WO2003046250A1

WO2003046250A1 - Cible de pulverisation et procede de fabrication associe

Info

Publication number: WO2003046250A1
Application number: PCT/JP2002/007715
Authority: WO
Inventors: Atsushi Hukushima
Original assignee: Nikko Materials Company, Limited
Priority date: 2001-11-26
Filing date: 2002-07-30
Publication date: 2003-06-05
Also published as: CN1578849A; KR100572263B1; JP4110476B2; EP1449935A4; US20100058827A1; EP1449935B1; US20040245099A1; EP1449935A1; TW589233B; DE60231538D1; US8029629B2; KR20040047893A; TW200301166A; CN1329552C; JPWO2003046250A1

Description

明細書スパッタリングターゲット及びその製造方法技術分野

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

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 ·研磨材ゃ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）構造を有する夕ーゲッ卜が使用されるようになってきた。

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 '铸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、铸造組織を破壊し、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。

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レ、、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。

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ツ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。

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糸田ィ匕し、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、アーキングゃ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。

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、アーキングゃ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

本発明は、上記の問題を解決するために、鍛造工程及ぴ熱処理工程を改良 ·ェ夫することにより、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つ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。本発明は、

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、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く DZdく 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卜であって、ターゲットのエロージョン面において、（002) 面及びこれと 3 0° 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土 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. 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の、開口部径と深さの比率が 1 ： 3以下の比率を持つことを特徴とする上記 1又は 2記載のスパッタリングターケッ卜

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ツ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卜であって、ターゲットのエロージョン面において、（002) 面及ぴこれと 3 0° 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土 10 %以内であることを特徴とする上記 4記載のスパッタリングターゲットの製造方法。

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上記 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. 5 Tm以下で行うことを特徴とする上記 4〜 6記載のスパッタリングターゲットの製造方法 8. 型鍛造後、歪取り焼鈍又は再結晶焼鈍を行うことを特徴とする上記 4〜 7のそれぞれに 2記載のスパッタリングターゲットの製造方法

9. 材料の融点を Tmとすると、冷間プレフォ一ミング後の再結晶焼鈍を、 0. 6 Tm以下で行うことを特徴とする上記 4〜 8のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法

10. 材料の融点を Tmとすると、型鍛造後、 0. 6 Tm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上記 8又は 9に記載のスパッタリングターグットの製造方法

1 1. 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上記 4〜10のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法

1 2. 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 D。と平均結晶粒径の最も小さい部位の平均結晶粒径 d。と力 Si. 0<D。Zd。<l. 5とすることを特徴とする上記 4〜1 1のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法

1 3. 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 20 0%以下とすることを特徴とする上記 4〜1 2のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法

14. 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 1〜5 00 μπιの範囲にすることを特徴とする上記 4〜1 3のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法

1 5. 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く DZdく 2. 0であることを特徴とする上記 4〜13のそれぞれに記載のスパッタリングターゲッ卜の製造方法

1 6. 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上記 1〜 15のそれぞれに記載のスパッタリングターゲット及びその製造方法

を提供する。図面の簡単な説明

図 1はハツト型ターゲッ卜に型鍛造したターゲットの構造を示す説明図、図 2は断面ハツト型ターゲットを 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、図 3は面配向測定位置を示す図である。発明の実施の形態

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 ·铸造し、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。

この鍛造によって、铸造組織を破壊し、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つて異なるが、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。

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 T mとすると、 0 . 3 T m以下、好ましくは 0 . 2 T m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、 2 0 %以上が好ましレ、。特に 5 0〜9 0 %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。

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、及びプレフォ一ミング工程中の材料の温度を可能な限り、一定に保っためである。これによつて、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。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. 6 Tm以下、好ましくは 0. 4 Tm以下で行うことが望ましい。

これによつて、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く D。/d。く 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、これによつて、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。

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エ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-ング加工を含むものとする。

さらに、型鍛造後、結晶均質ィ匕焼鈍又は歪取り焼鈍を行う。平均結晶粒径を 1 〜500 μΐηの範囲にする。

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。

これによつて、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<0 01< 2. 0であるスパッタリングターゲットが得られる。

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) 面及ぴこの（002) 面に対して 30° 以内の角度にある（ 103 ) 面、（ 014面）及ぴ（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卜が得られる。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。実施例及び比較例

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、アルミユウム、ニッケル、コバルト、タンタル及ぴこれらの合金においても同様の結果が得られた。

(実施例 1 )

