TWI534284B

TWI534284B - Al-based alloy sputtering target and its manufacturing method

Info

Publication number: TWI534284B
Application number: TW100136476A
Authority: TW
Inventors: Katsushi Matsumoto; Katsutoshi Takagi; Yuichi Taketomi; Junichi Nakai; Hidetada Makino; Toshiaki Takagi
Original assignee: Kobe Steel Ltd; Kobelco Res Inst Inc
Priority date: 2010-10-08
Filing date: 2011-10-07
Publication date: 2016-05-21
Also published as: CN103154308B; WO2012046768A1; US20130233706A1; JP2012224942A; CN103154308A; KR20130080047A; EP2626443A1; TW201237201A

Description

Al基合金濺鍍靶及其製造方法

本發明係有關一種Al基合金濺鍍靶及其製造方法，詳言之，係有關一種提高使用濺鍍靶時之成膜速度(濺鍍速度)，較佳者可防止產生飛濺情形之Al基合金濺鍍靶及其製造方法。

Al基合金藉由電阻率低、容易加工等之理由，被廣泛地使用於液晶顯示裝置(LCD)、電漿顯示面板(PDP)、光致電場顯示裝置(ELD)、場發射顯示裝置(FED)、微機電(MEMS)顯示裝置等之平板顯示裝置(FPD)、觸控板、電子紙之領域，利用於配線膜、電極膜、反射電極膜等之材料。

於形成Al基合金薄膜時，一般而言採用使用濺鍍靶之濺鍍法。濺鍍法係在基板、及由與薄膜材料相同材料所構成的濺鍍靶之間形成電漿放電，且藉由使因電漿放電而被離子化的氣體與濺鍍靶衝突而敲打出濺鍍靶之原子，積層於基板上，以製作薄膜的方法。

濺鍍法係具有可形成與真空蒸鍍法不同，且與濺鍍靶相同組成之薄膜的優點。特別是以濺鍍法所成膜的Al基合金薄膜，由於平衡狀態可使沒有固熔的Nd等之合金元素予以固熔，發揮作為薄膜之優異性能，故在工業上為有效的薄膜製作方法，進行開發由該原料所形成的濺鍍靶。

近年來，為對應於提高FPD之生產性等時，會有濺鍍步驟時之成膜速度(濺鍍速度)較習知者更為高速化的傾向。為使成膜速度變快時，增大濺鍍能力係最為簡便，惟增加濺鍍能力時，會產生飛濺情形(微細的熔融粒子)等之濺鍍不良，且配線膜等產生缺陷，故會有FPD之處理或運作性能降低等之問題。

此處，以提高成膜速度為目的時，例如提案有專利文獻1及2之方法。其中，於專利文獻1中記載控制A1基合金濺鍍靶之濺鍍面的(111)結晶方位含率，以提高成膜速度的方法。另外，於專利文獻2中記載控制Al-Ni-稀土類元素合金濺鍍靶之濺鍍面的<001>、<011>、<111>、<311>結晶方位面積率之比例，以提高成膜速度之方法。

[習知技術文獻]

[專利文獻]

[專利文獻1]日本特開平6-128737號公報

[專利文獻2]日本特開2008-127623號公報

如前所述，直至目前雖提案有以提高成膜速度為目的之各種技術，惟企求更進一步進行改善。

本發明係有鑑於上述情形者，其目的係提高使用濺鍍靶時之成膜速度，較佳者係提供一種可防止產生飛濺情形之Al基合金濺鍍靶及其製造方法。

可解決上述課題之本發明的Al基合金濺鍍靶，係具有含Ta為要旨者。

於本發明之較佳實施形態中，上述之Al基合金濺鍍靶，係滿足含Al及Ta之Al-Ta系金屬間化合物的平均粒子直徑為0.005μm以上、1.0μm以下，且前述Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子間距離為0.01μm以上、10.0μm以下。

於本發明之較佳實施形態中，上述之Al基合金濺鍍靶，係氧含量為0.01原子%以上、0.2原子%以下。

於本發明之較佳實施形態中，上述Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由稀土類元素所成的第1群、由Fe、Co、Ni及Ge所成的第2群、由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo及W所成的第3群、以及由Si及Mg所成的第4群之至少一群的元素。

於本發明之較佳實施形態中，上述Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由稀土類元素所成的第1群中之至少一種的元素。

於本發明之較佳實施形態中，上述Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Fe、Co、Ni及Ge所成的第2群中之至少一種的元素。

於本發明之較佳實施形態中，上述Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo及W所成的第3群中之至少一種的元素。

於本發明之較佳實施形態中，上述Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Si及Mg所成的第4群中之至少一種的元素。

