JPWO2009034775A1 - 焼結体の製造方法、焼結体、当該焼結体からなるスパッタリングターゲット及びスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体 - Google Patents

Abstract

カルコゲナイド元素とＶｂ族元素の元素とを含み、各元素からなる原料粉末又は二以上の元素からなる合金の原料粉末を混合し、当該混合粉末を（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ０）｝×（Ｔ−Ｔ０) ＋Ｐ０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で、ホットプレスすることを特徴とする焼結体の製造方法。スパッタリングターゲット−バッキングプレートとして組立て、使用した場合であっても割れの生じない、高密度かつ高強度の大口径のカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）又はこれらにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）及び／又は添加元素（Ｄ）を含有する焼結体の製造方法、当該焼結体、当該焼結体からなるスパッタリングターゲット及びスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体を提供する。

Description

本発明は、高密度かつ高強度の大口径の、Ｖｂ族元素（Ａ）及びカルコゲナイド元素（Ｂ）又はこれらにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）、添加元素（Ｄ）のいずれか一以上を含有する焼結体の製造方法、当該焼結体、当該焼結体からなるスパッタリングターゲット及びスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体に関する。

近年、相変化記録用材料として、すなわち相変態を利用して情報を記録する媒体としてＧｅ−Ｓｂ−Ｔｅ系材料からなる薄膜が用いられるようになってきた。
このＧｅ−Ｓｂ−Ｔｅ系合金材料からなる薄膜を形成する方法としては、真空蒸着法やスパッタリング法などの、一般に物理蒸着法と言われている手段によって行われるのが普通である。特に、操作性や皮膜の安定性からマグネトロンスパッタリング法を用いて形成することが多い。

スパッタリング法による膜の形成は、陰極に設置したターゲットにＡｒイオンなどの正イオンを物理的に衝突させ、その衝突エネルギーでターゲットを構成する材料を放出させて、対面している陽極側の基板にターゲット材料とほぼ同組成の膜を積層することによって行われる。
スパッタリング法による被覆法は処理時間や供給電力等を調節することによって、安定した成膜速度でオングストローム単位の薄い膜から数十μｍの厚い膜まで形成できるという特徴を有している。

従来は、スパッタリング時に発生するパーティクルを抑制するために、高純度かつ所定の粒度を有する原料粉末を、ホットプレスによる焼結を行うことによって、直径２８０ｍｍで相対密度９８．８％の高密度焼結体を製作していた。
この高密度焼結体をスパッタリングターゲットとして組立て使用しても、バッキングプレートとの熱膨張に起因する割れなどは発生することなく、反りについても許容の範囲内であった。

ところが、カルコゲナイド元素（Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ）、Ｖｂ族元素（Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎ）、さらにはＩＶｂ族元素（Ｐｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｃ）、添加元素（Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｚｒ）を組み合わせて焼結した焼結体は非常に脆いため、大口径の焼結体を製造しようとする場合、高密度で高強度のものは製造することはできなかった。
また、従来の焼結条件の下では、たとえ密度を高くすることができても抗折強度が不十分であり、スパッタリングターゲットとして組立て、使用した場合には割れが発生し、反りが顕著となるため、スパッタリングターゲットとして使用することはできなかった。参考となる特許文献については、次の通りである。

また、抗折強度は粒界の強さを反映しており、この強度が弱いとスパッタ中の粒子が脱離し、パーティクルが発生するという問題があった。さらに各結晶粒の組成が異なるとスパッタレートが異なるために、エロージョンが不均一となり、マイクロノジュールが形成され、それを基点としたマイクロアーキングやそれ自体の飛散によるパーティクルの発生、そして最悪の場合は、サーマルショックによるターゲットの割れ発生などの問題を生じていた。これは大口径になるほど影響は大きくなり、問題は深刻となる。
特開２０００−２６５２６２号公報 特開２００１−９８３６６号公報 特開２００１−１２３２６６号公報 特開平３−１８０４６８号公報 特開平１０−８１９６２号公報

本発明は、スパッタリングターゲット−バッキングプレートとして組立て、使用した場合であっても割れの生じない、高密度かつ高強度の大口径のカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）又はこれらにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）若しくはその他の添加物を含有する焼結体の製造方法、当該焼結体、当該焼結体からなるスパッタリングターゲット及びスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体を提供するものである。

上記問題点を解決するための技術的な手段はホットプレスによる焼結条件を工夫することによって得ることができるとの知見を得た。
この知見に基づき、本発明は
１）下記（Ａ）の元素と（Ｂ）の元素とを含む焼結体の製造方法であって、各元素からなる原料粉末又は二以上の元素からなる合金の原料粉末を混合し、当該混合粉末を（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０) ＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で、ホットプレスすることを特徴とする焼結体の製造方法
（Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
（Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
２）下記（Ａ）の元素、（Ｂ）の元素及び下記（Ｃ）又は（Ｄ）から選択した元素の一種以上を含む焼結体の製造方法であって、各元素からなる原料粉末又は二以上の元素からなる合金の原料粉末を混合し、当該混合粉末を（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０) ＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で、ホットプレスすることを特徴とする焼結体の製造方法
（Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
（Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
（Ｃ）：Ｐｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｃから選択したＩＶｂ族元素一種以上
（Ｄ）：Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｚｒから選択した元素の一種以上
３）前記（Ａ）の元素がＴｅ、（Ｂ）の元素がＳｂ、（Ｃ）の元素がＧｅ、（Ｄ）の元素がＡｇ、Ｇａ、Ｉｎから選択した一種以上の元素である原料粉末を用いて焼結することを特徴とする上記１）又は２）記載の焼結体の製造方法
４）焼結体がＧｅ−Ｓｂ−Ｔｅ、Ａｇ−Ｉｎ−Ｓｂ−Ｔｅ、Ｇｅ−Ｉｎ−Ｓｂ−Ｔｅのいずれかであることを特徴とする上記３）記載の焼結体の製造方法
５）焼結体を構成する元素の原料粉末が、構成元素単体、構成元素からなる合金、化合物又は混合物からなり、平均粒径が０．１μｍ〜５０μｍ、最大粒径が９０μｍ以下、純度が４Ｎ以上である、前記原料粉末を用いて焼結することを特徴とする上記１）〜４）のいずれか一項に記載の焼結体の製造方法
６）前記ホットプレスの際の加熱温度Ｔが１００〜５００°Ｃの昇温過程において、当該加熱温度領域の少なくとも一部において、１０〜１２０分間、圧力を一定に保持することを特徴とする上記１）〜５）のいずれか一項に記載の焼結体の製造方法
７）室温から最終到達温度Ｔｆに至るまでの昇温速度が、１０°Ｃ／ｍｉｎ以下であることを特徴とする上記１）〜６）のいずれか一項に記載の焼結体の製造方法
８）焼結体の直径が３８０ｍｍ以上であることを特徴とする上記１）〜７）のいずれか一項に記載の焼結体の製造方法、を提供する。

