KR101024197B1 - Ａｌ-Ｎｉ-Ｌａ-Ｃｕ계 Ａｌ기 합금 스퍼터링 타겟 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명의 과제는 Ni, La 및 Cu를 포함하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 사용하여 성막했을 때에 발생하는 스플래시를 저감시킬 수 있는 기술을 제공하는 것이다. Ni, La 및 Cu를 함유하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟이며, 스퍼터링 타겟의 평면에 대해 수직인 단면에 있어서의 1/4t(t는 두께) 내지 3/4t의 부위를 주사형 전자 현미경(2000배)으로 관찰했을 때, (1) Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 금속간 화합물에 대해, Al-Ni계 금속간 화합물의 전체 면적에 대한 평균 입경 0.3 내지 3㎛의 Al-Ni계 금속간 화합물의 합계 면적 ≥ 70％이고, (2) Al, La 및 Cu를 주체로 하는 Al-La-Cu계 금속간 화합물에 대해, Al-La-Cu계 금속간 화합물의 전체 면적에 대한 평균 입경 0.2 내지 2㎛의 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 합계 면적 ≥ 70％이다.

스퍼터링 타겟, 스플래시, 콜렉터, 노즐, 가스 아토마이저

Description

Ａｌ-Ｎｉ-Ｌａ-Ｃｕ계 Ａｌ기 합금 스퍼터링 타겟 및 그 제조 방법 {Al-Ni-La-Cu-BASED Al-GROUP ALLOY SPUTTERING TARGET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 Ni, La 및 Cu를 함유하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 상세하게는 스퍼터링 타겟을 사용하여 박막을 성막할 때, 스퍼터링의 초기 단계에서 발생하는 초기 스플래시를 저감시키는 것이 가능한 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

Al기 합금은 전기 저항률이 낮고, 가공이 용이하다는 등의 이유에 의해, 액정 디스플레이(LCD : Liquid Crystal Display), 플라즈마 디스플레이 패널(PDP : Plasma Display Panel), 일렉트로 루미네센스 디스플레이(ELD : Electro Luminescence Display), 필드에미션 디스플레이(FED : Field Emission Display), 멤스(MEMS : Micro Electro Mechanical Systems) 디스플레이 등의 플랫 패널 디스플레이(FPD : Flat Panel Display), 터치 패널, 전자 페이퍼 등의 분야에서 범용되고 있고, 배선막, 전극막, 반사 전극막 등의 재료에 이용되고 있다.

예를 들어, 액티브 매트릭스형의 액정 디스플레이는 스위칭 소자인 박막 트 랜지스터(TFT : Thin Film Transistor), 도전성 산화막으로 구성되는 화소 전극 및 주사선이나 신호선을 포함하는 배선을 갖는 TFT 기판을 구비하고 있다. 주사선이나 신호선을 구성하는 배선 재료에는, 일반적으로 순Al이나 Al-Nd 합금의 박막이 사용되나, 이들 박막에 의해 형성되는 각종 전극 부분을 화소 전극과 직접 접촉시키면, 절연성의 산화알루미늄 등이 계면에 형성되어 접촉 전기 저항이 증가하므로, 지금까지는 상기 Al의 배선 재료와 화소 전극 사이에, Mo, Cr, Ti, W 등의 고융점 금속으로 이루어지는 배리어 메탈층을 설치하여 접촉 전기 저항의 저감화를 도모해 왔다.

그러나, 상기와 같이 배리어 메탈층을 개재시키는 방법은, 제조 공정이 번잡하여 생산 비용의 상승을 초래하는 등의 문제가 있다.

그래서, 배리어 메탈층을 개재하지 않고, 화소 전극을 구성하는 도전성 산화막을 배선 재료와 직접 접촉시키는 것이 가능한 기술(다이렉트 콘택트 기술)을 제공하기 위해, 배선 재료로서, Al-Ni 합금이나, Nd나 Y 등의 희토류 원소를 더 함유하는 Al-Ni 합금의 박막을 사용하는 방법이 제안되어 있다(일본 특허 출원 공개 제2004-214606호 공보). Al-Ni 합금을 사용하면, 계면에 도전성의 Ni 함유 석출물 등이 형성되어, 절연성 산화알루미늄 등의 생성이 억제되므로, 접촉 전기 저항을 낮게 억제할 수 있다. 또한, Al-Ni-희토류 원소 합금을 사용하면, 내열성이 더 높아진다.

그런데, Al기 합금막의 형성에는 일반적으로 스퍼터링 타겟을 사용한 스퍼터링법이 채용되어 있다. 스퍼터링법이라 함은, 기판과, 박막 재료와 동일한 재료로 구성되는 스퍼터링 타겟과의 사이에서 플라즈마 방전을 형성하여, 플라즈마 방전에 의해 이온화시킨 기체를 스퍼터링 타겟에 충돌시킴으로써 스퍼터링 타겟의 원자를 쳐내어, 기판 상에 퇴적시켜 박막을 제작하는 방법이다. 스퍼터링법은 진공 증착법과는 달리, 스퍼터링 타겟과 동일한 조성의 박막을 형성할 수 있다고 하는 장점을 갖고 있다. 특히, 스퍼터링법으로 성막된 Al기 합금막은, 평형 상태에서는 고용되지 않는 Nd 등의 합금 원소를 고용시킬 수 있어, 박막으로서 우수한 성능을 발휘하므로, 공업적으로 유효한 박막 제작 방법이고, 그 원료가 되는 스퍼터링 타겟의 개발이 진행되고 있다.

최근, FPD의 생산성 확대 등에 대응하기 위해, 스퍼터링 공정 시의 성막 속도는 종래보다 고속화되는 경향이 있다. 성막 속도를 빠르게 하기 위해서는, 스퍼터링 파워를 크게 하는 것이 가장 간편하나, 스퍼터링 파워를 증가시키면 스플래시(미세한 용융 입자) 등의 스퍼터링 불량이 발생하여, 배선막 등에 결함이 발생하므로, FPD의 수율이나 동작 성능이 저하되는 등의 폐해를 초래한다.

그래서, 스플래시의 발생을 방지하는 목적으로, 예를 들어 일본 특허 출원 공개 평10-147860호 공보, 일본 특허 출원 공개 평10-199830호 공보, 일본 특허 출원 공개 평11-293454호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2001-279433호 공보에 기재된 방법이 제안되어 있다. 이 중, 일본 특허 출원 공개 평10-147860호 공보, 일본 특허 출원 공개 평10-199830호 공보, 일본 특허 출원 공개 평11-293454호 공보는 모두 스플래시의 발생 원인이 스퍼터링 타겟의 조직 중에 있는 미세한 공극에 기인한다고 하는 관점에 기초하여 이루어진 것으로, Al 모상 중의 Al과 희토류 원소의 화 합물 입자의 분산 상태를 제어하거나(일본 특허 출원 공개 평10-147860호 공보), Al 모상 중의 Al과 천이 원소의 화합물의 분산 상태를 제어하거나(일본 특허 출원 공개 평10-199830호 공보), 스퍼터링 타겟 중의 첨가 원소와 Al의 금속간 화합물의 분산 상태를 제어함으로써(일본 특허 출원 공개 평11-293454호 공보), 스플래시의 발생을 방지하고 있다. 또한, 일본 특허 출원 공개 제2001-279433호 공보에는, 스플래시의 원인인 아킹(이상 방전)을 저감시키기 위해, 스패터면의 경도를 조정한 후, 마무리 기계 가공을 행함으로써, 기계 가공에 따른 표면 결함의 발생을 억제하는 방법이 개시되어 있다.

