JP6461543B2 - アルミニウムと希土類元素との合金ターゲット及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、配線などの金属膜を形成するのに好適な合金ターゲットに関し、特にアルミニウムと希土類元素との合金ターゲット及びその製造方法に関する。

半導体集積回路では、金属配線膜として主にアルミニウム膜が用いられている。素子の高機能化及び高集積化が急速に進んでおり、それぞれの素子をつなぐ配線は、細線化の要求が強い。従来、ミクロンメートルオーダーであった配線幅が、現在、数十ナノメートルというレベルまで細線化が進んでいる。

また、半導体回路が高速化するに伴い、配線を流れる電流の密度が１０^４Ａ〜１０^５Ａ／ｃｍ^２と非常に大きくなってきている。流れる電子の密度が高いため、電子が配線を構成する原子に衝突した際に、衝突された原子そのものが移動するエレクトロマイグレーション（以下、ＥＭともいう。）現象によって、配線中にボイドが発生し、断線に至るという問題がある。

この問題を解決するために、銅又は銀などのアルミニウムよりも電気導電率がより高い材料で配線を形成することも検討されているが、アルミニウムを素材とする配線においても、銅、スカンジウムなどの添加元素を配合することで、拡散を抑制し、ＥＭを抑える試みがなされている（例えば、特許文献１の段落０００２〜０００４を参照。）。

また、電波による高速通信技術の進歩によって、電波のフィルターとしてＳＡＷ（弾性表面波、Ｓｕｒｆａｃｅ Ａｃｏｕｓｔｉｃ Ｗａｖｅ）デバイスと呼ばれる圧電素子の活用が進み、広く用いられている。しかし、高速化に伴い、電波は高周波数帯化が進み、従来のＳＡＷデバイスでは加工プロセスの難易度が上がり、十分な耐電力性及び静電耐圧を得ることが困難となってきている。これについては、現在、ＦＢＡＲ（Ｆｉｌｍ Ｂｕｌｋ Ａｃｏｕｓｔｉｃ Ｒｅｓｏｎａｔｏｒ）デバイスと呼ばれる圧電薄膜共振子により解決を見ている。この共振子には、窒化アルミニウムが用いられ、現在さらに性能を上げたスカンジウムアルミニウム窒化物などの報告がある（例えば、特許文献２を参照。）。

このように、半導体分野では、アルミニウム（Ａｌ）又はアルミニウム合金が、物理的気相法（ＰＶＤ，Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）であるスパッタリングによって、薄膜の形態で用いられている。現在、スパッタリング用ターゲット（以下、ターゲットともいう。）を形成する合金として、アルミニウムに、銅（Ｃｕ）、チタニウム（Ｔｉ）、ハフニウム（Ｈｆ）及びパラジウム（Ｐｄ）の少なくとも一種を添加したアルミニウム合金が用いられている（例えば、特許文献１を参照。）。

特開平７‐６２５２９号公報 特開２０１２‐１２６７３号公報

特許文献１に記載のアルミニウム合金の替わりに、アルミニウムに、３族であるスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）及びランタノイドの少なくとも一種を添加したアルミニウム合金とすれば、ＥＭ耐性がさらに向上すると考えられる。

しかし、このアルミニウム合金の場合、合金の製造の際に、アルミニウムの融点が６６０℃と低いのに対して、スカンジウム１５４１℃、イットリウム１５２２℃と非常に高温であり、融点差が大きい。また、ランタノイドは、セリウム（Ｃｅ）が７９９℃と低いが、いずれの元素もアルミニウムに対して完全に固溶する範囲が殆どない。また、セリウムなどの融点が低い元素を含め、希土類元素（スカンジウム、イットリウム及びランタノイドの総称。）の添加量を多くすると、融点が１４００℃以上となる。このように、アルミニウムと希土類元素との合金ターゲットは、構成元素の融点の差が大きいため、溶解法による組成均一な合金化が困難である。

また、希土類元素がスカンジウムである場合、スカンジウムの添加量が２５ａｔ％（原子パーセント、原子組成百分率）までは、アルミニウムの固溶相が残り、融点の上昇を抑えることができるため、真空雰囲気で溶解してインゴットを作製し、それらを加工することは比較的容易である。しかし、スカンジウムが２５ａｔ％を超えて６６ａｔ％の範囲の場合、金属間化合物のみで構成される非常に硬くて脆いターゲットとなるため、溶解後の塑性加工が困難である。

さらに、溶解法で合金を製造した場合、析出相が大きく成長し、スパッタリングしたときにターゲット面内での組成ムラが発生し、得られた合金薄膜が、安定した組成分布をもちにくいという問題があった。