於本發明之較佳實施形態中，上述第1群中之至少一種的元素為選自由Nd及La所成群中之至少一種的元素。

於本發明之較佳實施形態中，選自上述第1群中之至少一種的元素為Nd。

於本發明之較佳實施形態中，選自上述第2群中之至少一種的元素為選自由Ni及Ge所成群中之至少一種的元素。

於本發明之較佳實施形態中，選自上述第3群中之至少一種的元素為選自由Ti、Zr及Mo所成群中之至少一種的元素。

於本發明之較佳實施形態中，選自上述第3群中之至少一種的元素為Zr。

於本發明之較佳實施形態中，選自上述第4群中之至少一種的元素為Si。

於本發明之較佳實施形態中，上述Al基合金濺鍍靶之維氏硬度(Hv)為26以上。

本發明亦包含上述之Al基合金濺鍍靶之製造方法，該方法具有藉由噴霧成型法製得合金鑄塊後，順序進行緻密化手段、鍛造、熱壓延、退火時，以下述條件進行上述噴霧成型法、熱壓延及退火之特徵。

噴霧成型時之熔解溫度：700～1400℃

噴霧成型時之氣體/金屬比：10Nm³/kg以下

熱壓延之壓延開始溫度：250～500℃

熱壓延後之退火溫度：200～450℃

於前述退火後，再以下述條件進行冷壓延及冷壓延後之退火較佳。

冷壓延之冷延率：5～40%

冷壓延後之退火溫度：150～250℃

冷壓延後之退火時間：1～5小時

[發明效果]

本發明之Al基合金濺鍍靶，由於如上述所構成，使用上述濺鍍靶時，可提高成膜速度，較佳者可有效地防止產生飛濺情形。

[為實施發明之形態]

本發明人等為提供使用濺鍍靶以提高Al基合金膜於成膜時之成膜速度(較佳者可防止產生飛濺情形)之Al基合金濺鍍靶時，再三深入研究檢討。結果，發現為提高成膜速度時，使用含有Ta之Al基合金濺鍍靶為有效，特別是適當地控制Al基體中之Ta系化合物(即至少含有Al及Ta之Al-Ta系金屬間化合物)之尺寸大小(平均粒子直徑，與相當於圓直徑同義)或分散狀態(Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子間距離)極為有用；此外，為防止產生飛濺情形時，將上述含有Ta之濺鍍靶的維氏硬度(Vickers Hardness)控制於26以上時即可，遂而完成本發明。

(Al基合金濺鍍靶之組成)

首先，說明有關本發明之Al基合金濺鍍靶的組成。

如上所述，本發明之Al基合金濺鍍靶含有Ta。藉由本發明人等之實驗結果，可確認Ta與Al鍵結，藉由分布作為Al-Ta系金屬間化合物，確認可大為提高成膜中之成膜速度。而且，Ta係於提高使用本發明之濺鍍靶所成膜的Al基合金膜之耐腐蝕性或耐熱性時，亦為有用的元素。

為有效地發揮該作用時，例如以含有0.01原子%以上之Ta較佳。Ta之含量愈多時，可見到上述作用愈為增加的傾向。Ta量之上限值，就上述作用而言沒有特別的限制，惟Ta之含量增加時，Al-Ta系金屬間化合物亦增加，且該化合物之熔點為1500℃以上之高熔點，就考慮工業規模之生產性或製造可能性等時，以Ta量之上限值控制為大約30.0原子%較佳。更佳的Ta含量為0.02原子%以上、25.0原子%以下，最佳者為0.04原子%以上、20.0原子%以下。

本發明之Al基合金濺鍍靶，含有Ta、殘份：Al及無法避免的雜質，惟以更為提高上述作用為目的時，且以有效地發揮上述以外之作用為目的時，亦可含有下述元素。

(1)氧

氧係對於使提高成膜速度時有用的Al-Ta系金屬間化合物(詳細說明如下述)微細分散化，且更為提高上述作用時為有用的元素。如下所述，本發明之Al基合金濺鍍靶，推薦藉由噴霧成型法或粉末冶金法等予以製造，惟存在一定量的氧時，經微細分散的氧化物會在Al-Ta系金屬間化合物之析出側使該化合物更進一步微細分散化，且大為提高成膜速度，可藉由本發明人等之實驗可得知。為有效地發揮該作用時，以含有0.01原子%以上之氧較佳。惟氧之含量過多時，所形成的氧化物粗大化，Al-Ta系金屬間化合物之微細分散效果降低，故其上限值以0.2原子%較佳。更佳的氧含量為0.01原子%以上、0.1原子%以下。

(2)稀土類元素(第1群元素)

稀土類元素(第1群元素)，係對提高使用Al基合金濺鍍靶所形成的Al基合金膜之耐熱性，且為防止在Al基合金膜之表面上形成小丘突起時為有效的元素。本發明所使用的稀土類元素，係在鑭系元素(於週期表中，由原子編號57之La至原子編號71之Lu為止之15種元素)中加入Sc與Y之元素群，較佳的稀土類元素(第1群元素)為Nd、La，更佳者的稀土類元素(第1群元素)為Nd。此等可單獨或2種以上併用。

為有效地發揮上述作用時，稀土類元素之含量(單獨含有稀土類元素時為單獨之量，含有2種以上時為此等之合計量)，以0.05原子%以上較佳。稀土類元素之含量愈多時，可見上述作用有愈為提高的傾向，惟添加過量時，由於Al基合金膜之電阻率變高，其上限值以10.0原子%較佳。更佳者為0.1原子%以上、5.0原子%以下。

