(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
半連続鋳造法もしくは完全連続鋳造法により鋳造した鋳塊の圧延材からなる銅合金製スパッタリングターゲットであって、Ｃａを０．５〜１０．０原子％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物よりなる銅合金からなり、かつ、鋳造時に晶出したＣｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径が、１０〜５０μｍの範囲内にあることを特徴とする銅合金製スパッタリングターゲット。
【請求項２】
請求項１に記載の銅合金製スパッタリングターゲットにおいて、
Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の最大径が１００μｍ以下であることを特徴とする銅合金製スパッタリングターゲット。
【請求項３】
請求項１、請求項２のうちのいずれかの請求項に記載の銅合金製スパッタリングターゲットにおいて、前記銅合金におけるＣａ含有量が、０．５〜６．０原子％の範囲内にあることを特徴とする銅合金製スパッタリングターゲット。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のうちのいずれかの請求項に記載の銅合金製スパッタリングターゲットにおいて、前記銅合金が、さらにＭｇ０．１〜５．０原子％、Ｍｎ０．１〜５．０原子％、Ａｌ０．１〜５．０原子％、Ｐ０．００１〜０．１原子％のうちから選ばれた１種以上を、合計で１０．０原子％以下含有することを特徴とする銅合金製スパッタリングターゲット。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば薄膜トランジスタのゲート電極、ソース電極、ドレイン電極などの配線膜としての銅合金膜を、ガラス、アモルファスＳｉ、またはシリカなどからなる基板上にスパッタリングにより形成するにあたって、そのスパッタリング時のターゲットとして使用される銅合金製スパッタリングターゲットに関するものであり、特に、Ｃｕ−Ｃａ系合金（Ｃａ含有銅合金）からなるスパッタリングターゲットに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
周知のように、液晶ディスプレイや有機ＥＬディスプレイなどのフラットパネルディスプレイは、ガラスなどの基板上に薄膜トランジスタ（以下“ＴＦＴ”と記す）を形成した構造とされている。一方、最近の薄型テレビの大型化、精細化の要請により、この種のＴＦＴを用いたディスプレイパネル（ＴＦＴパネル）としても、大型、高精細のものが求められるようになっている。
従来、大型、高精細のＴＦＴパネルのゲート電極、ソース電極、ドレイン電極などの配線膜としては、アルミニウム（Ａｌ）系材料からなる配線膜を使用することが多かったが、最近では、配線膜の低抵抗化のため、Ａｌよりも導電率が高い銅（Ｃｕ）系材料を使用することが進められている。
【０００３】
ところでＴＦＴパネルの配線膜に使用するための銅系材料としては、種々の銅合金が提案されているが、最近では、例えば特許文献１、特許文献２に示すように、Ｃｕ−Ｃａ合金が注目を浴びている。Ｃｕ−Ｃａ合金からなる配線膜は、比抵抗がＡｌ系材料より低いばかりでなく、基板であるガラスなどとの密着性が優れている。なおこの種のＣｕ−Ｃａ合金によってＴＦＴパネルの配線膜を形成する場合、スパッタリングを適用するのが通常であるが、その場合、Ｃｕ−Ｃａ合金からなるスパッタリングターゲットが用いられている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００９−２１５６１３号公報
【特許文献２】特開２０１０−１０３３３１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明者等が、前述のようなＣｕ−Ｃａ合金からなるターゲットを用いてのスパッタリングの実験を進めたところ、純銅あるいは純アルミからなるターゲットとは異なる、特有の問題があることが判明した。すなわちＣｕ−Ｃａ合金からなるターゲットを用いてスパッタリングを行なった場合、異常放電（アーキング）が頻発することがあり、そのため均一な配線膜を形成し得ない事態が生じてしまいやすいことが判明した。ここで異常放電とは、正常なスパッタリング時と比較して極端に高い電流が突然急激に流れて、異常に大きな放電が急激に発生してしまう現象であり、このような異常放電が発生すれば、パーティクルの発生原因となったり、堆積膜の膜厚が不均一となってしまうおそれがある。したがってスパッタリング時の異常放電はできるだけ回避することが望まれる。
【０００６】