特許文献１の段落０００４では、溶解法で合金化するのではなく、アルミニウムと第二元素の粉末を焼結して合金を得る技術が従来技術として指摘されている。そしてこの方法では粒界にアルミニウムと第二元素との合金を十分に析出させることができないため、特許文献１の発明では、拡散を抑える第二元素を粒界に選択的に析出させてＥＭ耐性を向上させるために、ゾーンメルティング法によって合金インゴットを作製し、さらにターゲットを作製した後、スパッタリングした際のターゲット表面温度が２００〜３００℃であることから、３００℃以下の温度でターゲットを恒温放置処理する方法が提案されている。

特許文献１から、本発明者らは次の２点を推測する。第一に、粉末を焼結して合金を得る製造する場合、合金成分それぞれの単金属の混合粉末を焼結することによりターゲットを製造すると、完全な合金化が進まない。その結果、スパッタリングによって３００℃まで昇温してしまうと、ターゲットの組成が変化してしまう。そしてスパッタリングの安定性が得られにくい。第二に、これを改善するために、粉末冶金法ではなく、ゾーンメルティング法によって合金インゴット、続いてターゲットを作製し、このターゲットに対して、恒温放置処理の時間を長くしたとしても、拡散と粒界析出を十分に行うことが可能であるものの、金属間化合物の微細で均一な析出が難しい。その結果、このターゲットで薄膜を形成した場合は、スパッタ速度が変わり、膜内の組成分布が安定しにくい問題がある。また、恒温放置処理の時間が長くなると、ターゲットの生産効率の低下につながる。

本発明の目的は、アルミニウムに、希土類元素を添加したアルミニウム合金ターゲットであって、スパッタ時の昇温によって組成変化を起こさず、金属間化合物が微分散された、安定したターゲットを焼結法によって効率よく製造する方法を提供することである。また、その製法により得られるターゲットを提供することを目的とする。

本発明者らは、合金ターゲットのインゴットの製造において、アトマイズ法によって得られた合金粉末を焼結することで、上記問題が解決されることを見出し、本発明を完成させた。本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法は、アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲にあり、該範囲で所定の元素比に調製した混合物、合金粉末、合金粒又は合金塊の少なくとも一種を原料として準備する工程と、不活性ガス雰囲気で、アトマイズ法によって、前記原料からアルミニウムと希土類元素との合金粉末を製造する工程と、前記アトマイズ法で得た合金粉末から、ホットプレス法又は放電プラズマ焼結法によって、真空雰囲気下で焼結体を得る工程と、を有することを特徴とする。本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法では、前記希土類元素は、スカンジウム、イットリウム、ランタン又はネオジムであり、かつ前記合金ターゲットが二種の前記金属間化合物のみで構成される範囲は、原子パーセント比で、Ａｌ：Ｓｃ＝７５：２５〜３４：６６であるか、Ａｌ：Ｙ＝２５：７５〜６７：３３であるか、Ａｌ：Ｌａ＝２０：８０〜７５：２５であるか、又はＡｌ：Ｎｄ＝２０：８０〜７５：２５であることが好ましい。

本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法では、前記アトマイズ法で得た合金粉末は、ＳＥＭによる直接観察における平均粒子径が２００μｍ以下であることが好ましい。合金粉末は、平均粒径が小さいほど急冷されることとなるため、合金粉末からターゲットを製造するに至るまで、溶解法から得たものと比較して、金属間化合物の析出が抑えられる。

本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法では、ホットプレス法又は放電プラズマ焼結法による焼結温度を８００〜１２００℃とすることが好ましい。ホットプレス法又は放電プラズマ焼結法によれば、短時間でかつ低温で焼結を完了させることができ、アトマイズ法で作製された粉末の組成分布を維持しやすい。

本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットは、アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲にあり、前記二種の金属間化合物のうち、一方の金属間化合物が合金中で分散粒子を形成し、該分散粒子の長径が、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面において平均３０μｍ以下であることを特徴とする。本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットでは、前記希土類元素は、スカンジウム、イットリウム、ランタン又はネオジムであり、かつ前記合金ターゲットが二種の前記金属間化合物のみで構成される範囲は、原子パーセント比で、Ａｌ：Ｓｃ＝７５：２５〜３４：６６であるか、Ａｌ：Ｙ＝２５：７５〜６７：３３であるか、Ａｌ：Ｌａ＝２０：８０〜７５：２５であるか、又はＡｌ：Ｎｄ＝２０：８０〜７５：２５であることが好ましい。

