TW201439343A - 濺鍍靶用銅合金製熱軋延板及濺鍍靶 - Google Patents

Abstract

一種對藉由連續鑄造法所鑄造之鑄塊進行熱軋延而成之熱軋延板，其特徵為：係由含有0.5~10.0原子%的Ca且剩餘部分由Cu及不可避免的雜質所成之銅合金所構成，並且Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均粒徑位於5~60μm的範圍內。

Description

濺鍍靶用銅合金製熱軋延板及濺鍍靶

本發明係關於在藉由濺鍍將例如作為薄膜電晶體的閘極電極、源極電極、汲極電極等之配線膜的銅合金膜，形成於由玻璃、非晶質Si、或二氧化矽等所構成之基板上時，被使用作為該濺鍍時的濺鍍靶之銅合金製濺鍍靶，以及該濺鍍靶所使用之熱軋延板，尤其關於由Cu-Ca系合金(含有Ca之銅合金)所構成之濺鍍靶及熱軋延板。

本申請案係根據2012年12月28日於日本提出申請之日本特願2012-288705號主張優先權，並在此援引該內容。

眾所周知，液晶顯示器或有機EL顯示器等之平面顯示器，係構成為在玻璃等基板上形成薄膜電晶體(以下記載為"TFT")之構造。另一方面，近來由於對薄型電視的大型化、精細化之要求，對於此類採用TFT之顯示器面板(TFT面板)，亦要求可達到大型、高精細。

以往，大型、高精細之TFT面板的閘極電極、源極電極、汲極電極等之配線膜，較多是使用由鋁(Al)系材料所構成之配線膜，但近來為了達成配線膜的低電阻化，乃逐漸發展至使用導電率較Al更高之銅(Cu)系材料。

用以使用在TFT面板的配線膜之銅系材料，係有人提出各種銅合金，近來如專利文獻1、專利文獻2所示，Cu-Ca合金乃受到矚目。由Cu-Ca合金所構成之配線膜，不僅電阻較Al系材料更低，且與作為基板之玻璃等的緊密性優異。當藉由此類Cu-Ca合金來形成TFT面板的配線膜時，通常可適用濺鍍，此時係使用由Cu-Ca合金所構成之濺鍍靶。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2009-215613號公報

[專利文獻2]日本特開2010-103331號公報

當使用如專利文獻1或專利文獻2所示之由Cu-Ca合金所構成的靶材來進行濺鍍時，有時會產生異常放電(電弧)，所以有時無法得到均一的配線膜。在此，所謂異常放電，是指與正常的濺鍍時相比，極高的電流突然急遽地流通而急遽產生異常大的放電之現象，若產生如此 的異常放電，則有成為粒子的產生原因或是使沉積膜的膜厚不均一之疑慮。因此，濺鍍時較佳係盡可能地避免異常放電。然而，於專利文獻1、2中，關於防止上述異常放電的產生之內容，並未具體地揭示。

於專利文獻1、2中，係記載有在製造由添加 Ca之Cu-Ca系合金所構成之濺鍍靶時，將合金熔湯鑄造於碳鑄模，進行熱軋延後，最終進行消除應變退火並對所得之軋延體的表面進行銑床加工之內容，但如此得到之濺鍍靶，於濺鍍時必須確實並穩定地防止異常放電的產生。

亦即，根據本發明者們的實驗，可得知當構成濺鍍靶之Cu-Ca系合金中的Cu質地中之Cu-α相的結晶粒徑較大時，容易產生異常放電，於專利文獻1、2中，並未考量到Cu質地中之Cu-α相的結晶粒徑，且在專利文獻1、2中的濺鍍靶中，由於適用鑄造於碳鑄模之方法作為鑄造方法，所以Cu-α相的結晶粒徑容易增大，此可考量為於濺鍍時產生異常放電之原因之一。

本發明係以上述情況為背景，該課題在於提 供一種在將Cu-Ca合金等之主要添加Ca作為相對於Cu之合金元素的Cu-Ca系合金用作為濺鍍靶時，於濺鍍時可抑制異常放電的頻繁產生之濺鍍靶用的熱軋延板，以及由該熱軋延板所構成之濺鍍靶。

