KR100943117B1 - Ａｌ-Ｎｉ-Ｌａ 시스템 Ａｌ-계 합금 스퍼터링 타겟 그리고이것을 제조하는 공정 - Google Patents

Abstract

본 발명에 따르면, Ni 및 La을 포함한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟에 있어서, 스퍼터링 타겟의 평면에 수직인 단면 내에서의 (1/4)t 내지 (3/4)t(t: 두께)의 섹션이 2000 배의 배율에서 주사 전자 현미경으로 관찰될 때, (1) 전체의 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적에 대한 0.3 내지 3 ㎛의 평균 입자 직경을 갖는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적이 면적 분률의 관점에서 70% 이상이며, Al-Ni 시스템 금속간 화합물은 Al 및 Ni로 주로 구성되고; (2) 전체의 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적에 대한 0.2 내지 2 ㎛의 평균 입자 직경을 갖는 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적이 면적 분률의 관점에서 70% 이상이며, Al-La 시스템 금속간 화합물은 Al 및 La으로 주로 구성되는 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟이 제공된다.

스퍼터링 타겟, Al-Ni-La 시스템, Al-계 합금, 금속간 화합물, 평균 입자 직경, 면적 분률

Description

Ａｌ-Ｎｉ-Ｌａ 시스템 Ａｌ-계 합금 스퍼터링 타겟 그리고 이것을 제조하는 공정 {Al-Ni-La SYSTEM Al-BASED ALLOY SPUTTERING TARGET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 Ni 및 La을 함유한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟 그리고 이것을 제조하는 공정에 관한 것이다. 특히, 본 발명은 박막이 스퍼터링 타겟의 사용에 의해 증착될 때에 스퍼터링의 초기 단계에서 발생되는 초기 스플래시(initial splash)의 개수를 감소시킬 수 있는 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟 그리고 이것을 제조하는 공정에 관한 것이다.

전기 비저항 면에서 낮고 가공하기 용이한 Al-계 합금이 액정 디스플레이(LCD: liquid crystal display), 플라즈마 디스플레이 패널(PDP: plasma display panel), 전기 발광 디스플레이(ELD: electroluminescent display) 및 전계 방출 디스플레이(FED: field emission display) 등의 평판 디스플레이(FPD: flat panel display)의 분야에서 널리 사용되고, 상호 연결 피막, 전극 피막 및 반사 전극 피막을 위한 재료로서 사용된다.

예컨대, 능동 매트릭스 방식의 액정 디스플레이는 스위칭 요소인 박막 트랜 지스터(TFT: thin film transistor), 전도성 산화막으로 제작되는 화소 전극 그리고 주사 라인(scanning line) 및 신호 라인(signal line)을 포함한 상호 연결부를 갖는 TFT 기판을 포함하며, 주사 라인 및 신호 라인은 화소 전극에 전기적으로 연결된다. 주사 라인 및 신호 라인을 구성하는 상호 연결 재료로서, 일반적으로, 순수한 Al 또는 Al-Nd 합금의 박막이 사용된다. 그러나, 박막이 화소 전극에 직접적으로 연결될 때, 절연성 알루미늄 산화물이 계면에 형성되며 그에 의해 전기 저항을 증가시킨다. 따라서, 지금까지, Mo, Cr, Ti 또는 W 등의 난융성 금속으로 제작되는 배리어 금속 층이 전기 저항을 감소시키기 위해 Al 상호 연결 재료와 화소 전극 사이에 배치되었다.

그러나, 위에서 언급된 배리어 금속 층을 개재하는 방법에서, 제조 공정이 번거로우며 그에 의해 제조 비용 면에서 높아지는 문제점이 있다.

이것과 관련하여, 배리어 금속 층을 개재하지 않고 화소 전극 및 상호 연결 재료를 구성하는 전기 전도성 산화막을 직접적으로 연결하는 것을 가능케 하는 기술(직접 접촉 기술)로서, 상호 연결 재료로서 Al-Ni 합금, 또는 Nd 또는 Y 등의 희토류 원소를 추가로 함유한 Al-Ni 합금의 피막이 사용되는 방법(제JP-A-2004-214606호)이 제안되었다. Al-Ni 합금이 사용될 때, 계면에서, 전기 전도성 Ni-함유 석출물이 형성되며 그에 의해 절연성 알루미늄 산화물이 발생되는 것을 억제하고; 따라서, 전기 저항이 낮게 억제될 수 있다. 나아가, Al-Ni-희토류 원소가 사용될 때, 열 저항이 추가로 개선된다.

이제, Al-계 합금 박막이 형성될 때, 일반적으로, 스퍼터링 타겟을 사용하는 스퍼터링 방법이 채택되었다. 스퍼터링 방법에 따르면, 플라즈마 방전이 기판과 박막 재료로 구성된 스퍼터링 타겟(타겟 재료) 사이에 발생되고, 플라즈마 방전에 의해 이온화된 가스가 타겟 재료와 충돌되어 타겟 재료의 원자를 방출시키며 그에 의해 기판 상에 증착되어 박막을 생성시킨다. 진공 증착 방법 및 아크 이온 도금 방법(AIP: arc ion plating)과 상이한 스퍼터링 방법은 타겟 재료와 동일한 조성을 갖는 박막이 형성될 수 있다는 장점을 갖는다. 특히, 스퍼터링 방법에 의해 증착되는 Al-계 합금 박막이 평형 상태에서 용융될 수 없는 Nd 등의 합금 원소를 용융할 수 있으며, 그에 의해 박막으로서 우수한 성능을 발휘할 수 있고; 따라서, 스퍼터링 방법은 산업적으로 효과적인 박막 생성 방법이고, 그 원료인 스퍼터링 타겟 재료의 개발이 촉진되었다.

최근에, FPD의 생산성 확대에 대처하기 위해, 스퍼터링에서의 증착 속도가 그 어느 때보다 증가되는 경향이 있다. 증착 속도를 증가시키기 위해, 스퍼터링 파워가 가장 편리하게 증가될 수 있다. 그러나, 스퍼터링 파워가 증가될 때, 스플래시(미세한 용해물 입자) 등의 스퍼터링 결함이 상호 연결 피막 내에 결함을 발생시키게 되고; 따라서, FPD의 수율 및 동작 성능을 저하시키는 효과 등의 유해한 효과가 유발된다.