本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットでは、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面において、前記分散粒子の長径が３０μｍを超える分散粒子を含まないことが好ましい。分散粒子に相当する析出相が、より微細であることで、スパッタしたときのターゲット面内での組成ムラがより生じにくくなる。

また、本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットは、アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲にあり、前記スパッタリングターゲットをＸ線回折装置で測定したときに、メインピークを示す金属間化合物の組成について、第一ピークの強度に対する第二ピークの相対強度比が、理論値の±１５％以内に含まれることを特徴とする。

本発明に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットでは、前記メインピークの結晶子サイズが５００Å以下であることが好ましい。分散粒子に相当する析出相が、より微細であることで、スパッタしたときのターゲット面内での組成ムラがより生じにくくなる。

本発明によれば、アルミニウムに、３族のスカンジウム、イットリウム、ランタノイドの希土類元素を添加したアルミニウム合金ターゲットであって、スパッタ時の昇温によって組成変化を起こさず、金属間化合物が微分散された、安定したターゲットを提供することができる。また、本発明によれば、そのような合金ターゲットを焼結法によって効率よく製造することができる。

実施例１の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像であり、（ａ）は倍率１０００倍、（ｂ）は倍率５０００倍である。 実施例１の合金ターゲットを３００℃、１０時間熱処理したものの電子顕微鏡のＳＥＭ画像であり、（ａ）は倍率１０００倍、（ｂ）は倍率５０００倍である。 比較例１の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像であり、（ａ）は倍率５０倍、（ｂ）は倍率１０００倍である。 比較例１の合金ターゲットを３００℃、１０時間熱処理したものの電子顕微鏡のＳＥＭ画像であり、（ａ）は倍率５０倍、（ｂ）は倍率１０００倍である。 焼結温度を１０００℃とした実施例２の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像である。倍率は１０００倍である。 焼結温度を１２００℃とした実施例３の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像である。倍率は１０００倍である。 焼結温度を１０００℃とした実施例４の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像である。倍率は１０００倍である。

以降、本発明について実施形態を示して詳細に説明するが本発明はこれらの記載に限定して解釈されない。本発明の効果を奏する限り、実施形態は種々の変形をしてもよい。

まず、合金ターゲットの製造方法について説明する。本実施形態に係るアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法は、（１）アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲にあり、該範囲で所定の元素比に調製した混合物、合金粉末、合金粒又は合金塊の少なくとも一種を原料として準備する工程（以降、第１工程ともいう。）と、（２）不活性ガス雰囲気で、アトマイズ法によって、前記原料からアルミニウムと希土類元素との合金粉末を製造する工程（以降、第２工程ともいう。）と、（３）前記アトマイズ法で得た合金粉末から、ホットプレス法又は放電プラズマ焼結法によって、真空雰囲気下で焼結体を得る工程（以降、第３工程ともいう。）と、を有する。

［第１工程］
この工程は、アトマイズ法を適用するための原料を準備する工程である。アトマイズ法で合金粉末を得るため、準備する原料は、（１）合金ターゲットの構成元素の単金属をそれぞれ準備し、これを混合して原料とする形態、（２）合金ターゲットと同じ組成の合金粉末を原料とする形態、（３）合金ターゲットと構成元素は同じ又は一部欠落していて、組成比が所望の組成比とはずれている合金粉末と、所望の組成に調整するために配合される単金属粉末とを混合して原料とする形態、が例示される。

アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲とする。例えば、アルミニウムの固溶体相と金属間化合物相との２つの相からなる組成範囲は、アルミニウムを高含有で含む組成範囲であるが、このような組成範囲は、インゴットの塑性加工が可能であるため、各種合金ターゲットの製法が適用できる。しかし、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される組成範囲においては、合金ターゲットが、例えば、第一金属間化合物を第一相とし、第二金属間化合物を第二相とし、第一相を母相として第二相が結晶粒子として当該母相中に析出している海島の微細構造を有する。なお、合金ターゲットが一種の金属間化合物のみで構成される単一相の組成においては、海島の微細構造は得られない。そして、海島の微細構造が得られる組成範囲においては、第二相である結晶粒子が大きいと、組成ムラとなりやすく、ターゲット面内での組成の均一性の確保が難しくなる。したがって、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される組成範囲である場合、特に安定したターゲットを得ることが難しくなる。本実施形態では、このような安定したターゲットが得られにくい組成範囲であっても安定した合金ターゲットを得ることを可能とする。