한편, 주로, 대형 스퍼터링 타겟 제조 시의 가열에 의해 발생하는 스퍼터링 타겟의 휘어짐을 방지하는 기술이 개시되어 있다(일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보). 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보에서는 Al-Ni-희토류 원소 합금 스퍼터링 타겟을 대상으로 하고 있고, 스퍼터링 타겟 평면에 수직인 단면에, 어스펙트비가 2.5 이상이고 원상당 직경이 0.2㎛ 이상인 화합물을 소정 개수 이상 존재하게 함으로써, 스퍼터링 타겟의 변형을 억제할 수 있는 방법을 제안하고 있다.

상술한 바와 같이, 지금까지도 스플래시의 발생을 저감시켜 스퍼터링 불량을 개선하기 위한 다양한 기술은 제안되어 있으나, 가일층의 개선이 요구되고 있다. 특히, 스퍼터링의 초기 단계에서 발생하는 초기 스플래시는 FPD의 수율을 저하시키기 때문에, 심각한 문제를 초래하고 있으나, 전술한 일본 특허 출원 공개 평10-147860호 공보, 일본 특허 출원 공개 평10-199830호 공보, 일본 특허 출원 공개 평 11-293454호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2001-279433호 공보의 스플래시 발생 방지 기술은 초기 스플래시의 발생을 충분히 유효하게 방지할 수 있는 것은 아니다. 또한, Al기 합금 중에서도 화소 전극을 구성하는 도전성 산화막과 직접 접촉할 수 있는 배선 재료로서 유용하고, 또한 박막 트랜지스터의 반도체층과 직접 접촉할 수 있는 배선 재료로서도 적용 가능한 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금막의 형성에 사용되는 Al기 합금 스퍼터링 타겟에 있어서, 상기 과제를 해결하는 것이 가능한 기술은 아직 제안되어 있지 않다.

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 Ni, La 및 Cu를 포함하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 사용하여 성막할 때에 발생하는 스플래시, 특히 초기 스플래시를 저감시킬 수 있는 기술을 제공하는 데 있다.

본 발명의 요지를 이하에 나타낸다.

[1] Ni, La 및 Cu를 함유하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟이며,

t를 상기 스퍼터링 타겟의 평면에 대한 수직 방향에 있어서의 두께로 했을 때, 상기 스퍼터링 타겟의 평면에 대해 수직인 단면에 있어서의 1/4t 내지 3/4t의 부위를 주사형 전자 현미경을 사용하여 배율 2000배로 관찰했을 때,

(1) Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 금속간 화합물의 전체 면적에 대한, 평균 입경이 0.3㎛ 이상 3㎛ 이하의 범위 내에 있는 Al-Ni계 금속간 화합물의 합계 면적이, 면적률로 70％ 이상이고, 또한,

(2) Al, La 및 Cu를 주체로 하는 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 전체 면적에 대한, 평균 입경이 0.2㎛ 이상 2㎛ 이하인 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 합계 면적이, 면적률로 70％ 이상인 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟.

[2] Ni : 0.05원자％ 이상 5원자％ 이하,

La : 0.10원자％ 이상 1원자％ 이하,

Cu : 0.10원자％ 이상 2원자％ 이하

를 함유하는 [1]에 기재된 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟.

[3] [1] 또는 [2]에 기재된 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟의 제조 방법이며,

Ni량이 0.05원자％ 이상 5원자％ 이하, La량이 0.10원자％ 이상 1원자％ 이하, Cu량이 0.10원자％ 이상 2원자％ 이하인 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금의 850 내지 1000℃의 용탕을 얻는 제1 공정과,

상기 Al기 합금의 용탕을 가스/메탈비가 6N㎥/㎏ 이상으로 가스 아토마이즈하여 Al기 합금을 미세화하는 제2 공정과,

상기 미세화된 Al기 합금을 스프레이 거리가 900 내지 1200㎜의 조건으로 콜렉터에 퇴적하여 Al기 합금의 프리폼을 얻는 제3 공정과,

상기 Al기 합금의 프리폼을 치밀화 수단에 의해 치밀화하여 Al기 합금의 치밀체를 얻는 제4 공정과,

상기 Al기 합금의 치밀체에 소성 가공을 행하여 Al기 합금의 소성 가공체를 얻는 제5 공정과,

상기 Al기 합금의 소성 가공체에 어닐링을 행하는 제6 공정을 포함하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟의 제조 방법.

본 발명의 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟은, 상기와 같이 당해 스퍼터링 타겟 중에 존재하는 금속간 화합물(Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 금속간 화합물 및 Al, La 및 Cu를 주체로 하는 Al-La-Cu계 금속간 화합물)의 입도 분포가 적절하게 제어되어 있으므로, 스플래시의 발생, 특히 초기 스플래시의 발생이 억제 되어 스퍼터링 불량이 효과적으로 억제된다.

본 발명에 따르면, Ni, La 및 Cu를 포함하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 사용하여 성막할 때에 발생하는 스플래시, 특히 초기 스플래시를 저감시킬 수 있는 기술을 제공할 수 있다.

본 발명자는 스퍼터링 성막 시에 발생하는 스플래시, 특히 스퍼터링 성막 시의 초기 단계에 발생하는 초기 스플래시를 저감시키는 것이 가능한 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 제공하기 위해, 예의 검토해 왔다.

그 결과, Al-Ni-La계 Al기 합금 스퍼터링 타겟 중에 포함되는 금속간 화합물(Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 금속간 화합물과, Al 및 La를 주체로 하는 Al-La계 금속간 화합물)의 입도 분포는 모두 초기 스플래시의 발생과 유의한 상관 관계를 갖고 있는 것, 따라서 상기 금속간 화합물의 입도 분포를 적절하게 제어하면 소기의 목적이 달성되는 것을 발견하였다(일본 특허 출원 제2006-313506호). 이하, 상기한 발명을 「관련 기술의 Al-Ni-La계 Al기 합금 스퍼터링 타겟」이라고 칭하는 경우가 있다.

본원 발명자는 Al-Ni-La계 Al기 합금 스퍼터링 타겟의 검토를 더욱 거듭해 왔다. 구체적으로는, 상기한 Al-Ni-La계 Al기 합금 스퍼터링 타겟에 Cu를 더 첨가한 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟에 대해, 상기와 마찬가지로 당해 스퍼터링 타겟 중에 포함되는 금속간 화합물을 상세하게 검토한바, 상기한 스퍼터링 타 겟 중에 포함되는 금속간 화합물(Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 2원계 금속간 화합물)과, Al, La 및 Cu를 주체로 하는 Al-La-Cu계 3원계 금속간 화합물의 입도 분포는 모두 초기 스플래시의 발생과 유의한 상관 관계를 갖고 있는 것, 따라서 상기 금속간 화합물의 입도 분포를 적절하게 제어하면 소기의 목적이 달성되는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하였다.