(3)Fe、Co、Ni、Ge(第2群元素)

Fe、Co、Ni、Ge(第2群元素)，為減低Al基合金膜、與直接接觸於該Al基合金膜之畫素電極之接觸電阻時為有效的元素，且亦為賦予提高耐熱性之元素。Fe、Co、Ni、Ge，可個別單獨使用，亦可2種以上併用。較佳的第2群元素係選自由Ni及Ge所成群之至少一種的元素。

為有效地發揮上述作用時，Fe、Co、Ni、Ge之含量(單獨含有時為單獨之量，含有2種以上時為此等之合計量)，以0.05原子%以上較佳。上述元素之含量愈多時，可見上述作用有愈為提高的傾向，惟添加過量時，由於Al基合金膜之電阻率變高，其上限值以10.0原子%較佳。更佳者為0.1原子%以上、5.0原子%以下。

(4)Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、W(第3群元素)

Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、W(第3群元素)，係賦予提高Al基合金膜之耐腐蝕性或耐熱性的元素。可個別單獨使用，亦可2種以上併用。較佳的第3群元素，係選自由Ti，Zr及Mo所成群之至少一種的元素，更佳的第3群元素為Zr。惟添加過量時，Al基合金膜之電阻率變高。Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo、W之較佳含量(單獨含有時為單獨之量，含有2種以上時為此等之合計量)，以0.05原子%以上、10.0原子%以下較佳，更佳者為0.1原子%以上、5.0原子%以下。

(5)選自由Si及Mg所成群之至少一種的元素(第4群元素)

選自由Si及Mg所成群之至少一種的元素，係可賦予提高Al基合金膜之耐候性等之耐腐蝕性的元素。可個別單獨使用，亦可併用。較佳的第4群元素為Si。惟添加過量時，Al基合金膜之電阻率變高。選自由Si及Mg所成群之至少一種的元素之較佳含量(單獨含有時為單獨之量，含有兩者時為此等之合計量)，以0.05原子%以上、10.0原子%以下較佳，更佳者為0.1原子%以上、5.0原子%以下。

本發明之Al基合金濺鍍靶，以含有Ta(較佳者為所推薦量之氧)，同時含有選自由上述稀土類元素所成的第1群、由上述Fe、Co、Ni及Ge所成的第2群、由上述Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo及W所成的第3群、以及由上述Si及Mg所成的第4群、之至少一群的元素之組成較佳。

更佳組成之靶，例如下述(i)~(iv)。

(i)下述表1的No.4~6所示之Al(係指含有下述所示之元素，殘份為Al及無法避免的雜質之Al合金。以下皆相同)-Ta-O-第1群元素(稀土類元素)濺鍍靶較佳。更佳者為Al-Ta-O-Nd濺鍍靶。

(ii)下述表1的No.7、8及10所示之Al-Ta-O-第1群元素(稀土類元素)-第2群元素濺鍍靶較佳。更佳者為Al-Ta-O-(選自由Nd及La所成群之至少一種的元素)-(選自由Ni及Ge所成群之至少一種的元素)濺鍍靶，更佳者為Al-Ta-O-Nd(Ni及Ge)濺鍍靶。

(iii)下述表2的No.17～30所示之Al-Ta-O-第1群元素(稀土類元素)-第2群元素-第3群元素濺鍍靶較佳。更佳者為Al-Ta-O-Nd-第2群元素-第3群元素濺鍍靶，尤佳者為Al-Ta-O-Nd-(選自由Ni及Ge所成群之至少一種的元素)-第3群元素濺鍍靶，特佳者為Al-Ta-O-Nd-(選自由Ni及Ge所成群之至少一種的元素)-Zr濺鍍靶，最佳者為下述表2之No.29所示之Al-Ta-O-Nd-(Ni及Ge)-Zr濺鍍靶。

(iv)下述表2的No.34～37所示之Al-Ta-O-第1群元素(稀土類元素)-第2群元素-第3群元素-第4群元素濺鍍靶較佳。更佳者為Al-Ta-O-Nd-第2群元素-第3群元素-第4群元素濺鍍靶，特佳者為Al-Ta-O-Nd-(選自由Ni及Ge所成群之至少一種的元素，特別是Ni及Ge)-第3群元素-第4群元素濺鍍靶，尤佳者為Al-Ta-O-Nd-(選自由Ni及Ge所成群之至少一種的元素，特別是Ni及Ge)-Zr-第4群元素濺鍍靶，最佳者為表2之No.34所示之Al-Ta-O-Nd-(Ni及Ge)-Zr-Si濺鍍靶。

另外，另一較佳組成之濺鍍靶，例如Al-Ta-O-第2群元素濺鍍靶、Al-Ta-O-第2群元素-第3群元素濺鍍靶、Al-Ta-O-第2群元素-第3群元素-第4群元素濺鍍靶。

(Al-Ta系金屬間化合物之大小及分散狀態)

其次，說明有關本發明特徵之Al-Ta系金屬間化合物之大小及分散狀態。

上述Al-Ta系金屬間化合物，係指至少含有Al與Ta之化合物。上述金屬間化合物亦包含藉由Al基合金濺鍍靶之組成或製造條件，含有上述Al及Ta以外的元素(例如上述較佳的選擇元素等)，惟另外含有該元素者亦包含於該Al-Ta系金屬間化合物之範圍內。