合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲は、希土類元素の種類によって異なるが、例えば、スカンジウムである場合は、原子パーセント比で、Ａｌ：Ｓｃ＝７５：２５〜３４：６６であり、イットリウムである場合は、原子パーセント比で、Ａｌ：Ｙ＝２５：７５〜６７：３３であり、ランタンである場合は、原子パーセント比で、Ａｌ：Ｌａ＝２０：８０〜７５：２５であり、ネオジムである場合は、原子パーセント比で、Ａｌ：Ｎｄ＝２０：８０〜７５：２５である。

原料の形態は、前記（１）（２）（３）で記載した３つの原料形態（いずれも粉末の形態である）のほか、合金粒又は合金塊であっても良く、或いは粉末、粒、塊の組合せであってもよい。粉末、粒、塊は、粒径の違いを表現したものであるが、いずれであっても、次工程で行うアトマイズ法による合金粉末装置に使用できれば特に粒径の制限はない。具体的には、アトマイズ法による合金粉末装置では、原料をルツボ中で溶解するため、ルツボに供給可能な原料の粒径であれば特に制限はない。なお、本実施形態では、粉末の粒径は５００μｍ以下、粒の粒径は５００μｍを超えて４ｍｍ以下、塊の粒径は４ｍｍを超えて２２．４ｍｍ以下と定義する。このときの粒径の測定方法は、５００μｍまではレーザー回折散乱法に従い、５００μｍを超える場合は、ふるい分け試験方法通則（ＪＩＳ Ｚ ８８１５：１９９４）に従う。

［第２工程］
この工程は、アルミニウムと希土類元素との合金粉末を製造する工程である。アトマイズ法を用いる理由は、製造される合金粉末が急冷されるためである。急冷された合金粉末は、金属間化合物の析出が溶解法のときと比較して抑えられる。ここで金属間化合物の析出が抑えられるということは、海島構造の島に相当する析出粒子径が小さくなることであり、合金粉体の段階において既にその状態が得られていることとなる。なお、その状態は、焼結した後であっても維持され、ターゲットを形成したときにおいても維持される。急冷された合金粉末の組成は、第１工程で準備した原料のアルミニウムと希土類元素との元素比となる。アトマイズ法による合金粉末製造の雰囲気は、不活性ガス雰囲気とし、例えば、Ａｒガス雰囲気が好ましい。また、アトマイズの温度は「材料の融点＋１００℃」以上で行うことが好ましく、「作製する合金の融点＋１５０〜２５０℃」がより好ましい。これは、温度が高すぎると造粒中の冷却が十分に行われず、粉末となりにくく、生産の効率が良くないためである。また、温度が低すぎると、噴射時のノズル詰まりが発生しやすくなる問題が生じやすい。

アトマイズ法で得た合金粉末は、ＳＥＭによる直接観察における平均粒子径が２００μｍ以下であることが好ましい。より好ましくは１５０μｍ以下、さらに好ましくは１００μｍ以下とする。平均粒子径が小さいほど合金粉末の冷却速度が大きくなり、金属間化合物の析出がより抑えられる。また、平均粒子径が小さいほど後の工程で使用する粉末を多く得ることができ、生産の効率が良い。なお、ＳＥＭによる直接観察における平均粒子径は１０μｍ以上とすることが好ましい。また、ＳＥＭによる直接観察は、対象とする粒子が１００個以上含まれるような観察倍率において、視野内に含まれる測長可能な全粒子の粒径（但し、球形でない場合には、長径）を測長し、それらの平均値を平均粒子径とした。

［第３工程］
この工程は、アトマイズ法で得た合金粉末から、ターゲットとなる焼結体を得る工程である。ホットプレス法（以下、ＨＰともいう。）又は放電プラズマ焼結法（以下、ＳＰＳともいう。）によって、真空雰囲気下で焼結を行う。ホットプレス法によって焼結体を得る場合、まず、アトマイズ法で得た合金粉末をホットプレス用金型に詰め、５〜１０ＭＰａで予備加圧することが好ましい。予備加圧された圧粉体は、金型とパンチで密閉されたまま、ホットプレスに移され、ホットプレスされることが好ましい。焼結温度を８００〜１２００℃とすることが好ましい。このときの加圧力は、３０〜８０ＭＰａとすることが好ましい。焼結時の真空度は、１×１０^−３〜１０Ｐａとすることが好ましく、５×１０^−１Ｐａ以下とすることがより好ましい。保持時間（焼結温度の最高温度の保持時間）は、１時間以下が好ましく、より好ましくは３０分以下、さらに好ましくは保持時間なしが好ましい。