當使用由Cu-Ca系合金所構成之靶材來進行 濺鍍時，關於可能產生異常放電之原因，在經過本發明者們的調查、研究後，可得知作為靶材之Cu-Ca系合金中的Cu質地中之Cu-α相的結晶粒徑，對於異常放電的產生會造成極大影響。亦即，若Cu質地中之Cu-α相的結晶粒徑粗大，則容易產生異常放電。因此，為了防止異常放電的產生，較佳係使濺鍍靶之Cu質地中之Cu-α相的結晶粒達到細微化。

為了使Cu-α相的結晶粒徑達到細微化，亦可考量在熱軋延後，進行冷加工或消除應變退火等之適當的加工熱處理。然而，Cu-Ca系合金，由於Cu-Ca系晶析物相對較脆，所以冷加工性差，目前的狀況是難以適用在實際量產規模中之濺鍍靶的製造。

本發明者們係發現到，濺鍍靶之Cu質地中之 Cu-α相的結晶粒大小，與Cu-Ca系合金之鑄造時的凝固速度、以及晶析於鑄塊之晶析物具有關係。

亦即，若Cu-Ca系合金之鑄造時的凝固速度 小，則鑄塊的巨型組織增大，即使是對該鑄塊進行熱軋延使其再結晶之組織，結晶組織亦呈現粗大化之傾向，所得到之熱軋延板之Cu質地中之Cu-α相的結晶粒徑增大。

再者，Cu-Ca系合金之鑄造時的凝固速度，亦 對鑄造時所晶析之晶析物的大小造成影響，凝固速度愈小，晶析物呈現出愈大之傾向，此時如下所述，於熱軋延時通過再結晶動作，使熱軋延板之Cu質地中之Cu-α相的結晶粒徑增大。

在此，Cu-Ca系合金中，Ca於Cu質地中幾乎 無法固溶，因此在溶解鑄造時，Ca的絕大部分是作為以Cu₅Ca為代表之Cu-Ca系晶析物晶析於鑄塊中。該晶析物的大小係受到鑄造時的凝固速度之影響，通常是凝固速度愈慢，晶析物愈大。因此，若未適當地控制鑄造時的凝固速度，則會成為晶析出多量的粗大晶析物之鑄塊組織。如此，當晶析於鑄塊中之晶析物粗大時，晶析物的分散密度變小。另一方面，晶析物於鑄造後之熱軋延步驟中的再結晶時，相對於再結晶粒的成長會成為阻礙，但當晶析物的分散密度較小時，晶析物無法充分地發揮前述效果，使再結晶粒容易變得粗大化。

另一方面，濺鍍是藉由Ar等之濺鍍氣體的離 子從靶材表面將原子撞擊出，並使該原子沉積於對象基材而進行，於該過程中，靶材表面逐漸後退。在此，當使用由Cu-Ca系合金所構成之靶材來進行濺鍍時，暴露於靶材表面之Cu質地的Cu-α相結晶粒，由於每個不同之相鄰的結晶粒，其結晶方位不同，所以原子被撞擊的速度會因不同之相鄰的結晶粒而不同，故靶材表面的濺鍍速度亦通常因不同之相鄰的結晶粒而不同。因此，若Cu質地的Cu-α相結晶粒粗大，則由於上述濺鍍速度的差，而在相鄰的結晶粒間產生階差。然後，若於濺鍍的進行中濺鍍表面產生較大階差，則於該階差的突出側產生電流集中，而容易導致異常放電。

本發明者們係發現到，若適用連續鑄造法， 則可增大鑄造時的凝固速度而使Cu-Ca系合金的鑄造組織達到細微化，同時使鑄塊中之Cu-Ca系晶析物的粒徑達到細微化，結果可縮小熱軋延板之Cu質地中之Cu-α相的結晶粒徑。再者，當使用由Cu-Ca系合金所構成之靶材來進行濺鍍時，係針對靶材之Cu-Ca系合金中的Cu質地中之Cu-α相結晶粒對於異常放電的產生頻率所造成之影響詳細地調查並探討，結果發現藉由將Cu-α相結晶粒的平均粒徑限制在5~60μm的範圍內，可確實並穩定地抑制異常放電的產生，因而完成本發明。