이것과 관련하여, 스플래시가 일어나는 것을 억제하기 위해, 예컨대, 제JP-A-10-147860호, 제JP-A-10-199830호, 제JP-A-11-293454호 또는 제JP-A-2001-279433호에 기재된 방법이 제안되었다. 이들 중에서, 스플래시가 타겟 재료 조직 내의 미세한 보이드로 인해 유발된다는 관점을 기초로 하는 제JP-A-10-147860호, 제JP- A-10-199830호 및 제JP-A-11-293454호에서, Al 매트릭스 내에서의 Al 및 희토류 원소의 화합물의 입자의 분산 상태가 제어되거나(제JP-A-10-147860호), Al 매트릭스 내에서의 Al 및 전이 금속 원소의 화합물의 분산 상태가 제어되거나(제JP-A-10-199830호), 타겟 내에서의 첨가 원소와 Al 사이의 금속간 화합물의 분산 상태가 제어되며(제JP-A-11-293454호), 그에 의해 스플래시가 일어나는 것을 억제한다. 나아가, 제JP-A-2001-279433호는 스플래시의 원인인 아칭(arching)(불규칙한 방전)을 감소시키기 위해 스퍼터링 표면의 경도가 제어되고 그에 후속하여 표면 결함이 기계 가공으로 인해 일어나는 것을 억제하기 위해 마무리 가공을 적용하는 기술을 개시하고 있다.

반면에, 타겟이 주로 큰 타겟의 제조에서의 가열로 인해 휘는 것을 억제하는 기술이 개시되었다(제JP-A-2006-225687호). 제JP-A-2006-225687호에서, 타겟으로서의 Al-Ni-희토류 원소 합금 스퍼터링 타겟과 관련하여, 2.5 이상의 종횡비 그리고 0.2 ㎛ 이상의 원 등가 직경(circle equivalent diameter)을 갖는 소정 개수 초과의 화합물이 타겟 평면에 수직인 단면 내에 존재할 때, 타겟은 변형되는 것이 방지된다.

위에서 언급된 바와 같이, 스퍼터링 결함을 감소시키기 위해 스플래시의 발생을 감소시키는 다양한 기술이 제안되었지만, 추가의 개선이 요구되었다. 특히, 스퍼터링의 초기 단계에서 일어나는 초기 스플래시는 FPD의 수율을 저하시키며, 그에 의해 심각한 문제점을 유발시킨다. 그러나, 제JP-A-10-147860호, 제JP-A-10-199830호, 제JP-A-11-293454호 또는 제JP-A-2001-279433호에 개시된 스플래시 억제 기술은 초기 스플래시가 일어나는 것을 충분히 효과적으로 억제할 수 없다. 나아가, Al-계 합금들 중에서 화소 전극을 구성하는 전기 전도성 산화막과 직접적으로 연결 가능한 배선 재료로서 유용한 Al-Ni-희토류 원소의 박막을 형성하는 데 사용되는 Al-계 합금 스퍼터링 타겟 특히 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금에서, 위에서-언급된 문제점을 극복할 수 있는 기술이 아직 제안되지 않았다.

본 발명은 위에서-언급된 상황의 관점에서 수행되었고, Ni 및 La-함유 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟이 피막을 증착하도록 사용될 때에 발생되는 스플래시 특히 초기 스플래시를 감소시킬 수 있는 기술을 제공하고자 한다.

즉, 본 발명은 다음의 항목 1 내지 항목 3에 관한 것이다.

1. Ni 및 La을 포함한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟에 있어서, 스퍼터링 타겟의 평면에 수직인 단면 내에서의 (1/4)t 내지 (3/4)t (t: 두께)의 섹션이 2000 배의 배율에서 주사 전자 현미경으로 관찰될 때,

(1) 전체의 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적에 대한 0.3 내지 3 ㎛의 평균 입자 직경을 갖는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적이 면적 분률의 관점에서 70% 이상이며, Al-Ni 시스템 금속간 화합물은 Al 및 Ni로 주로 구성되고;

(2) 전체의 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적에 대한 0.2 내지 2 ㎛의 평균 입자 직경을 갖는 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적이 면적 분률의 관점에서 70% 이상이며, Al-La 시스템 금속간 화합물은 Al 및 La으로 주로 구성되는 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟.

2. 항목 1에 있어서,

0.05 내지 5 원자%의 양으로의 Ni과;

0.10 내지 1 원자%의 양으로의 La을 포함하는 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟.

3. Ni 및 La을 함유한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟을 제조하는 공정에 있어서,

0.05 내지 5 원자%의 양으로의 Ni 그리고 0.10 내지 1 원자%의 양으로의 La을 함유한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금을 준비하는 단계와;

Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금의 용해물을 얻기 위해 800 내지 950℃의 온도에서 Al-계 합금을 용해하는 단계와;

Al-계 합금을 소형화하기 위해 6 N㎥/㎏ 이상의 가스/금속 비율로 Al-계 합금의 용해물을 가스 원자화하는 단계와;

예비 성형체를 얻기 위해 900 내지 1200 ㎜의 분무 거리에서 수집기 상에 소형화된 Al-계 합금을 증착하는 단계와;

치밀체를 얻기 위해 치밀화 수단에 의해 Al-계 합금 예비 성형체를 치밀화하는 단계와;

치밀체에 소성 가공을 적용하는 단계

를 포함하는 방법.

본 발명의 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟에 따르면, 위에서 언급된 바와 같이, 스퍼터링 타겟 내에 존재하는 금속간 화합물(Al 및 Ni로 주로 구성된 Al-Ni 시스템 금속간 화합물 그리고 Al 및 La으로 주로 구성된 Al-La 시스템 금속간 화합물)의 입자 크기 분포가 적절하게 제어되고; 따라서, 스플래시 특히 초 기 스플래시가 일어나는 것이 억제될 수 있으며, 그에 의해 스퍼터링 결함이 효과적으로 억제될 수 있다.

본 발명의 발명자들은 스퍼터링 증착 중에 발생되는 스플래시 특히 스퍼터링 증착 중의 초기 단계에 발생되는 초기 스플래시를 감소시킬 수 있는 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟을 제공하기 위해 집중적으로 연구하였다. 그 결과에 따르면, 스퍼터링 타겟 내에 함유된 금속간 화합물(Al 및 Ni로 주로 구성된 Al-Ni 시스템 금속간 화합물 그리고 Al 및 La으로 주로 구성된 Al-La 시스템 금속간 화합물)의 입자 크기 분포는 양쪽 모두 초기 스플래시의 발생과 상당한 상관 관계를 갖고, 금속간 화합물의 입자 크기 분포가 적절하게 제어될 때, 예상된 목적이 달성될 수 있으며, 그에 의해 본 발명은 완성되었다.

명세서에서, "Al 및 Ni로 주로 구성된 Al-Ni 시스템 금속간 화합물"은 에너지 분산 X-선 형광 분광계(EDX: Energy Dispersive X-ray Fluorescent Spectrometer)가 제공되는 주사 전자 현미경(SEM: Scanning Electron Microscope)이 사용되는 스퍼터링 타겟이 아래에서 상술되는 방법에 따라 분석될 때에 아래에서 설명되는 도2c에 도시된 바와 같이 Al 및 Ni의 피크가 강력하게 검출되고 이들 이외의 원소의 피크가 실질적으로 검출되지 않는 금속간 화합물을 의미한다. 전형적인 Al-Ni 시스템 금속간 화합물로서, Al₃Ni 등의 2성분 금속간 화합물이 인용될 수 있다. 나아가, "Al 및 La으로 주로 구성된 Al-La 시스템 금속간 화합물"은 스 퍼터링 타겟이 위와 유사한 방법에 따라 분석될 때에 아래에서 설명되는 도2d에 도시된 바와 같이 Al 및 La의 피크가 강력하게 검출되고 이들 이외의 원소의 피크가 실질적으로 검출되지 않는 금속간 화합물을 의미한다. 전형적인 Al-La 시스템 금속간 화합물로서, Al₁₁La₃ 등의 2성분 금속간 화합물이 인용될 수 있다.