本発明は、以上のような事情を背景としてなされたものであって、Ｃｕ−Ｃａ合金など、Ｃｕに対する合金元素として主としてＣａを添加したＣｕ−Ｃａ系合金を用いたスパッタリングターゲットとして、スパッタリング時における異常放電の頻発を抑制し得るようにしたターゲットを提供することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
前述のようにＣｕ−Ｃａ系合金からなるターゲットを用いてスパッタリングを行なうにあたり、異常放電が頻発することがある原因について、本発明者等が、さらに調査、研究を進めたところ、ターゲットであるＣｕ−Ｃａ系合金のＣｕマトリックス（Ｃｕのα相）中に晶出している粗大な晶出物に起因していることが判明した。
【０００８】
すなわち、Ｃｕ−Ｃａ系合金においては、ＣａはＣｕマトリックス中にほとんど固溶することができず、そのため、溶解鋳造時には、ＣａはそのほとんどがＣｕ５Ｃａで代表されるＣｕ−Ｃａ系晶出物として鋳塊中に晶出してしまう。この晶出物の大きさは、鋳造時の凝固速度の影響を受け、凝固速度が遅いほど晶出物は大きくなるのが通常である。そのため、鋳造時の凝固速度を適切に制御しなければ、粗大な晶出物が多数晶出した鋳塊組織となってしまう。このように鋳塊中に晶出した粗大な晶出物は、鋳造後の熱間圧延や冷間圧延では、若干分断されることはあっても、Ｃｕマトリックス中に固溶することはないため、最終的に得られる製品のターゲットにおいても、依然として粗大な晶出物が残ってしまう。
【０００９】
一方、スパッタリングは、Ａｒなどのスパッタリングガスのイオンによってターゲット表面から原子が叩き出されて、その原子が対象基材に堆積することによって進行し、その過程においては、ターゲットの表面は徐々に後退していく。ここで、Ｃｕ−Ｃａ系合金からなるターゲットを用いてスパッタリングを行なった場合、マトリックスのＣｕマトリックス部分とＣｕ−Ｃａ系晶出物部分とでは、導電率が異なるため、原子の叩き出される速度が相違してしまい、そのためターゲット表面の後退速度も、Ｃｕマトリックス部分とＣｕ−Ｃａ系晶出物部分とで異なるのが通常である。そのため、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物が粗大であれば、上述の表面後退速度の差によって、ターゲット表面に大きな凹凸が生じてしまう。そしてこのようにしてスパッタリング進行中にターゲット表面に大きな凹凸が生じれば、その凹凸の突起部分に電流集中が生じて、異常放電を招きやすくなることが判明した。
【００１０】
ところで本発明者等は、半連続鋳造法または完全連続鋳造法を適用すれば、Ｃｕ−Ｃａ系合金におけるＣｕ−Ｃａ系晶出物の粒径を微細化できることを見出し、さらに、Ｃｕ−Ｃａ系合金からなるターゲットを用いてスパッタリングを行った場合において、ターゲット材のＣｕ−Ｃａ系晶出物の粒径が、異常放電の発生頻度に及ぼす影響を詳細に調査、検討した結果、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径を、１０〜５０μｍの範囲内に規制することによって、異常放電の発生を確実かつ安定して抑制し得ることを見出して本発明をなすに至った。また、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物について、平均粒径を規制すると同時に、最大粒径を１００μｍ以下に規制することによって、より確実に異常放電の発生を抑制し得ることを見出した。
【００１１】
したがって本発明の基本的な形態（第１の形態）による銅合金製スパッタリングターゲットは、半連続鋳造法もしくは完全連続鋳造法により鋳造した鋳塊の圧延材からなるスパッタリングターゲットであって、Ｃａを０．５〜１０．０原子％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物よりなる銅合金からなり、かつ、鋳造時に晶出したＣｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径が、１０〜５０μｍの範囲内にあることを特徴としている。
【００１２】
このような本発明の基本的な形態によれば、ターゲット材であるＣｕーＣａ系の銅合金の鋳造時に不可避的に晶出するＣｕ−Ｃａ系晶出物を、ターゲット材中の晶出物の平均粒径として１０〜５０μｍの範囲内に規制することにより、そのターゲットを用いてのスパッタリング時に異常放電が頻発することを抑制することができる。またこのターゲット材は、半連続鋳造法または完全連続鋳造法を適用して鋳造しているため、鋳造時の凝固速度を上げることが可能となり、その結果、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物を微細に晶出させることができるとともに、高い生産性で製造することができる。
【００１３】