本発明は、また
９）上記１）〜８）のいずれか一項に記載の製造方法により製造された焼結体
１０）下記（Ａ）の元素及び（Ｂ）の元素の一種以上を含む焼結体であって、当該焼結組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下、抗折強度が４０ＭＰａ以上、相対密度が９９％以上であり、相対密度の標準偏差が１％、ターゲットを構成する各結晶粒の組成のずれが全体の平均組成の±２０％未満であることを特徴とするカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）を含有する焼結体
（Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
（Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
１１）下記（Ａ）の元素、（Ｂ）の元素及び下記（Ｃ）又は（Ｄ）から選択した元素の一種以上を含む焼結体であって、当該焼結組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下、抗折強度が４０ＭＰａ以上、相対密度が９９％以上であり、相対密度の標準偏差が１％、ターゲットを構成する各結晶粒の組成のずれが全体の平均組成の±２０％未満であることを特徴とする焼結体
（Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
（Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
（Ｃ）：Ｐｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｃから選択したＩＶｂ族元素一種以上
（Ｄ）：Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｚｒから選択した元素の一種以上
１２）平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする上記１０）又は１１）記載の焼結体
１３）平均結晶粒径が３μｍ以下であることを特徴とする上記１０）又は１１）記載の焼結体
１４）抗折強度が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする上記９）〜１３）のいずれか一項に記載の焼結体
１５）抗折強度が８０ＭＰａ以上であることを特徴とする上記９）〜１３）のいずれか一項に記載の焼結体
１６）ターゲットを構成する各結晶粒の組成のずれが全体の平均組成の±１０％未満であることを特徴とする上記９）〜１５）のいずれか一項に記載の焼結体
１７）ターゲットを構成する各結晶粒の組成のずれが全体の平均組成の±５％未満であることを特徴とする上記９）〜１５）のいずれか一項に記載の焼結体
１８）ターゲットの酸素濃度が２０００ｐｐｍ以下であることを特徴とする上記９）〜１７）のいずれか一項に記載の焼結体
１９）ターゲットの酸素濃度が１０００ｐｐｍ以下であることを特徴とする上記９）〜１７）のいずれか一項に記載の焼結体
２０）ターゲットの酸素濃度が５００ｐｐｍ以下であることを特徴とする上記９）〜１７）のいずれか一項に記載の焼結体
２１）前記（Ａ）の元素がＴｅ、（Ｂ）の元素がＳｂ、（Ｃ）の元素がＧｅ、（Ｄ）の元素がＡｇ、Ｇａ、Ｉｎから選択した一種以上の元素であることを特徴とする上記９）〜２０）のいずれか一項に記載の焼結体
２２）焼結体がＧｅ−Ｓｂ−Ｔｅ、Ａｇ−Ｉｎ−Ｓｂ−Ｔｅ、Ｇｅ−Ｉｎ−Ｓｂ−Ｔｅのいずれかであることを特徴とする上記９〜２０のいずれか一項に記載の焼結体、を提供する。

本発明は、また
２３）上記９）〜２２）のいずれか一項に記載の焼結体からなるスパッタリング用ターゲット
２４）ターゲット表面に粗大粒が整列してなる筋状の模様がなく、表面粗さＲａが０．４μｍ以下であることを特徴とする上記２３）に記載のスパッタリング用ターゲット、を提供する。

本発明は、また
２５）上記２３）又は２４）に記載のスパッタリング用ターゲットを、銅合金又はアルミニウム合金製のバッキングプレートに、低融点金属のボンディング層を介して接着することを特徴とするスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体
２６）低融点金属がインジウムであることを特徴とする上記２５）に記載のスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体、を提供する。

従来、カルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）又はこれらにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）若しくは所要の添加元素（Ｄ）を原料粉末として用いて焼結体又はスパッタリングターゲットを作製した場合、焼結体が非常に脆いため、大口径のスパッタリングターゲットを作製し、これをバッキングプレートに接着した場合、熱膨張差に起因してターゲットの表面に亀裂を生じ又はターゲット自体が割れるという問題があった。
本発明は、製造工程を改善することにより、高強度かつ高密度からなる大口径の焼結体又はスパッタリングターゲットを製造することが可能となり、また当該ターゲットをバッキングプレートに接着しても割れなどが発生することがなくなり、反りも許容範囲とすることができるという優れた効果を有する。さらに、焼結体ターゲットの組織を微細化させ、組成の均一化を図ることができるため、ノジュール及びパーティクルの発生を低減する著しい効果を有する。

（焼結原料とホットプレスの昇圧及び昇温条件の制御）
上記の通り、焼結体を製造するに際して、下記（Ａ）の元素と（Ｂ）の元素の各元素からなる原料粉末又は二以上の元素からなる合金の原料粉末を混合し、当該混合粉末を（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０) ＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で、ホットプレスする。
（Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
（Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
さらに必要に応じて、下記（Ｃ）又は（Ｄ）の元素を添加する。
（Ｃ）：Ｐｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｃから選択したＩＶｂ族元素一種以上
（Ｄ）：Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｚｒから選択した元素の一種以上
これによって、カルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）を含有する焼結体又はカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）とＩＶｂ族元素（Ｃ）若しくは所要の添加元素（Ｄ）とからなる焼結体を製造する。

本願発明は、このホットプレスの昇圧・昇温条件を制御することを基本とするものであり、昇温過程における温度Ｔに対する圧力Ｐを相対的に緩やかに上昇させることによって、達せられるものである。この条件を逸脱する場合には、高強度かつ高密度からなる大口径の焼結体又はスパッタリングターゲットを製造することが、事実上不可能である。
原料粉末は、原料合成工程において、例えばカルコゲン元素のＴｅに、Ｖｂ族元素であるＳｂ、必要に応じてＩＶｂ族元素であるＧｅ、上記添加元素（Ｄ）を添加して、溶解凝固させた二元系以上の化合物とし、これをボールミルなどで粉砕し原料粉とする。