본 명세서에 있어서, 「Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 금속간 화합물」이라 함은, 후에 상세하게 서술하는 방법으로, 스퍼터링 타겟을 EDX(Energy Dispersive X-ray Fluoressence Spectrometer, 에너지 분산형 X선 분석 장치)를 구비한 SEM(Scanning Electron Microscope, 주사형 전자 현미경)으로 분석했을 때, 후기하는 도 2c에 도시한 바와 같이, Al 및 Ni의 피크가 강하게 검출되고 이들 이외의 원소의 피크는 실질적으로 검출되지 않는 것을 의미한다. 대표적인 Al-Ni계 금속간 화합물로서는, Al₃Ni 등의 2원계 금속간 화합물을 들 수 있다.

또한, 「Al, La 및 Cu를 주체로 하는 Al-La-Cu계 금속간 화합물」이라 함은, 상기와 동일한 방법으로 스퍼터링 타겟을 분석했을 때, 후기하는 도 2d에 도시한 바와 같이, Al, La 및 Cu의 피크가 강하게 검출되고 이들 이외의 원소의 피크가 실질적으로 검출되지 않는 것을 의미한다. 대표적인 Al-La-Cu계 금속간 화합물로서는, Al₇La₂Cu 등의 3원계 금속간 화합물을 들 수 있다.

또한, 본 명세서에 있어서, 「초기 스플래시의 발생을 방지(저감)할 수 있다」라고 함은, 후기하는 실시예에 나타내는 조건(스퍼터링 시간 81초)으로 스퍼터링 을 행하였을 때에 발생하는 스플래시의 평균값이 8개/㎠ 미만인 것을 의미한다. 이와 같이, 본 발명에서는 스퍼터링 시간을 81초로 하고 있고, 스퍼터링 성막의 초기 단계에 있어서의 스플래시를 평가하고 있는 점에서, 초기 단계에 있어서의 스플래시의 발생을 평가하고 있지 않은 전술한 일본 특허 출원 공개 평10-147860호 공보, 일본 특허 출원 공개 평10-199830호 공보, 일본 특허 출원 공개 평11-293454호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2001-279433호 공보의 기술과는 평가 기준이 상이하다.

우선, 본 발명에서 대상으로 하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금에 대해 설명한다.

본 발명의 Al기 합금 스퍼터링 타겟은 모상인 Al 중에 Ni, La 및 Cu를 함유하고 있다. 이들 합금 원소를 선택한 이유는 다음과 같다. 이 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 사용하여 형성되는 Al기 합금막에 있어서, Ni를 함유시킴으로써 Al기 합금막에 직접 접촉되는 화소 전극과의 접촉 전기 저항을 저감시키는 효과가 얻어진다. 또한. La를 함유시킴으로써 Al기 합금막의 내열성을 향상시키는 효과가 얻어진다. 또한, Cu를 함유시킴으로써 Al기 합금막의 내식성을 향상시키는 효과가 얻어진다.

또한, Al-Ni-희토류 원소 합금 스퍼터링 타겟에 관하여 말하면, 전술한 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보도, 상기 조성의 스퍼터링 타겟을 대상으로 한 기술을 개시하고 있으나, 본 발명과 같이 희토류 원소로서 La를 포함하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 대상으로 하는 것은 아니다. 물론, 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보에는 본 발명에서 대상으로 하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟에 있어서, 초기 스플래시의 발생을 방지하기 위해, 소정의 금속간 화합물의 입도 분포를 제어한다고 하는 본 발명의 기술적 사상은 존재하지 않는다. 또한, 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보에서 규정하는 화합물(금속간 화합물)은 어스펙트비가 2.5 이상이고 또한 원 상당 직경이 0.2㎛ 이상인 원판 형상 화합물로, 구 형상의 화합물을 갖는 본 발명과는, 금속간 화합물의 형상이 상이하다. 또한, 양자는 제조 방법도 상이하다. 후에 상세하게 설명하는 바와 같이, 본 발명은 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보와 마찬가지로, 바람직하게는 스프레이 포밍법에 의해 Al기 합금 프리폼을 제조하고 있으나, 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보에서는, 특히 노즐 직경(ø)을 2.5 내지 10㎜, 가스압을 0.3 내지 1.5㎫로 제어하여 소정의 원판 형상 화합물을 확보하고 있는 것에 비해, 본 발명에서는, 특히 가스/메탈비를 6N㎥/㎏ 이상으로 제어하여 원하는 입도 분포를 확보하고 있다. 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보에서는 가스/메탈비에 대해 전혀 고려하고 있지 않으므로, 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보에 개시된 제조 방법에 기초하였다고 해도, 본 발명의 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 제조할 수는 없다.

또한, Al기 합금 스퍼터링 타겟의 스플래시 발생 억제 기술로서, 예를 들어 상기 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보 이외에, 전술한 일본 특허 출원 공개 제2004-214606호 공보, 일본 특허 출원 공개 평10-147860호 공보, 일본 특허 출원 공개 평10-199830호 공보, 일본 특허 출원 공개 평11-293454호 공보와 같이, Al 모상 중의 Al과 희토류 원소의 화합물이나 금속간 화합물의 분산 상태 등을 제어하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이들은 모두 본 발명에서 대상으로 하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟에 대해 구체적으로 개시된 것은 아니다. 본 발명과 같이, 희토류 원소로서 La를 포함하고, 또한 Cu를 포함하는 Al기 합금은 상기한 특허 문헌을 포함하고, 종래 기술의 란에 개시된 어떠한 특허 문헌에도 개시되어 있지 않다.

본 발명은 이하에 상세하게 서술하는 바와 같이, Al-Ni기 합금에 La 및 Cu를 포함하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟과, Al-Ni기 합금에 La 이외의 희토류 원소를 포함하는 Al-Ni-희토류 원소 합금 스퍼터링 타겟(예를 들어, 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보에 개시되어 있는 Al-Ni-Nd 합금 스퍼터링 타겟)과는 금속간 화합물의 형상이 크게 상이하다고 하는 신규 지식에 기초하여 이루어진 것이다. 본 발명의 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟에서는, 전술한 도 2a 내지 도 2d에 도시한 바와 같이, Al이 Ni로 이루어지는 2원계 금속간 화합물 및 Al과 La와 Cu로 이루어지는 3원계 금속간 화합물이 존재하고, Al과 Ni와 La로 이루어지는 3원계 금속간 화합물은 실질적으로 존재하지 않는다. 이에 대해, 일본 특허 출원 공개 제2006-225687호 공보의 Al-Ni-Nd 합금 스퍼터링 타겟에서는, 주로 Al과 Ni와 Nd로 이루어지는 3원계 금속간 화합물이 존재하고, Al과 Ni로 이루어지는 2원계 금속간 화합물은 거의 존재하지 않는다. 본 발명의 기술은 Al-Ni-희토류 원소계 Al기 합금 스퍼터링 타겟 중에서도, 특히 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟에 특화된 기술이라고 위치 부여된다.