其次，本發明之特徵係上述Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑為0.005μm以上、1.0μm以下，且上述Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子間距離為0.01μm以上、10.0μm以下，滿足兩方此等之要件者，與純Al相比時，可得高的成膜速度(參照下述之實施例)。

首先，上述金屬間化合物之平均粒子直徑為0.005μm以上、1.0μm以下。本發明藉由使該上述金屬間化合物之平均粒子直徑予以超微細化至1.0μm以下之奈米等級為止，可產生均勻的濺鍍現象，提高成膜速度。為有效地發揮該作用時，上述金屬間化合物之平均粒子直徑愈小時愈佳，就考慮工業規模之製造可能性等時，其下限值大約為0.005μm的程度。而且，上述「平均粒子直徑」係以下述方法測定時相當於圓之直徑，詳細如下所述。

另外，上述金屬間化合物之平均粒子間距離，為0.01μm以上、10.0μm以下。本發明除上述之平均粒子直徑外，另外藉由控制平均粒子間距離，且適當地控制Al-Ta系金屬間化合物之分散狀態，可使濺鍍面之濺鍍狀態均勻，且更為提高成膜速度。為有效地發揮該作用時，上述金屬間化合物之平均粒子間距離愈小時愈佳，就考慮工業規模之製造可能性等時，其下限值大約為0.01μm程度。而且，上述「平均粒子間距離」之測定方法如下詳述。

本發明之濺鍍靶，係具有滿足上述組成及上述要件之金屬間化合物者，維氏硬度(Hv)以26以上較佳，藉此可防止產生飛濺情形。藉由使維氏硬度為上述之高值，可抑制產生飛濺情形的理由，詳細理由雖不明確，惟推測為如下所述。換言之，上述濺鍍靶之維氏硬度低時，由於藉由於製造該濺鍍靶時使用的研磨機(milling machine)或旋盤等進行機械加工的加工處理面之微視平滑性惡化，換言之，由於原料表面複雜地變形且變得粗糙，機械加工時使用的切削油等之污染進入濺鍍靶之表面而殘留。該污染即使以繼後步驟進行表面洗淨，仍不易充分地除去。在該濺鍍靶表面上殘留的污染，變成濺鍍時初期飛濺的產生起點。然後，為使該污染不會殘留於濺鍍靶之表面上，必須改善機械加工時之加工性(切割方法)，且必須不會使原料表面變粗。因此，本發明以使濺鍍靶之維氏硬度增大為次要目的較佳。

本發明中Al基合金濺鍍靶之維氏硬度，就防止產生飛濺情形而言愈高愈佳，例如以35以上較佳，以40以上更佳，以45以上最佳。而且，維氏硬度之上限值沒有特別的限制，過高時，必須增大為調整維氏硬度時之冷延的壓延率，由於變得不易進行壓延，較佳者為160以下，更佳者為140以下，最佳者為120以下。

以上說明有關本發明之Al基合金濺鍍靶。

其次，說明有關製造上述Al基合金濺鍍靶之方法。

本發明之Al基合金濺鍍靶，例如推薦藉由噴霧成型法、粉末冶金法等製得一定組成之合金鑄塊後，視其所需進行以熱加壓之熱靜水壓加工(HIP: Hot Isostatic Pressing)等之緻密化手段，然後，進行鍛造、熱壓延、退火。於上述步驟後，亦可進行冷壓延→退火(第2次壓延→退火之步驟)。

於製得一定組成之合金鑄塊時，就可容易控制上述Al-Ta系金屬間化合物之大小或分散狀態等而言，以使用噴霧成型法較佳。此處，噴霧成型法係在惰性氣體環境中之反應室內，於Al合金熔浴流中吹附高壓的惰性氣體予以噴霧化，且堆積經急冷成半熔融狀態‧半凝固狀態‧固相狀態之粒子，製得一定形狀之原形材(預成型)之方法。噴霧成型法藉由本發明申請人有很多的揭示，例如特開平9-248665號公報、特開平11-315373號公報、特開2005-82855號公報、特開2007-247006號公報中記載，可參照此等。另外，亦可參照前述專利文獻2。

具體而言，以製得企求的Al-Ta系金屬間化合物較佳。噴霧成型條件例如熔解溫度：700～1400℃、氣體/金屬比為10Nm³/kg以下、較佳者為5～8Nm³/kg等。

而且，於藉由噴霧成型法等製得合金鑄塊後之步驟中，為製得企求的Al-Ta系金屬間化合物時，以適當控制使熱壓延條件(例如壓延開始溫度、壓延終了溫度、1次最大壓下率、總壓下率等)、退火條件(退火溫度、退火時間等)中之至少一種較佳。具體而言，於上述步驟中，以控制壓延開始溫度：250～500℃、退火溫度：200～450℃之範圍較佳。