多くの場合、カルコゲナイド元素（Ａ）としてＴｅ、Ｖｂ族元素（Ｂ）としてＳｂ、ＩＶｂ族元素（Ｃ）としてＧｅが使用されるが、これらの同族元素であれば、同様の特性を示すものであり、上記元素以外のカルコゲナイド元素（Ａ）、Ｖｂ族元素（Ｂ）、ＩＶｂ族元素（Ｃ）及び添加元素（Ｃ）を使用できることは言うまでもない。本願発明はこれらを全て包含するものである。
下記においては、理解を容易にするために、主としてカルコゲナイド元素（Ａ）としてＴｅ、Ｖｂ族元素（Ｂ）としてＳｂ、及びＩＶｂ族元素（Ｃ）としてＧｅを選択した場合について説明する。

本発明のカルコゲナイト元素、Ｖｂ族、ＩＶｂ族に属するＴｅ、Ｓｂ，Ｇｅのような元素は蒸気圧が高く、これらの二元系あるいは三元系化合物は複雑な化合物を形成している場合があり、局所的には組成のずれた粉末となっており、一定の軟化点や融点を持たない場合がある。したがって各粉末の組成が均一であればより均一な軟化点や融点となり、理想的な焼結体が得られると考えられる。

一方、ホットプレスの昇温過程では軟化及び焼結現象は、金属単体のように単純ではなく、粉末と粉末の接触する局所ごとに温度・圧力の様々な段階で軟化・焼結が進行すると考えられる。粉末の軟化が不十分な段階で加圧しすぎることは、粉末粒子に無理な変形や残留応力を発生させてしまい、これは最終的に密度が上昇しても粒界での結合強度を低下させ、焼結体としての強度が低下してしまう主な原因であると考えられる。

また、これら合金系は基本的にはセラミックスと同様に脆弱な機械的特性を示し、不均一で粗大な結晶組織により割れ感受性が高く、抗折強度が低い場合、抗折強度は粒界の強さを反映しており、この強度が弱いとスパッタ中の粒子が脱離し、パーティクルが発生するという問題を誘発し、さらに各結晶粒の組成、大きさが異なるとスパッタレートが異なり、エロージョンの不均一が発生し、マイクロノジュールを形成しここを基点としたマイクロアーキングやそれ自体の飛散によるパーティクルの発生や、最悪サーマルショックによるターゲットの割れの問題を生じていた。

本発明の製造方法によって得られた微細均一結晶組織、均一な密度、高強度の大口径スパッタリングターゲットは、焼結体の直径が３８０ｍｍ以上であるターゲットでも有効であり、かつ、直径２８０ｍｍの従来のスパッタリングターゲットのパーティクル発生率以下に抑制、改善するものである。これは微細均一結晶組織、均一な密度で焼結体の粒界が強化されているためである。これは、本願発明の上記条件において初めて達成されるものである。

上記本願発明を達成するための不可欠な基本条件は、Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０) ＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で、ホットプレスすることであるが、温度Ｔを１００〜５００°Ｃの昇温過程において、１０〜１２０分間、圧力を一定に保持することが有効である。さらに温度Ｔを２００〜４００°Ｃの昇温過程において、１０〜１２０分間、圧力を一定に保持することが望ましい。

これによって、粉末と粉末の接触する局所ごとに、軟化・焼結を徐々に進行させ、均一な焼結性を確保することが、より可能となり、焼結体の変形や残留応力の発生を抑制するのに有効である。
焼結条件、すなわちホットプレスの温度と圧力によって、最適な焼結性を得ることができるのであるが、上記の温度範囲において、圧力を一定にすることは、製造工程において管理が容易である一つの手法であるということができる。
焼結に際しては、真空中又は不活性ガス雰囲気中で行い、ガス成分の混入又は吸着を防止するのが望ましい。

焼結体の成分組成によって、ホットプレスの圧力及び温度を変えることができるが、通常、最終到達圧力Ｐｆを１００〜３００ｋｇｆ／ｃｍ^２、最終到達温度Ｔｆが５００〜６５０°Ｃとするのが良い。この範囲外でも焼結は可能であるが、カルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）の各元素からなる原料粉末又は二以上の元素からなる合金の原料粉末又はこれにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）若しくは添加元素（Ｄ）の各元素からなる原料粉末又は二以上の元素からなる合金の原料粉末を焼結する場合には、推奨することができる条件である。

また、室温から最終到達温度Ｔｆに至るまでの昇温速度を１０°Ｃ／ｍｉｎ以下とし、軟化・焼結を徐々に進行させ、均一な焼結性を確保するのに有効である。これも、カルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）の各元素からなる原料粉末（なお、この「原料粉末」は、各元素単体の粉末、合金粉末、化合物粉末、混合物を含むが、特別に記載する以外は、この記載を省略する。）又はこれにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）の原料粉末を焼結する場合において、推奨することができる条件である。

（原料の純度と粒径の調整）
また、本願発明の焼結方法によって、ターゲット表面に粗大粒が整列してなる筋状の模様（一般にはマクロ模様と称されている）がなく、表面粗さＲａが０．４μｍ以下であるスパッタリング用ターゲットを提供することができる。
これは、焼結体を構成する原料粉末の平均粒径を粉砕方法の最適化などにより０．１μｍ〜５０μｍ、最大粒径が９０μｍ以下、純度を４Ｎ以上とし、上記の方法で焼結することにより、効果的に達成できる。また、原料粉の組成を均一にする手法としては、合金を溶解し凝固するときの速度や揺動等を制御することで、重力偏析などを防止することで達成が可能である。
前記焼結体に、時として発生するマクロ模様は、大きな粉末（粗大粒）を含んだ原料粉末を、ホットプレスのように上下方向に一軸加圧焼結すると、この粗大粒がダイス面に対して平行に整列してしまうために発生すると考えられる。

このマクロ模様部分は、密度や強度が特段低いわけではない。しかし、その周囲の他の部分とのわずかな密度差によって、スパッタリングターゲットに加工し、バッキングプレートに接合して組立てた際に、ターゲットとバッキングプレートとの熱膨張差に起因する応力集中部となって割れることがある。
さらに、このマクロ模様は、スパッタリング時のエロージョンのされ方に影響する場合もある。したがって、このマクロ模様の発生を抑制するためには、上記条件とすることが望ましいと言える。

（表面粗さの調整）
スパッタリングターゲットとして加工する際は、ターゲット表面に発生する残留応力が大きくならないように研削加工、研磨加工して表面粗さを小さくすることが、上記のような熱膨張差に起因する応力集中部を作らないために有効である。
このことから、表面粗さをＲａ０．４μｍ以下とすることが望ましい。特に、上記のマクロ模様が発生した焼結体では、研磨加工後に波状のうねりとなってしまい、平坦に表面加工することができないという重畳的な弊害が起こることがある。このように、マクロ模様の抑制と表面粗さの調整は、良好なターゲットを作製する上で、好ましい条件となる。