본 발명의 Al기 합금에 포함되는 Ni의 양은 0.05원자％ 이상 5원자％ 이하의 범위 내인 것이 바람직하다. 이들의 범위는 전술한 「관련 기술의 Al-Ni-La계 Al기 합금 스퍼터링 타겟」을 사용한 실험 결과를 고려하여 정한 것이다. Ni량의 하한이 0.05원자％를 하회하면, 0.3㎛ 미만의 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아져, 스퍼터링 타겟 표면을 기계 가공할 때에 금속간 화합물이 탈락하여 요철의 표면적이 증가하므로, 초기 스플래시의 개수가 증가한다. 한편, Ni량의 상한이 5원자％를 초과하면, 3㎛ 초과의 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아져, 스퍼터링 타겟 표면을 기계 가공할 때에 표면의 요철이 커져서 산화물 등의 비도전성 개재물의 혼입이 증가하므로, 초기 스플래시의 개수가 증가한다. Ni의 함유량은 0.1원자％ 이상 4원자％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.2원자％ 이상 3원자％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

또한, 본 발명의 Al기 합금에 포함되는 La의 양은 0.10원자％ 이상 1원자％ 이하의 범위 내인 것이 바람직하다. 이들의 범위는 전술한 「관련 기술의 Al-Ni-La계 Al기 합금 스퍼터링 타겟」을 사용한 실험 결과를 고려하여 정한 것이다. La량의 하한이 0.10원자％를 하회하면, 0.2㎛ 미만의 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아져, 스퍼터링 타겟 표면을 기계 가공할 때에 금속간 화합물이 탈락하여 요철의 표면적이 증가하므로, 초기 스플래시의 개수가 증가한다. 한편, La량의 상한이 1원자％를 초과하면, 2㎛ 초과의 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아져, 스퍼터링 타겟 표면을 기계 가공할 때에 표면의 요철이 커져서 산화물 등의 비도전성 개재물의 혼입이 증가하므로, 초기 스플래시의 개수가 증가한다. La의 함유량 은 0.15원자％ 이상 0.8원자％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.2원자％ 이상 0.6원자％ 이하인 것이 더욱 바람직하다.

Cu의 함유량은 0.10원자％ 이상 2원자％ 이하의 범위 내인 것이 바람직하다. 이들의 범위는 후기하는 실시예의 실험 결과에 기초하여 산출된 것이다. Cu량의 하한이 0.10원자％를 하회하면, 0.2㎛ 미만의 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아져, 스퍼터링 타겟 표면을 기계 가공할 때에 금속간 화합물이 탈락하여 요철의 표면적이 증가하므로, 초기 스플래시의 개수가 증가한다. 한편, Cu량의 상한이 2원자％를 초과하면, 2㎛ 초과의 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아져, 스퍼터링 타겟 표면을 기계 가공할 때에 표면의 요철이 커져서 산화물 등의 비도전성 개재물의 혼입이 증가하므로, 초기 스플래시의 개수가 증가한다. Cu의 함유량은 0.10원자％ 이상 1원자％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명에 사용되는 Al기 합금은, 상기와 같이 Ni, La, Cu를 함유하고, 잔량부 : Al 및 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 예를 들어 제조 과정 등에서 불가피하게 혼입되는 원소, Fe, Si, C, O, N 등을 들 수 있고, 그들의 양은 각각 Fe : 0.05 중량％ 이하, Si : 0.05 중량％ 이하, C : 0.05 중량％ 이하, O : 0.05 중량％ 이하, N : 0.05 중량％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 본 발명을 특징짓는 금속간 화합물에 대해 설명한다.

본 발명의 스퍼터링 타겟은 당해 스퍼터링 타겟 중에 존재하는 하기의 금속간 화합물이, 이하의 요건 (1) 및 (2)를 만족시키는 것이다.

(1) Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 금속간 화합물에 대해, 상기 Al-Ni계 금속간 화합물의 전체 면적에 대한, 평균 입경이 0.3㎛ 이상 3㎛ 이하의 범위 내에 있는 Al-Ni계 금속간 화합물의 합계 면적은, 면적률로 70％ 이상이다.

(2) Al, La 및 Cu를 주체로 하는 Al-La-Cu계 금속간 화합물에 대해, 상기 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 전체 면적에 대한, 평균 입경이 0.2㎛ 이상 2㎛ 이하인 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 합계 면적은, 면적률로 70％ 이상이다.

전술한 바와 같이, 본 발명에서 대상으로 하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟에서는, 후에 상세하게 설명하는 측정 방법으로 SEM 반사 전자상 중의 금속간 화합물을 화상 해석했을 때, 관찰될 수 있는 주된 금속간 화합물은, 상기와 같은 Al-Ni계 2원계 금속간 화합물과 Al-La-Cu계 3원계 금속간 화합물이고, 지금까지 대표적으로 사용되어 온 Al-Ni-Nd계 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 동일한 측정 방법으로 관찰했을 때에 보이는 Al-Ni-Nd 3원계 금속간 화합물과 동일한 종류의 Al-Ni-La 3원계 금속간 화합물은, 실질적으로 존재하지 않는다(전술한 도 2a 내지 도 2d를 참조).

그리고, 본 발명에서는 상기한 각 금속간 화합물에 대해, 평균 입경이 소정 범위 내에 있는 금속간 화합물의 면적률(점적률)을 많게 하면, 초기 스플래시의 발생을 효과적으로 방지할 수 있다고 하는 실험 결과를 기초로, 이들 금속간 화합물의 점적률을 가능한 한 많이 설정한(본 발명에서는 70％ 이상) 것이다.

상기 금속간 화합물에 의한 스플래시 발생 방지의 메커니즘은, 이하와 같이 추정된다.

즉, 초기 스플래시의 발생 원인은, 일반적으로 스퍼터링 타겟의 표면을 기계 가공할 때, 금속간 화합물이 탈락하여 요철의 표면적이 증가하는 데 있다고 생각된다. 그리고, (1) Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 금속간 화합물에 관하여 말하면, 평균 입경이 0.3㎛ 미만인 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아지면 초기 스플래시의 발생수가 증가하고, 한편 평균 입경이 3㎛ 초과인 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아지면, 기계 가공에 의한 표면 요철의 증가에 의해 산화물 등의 비도전성 개재물의 혼입이 증대한다고 생각되어, 결과적으로 초기 스플래시의 발생수가 증가한다. 이와 같은 경향은, (2) Al, La 및 Cu를 주체로 하는 Al-La-Cu계 금속간 화합물에 관해서도 마찬가지로 보여져, 평균 입경이 0.2㎛ 미만인 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아지면 초기 스플래시의 발생수가 증가하고, 한편 평균 입경이 2㎛ 초과인 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 많아지면, 기계 가공에 의한 표면 요철의 증가에 의해 산화물 등의 비도전성 개재물의 혼입이 증대된다고 생각되어, 결과적으로 초기 스플래시의 발생수가 증가한다.

또한, Al-Ni계 금속간 화합물과 Al-La-Cu계 금속간 화합물 사이에서, 초기 스플래시의 발생 방지에 기여하는 금속간 화합물의 평균 입경의 범위가 약간 상이한 것은, 이들 금속간 화합물과 Al 모상의 계면 강도가 상이한 것에 기인하는 것이라고 추정된다. 즉, Al-La-Cu계 금속간 화합물과 Al 모상의 계면 강도는 Al-Ni계 금속간 화합물과 Al 모상의 계면 강도에 비해 크다.

본 발명에 있어서, 평균 입경이 상기 범위를 만족시키는 금속간 화합물의 점적률은, 면적률로 70％ 이상으로 한다. 상기 점적률은 많을수록 좋고, 어떠한 금속간 화합물에 있어서도, 예를 들어 75％ 이상인 것이 바람직하고, 80％ 이상인 것 이 보다 바람직하다.

본 발명에서 대상으로 하는 상기 금속간 화합물의 입도 분포의 측정 방법은 이하와 같다.

우선, Ni, La 및 Cu를 함유하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟을 준비한다.