また本発明の第２の形態による銅合金製スパッタリングターゲットは、前記第１の形態による銅合金製スパッタリングターゲットにおいて、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の最大粒径が１００μｍ以下であることを特徴とするものである。
【００１４】
このような第２の形態による銅合金製スパッタリングターゲットにおいては、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径を規制するばかりでなく、最大粒径を１００μｍ以下に規制することによって、より確実かつ安定してスパッタリング時の異常放電の発生を抑制することができる。
【００１５】
さらに本発明の第３の形態による銅合金製スパッタリングターゲットは、前記第１の形態、第２の形態のうちのいずれかの形態による銅合金製スパッタリングターゲットにおいて、前記銅合金におけるＣａ含有量が、０．５〜６．０原子％の範囲内にあることを特徴とするものである。
【００１６】
このようにＣａ含有量が０．５〜６．０原子％の範囲内にあるターゲット材は、その製造のための鋳造方法として、完全連続鋳造法を適用して、より高い生産性で製造することができる。
【００１７】
また本発明の第４の形態による銅合金製スパッタリングターゲットは、前記第１〜第３の形態のうちのいずれかの形態による銅合金製スパッタリングターゲットにおいて、前記銅合金が、さらにＭｇ０．１〜５．０原子％、Ｍｎ０．１〜５．０原子％、Ａｌ０．１〜５．０原子％、Ｐ０．００１〜０．１原子％のうちから選ばれた１種以上を、合計で１０．０原子％以下含有することを特徴とするものである。
【００１８】
このような第４の形態による銅合金製スパッタリングターゲットにおいては、そのターゲットを用いてスパッタリングにより基板上に形成される配線膜の密着性などの性能を、より一層向上させることができる。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の銅合金製スパッタリングターゲットによれば、それを用いて基板上にスパッタリングを行なってＣｕ−Ｃａ系合金からなる配線膜を形成するにあたり、スパッタリング時の異常放電の発生を抑制することができ、その結果、異常放電に起因するパーティクルの発生や配線膜の膜厚の不均一化を未然に防止して、比抵抗が低くかつ基板に対する密着性も安定して優れた配線膜を形成することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】本発明のターゲットの製造過程において、ターゲット材であるＣｕ−Ｃａ系合金の鋳造に完全連続鋳造法を適用した場合の連続鋳造の概要を示す略解図である。
【図２】本発明によるターゲットの製造過程において、ターゲット材であるＣｕ−Ｃａ系合金の鋳造に完全連続鋳造法を適用するための好ましい鋳型を、その垂直断面位置で示す模式図である。
【図３】本発明の実施例における、晶出物の粒径測定のためのサンプル採取位置を示すＣｕ−Ｃａ系合金熱間圧延板の略解図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
以下、本発明の銅合金製スパッタリングターゲットについてより詳細に説明する。
本発明のスパッタリングターゲットは、その成分組成として、基本的には、Ｃａを０．５〜１０．０原子％含有し、残部がＣｕおよび不可避的不純物よりなる銅合金からなるものであり、さらに必要に応じて、Ｍｇ０．１〜５．０原子％、Ｍｎ０．１〜５．０原子％、Ａｌ０．１〜５．０原子％、Ｐ０．００１〜０．１原子％のうちから選ばれた１種以上を、合計で１０．０原子％以下含有するものである。
そこで先ずこれらの本発明銅合金の成分組成の限定理由について説明する。
【００２２】
Ｃａ  ０．５〜１０．０原子％：
Ｃａは、本発明で対象としているＣｕ−Ｃａ系の銅合金において基本的な合金元素であり、ＴＦＴ配線のためにスパッタリングターゲットとしてＣｕ−Ｃａ系の銅合金を用いて得られるＣｕ−Ｃａ系の銅合金膜は、配線層として比抵抗が低いという特性を示すばかりでなく、ガラスやＳｉ、シリカなどからなる基板に対する密着性が優れており、さらにはスパッタリング条件などによっては高価なＭｏやＴｉなどからなる下地層を不要として低コスト化を図ることが可能であり、またＴＦＴ作成過程で一般に適用されている各種熱処理によって配線膜の密着性が低下してしまうことを防止できる。そこで本発明では、このようなＣｕ−Ｃａ系の銅合金膜を基板上にスパッタリングによって形成する際のスパッタリングターゲットとして、Ｃａを含有するＣｕ−Ｃａ系合金を用いている。ここで、ターゲット材のＣｕ−Ｃａ系合金として、Ｃａが０．５原子％未満では、スパッタリングにより基板上に形成されるＣｕ−Ｃａ系合金膜のＣａ含有量が過少となって、上述のような効果が得られなくなる。一方ターゲット材のＣｕ−Ｃａ系合金として、Ｃａが１０．０原子％を越えれば、連続鋳造（後述する完全連続鋳造と半連続鋳造とを含む）における鋳造性が悪くなる。具体的には、凝固直後の初期凝固殻の強度が低くなって、初期凝固殻に割れが発生し、鋳造が困難となったりするおそれがある。また、Ｃａが１０．０原子％を越えれば、熱間圧延性も低下し、さらには鋳塊組織が不均一となってしまうおそれもある。そこで本発明のスパッタリングターゲットのＣｕ−Ｃａ系合金のＣａ含有量は、０．５〜１０．０原子％の範囲内とした。
