は、通常の平板型ターゲットの製造においては特に問題となることはないが、上記のような断面がハット形状又はドーム形状あるいはそれらが連結したような三次元的構造を有するターゲットでは、型鍛造
において塑性変形を強く受ける場所と、殆ど受けない場所が出てくるために、その後の再結晶焼鈍及び歪み取焼鈍で結晶粒のサイズに異常な差異が出てくることである。例えば、鍛造方向に面する個所では、単に圧縮力を受けるだけであるが、鍛造方向に沿う個所すなわち三次元的構造の側壁ではしごきのような強い加工を受ける。
【0006】
このように、塑性変形を強く受ける場所と弱い場所では、焼鈍の際に再結晶粒の大きさが大きく相違する。すなわち、塑性変形を強く受けた場所では結晶が微細化し、弱い場所ではそれが粗大化する。また、このような塑性変形を強く受けた場所と弱い場所の境界領域では、それが不規則に混在した状態又は段階的に変化した結晶構造となる。
一般に、スパッタリングを実施する場合、ターゲットの結晶が細かいほど均一な成膜が可能であり、アーキングやパーティクルの発生が少なく、均一でかつ安定した特性を持つ膜を得ることができる。
【0007】
したがって、型鍛造及びその後の焼鈍において発生する上記のような結晶粒の粗大化や不規則な結晶粒の存在は、アーキングやパーティクルの発生を増加させ、スパッタ成膜の品質を低下させるという大きな問題が発生する。もとより、歪みが残存する型鍛造品をそのまま使用することは考えられず、これはさらに品質を低下させる。
以上から、型鍛造により製造される三次元的構造を有するスパッタリングターゲットは結晶粒の粗大化と不均一性を伴い、膜の性質を低下させるという問題があった。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
本発明は、上記の問題を解決するために、鍛造工程及び熱処理工程を改良・工夫することにより、結晶粒径を微細かつ均一にし、特性に優れたスパッタリングターゲットを安定して製造できる方法及びそれによって品質に優れたスパッタリングターゲットを得ることを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【0009】
以上から、本願は、次の1〜14の発明を提供する。
1.型鍛造により製造されるスパッタリングターゲットであって、直径断面に現れる一つ以上のハット形状又はドーム形状等の三次元的構造を有するターゲットの、開口部径と深さの比率が1:3以下の比率を持ち、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとが1.0<D/d<2.0であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
2.型鍛造により製造されるチタン等の六方晶系スパッタリングターゲットであって、直径断面に現れる一つ以上のハット形状又はドーム形状等の三次元的構造を有するターゲットの、開口部径と深さの比率が1:3以下の比率を持ち、ターゲットのいずれの位置のエロージョン面においても、(002)面及びこれと30°以内の角度にある(103)面、(014面)、(015)面の強度比の合計が30%以上であり、かつ強度比の平均値の±10%以内であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
3.ターゲット材料が、銅、チタン、アルミニウム、ニッケル、コバルト、タンタル又はこれらの合金であることを特徴とする前記1又は2記載のスパッタリングターゲット。
【0010】
4.型鍛造によるスパッタリングターゲットの製造方法において、材料インゴット又はビレットの熱間こねくり鍛造又は冷間こねくり鍛造及び歪取り焼鈍を行った後、冷間プレフォーミング及び再結晶焼鈍を行って結晶粒を調整し、さらに型鍛造を行い、型鍛造後に歪取り焼鈍又は再結晶焼鈍を行うことを特徴とするスパッタリングターゲットの製造方法。
5.型鍛造により製造されるチタン等の六方晶系スパッタリングターゲットであって、ターゲットのいずれの位置のエロージョン面においても、(002)面及びこれと30°以内の角度にある(103)面、(014面)、(015)面の強度比の合計が30%以上であり、かつ強度比の平均値の±10%以内であることを特徴とする前記4記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
【0011】
6.熱間こねくり鍛造又は冷間こねくり鍛造において、真歪の絶対値の合計を4以上とすることを特徴とする前記4又は5記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