다음에, 상기 스퍼터링 타겟의 측정면[평면에 대해 수직 방향(압연면 법선 방향, ND)의 단면에 있어서의 1/4t(t는 두께) 내지 3/4t의 부위로부터 임의의 3개소]에 대해, EDX를 구비한 SEM[후기하는 실시예에서는, 필립스사제의 Quanta 200FEG 또는 칼 차이스(Carl Zeiss)사제의 Supra-35를 사용]을 사용하여 배율 2000배로 관찰하여 반사 전자상을 촬영한다. 또한, 상기한 측정면은 미리 경면 연마해 둔다. 1시야 사이즈는 약 60㎛ × 50㎛로 한다. 촬영한 반사 전자상을, 해석 장치[나노 시스템(주)제 「NanoHunter NS2K-Pro」]를 사용하여 화상 해석하고, Al-Ni계 금속간 화합물 및 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 평균 입경(원 상당 직경) 및 당해 평균 입경의 금속간 화합물이 전체 금속간 화합물 중에 차지하는 면적률을 구한다. 이와 같이 하여, 합계 3시야의 면적률을 구하여, 그 평균값을 각 금속간 화합물의 면적률로 한다.

상기한 측정 방법에 따르면, Al-Ni계 금속간 화합물과 Al-La-Cu계 금속간 화합물은 색조차(농담차)에 의해 용이하게 구별된다. Al-Ni계 금속간 화합물의 반사 전자상은 회색으로, Al-La-Cu계 금속간 화합물은 백색으로 찍힌다.

참고를 위해, 도 1a 내지 도 1c에, 후기하는 실시예에 기재된 표 1의 번호 5(본 실시예)에 대해, 상기한 방법으로 얻어진 SEM 반사 전자상(도 1a), Al-Ni계 금속간 화합물의 화상(도 1b), Al-La-Cu계 금속간 화합물의 화상(도 1c)을 도시한다. 도 1a에 도시한 바와 같이, Al-La-Cu계 금속간 화합물의 반사 전자상은 Al-Ni계 금속간 화합물에 비해, 하얗게 찍혀 있다.

또한, 도 2b 내지 도 2d에, 상기와 동일한 번호 5(본 실시예)의 SEM 반사 전자상에 대해, 모상(도 2a 중, 1), 회색 화합물(도 2a 중, 2), 백색 화합물(도 2a 중, 3)의 조성을 EDX 분석한 결과를 각각 도시한다. 모상(1)은, 도 2b에 도시한 바와 같이 Al만으로 실질적으로 구성되어 있고, 회색 화합물(2)은, 도 2c에 도시한 바와 같이 Al과 Ni로 실질적으로 구성되어 있고, 백색 화합물(3)은, 도 2d에 도시한 바와 같이 Al과 La와 Cu로 실질적으로 구성되어 있는 것이 확인되었다.

다음에, 본 발명의 스퍼터링 타겟을 제조하는 방법을 설명한다.

우선, Ni량이 0.05원자％ 이상 5원자％ 이하, La량이 0.10원자％ 이상 1원자％ 이하 및 Cu량이 0.10원자％ 이상 2원자％ 이하인 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금의 용탕을 준비한다.

다음에, 상기한 Al기 합금을 사용하여, 바람직하게는 스프레이 포밍법에 의해 Al기 합금 프리폼(최종적인 치밀체를 얻기 전의 중간체)을 제조한 후, 프리폼을 치밀화 수단에 의해 치밀화한다.

여기서, 스프레이 포밍법은 각종 용융 금속을 가스에 의해 아토마이즈하여, 반용융 상태ㆍ반응고 상태ㆍ고상 상태로 급랭시킨 입자를 퇴적시켜, 소정 형상의 주조물(프리폼)을 얻는 방법이다. 이 방법에 따르면, 용해 주조법이나 분말 소결 법 등으로는 얻는 것이 곤란한 대형의 프리폼을 단일의 공정으로 얻을 수 있는 것 외에, 결정립을 미세화할 수 있어 합금 원소를 균일하게 분산시킬 수 있는 등의 이점이 있다.

프리폼의 제조 공정은, 대략 (액상 온도 ＋ 150℃) 내지 (액상 온도 ＋ 300℃)의 범위 내에서 용해하여, Al기 합금의 용탕을 얻는 공정과, Al기 합금의 용탕을, 가스 유출량/용탕 유출량의 비로 나타내는 가스/메탈비가 6N㎥/㎏ 이상의 조건으로 가스 아토마이즈하여 미세화되는 공정과, 미세화된 Al기 합금을, 스프레이 거리 : 약 900 내지 1200㎜의 조건으로 콜렉터에 퇴적하여 프리폼을 얻는 공정을 포함한다.

이하, 도 3 및 도 4를 참조하면서, 프리폼을 얻기 위한 각 공정을 상세하게 설명한다.

도 3은 본 발명의 프리폼을 제조하는 데 사용되는 장치의 일례를 부분적으로 도시하는 단면도이다. 도 4는 도 3 중, X의 주요부 확대도이다.

도 3에 도시하는 장치는 Al기 합금을 용해하기 위한 유도 용해로(1)와, 유도 용해로(1)의 하방에 설치된 가스 아토마이저(3a, 3b)와, 프리폼을 퇴적하기 위한 콜렉터(5)를 구비하고 있다. 유도 용해로(1)는 Al기 합금의 용탕(2)을 낙하시키는 노즐(6)을 갖고 있다. 또한, 가스 아토마이저(3a, 3b)는 각각 가스를 아토마이즈하기 위한 보빈의 가스 구멍(4a, 4b)을 갖고 있다. 콜렉터(5)는 프리폼의 제조가 진행되어도 프리폼 퇴적면의 높이가 일정해지도록 콜렉터(5)를 하강시키기 위해, 스텝핑 모터 등의 구동 수단(도시하지 않음)을 갖고 있다.

우선, 전술한 조성의 Al기 합금을 준비한다. 이 Al기 합금을 유도 용해로(1)에 투입한 후, 바람직하게는 불활성 가스(예를 들어, Ar 가스) 분위기 중에서 Al기 합금의 액상 온도에 대해, 대략 ＋150℃ 내지 ＋300℃의 범위 내에서 용해한다.

용해 온도는 일반적으로 액상 온도 ＋50℃ 내지 ＋200℃의 범위에서 실시되고 있으나(예를 들어, 일본 특허 출원 공개 평9-248665호 공보), 본 발명에서는 전술한 2종류의 금속간 화합물의 입도 분포를 적절하게 제어하기 위하여, 상기 범위로 설정하였다. 본 발명에서 대상으로 하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금의 경우에는, 대략 850 내지 1000℃에서 실시한다. 용해 온도가 850℃ 미만에서는, 스프레이 포밍에 있어서 노즐의 폐색이 발생되어 버리고, 한편 100O℃를 초과하면, 액적 온도가 높아지기 때문에, 평균 입경 3㎛ 이상의 Al-Ni계 금속간 화합물이 차지하는 면적률이 증가하므로, 원하는 스플래시 저감 효과가 얻어지지 않는다(후기하는 실시예를 참조). 합금의 용해 온도는, (액상 온도 ＋ 150℃) 내지 (액상 온도 ＋ 300℃)의 범위 내인 것이 바람직하다. 본 발명에서 대상으로 하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금의 경우에는 850 내지 1000℃인 것이 바람직하고, 900 내지 1000℃인 것이 보다 바람직하다.