另外，於本發明中，為調整較佳的維氏硬度時，推薦上述第2次壓延-退火之步驟中，冷延率控制於大約5～40%之範圍內，且退火條件控制於約150～250℃、約1～5小時之範圍內等。

於下述中，以實施例更具體地說明本發明，惟本發明不受下述實施例所限制，亦可適當改變適合於前‧後記之趣旨的範圍內實施，此等皆包含於本發明之技術範圍內。

[實施例] (實施例1)

使由表1所示之組成所成的合金鑄塊以(1)噴霧成型法或(2)粉末冶金法製作。各方法之詳細的製造條件，如下所述。

(1)噴霧成型法

首先，以下述之噴霧成型條件製得表1記載的Al基合金預成型物。

(噴霧成型條件)

熔解溫度：1300℃

霧化氣體：氮氣

氣體/金屬比：7Nm³/kg

噴霧距離：1050mm

氣體霧化出口角度：1°

收集角度：35°

其次，將所得的預成型物封入膠囊後，進行脫氣，以HIP裝置予以緻密化。HIP處理係以HIP溫度：550℃、HIP壓力：85MPa、HIP時間：2小時進行。

使該所得的Al基合金緻密物以鍛造前之加熱溫度：500℃、加熱溫度：2小時、每1次之添加率：10%以下之條件進行鍛造，製得漿料(尺寸大小：厚度60mm、寬度540mm、長度540mm)。

其次，壓延(條件：壓延開始溫度400℃、總壓下率85%)及退火(條件：200℃×4小時)後，實施機械加工，製造Al基合金板(厚度8mm、寬度150mm、長度150mm)。

然後，對上述之Al基合金板而言，藉由實施圓化加工與旋盤加工，製得直徑4吋圓板狀濺鍍靶(厚度5mm)。

(2)粉末冶金法

粉末冶金法係將100篩目之純Al粉末與各元素之粉末投入V型混合機，且進行混合45分鐘。

然後，與上述(1)記載的噴霧成型法相同地，進行HIP處理、鍛造前之加熱、鍛造、壓延、退火、圓化加工及旋盤加工，製得直徑4吋之圓板狀濺鍍靶(厚度5mm)。

為做比較時，有關表1之No.11(純度4N之純Al)，以熔解法製造。詳言之，使厚度100mm之鑄塊藉由DC鑄造法進行造塊後，在400℃下均熱處理4小時，然後，在室溫下以冷延率75%進行冷加工。其次，在200℃下熱處理4小時，在室溫下以冷延率40%進行冷壓延。

有關該所得的各種濺鍍靶材料，係使Al-Ta系金屬間化合物之尺寸大小(為平均粒子直徑，此係指相當於圓之直徑的平均值)及分散狀態(平均粒子間距離)藉由下述所示之顯微鏡觀察及影像處理。詳言之，視在視野中觀察的Al-Ta系金屬間化合物之大小(相當於圓之直徑)而定改變顯微鏡之種類，藉由下述(3)及(4)之方法，求得Al-Ta系金屬間化合物之大小及分散狀態後，以所求得的此等之平均值作為Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離。

(3)測定Al-Ta系金屬間化合物之相當圓的直徑超過1μm時之平均粒子直徑及平均粒子間距離

此時，上述化合物以FE-SEM(倍率1000倍)觀察。

首先，如下述製作測定用試料。首先，上述濺鍍靶之測定面(對壓延面而言垂直的截面中，與壓延方向平行的面，對上述濺鍍靶之厚度t而言，表層部、1/4×t部、1/2×t部)出發，切斷上述濺鍍靶。然後，為使測定面平滑時，以砂紙研磨或鑽石漿料等進行研磨，製得FE-SEM測定用試料。

其次，有關上述測定用試料，使用FE-SEM(倍率1000倍)，朝向濺鍍靶之板厚方向之表面側、1/4×t部、1/2×t部之合計3處，各攝影5個視野(1個視野縱約80μm×橫約100μm)。此時，使用EDS進行各金屬間化合物之分析，萃取檢測有Ta之波峰的金屬間化合物。然後，判斷各照片中檢測有Ta之波峰的化合物為至少含Al及Ta之Al-Ta系金屬間化合物，且使該化合物以影像處理予以定量分析，求取各照片中每一相當圓之直徑，以此等之平均值作為「Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑」。

另外，求取各照片中判斷為Al-Ta系化合物之化合物的數密度(2次元、每單位面積之個數)，計算此等之平均值，藉由下述之換算式，求取Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子間距離。

Al-Ta系化合物之平均粒子間距離=2×{1÷π÷[數密度(2次元)]}^1/2

(4)測定Al-Ta系金屬間化合物之相當圓的直徑為1μm以下時之平均粒子直徑及平均粒子間距離

此時，上述化合物以TEM(倍率7500倍)觀察。

首先，如下述製作測定用試料。先自上述濺鍍靶之測定面(對壓延面而言垂直的截面中與壓延方向平行的面，對上述濺鍍靶之厚度t而言，自表層部、1/4×t部、1/2×t部)切出厚度約0.8mm之試料。然後，各試料以砂紙或鑽石漿料等研磨至厚度約0.1mm為止，將該物進行穿孔成直徑3mm之圓盤狀，以Struers製Tenupol-5、使用30%硝酸-甲醇溶液作為電解液進行電解蝕刻，製得TEM觀察用試料。