7.材料の融点をTmとすると、型鍛造を0.5Tm以下で行うことを特徴とする前記4〜6のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
8.材料の融点をTmとすると、冷間プレフォーミング後の再結晶焼鈍を、0.6Tm以下で行うことを特徴とする前記4〜7のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
【0012】
9.材料の融点をTmとすると、型鍛造後、0.6Tm以下で歪取り焼鈍又は再結晶焼鈍を行うことを特徴とする前記4〜8のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
10.20〜90%の加工比による冷間プレフォーミングを行うことを特徴とする前記4〜9のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
11.冷間プレフォーミング後の再結晶焼鈍により、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径D0と平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径d0とが1.0<D0/d0<1.5とすることを特徴とする前記4〜10のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
【0013】
12.冷間プレフォーミング後の再結晶焼鈍により、最終平均結晶粒径の200%以下とすることを特徴とする前記4〜11のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
13.型鍛造後の結晶均質化焼鈍又は歪取り焼鈍により、平均結晶粒径を1〜500μmの範囲にすることを特徴とする前記4〜12のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
14.平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとが1.0<D/d<2.0であることを特徴とする前記4〜13のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
【0014】
本発明は、型鍛造による三次元的構造を有するスパッタリングターゲットの製造方法において、材料インゴット又はビレットの熱間鍛造及び焼鈍を行った後、冷間プレフォーミング及び再結晶焼鈍を行って結晶粒を調整し、さらに型鍛造を行うことによって、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとを1.0<D/d<2.0とすることができ、これによってターゲットの結晶粒を微細化しかつ均一性を維持し、スパッタリングの際のアーキングやパーティクルの発生を抑制して、均一で安定した特性を持つ膜を得ることができるという優れた効果を有する。
【発明を実施するための最良の形態】
【0015】
本発明のスパッタリングターゲットは次のような工程によって製造する。その具体例を示すと、まず銅、チタン、アルミニウム、ニッケル、コバルト、タンタル又はこれらの合金等の金属材料を溶解・鋳造し、インゴット又はビレットを製造する。次に、このインゴット又はビレットを熱間鍛造又は冷間鍛造及び歪取り焼鈍を行う。
【0016】
この鍛造によって、鋳造組織を破壊し、気孔や偏析を拡散あるいは消失さることができる。さらにこれを焼鈍することにより再結晶化させ、この熱間又は冷間鍛造と再結晶焼鈍により、組織の緻密化と強度を高めることができる。
前記熱間及び冷間鍛造はこねくり鍛造(Kneading)が望ましく、繰返しによる熱間又は冷間鍛造は特性改善に有効である。なお、再結晶温度は各金属によって異なるが、歪みの量と温度及び時間を考慮して最適な温度を決定する。
【0017】
前記熱間こねくり鍛造又は冷間こねくり鍛造において、真歪の絶対値の合計を4以上とすることが望ましい。この条件は、特にタンタルの鍛造に有効である。
次に、冷間プレフォーミングを行う。この冷間プレフォーミングは、材料の融点をTmとすると、0.3Tm以下、好ましくは0.2Tm以下に制御する。
また、この際加工度は最終的に要求される結晶粒径によって異なるが、20%以上が好ましい。特に50〜90%の加工比による加工が望ましい。これによって、材料中に強度の加工歪みがもたらされる。
【0018】
このように、冷間プレフォーミングを行う理由は、より大きな加工歪みを導入すること、及びプレフォーミング工程中の材料の温度を可能な限り、一定に保つためである。これによって、導入される歪みを十分大きく、かつ均一にすることが可能となる。
【0019】