（ボンディング層の厚みの調整）
スパッタリングターゲットをバッキングプレートに接合して組立体を作製する場合、インジウムなどのボンディング材を厚くし、ボンディングの際やスパッタリング中の熱膨張差に起因する応力や反りをこのボンディング層で吸収させる。
スパッタリングターゲットとしての焼結体が高強度となったとしても、大型ターゲットではこのような干渉層がないと、たとえ割れなくても外周部が剥離してしまう。また、厚いボンディング層はスパッタリング時の局部的な発熱を抑制しターゲット全体を均一な温度にする傾向に作用するので、特にスパッタリング終盤に発生する割れを効果的に防止することができる。

このようなことから、本願発明のスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体の作製においては、銅合金又はアルミニウム合金製のバッキングプレートに、低融点金属のボンディング層を介して接着することを提供する。ボンディング層の厚みとしては通常０．４〜１．４ｍｍを使用する。この場合の低融点金属として、インジウムが推奨できるボンディング材である。

前記ボンディング層の厚さが厚すぎると、スパッタリング中の発熱によるターゲット膨張にともなってインジウムが機械的に押し出され、押し出されたインジウムが落下したり外周部にはみ出したりして、この部分にリデポ膜が形成されることになり、このリデポ膜が剥離することによってパーティクルが増加してしまう。したがって、前記のように、ボンディング層厚さは０．４ｍｍ〜１．４ｍｍが好ましい条件ではある。しかし、上記のような懸念がない限り、特に制限がなく、適宜選択できるものである。

また、本願発明の合金焼結体スパッタリングターゲットは、純度を上げることにより、主成分又は添加副成分以外の不純物、具体的には、例えば酸化物等が低減することになるので、それを起点とする異常放電（アーキング）を抑制することができる。
本願発明では、４Ｎ以上の純度を有し、この不純物によるアーキングを効果的に防止することが可能となり、アーキングによるパーティクルの発生を抑制することができる。純度はさらに５Ｎ以上であることが望ましい。

また、不純物であるガス成分の含有量を２０００ｐｐｍ以下とすることが、望ましい。これを超える酸素、窒素、炭素等のガス成分の含有は、酸化物、窒化物、炭化物等の不純物発生の原因となるので、これを減少させることは、アーキングを防止し、このアーキングによるパーティクルの発生を抑制することにつながるからである。この条件は、本願発明において、特別な条件ではないが、好ましい条件の一つである。

本発明のＳｂ−Ｔｅ系合金焼結体スパッタリングターゲットには、添加元素として、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｚｒから選択した元素の一種以上の元素を最大２０ａｔ％含有させることができる。この範囲であれば、所望のガラス転移点や変態速度や電気抵抗値を得ることができると同時に、機械加工によって導入される表面欠陥を最小限に抑えることが可能となり、パーティクルも効果的に抑制することができる。

一般に、スパッタリング後のエロージョン面は、表面粗さＲａが１μｍ以上の粗い面となり、スパッタリングの進行と共にさらに粗くなる傾向になるが、本発明の結晶粒径が１０μｍ以下のターゲットについては、スパッタリングした後のエロージョン面の表面粗さＲａが０．４μｍ以下となることにより、マイクロアーキングの基点となる突起やリデポ膜の付着を防止でき、パーティクル発生を効果的に抑制したスパッタリングターゲットを得ることができる。

以上によって、カルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）を含有し、必要に応じて、さらにＩＶｂ族元素（Ｃ）及び／又は添加元素（Ｄ）を含有する直径が３８０ｍｍ以上、厚みが２０ｍｍ以下の焼結体が得られる。
そして、この焼結組織は平均粒径が５０μｍ以下であり、抗折強度が４０ＭＰａ以上、相対密度が９９％以上であり、さらに焼結体表面の面内密度の標準偏差が１％未満であるカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）を含有する焼結体又はカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）とＩＶｂ族元素（Ｃ）及び／又は添加元素（Ｄ）とからなる焼結体を得ることが可能となる。
そして、このようにして得た焼結体から製作したスパッタリングターゲットは、バッキングプレートに接着しても割れなどが発生することがなくなり、反りも許容範囲とすることができるという優れた効果を有する。

このように、均一微細な結晶構造のターゲットは、スパッタエロージョンによる表面凹凸が減少し、ターゲット上面へのリデポ（再付着物）膜剥離によるパーティクル発生も効果的に抑制できる。また、組織微細化によりスパッタ膜も面内及びロット間の組成変動が抑えられ、品質が安定するというメリットがある。そして、このようにスパッタリングの際の、パーティクルの発生、異常放電、ノジュールの発生等を効果的に抑制することができる。

さらに、本発明のスパッタリングターゲットにおいて、酸素等のガス成分含有量を２０００ｐｐｍ以下、特に１０００ｐｐｍ以下さらには、酸素等のガス成分含有量を５００ｐｐｍ以下とすることができる。このような酸素等のガス成分の低減は、パーティクルの発生や異常放電の発生をさらに低減することができる。

本発明の実施例について説明する。なお、本実施例はあくまで一例であり、この例に制限されるものではない。すなわち、本発明の技術思想の範囲内で、実施例以外の態様あるいは変形を全て包含するものである。

（実施例１）
ガス成分を除くそれぞれの純度が、それぞれ９９．９９５（４Ｎ５）であるＴｅ、Ｓｂ、Ｇｅの各原料粉を、Ｇｅ_２２Ｓｂ_２２Ｔｅ_５６の組成になるように溶解し、炉内徐冷で鋳造インゴットを作製した。溶解する前に各元素の原料を酸洗、純水洗浄して、特に表面に残留している不純物を十分除去した。これによって、純度９９．９９５（４Ｎ５）を維持した高純度Ｔｅ_５Ｓｂ_２Ｇｅ_２のインゴットを得た。
次に、この高純度Ｇｅ_２２Ｓｂ_２２Ｔｅ_５６のインゴットを、不活性雰囲気中、ボールミルで粉砕して、平均粒径約３０μｍ、最大粒径約９０μｍである原料粉を作製した（粒径の一桁は四捨五入した）。

次に、この原料粉を直径４００ｍｍのグラファイトダイスに充填して、不活性雰囲気中、昇温速度５°Ｃ／ｍｉｎで、最終昇温温度６００°Ｃとし、最終プレス圧力を１５０ｋｇｆ／ｃｍ^２とした。さらに、ホットプレス加圧パターンを、温度に関して、（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０)＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で制御することにより、Ｇｅ_２２Ｓｂ_２２Ｔｅ_５６の焼結体を作製した。