다음에, 상기와 같이 하여 얻어진 합금의 용탕(2)을, 노즐(6)을 통해 불활성 가스 분위기의 챔버 내(도시하지 않음)를 낙하시킨다. 챔버 내에서는 가스 아토마이저(3a, 3b)에 형성된 보빈의 가스 구멍(4a, 4b)으로부터 고압의 불활성 가스 제트류가 합금의 용탕(2)에 분무되고, 이에 의해 합금의 용탕은 미세화된다.

가스 아토마이즈는 불활성 가스 혹은 질소 가스를 사용하여 행하는 것이 바람직하고, 이에 의해 용탕의 산화가 억제된다. 불활성 가스로서는, 예를 들어 아르곤 가스 등을 들 수 있다.

여기서, 가스/메탈비는 6N㎥/㎏ 이상으로 한다. 가스/메탈비는 가스 유출량(N㎥)/용탕 유출량(㎏)의 비로 나타낸다. 본원 명세서에 있어서, 가스 유출량이라 함은, Al기 합금의 용탕을 가스 아토마이즈하기 위해, 보빈의 가스 구멍(4a, 4b)으로부터 유출되는 가스의 총량(최종적으로 사용한 양)을 의미한다. 또한, 본원 명세서에 있어서, 용탕 유출량이라 함은, Al기 합금의 용탕이 들어간 용기[유도 용해로(1)]의 용탕 유출구[노즐(6)]로부터 유출되는 용탕의 총량을 의미한다.

가스/메탈비가 6N㎥/㎏ 미만인 경우, 액적의 사이즈가 커지는 경향이 있으므로, 냉각 속도가 저하되어 평균 입경 3㎛ 초과의 Al-Ni계 금속간 화합물의 점적률이 증가하므로, 원하는 효과가 얻어지지 않는다(후기하는 실시예를 참조).

가스/메탈비는 클수록 좋고, 예를 들어 6.5N㎥/㎏ 이상인 것이 바람직하고, 7N㎥/㎏ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 그 상한은 특별히 한정되지 않지만, 가스 아토마이즈 시의 액적 유동의 안정성이나 비용 등을 고려하면, 15N㎥/㎏으로 하는 것이 바람직하고, 10N㎥/㎏인 것이 보다 바람직하다.

또한, 대항하는 가스 아토마이즈 노즐 중심축(6a, 6b)이 이루는 각도를 2α로 했을 때, α를 1 내지 10°의 범위 내로 제어하는 것이 바람직하다. 대항하는 가스 아토마이즈 노즐 중심축(6a, 6b)이 이루는 각도(2α)라 함은, 도 4에 도시한 바와 같이 용탕(2)이 바로 아래로 낙하했을 때의 선[스프레이축(A)에 상당]에 대한 가스 아토마이저(4a, 4b)의 각각의 경사(α)의 합계 각도를 의미한다. 이하에서는, 이 α를 「가스 아토마이즈 출구 각도(α)」라고 칭한다. 가스 아토마이즈 출구 각도(α)는 1° 이상 7° 이하인 것이 보다 바람직하다.

계속해서, 상기와 같이 하여 미세화된 Al기 합금(액적)을 콜렉터(5)에 퇴적하여 프리폼을 얻는다.

여기서는, 스프레이 거리를 900 내지 1200㎜의 범위 내로 제어하는 것이 바람직하다. 스프레이 거리라 함은, 액적의 집적 위치를 규정하고 있고, 도 3에 도시한 바와 같이 노즐(6)의 선단부(도 3 중, Al)로부터 콜렉터(5)의 중심(도 3 중, A2)까지의 거리(L)를 의미한다. 후술하는 바와 같이, 콜렉터(5)는 콜렉터 각도(β)로 경사져 있으므로, 스프레이 거리(L)는, 엄밀하게는 노즐(6)의 선단부와, 콜렉터(5)의 중심(A2)의 수평선이 스프레이축(A)과 교차하는 점(도 3 중, A3)의 거리를 의미하고 있다. 여기서, 스프레이축(A)이라 함은, 설명의 편의를 위해, Al기 합금의 액적이 바로 아래로 낙하하는 방향을 규정한 것이다.

일반적으로, 스프레이 포밍에 있어서의 스프레이 거리는, 대략 500㎜ 전후로 제어하고 있는 경우가 많지만, 본 발명에서는 상기 2종류의 금속간 화합물에 대해 원하는 입도 분포를 얻기 위해, 상기한 범위로 설정하였다(후기하는 실시예를 참조). 900㎜를 하회하면, 고온 상태의 액적이 콜렉터 상에 퇴적되기 때문에 냉각 속도가 저하되어, 평균 입경 3㎛ 이상의 Al-Ni계 금속간 화합물의 점적률이 증가하므로, 원하는 효과가 얻어지지 않는다. 한편, 스프레이 거리가 1200㎜를 초과하면, 수율이 저하되어 버린다. 스프레이 거리(L)는, 대략 950 내지 1100㎜의 범위 내인 것이 보다 바람직하다.

또한, 콜렉터 각도(β)를 20 내지 45°의 범위 내로 제어하는 것이 바람직하다. 콜렉터 각도(β)는, 도 3에 도시한 바와 같이 스프레이축(A)에 대한 콜렉터(5)의 경사를 의미한다.

이상, 프리폼을 얻기 위한 바람직한 방법에 대해 설명하였다.

이와 같이 하여 얻어진 Al기 합금 프리폼은 치밀화 수단에 의해 치밀화하여 치밀체를 얻은 후, 치밀체에 소성 가공을 실시한다고 하는 상법에 의해 스퍼터링 타겟을 제조하면 된다.

우선, 상기한 프리폼에 치밀화 수단을 실시함으로써 Al기 합금 치밀체를 얻는다. 치밀화 수단으로서는, 프리폼을 대략 등방향으로 가압하는 방법, 특히 열간으로 가압하는 열간 정수압 프레스(HIP : Hot Isostatic Pressing)를 행하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 예를 들어 80㎫ 이상, 보다 바람직하게는 90㎫ 이상의 압력 하, 400 내지 600℃, 보다 바람직하게는 500 내지 570℃의 온도에서 HIP 처리를 행하는 것이 바람직하다. HIP 처리의 시간은, 대략 1 내지 10시간, 보다 바람직하게는 1.5 내지 5시간의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 상기 Al기 합금의 치밀체에 소성 가공을 행하여, Al기 합금의 소성 가공체를 얻는다.

구체적으로는, Al기 합금 치밀체를 단조하여 슬래브를 얻는 것이 바람직하다.

단조 조건은 스퍼터링 타겟의 제조에 통상 사용되는 방법이면 특별히 한정되 지 않고, 예를 들어 단조 전의 Al기 합금 치밀체를 약 500℃, 보다 바람직하게는 480 내지 500℃에서 1 내지 3시간 정도, 보다 바람직하게는 1.5 내지 2.5시간 가열한 후 단조를 행하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 하여 얻어진 슬래브에 대해, 압연 온도 300 내지 550℃, 보다 바람직하게는 350 내지 500℃ 및 총 압하율 40 내지 90％, 보다 바람직하게는 50 내지 80％의 조건으로 압연을 행한다. 후기하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 본 발명에서는 압연 조건을 상기와 같이 치밀하게 제어하는 것이 필요하고, 어느 하나라도 상기 범위를 벗어난 조건으로 압연을 행하면, 원하는 결정 조직이 얻어지지 않는다.