因此，本發明之基本形態(第1形態)之濺鍍靶 用銅合金製熱軋延板，為對藉由連續鑄造法所鑄造之鑄塊進行熱軋延而成之熱軋延板，其特徵為：係由含有0.5~10.0原子%的Ca且剩餘部分由Cu及不可避免的雜質所成之銅合金所構成，並且Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均粒徑位於5~60μm的範圍內。本說明書中，連續鑄造法係包含半連續鑄造法及完全連續鑄造法而記載。

根據如此之本發明之基本形態，藉由將濺鍍 靶用銅合金製熱軋延板之Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均粒徑限制在5~60μm的範圍內，當使用由該熱軋延板所製作之濺鍍靶來進行濺鍍時，可抑制異常放電的頻繁產生。此外，由於該靶材適用連續鑄造法所鑄造出，所以可提高鑄造時的凝固速度，其結果可使鑄塊組織達到細微化，並且使鑄塊中之Cu-Ca系晶析物達到細微化，此等作用相互配合，可使熱軋延步驟中的再結晶粒達到細微化， 而如上述般將熱軋延板之Cu質地中的Cu-α相結晶粒形成為平均粒徑位於5~60μm之細微化者。再者，由於適用連續鑄造法所鑄造出，所以能夠以高生產性製造出。

此外，本發明之第2形態之濺鍍靶用銅合金 製熱軋延板，其中在前述第1形態之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板中，前述銅合金中的Ca含量位於0.5~6.0原子%的範圍內。

如此，Ca含量位於0.5~6.0原子%的範圍內 之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板，係適用連續鑄造法作為其製造的鑄造方法，所以能夠以更高的生產性製造出。

此外，本發明之第3形態之濺鍍靶用銅合金 製熱軋延板，其中在前述第1、第2形態中任一形態之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板中，前述銅合金進一步含有合計為10.0原子%以下之選自Mg：0.1~5.0原子%、Mn：0.1~5.0原子%、Al：0.1~5.0原子%、及P：0.001~0.1原子%中的1種以上。

在如此之第3形態之濺鍍靶用銅合金製熱軋 延板中，可進一步提高使用該靶材並藉由濺鍍而形成於基板上之配線膜的緊密性等性能。

再者，本發明之濺鍍靶，其特徵係由第1至 第3形態中任一形態之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板所構成。

根據本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板或 是使用該熱軋延板之濺鍍靶，在使用該靶材並於基板上進行濺鍍以形成由Cu-Ca系合金所構成之配線膜時，於濺鍍時可抑制異常放電的產生，其結果可防止由異常放電所起因之粒子的產生或配線膜的膜厚不均一於未然，而能夠形成電阻低且相對於基板之緊密性亦穩定之優異的配線膜。

1‧‧‧熔解爐

3‧‧‧熔銅

7‧‧‧餵槽

13‧‧‧鑄模

15‧‧‧鑄塊

第1圖為顯示在本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板的製造過程中，將連續鑄造法適用在Cu-Ca系合金原材的鑄造時之連續鑄造的概要之概略分解圖。

第2圖為在本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板的製造過程中，於該垂直剖面位置顯示用以將連續鑄造法適用在Cu-Ca系合金原材的鑄造之較佳的鑄模之示意圖。

第3圖為顯示在本發明之實施例中，用於Cu質地中之Cu-α相結晶粒的粒徑測定之樣本採集位置之Cu-Ca系合金熱軋延板之概略分解圖。

以下更詳細地說明本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板、以及使用該熱軋延板之濺鍍靶。

本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板，該成分組成基本上由含有0.5~10.0原子%的Ca且剩餘部分由Cu及不 可避免的雜質所成之銅合金所構成，且可因應必要，由含有合計為10.0原子%以下之選自Mg：0.1~5.0原子%、Mn：0.1~5.0原子%、Al：0.1~5.0原子%、及P：0.001~0.1原子%中的1種以上之銅合金所構成。