この場合、例えば上記（式）から、室温が２５°Ｃの場合、加熱温度１００°Ｃでは、Ｐ（ｋｇｆ／ｃｍ^２）≦｛１５０（ｋｇｆ／ｃｍ^２）／（６００°Ｃ−２５°Ｃ）｝×（１００°Ｃ−２５°Ｃ）＋１（ｋｇｆ／ｃｍ^２）となるので、Ｐ≦２０ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力に、同様に加熱温度２００°Ｃでは、Ｐ≦４５ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力に、加熱温度３００°Ｃでは、Ｐ≦７２ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力に、上記（式）に従ったホットプレスの加圧パターンとなるように、厳密に調整した。

具体的には、加熱温度１００°Ｃ未満までは、Ｐ＝０ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力に、加熱温度１００〜２００°Ｃ未満では、Ｐ＝２０ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力に、加熱温度２００〜３００°Ｃ未満では、Ｐ＝４５ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力に、さらに３００〜最終昇温温度６００°Ｃ未満まで、Ｐ＝７２ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力とし、６００°ＣでＰ＝１５０ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力とした。

なお、上記の通り、加熱温度が高くなるに従って、上記通りプレス加圧力を徐々に高めていくことができるので、最終プレス圧力を１５０ｋｇｆ／ｃｍ^２に、より速く到達する。したがって、それだけ製造時間を短くし、生産効率を上げることができると言える。しかし、上記（式）を逸脱する条件としないことが、絶対的な条件である。さらに、最終昇温温度、最終プレス圧力に達した後、２時間保持した。

得られた直径４００ｍｍの焼結体について、密度測定のために、十字に９箇所からサンプリングして測定した。この平均値を焼結体密度とした。抗折力は、中心と半径方向の中間、周辺近傍の３箇所からサンプリングして測定し平均値を抗折力とした。
焼結体平均粒径は、十字に９箇所の組織観察結果から算出した。この結果、本実施例１においては、焼結体の相対密度が９９．８％、密度のバラツキの標準偏差が＜１％、抗折力が６１ＭＰａ、各結晶粒の組成がＧｅ１７．８〜２６．６ａｔ％, Ｓｂが１７．８〜２６．６ａｔ％の範囲（±２０％）で、焼結体の平均粒径が３６μｍ、最大粒径が９０μｍであり、良好な焼結体が得られた。

この焼結体を０．９〜１．４ｍｍのボンディング厚みとなるように、インジウムにより銅合金製のバッキングプレートにボンディングした。研磨加工時間を調節してターゲット表面がＲａを０．４μｍ以下なるようにターゲット板を製作した。結果として、ボンディング厚みは１．１ｍｍ、ボンディング後の反りは、全く認められず、ボンディング後の割れの発生もなかった。

同様な方法で、バッキングプレートの種類、すなわち、銅合金製又はアルミニウム合金製の種類にかかわらず、良好なボンディング性を確認した。
次に、ターゲット表面のＲａは０．３μｍであり、研磨中にマクロ模様を観察したが、ターゲット全体に亘り、マクロ模様は全く見出すことができなかった。
このターゲットを使用してスパッタリングを行ったが、パーティクル発生率は従来の良品である高密度の小型ターゲット（直径２８０ｍｍ）と比較して、１８０個以下と同様のパーティクル発生率か、むしろ少ないものであった。

（実施例１−１）
実施例１の条件に加えて、鋳造インゴットの凝固時に揺動を加えることで各結晶粒の組成は、Ｇｅが２０．０〜２４．４ａｔ％、 Ｓｂが２０．０〜２４．４ａｔ％の範囲（±１０％）である組成均質および平均結晶粒径３４μｍ、最大粒径が８０μｍの微細で、酸素濃度１５００ｐｐｍ、焼結体の相対密度が９９．７％、密度のバラツキの標準偏差が＜１％、抗折力が６５ＭＰａな焼結体が得られた。
その後、実施例１と同様なプロセスで、ボンディング厚みが０．５ｍｍ、ターゲット表面のＲａが０.３μｍのターゲットを作製し、スパッタリング評価を行った。結果として、従来の良品である高密度の小型ターゲット（直径２８０ｍｍ）と比較して、パーティクル発生率は１６０個以下と同様のパーティクル発生率か、むしろ少ないものであった。

（実施例１−２）
実施例１の条件に加えて、合金の冷却時の速度を不活性ガス導入により急冷することで各結晶粒の組成はＧｅが２１．１〜２３．３ａｔ％, Ｓｂが２１．１〜２３．３ａｔ％の範囲（±５％）である組成均質および急速冷却効果により平均結晶粒径８．６μｍ、最大粒径が４０μｍの微細で、酸素濃度８３０ｐｐｍ、焼結体の相対密度が９９．６％、密度のバラツキの標準偏差が＜１％、抗折力が６７ＭＰａな焼結体が得られた。その後、実施例１と同様なプロセスで、ボンディング厚みが０．４ｍｍ、ターゲット表面のＲａが０．４μｍのターゲットを作製し、スパッタリング評価を行った。結果として、パーティクル発生率は９０個以下と良好なものであった

（実施例１−３）
実施例１−２の条件に加えて、ジェットミルにて追加粉砕し、各結晶粒の組成はＧｅが２１．１〜２３．３ａｔ％, Ｓｂが２１．１〜２３．３ａｔ％の範囲（±５％）である組成均質、追加粉砕効果により平均結晶粒径２．２μｍ、最大粒径８μｍの極微細で、酸素濃度１９００ｐｐｍ、焼結体の相対密度が９９．８％、密度のバラツキの標準偏差が＜１％、抗折力が９０ＭＰａな焼結体が得られた。その後、実施例１と同様なプロセスで、ボンディング厚みが０．６ｍｍ、ターゲット表面のＲａが０．３μｍのターゲットを作製し、スパッタリング評価を行った。結果として、パーティクル発生率は５０個以下と、非常に良好なものであった。

（実施例１−４）
実施例１の条件に加えて、合金粉末を不活性雰囲気グローブボックス中で扱うことで各結晶粒の組成はＧｅ１７．８〜２６．６ａｔ％, Ｓｂが１７．８〜２６．６ａｔ％の範囲（±２０％）である平均結晶粒径３３μｍの微細、最大粒径が８５μｍで、酸素濃度３５０ｐｐｍ、焼結体の相対密度が９９．７％、密度のバラツキの標準偏差が＜１％、抗折力が７０ＭＰａな焼結体が得られた。
その後、実施例１と同様なプロセスで、ボンディング厚みが０．７ｍｍ、ターゲット表面のＲａが０．３μｍのターゲットを作製し、スパッタリング評価を行った。結果として、パーティクル発生率は１１０個以下と良好なものであった。