나아가, 명세서에서, "초기 스플래시가 일어나는 것이 억제될 수 있다"는 스퍼터링이 아래에서 설명되는 예에서 설명된 조건(스퍼터링 시간: 81 초) 하에서 수행될 때에 이 때에 발생되는 스플래시의 평균 수치가 8개 지점/㎠ 미만이다. 이와 같이, 본 발명에서, 스퍼터링 시간이 81 초로 설정되고, 스퍼터링 증착의 초기 단계에서의 스플래시가 평가된다. 즉, 본 발명은 초기 단계 스플래시의 발생이 평가되지 않는 제JP-A-10-147860호, 제JP-A-10-199830호, 제JP-A-11-293454호 또는 제JP-A-2001-279433호와 평가 기준 면에서 상이하다.

우선, 본 발명의 목적인 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금이 설명될 것이다.

본 발명의 발명자들이 Al-Ni-희토류 원소 시스템 Al-계 합금들 중에서 희토류 원소로서 La을 함유하는 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금에 특히 주목한 이유는 특히 Nd, Y 및 La 등의 다양한 희토류 원소들 중에서 La이 열 저항의 개선 효과 면에서 매우 우수하기 때문이다.

Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금에 대해, 제JP-A-2004-214606호의 출원 후에도, 직접 접촉-관련 기술이 계속적으로 제안되었고, 예컨대 박막 트랜지스터의 반도체 층과 직접적으로 연결될 수 있는 상호 연결 재료로서 La 등의 희토류 원소를 함유 한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금이 개시되었다(제JP-A-2006-220633호). 제JP-A-2006-220633호에서, La 이외의 희토류 원소로서 Nd을 함유한 Al-Ni-Nd 시스템 Al-계 합금이 또한 개시되어 있다. 그러나, 후속 연구에 따르면, La은 Nd에 비해 더 열 저항을 개선시킬 수 있다.

나아가, Al-Ni-희토류 원소 합금 스퍼터링 타겟에 대해, 제JP-A-225687호가 또한 위의 조성을 갖는 스퍼터링 타겟을 목표로 하는 기술을 개시하고 있다. 그러나, 본 발명과 상이하게, 희토류 원소로서 La을 함유하는 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟이 실질적으로 목표로 하지 않는다. 물론, 제JP-A-2006-225687호에서, Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟에서 초기 스플래시가 일어나는 것을 억제하기 위해 소정 금속간 화합물의 입자 크기 분포가 제어된다는 기술적 사상이 없다. 나아가, 제JP-A-2006-225687호에서 한정되는 화합물(금속간 화합물)이 2.5 이상의 종횡비 그리고 0.2 ㎛ 이상의 원 등가 직경을 갖는 디스크형 화합물이고, 금속간 화합물의 형상의 측면에서 구형 화합물을 갖는 본 발명과 상이하다. 나아가, 이들 양쪽 모두는 또한 제조 공정 면에서 상이하다. 아래에서 상술되는 바와 같이, 본 발명에서, 제JP-A-2006-225687호와 유사하게, Al-계 합금 예비 성형체가 바람직하게는 스프레이 형성 방법의 사용에 의해 제조된다. 그러나, 특히, 제JP-A-2006-225687호에서 소정의 디스크형 화합물을 확보하기 위해 노즐 직경(φ)이 2.5 내지 10 ㎜로 제어되고 가스 압력이 0.3 내지 1.5 ㎫로 제어된다. 반면에, 본 발명에서, 특히, 가스/금속 비율이 원하는 입자 크기 분포를 확보하기 위해 6 N㎥/㎏으로 제어된다. 제JP-A-2006-225687호에서, 가스/금속 비율은 전혀 고려되지 않고; 따라서, 제JP-A-2006-225687호에 개시된 제조 공정이 채택될 때에도, 본 발명의 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟이 제조될 수 없다.

나아가, 예컨대 제JP-A-2006-225687호 이외의 Al-계 합금 스퍼터링 타겟의 스플래시 억제 기술로서, Al 매트릭스 내의 Al과 희토류 원소 사이의 화합물 또는 금속간 화합물의 분산 상태가 제어되는 기술이 예컨대 제JP-A-2004-214606호, 제JP-A-10-147860호, 제JP-A-10-199830호 및 제JP-A-11-293454호에 개시되어 있다. 그러나, 모든 이들 문서에서, 본 발명의 목적인 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟이 구체적으로 개시되어 있지 않다. 본 발명과 같이 희토류 원소로서 La을 함유한 Al-계 합금이 위의 특허 문서를 포함한 종래 기술의 섹션에서 개시된 어떠한 문서에도 개시되어 있지 않다.

아래에서 설명되는 바와 같이, 본 발명은 La을 함유한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟이 La 이외의 희토류 원소를 함유하는 Al-Ni-희토류 원소 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟 예컨대 제JP-A-2006-225687호에 기재된 것과 같은 Al-Ni-Nd 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟과 금속간 화합물의 형상 면에서 크게 상이하다. 전자의 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟에서, 도2a 내지 도2d에 도시된 바와 같이, Al 및 Ni 또는 Al 및 La으로 구성된 2성분 금속간 화합물이 주로 존재하는 동안에, Al, Ni 및 La으로 구성된 3성분 금속간 화합물이 거의 존재하지 않는다. 대조적으로, 후자의 Al-Ni-Nd 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟에서, Al, Ni 및 Nd으로 구성된 3성분 금속간 화합물이 주로 존재하고, Al 및 Ni 또는 Al 및 Nd으로 구성된 2성분 금속간 화합물이 거의 존재하지 않는다. 따라서, 본 발명에서의 기술은 Al-Ni-희토류 원소 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟들 중에서 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟으로 특화되어 있다고 언급될 수 있다.

본 발명의 Al-계 합금 내에 함유된 Ni의 함량은 바람직하게는 0.05 내지 5 원자%이다. 이 범위는 아래에서 설명되는 예의 실험 결과를 기초로 하여 계산된다. Ni의 양의 하한이 0.05 원자% 미만일 때, 0.3 ㎛ 미만의 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률이 커진다. 따라서, 스퍼터링 타겟 재료의 표면이 기계-가공될 때, 금속간 화합물이 이탈되며 그에 의해 불규칙부의 표면적을 증가시키며, 그에 의해 초기 스플래시의 개수는 증가된다. 반면에, Ni의 양의 상한이 5 원자% 초과일 때, 3 ㎛ 초과의 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률이 증가된다. 따라서, 스퍼터링 타겟 재료의 표면이 기계-가공될 때, 표면 상의 불규칙부가 커지며 그에 의해 산화물 등의 비-전도성 개재물의 개재 면에서 증가되며, 그 결과 초기 스플래시의 개수 면에서의 증가를 가져온다. Ni의 함량은 바람직하게는 0.1 내지 4 원자% 그리고 더 바람직하게는 0.2 내지 3 원자%이다.

