JP2005533187A - 銅スパッタリングターゲット及び銅スパッタリングターゲットの形成方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、銅を含むスパッタリングターゲットを含む。本ターゲットは、モノリシックであるかまたは接合されており、重量で少なくとも９９．９９％の銅を含み、１ミクロン〜５０ミクロンの平均結晶粒度を有する。銅を含むターゲットは、約１５ksi以上の降伏強さ及び約４０を超えるブリネル硬さ（ＨＢ）を有する。本発明は、重量で約９９．９９％以下の銅及び少なくとも１００ppm及び１０重量％未満の全量の合金元素（単数種または複数種）から本質的になる銅合金モノリシック及び接合スパッタリングターゲットを含む。本ターゲットは、１ミクロン未満〜５０ミクロンの平均結晶粒度を有し、ターゲット全体にわたって約１５％未満の標準偏差（１−シグマ）の結晶粒度不均一性を有する。本発明はさらに、接合並びにモノリシック銅及び銅合金ターゲットの製造方法を含む。

Description

本発明は、銅を含むモノリシックスパッタリングターゲット及び銅を含む接合スパッタリングターゲットに関する。本発明はさらに、銅を含むモノリシック及び接合スパッタリングターゲットの形成方法に関する。

高純度銅スパッタリングターゲット及び銅合金スパッタリングターゲットは現在、様々な用途、例えば集積回路の製造において使用されている。銅を含む構造の例えば相互接続及び薄膜の品質は、ターゲットのスパッタリング性能に依存し得る。ターゲットのスパッタリング性能に影響し得るスパッタリングターゲットの様々なファクターとしては、以下のものが挙げられる：ターゲット材料の平均結晶粒度及び結晶粒度均一性；ターゲット材料の結晶学的方位／集合組織；ターゲット内部の構造上及び組成上の均質性；並びにターゲット材料の強度。典型的に、より小さな平均結晶粒度は、材料の増大した強度に関連する。加えて、合金生成の量は、ターゲット材料の強度及び硬さに影響し得、増大した合金生成は典型的に、増大したターゲット強度をもたらす。

高純度銅（重量で９９．９９％を超える銅）の低い強度が理由となって、従来の高純度銅スパッタリングターゲットは典型的に、接合ターゲットとして形成される。接合銅スパッタリングターゲットは、比較的に高強度の材料の例えばアルミニウムを含むバッキングプレートに接合した高純度銅ターゲットを有し得る。しかしながら、銅ターゲットをバッキングプレートに接合する最中に利用する高温はしばしば異常な結晶粒成長をもたらし、ミクロ構造の不均一性及び全平均結晶粒度の増大をもたらす。従来の高純度銅ターゲットは典型的に５０ミクロンを超える平均結晶粒度を有し、比較的に低い降伏強さをもたらし得る。従来形成された高純度銅スパッタリングターゲットの得られた結晶粒度及び構造上の不均一性は、スパッタにより堆積された高純度銅膜及び相互接続の品質に有害に影響し得る。

接合プロセスの最中に生じ得る得られた大きな結晶粒度及び異常な結晶粒成長に加えて、拡散接合銅ターゲットはしばしばバーンスルー及び短いターゲット寿命のような問題に苦しめられている。加えて、接合プロセスは複雑になることがあり、多くの時間を要する。

スパッタリングターゲットのための銅材料の結晶粒度均一性を増大させ、強度を向上するための１アプローチは、１種以上の“合金”元素と共に合金生成することである。しかしながら、合金元素の存在は銅の抵抗率に影響するので、ターゲット材料内部の合金元素の全量を１０重量％以下に限定することが望ましいことがある。高純度銅のものと同等の抵抗率が望ましい銅薄膜及び相互接続のような特定の用途のためには、合金生成の量は３重量％以下に限定すべきである。合金生成の別の欠点は、第二相析出物または偏析の形成のような欠陥の可能性である。