（実施例１−５）
実施例１−３の条件に加えて、合金粉末を、不活性雰囲気ガスを使用したジェットミルにて追加粉砕し、その後の粉体の扱いは不活性雰囲気グローブボックス中で行うことで各結晶粒の組成はＧｅが２１．１〜２３．３ａｔ％, Ｓｂが２１．１〜２３．３ａｔ％の範囲（±５％）である平均結晶粒径２．１μｍ、最大粒径が７μｍの極微細組織で、酸素濃度４８０ｐｐｍ、焼結体の相対密度が９９．８％、密度のバラツキの標準偏差が＜１％、抗折力が１０５ＭＰａであるターゲットが得られた。
その後、実施例１と同様なプロセスで、ボンディング厚みが０．５ｍｍ、ターゲット表面のＲａが０．３μｍのターゲットを作製し、スパッタリング評価を行った。結果として、パーティクル発生率は２５個以下と、非常に良好なものであった。

（実施例２）
ガス成分を除くそれぞれの純度が４Ｎ５であるＡｇ、Ｉｎ、Ｓｂ、Ｔｅ粉末原料を用いて、Ａｇ_５Ｉｎ_５Ｓｂ_７０Ｔｅ_２０合金となるように調合し、実施例１と同様の条件で、４Ｎ５の純度を持つＡｇ_５Ｉｎ_５Ｓｂ_７０Ｔｅ_２０組成の焼結体を得た。すなわち、成分組成を除き、全て実施例１の条件に合致するように、焼結体を作製するようにした。

実施例２によって製作した直径４００ｍｍの焼結体について、密度測定のために、それぞれ十字に９箇所からサンプリングして測定した。この平均値を焼結体密度とした。抗折力は、中心と半径方向の中間、周辺近傍の３箇所からサンプリングして測定し平均値を抗折力とした。焼結体平均粒径は、十字に９箇所の組織観察結果から算出した。
この結果、本実施例２においては、焼結体の相対密度が９９．８％、密度のバラツキが、標準偏差＜１％、抗折力が５１ＭＰａ、焼結体の平均粒径が３８μｍであり、良好な焼結体が得られた。

（実施例３）
（ターゲットとバッキングプレートの組立体）
実施例２により作製した焼結体を０．９〜１．４ｍｍのボンディング厚みとなるように、インジウムにより銅合金製のバッキングプレートにボンディングした。さらに、研磨加工時間を調節してＲａを０．４μｍ以下になるようにターゲット板を製作した。結果として、ボンディング厚みは１．１ｍｍ、ターゲット表面のＲａは０．３μｍであった。

結果として、実施例１と同様に、ボンディング後の反りは、全く認められず、ボンディング後の割れの発生もなかった。この場合、バッキングプレートの種類、すなわち、銅合金製又はアルミニウム合金製の種類にかかわらず、良好なボンディング性があった。また、研磨中にマクロ模様を観察したが、ターゲット全体に亘り、マクロ模様は全く見出すことができなかった。
さらに、このターゲットを使用してスパッタリングを行ったが、パーティクル発生率は従来の良品である高密度の小型ターゲット（直径２８０ｍｍ）と比較して、それぞれ２００個以下と同様のパーティクル発生率か、むしろ少ないものであった。

実施例には示さないが、他のカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）又はこれらにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）若しくは添加元素（Ｄ）を含有する焼結体及びこれから製作したターゲットは、いずれも実施例１及び実施例２と同様に、焼結体の相対密度が９９．８％以上、密度のバラツキが、標準偏差＜１％、抗折力が６０ＭＰａ以上、焼結体の平均粒径が３６μｍ以下であり、良好な焼結体が得られた。

さらにバッキングプレートへのボンディング後の反りは、全く認められず、ボンディング後の割れの発生もなかった。そして、ターゲット全体に亘り、マクロ模様は全く見出すことができなかった。さらに、このターゲットを使用してスパッタリングを行ったが、パーティクル発生率は従来の良品である高密度の小型ターゲット（直径２８０ｍｍ）と比較して、同様のパーティクル発生率か、むしろ少ないものであった。

（比較例１）
ガス成分を除くそれぞれの純度が、それぞれ９９．９９５（４Ｎ５）であるＴｅ、Ｓｂ、Ｇｅの各原料粉を、Ｇｅ_２２Ｓｂ_２２Ｔｅ_５６の組成になるように溶解し、鋳造インゴットを作製した。溶解する前に各元素の原料を酸洗、純水洗浄して、特に表面に残留している不純物を十分除去した。
これによって、純度９９．９９５（４Ｎ５）を維持した高純度Ｔｅ_５Ｓｂ_２Ｇｅ_２のインゴットを得た。次に、この高純度Ｇｅ_２２Ｓｂ_２２Ｔｅ_５６のインゴットを、不活性雰囲気中、ボールミルで粉砕して、平均粒径約３０μｍ、最大粒径約９０μｍである原料粉を作製した（粒径の一桁は四捨五入した）。以上の条件は実施例１と同様である。

次に、この原料粉を直径４００ｍｍのグラファイトダイスに充填して、不活性雰囲気中、昇温速度１５°Ｃ／ｍｉｎで、最終昇温温度６００°Ｃとし、最終プレス圧力を１５０ｋｇｆ／ｃｍ^２とし、さらに、ホットプレス加圧パターンを、温度に関して、（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０)＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で制御することにより、Ｇｅ_２２Ｓｂ_２２Ｔｅ_５６の焼結体を作製した。

（比較例２）
前記比較例１において得た原料粉を、直径４００ｍｍのグラファイトダイスに充填して、不活性雰囲気中、昇温速度５°Ｃ／ｍｉｎで、最終昇温温度４５０°Ｃとし、最終プレス圧力を１５０ｋｇｆ／ｃｍ^２、さらに、ホットプレス加圧パターンを、温度に関して、（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０)＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で制御することにより、焼結体を作製した。

（比較例３）
前記比較例１において得た原料粉を、直径４００ｍｍのグラファイトダイスに充填して、不活性雰囲気中、昇温速度５°Ｃ／ｍｉｎで、最終昇温温度６００°Ｃ、最終プレス圧力を８０ｋｇｆ／ｃｍ^２とし、さらに、ホットプレス加圧パターンを、温度に関して、（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０)＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で制御することにより、焼結体を作製した。