因此，首先說明此銅合金之成分組成的限定理由。

Ca 0.5~10.0原子%：Ca，於本發明中成為對象之Cu-Ca系銅合金中，為基本的合金元素，用於TFT配線使用Cu-Ca系銅合金作為濺鍍靶所得之Cu-Ca系銅合金膜，不僅顯示出作為配線膜之比電阻較低的特性，且相對於由玻璃或Si、二氧化矽等基板之緊密性優異，並且因濺鍍條件的不同等，不須形成由昂貴的Mo或Ti等所構成之底層而能夠達到低成本化，此外，在TFT製作過程中，可防止由於一般所適用之各種熱處理而導致配線膜的緊密性降低之情形。因此，本發明中，係使用由含有Ca之Cu-Ca系合金所構成之熱軋延板，作為藉由濺鍍將該Cu-Ca系銅合金膜形成於基板上時之濺鍍靶的原材。

在此，當Cu-Ca系合金中Ca未達0.5原子%時，藉由濺鍍形成於基板上之Cu-Ca系合金膜的Ca含量過少，無法得到上述效果。另一方面，當Cu-Ca系合金中Ca超過10.0原子%時，連續鑄造(包含後述完全連續鑄造及半連續鑄造)時的鑄造性惡化。具體而言，凝固不久後之初期凝固殼的強度降低，使初期凝固殼產生破裂，而有難以鑄造之疑慮。此外，當Ca超過10.0原子%時，熱軋 延性亦降低，並且鑄塊組織有變得不均一之疑慮。因此，本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板之Cu-Ca系合金的Ca含量，係設為0.5~10.0原子%的範圍內。

一般而言，銅合金的連續鑄造法，係有在分 批式的熔解爐中進行熔解原料的熔解，並在連續性的某長度中僅進行鑄造之半連續鑄造法；以及亦連續地進行熔解原料的熔解，且原理上於無限制的長度中進行鑄造之完全連續鑄造法，於前者的半連續鑄造法時，只要是Ca含量至10.0原子%為止之銅合金，則可無阻礙地進行鑄造，但於後者的完全連續鑄造法時，若Ca超過6.0原子%，則於熔解鑄造時由於Ca添加用材料的多量連續添加，使鑄造時的熔湯溫度降低，而有難以鑄造之疑慮，因此，當適用完全連續鑄造法時，Ca較佳係設為6.0原子%以下，更佳設為4.0原子%以下。一般而言，若Ca含量較多，則於鑄造時所晶析之Cu-Ca系晶析物的粒徑有增大之傾向，當適用量產規模的完全連續鑄造或半連續鑄造時，若Ca為10.0原子%以下，則可藉由適當地控制鑄造時的凝固速度，降低鑄造時所晶析之Cu-Ca系晶析物的粒徑，藉此將熱軋壓板之Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均粒徑調整為本發明所規定之既定大小以下。

本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板，基本 上可由上述般之含有0.5~10.0原子%的Ca之Cu-Ca系合金所構成，對於可使用在濺鍍靶之Cu-Ca系合金製熱軋延板，均可適用。亦即，可因應必要來添加能夠與Ca一同 添加作為濺鍍靶材之合金元素。其代表性元素有Mg、Mn、Al、P，關於此等元素，可容許含有合計為10.0原子%以下之選自Mg：0.1~5.0原子%、Mn：0.1~5.0原子%、Al：0.1~5.0原子%、及P：0.001~0.1原子%中的1種以上。以下說明此等因應必要所添加之選擇性添加元素。

Mg：當使用由Cu-Ca合金中添加有Mg之合金所構成之熱軋延板來形成靶材，並使用該靶材進行濺鍍以形成TFT配線膜時，Mg係用以提升配線膜相對於基板之阻障性，並提升相對於基板之緊密性而被賦予。當Mg添加量未達0.1原子%時，無法充分得到該效果，超過5.0原子%時，配線膜的比電阻增大而不適合作為TFT配線膜。因此，在添加Mg時的Mg添加量，係設為0.1~5.0原子%的範圍內。

Mn：當使用由Cu-Ca合金中添加有Mn之合金所構成之熱軋延板來形成靶材，並使用該靶材進行濺鍍以形成TFT配線膜時，Mn係藉由與Ca共存，而提升配線膜相對於基板之緊密性，化學穩定性。當Mn添加量未達0.1原子%時，無法充分得到該效果，超過5.0原子%時，配線膜的比電阻增大而不適合作為TFT配線膜。因此，在添加Mn時的Mn添加量，係設為0.1~5.0原子%的範圍內。