여기서, 총 압하율은 하기식으로 나타낸다.

총 압하율(％)

＝ {(압연 개시 전의 두께) － (압연 종료 후의 두께)}/(압연 개시 전의 두께) × 100

또한, 스프레이 포밍법으로 제조한 Al기 합금은 가공 시에 조직이 변화되기 어렵기 때문에, 냉간 압연 및 열간 압연 중 어느 것으로도 제조할 수 있으나, 상기와 같이 1패스당의 가공률을 높게 하기 위해서는, Al기 합금재를 가열하여 변형 저항이 낮은 온도 영역에서 가공하는 것이 효과적이므로, 열간 압연을 채용하는 것이 바람직하다.

다음에, 250 내지 500℃, 보다 바람직하게는 250 내지 400℃의 온도에서 0.5 내지 4시간, 보다 바람직하게는 1.5 내지 3.5시간 가열(어닐링)을 행한다. 가열 처리 시의 분위기는 특별히 한정되지 않고, 대기 중, 불활성 가스 중 및 진공 중의 어떠한 분위기 하에서도 행할 수 있으나, 생산성이나 비용 등을 고려하면, 대기 중에서 가열하는 것이 바람직하다.

상기한 가열 처리를 행한 후, 소정의 형상으로 기계 가공을 행하면, 원하는 스퍼터링 타겟이 얻어진다.

본 발명의 Al-Ni-La-Cu 합금 스퍼터링 타겟은 화소 전극을 구성하는 도전성 산화막과 직접 접촉할 수 있는 Al-Ni-La-Cu 합금막의 배선 재료, 박막 트랜지스터의 반도체층과 직접 접촉시키는 것이 가능한 Al-Ni-La-Cu 합금막의 배선 재료를 제작하는 데 특히 적절하게 사용된다.

(실시예)

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예로 한정되지 않고, 본 발명의 취지에 적합하게 할 수 있는 범위에서 적절하게 변경을 추가하여 실시하는 것도 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

(제1 실시예)

표 1 및 표 2에 나타내는 다양한 조성의 Al기 합금을 사용하여, 하기의 스프레이 포밍법에 의해 Al기 합금 프리폼(밀도 : 약 50 내지 60％)을 얻었다.

(스프레이 포밍 조건)

용해 온도 : 800 내지 1100℃

가스/메탈비 : 5 내지 8N㎥/㎏

스프레이 거리 : 800 내지 1300㎜

가스 아토마이즈 출구 각도(α)(도 4를 참조) : 7°

콜렉터 각도(β) : 35°

이와 같이 하여 얻어진 프리폼을 캡슐에 봉입하여 탈기하고, 상기 캡슐 전체에 열간 정수압 프레스(HIP)를 행하여, Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 치밀체를 얻었다. HIP 처리는 HIP 온도 : 550℃, HIP 압력 : 85㎫, HIP 시간 : 2시간으로 행하였다.

다음에, 얻어진 치밀체를 단조하여 판 형상의 금속재로 하고, 또한 판 두께가 거의 최종 제품(스퍼터링 타겟)과 동일한 정도가 되도록 압연을 행한 후, 어닐링, 기계 가공(원형 펀칭 가공 및 선반 가공)을 행하여, 원판 형상의 Al-(0.02 내지 6.0원자％)Ni-(0.05 내지 1.5원자％)La-(0.05 내지 2.5원자％) Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟(사이즈 : 직경 101.6㎜ × 두께 5.0㎜)을 제조하였다. 상세한 조건은 이하와 같다.

단조 전의 가열 조건 : 500℃에서 2시간

압연 전의 가열 조건 : 400℃에서 2시간

총 압하율 : 50％

어닐링 조건 : 250℃에서 2시간

다음에, 상기한 방법에 의해 얻어진 각 스퍼터링 타겟을 사용하여, 이하의 조건으로 스퍼터링을 행하였을 때에 발생하는 스플래시(초기 스플래시)의 개수를 측정하였다.

우선, Si 웨이퍼 기판(사이즈 : 직경 100.0㎜ × 두께 0.50㎜)에 대해, (주) 시마즈 제작소제 「스퍼터링 시스템 HSR-542S」의 스퍼터링 장치를 사용하여 DC 마그네트론 스퍼터링을 행하였다. 스퍼터링 조건은 이하와 같다.

배압 : 3.0 × 10^-6Torr 이하

Ar 가스압 : 2.25 × 10^-3Torr

Ar 가스 유량 : 30sccm

스퍼터링 파워 : 811W

극간 거리 : 51.6㎜, 기판 온도 : 실온

스퍼터링 시간 : 81초

이와 같이 하여, 스퍼터링 타겟 1매에 대해, 16매의 박막(총 두께 0.2㎜)을 형성하였다. 따라서, 스퍼터링은 81(초) × 16(매) ＝ 1296초 행하였다.

다음에, 파티클 카운터[(주)탑콘제 웨이퍼 표면 검사 장치 WM-3]를 사용하여, 상기 박막의 표면에 인지된 파티클의 위치 좌표, 사이즈(평균 입경) 및 개수를 계측하였다. 여기서는, 사이즈가 3㎛ 이상인 것을 파티클로 간주하고 있다. 그 후, 이 박막 표면을 광학 현미경 관찰(배율 : 1000배)하여, 형상이 반구형인 것을 스플래시로 간주하여, 단위 면적당의 스플래시의 개수를 계측하였다.

상세하게는, 상기 박막 1매에 대해, 상기한 스퍼터링을 행하는 공정을, Si 웨이퍼 기판을 교체하면서, 연속해서 박막 16매에 대해 동일하게 행하여, 스플래시의 개수의 평균값을 「초기 스플래시의 발생수」로 하였다. 본 실시예에서는, 이와 같이 하여 얻어진 초기 스플래시의 발생수가 8개/㎠ 미만인 것을 「초기 스플래 시 경감 효과 있음 : 합격(A)」으로 하고, 8개/㎠ 이상인 것을 「초기 스플래시 경감 효과 없음 : 불합격(B)」으로 하였다.

이들의 결과를 표 1에 병기한다. 참고를 위해, 표 1의 번호 5(본 실시예)에 대해, Al-Ni계 금속간 화합물의 입도 분포를 도 5에, Al-La-Cu계 금속간 화합물의 입도 분포를 도 6에 도시한다.

표 1 및 표2로부터 이하와 같이 고찰할 수 있다.

번호 2 내지 6, 9 내지 11, 14 내지 16, 19 내지 21, 24 내지 26, 28 내지 30은 Al-Ni-La-Cu계 합금 스퍼터링 타겟의 Al-Ni계 금속간 화합물 및 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 입도 분포가 적절하게 제어되어 있으므로, 초기 스플래시의 발생수가 8개/㎠ 미만에 머물러 있어, 초기 스플래시의 경감 효과가 우수하다.

이에 대해, 번호 1은 Ni량이 적은 Al기 합금을 사용한 예, 번호 7은 Ni량이 많은 Al기 합금을 사용한 예, 번호 8은 La량이 적은 Al기 합금을 사용한 예, 번호 12는 La량이 많은 Al기 합금을 사용한 예, 번호 13은 Cu량이 적은 Al기 합금을 사용한 예, 번호 17은 Cu량이 많은 Al기 합금을 사용한 예로, 모두 초기 스플래시의 발생 방지에 기여하는 Al-Ni계 금속간 화합물 및 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 면적률이 적기 때문에, 초기 스플래시의 발생을 효과적으로 방지할 수 없었다.