【００２３】
ここで、一般に銅合金の連続鋳造法としては、溶解原料の溶解はバッチ式の溶解炉で行なって、鋳造のみを連続的にある長さだけ行なう半連続鋳造法と、溶解原料の溶解をも連続的に行い、鋳造を原理的には無制限の長さで連続的に行なう完全連続鋳造法とがあり、前者の半連続鋳造法の場合には、Ｃａ含有量が１０．０原子％程度までの銅合金であれば特に支障なく鋳造可能であるが、後者の完全連続鋳造法の場合は、Ｃａが６．０原子％を超えれば、溶解鋳造時におけるＣａ添加用材料の多量の連続添加によって鋳造時の溶湯温度が低下し、鋳造が困難となるおそれがあり、そこで完全連続鋳造法を適用する場合は、Ｃａは６．０原子％以下とすることが望ましく、さらに４．０原子％以下とすることが、より好ましい。なお、一般にＣａ含有量が多くなれば、晶出するＣｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径、最大粒径も大きくなる傾向を示すが、量産的規模での完全連続鋳造もしくは半連続鋳造を適用した場合、Ｃａが１０．０原子％以下であれば、後に改めて説明するように、鋳造時の凝固速度を適切に制御することによって、晶出するＣｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径、最大粒径を、本発明で規定する所定の大きさ以下に調整することができる。
【００２４】
本発明のターゲット材は、基本的には上述のような０．５〜１０．０原子％のＣａを含有するＣｕ−Ｃａ合金について、Ｃａの含有により生成されるＣｕ−Ｃａ系晶出物の粗大なものに起因する問題点を解決しようとするものであるから、粗大なＣｕ−Ｃａ系晶出物が生成される可能性があるスパッタリングターゲット用のＣｕ−Ｃａ系合金にはすべて適用可能である。したがって、Ｃａとともにスパッタリングターゲット材に添加可能な合金元素を、必要に応じて添加してもよい。その代表的な元素としては、Ｍｇ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐがあり、これらについては、Ｍｇ０．１〜５．０原子％、Ｍｎ０．１〜５．０原子％、Ａｌ０．１〜５．０原子％、Ｐ０．００１〜０．１原子％のうちから選ばれた１種以上を、合計で１０．０原子％以下含有することが許容される。そこでこれらの必要に応じて添加される選択的添加元素について説明する。
【００２５】
Ｍｇ：
Ｃｕ−Ｃａ合金にＭｇを添加した合金からなるターゲットを用いてスパッタリングして、ＴＦＴ配線膜を形成した場合、Ｍｇは、配線膜の基板に対するバリヤ性を向上させるとともに、基板に対する密着性を向上させるために寄与する。Ｍｇ添加量が０．１原子％未満では、その効果が充分に得られず、５．０原子％を越えれば、配線膜の比抵抗が大きくなってＴＦＴ配線膜として不適当となる。したがってＭｇを添加する場合のＭｇ添加量は、０．１〜５．０原子％の範囲内とした。
【００２６】
Ｍｎ：
Ｃｕ−Ｃａ合金にＭｎを添加した合金からなるターゲットを用いてスパッタリングして、ＴＦＴ配線膜を形成した場合、Ｍｎは、Ｃａとの共存により、配線膜の基板に対する密着性、化学的安定性を向上させる。Ｍｎ添加量が０．１原子％未満では、これらの効果が充分に得られず、５．０原子％を越えれば、配線膜の比抵抗が大きくなってＴＦＴ配線膜として不適当となる。したがってＭｎを添加する場合のＭｎ添加量は、０．１〜５．０原子％の範囲内とした。
【００２７】
Ａｌ：
Ｃｕ−Ｃａ合金にＡｌを添加した合金からなるターゲットを用いてスパッタリングして、ＴＦＴ配線膜を形成した場合、Ａｌは、Ｃａとの共存により、配線膜の基板に対する密着性、化学的安定性を向上させる。Ａｌ添加量が０．１原子％未満では、これらの効果が充分に得られず、５．０原子％を越えれば、配線膜の比抵抗が大きくなってＴＦＴ配線膜として不適当となる。したがってＡｌを添加する場合のＡｌ添加量は、０．１〜５．０原子％の範囲内とした。
【００２８】
Ｐ：
Ｐは、ＴＦＴ配線膜の比抵抗や密着性などを損なうことなく鋳造性を向上させることが可能な添加元素である。Ｐ添加量が０．００１原子％未満では、その効果が充分に得られず、一方０．１原子％を越えてＰを添加しても、それ以上の鋳造性の向上効果は認められず、比抵抗値が上昇してしまう。そこでＰを添加する場合のＰ添加量は、０．００１〜０．１原子％の範囲内とした。