其次，有關上述測定用試料，使用TEM(倍率7500倍)，朝向濺鍍靶之板厚方向之表層側、1/4×t部、1/2×t部等合計3處，各攝影5個視野(1個視野縱約10μm×橫約14μm)。此時，使用EDS進行各金屬間化合物之分析，萃取檢測有Ta之波峰的金屬間化合物。然後，判斷各照片中檢測有Ta之波峰的化合物為至少含Al及Ta之Al-Ta系金屬間化合物，且使該化合物以影像處理予以定量分析，求取各照片中每一相當圓之直徑，以此等之平均值作為「Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑」。

另外，求取各照片中判斷為Al-Ta系化合物之化合物的數密度(3次元、每單位面積之個數)，計算此等之平均值，藉由下述之換算式，求取Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子間距離。而且，化合物之數密度(3次元)係使觀察位置之TEM試料的膜厚使用污染‧斑點法，在TEM內測定，且使用乘以視野面積(1視野為縱約10μm×橫約14μm)之體積，求取各照片之值。

Al-Ta系化合物之平均粒子間距離=2×{(3/4)÷π÷[數密度(3次元)]}^1/3

其次，本發明藉由上述(3)及(4)之方法，求取Al-Ta系金屬間化合物之大小及分散狀態後，以所求得的此等平均值作為Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離。於本發明中，該求得的Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離各為0.005μm以上、1.0μm以下及0.01μm以上、10.0μm以下者為合格者。

(5)測定濺鍍靶之維氏硬度

另外，上述各濺鍍靶之維氏硬度(Hv)係使用維氏硬度計(明石製作所股份有限公司製、AVK-G2)，以荷重50g測定。本實施例以維氏硬度為26以上為合格者。

(6)有關飛濺情形之產生數

使用上述濺鍍靶，以下述條件、膜厚約為600nm的方式進行濺鍍，觀察此時產生飛濺情形的程度。

詳言之，對Corning公司製EAGLE XG玻璃基板(大小：直徑4吋×厚度0.70mm)而言，先使用島津製作所股份有限公司製「Sputtering System HSR-542S」之濺鍍裝置，進行膜厚約為600nm之DC磁控管濺射。

濺鍍條件如下所述。

到達真空度：7×10^-6Torr

Ar氣壓：2mTorr

放電電力：260W

Ar氣體流量：30sccm

極間距離：50mm

基板溫度：室溫

成膜時間(濺鍍時間)：240秒

其次，使用粒子計數器(TOPCON股份有限公司製：晶圓表面檢查裝置WM-3)，計算在上述薄膜之表面上粒子之位置座標、尺寸大小(平均粒徑)、及個數。此處，以大小為3μm以上者為粒子。然後，以光學顯微鏡觀察(倍率：1000倍)該薄膜表面，以形狀為半球形者為飛濺，且計算每單位面積之飛濺個數。

於實施例1中，該所得的飛濺情形的產生數評估：10個/cm²以下者為○，11個/cm²以上者評估為×。本實施例中，○評估為合格(減輕飛濺效果)。

(7)測定與純Al之成膜速度比

使藉由上述(6)之方法所製作的薄膜之膜厚藉由觸針段差計(TENCOR INSTRUMENTS製「alpha-step 250」)進行測定。膜厚之測定，係測定自薄膜之中心部朝向半徑方向以間隔5mm共合計3點之膜厚，且以該平均值為「薄膜之膜厚」(nm)。將該所得的「薄膜之膜厚」除以濺鍍時間(秒)，求取平均成膜速度(nm/秒)。

為做比較時，使用4N純度之純Al(表1之No.11)，與上述相同地，以成膜時之平均成膜速度為基準，與純Al之成膜速度比(=上述薄膜之平均成膜速度/純Al之平均成膜速度)。此係指該所得與純Al之成膜速度比愈大時，成膜速度愈高。

實施例1中，該所得與純Al之成膜速度比為1.1以上者為○，未達1.1者評估為×。於本實施例中，○評估為合格(成膜速度高)。

此等之結果併計於表1。表1中，S/F係以噴霧成型法所製造之例。而且，表1之最右欄設置為「綜合判斷」之欄，「○」係滿足全部本發明之要件例，「×」為無法滿足任一本發明規定之要件例。

由表1可知，由於No.1～8及No.10含有Ta，且Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離滿足本發明之較佳要件，與純Al相比時，具有高的成膜速度。而且，此等由於使維氏硬度控制於較佳的範圍內，可充分減輕飛濺情形產生。

對此而言，不含Ta之No.9及No.12，無法得到與No.11(純度4N之純Al)大約相同程度之成膜速度。而且，No.11由於維氏硬度小於較佳範圍，故飛濺情形產生增加。

(實施例2)