この冷間プレフォーミングを行った後、再結晶焼鈍を行って結晶粒を調整する。この冷間プレフォーミング後の再結晶焼鈍を、材料の融点をTmとした場合、0.6Tm以下、好ましくは0.4Tm以下で行うことが望ましい。
これによって、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径D0と平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径d0とが1.0<D0/d0<1.5とする。
この冷間プレフォーミングは本発明の重要な工程の1つであり、これによって、最終工程において微細かつ均一な結晶もつターゲットを得ることが可能となる。
【0020】
次に、このような微細かつ均一な結晶をもつ冷間プレフォーミング材を型鍛造する。なお、本型鍛造にはスピンニング加工が含まれる。すなわち、本明細書に記載する全ての型鍛造はこのスピンニング加工を含むものとする。
さらに、型鍛造後、結晶均質化焼鈍又は歪取り焼鈍を行う。平均結晶粒径を1〜500μmの範囲にする。
【0021】
この型鍛造において、前記のような歪みを強く受ける場所と、殆ど受けない場所が出てくるが、歪みを強く受けない場所においては、すでに前工程の冷間プレフォーミングにおいて結晶粒は微細に調整されているので、他の歪みを強く受けた場所との結晶粒径に大きな差異が出てくることはない。
これによって、型鍛造後の結晶均一化焼鈍又は歪取り焼鈍により、内部に発生した歪みが除去され、全体に渡り、ほぼ均一な結晶粒径を持つターゲットを得ることができる。そして、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとが1.0<D/d<2.0であるスパッタリングターゲットが得られる。
【0022】
また、特にチタン等の六方晶ターゲットは、該ターゲットのエロージョン面において、(002)面及びこの(002)面に対して30°以内の角度にある(103)面、(014面)及び(015)面の強度比の合計が30%以上であり、かつ該強度比の平均値が±10%以内の面配向を持つターゲットが得られる。このような(002)面を中心とする面配向は、スパッタリングを均一にする効果があり、成膜の均一性をもたらす。
【実施例】
【0023】
次に、実施例について説明する。なお、本実施例は発明の一例を示すためのものであり、本発明はこれらの実施例に制限されるものではない。すなわち、本発明の技術思想に含まれる他の態様及び変形を含むものである。
なお、下記の実施例及び比較例では純銅と純チタンの例を示したが、アルミニウム、ニッケル、コバルト、タンタル及びこれらの合金においても同様の結果が得られた。
【0024】
(実施例1)
銅(6N)材料を溶解・鋳造し、インゴットを作成した。次に、このインゴットに対し800°Cで熱間こねくり鍛造を行った。この熱間こねくり鍛造によって、鋳造組織を破壊し、気孔や偏析を拡散及び消失させることができ、均一な組織の鍛造品が得られた。
次に、この熱間こねくり鍛造材を用いて、室温で50%の加工比によるプレフォーミングを実施した。このプレフォーミングを実施した後、300°Cにて2時間の再結晶化焼鈍を行い、結晶粒を調整した。これによって平均結晶粒径が85μmの微細かつ均一な結晶粒度に調整することができた。
【0025】
このような微細かつ均一な結晶を持つプレフォーミング材をハット型ターゲットに型鍛造した。型鍛造は280°Cで行った。型鍛造後、300°Cにて2時間の結晶粒均一化・歪み取り焼鈍を行った。
図1は、この工程で作成したハット型ターゲットの断面図である。図1のCはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0026】
平均粒径はそれぞれA:91μm、B:86μm、C:112μm、D:79μm、E:92μmであり、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=1.46という均一な粒径を持つターゲットを作成することができた。
以上の結果を、下記比較例と共に、表1に示す。
【0027】
【表1】
【0028】
型鍛造では前記のような歪みを強く受ける場所と、ほとんど受けない場所が生じる。本方法においては、型鍛造時歪みを強く受けた場所は、その後の結晶粒均一化焼鈍において再結晶・粒成長を起こすが、このときの粒径を冷間プレフォーミング・再結晶化焼鈍後の粒径にそろえるよう、適当な結晶粒均一化焼鈍の条件を設定した。
また歪みを強く受けない場所においては、すでに前工程の冷間プレフォーミング・再結晶化焼鈍において結晶粒は微細に調整されており、本方法での焼鈍を行う限り著しい粒成長をすることはなく、歪みを受けた場所との結晶粒径に大きな差は生じなかった。