본 발명의 Al-계 합금 내에 함유된 La의 함량은 바람직하게는 0.10 내지 1 원자%이다. 이 범위는 아래에서 설명되는 예의 실험 결과를 기초로 하여 계산되고, Ni과 유사한 관점으로부터 한정된다. La의 양의 하한이 0.10 원자% 미만일 때, 0.2 ㎛ 미만의 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률이 커진다. 따라서, 스퍼터링 타겟 재료의 표면이 기계-가공될 때, 금속간 화합물이 이탈되며 그에 의해 불규칙부의 표면적을 증가시키며, 그에 의해 초기 스플래시의 개수는 증가된 다. 반면에, La의 양의 상한이 1 원자% 초과일 때, 2 ㎛ 초과의 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률이 증가된다. 따라서, 스퍼터링 타겟 재료의 표면이 기계-가공될 때, 표면 상의 불규칙부가 커지며 그에 의해 산화물 등의 비-전도성 개재물의 개재 면에서 증가되며, 그 결과 초기 스플래시의 개수 면에서의 증가를 가져온다. La의 함량은 바람직하게는 0.15 내지 0.8 원자% 그리고 더 바람직하게는 0.2 내지 0.6 원자%이다.

위에서 설명된 바와 같이, 본 발명에서 사용된 Al-계 합금은 Ni 및 La 그리고 잔량의 Al의 양쪽 모두, 그리고 불가피한 불순물을 함유한다. 불가피한 불순물로서, 예컨대, Si 및 Fe 등의 제조 공정에서 불가피하게 혼합되는 원소가 인용될 수 있다.

다음에, 본 발명이 특징으로 하는 금속간 화합물(Al 및 Ni로 주로 구성된 Al-Ni 시스템 금속간 화합물 그리고 Al 및 La으로 주로 구성된 Al-La 시스템 금속간 화합물)이 설명될 것이다.

본 발명의 스퍼터링 타겟에서, 스퍼터링 타겟 내에 존재하는 금속간 화합물(Al 및 Ni로 주로 구성된 Al-Ni 시스템 금속간 화합물 그리고 Al 및 La으로 주로 구성된 Al-La 시스템 금속간 화합물)이 다음의 요건 (1) 및 (2)를 충족시킨다.

(1) Al 및 Ni로 주로 구성된 Al-Ni 시스템 금속간 화합물에 대해, 전체의 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적에 대한 0.3 내지 3 ㎛의 평균 입자 직경을 갖는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적이 면적 분률의 관점에서 70% 이상이다.

(2) Al 및 La으로 주로 구성된 Al-La 시스템 금속간 화합물에 대해, 전체의 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적에 대한 0.2 내지 2 ㎛의 평균 입자 직경을 갖는 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적이 면적 분률의 관점에서 70% 이상이다.

위에서 언급된 바와 같이, 본 발명의 목적인 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟에 따르면, SEM 반사 전자 화상 내의 금속간 화합물이 아래에서 상술되는 측정 방법에 따라 화상 분석될 때, 관찰될 수 있는 주 금속 화합물은 단지 2개 종류의 Al 및 Ni 또는 Al 및 La으로 구성된 2성분 금속간 화합물이고, 전형적으로 사용되었던 Al-Ni-Nd 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟이 유사한 방법에 따라 관찰될 때에 관찰되는 3성분 금속간 화합물(Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟의 경우에, Al, Ni 및 La으로 구성된 3성분 금속간 화합물)은 거의 존재하지 않는다(도2a 내지 도4).

본 발명에서, 각각의 금속간 화합물에 대해, 초기 스플래시가 소정 범위 내에서 어떤 평균 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률(점유 비율)을 증가시킴으로써 일어나는 것이 효과적으로 억제될 수 있다는 실험 결과를 기초로 하여, 금속간 화합물의 면적 분률은 가급적 크게(본 발명에서, 70%) 설정된다.

금속간 화합물로 인한 스플래시 발생의 억제의 기구는 다음과 같이 추정된다.

즉, 초기 스플래시가 발생되는 이유는 일반적으로 스퍼터링 타겟 표면의 표면이 기계-가공될 때에 금속간 화합물이 이탈되며 그에 의해 불규칙부의 표면적이 증가되기 때문인 것으로 생각된다. 다음에, (1) Al 및 Ni로 주로 구성된 Al-Ni 시스템 금속간 화합물에 대해, 0.3 ㎛ 미만의 평균 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률이 커질 때, 초기 스플래시의 발생이 증가되고, 반면에 3 ㎛ 초과의 평균 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률이 커질 때, 기계 가공으로 인한 표면 불규칙부 면에서의 증가로 인해, 산화물 등의 비전도성 개재물의 개재가 증가되며 그 결과 초기 스플래시의 발생 개수 면에서의 증가를 가져온다. 이러한 경향은 (2) Al 및 La으로 주로 구성된 Al-La 시스템 금속간 화합물에서 또한 유사하게 발견된다. 즉, 0.2 ㎛ 미만의 평균 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률이 커질 때, 초기 스플래시의 발생이 증가되고, 반면에 2 ㎛ 초과의 평균 입자 직경을 갖는 금속간 화합물의 면적 분률이 커질 때, 기계 가공으로 인한 표면 불규칙부 면에서의 증가로 인해, 산화물 등의 비전도성 개재물의 개재가 증가되며 그 결과 초기 스플래시의 발생 개수 면에서의 증가를 가져온다.

Al-Ni 시스템 금속간 화합물과 Al-La 시스템 금속간 화합물 사이에서, 초기 스플래시 발생의 억제에 기여하는 평균 입자 직경의 범위는 서로로부터 약간 상이하다. 이것은 금속간 화합물과 Al 매트릭스 사이의 계면 강도가 상이하기 때문인 것으로 추정된다. 즉, Al-La 시스템 금속간 화합물과 Al 매트릭스 사이의 계면은 Al-Ni 시스템 금속간 화합물과 Al 매트릭스 사이의 계면 강도보다 강하다.

본 발명에서, 위에서-언급된 범위를 충족시키는 평균 입자 직경을 갖는 각각의 금속간 화합물의 점유 비율은 70% 이상으로 설정된다. 점유 비율이 커질수록, 양호하다. 각각의 금속간 화합물에 대해, 점유 비율은 바람직하게는 75% 이상 그 리고 더 바람직하게는 80% 이상이다.

본 발명의 목적인 각각의 Al-Ni 시스템 금속간 화합물 및 Al-La 시스템 금속간 화합물의 입자 크기 분포의 측정 방법은 다음과 같다.