銅（6N) 材料を溶解 '铸造し、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、铸造組織を破壊し、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° じにて 2時間の再結晶化焼鈍を行い、結晶粒を調整した。これによつて平均結晶粒径が 85 / mの微細かつ均一な結晶粒度に調整することができた。

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ツ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。 ·

平均粒径はそれぞれ A： 91 /i m, B : 86 //m、 C : 1 12^m、 D ： 7 9 M m, E ： 92 /z m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. 4 6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。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。

この銅のハット型ターゲットのエロ一ジョン面における（1 1 1) 面及び (200) 面の X線回折強度比 I (1 1 1) / 1 (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

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 * (1 1 1) / I * (200) =2. 08より大きく（1 1 1) 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。これによつて、ターゲットの均一性が保たれていることが分かる。

(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 で同様にハツ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。

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 : 344 im、 B : 1 84 /zm、 C ： 2 1 1 D : 192 /im、 E : 379 // m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 DZd = 2. 06という不均一な粒径を持つターゲットとなつた。

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。

(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 75 0° 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でハツト型ターゲットに型鍛造し、型鍛造後 30 0° 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。

平均粒径はそれぞれ A : 724 // m、 B ： 235 m, C : 257 /zm、 D ： 244 m, E ： 773 m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ぴプレフォーミング後の再結晶化焼鈍がないことによる。 (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 75 0° 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 6 50° 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。

平均粒径はそれぞれ A： 2755 /z m B : 654 /im、 C ： 775 μ m_N D ： 688 πι, E ： 291 1 μ m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ぴ型鍛造温度が高温に過ぎることによると考えられる。

(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一ミングした。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。平均粒径はそれぞれ A ： 1 2 1 μ m, B : 8 8 m、 C : 30 8 /i m、 D ： 1 0 5 m、 E ： 1 2 2； u m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. 5 0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。

(実施例 2)

チタン（4 N 5) 材料を溶解 *铸造し、インゴットを作成した。次このインゴットに対し 6 5 0° Cで締め鍛造を行い、ビレットを作成した。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。これによつて平均結晶粒径が 35 mの微細かつ均一な結晶粒度に調整することができた。

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ツト型タ一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ツ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一ジョンを受ける側）を示す。

平均粒径はそれぞれ A : 3 7 /zm、 B : 3 1 / m、 C : 34/xm、 D : 29 β m, E： 39 //m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 = l . 35 という均一な粒径を持つターゲッ小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) 面及ぴこれと 30° 以内の角度にある（103) 面、（0 14面）、（01 5) 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。

強度比は、次のようにして求めた。 I (h k 1 ) は X線回折で求められる ( h k 1 ) 面の回折ピークの強度である。 I * (h k l ) は、 J C P D S (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 (h k l ) / I * (h k l ) は、ランダム配向と比較しての（h k l ) 面の正規化された配向強度を示すこととなる。 ∑ [I (h k 1) / I * (h k 1) ] 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 (1 03) / I * (103) + 1 (014) / I * (014) + 1 (01 5) / I * (015) ] /∑ [I (hk 1) /I * (hk 1) ] 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 %、 (01 5) 面の強度比 7. 3 %が得られ、強度比の合計が 34. 3 %でぁづた。

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 及ぴ 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 %であつた。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（10 3) 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。

(比較例 5 )

実施例 2と同様の締め鍛造ビレツトを用いて、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。

平均粒径はそれぞれ A： 346 μ m, B : 140 //tn、 C : 1 99 xm、 D ： 156 /xm、 E ： 325 /z m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 DZd二 2, 47という不均一な粒径を持つターゲットとなつた。 4 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。

(比較例 6 )

実施例 2と同様の締め鍛造ビレットを用いて、 5 0 0 ° 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 4 5 0 ° Cで比較例 2と同様にハット型ターゲッ卜に型鍛造し、型鍛造後 5 0 0 ° 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。

平均粒径はそれぞれ A： 1 2 4 μ m B ： 4 5 μ m C ： 6 6 μ D ： 5 3 / m、 E : 1 3 3 /i mで全体的に比較的小さな粒径であつたが、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 . 9 6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ぴ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。

(比較例 7 )

実施例同様の締め鍛造ビレットを用いて、 7 5 0 ° 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 4 5 0 ° Cで型鍛造し、型鍛造後 5 0 0 ° 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。平均粒径はそれぞれ A： 1 5 6 m B ： 5 6 m , C ： 8 7 μ D ： 6 1 _μ m、 E ： 1 7 7 μ m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 . 9 0という不均一な粒径を持つターゲットとなつた。

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。

表 2

(実施例 3 )