【００２９】
なおこれらのＭｇ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐの添加量の下限値は、あくまでこれらの元素を積極的に添加する場合の下限値を意味し、それぞれの下限値未満の微量を不純物として含有することが許容されることはもちろんである。
なおまた、上記のＭｇ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐの１種以上の合計含有量は、１０．０原子％以下の範囲内とする。これらの合計含有量が１０．０原子％を越えれば、配線膜の比抵抗が過大となって、ＴＦＴ配線膜として不適切となる。
【００３０】
以上の各元素の残部は、基本的にはＣｕおよび不可避的不純物とすればよい。ここで不可避的不純物としては、例えばＦｅ， Ｓｉ，Ａｇ，Ｓ，Ｏ，Ｃ，Ｈ等があるが、これらの不可避不純物は、総量で０．３原子％以下であることが望ましい。また、Ｃｏ，Ｃｒ，Ｂｅ，Ｈｇ，Ｂ，Ｚｒなどは、総量で０．３原子％まで含まれていても本発明の特性に影響を与えず、しがってこれらも総量で０．３原子％以下含有することが許容される。
【００３１】
本発明では、上述のような成分組成の合金からなるターゲットとして、そのＣｕマトリックス中に分散しているＣｕ−Ｃａ系晶出物についての粒径条件が重要である。すなわち、既に述べたように、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径、さらには最大粒径を適切に規制することによって、そのターゲットを用いてスパッタリングを行なった場合の異常放電の発生を、確実かつ安定して抑制することができる。
ここで、Ｃｕ−Ｃａ系合金における晶出物とは、基本的にはＣｕ５Ｃａであるが、ターゲット材におけるＣａ以外の添加元素としてＭｇ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐが含まれている場合には、これらとの３元系以上の多元化合物の形態となることもあり、またこれらの元素がそのまま晶出物中に含まれていることもあり、これらを総称してＣｕ−Ｃａ系晶出物と称している。すなわち本発明では、要はＣｕ５Ｃａを主体とする晶出物を、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物と称している。
【００３２】
このようなＣｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径が５０μｍを越えれば、全体的に粗大な晶出物が多くなって、スパッタリング時に異常放電が生じやすくなってしまう。一方Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径が５０μｍ以下であれば、スパッタリング時の異常放電を抑える効果が得られる。なお平均粒径を４０μｍ以下に規制すれば、より一層異常放電の発生を確実に抑制することが可能となる。一方Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径を１０μｍ未満に調整することは、鋳造時の冷却速度との関係から、量産的規模での通常の完全連続鋳造もしくは半連続鋳造では困難であり、したがって平均粒径を１０μｍ未満に規制しようとすれば、特殊な鋳造方案、冷却方案が必要となって、著しいコスト上昇を招いてしまう。そこでこの発明では、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の平均粒径を１０μｍ〜５０μｍの範囲内と規定した。
【００３３】
また、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の粒径と異常放電の発生との関係については、平均粒径のみならず、最大粒径もかなりの影響を与える。すなわち、平均粒径が５０μｍ以下であっても、最大粒径として１００μｍを超える粗大な晶出物が存在すれば、スパッタリング時に異常放電が生じやすくなることもある。そこで、平均粒径を１０μｍから５０μｍの範囲内に調整すると同時に、最大粒径が１００μｍを越えないように調整することが望ましい。
【００３４】
なおここで、Ｃｕ−Ｃａ系晶出物の粒径とは、断面における晶出物の面積を、同一の面積の円に置き換えた場合の円の径、すなわちいわゆる円相当径（円換算径）を意味する。また平均粒径が１０μｍ〜５０μｍの範囲内とは、圧延材（熱間圧延材もしくは冷間圧延材）からなるターゲット材における、圧延面と平行な断面、圧延面に直交しかつ圧延方向と平行な断面、および圧延面に直交しかつ圧延方向に直交する断面、以上３断面の任意の箇所について、５００μｍ×７００μｍの視野で測定したときの、視野内の平均の粒径を、さらに前記３断面で平均したときの粒径が、前記範囲内にあることを意味する。また最大粒径が１００μｍ以下の条件についても、前記同様に、ターゲット材における圧延面と平行な断面、圧延面に直交しかつ圧延方向と平行な断面、および圧延面に直交しかつ圧延方向に直交する断面、以上３断面の任意の箇所について、５００μｍ×７００μｍの視野で測定したときのその視野内の最大の粒径を意味する。