【0029】
この銅のハット型ターゲットのエロージョン面における(111)面及び(200)面のX線回折強度比I(111)/I(200)を求めた。なお、測定個所は、図3の各測定位置である。また、後述する実施例2の場合と同様に、ランダム配向と比較した場合の配向強度比を示す
【0030】
測定の結果、a位置:2.6、b位置:2.7、c位置:2.9、d位置:2.5、e位置:2.6、f位置:2.5で、ランダム配向I*(111)/I*(200)=2.08より大きく(111)に配向し、かついずれの位置でも配向の大きな変動はみられなかった。これによって、ターゲットの均一性が保たれていることが分かる。
【0031】
(比較例1)
実施例1と同様の銅(6N)インゴットを作成した。このインゴットを冷間鍛造により、冷間で50%の加工比によるプレフォーミングを行い、300°Cにて2時間の再結晶化焼鈍を行った。このプレフォーミング材を400°Cで同様にハット型ターゲットに型鍛造した。
型鍛造後425°Cで結晶粒均一化・歪取り焼鈍を行った。このときのA〜E部の平均結晶粒径を同様に表1に示す。
【0032】
同様に、Cはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
平均粒径はそれぞれA:344μm、B:184μm、C:211μm、D:192μm、E:379μmで全体的に粗大化し、また、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=2.06という不均一な粒径を持つターゲットとなった。
このような平均粒径の粗大化と不均一な粒径は型鍛造温度及び型鍛造後の焼鈍温度が高過ぎたことによると考えられる。
【0033】
(比較例2)
実施例1と同様の銅(6N)インゴットを作成した。このインゴットを750°Cの熱間鍛造によりプレフォーミングした。このプレフォーミング材を実施例1と同様に280°Cでハット型ターゲットに型鍛造し、型鍛造後300°Cにて2時間の結晶粒均一化・歪取り焼鈍を行った。このときのA〜E部の平均結晶粒径を同様に表1に示す。なお、この場合プレフォーミングを実施した後の再結晶化焼鈍は、実施していない。
同様に、Cはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0034】
平均粒径はそれぞれA:724μm、B:235μm、C:257μm、D:244μm、E:773μmで全体的にさらに粗大化し、また、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=3.29という不均一な粒径を持つターゲットとなった。このような平均粒径の粗大化と不均一な粒径は、プレフォーミングが冷間で行われておらず加工が十分でないこと及びプレフォーミング後の再結晶化焼鈍がないことによる。
【0035】
(比較例3)
実施例1と同様の銅(6N)インゴットを作成した。このインゴットを750°Cの熱間鍛造によりプレフォーミングした。このプレフォーミング材を650°Cで同様にハット型ターゲットに型鍛造し、型鍛造後700°Cにて、2時間の結晶粒均一化・歪取り焼鈍を行った。このときのA〜E部の平均結晶
粒径を同様に表1に示す。なお、この場合プレフォーミングを実施した後の再結晶化焼鈍は、実施していない。
同様に、Cはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0036】
平均粒径はそれぞれA:2755μm、B:654μm、C:775μm、D:688μm、E:2911μmで全体的に異常に粗大化し、また、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=4.45という著しく不均一かつ粗大な粒径を持つターゲットとなった。
このような平均粒径の粗大化と不均一な粒径は、プレフォーミングが冷間で行われておらず加工が十分でないこと及び型鍛造温度が高温に過ぎることによると考えられる。
【0037】
(比較例4)
実施例同様の銅(6N)インゴットを作成した。このインゴットを400°Cの熱間鍛造によりプレフォーミングした。このプレフォーミング材を実施例1と同様280°Cでハット型ターゲットに型鍛造し、型鍛造後300°Cで結晶粒均一化・歪取り焼鈍を行った。このときのA〜E部の平均結晶粒径を同様に表1に示す。なお、この場合プレフォーミングを実施した後の再結晶化焼鈍は、実施していない。
同様に、Cはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0038】