Al： 當使用由Cu-Ca合金中添加有Al之合金所構成之熱軋延板來形成靶材，並使用該靶材進行濺鍍以形成TFT配線膜時，Al係藉由與Ca共存，而提升配線膜相對於基板之緊密性，化學穩定性。當Al添加量未達0.1原子%時，無法充分得到該效果，超過5.0原子%時，配線膜的比電阻增大而不適合作為TFT配線膜。因此，在添加Al時的Al添加量，係設為0.1~5.0原子%的範圍內。

P： P為可不損及TFT配線膜的比電阻或緊密性等而提升鑄造性之添加元素。當P添加量未達0.001原子%時，無法充分得到該效果，另一方面，超過0.1原子%時，即使添加P，亦無法得到更進一步的鑄造性提升效果，而使比電阻值上升。因此，在添加P時的P添加量，係設為0.001~0.1原子%的範圍內。

此等Mg、Mn、Al、P之添加量的下限值，僅 意味著在積極添加此等元素時之下限值，當然可容許作為雜質而分別含有未達下限值的微量。

此外，上述Mg、Mn、Al、P之1種以上的合計含量，係設為10.0原子%以下的範圍內。當此等的合計含量超過10.0原子%時，配線膜的比電阻過大，而不適合作為TFT配線膜。

以上各元素的的剩餘部分，只要基本上為Cu 及不可避免的雜質即可。在此所謂不可避免的雜質，例如有Fe、Si、Ag、S、O、C、H等，此等不可避免的雜質， 以總量計較佳為0.3原子%以下。此外，Co、Cr、Be、Hg、B、Zr等，即使含有以總量計為0.3原子%以下，亦不會對本發明之特性造成影響，因此，此等亦可容許含有以總量計為0.3原子%以下。

本發明中，由上述成分組成的合金所構成之 濺鍍靶用銅合金製熱軋延板，重要的是Cu質地中之Cu-α相結晶粒的粒徑條件。

亦即，如以上所述般，藉由適當地限制Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均粒徑，可確實並穩定地抑制採用使用有該熱軋延板之靶材來進行濺鍍時之異常放電的產生。

在此，若Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均 粒徑超過60μm，則全體之粗大結晶粒的比率增加，濺鍍時容易產生異常放電。

另一方面，若Cu-α相結晶粒的平均粒徑為60μm以下，則可得到抑制濺鍍時的異常放電之效果。若將平均粒徑限制在40μm以下，則可進一步確實地抑制異常放電的產生。另一方面，若將Cu-α相結晶粒的平均粒徑調整為未達5μm，則由於與鑄造時的冷卻速度之關係，於量產規模之通常的完全連續鑄造或半連續鑄造中難以達成，因此，若將平均粒徑限制在未達5μm，則需進行特殊的鑄造方案、冷卻方案，導致成本的顯著上升。

因此，本發明中，係將Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均粒徑限制在5μm~60μm的範圍內。

在此，Cu質地中之Cu-α相結晶粒的粒徑， 係依據JIS H0501：1986(伸銅品結晶粒度試驗方法，對應於ISO 2624-1973)並藉由切斷法來測定。此外，所謂平均粒徑位於5μm~60μm的範圍內，是指對於熱軋延板之與軋延面平行的剖面、與軋延面正交且與軋延方向平行的剖面、及與軋延面正交且與軋延方向正交的剖面之以上3剖面的任意處，例如以500μm×700μm的視野來測定視野內的平均粒徑，並且對前述3剖面的平均粒徑進行平均時之粒徑位於前述範圍內者。

對於濺鍍靶用熱軋延板，於測定Cu質地中之 Cu-α相結晶粒的粒徑時，如後述實施例所示，從相當於軋延寬度方向的中央且為板厚方向的中央之部位採集測定用樣本，並從對應於前述3剖面之3方向測定粒徑，若在此等3方向的前述視野中，平均粒徑位於本發明所規定之範圍內，則可視為熱軋延板全體滿足本發明所規定之平均粒徑。