なお、ターゲット用圧延材について晶出物の粒径を測定するに当たっては、後述する実施例で示すように、圧延幅方向の中央でかつ板厚方向の中央に相当する部位から測定用サンプルを採取し、前記３断面に対応する３方向から粒径を測定し、それらの３方向の前記視野での平均粒径、最大粒径が本発明で規定する範囲内となっていれば、ターゲット材全体として、本発明で規定する平均粒径、最大粒径を満たしている、とみなすことができる。
また、実際の晶出物の粒径の測定にあたっては、観察した視野内を画像処理して、Ｃｕマトリックス領域と晶出物粒子の部分とを２値化し、平均粒径と最大粒径とを求めればよい。
【００３５】
次に本発明のスパッタリングターゲットを製造する方法について説明する。
既に述べたように、鋳造時に晶出したＣｕ−Ｃａ系晶出物は、鋳造後の熱間圧延や熱処理によっては固溶せず、熱間圧延や冷間圧延で分断されることはあっても、そのまま製品に残る。したがって製品であるターゲットにおいて、前述のような平均粒径条件、さらには最大粒径条件を満たすもの、すなわち粗大な晶出物が存在せず、微細な晶出物だけが分散した組織のターゲット材を得るためには、鋳造段階において粗大な晶出物が晶出されないように鋳造することが望まれる。一般に、凝固速度が大きいほど晶出物の粒径が小さくなる傾向を示すから、本発明のターゲットを製造する場合も、凝固速度（鋳造時の冷却速度）をできるだけ高くすることが望まれる。ターゲット材を量産的規模で製造する場合には、半連続鋳造法もしくは完全連続鋳造法を適用することが望まれ、特に生産性の面からは完全連続鋳造法を適用することが好ましい。そこで、次に完全連続鋳造法によって本発明のターゲット材を鋳造するための具体的方法の一例を、図１を参照して説明し、さらにその場合に安定して凝固速度を高めるための方策について説明する。
【００３６】
図１において、電気銅などの高純度の銅原料が溶解炉１において溶解される。溶解炉1における溶湯（溶銅）の表面は、カーボンでシールされ、溶解炉1内の雰囲気は不活性ガスや還元性ガスとされている。溶解炉１で溶解された溶銅３は、不活性ガスや還元性ガスでシールされた樋５を経てタンディッシュ７に連続的に導かれる。タンディッシュ７には、Ｃａなどの合金元素を添加するための添加手段９が付設されており、目標とする成分組成となるように、Ｃａなどの合金元素が連続的に添加される。タンディッシュ７内おいて成分調整された銅合金（Ｃｕ−Ｃａ系合金）の溶湯は、注湯ノズル１１から、連続鋳造用鋳型１３内に連続的に注湯される。連続鋳造用鋳型１３で凝固した鋳塊１５は、図示しないピンチロールなどの引き抜き手段により連続的に引き抜かれる。
【００３７】
このような連続鋳造において、鋳塊の凝固速度を高めて、Ｃｕ−Ｃａ系析出物として粗大なものが晶出しないようにするためには、鋳型の冷却能力を高めること、例えば鋳型の冷却水量を大きくしたりすることはもちろん重要であるが、単純に鋳型全体として冷却能力を高めただけでは、実際に鋳造される鋳塊における凝固速度を均一に高めて、粗大晶出物の生成を確実に抑制することは困難であることが、本発明者等の実験により判明している。すなわち、鋳型内での凝固開始直後には、凝固収縮により鋳塊表面（凝固殻表面）が鋳型内面から離れてしまう現象（いわゆる型離れ）が生じてしまうことがあり、このような型離れの大きさ（鋳型内面と鋳塊表面との間の隙間の大きさ）が大きくなれば、その部分で鋳塊表面からの抜熱が不充分となって、凝固速度が小さくなってしまうことがある。そして鋳型の形状（鋳造すべき鋳塊の断面形状）や冷却方案によっては、このような型離れが著しく大きくなってしまうことがある。
【００３８】
また連続鋳造においては、鋳型のテーパー（垂直面に対する鋳型内面の傾き角度）も型離れに影響を与える。すなわち、鋳型内での凝固が進行して、下方に引き抜かれるに従い、短辺側、長辺側を問わず、鋳塊の凝固収縮によって鋳型内の下方にいくほど鋳塊の外寸法は小さくなり、そのため鋳型にテーパーがなければ、鋳型内の下部では大きな型離れが生じてしまい、これも凝固速度の低下を招く原因となる。そこで、図２に示しているように、鋳型１３の内面１３Ａに所定の角度θでテーパーを付与しておくことによって、このような問題を回避できる。ただし、テーパー角θを大きくしすぎれば、鋳塊表面と鋳型内面との間の摩擦が大きくなって、鋳塊の引き抜きが困難となってしまうおそれがあるから、適切にテーパー角を設定することが望まれる。
【００３９】