放電プラズマ焼結法によって焼結体を得る場合、まず、アトマイズ法で得た合金粉末を黒鉛製金型に詰め、５〜１０ＭＰａで予備加圧することが好ましい。予備加圧された圧粉体は、金型とパンチで密閉されたまま、放電プラズマ焼結機に移され、放電プラズマ焼結されることが好ましい。焼結温度を８００〜１２００℃とすることが好ましい。このときの加圧力は、３０〜８０ＭＰａとすることが好ましい。焼結時の真空度は、１×１０^−３〜１０Ｐａとすることが好ましく、５×１０^−１Ｐａ以下とすることがより好ましい。保持時間（焼結温度の最高温度の保持時間）は、１時間以下が好ましく、より好ましくは３０分以下、 さらに好ましくは保持時間なしが好ましい。

ホットプレス法又は放電プラズマ焼結法によれば、短時間でかつ低温で焼結を完了させることができ、アトマイズ法で作製された粉末の組成分布を維持しやすい。このうち、放電プラズマ焼結法の方が、焼結がより低温で、短時間にて行うことができるので好ましい。その結果、焼結体を、ターゲット使用時に昇温してしまう温度である３００℃にて１０時間熱処理したとしても、金属間化合物の組成に変化がなく、その粒子径も粗大化が抑制されている。それにより、スパッタ時の速度が安定したターゲットとなる。

［合金ターゲット］
本実施形態に係る合金ターゲットは、アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲にあり、二種の金属間化合物のうち、一方の金属間化合物が合金中で分散粒子を形成する。このとき、分散粒子の長径が、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面において平均３０μｍ以下であり、好ましくは、平均２０μｍ以下である。さらに、分散粒子の長径が、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面において、３０μｍを超える粒子を含まないことがより好ましい。ここで、溶解法で作製した合金ターゲットでは、分散粒子の長径が、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面において、３０μｍを超える粒子を含むところ、本実施形態に係る合金ターゲットではこのような３０μｍを超える粒子を含まない。分散粒子の長径は、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面の観察において、走査型電子顕微鏡等を用いて直接求める。走査型電子顕微鏡を用いた場合には、対象となる析出粒子が１００個以上含まれるような観察倍率において、視野内に含まれる測長可能な全析出粒子の長径を測長し、その平均値を平均長径とした。分散粒子の長径が、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面において平均３０μｍ以下となっていることから、分散粒子に相当する析出相は、溶解法でターゲットを製造したときと比較して微細であり、スパッタしたときのターゲット面内での組成ムラが生じにくい。この合金ターゲットは、Ｘ線回折装置で測定したときに、メインピークを示す金属間化合物の組成について、第一ピークの強度に対する第二ピークの相対強度比が、理論値の±１５％以内に含まれる。さらに、メインピークの結晶子サイズが５００Å以下であることが好ましい。ここで、溶解法で作製した合金ターゲットでは、メインピークの結晶子サイズが５００Åを超えるところ、本実施形態に係る合金ターゲットではメインピークの結晶子サイズが５００Å以下となる。

以降、実施例を示しながら本発明についてさらに詳細に説明するが、本発明は実施例に限定して解釈されない。

（実施例１）
アルミニウム塊１８９．４９ｇと、スカンジウム塊２１０．５１ｇとを真空アーク溶解炉（真空冶金社製、ＡＭＥ−３００型）により溶解合金インゴット（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６０：４０）とした。次に、この合金塊をアトマイズ法による粉末製造装置（日新技研社製、ＮＥＶ−ＧＰ５Ｔ型）に入れ、アルゴンガス雰囲気下にて、アルミニウム−スカンジウム合金粉末を作製した。この合金粉末は、１５０μｍ以下の粉末であり、ＳＥＭによる直接観察における平均粒子径は約２０μｍであった。次に、この合金粉末を黒鉛製金型に詰め、５ＭＰａで予備加圧し圧粉体を作製した。この圧粉体を、金型とパンチで密閉されたまま、放電プラズマ焼結機（ＳＰＳシンテックス社製、ＳＰＳ９．４０ＭＫ−ＶＩＩＩ型）に移し、放電プラズマ焼結を行った。焼結温度は９５０℃、加圧力は６５ＭＰａ、焼結時の真空度は、５Ｐａ以下とし、保持時間は無しとした。これにより、得られた焼結体の表面研摩を施して、合金ターゲットを得た。

（比較例１）
アルミニウム塊２２．８８ｇと、スカンジウム塊２５．４２ｇとをそれぞれ秤量し、これを真空アーク溶解炉（真空冶金社製、ＡＭＥ−３００型）に入れ、アルゴン雰囲気にて、溶解合金インゴット（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６０：４０）を得た。これを放電加工にて切り出し、表面を研摩して合金ターゲットを得た。