우선, Ni 및 La을 함유한 스퍼터링 타겟이 준비된다.

다음에, 스퍼터링 타겟의 측정 평면[어떤 평면에 수직 방향(압연 평면 수직선 방향, ND)으로의 단면 내에서의 1/4 t(t: 두께) 내지 3/4 t의 부분으로부터의 임의의 3개의 지점)이 2000 배의 배율에서 EDX[아래에서 설명되는 예에서, 콴타 200FEG(상표명, 필립스 컴퍼니, 리미티드) 또는 수프라-35(상표명, 칼 짜이스 컴퍼니, 리미티드)가 사용됨]가 제공되는 SEM의 사용에 의해 관찰되고, 반사 전자 화상이 촬영된다. 측정 평면은 미리 경면 연마된다. 하나의 시계 크기는 실질적으로 60 ㎛×50 ㎛로 설정된다. 촬영된 반사 전자 화상이 분석 시스템 나노헌터 NS2K-프로(상표명, 나노시스템 코포레이션)의 사용에 의해 화상 분석되며, 그에 의해 각각의 Al-Ni 시스템 금속간 화합물 및 Al-La 시스템 금속간 화합물의 평균 입자 직경(원 등가 직경) 그리고 평균 입자 직경을 갖는 각각의 금속간 화합물이 전체의 금속간 화합물 내에서 점유하는 면적 분률이 얻어진다. 이와 같이, 총 3개의 시계 내에서의 면적 분률이 얻어지고, 그 평균 수치가 각각의 금속간 화합물의 면적 분률로서 취해진다.

이 방법에 따르면, Al-Ni 시스템 금속간 화합물 및 Al-La 시스템 금속간 화합물이 색상 차이(명암 차이)를 통해 용이하게 차별화될 수 있다. Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 반사 전자 화상이 백색으로 보이고, Al-La 시스템 금속간 화합물 의 반사 전자 화상이 회색으로서 보인다.

참조 목적을 위해, 도1 내지 도1c에서, 아래에서 설명되는 예에서 설명된 표1 내의 예 5(본 발명의 예)에 대해, 이 방법에 따라 얻어진 SEM 반사 전자 화상(도1a), Al-La 시스템 금속간 화합물의 화상 분석 결과(도1b) 그리고 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 화상 분석 결과(도1c)가 도시되어 있다. 도1a 내지 도1c에 도시된 바와 같이, Al-La 시스템 금속간 화합물의 반사 전자 화상은 Al-Ni 시스템 금속간 화합물보다 하얗게 보인다.

나아가, 도2a 내지 도2d에서, 위와 동일한 예 5(본 발명의 예)의 SEM 반사 전자 화상에 대해, 매트릭스(도2a에서, 1), 백색 화합물(도2a에서, 2) 및 회색 화합물(도2a에서, 3)의 조성이 EDX로 분석되고, 그 결과가 도시되어 있다. 매트릭스(1)는 도2b에 도시된 바와 같이 Al으로만 구성되고, 백색 화합물(2)은 도2c에 도시된 바와 같이 실질적으로 Al 및 La으로 구성되고, 회색 화합물(3)은 도2d에 도시된 바와 같이 실질적으로 Al 및 Ni로 구성된다.

다음에, 본 발명의 스퍼터링 타겟을 제조하는 공정이 설명될 것이다.

우선, 0.05 내지 5 원자%의 Ni 그리고 0.10 내지 1 원자%의 La을 함유한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금을 준비된다.

다음에, 위에서-언급된 Al-계 합금을 사용하여, Al-계 합금 예비 성형체(최종 치밀체를 얻기 전의 중간체)가 바람직하게는 스프레이 형성 방법에 따라 제조되고, 그에 후속하여 치밀화 수단의 사용에 의해 예비 성형체를 치밀화한다.

여기에서, 스프레이 형성 방법은 다양한 종류의 용해된 금속이 가스와 함께 원자화되고 반-용해 상태/반-응고 상태/고체 상태로 급랭된 입자가 증착되며 그에 의해 소정 형상을 갖는 예비 성형체를 얻는 방법이다. 이 방법에 따르면, 용해 주조 방법 또는 분말 야금 방법에 따라 얻기 어려운 큰 예비 성형체가 단일 공정에서 얻어질 수 있다는 것에 추가하여 입자가 미세해질 수 있고 합금 원소가 균일하게 분산될 수 있다는 다양한 장점이 있다.

예비 성형체를 제조하는 단계는 Al-계 합금의 용해물을 얻기 위해 실질적으로 (액상선 온도+150℃) 내지 (액상선 온도+300℃)의 범위 내의 온도에서 Al-계 합금을 용해하는 단계; 소형화를 위해 6 N㎥/㎏ 이상의 가스 유출량/용해물 유출량의 비율에 의해 표현되는 가스/금속 비율을 갖는 조건 하에서 Al-계 합금의 용해물을 가스 원자화하는 단계; 그리고 예비 성형체를 얻기 위해 실질적으로 900 내지 1200 ㎜의 분무 거리를 갖는 조건 하에서 수집기 상에 소형화된 Al-계 합금을 증착하는 단계를 포함한다.

다음에, 도3 및 도4를 참조하여, 예비 성형체를 얻는 각각의 단계가 상술될 것이다.

도3은 본 발명의 예비 성형체를 제조하는 데 사용되는 장치의 예를 부분적으로 도시하는 단면도이다. 도4는 도3의 필수 부분(X)의 확대도이다.

도3에 도시된 장치는 Al-계 합금을 용해하는 유도 용해로(1); 유도 용해로(1) 아래에 배치되는 가스 원자화 장치(3a, 3b); 그리고 예비 성형체를 증착하는 수집기(5)를 포함한다. 유도 용해로(1)는 Al-계 합금의 용해물(2)을 낙하시키는 노즐(6)을 포함한다. 나아가, 가스 원자화 장치(3a, 3b)는 각각 가스를 원자화하 는 보빈의 가스 구멍(4a, 4b)을 갖는다. 수집기(5)는 스테핑 모터 등의 구동 수단(도시되지 않음)을 포함한다.

우선, 위에서-언급된 조성을 갖는 Al-계 합금이 준비된다. Al-계 합금은 유도 용해로(1) 내에 주입되고, 그에 후속하여, 바람직하게는 불활성 가스(예컨대, Ar 가스) 분위기 내에서, Al-계 합금의 액상선 온도에 대해 실질적으로 +150℃ 내지 +300℃의 범위 내의 온도에서 용해한다.