以上のような鋳造段階では、Ｃａを０．５〜１０．０原子％含有する本発明の銅合金では、ＣａがほとんどＣｕマトリックス中に固溶しないため、Ｃａはほぼその全量がＣｕ５Ｃａで代表されるＣｕ−Ｃａ系晶出物として晶出する。ここで、前述のように鋳型の適切な冷却方案、適切な鋳型形状を適用することによって、凝固速度を均一に大きくし、これによって、粗大な晶出物が生じることを防止して、微細な晶出物が分散した鋳塊を得ることができる。
このようにして得られた鋳塊に対しては、必要に応じて均質化処理を行ってから、熱間圧延を施して、所定の板厚のターゲット材とする。均質化処理および熱間圧延の条件は特に限定されるものではなく、従来の銅合金ターゲット材と同様であればよいが、均質化処理は、例えば７５０〜９００℃において１〜４時間の加熱とすればよく、また熱間圧延は、開始温度７５０〜９００℃、終了温度５００〜６００℃で、圧延率７０〜９５％とすればよい。ここで、均質化処理、熱間圧延の過程では、鋳塊中のＣｕ−Ｃａ系晶出物はＣｕマトリックス中に固溶せず、ほぼ全量が、熱間圧延板中に残る。もちろん熱間圧延の過程で晶出物が分断されることはあるが、鋳塊中における晶出物が粗大であれば、その後の圧延によって分断されても、依然としてかなりの大径の晶出物がターゲット材中に残存してしまう。しかるに本発明では、既に述べたように鋳造段階で均一に凝固速度を大きくして、微細な晶出物のみが分散した鋳塊を得ておくことにより、熱間圧延後のターゲット材として、晶出物の平均粒径が１０〜５０μｍの範囲内にあり、さらに好ましくは晶出物の最大粒径が１００μｍ以下の組織を得ることができる。
【００４０】
以上のようにして得られたＣｕ−Ｃａ系合金からなる圧延材を、適宜機械加工などにより所定の形状、所定の寸法に加工することによって、最終的にスパッタリングターゲットを得ることができる。
【００４１】
以下、本発明の実施例を、比較例とともに示す。なお以下の実施例は、本発明の効果を説明するためのものであって、実施例に記載された構成、プロセス、条件が本発明の技術的範囲を限定するものでないことはもちろんである。
【実施例】
【００４２】
図１に示す完全連続鋳造装置を用い、純度：９９．９９質量％の電気銅を溶解し、添加手段９によってＣａを溶銅に添加することによって、表１のＮｏ．１〜Ｎｏ．１４に示す成分組成のＣｕ−Ｃａ系合金を鋳造した。鋳塊は、長方形断面を有するケーク状鋳塊とし、その断面寸法は、２６０ｍｍ×６４０ｍｍとした。また鋳造にあたっては、本発明例のＮｏ．１〜Ｎｏ．１０では、鋳型としてカーボン製のものを用い、冷却水量を２，５００リットル／分とした。また、鋳型のテーパーは、長辺側０．４°、短辺側０．４°とした。引抜速度は、約９ｃｍ／ｍｉｎとした。
一方、比較例のＮｏ．１１〜Ｎｏ．１４では、鋳型のテーパーを小さくしたり、冷却水量を少なくすることにより、凝固速度を低下させて鋳造した。その他の条件は本発明例と同じとした。より具体的には、
Ｎｏ．１１の場合は、冷却水量を本発明例の鋳造条件に対して約2分の1とした。
Ｎｏ．１２の場合は、テーパーを本発明例の鋳造条件に対して約2分の1とした。
Ｎｏ．１３の場合は、冷却水とテーパーをそれぞれ本発明例の鋳造条件に対して約2分の1とした。
Ｎｏ．１４の場合は、冷却水とテーパーをそれぞれ本発明例の鋳造条件に対して約3分の2とした。
鋳造された連続鋳造鋳塊は、長さ９５０ｍｍに分断して、バッチ式加熱炉により８００℃で２時間加熱してから、８００℃で熱間圧延を開始し、板厚２２ｍｍまで圧延して水冷した。熱間圧延終了温度は５５０℃とした。
得られた各圧延板から切り出した板材の表面を旋盤加工して、外径200mm×厚さ10mmの寸法を有する銅合金スパッタリングターゲットを作製した。
【００４３】
また、バッチ式の鋳造法を適用した従来例として、純度：９９．９９質量％の無酸素銅を用意し、この無酸素銅をＡｒガス雰囲気中、高純度グラファイトモールド内で高周波溶解し、得られた溶湯にＣａを添加し溶解して、表１のＮｏ．１５に示される成分組成を有する溶湯となるように成分調整し、得られた溶湯を冷却されたカーボン鋳型に鋳造し、さらに熱間圧延したのち最終的に歪取り焼鈍し、得られた圧延体の表面を旋盤加工して外径：２００ｍｍ、厚さ：１０ｍｍの寸法を有する銅合金スパッタリングターゲットを作製した。
【００４４】
以上の過程において、各熱間圧延板から、晶出物観察用のサンプルを採取した。サンプルは、図３に示すように熱間圧延板２０の先端、中間、後端の３箇所において、圧延幅方向の中央でかつ肉厚方向の中央に相当する部位から採取し、圧延面と平行な断面、圧延面に直交しかつ圧延方向と平行な断面、および圧延面に直交しかつ圧延方向に直交する断面の３断面に対応する３方向１９Ａ、１９Ｂ、１９Ｃから晶出物の分布状態を観察し、晶出物の平均粒径および最大粒径を、キーエンス製デジタルマイクロスコープVHX-1000にて画像処理することにより求めた。具体的な晶出物の平均粒径および最大粒径の測定方法は次の通りである。