平均粒径はそれぞれA:121μm、B:88μm、C:308μm、D:105μm、E:122μmとなり比較的細かい結晶粒となったが、センター部Cのみは粗大化し、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=3.50という不均一な粒径を持つターゲットとなった。
このような平均粒径の粗大化と不均一な粒径は、プレフォーミングが冷間で行われておらず加工が十分でないことによると考えられる。
【0039】
(実施例2)
チタン(4N5)材料を溶解・鋳造し、インゴットを作成した。次に、このインゴットに対し650°Cで締め鍛造を行い、ビレットを作成した。このときの、真歪の絶対値の合計は4である。
次に、このビレットを用いて、室温で50%の加工比によるプレフォーミングを実施した。このプレフォーミングを実施した後、500°Cにて2時間の再結晶化焼鈍を行い、結晶粒を調整した。これによって平均結晶粒径が35μmの微細かつ均一な結晶粒度に調整することができた。
【0040】
このような微細かつ均一な結晶を持つ冷間プレフォーミング材をハット型ターゲットに型鍛造した。型鍛造は450°Cで行った。型鍛造後、500°Cにて2時間の結晶粒均一化・歪み取り焼鈍を行った。
この工程で作成したハット型ターゲットの断面図は、前記図1と同様なので、図1に基づいて説明する。図1のCはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0041】
平均粒径はそれぞれA:37μm、B:31μm、C:34μm、D:29μm、E:39μmであり、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=1.35という均一な粒径を持つターゲットを作成することができた。
以上の結果を、下記比較例と共に、表2に示す。
また、ハット型ターゲットのエロージョン面における(002)面及びこれと30°以内の角度にある(103)面、(014面)、(015)面の合計の強度比を求めた(ここでは、これを(002)面配向率とする)。なお、測定個所は、後述する図3の各測定位置である。
【0042】
【表2】
【0043】
強度比は、次のようにして求めた。I(hkl)はX線回折で求められる(hkl)面の回折ピークの強度である。I*(hkl)は、JCPDS(Joint Commitee of Power Deffraction Standard)カードの相対強度(全くランダムに配向している場合の強度を意味している)である。したがって、I(hkl)/I*(hkl)は、ランダム配向と比較しての(hkl)面の正規化された配向強度を示すこととなる。
【0044】
Σ[I(hkl)/I*(hkl)]は、正規化された強度比の合計である。したがって、(002)面配向率は、[I(002)/I*(002)+I(103)/I*(103)+I(014)/I*(014)+I(015)/I*(015)]/Σ[I(hkl)/I*(hkl)]で計算できる。
以上から、図3の測定位置bにおける面配向を測定した結果、(002)面の強度比6.3%、(103)面の強度比9.9%、(014)面の強度比8.2%、(015)面の強度比7.3%が得られ、強度比の合計が34.3%であった。
【0045】
同様にして、図3のハット型ターゲットのa、b(再掲)、c、d、e、f及びgの各位置でそれぞれ測定した強度比の合計結果を示すと、a位置:34.3%、b位置(再掲):34.3%、c位置:44.0%、d位置:43.2%、e位置:44.9%、f位置:37.1%及びg位置:43.3%であった。以上から、ターゲットのいずれの位置のエロージョン面においても、(002)面及びこの(002)面に対して30°以内の角度にある(103)面、(014面)及び(015)面の強度比の合計が、いずれの位置でも40±10%と配向に大きな変動がなく、均一性に富む良好なターゲットが得られた。
【0046】
(比較例5)
実施例2と同様の締め鍛造ビレットを用いて、冷間で50%の加工比によるプレフォーミングをした。このプレフォーミング材を700°Cでターゲットに型鍛造し、型鍛造後750°Cで結晶粒均一化・歪取り焼鈍を行った。このときのA〜E部の平均結晶粒径を表2に示す。
同様に、Cはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0047】
平均粒径はそれぞれA:346μm、B:140μm、C:199μm、D:156μm、E:325μmで全体的に粗大化し、また、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=2.47という不均一な粒径を持つターゲットとなった。
このような平均粒径の粗大化と不均一な粒径は型鍛造温度及び再結晶化焼鈍温度が高すぎることによると考えられる。