実施例１と比較例１のターゲットは、いずれも原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６０：４０の組成を有し、状態図から共晶組成であり、理論的には、Ａｌ_２Ｓｃ（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６７：３３）とＡｌＳｃ（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝５０：５０）が７：１０（質量比）で混合されているターゲットである。

図１は、実施例１の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像であり、（ａ）は倍率１０００倍、（ｂ）は倍率５０００倍である。図１（ｂ）画像のＡの四角印の部分のＥＤＳ分析による組成は、Ａｌ：５９．４ａｔ％、Ｓｃ：４０．６ａｔ％であり、Ｂの四角印の部分のＥＤＳ分析による組成は、Ａｌ：４７．７ａｔ％、Ｓｃ：５２．３ａｔ％であった。Ａの四角印の部分（海島構造の島に相当、Ａ相という。）は、元素の組成比から、Ａｌ_２Ｓｃであり、Ｂの四角印の部分（海島構造の海に相当、Ｂ相という。）は、元素の組成比から、ＡｌＳｃであると考えられる。また、図２は、実施例１の合金ターゲットを３００℃、１０時間熱処理したものの電子顕微鏡のＳＥＭ画像であり、（ａ）は倍率１０００倍、（ｂ）は倍率５０００倍である。熱処理後である図２（ｂ）画像のＡの四角印の部分のＥＤＳ分析による組成は、Ａｌ：５６．１ａｔ％、Ｓｃ：４３．９ａｔ％であり、Ｂの四角印の部分のＥＤＳ分析による組成は、Ａｌ：４９．２ａｔ％、Ｓｃ：５０．８ａｔ％であった。ＥＤＳ分析の結果を比較すると、熱処理前後の組織に顕著な変化は見られなかった。

図３は、比較例１の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像であり、（ａ）は倍率５０倍、（ｂ）は倍率１０００倍である。図３（ｂ）画像のＡの四角印の部分のＥＤＳ分析による組成は、Ａｌ：６２．７ａｔ％、Ｓｃ：３７．３ａｔ％であり、Ｂの四角印の部分のＥＤＳ分析による組成は、Ａｌ：４６．５ａｔ％、Ｓｃ：５３．５ａｔ％であった。Ａの四角印の部分（海島構造の島に相当、Ａ相という。）は、元素の組成比から、Ａｌ_２Ｓｃであり、Ｂの四角印の部分（海島構造の海に相当、Ｂ相という。）は、元素の組成比から、ＡｌＳｃであると考えられる。また、図４は、比較例１の合金ターゲットを３００℃、１０時間熱処理したものの電子顕微鏡のＳＥＭ画像であり、（ａ）は倍率５０倍、（ｂ）は倍率１０００倍である。熱処理後である図４（ｂ）画像のＡの四角印の部分のＥＤＳ分析による組成は、Ａｌ：６２．６ａｔ％、Ｓｃ：３７．４ａｔ％であり、Ｂの四角印の部分のＥＤＳ分析による組成は、Ａｌ：４６．５ａｔ％、Ｓｃ：５３．５ａｔ％であった。ＥＤＳ分析の結果を比較すると、熱処理前後の組織に顕著な変化は見られなかった。

図１〜図４は、いずれも合金ターゲットの厚さ方向を通る断面である。図１と図３とを比較すると、実施例１のＡ相の長径は平均３０μｍ以下であり、画像中の粒子の多くは１０μｍ以下であり、３０μｍを超える粒子は含まれないのに対して、比較例１のＡ相の長径は７０〜１００μｍである。また、ＥＤＳで測定した組成は、実施例１の方が、よりＡｌ_２Ｓｃ（Ａ相）及びＡｌＳｃ（Ｂ相）の化学量論比に近い。

次に、実施例１及び実施例１の熱処理品（３００℃、１０時間処理）と比較例１及び比較例１の熱処理品（３００℃、１０時間処理）について、Ｘ線回折を測定した。２θ＝３０〜４０°の第１〜３メインピークの相対強度を比較し、表１にまとめた。

メインピークであるＡ１_２Ｓｃ（３１１）の強度を基準とし、Ａ１_２Ｓｃ（２２０）及びＡｌＳｃ（１２１）の相対強度を比較した。溶解品（比較例１）は熱処理によりＡｌ_２Ｓｃ（２２０）の相対強度が増し、理論値に近い数値となった。焼結品（実施例１）では熱処理前から理論値に近い値であり、熱処理による相対強度の変化は小さかった。この結果から、溶解品（比較例１）はスパッタリング中の加熱により結晶配向性が変化しやすい。一方、焼結品（実施例１）は安定な状態（ＸＲＤでの理論値に近い状態）となっているから、結晶粒もランダムに配向していることにより、スパッタも安定する。さらに、メインピークの結晶子サイズが溶解法では、熱処理前・後のいずれも７００Åを超えている。一方、焼結法では、熱処理前・後のいずれも２５０Å以下であり、結晶子サイズが溶解法の場合と比較してかなり小さいことが確認できた。