使由表2所示組成所成的合金之鑄塊以與上述實施例1相同的條件，藉由(1)噴霧成型法或(2)粉末冶金法製作。有關採用上述(1)噴霧成型法者，與實施例1相同地，藉由使所得的Al合金預成型物以HIP裝置予以緻密化且鍛造，進行壓延及退火，且進行圓化與旋盤加工，以製得直徑4吋之圓板狀濺鍍靶(厚度5mm)。此外，有關採用上述(2)粉末燒結法，與實施例1相同地混合粉末後，與上述噴霧成型法相同地，以HIP裝置予以緻密化且鍛造，進行壓延及退火，進行圓化加工與旋盤加工，製得直徑4吋之圓板狀濺鍍靶(厚度5mm)。

有關該所得的各種濺鍍靶，以與實施例1相同的方法測定Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑與平均粒子間距離。然後，本發明中所測定的Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離各為0.005μm以上、1.0μm以下及0.01μm以上、10.0μm以下者為合格。

另外，有關上述各種濺鍍靶，以與實施例1相同的方法測定維氏硬度(Hv)。其次，本發明中維氏硬度(Hv)為26以上者為合格。

此外，有關上述之各種濺鍍靶，以與實施例1相同的方法測定飛濺之產生數。其次，實施例2中飛濺之產生數為10個/cm²以下者為○(合格、具有減輕飛濺效果)，11個/cm²以上者評估為×(不合格、沒有減輕飛濺效果)。

另外，有關上述之各種濺鍍靶，以與實施例1相同的方法求得與純Al之成膜速度比。其次，實施例2中與純Al之成膜速度為1.1以上者為○(合格、成膜速度高)，未達1.1者評估為×(不合格、成膜速度低)。

此等之結果併計於表2。表2中，製法以S/F表示者為以噴霧成型法所製造之例。而且，表2之最右欄係「綜合判斷」之欄，「○」係滿足全部發明要件之例，「×」係無法滿足本發明規定要件中任一要件之例。

由表2可知，由於No.13～37含有Ta，且Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離滿足本發明之較佳要件，與純Al相比時，具有高的成膜速度。而且，此等由於使維氏硬度控制於較佳的範圍內，可充分減輕飛濺產生。

(實施例3)

除使組成為Al-0.45原子%Ta-0.026原子%O-0.2原子%Nd-0.1原子%Ni-0.5原子%Ge-0.35原子%Zr(與表2之No.29相同的組成)之直徑4吋圓板狀濺鍍靶(厚度5mm)採用表3所示之條件(噴霧成型之熔解溫度、噴霧成型之氣體/金屬比、熱壓延之壓延開始溫度及熱壓延後之退火溫度)外，與實施例1(合金之鑄塊係藉由上述(1)噴霧成型法製作)相同地製造。

有關該所得的各種濺鍍靶，以與實施例1相同的方法，求取Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離。其次，所求得的Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離各為0.005μm以上、1.0μm以下及0.01μm以上、10.0μm以下者為合格。

另外，有關上述之各種濺鍍靶，以與實施例1相同的方法求取與純Al之成膜速度比。此等之結果併記於表3。

由表3可考察下述。換言之，由於No.29、38、40、42、43及45中噴霧成型之熔解溫度、噴霧成型之氣體/金屬比、熱壓延之壓延開始溫度及熱壓延後之退火溫度滿足本發明之較佳要件，可將Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離控制於本發明之較佳範圍內，與純Al相比時，可展現高的成膜速度。

對此而言，由於No.39、41、44及46中噴霧成型之熔解溫度、噴霧成型之氣體/金屬比、熱壓延之壓延開始溫度及熱壓延後之退火溫度皆無法滿足本發明之較佳要件，故無法將Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子直徑及平均粒子間距離控制於本發明之較佳範圍內，無法得到與純Al大約相同程度之成膜速度。

(實施例4)

除使組成為Al-0.16原子%Ta-0.029原子%O-0.28原子%Nd(與表1之No.6相同的組成)之直徑4吋圓板狀濺鍍靶(厚度5mm)採用表4所示之條件(冷壓延之冷延率、冷壓延後之退火溫度、及冷壓延後之退火時間)，使冷壓延及冷壓延後之退火於熱壓延後之退火後進行以外，與實施例1(合金之鑄塊係藉由上述(1)噴霧成型法製作)相同地製造。

有關該所得的各種濺鍍靶，以與實施例1相同的方法測定維氏硬度(Hv)。其次，所測定的維氏硬度(Hv)為26以上者為合格。

另外，有關上述之各種濺鍍靶，以與實施例1相同的方法測定飛濺之產生數。其次，實施例4中所計算的飛濺產生數為10個/cm²以下者為◎(具有減輕飛濺效果)。此等之結果併記於表4。

由表4可考察下述。換言之，由於No.48～51、53及54中冷壓延之冷延率、冷壓延後之退火溫度及冷壓延後之退火時間滿足本發明之較佳要件，可將維氏硬度(Hv)控制於本發明之較佳範圍內，可充分減低飛濺產生情形。對此而言，由於No.47、52及55中冷壓延之冷延率、冷壓延後之退火溫度、冷壓延後之退火時間皆無法滿足本發明之較佳要件，無法將維氏硬度(Hv)控制於本發明之較佳範圍內，且無法充分減輕飛濺產生情形。