【0048】
(比較例6)
実施例2と同様の締め鍛造ビレットを用いて、500°Cで熱間プレフォーミングした。このプレフォーミング材を450°Cで比較例2と同様にハット型ターゲットに型鍛造し、型鍛造後500°Cで結晶粒均一化・歪取り焼鈍を行った。このときのA〜E部の平均結晶粒径を表2に示す。なお、この場合プレフォーミングを実施した後の再結晶化焼鈍は、実施していない。
同様に、Cはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0049】
平均粒径はそれぞれA:124μm、B:45μm、C:66μm、D:53μm、E:133μmで全体的に比較的小さな粒径であったが、フランジ部A,Eが粗大化し、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=2.96という不均一な粒径を持つターゲットとなった。
このような平均粒径の粗大化と不均一な粒径は、プレフォーミングが冷間で行われておらず加工が十分でないこと及び冷間プレフォーミング後の再結晶化焼鈍がないことによる。
【0050】
(比較例7)
実施例同様の締め鍛造ビレットを用いて、750°Cで熱間プレフォーミングした。このプレフォーミング材を450°Cで型鍛造し、型鍛造後500°Cで結晶粒均一化・歪取り焼鈍を行った。このときのA〜E部の平均結晶粒径を表2に示す。なお、この場合プレフォーミングを実施した後の再結晶化焼鈍は、実施していない。
同様に、Cはハット天井部、A,Eはフランジ部、B,Dは側部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0050】
平均粒径はそれぞれA:156μm、B:56μm、C:87μm、D:61μm、E:177μmで、比較例6よりもさらに粗大化し、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=2.90という不均一な粒径を持つターゲットとなった。
このような平均粒径の粗大化と不均一な粒径は、プレフォーミングが冷間で行われておらず加工が十分でないこと及び冷間プレフォーミング後の再結晶化焼鈍がないことによる。
【0051】
(実施例3)
銅(6N)材料を溶解・鋳造し、インゴットを作成した。次に、このインゴットに対し800°Cで熱間こねくり鍛造を行った。この熱間こねくり鍛造によって、鋳造組織を破壊し、気孔や偏析を拡散及び消失させることができ、均一な組織の鍛造品が得られた。
次に、この熱間こねくり鍛造材を用いて、室温で50%の加工比によるプレフォーミングを実施した。このプレフォーミングを実施した後、300°Cにて2時間の再結晶化焼鈍を行い、結晶粒を調整した。これによって平均結晶粒径が85μmの微細かつ均一な結晶粒度に調整することができた。
【0052】
このような微細かつ均一な結晶を持つプレフォーミング材を、断面がハット型ターゲットを2個つないだような形状のターゲットに型鍛造した。型鍛造は280°Cで行った。型鍛造後、300°Cにて2時間の結晶粒均一化・歪み取り焼鈍を行った。
図2は、この工程で作成したターゲット断面図である。図2のCはハット天井部、Aはフランジ部、B,Dは側部、Eはハット連結部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0053】
平均粒径はそれぞれA:100μm、B:94μm、C:118μm、D:96μm、E:92μmであり、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=1.28という均一な粒径を持つターゲットを作成することができた。
以上の結果を、下記比較例と共に、表3に示す。
【0054】
【表3】
【0055】
(比較例8)
実施例3と同様の銅(6N)インゴットを作成した。このインゴットを400°Cの熱間鍛造によりプレフォーミングした。このプレフォーミング材を実施例4と同様280°Cで断面がハット型ターゲットを2個つないだような形状のターゲットに型鍛造し、型鍛造後300°Cで結晶粒均一化・歪取り焼鈍を行った。
【0056】
このときのA〜E部の平均結晶粒径を同様に表3に示す。なお、この場合プレフォーミングを実施した後の再結晶化焼鈍は、実施していない。
同様に、Cはハット天井部、Aはフランジ部、B,Dは側部、Eはハット連結部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0057】