（実施例２）
アルミニウム塊２３０．４８ｇと、スカンジウム塊１８０．７４ｇとを真空アーク溶解炉（真空冶金社製、ＡＭＥ−３００型）により溶解合金インゴット（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６８：３２）とした。次に、この合金塊をアトマイズ法による粉末製造装置（日新技研社製、ＮＥＶ−ＧＰ５Ｔ型）に入れ、アルゴンガス雰囲気下にて、アルミニウム−スカンジウム合金粉末を作製した。この合金粉末は、１５０μｍ以下の粉末であり、ＳＥＭによる直接観察における平均粒子径は約１６μｍであった。次に、この合金粉末を黒鉛製金型に詰め、５ＭＰａで予備加圧し圧粉体を作製した。この圧粉体を、金型とパンチで密閉されたまま、放電プラズマ焼結機（ＳＰＳシンテックス社製、ＳＰＳ９．４０ＭＫ−ＶＩＩＩ型）に移し、放電プラズマ焼結を行なった。焼結温度は１０００℃、加圧力は６５ＭＰａ、焼結時の真空度は、５Ｐａ以下とし、保持時間は無しとした。これにより、得られた焼結体の表面研摩を施して、合金ターゲットを得た。

（実施例３）
焼結温度を１２００℃とした以外は実施例２と同様に行い、合金ターゲットを得た。

実施例２及び実施例３のターゲットは、原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６８：３２の組成を有し、状態図から共晶組成であり、理論的には、Ａｌ_２Ｓｃ（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６７：３３）とＡｌ_３Ｓｃ（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝７５：２５）が７：１（質量比）で混合されているターゲットである。

図５は、実施例２の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像である。図６は、焼結温度を１２００℃とした実施例３の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像である。倍率はいずれも１０００倍である。図５及び図６において両者とも濃灰色部（海島構造の島に相当、Ａ相）は元素の組成比から、Ａｌ_３Ｓｃであり、薄灰色部（海島構造の海に相当、Ｂ相）は、元素の組成比から、Ａｌ_２Ｓｃであると考えられる。

図５及び図６は、いずれも合金ターゲットの厚さ方向を通る断面である。いずれもＡ相の長径は平均３０μｍ以下であり、画像中の粒子の多くは１０μｍ以下であり、３０μｍを超える粒子は含まれない。

次に、実施例２及び実施例３について、Ｘ線回折を測定した。２θ＝３０〜４０°の第１、２メインピークの相対強度を比較し、表２にまとめた。

メインピークであるＡ１_２Ｓｃ（３１１）の強度を基準とし、Ａ１_２Ｓｃ（２２０）の相対強度を比較した。いずれの焼結温度においても、Ａｌ_２Ｓｃ（２２０）の相対強度は理論値の±１５％以内に含まれる。また、これらのいずれのピークの結晶子サイズも５００Å以下となっている。

（実施例４）
アルミニウム塊２３０．４８ｇと、スカンジウム塊１８０．７４ｇとを真空アーク溶解炉（真空冶金社製、ＡＭＥ−３００型）により溶解合金インゴット（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６８：３２）とした。次に、この合金塊をアトマイズ法による粉末製造装置（日新技研社製、ＮＥＶ−ＧＰ５Ｔ型）に入れ、アルゴンガス雰囲気下にて、アルミニウム−スカンジウム合金粉末を作製した。アトマイズ法で得た合金粉末のうち、ＳＥＭによる直接観察による平均粒径が約１１７μｍの粉末を得た。次に、この合金粉末を黒鉛製金型に詰め、５ＭＰａで予備加圧し圧粉体を作製した。この圧粉体を、金型とパンチで密閉されたまま、放電プラズマ焼結機（ＳＰＳシンテックス社製、ＳＰＳ９．４０ＭＫ−ＶＩＩＩ型）に移し、放電プラズマ焼結を行なった。加圧力は６５ＭＰａ、焼結時の真空度は、５Ｐａ以下とし、焼結温度は１０００℃で行い、保持時間は無しとした。これにより、得られた焼結体の表面研摩を施して、合金ターゲットを得た。

実施例４のターゲットは、原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６８：３２の組成を有し、状態図から共晶組成であり、理論的には、Ａｌ_２Ｓｃ（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝６７：３３）とＡｌ_３Ｓｃ（原子パーセント比でＡｌ：Ｓｃ＝７５：２５）が７：１（質量比）で混合されているターゲットである。