＜測定方法＞
１）上述のサンプルを研磨・エッチングして組織観察可能な状態に仕上げる。
２）サンプルの代表的な組織を決定する（視野500μｍ×700μｍ）。
３）晶出物が白、素地が黒となるように輝度の閾値を決定して二値化画像とする。このときの晶出物の輝度は、サンプルのエッチング度合いなどによっても異なるため、実際の金属組織と２値化組織がほぼ一致する閾値を目視で決定する。
４）上記視野内で晶出物（白）と認められる個々のエリアのピクセル数（あらかじめ設定された小さな四角いマス目のようなもので、検定済みのスケールを観察してキャリブレーションしてある）をカウントし、個々の晶出物の面積を求める。
５）上記１）〜４）で個々の晶出物の面積が求められるので、最大晶出物の面積が分かる。また、これら晶出物の面積をすべて合計し、検出された晶出物の個数で割ることによって、１個あたりの平均面積とする。
６）さらに、上述の面積を有する晶出物を円に換算して最大晶出物粒径および平均晶出物粒径とする。
このようにして求めたＮｏ．１〜Ｎｏ．１５の各合金のサンプルについての晶出物の平均粒径および最大粒径を、表１中に示す。
【００４５】
一方、前述のようにして得られたＮｏ．１〜Ｎｏ．１５の各合金からなるスパッタリングターゲットを、無酸素銅製バッキングプレートに重ね合わせてはんだ付けすることにより、バッキングプレート付きターゲットとした。
本発明ターゲット、比較ターゲット、および従来ターゲットをスパッタ装置に取り付けて、次のような条件で連続スパッタを行なった。なおスパッタは、異なる雰囲気でのスパッタを想定して、２種類の雰囲気（Ａｒガス雰囲気と、Ａｒ−Ｏ２混合ガス雰囲気）で実施した。
電源：直流方式
スパッタ出力：600W
到達真空度：4×10−5 Pa
雰囲気ガス組成：Arガス、Ar:90容量%と酸素:10容量%の混合ガスの2種類
（Arガス：配線膜としてのスパッタ。混合ガス：酸素含有膜としてのスパッタ）
スパッタ圧：0.2Pa
スパッタ時間：8時間
この連続スパッタの間には、電源に付属するアーキングカウンターを用いて、総異常放電回数をカウントした。その結果を表1に示す。
【００４６】
【表１】
0005708315.tif 000002
【００４７】
表１において、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０は、晶出物の平均粒径が１０〜５０μｍの範囲内にある本発明例であり、そのうちＮｏ．１〜Ｎｏ．９は、晶出物の最大粒径も１００μｍ以下の例であり、またＮｏ．１０は、最大粒径が１００μｍを越えた例である。一方Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１４は、晶出物の平均粒径が５０μｍを越えた比較例であり、そのうちＮｏ．１１〜Ｎｏ．１３は、晶出物の最大粒径も１００μｍを越えた例であり、Ｎｏ．１４は、最大粒径は１００μｍ以下の例である。さらにＮｏ．１５は、バッチ式の鋳造方法を適用して製造された従来例であり、この場合は、晶出物の平均粒径が５０μｍを大幅に越えると同時に晶出物の最大粒径も１００μｍを越えている。
【００４８】
表１から明らかなように、晶出物の平均粒径が１０〜５０μｍの範囲内にあるＮｏ．１〜Ｎｏ．１０の本発明例は、いずれも異常放電回数が６回以下と少なく、そのうちでも、晶出物の最大粒径も１００μｍ以下のＮｏ．１〜Ｎｏ．９の本発明例では、異常放電回数が５回以下と、著しく少ないことが確認された。
【００４９】
一方、晶出物の平均粒径が５０μｍを越え、しかも晶出物の最大粒径も１００μｍを越えたＮｏ．１１〜Ｎｏ．１３の比較例、およびＮｏ．１５の従来例では、異常放電回数がいずれも１６回以上と、異常放電が頻発してしまった。また晶出物の平均粒径が５０μｍを越え、最大粒径は１００μｍ以下のＮｏ．１４の比較例では、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１３の比較例よりは若干異常放電回数が少なくなる傾向が認められたが、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１０の本発明例より劣っていることが確認された。
【符号の説明】
【００５０】
１      溶解炉
３      溶銅
７      タンディッシュ
１３    鋳型
１５    鋳塊
【図１】
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【図２】
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【図３】
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