（比較例４）
前記比較例１において得た原料粉を、直径４００ｍｍのグラファイトダイスに充填して、不活性雰囲気中、昇温速度５°Ｃ／ｍｉｎで、最終昇温温度６００°Ｃ、最終プレス圧力を１５０ｋｇｆ／ｃｍ^２、さらに、ホットプレス加圧パターンを、温度に関して、（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０)＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）から外れる条件で制御することにより、焼結体を作製した。
この（式）を外れる条件としては、加熱温度１００°Ｃの段階で、Ｐ＝７５ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力まで上げ、加圧を加速したものである。

上記のように、本願発明の条件では、上記（式）から、室温が２５°Ｃの場合、加熱温度１００°Ｃでは、Ｐ（ｋｇｆ／ｃｍ^２）≦｛１５０（ｋｇｆ／ｃｍ^２）／（６００°Ｃ−２５°Ｃ）｝×（１００°Ｃ−２５°Ｃ）＋１（ｋｇｆ／ｃｍ^２）となるので、Ｐ≦２０ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力とし、同様に加熱温度２００°Ｃでは、Ｐ≦４５ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力とし、加熱温度３００°Ｃでは、Ｐ≦７２ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力として、上記（式）に従ったホットプレスの加圧パターンとなるように、厳密に調整すべきものであるが、上記Ｐ＝７５ｋｇｆ／ｃｍ^２のプレス加圧力として、加圧を加速した条件は、本願発明を逸脱するものである。

上記比較例１−４により得られた直径４００ｍｍの焼結体について、密度測定のために、十字に９箇所からサンプリングして測定した。この平均値を焼結体の密度とした。抗折力は、中心と半径方向の中間、周辺近傍の３箇所からサンプリングして測定し平均値を抗折力とした。焼結体平均粒径は、十字に９箇所の組織観察結果から算出した。この測定条件は、実施例１と同様である。
この結果、比較例１においては、焼結体の相対密度が９８．５％、密度のバラツキが標準偏差３％、抗折力が３２ＭＰａ、焼結体の平均粒径が４２μｍであり、脆弱な焼結体が得られた。

同様に、比較例２においては、焼結体の相対密度が９４％、密度のバラツキが標準偏差１％、抗折力が２６ＭＰａ、焼結体の平均粒径が３５μｍであり、脆弱な焼結体が得られた。
同様に、比較例３においては、焼結体の相対密度が９６．１％、密度のバラツキが標準偏差１％、抗折力が２９ＭＰａ、焼結体の平均粒径が３９μｍであり、脆弱な焼結体が得られた。
同様に、比較例４においては、焼結体の相対密度が９９．２％、密度のバラツキが標準偏差１％、抗折力が３８ＭＰａ、焼結体の平均粒径が４２μｍであり、脆弱な焼結体が得られた。

上記比較例１〜４の焼結体を実施例１と同様なプロセスで、０．４〜１．４ｍｍのボンディング厚みとなるように、インジウムにより銅合金製のバッキングプレートにボンディングした。さらに、研磨加工時間を調節してＲａを０．４μｍ以下になるようにターゲット板を製作した。
結果として、ボンディング後の反りが発生すると共に、ボンディング後、一部に割れの発生が見られ、研磨中にマクロ模様を観察したが、ターゲットのところどころに、マクロ模様が見出された。このターゲットを使用してスパッタリングを行ったが、パーティクル発生率は３００〜数千個以上と著しく高い結果であり、まったく使用に耐えるものではなかった。

（比較例５）
（ターゲットとバッキングプレートの組立体）
比較例１−比較例４により作製した焼結体を、研磨加工時間を調節してＲａを０．２μｍのターゲット板を製作した。次に、これを０．９ｍｍのボンディング厚みとなるように、インジウムにより銅合金製のバッキングプレートにボンディングした。この結果、ボンディング後の反りが発生すると共に、ボンディング後の割れの発生が見られた。

以上の結果は、Ｇｅ_２２Ｓｂ_２２Ｔｅ_５６の焼結体に限らず、上記比較例１−４と同様の条件で作製した、他のカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）又はこれらにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）若しくは添加元素（Ｄ）を含有する焼結体及びこれから製作したターゲットは、いずれも同様の、品質に劣る結果となった。

（比較例６）
実施例１の条件で、ボールミル条件を調節することにより、原料合金粉の平均粒径が６５μｍ、最大粒径を１２０μｍとして、実施例１の粒度特性を変えることにより、焼結体の相対密度が９９．５％、密度のバラツキの標準偏差が１％、焼結体の平均粒径が６０μｍであり、最大粒径が１１５μｍであり、抗折力が３８ＭＰａと、抗折強度の低い焼結体が作製された。

（比較例７）
実施例１の条件で、ボールミル条件を調節することにより、原料合金粉の平均粒径が１００μｍ、最大粒径を２００μｍとして、実施例１の粒度特性を変えることにより焼結体の相対密度が９９．４％、密度のバラツキの標準偏差が１．２％、焼結体の平均粒径が９５μｍであり、最大粒径が２００μｍであり、抗折力が３０ＭＰａと、抗折強度がさらに低い焼結体が作製した。

上記比較例６〜７の焼結体を実施例１と同様なプロセスで、０．４〜１．４ｍｍのボンディング厚みとなるように、インジウムにより銅合金製のバッキングプレートにボンディングした。さらに、研磨加工時間を調節してＲａを０．４μｍ以下になるようにターゲット板を製作した。このターゲットを使用してスパッタリングを行ったが、パーティクル発生率は２００〜数千個以上と高く、かつ不安定な結果であった。

このように、実施例及び比較例より、焼結体を構成する元素の合金粉末の平均粒径が５０μｍ以下であって、最大粒径が９０μｍ以下であることが、より望ましい条件であることが確認できた。ターゲットとバッキングプレートの組立体については、上記の焼結体の特性から推測できるので、この実施例及び参考例では省略することとする。

カルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）又はこれらにさらにＩＶｂ族元素（Ｃ）及び／又は添加元素（Ｄ）を原料粉末として用いる大口径の焼結体スパッタリングターゲットは非常に脆いため、これをバッキングプレートに接着した場合、熱膨張差に起因してターゲットの表面に亀裂を生じ又はターゲット自体が割れるという問題があったが、本発明は、製造工程を改善することにより、高強度かつ高密度からなる大口径の焼結体スパッタリングターゲットを製造することが可能となり、バッキングプレートに接着しても割れなどが発生することがなくなり、反りも許容範囲とすることができるという著しい効果が得られた。
したがって、相変化記録用材料として、すなわち相変態を利用して情報を記録する媒体としてＧｅ−Ｓｂ−Ｔｅ材料等の薄膜形成する場合に、より大型のスパッタリングターゲットを使用することが可能となり、生産効率を上昇させ、材質の均一性を備えた相変化記録用材料を成膜することが可能となるという優れた有用性がある。