平均粒径はそれぞれA:127μm、B:123μm、C:278μm、D:101μm、E:113μmとなり比較的細かい結晶粒となったが、センター部Cのみは粗大化し、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=2.46という不均一な粒径を持つターゲットとなった。このような不均一な平均粒径は、プレフォーミングが冷間で行われておらず加工が十分でないことによる。
【0058】
(実施例4)
タンタル(5N)材料を溶解・EB鋳造し、インゴットを作成した。次に、このインゴットに対し室温こねくり鍛造及び1200℃歪取り焼鈍を繰り返し、真歪の絶対値の合計が8のビレットを作成した。
次に、このビレットを用いて、室温で70%の加工比による圧延プレフォーミングを実施した。このプレフォーミングを実施した後、900°Cにて2時間の再結晶化焼鈍を行い、結晶粒を調整した。これによって平均結晶粒径が75μmの微細かつ均一な結晶粒度に調整することができた。
【0059】
このような微細かつ均一な結晶を持つ冷間圧延プレフォーミング材を、スピニング加工により断面がハット型ターゲットを2個つないだような形状のターゲットに成形した。スピニング加工は室温で行った。型鍛造後、925°Cにて2時間の結晶粒均一化・歪み取り焼鈍を行った。
この工程で作成したハット型ターゲットの断面図は、前記図2と同様なので、図1に基づいて説明する。図1のCはハット天井部、Aはフランジ部、B,Dは側部、Eはハット連結部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0060】
平均粒径はそれぞれA:87μm、B:76μm、C:71μm、D:82μm、E:80μmであり、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=1.23という均一な粒径を持つターゲットを作成することができた。
以上の結果を、下記比較例と共に、表4に示す。
【0061】
【表4】
【0062】
(比較例9)
実施例4と同様、タンタル(5N)材料を溶解・EB鋳造し、インゴットを作成した。次に、このインゴットに対し室温で鍛造を行い、ビレットを作成した。この際、真歪の絶対値の合計は4以下であった。
次に、このビレットを用いて、室温で70の加工比による圧延プレフォーミングを実施した。このプレフォーミングを実施した後、900°Cにて2時間の再結晶化焼鈍を行ったが、平均結晶粒径は場所によるばらつきがあり、80〜150μmであった。
【0063】
このような冷間圧延プレフォーミング材を、スピニング加工により断面がハット型ターゲットを2個つないだような形状のターゲットに成形した。スピニング加工は室温で行った。型鍛造後、925°Cにて2時間の結晶粒均一化・歪み取り焼鈍を行った。
同様に、Cはハット天井部、Aはフランジ部、B,Dは側部、Eはハット連結部の、いずれもターゲット側(スパッタリングの際エロージョンを受ける側)を示す。
【0064】
平均粒径はそれぞれA:89μm、B:147μm、G:78μm、D:72μm、E:88μmとなり、片方の側壁Bのみが粗大化し、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと、平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとの比D/d=2.04という不均一な粒径を持つターゲットとなった。
このように部分的に結晶粒径が大きくなってしまったのは、こねくり鍛造時の鍛錬比が不十分だったためと考えられる。そのため鋳造一次晶が完全に破壊されておらず、一次晶の分布を持ったまま最終形状まで成形されたためと考えられる。
【産業上の利用可能性】
【0065】
本発明は、型鍛造による三次元的構造を有するスパッタリングターゲットの製造方法において、材料インゴット又はビレットの熱間鍛造及び焼鈍を行った後、冷間プレフォーミング及び再結晶焼鈍を行って結晶粒を調整し、さらに型鍛造を行うことによって、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとを1.0<D/d<2.0とすることができ、これによってターゲットの結晶粒を微細化しかつ均一性を維持し、スパッタリングの際のアーキングやパーティクルの発生を抑制して、均一で安定した特性を持つ膜を得ることができるという優れた効果を有するので、三次元的構造を有するスパッタリングターゲットとして有用である。
【図面の簡単な説明】
【0066】
【図1】ハット型ターゲットに型鍛造したターゲットの構造を示す説明図である。
【図2】断面ハット型ターゲットを2個つないだような形状のターゲットに型鍛造したターゲットの構造を示す説明図である。
【図3】面配向測定位置を示す図である。
Claims (14)