銅（6 N ) 材料を溶解 '铸造し、インゴットを作成した。次に、このインゴットに対し 8 0 0 ° 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、铸造組織を破壊し、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° じにて 2時間の再結晶化焼鈍を行い、結晶粒を調整した。これによつて平均結晶粒径が 85 μ mの微細かつ均一な結晶粒度に調整することができた。

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、断面がハツト型ターゲットを 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、いずれもターグット側（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 : 1 00 μ m、 B : 94 m、 C : 11 8 /zm、 D : 96 / m, E ： 92 μπι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 DZd = 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。

表 3 プレフ再結型焼鈍平均結晶粒径 D/d ォーミ曰曰ィし鍛造 A B C D E ング

実施冷間 300 280 300 100 94 118 96 92 1.28 例 3 ° C ⁰ C ⁰ C

比較 400 280 300 127 123 278 101 113 2.46 例 8 ° C ⁰ C ° C (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 40 0° 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で断面がハツト型ターゲットを 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。

このときの A〜E部め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。

平均粒径はそれぞれ A： 1 27 ^ m, B ： 1 23 μ m_N C ： 278 μ m_s D : 101 //m、 E : 1 13 μ m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といぅ不均一な粒径を持つターゲッ卜となった。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。

(実施例 4) .

タンタル（5N) 材料を溶解 · ΕΒ铸造し、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°C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。これによつて平均結晶粒径が 75 μ mの微細かつ均一な結晶粒度に調整することができた。

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、スピユング加工により断面がハツト型ターゲットを 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。 8 この工程で作成したハツ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はハツト連結部の、いずれもターゲット側（スパッタリングの際ェロージヨンを受ける側）を示す。

平均粒径はそれぞれ A： 87 m, B ： 76 μ m, C ： 71 μ m, D ： 82 μπι、 E ： 80 / m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 DZd= 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。

表 4

(比較例 9)

実施例 4と同様、タンタル（5N) 材料を溶解 · ΕΒ铸造し、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〜 150 ^ mであった。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一ゲットにタ一ゲッ卜に成形した。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。

平均粒径はそれぞれ A： 89 μ m、 B ： 147 μ m、 G： 78 μ m、 D -. 7 2 /xm、 Ε : 88 μπι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 DZd== 2. 04という不均一な粒径を持つターゲットとなつた。

このように部分的に結晶粒径が大きくなつてしまったのは、こねくり鍛造時の鍛鍊比が不十分だったためと考えられる。そのため鎵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。発明の効果

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ツ卜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<DZd< 2. 0 とすることができ、これによつてターゲッ卜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ゃ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。

Claims

請求の範囲 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、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卜であって、ターゲットのエロージョン面において、（002) 面及ぴこれと 3

0° 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土 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. 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の、開口部径と深さの比率が 1 ：

3以下の比率を持つことを特徴とする請求の範囲第 1又は第 2項記載のスパッタリングターゲット。

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ツ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、ターゲットのエロージョン面において、（002) 面及ぴこれと 3 0° 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土 10 %以内であることを特徴とする請求の範囲第 4項記載のスパッタリングターゲッ卜の製造方法。

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請求の範囲第 4項又は第 5項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. 5 Tm以下で行うことを特徴とする請求の範囲第 4項〜第 6項記載のスパッタリングターゲッ卜の製造方法。 2

8. 型鍛造後、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の範囲第 4項〜第 7項のそれぞれに記載のスパッタリングターゲッ卜の製造方法。

9. 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. 6 T m以下で行うことを特徴とする請求の範囲第 4項〜第 8項のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。

10. 材料の融点を Tmとすると、型鍛造後、 0. 6 Tm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の範囲第 8項又は第 9項に記載のスパッタリングターゲットの製造方法。

1 1. 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の範囲第 4項〜第 10項のそれぞれに記載のスパッタリングターゲッ卜の製造方法。

1 2. 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 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。く 1. 5とすることを特徴とする請求の範囲第 4項〜第 1 1項のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。

13. 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 20 0%以下とすることを特徴とする請求の範囲第 4項〜第 1 2項のそれぞれに記載のスパッタリングターゲッ卜の製造方法。

14. 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 1〜5 00 μπιの範囲にすることを特徴とする請求の範囲第 4項〜第 13項のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。

15. 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の範囲第 4項〜第 1 3項のそれぞれに記載のスパッタリングターゲットの製造方法。

16. ターゲット材料が銅、チタン、アルミニウム、ニッケル、コノくノレト、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の範囲第 1項〜第 1 5項のそれぞれに記載のスパッタリングタ一ゲット及ぴその製造方法。