接著說明製造本發明之濺鍍靶用銅合金製熱 軋延板之方法。

於製造本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板時，基本上可熔製既定成分組成的Cu-Ca系合金，藉由連續鑄造法進行鑄造而形成鑄塊，並因應必要進行均質化處理後，施以熱軋延而形成既定板厚的濺鍍靶用銅合金製熱軋延板。對所得之熱軋延板施以適當的機械加工等而加工成既定形狀、既定尺寸，最終可得到濺鍍靶。

鑄造時，凝固速度愈大，鑄塊組織愈細微 化。鑄塊組織對於後續熱軋延步驟中的再結晶動作亦會造成影響，一般而言，鑄塊組織愈細微，愈容易使再結晶組織達到細微化。

此外，提高鑄造時的凝固速度者，透過鑄塊中之晶析物的細微化，對於熱軋延時之再結晶粒的細微化亦有利。 亦即，鑄造時所晶析之Cu-Ca系晶析物，於鑄造後之熱軋延步驟中的再結晶時，係成為再結晶核生成的起點，並且相對於再結晶粒的成長而言成為阻力，所以晶析物愈細微，再結晶組織愈達到細微化。當熱軋延時的溫度過高時，再結晶會粗大化，所以熱軋延時的溫度亦重要。

從此等觀點來看，即使在製造本發明之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板時，較佳係盡可能提高凝固速度(製造時的冷卻速度)。在以量產規模來製造濺鍍靶用銅合金製熱軋延板時，可得到較大凝固速度之鑄造方法，為連續鑄造法。因此，本發明中，係適用連續鑄造法。連續鑄造法中，從生產性之方面來看，較佳係適用完全連續鑄造法。

接著參考第1圖來說明適用連續鑄造法來得到鑄塊之具體方法的一例，此外，並說明此時用以穩定地提高凝固速度之方策。

第1圖中，於熔解爐1中熔解電解銅等之高純度的銅原料。熔解爐1中的熔湯(熔銅)表面以碳所密封，並將熔解爐1內的氛圍氣構成為惰性氣體或還原性氣體。熔解爐1中所熔解之熔銅3，經由以惰性氣體或還原性氣體所密封之導管5連續地被導入至餵槽7。於餵槽7 中附設有用以添加Ca等之合金元素之添加手段9，並以成為目的的成分組成之方式連續地添加Ca等之合金元素。於餵槽7內經成分調整後之銅合金(Cu-Ca系合金)的熔湯，從注湯噴嘴11連續地注湯至連續鑄造用鑄模13內。於連續鑄造用鑄模13中凝固之鑄塊15，藉由圖中未顯示的夾延輥等之拉出手段來連續地拉出。

於如此的連續鑄造中，為了提高鑄塊的凝固 速度，提高鑄模的冷卻能力，例如增大鑄模的冷卻水量當然重要，但根據本發明者們的實驗，可得知僅單純地提高鑄模全體的冷卻能力者，實際上會有難以均一地提高所鑄造之鑄塊中的凝固速度，且難以確實地達到鑄塊組織的均一細微化、晶析物的細微化之疑慮。亦即，在鑄模內的凝固開始不久後，有時因凝固收縮而產生鑄塊表面(凝固殼表面)從鑄模內面脫離之現象(模脫離)，若如此之模脫離的大小(鑄模內面與鑄塊表面之間之間隙的大小)較大，則於該部分中從鑄塊表面的散熱不足，有時會使凝固速度降低。此外，因鑄模的形狀(應予鑄造之鑄塊的剖面形狀)或冷卻方案之不同，如此之模脫離有時會顯著的增大。

此外，連續鑄造中，鑄模的錐面(鑄模內面相 對於垂直面之傾斜角度)對於模脫離亦會造成影響。亦即，隨著於鑄模內凝固的進行並被拉往下方，不論是短邊側或長邊側，由於鑄塊的凝固收縮，愈往鑄模內的下方，鑄模的外尺寸愈小，因此，若鑄模不具有錐面，則在鑄模內的下部會產生較大的模脫離，此亦成為凝固速度降低之 原因。因此，如第2圖所示，藉由以既定角度θ預先將錐面賦予至鑄模13的內面13A，可避免此問題。惟若過度增大錐角θ，則使鑄塊表面與鑄模內面之間的摩擦增大，而有難以拉出鑄塊之疑慮，故較佳係適當地設定錐角。