번호 18은 Al-Ni-La-Cu계 합금을 용해하는 온도가 낮은 예로, 스프레이 포밍에 있어서 노즐의 폐색이 발생하였으므로, 스프레이 포밍을 중단하여 그 후의 전자 현미경 관찰ㆍ화상 해석을 행할 수 없었다.

번호 22는 Al-Ni-La-Cu계 합금을 용해하는 온도가 높은 예로, 초기 스플래시의 발생 방지에 기여하는 Al-Ni계 금속간 화합물의 면적률이 적기 때문에, 초기 스플래시의 발생을 효과적으로 방지할 수 없었다.

번호 23은 Al-Ni-La-Cu계 합금의 용탕을 가스 아토마이즈하는 공정에 있어서의 가스/메탈비가 낮은 예로, 초기 스플래시의 발생 방지에 기여하는 Al-Ni계 금속간 화합물의 면적률이 적기 때문에, 초기 스플래시의 발생을 효과적으로 방지할 수 없었다.

번호 27은 Al-Ni-La-Cu계 합금을 콜렉터에 퇴적하는 공정에 있어서의 스프레이 거리가 짧은 예로, 초기 스플래시의 발생 방지에 기여하는 Al-Ni계 금속간 화합물의 면적률이 적기 때문에, 초기 스플래시의 발생을 효과적으로 방지할 수 없었다.

번호 31은 Al-Ni-La-Cu계 합금을 콜렉터에 퇴적하는 공정에 있어서의 스프레이 거리가 긴 예로, 스프레이 포밍에 있어서 수율 저하가 발생하였다. 그로 인해, 그 후의 공정으로 진행하지 못하여, 전자 현미경 관찰ㆍ화상 해석을 행할 수 없었다.

도 1a는 표 1의 번호 5(본 실시예)에 있어서의 SEM 반사 전자상, 도 1b는 상기 SEM 반사 전자상 중의 Al-Ni계 금속간 화합물의 화상, 도 1c는 상기 SEM 반사 전자상 중의 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 화상을 도시하는 도면.

도 2a는 표 1의 번호 5(본 실시예)의 SEM 반사 전자상을 도시하는 도면.

도 2b는 도 2a 중, 1(모상)의 조성을 EDX 분석한 결과를 도시하는 도면.

도 2c는 도 2a 중, 2(회색 화합물)의 조성을 EDX 분석한 결과를 도시하는 도면.

도 2d는 도 2a 중, 3(백색 화합물)의 조성을 EDX 분석한 결과를 도시하는 도면.

도 3은 프리폼을 제조하는 데 사용되는 장치의 일례를 부분적으로 도시하는 단면도.

도 4는 도 3 중, X의 주요부 확대도.

도 5는 표 1의 번호 5(본 실시예)에 대해, Al-Ni계 금속간 화합물의 입도 분포를 도시하는 그래프.

도 6은 표 1의 번호 5(본 실시예)에 대해, Al-La-Cu계 금속간 화합물의 입도 분포를 도시하는 그래프.

<도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명>

1 : 유도 용해로

2 : Al기 합금의 용탕

3a, 3b : 가스 아토마이저

4a, 4b : 보빈의 가스 구멍

5 : 콜렉터

6 : 노즐

6a, 6b : 가스 아토마이즈 노즐 중심축

A : 스프레이축

Al : 노즐(6)의 선단부

A2 : 콜렉터(5)의 중심

A3 : 콜렉터(5)의 중심(A2)의 수평선이 스프레이축(A)과 교차하는 점

L : 스프레이 거리

α : 가스 아토마이즈 출구 각도

β : 콜렉터 각도

Claims (4)

1. Ni, La 및 Cu를 함유하는 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟이며,

   t를 상기 스퍼터링 타겟의 평면에 대한 수직 방향에 있어서의 두께로 했을 때, 상기 스퍼터링 타겟의 평면에 대해 수직인 단면에 있어서의 1/4t 내지 3/4t의 부위를 주사형 전자 현미경을 사용하여 배율 2000배로 관찰했을 때,

   (1) Al 및 Ni를 주체로 하는 Al-Ni계 금속간 화합물의 전체 면적에 대한, 평균 입경이 0.3㎛ 이상 3㎛ 이하의 범위 내에 있는 Al-Ni계 금속간 화합물의 합계 면적이, 면적률로 70％ 이상이고, 또한,

   (2) Al, La 및 Cu를 주체로 하는 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 전체 면적에 대한, 평균 입경이 0.2㎛ 이상 2㎛ 이하인 Al-La-Cu계 금속간 화합물의 합계 면적이, 면적률로 70％ 이상인, Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟.
2. 제1항에 있어서, Ni : 0.05원자％ 이상 5원자％ 이하,

   La : 0.10원자％ 이상 1원자％ 이하,

   Cu : 0.10원자％ 이상 2원자％ 이하를 함유하는, Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟.
3. 제1항에 기재된 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟의 제조 방법이며,

   Ni량이 0.05원자％ 이상 5원자％ 이하, La량이 0.10원자％ 이상 1원자％ 이 하, Cu량이 0.10원자％ 이상 2원자％ 이하인 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금의 850 내지 1000℃의 용탕을 얻는 제1 공정과,

   상기 Al기 합금의 용탕을 가스/메탈비가 6N㎥/㎏ 이상으로 가스 아토마이즈하여 Al기 합금을 미세화하는 제2 공정과,

   상기 미세화된 Al기 합금을 스프레이 거리가 900 내지 1200㎜의 조건으로 콜렉터에 퇴적하여 Al기 합금의 프리폼을 얻는 제3 공정과,

   상기 Al기 합금의 프리폼을 치밀화 수단에 의해 치밀화하여 Al기 합금의 치밀체를 얻는 제4 공정과,

   상기 Al기 합금의 치밀체에 소성 가공을 행하여 Al기 합금의 소성 가공체를 얻는 제5 공정과,

   상기 Al기 합금의 소성 가공체에 어닐링을 행하는 제6 공정을 포함하는, Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟의 제조 방법.
4. 제2항에 기재된 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟의 제조 방법이며,

   Ni량이 0.05원자％ 이상 5원자％ 이하, La량이 0.10원자％ 이상 1원자％ 이하, Cu량이 0.10원자％ 이상 2원자％ 이하인 Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금의 850 내지 1000℃의 용탕을 얻는 제1 공정과,

   상기 Al기 합금의 용탕을 가스/메탈비가 6N㎥/㎏ 이상으로 가스 아토마이즈하여 Al기 합금을 미세화하는 제2 공정과,

   상기 미세화된 Al기 합금을 스프레이 거리가 900 내지 1200㎜의 조건으로 콜 렉터에 퇴적하여 Al기 합금의 프리폼을 얻는 제3 공정과,

   상기 Al기 합금의 프리폼을 치밀화 수단에 의해 치밀화하여 Al기 합금의 치밀체를 얻는 제4 공정과,

   상기 Al기 합금의 치밀체에 소성 가공을 행하여 Al기 합금의 소성 가공체를 얻는 제5 공정과,

   상기 Al기 합금의 소성 가공체에 어닐링을 행하는 제6 공정을 포함하는, Al-Ni-La-Cu계 Al기 합금 스퍼터링 타겟의 제조 방법.

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