용해 온도는 일반적으로 (액상선 온도+50℃) 내지 (액상선 온도+200℃)의 범위 내의 온도로 설정된다(예컨대, 제JP-09-248665호). 그러나, 본 발명에서, 2개 종류의 금속간 화합물의 입자 크기 분포를 적절하게 제어하기 위해, 위에서-언급된 범위가 설정된다. 본 발명의 목적인 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금의 경우에, 용해 온도는 실질적으로 800 내지 950℃의 범위 내에 설정된다. 용해 온도가 800℃ 미만일 때, 노즐이 스프레이 형성 중에 폐쇄된다. 반면에, 용해 온도가 950℃ 초과일 때, 액체 낙하 온도가 높아지며 그에 의해 3 ㎛ 이상의 평균 입자 직경을 갖는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물이 점유하는 면적 분률이 증가되므로, 원하는 스플래시 억제 효과가 얻어질 수 없다(아래에서 설명되는 예). 합금의 용해 온도는 바람직하게는 (액상선 온도+150℃) 내지 (액상선 온도+300℃)의 범위 내에 있다. 본 발명의 목적인 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금의 경우에, 용해 온도는 바람직하게는 800 내지 950℃의 범위 내에 그리고 더 바람직하게는 850 내지 950℃ 내에 있다.

다음에, 위에서 언급된 바와 같이 얻어진 합금 용해물(2)이 노즐(6)을 통해 불활성 분위기를 갖는 챔버(도시되지 않음) 내에 낙하된다. 챔버 내에서, 가스 원 자화 장치(3a, 3b)에 제공되는 보빈의 가스 구멍(4a, 4)으로부터, 가압된 불활성 가스의 제트 유동이 합금의 용해물(2)에 분무되며 그에 의해 합금 용해물을 소형화한다.

가스 원자화는 바람직하게는 불활성 가스 또는 질소 가스와 함께 위에서 언급된 바와 같이 수행되며, 그에 의해 용해물은 산화되는 것이 억제될 수 있다. 불활성 가스로서, 예컨대, 아르곤 가스가 인용될 수 있다.

여기에서, 가스/금속 비율은 6 N㎥/㎏ 이상으로 설정된다. 가스/금속 비율은 가스 유출량(N㎥)/용해물 유출량(㎏)의 비율에 의해 표현된다. 명세서에서, 가스 유출량은 Al-계 합금의 용해물을 가스 원자화하는 보빈의 가스 구멍(4a, 4b)으로부터 외부로 유동되는 가스의 합계(최종적으로 사용된 양)를 의미한다. 나아가, 명세서에서, 용해물 유출량은 Al-계 합금의 용해물이 존재하는 용기[유도 용해로(1)]의 용해물 유출 포트[노즐(6)]의 외부로 유동되는 용해물의 합계를 의미한다.

가스/금속 비율이 6 N㎥/㎏ 미만일 때, 액체 낙하물의 크기가 커지는 경향이 있으며 그에 의해 냉각 속도를 저하시킨다. 따라서, 3 ㎛ 초과의 평균 입자 직경을 갖는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 점유 비율이 증가되며 그 결과 원하는 효과(아래에서 설명되는 예)를 얻을 수 없다.

가스/금속 비율이 커질수록, 양호하다. 예컨대, 가스/금속 비율은 바람직하게는 6.5 N㎥/㎏ 이상 그리고 더 바람직하게는 7 N㎥/㎏ 이상이다. 그 상한은 특히 제한되지 않는다. 그러나, 가스 원자화 중의 액체 낙하의 안정성 그리고 비용 의 관점으로부터, 가스/금속 비율의 상한은 15 N㎥/㎏로 설정되고, 더 바람직하게는 10 N㎥/㎏으로 설정된다.

나아가, 대향 가스 원자화 노즐의 중심 축(6a, 6b)이 형성하는 각도가 2α에 의해 표현될 때, α는 바람직하게는 1 내지 10˚의 범위 내에서 제어된다. 대향 가스 원자화 노즐의 중심 축(6a, 6b)이 형성하는 각도(2α)는 용해물(2)이 수직으로 낙하될 때에 선[분무 축(A)에 대응함]에 대한 가스 원자화 장치(4a, 4b)의 각각의 경사도(α)의 총 각도를 의미한다. 다음에, α는 "가스 원자화 장치 출구 각도(α)"로서 호칭된다. 가스 원자화 장치 출구 각도(α)는 바람직하게는 1 내지 7˚의 범위 내에 있다.

후속적으로, 이처럼 소형화된 Al-계 합금(액체 낙하물)이 예비 성형체를 얻기 위해 수집기(5) 상에 증착된다.

여기에서, 분무 거리는 바람직하게는 900 내지 1200 ㎜의 범위 내에서 제어된다. 분무 거리는 액체 낙하물의 증착 위치를 한정하고, 도3에 도시된 바와 같이, 이것은 노즐(6)의 팁 단부로부터 수집기(5)의 중심까지의 거리(L)를 의미한다. 아래에서 설명되는 바와 같이, 수집기(5)는 수집기 각도(β)로 경사져 있으므로, 분무 거리(L)는 엄격하게 말하면 노즐(6)의 팁 단부와 수집기(5)의 중심이 분무 축(A)과 접촉되는 지점(A1) 사이의 거리를 의미한다. 여기에서, 분무 축(A)은 설명의 편의상 Al-계 합금의 액체 낙하물이 직선형으로 떨어지는 방향을 정의한다.

일반적으로, 스프레이 형성에서의 분무 거리는 실질적으로 500 ㎜로 제어된다. 그러나, 본 발명에서, 2개 종류의 금속간 화합물의 원하는 입자 크기 분포를 얻기 위해, 위에서-언급된 범위가 채택된다(아래에서 설명되는 예). 분무 거리가 900 ㎜ 미만일 때, 고온 상태의 액체 낙하물이 증착되며 그에 의해 냉각 속도가 느려지게 한다. 따라서, 3 ㎛ 이상의 평균 입자 직경을 갖는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 점유 비율이 증가되며 그 결과 원하는 효과를 얻을 수 없다. 반면에, 분무 거리가 1200 ㎜ 초과일 때, 수율이 악화된다. 분무 거리는 바람직하게는 실질적으로 950 내지 1100 ㎜의 범위 내에 있다.

나아가, 수집기 각도(β)는 바람직하게는 20 내지 40˚의 범위 내에서 제어된다. 수집기 각도(β)는 도3에 도시된 바와 같이 분무 축(A)에 대한 수집기(5)의 경사도를 의미한다.

위에서, 예비 성형체를 얻는 바람직한 방법이 설명되었다.

Al-계 합금의 이처럼 얻어진 예비 성형체가 치밀체를 얻기 위해 치밀화 수단의 사용에 의해 치밀화되고 그에 후속하여 치밀체에 소성 가공을 적용하는 표준 방법에 따라, 스퍼터링 타겟이 제조될 수 있다.

우선, 예비 성형체에 치밀화 수단을 적용함으로써, Al-계 합금 치밀체가 얻어진다. 치밀화 수단으로서, 실질적으로 균등한 압력 방향으로 예비 성형체를 가압하는 방법 특히 압력이 가열 하에서 인가되는 열간 등압 가압(HIP: hot isostatic pressing)이 바람직하게는 적용된다. 구체적으로, HIP 처리는 바람직하게는 예컨대 80 ㎫ 이상의 압력 그리고 400 내지 600℃의 범위 내의 온도 하에서 적용된다. HIP 처리를 위한 기간은 바람직하게는 실질적으로 1 내지 10 시간의 범위 내에 있다.