在以上的鑄造階段中，含有0.5~10.0原子% 的Ca之Cu-Ca系合金中，由於Ca幾乎不會固溶於Cu基質中，所以Ca的絕大部分是作為以Cu₅Ca為代表之Cu-Ca系晶析物晶析出。在此，如前述般，藉由適用鑄模的適當冷卻方案、適當的鑄模形狀，可均一地增大凝固速度，藉此可達到鑄塊組織的細微化，並且防止粗大晶析物的產生。

對如此得到之鑄塊，可在因應必要進行均質 化處理後，施以熱軋延而形成既定板厚的濺鍍靶用銅合金製熱軋延板。均質化處理及熱軋延的條件並無特別限定，可設為與以往的濺鍍靶用銅合金製熱軋延板相同，均質化處理，例如可在650~900℃中加熱1~4小時。此外，熱軋延可依循一般方法，於再結晶溫度以上實施，具體而言，例如軋延起始溫度可設為650~900℃，軋延結束溫度可設為500~600℃，軋延率設為70~95%。

於熱軋延步驟中會產生再結晶，但於再結晶 前的鑄塊組織愈細微，可愈容易使再結晶組織達到細微化。

此外，鑄塊中的Cu-Ca系晶析物不會固溶於Cu基質中，幾乎全量殘存於熱軋延板中，但該晶析物於熱軋延步 驟中的再結晶時，具有再結晶核的功能，並且相對於再結晶粒的成長而言成為阻力，藉此可防止再結晶粒的粗大化。因此，鑄塊中的晶析物愈細微，再結晶組織愈達到細微化。

如此，藉由適用連續鑄造法作為鑄造方法，並增大鑄造時的凝固速度以達到鑄塊組織的細微化與晶析物的細微化，可容易地達成熱軋延步驟中之再結晶粒的細微化，並防止再結晶粒的粗大化，使熱軋延板之Cu質地中之Cu-α相結晶粒達到細微化，並將該Cu-α相結晶粒的平均粒徑控制在前述範圍內。

若藉由適當的機械加工等，將由以上所得到 之Cu-Ca系合金所構成之熱軋延板加工成既定形狀、既定尺寸，則最終可得到濺鍍靶。

以下係顯示本發明之實施例以及比較例。以 下的實施例僅用以說明本發明之效果，本發明之技術範圍當然並不受限於實施例所記載之構成、程序、條件。

[實施例]

使用第1圖所示之連續鑄造裝置，熔解純度：99.99質量%的電解銅，並藉由添加手段9將Ca添加於熔銅中，藉此鑄造出由第1表之本發明例的No.1~No.9及比較例的No.10所示之成分組成的Cu-Ca系合金。鑄塊係構成為具有長方形剖面之糕狀鑄塊，該剖面尺寸為260mm×640mm。此外，於鑄造時，使用碳製者作為 鑄模，冷卻水量設為2,500升/分。此外，鑄模的錐面設為長邊側0.4°，短邊側0.4°。拉出速度設為約9cm/min。

被鑄造出之連續鑄造鑄塊，切斷為長度950mm，並藉由分批式加熱爐，於第1表所記載之熱軋延起始溫度加熱2小時並開始熱軋延，軋延至板厚成為22mm為止並進行水冷，而形成濺鍍靶用銅合金製熱軋延板。熱軋延結束溫度設為550℃。

對於從所得到之各熱軋延板所裁切出之板材的表面進行銑床加工，而製作出具有外徑200mm×厚度10mm的尺寸之濺鍍靶。

此外，作為適用分批式的鑄造法之先前例， 首先製備純度：99.99質量%的無氧銅，於Ar氣體氛圍氣中，在高純度石墨模製物內使該無氧銅高頻熔解，將Ca添加至所得之熔湯中，並以成為具有第1表的No.1所示之成分組成的熔湯之方式進行成分調整，將所得之熔湯鑄造於經冷卻後之碳鑄模，再施以熱軋延而構成熱軋延板，然後進行消除應變退火後，對表面進行銑床加工，而製作出具有外徑：200mm、厚度：10mm的尺寸之濺鍍靶。