図７は、実施例４の合金ターゲットの電子顕微鏡のＳＥＭ画像である。倍率は１０００倍である。濃灰色部（海島構造の島に相当、Ａ相）は元素の組成比から、Ａｌ_３Ｓｃであり、薄灰色部（海島構造の海に相当、Ｂ相）は、元素の組成比から、Ａｌ_２Ｓｃであると考えられる。

図７は、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面である。Ａ相の長径は平均３０μｍ以下であり、画像中の粒子の多くは１０μｍ以下であり、３０μｍを超える粒子は含まれない。

次に、実施例４について、Ｘ線回折を測定した。２θ＝３０〜４０°の第１、２メインピークの相対強度を比較し、表３に示した。

メインピークであるＡｌ_２Ｓｃ（３１１）の強度を基準とし、Ａｌ_２Ｓｃ（２２０）の相対強度を比較した。Ａｌ_２Ｓｃ（２２０）の相対強度は理論値の±１５％以内に含まれる。また、これらのいずれのピークの結晶子サイズも５００Å以下となっている。

Claims (9)

1. アルミニウムと希土類元素との合金からなるスパッタリングターゲットの製造方法において、
   アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲にあり、該範囲で所定の元素比に調製した混合物、合金粉末、合金粒又は合金塊の少なくとも一種を原料として準備する工程と、
   不活性ガス雰囲気で、アトマイズ法によって、前記原料からアルミニウムと希土類元素との合金粉末を製造する工程と、
   前記アトマイズ法で得た合金粉末から、ホットプレス法又は放電プラズマ焼結法によって、真空雰囲気下で焼結体を得る工程と、
   を有することを特徴とするアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法。
2. 前記アトマイズ法で得た合金粉末は、ＳＥＭによる直接観察における平均粒子径が２００μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法。
3. ホットプレス法又は放電プラズマ焼結法による焼結温度を８００〜１２００℃とすることを特徴とする請求項１又は２に記載のアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法。
4. 前記希土類元素は、スカンジウム、イットリウム、ランタン又はネオジムであり、かつ前記合金ターゲットが二種の前記金属間化合物のみで構成される範囲は、原子パーセント比で、Ａｌ：Ｓｃ＝７５：２５〜３４：６６であるか、Ａｌ：Ｙ＝２５：７５〜６７：３３であるか、Ａｌ：Ｌａ＝２０：８０〜７５：２５であるか、又はＡｌ：Ｎｄ＝２０：８０〜７５：２５であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一つに記載のアルミニウムと希土類元素との合金ターゲットの製造方法。
5. アルミニウムと希土類元素との合金からなるスパッタリングターゲットにおいて、
   アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲にあり、
   前記二種の金属間化合物のうち、一方の金属間化合物が合金中で分散粒子を形成し、該分散粒子の長径が、合金ターゲットの厚さ方向を通る断面において平均３０μｍ以下であることを特徴とするアルミニウムと希土類元素との合金ターゲット。
6. 合金ターゲットの厚さ方向を通る断面において、前記分散粒子の長径が３０μｍを超える分散粒子を含まないことを特徴とする請求項５に記載のアルミニウムと希土類元素との合金ターゲット。
7. アルミニウムと希土類元素との合金からなるスパッタリングターゲットにおいて、
   アルミニウムと希土類元素との元素比は、合金ターゲットが二種の金属間化合物のみで構成される範囲にあり、
   前記スパッタリングターゲットをＸ線回折装置で測定したときに、メインピークを示す金属間化合物の組成について、第一ピークの強度に対する第二ピークの相対強度比が、理論値の±１５％以内に含まれることを特徴とするアルミニウムと希土類元素との合金ターゲット。
8. 前記メインピークの結晶子サイズが５００Å以下であることを特徴とする請求項７に記載のアルミニウムと希土類元素との合金ターゲット。
9. 前記希土類元素は、スカンジウム、イットリウム、ランタン又はネオジムであり、かつ前記合金ターゲットが二種の前記金属間化合物のみで構成される範囲は、原子パーセント比で、Ａｌ：Ｓｃ＝７５：２５〜３４：６６であるか、Ａｌ：Ｙ＝２５：７５〜６７：３３であるか、Ａｌ：Ｌａ＝２０：８０〜７５：２５であるか、又はＡｌ：Ｎｄ＝２０：８０〜７５：２５であることを特徴とする請求項５〜８のいずれか一つに記載のアルミニウムと希土類元素との合金ターゲット。