다음에, Al-계 합금 치밀체는 슬랩을 얻기 위해 단조된다.

단조 조건은 스퍼터링 타겟을 제조하는 데 대개 사용되는 방법이 사용되기만 하면 특히 제한되지 않는다. 그러나, 단조는 바람직하게는 단조 전의 Al-계 합금 치밀체가 실질적으로 1 내지 3 시간 동안 실질적으로 500℃의 온도에서 가열된 후에 적용된다.

위에서 언급된 바와 같이 이처럼 얻어진 슬랩에, 압연 공정이 300 내지 550℃의 압연 온도 그리고 40 내지 90%의 총 압하량(rolling reduction)을 갖는 조건 하에서 적용된다. 아래에서 설명되는 예에서 설명된 바와 같이, 본 발명에서, 압연 조건은 위에서 언급된 바와 같이 정교하게 제어되어야 한다. 임의의 조건이 범위를 벗어난 조건 하에서 압연이 적용될 때, 원하는 재결정 배향이 얻어질 수 없다.

여기에서, 총 압하량은 다음의 수학식에 의해 표현된다.

총 압하량(%)={(압연 전의 두께)-(압연 후의 두께)}/(압연 전의 두께)×100

가공 중에 조직 면에서 변화를 유발시키기 어려운 스프레이 형성 방법에 의해 제조된 Al-계 합금은 냉간 압연 및 열간 압연 중 어느 하나에 따라 제조될 수 있다. 그러나, 가공 속도를 높이기 위해, Al-계 합금 재료가 변형 저항 면에서 낮은 온도 범위 내에서 효과적으로 가열 및 가공될 수 있고; 따라서, 열간 압연이 바람직하게는 채택된다.

다음에, 가열 공정(열 처리 또는 어닐링)이 0.5 내지 4 시간 동안 250 내지 500℃의 범위 내의 온도에서 적용된다. 가열 공정 중의 분위기는 특히 제한하지 않고 공기, 불활성 가스 및 진공 중 임의의 분위기일 수 있다. 그러나, 생산성 및 비용의 측면에서, 공기 중의 가열이 양호하다.

기계 가공 공정이 열 처리 후에 소정 형상으로 적용될 때, 원하는 스퍼터링 타겟이 얻어질 수 있다.

예

이후, 예를 참조하여, 본 발명이 더 구체적으로 설명될 것이다. 그러나, 본 발명은 아래의 예에 또는 아래의 예에 의해 제한되지 않고, 본 발명의 요지에 따라 바뀔 수 있는 범위 내에서 적절하게 변형함으로써 수행될 수 있고, 이들 모두는 본 발명의 기술적 범위 내에 포함된다.

예 1

표1에 도시된 다양한 조성을 갖는 Al-계 합금과 관련하여, 다음의 스프레이 형성 방법에 따라, Al-계 합금 예비 성형체(밀도: 실질적으로 50 내지 60%)가 얻어진다.

(스프레이 형성 조건)

용해 온도: 750 내지 1100℃(표1)

가스/금속 비율: 5 내지 7 N㎥/㎏(표1)

스프레이 거리: 800 내지 1300 ㎜

가스 원자화 장치 출구 각도(α): 7˚

수집기 각도(β)=35˚

이처럼 얻어진 예비 성형체는 캡슐 내에 밀봉되고, 그에 후속하여 탈기하고, 추가로 그에 후속하여 캡슐의 전체에 열간 등압 가압(HIP)을 적용하며, 그에 의해 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 치밀체가 얻어진다. HIP 공정은 2 시간의 HIP 시간 동안 85 ㎫의 HIP 압력 하에서 550℃의 HIP 온도에서 수행된다.

이처럼 얻어진 치밀체는 슬랩 금속 재료로 단조되고, 그에 후속하여 판 두께가 최종 제품(타겟)과 실질적으로 동일하도록 압연하고, 추가로 그에 후속하여 어닐링 및 기계 가공(코너 절삭 가공 및 선삭 가공)을 하며, 그에 의해 디스크-형상의 Al-(0.02 내지 5.5 원자%)Ni-(0.05 내지 1.5 원자%)La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟(크기: 직경 101.6 ㎜×두께 5.0 ㎜)이 제조된다. 상세한 조건은 다음과 같다.

단조 전의 가열 조건: 2 시간 동안 500℃

압연 전의 가열 조건: 2 시간 동안 400℃

총 압하량: 50%

어닐링 조건: 1 시간 동안 400℃

다음에, 위에서-언급된 방법에 따라 얻어진 각각의 스퍼터링 타겟을 사용하여, 스퍼터링이 다음의 조건 하에서 수행될 때에 일어나는 스플래시(초기 스플래시)의 개수가 측정된다.

우선, Si 웨이퍼 기판(크기: 직경 100.0 ㎜×두께 0.50 ㎜)에, DC 마그네트론 스퍼터링이 스퍼터링 장치 "스퍼터링 시스템 HSM-542S"(상표명, 시마쯔 코포레이션)의 사용에 의해 수행된다. 스퍼터링 조건은 다음과 같다.

배압: 3.0×10^-6 토르 이하, Ar 가스 압력: 2.25×10^-3 토르, Ar 가스 유동 속도: 30 sccm, 스퍼터링 파워: 811W, 극 거리: 51.6 ㎜, 기판 온도: 실온

이와 같이, 1개의 스퍼터링 타겟에 대해, 16개의 박막(두께: 0.2 ㎜)이 형성된다.

다음에, 파티클 카운터(상표명: 웨이퍼 서피스 디텍터 WM-3, 탑콘 코포레이션)의 사용에 의해, 박막의 표면 상에서 발견되는 입자의 위치 좌표, 크기(평균 입자 직경) 및 개수가 측정된다. 여기에서, 그 크기가 3 ㎛ 이상인 입자가 파티클로서 간주된다. 그 후, 박막 표면은 광학 현미경(배율: 1000 배)으로 관찰되고, 그 형상이 스플래시로서 간주되는 반구형인 입자와 관련하여, 스플래시의 개수가 측정된다.

상세하게, Si 웨이퍼 기판이 매번 교환되는 상태로 1개의 박막의 스퍼터링을 수행하는 단계가 유사하게 16회만큼 연속적으로 반복되고, 스플래시의 개수의 평균 수치가 "초기 스플래시의 발생 빈도"로서 취해진다. 본 예에서, 초기 스플래시의 발생 빈도가 8개 지점/㎠ 미만인 Si 웨이퍼 기판이 "초기 스플래시를 감소시키는 데 있어서 효과적인: 수용 가능한(A)" 것으로서 취해지고, 초기 스플래시의 발생 빈도가 8개 지점/㎠ 이상인 Si 웨이퍼 기판이 "초기 스플래시를 감소시키는 데 있어서 비효과적인: 수용 불가능한(B)" 것으로서 취해진다.