Claims (26)

1. 下記（Ａ）の元素と（Ｂ）の元素とを含む焼結体の製造方法であって、各元素からなる原料粉末又は二以上の元素からなる合金の原料粉末を混合し、当該混合粉末を（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０)＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で、ホットプレスすることを特徴とする焼結体の製造方法。
   （Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
   （Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
2. 下記（Ａ）の元素、（Ｂ）の元素及び下記（Ｃ）又は（Ｄ）から選択した元素の一種以上を含む焼結体の製造方法であって、各元素からなる原料粉末又は二以上の元素からなる合金の原料粉末を混合し、当該混合粉末を（式）Ｐ(圧力)≦｛Ｐｆ／（Ｔｆ−Ｔ_０）｝×（Ｔ−Ｔ_０)＋Ｐ_０、（Ｐｆ：最終到達圧力、Ｔｆ：最終到達温度、Ｐ_０：大気圧、Ｔ：加熱温度、Ｔ_０：室温、温度は摂氏温度）を満たす条件で、ホットプレスすることを特徴とする焼結体の製造方法。
   （Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
   （Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
   （Ｃ）：Ｐｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｃから選択したＩＶｂ族元素一種以上
   （Ｄ）：Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｚｒから選択した元素の一種以上
3. 前記（Ａ）の元素がＴｅ、（Ｂ）の元素がＳｂ、（Ｃ）の元素がＧｅ、（Ｄ）の元素がＡｇ、Ｇａ、Ｉｎから選択した一種以上の元素である原料粉末を用いて焼結することを特徴とする請求項１又は２記載の焼結体の製造方法。
4. 焼結体がＧｅ−Ｓｂ−Ｔｅ、Ａｇ−Ｉｎ−Ｓｂ−Ｔｅ、Ｇｅ−Ｉｎ−Ｓｂ−Ｔｅのいずれかであることを特徴とする請求項３記載の焼結体の製造方法。
5. 焼結体を構成する元素の原料粉末が、構成元素単体、構成元素からなる合金、化合物又は混合物からなり、平均粒径が０．１μｍ〜５０μｍ、最大粒径が９０μｍ以下、純度が４Ｎ以上である、前記原料粉末を用いて焼結することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の焼結体の製造方法。
6. 前記ホットプレスの際の加熱温度Ｔが１００〜５００°Ｃの昇温過程において、当該加熱温度領域の少なくとも一部において、１０〜１２０分間、圧力を一定に保持することを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の焼結体の製造方法。
7. 室温から最終到達温度Ｔｆに至るまでの昇温速度が、１０°Ｃ／ｍｉｎ以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の焼結体の製造方法。
8. 焼結体の直径が３８０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか一項に記載の焼結体の製造方法。
9. 請求項１〜８のいずれか一項に記載の製造方法により製造された焼結体。
10. 下記（Ａ）の元素及び（Ｂ）の元素の一種以上を含む焼結体であって、当該焼結組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下、抗折強度が４０ＭＰａ以上、相対密度が９９％以上であり、相対密度の標準偏差が１％、ターゲットを構成する各結晶粒の組成のずれが全体の平均組成の±２０％未満であることを特徴とするカルコゲナイド元素（Ａ）とＶｂ族元素（Ｂ）を含有する焼結体。
    （Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
    （Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
11. 下記（Ａ）の元素、（Ｂ）の元素及び下記（Ｃ）又は（Ｄ）から選択した元素の一種以上を含む焼結体であって、当該焼結組織の平均結晶粒径が５０μｍ以下、抗折強度が４０ＭＰａ以上、相対密度が９９％以上であり、相対密度の標準偏差が１％、ターゲットを構成する各結晶粒の組成のずれが全体の平均組成の±２０％未満であることを特徴とする焼結体。
    （Ａ）：Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅから選択したカルコゲナイド元素の一種以上
    （Ｂ）：Ｂｉ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｐ、Ｎから選択したＶｂ族元素の一種以上
    （Ｃ）：Ｐｂ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｃから選択したＩＶｂ族元素一種以上
    （Ｄ）：Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｐｔ、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｉ、Ｚｒから選択した元素の一種以上
12. 平均結晶粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１０又は１１記載の焼結体。
13. 平均結晶粒径が３μｍ以下であることを特徴とする請求項１０又は１１記載の焼結体。
14. 抗折強度が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項９〜１３のいずれか一項に記載の焼結体。
15. 抗折強度が８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項９〜１３のいずれか一項に記載の焼結体。
16. ターゲットを構成する各結晶粒の組成のずれが全体の平均組成の±１０％未満であることを特徴とする請求項９〜１５のいずれか一項に記載の焼結体。
17. ターゲットを構成する各結晶粒の組成のずれが全体の平均組成の±５％未満であることを特徴とする請求項９〜１５のいずれか一項に記載の焼結体。
18. ターゲットの酸素濃度が２０００ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項９〜１７のいずれか一項に記載の焼結体。
19. ターゲットの酸素濃度が１０００ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項９〜１７のいずれか一項に記載の焼結体。
20. ターゲットの酸素濃度が５００ｐｐｍ以下であることを特徴とする請求項９〜１７のいずれか一項に記載の焼結体。
21. 前記（Ａ）の元素がＴｅ、（Ｂ）の元素がＳｂ、（Ｃ）の元素がＧｅ、（Ｄ）の元素がＡｇ、Ｇａ、Ｉｎから選択した一種以上の元素であることを特徴とする請求項９〜２０のいずれか一項に記載の焼結体。
22. 焼結体がＧｅ−Ｓｂ−Ｔｅ、Ａｇ−Ｉｎ−Ｓｂ−Ｔｅ、Ｇｅ−Ｉｎ−Ｓｂ−Ｔｅのいずれかであることを特徴とする請求項９〜２０のいずれか一項に記載の焼結体。
23. 請求項９〜２２のいずれか一項に記載の焼結体からなるスパッタリング用ターゲット。
24. ターゲット表面に粗大粒が整列してなる筋状の模様がなく、表面粗さＲａが０．４μｍ以下であることを特徴とする請求項２３に記載のスパッタリング用ターゲット。
25. 請求項２３又は２４に記載のスパッタリング用ターゲットを、銅合金又はアルミニウム合金製のバッキングプレートに、低融点金属のボンディング層を介して接着することを特徴とするスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体。
26. 低融点金属がインジウムであることを特徴とする請求項２５に記載のスパッタリングターゲット−バッキングプレート組立体。