(實施例5)

使表5所示之群組I～IV之組成的Al基合金所成的直徑4吋圓板狀濺鍍靶(厚度5mm)，與實施例1(合金之鑄塊係藉由上述(1)噴霧成型法製作)相同地製造。然後，使用此等各種Al基合金濺鍍靶，如下所述使各種Al基合金薄膜成膜。

對Corning公司製EAGLE XG玻璃基板(尺寸：直徑4吋×厚度0.70mm)而言，先使用島津製作所股份有限公司製「Sputtering System HSR-542S」之濺鍍裝置，進行膜厚約為300nm之DC磁控管濺鍍。濺鍍條件如下所述。

到達真空度：7×10^-6Torr

Ar氣壓：2mTorr

放電電力：260W

Ar氣體流量：30sccm

極間距離：50mm

基板溫度：室溫

成膜時間(濺鍍時間)：120秒

對所得的各種Al基合金薄膜而言，在惰性氣體(N₂)環境、溫度550℃下保持20分鐘進行加熱處理後，以直流四探針法測定各種Al基合金薄膜之電阻率。其次，有關較高耐熱性更為重視低電阻率作為薄膜特性之群I，評估4μΩcm以下者為◎(相當低)，超過4μΩcm、8μΩcm以下者為○(低)，超過8μΩcm者為△(不低)。而且，有關較低電阻率更為重視高耐熱性之群II～IV作為薄膜之特性，評估6μΩcm以下者為◎(相當低)，超過6μΩcm、12μΩcm以下者為○(低)，超過12μΩcm者為△(不低)。該結果併記於表5。

由表5可考察下述。換言之，由於No.6、10、29及34係使用本發明之Al基合金濺鍍靶中更佳組成的濺鍍靶之例。上述No.6與No.56相比時，含有第1群元素(稀土類元素)中Nd較La展現更低的電阻率，可知優異。而且，No.10與No.58相比時，組合第2群元素之Ni與Ge較組合Co與Ge展現更低的電阻率，可知優異。此外，No.29與No.59～61相比時，含有第3群元素中之Zr較Ti或Mo、W展現更低的電阻率，可知優異。另外，No.34與No.35相比時，含有第4群元素中之Si較Mg展現更低電阻率，可知優異。

Claims

一種Al基合金濺鍍靶，其特徵為含Al及Ta之Al-Ta系金屬間化合物的平均粒子直徑為0.005μm以上、1.0μm以下，且前述Al-Ta系金屬間化合物之平均粒子間距離為0.01μm以上、10.0μm以下。
如申請專利範圍第1項之Al基合金濺鍍靶，其中氧含量為0.01原子%以上、0.2原子%以下。
如申請專利範圍第1或2項之Al基合金濺鍍靶，其尚含有至少一種選自由稀土類元素所成的第1群、由Fe、Co、Ni及Ge所成的第2群、由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo及W所成的第3群、以及由Si及Mg所成的第4群之中的至少一群的至少一種元素。
如申請專利範圍第2項之Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由稀土類元素所成的第1群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第2項之Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Fe、Co、Ni及Ge所成的第2群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第4項之Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Fe、Co、Ni及Ge所成的第2群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第5項之Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo及W所成的第 3群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第6項之Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Ti、Zr、Hf、V、Nb、Cr、Mo及W所成的第3群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第7項之Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Si及Mg所成的第4群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第8項之Al基合金濺鍍靶，其尚含有選自由Si及Mg所成的第4群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第4項之Al基合金濺鍍靶，其中選自前述第1群中之至少一種的元素為選自由Nd及La所成群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第4項之Al基合金濺鍍靶，其中選自前述第1群中之至少一種的元素為Nd。
如申請專利範圍第6項之Al基合金濺鍍靶，其中選自前述第2群中之至少一種的元素為選自由Ni及Ge所成群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第8項之Al基合金濺鍍靶，其中選自前述第3群中之至少一種的元素為選自由Ti、Zr及Mo所成群中之至少一種的元素。
如申請專利範圍第8項之Al基合金濺鍍靶，其中選自前述第3群中之至少一種的元素為Zr。
如申請專利範圍第10項之Al基合金濺鍍靶，其中選自前述第4群中之至少一種的元素為Si。
如申請專利範圍第1項之Al基合金濺鍍靶，其中維氏硬度(Hv)為26以上。
一種Al基合金濺鍍靶之製造方法，其係製造如申請專利範圍第1項之Al基合金濺鍍靶之方法，其特徵為藉由噴霧成型法製得合金鑄塊後，順序進行緻密化方法、鍛造、熱壓延、退火時，以下述條件進行上述噴霧成型法、熱壓延及退火，噴霧成型時之熔解溫度：700~1400℃噴霧成型時之氣體/金屬比：10Nm³/kg以下熱壓延之壓延開始溫度：250~500℃熱壓延後之退火溫度：200~450℃。
如申請專利範圍第18項之製造方法，其中於前述退火後，再以下述條件進行冷壓延及冷壓延後之退火處理，冷壓延之冷延率：5~40%冷壓延後之退火溫度：150~250℃冷壓延後之退火時間：1~5小時。