그 결과가 표1에 함께 도시되어 있다. 참조의 목적을 위해, 표1의 예 5(본 발명의 예)에 대해, Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 입자 크기 분포가 도5에 도시되 어 있고, Al-La 시스템 금속간 화합물의 입자 크기 분포가 도6에 도시되어 있다. 도6에서, 편의상, 입자 크기 면에서 1.0 ㎛까지의 입자 크기 분포만이 도시되어 있다.

삭제

표1로부터, 다음과 같이 고려될 수 있다.

예 2 내지 예 6, 예 9 내지 예 11, 예 14 및 예 15, 예 18, 예 20 내지 예 22에서, Al-Ni 시스템 금속간 화합물 및 Al-La 시스템 금속간 화합물의 입자 크기 분포가 적절하게 제어된다. 따라서, 초기 스플래시 감소 효과가 우수하다.

반면에, 금속간 화합물이 입자 크기 분포에 대한 본 발명의 요건을 충족시키지 못하는 비교예는 아래에 설명되는 이유로 인해 스플래시가 일어나는 것을 효과적으로 억제할 수 없다.

예 1은 적은 Ni을 함유한 Al-계 합금이 사용되는 예이고, 예 7은 많은 Ni을 함유한 Al-계 합금이 사용되는 예이다. 이들 각각에서, 스플래시 발생의 억제에 기여하는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적 분률은 약간이다.

예 8은 적은 La을 함유한 Al-계 합금이 사용되는 예이고, 예 12는 많은 La을 함유한 Al-계 합금이 사용되는 예이다. 이들 각각에서, 스플래시 발생의 억제에 기여하는 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적 분률은 약간이다.

예 13은 저융점 온도에서 제조되는 예이다. 노즐은 스프레이 형성에서 폐쇄되므로, 전자 현미경 관찰 및 그에 후속한 화상 분석이 적용될 수 없다.

예 16은 고융점 온도에서 제조되는 예이다. 스플래시 발생의 억제에 기여하는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적 분률은 약간이다.

예 17은 가스/금속 비율을 낮게 설정함으로써 제조되는 예이다. 스플래시 발생의 억제에 기여하는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적 분률은 약간이다.

예 19는 분무 거리를 짧게 설정함으로써 제조되는 예이다. 스플래시 발생의 억제에 기여하는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적 분률은 약간이다.

예 23은 분무 거리를 길게 설정함으로써 제조되는 예이다. 수율은 스프레이 형성에서 저하되므로, 전자 현미경 관찰 및 그에 후속한 화상 분석이 적용될 수 없다.

본 발명은 상세하게 그리고 그 구체적 실시예를 참조하여 설명되었지만, 다양한 변화 및 변형이 그 범주로부터 벗어나지 않고 그 내에서 수행될 수 있다는 것이 당업자에게 명백할 것이다.

본 출원은 그 전체 내용이 참조로 여기에 수록되어 있는 2006년 11월 20일자로 출원된 일본 특허 출원 제2006-313506호를 기초로 한다.

추가로, 여기에서 인용된 모든 참조 문헌은 온전히 수록되어 있다.

도1a는 표1의 예 5(본 발명의 예)의 SEM 반사 전자 화상, 도1b는 SEM 반사 전자 화상 내의 Al-La 시스템 금속간 화합물의 화상 분석 결과 그리고 도1c는 SEM 반사 전자 화상 내의 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 화상 분석 결과.

도2a는 표1의 예 5(본 발명의 예)의 SEM 반사 전자 화상, 도2b는 도2a의 매트릭스(1)의 조성의 EDX 분석의 결과를 도시하는 다이어그램, 도2c는 도2a의 백색 화합물(2)의 조성의 EDX 분석의 결과를 도시하는 다이어그램 그리고 도2d는 도2a의 회색 화합물(3)의 조성의 EDX 분석의 결과를 도시하는 다이어그램.

도3은 예비 성형체를 생성시키는 데 사용되는 장치의 예를 부분적으로 도시하는 단면도.

도4는 도3의 필수 부분(X)의 확대도.

도5는 표1의 예 5(본 발명의 예)에서의 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 입자 크기 분포를 도시하는 그래프.

도6은 표1의 예 5(본 발명의 예)에서의 Al-La 시스템 금속간 화합물의 입자 크기 분포를 도시하는 그래프.

<도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명>

1: 유도 용해로

2: Al-계 합금 용해물

3a, 3b: 가스 원자화 장치

4a, 4b: 보빈의 가스 구멍

5: 수집기

6: 노즐

6a, 6b: 가스 원자화 노즐의 중심 축

A: 분무 축

L: 분무 거리

α: 가스 원자화 장치 출구 각도

β: 수집기 각도직경 (㎛)

Claims (3)

1. 삭제
2. Ni 및 La을 포함한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟에 있어서, 스퍼터링 타겟의 평면에 수직인 단면 내에서의 (1/4)t 내지 (3/4)t (t: 두께)의 섹션이 2000 배의 배율에서 주사 전자 현미경으로 관찰될 때,

   (1) 전체의 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적에 대한 0.3 내지 3 ㎛의 평균 입자 직경을 갖는 Al-Ni 시스템 금속간 화합물의 총 면적이 면적 분률의 관점에서 70% 이상이며, Al-Ni 시스템 금속간 화합물은 Al 및 Ni을 포함하고,

   (2) 전체의 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적에 대한 0.2 내지 2 ㎛의 평균 입자 직경을 갖는 Al-La 시스템 금속간 화합물의 총 면적이 면적 분률의 관점에서 70% 이상이며, Al-La 시스템 금속간 화합물은 Al 및 La을 포함하고,

   0.05 내지 5 원자%의 양으로의 Ni과,

   0.10 내지 1 원자%의 양으로의 La을 포함하는 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟.
3. Ni 및 La을 함유한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금 스퍼터링 타겟을 제조하는 공정에 있어서,

   0.05 내지 5 원자%의 양으로의 Ni 그리고 0.10 내지 1 원자%의 양으로의 La을 함유한 Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금을 준비하는 단계와;

   Al-Ni-La 시스템 Al-계 합금의 용해물을 얻기 위해 800 내지 950℃의 온도에서 Al-계 합금을 용해하는 단계와;

   Al-계 합금을 소형화하기 위해 6 N㎥/㎏ 이상의 가스/금속 비율로 Al-계 합금의 용해물을 가스 원자화하는 단계와;

   예비 성형체를 얻기 위해 900 내지 1200 ㎜의 분무 거리에서 수집기 상에 소형화된 Al-계 합금을 증착하는 단계와;

   치밀체를 얻기 위해 치밀화 수단에 의해 Al-계 합금 예비 성형체를 치밀화하는 단계와;

   치밀체에 소성 가공을 적용하는 단계

   를 포함하는 방법.

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