- 型鍛造により製造されるスパッタリングターゲットであって、直径断面に現れる一つ以上のハット形状又はドーム形状等の三次元的構造を有するターゲットの、開口部径と深さの比率が1:3以下の比率を持ち、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとが1.0<D/d<2.0であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
- 型鍛造により製造されるチタン等の六方晶系スパッタリングターゲットであって、直径断面に現れる一つ以上のハット形状又はドーム形状等の三次元的構造を有するターゲットの、開口部径と深さの比率が1:3以下の比率を持ち、ターゲットのいずれの位置のエロージョン面においても、(002)面及びこれと30°以内の角度にある(103)面、(014面)、(015)面の強度比の合計が30%以上であり、かつ強度比の平均値の±10%以内であることを特徴とするスパッタリングターゲット。
- ターゲット材料が、銅、チタン、アルミニウム、ニッケル、コバルト、タンタル又はこれらの合金であることを特徴とする請求項1又は2記載のスパッタリングターゲット。
- 型鍛造によるスパッタリングターゲットの製造方法において、材料インゴット又はビレットの熱間こねくり鍛造又は冷間こねくり鍛造及び歪取り焼鈍を行った後、冷間プレフォーミング及び再結晶焼鈍を行って結晶粒を調整し、さらに型鍛造を行い、型鍛造後に歪取り焼鈍又は再結晶焼鈍を行うことを特徴とするスパッタリングターゲットの製造方法。
- 型鍛造により製造されるチタン等の六方晶系スパッタリングターゲットであって、ターゲットのいずれの位置のエロージョン面においても、(002)面及びこれと30°以内の角度にある(103)面、(014面)、(015)面の強度比の合計が30%以上であり、かつ強度比の平均値の±10%以内であることを特徴とする請求項4記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 熱間こねくり鍛造又は冷間こねくり鍛造において、真歪の絶対値の合計を4以上とすることを特徴とする請求項4又は5記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 材料の融点をTmとすると、型鍛造を0.5Tm以下で行うことを特徴とする請求項4〜6のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 材料の融点をTmとすると、冷間プレフォーミング後の再結晶焼鈍を、0.6Tm以下で行うことを特徴とする請求項4〜7のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 材料の融点をTmとすると、型鍛造後、0.6Tm以下で歪取り焼鈍又は再結晶焼鈍を行うことを特徴とする請求項4〜8のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 20〜90%の加工比による冷間プレフォーミングを行うことを特徴とする請求項4〜9のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 冷間プレフォーミング後の再結晶焼鈍により、平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径D0と平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径d0とが1.0<D0/d0<1.5とすることを特徴とする請求項4〜10のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 冷間プレフォーミング後の再結晶焼鈍により、最終平均結晶粒径の200%以下とすることを特徴とする請求項4〜11のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 型鍛造後の結晶均質化焼鈍又は歪取り焼鈍により、平均結晶粒径を1〜500μmの範囲にすることを特徴とする請求項4〜12のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
- 平均結晶粒径の最も大きい部位の平均結晶粒径Dと平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径dとが1.0<D/d<2.0であることを特徴とする請求項4〜13のいずれか一項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。
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