於上述過程中，從各熱軋延板採集結晶粒徑 觀察用的樣本。樣本，如第3圖所示，於熱軋延板20的前端、中間、後端的3處，從相當於軋延寬度方向的中央且為板厚方向的中央之部位採集，並從對應於熱軋延板之與軋延面平行的剖面、與軋延面正交且與軋延方向平行的剖面、及與軋延面正交且與軋延方向正交的剖面之3剖面 的3方向19A、19B、19C，觀察Cu質地中之Cu-α相結晶粒，依據JIS H0501：1986(伸銅品結晶粒度試驗方法，對應於ISO 2624-1973)並藉由切斷法來測定Cu-α相結晶粒的平均粒徑。

第1表中係顯示No.1~No.11之各熱軋延板的樣本之Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均粒徑。

另一方面，將由如前述所得之No.1~No.11之各合金的熱軋延板所構成之濺鍍靶，疊合於無氧銅製的背板並予以焊接，藉此形成附有背板之靶材。

將各靶材安裝於濺鍍裝置，並以下列條件進行連續濺鍍。濺鍍，係假定在不同氛圍氣中的濺鍍，並在2種氛圍氣(Ar氣體氛圍氣、與Ar-O₂混合氣體氛圍氣)中實施。

電流：直流方式

濺鍍輸出：600W

到達真空度：4×10^-5Pa

氛圍氣氣體組成：Ar氣體、以及Ar：90容量%與氧氣：10容量%之混合氣體2種

(Ar氣體：作為配線膜的濺鍍。混合氣體：作為含氧膜的濺鍍)

濺鍍壓力：0.2Pa

濺鍍時間：8小時

於該連續濺鍍之間，使用附屬於電源之電弧計數器，算出總異常放電次數。該結果如第1表所示。

第1表中，No.1~No.9為Cu-α相結晶粒的平均粒徑位於5~60μm的範圍內之本發明例。

另一方面，No.10為Cu-α相結晶粒的平均粒徑超過60μm之比較例。

再者，No.11為適用分批式的鑄造方法所製造之先前例，此時，Cu-α相結晶粒的平均粒徑大幅超過60μm。

從第1表中，可確認到Cu-α相結晶粒的平均 粒徑位於5~60μm的範圍內之No.1~No.9的本發明例，異常放電次數均為較少之6次以下。

另一方面，Cu-α相結晶粒的平均粒徑超過60μm之No.10的比較例、以及No.11的先前例中，異常放電次數均為13次以上，可得知異常放電頻繁產生。

產業上之可應用性：

根據本發明，由於可形成比電阻低且相對於基板之緊密性亦穩定之優異的配線膜，所以可製造大型、高精細之TFT面板。

1‧‧‧熔解爐

3‧‧‧熔銅

5‧‧‧導管

7‧‧‧餵槽

9‧‧‧添加手段

11‧‧‧澆鑄噴嘴

13‧‧‧鑄模

15‧‧‧鑄塊

Claims (4)

1. 一種濺鍍靶用銅合金製熱軋延板，其係對藉由連續鑄造法所鑄造之鑄塊進行熱軋延而成之熱軋延板，其特徵為：係由含有0.5~10.0原子%的Ca且剩餘部分由Cu及不可避免的雜質所成之銅合金所構成，並且Cu質地中之Cu-α相結晶粒的平均粒徑位於5~60μm的範圍內。
2. 如申請專利範圍第1項之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板，其中前述銅合金中的Ca含量位於0.5~6.0原子%的範圍內。
3. 如申請專利範圍第1或2項之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板，其中前述銅合金進一步含有合計為10.0原子%以下之選自Mg：0.1~5.0原子%、Mn：0.1~5.0原子%、Al：0.1~5.0原子%、及P：0.001~0.1原子%中的1種以上。
4. 一種濺鍍靶，其特徵係由如申請專利範圍第1至3項中任一項之濺鍍靶用銅合金製熱軋延板所構成。