析出物または偏析欠陥の低減または除去のための従来の材料の処理が場合によっては可能なことがあるが、このような処理は典型的に、極めて大きな結晶粒度（１５０ミクロンを超える）をもたらし得る高温を含む。他に、従来の材料中に存在する第二相析出物または偏析欠陥の部分的低減は、場合によっては、従来の圧延及び／または鍛造技術を利用して得ることができる。しかしながら、残存している欠陥は依然として、スパッタされた膜の品質に影響し得る。現在、３重量％以下の合金元素を有する銅合金を形成するための従来の加工は、典型的に３０ミクロンを超え、一般に５０ミクロンを超える平均結晶粒度を有し、内部に第二相析出物を有するターゲットをもたらす。

改良されたスパッタリング性能を有する銅スパッタリングターゲット及び銅合金スパッタリングターゲットの製造方法を開発することが望ましい。

１態様においては、本発明は、銅を含むスパッタリングターゲットを包含する。本ターゲットは、重量で少なくとも９９．９９％の銅を含み、１ミクロン〜５０ミクロンの平均結晶粒度を有する。銅を含むターゲットは、約１５ksi以上の降伏強さ及び約４０を超えるブリネル硬さ（ＨＢ）を有する。

１態様においては、本発明は、重量で約９９．９９％以下の銅並びにＣｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｐｔ、Ｎｂ、Ｒｅ及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の合金元素から本質的になる銅合金スパッタリングターゲットを包含する。本ターゲットは、合金元素の全量少なくとも１００ppm及び１０重量％未満を有する。本ターゲットはまた、１ミクロン〜５０ミクロンの平均結晶粒度及びターゲット全体にわたって約１５％未満の１−シグマの標準偏差を有する結晶粒度均一性を有する。

１態様においては、本発明は、モノリシックスパッタリングターゲットの形成方法を包含する。銅及び全量１０重量％以下の１種以上の合金元素から本質的になる銅ビレットを、少なくとも約９００°Fの温度に加熱し、その温度で少なくとも約４５分間維持する。ビレットを熱間鍛造して少なくとも約５０％高さを低減して鍛造ブロックを形成し、ブロックを冷間圧延して少なくとも約６０％の加工率にしてブランクを形成する。ブランクを加熱して再結晶を誘起し、約１００ミクロン未満の平均結晶粒度を有する微細な結晶粒分布を形成する。ブランクをそれに続いてモノリシックターゲット形状へと形成する。

１態様においては、本発明は、純度少なくとも９９．９９％の銅を有する銅ビレットから得た、銅を含むスパッタリングターゲットの形成方法を包含する。ビレットを３００℃を超える温度で熱間鍛造して少なくとも４０％高さを低減して、鍛造ブロックを形成する。鍛造ブロックを水焼入れし、等チャンネル角度押出し（ＥＣＡＥ）を通る鍛造ブロックの少なくとも４つのパスを含む押出しプロセスにさらす。鍛造後に任意の溶体化プロセスを、続いて水焼入れ及びＥＣＡＥを行うことができる。中間焼なましをＥＣＡＥパスの幾つかの間に実行し、ＥＣＡＥ加工の完了後に、ブロックを冷間圧延して９０％未満の加工率にしてブランクを形成する。ブランクを熱処理し、それに続いてスパッタリングターゲットへと形成できる。

本発明の好適な具体例を、以下の添付図面に関連して下記に説明する。

本発明は、モノリシック高純度銅スパッタリングターゲット、接合高純度銅スパッタリングターゲット、モノリシック銅合金スパッタリングターゲット、接合銅合金スパッタリングターゲット、及びこのようなターゲットの製造方法を包含する。本説明のためには、高純度銅は、重量で少なくとも９９．９９％の銅を有する銅または銅材料を指すことがある。本発明は、重量で少なくとも９９．９９％〜９９．９９９９５％の銅を有する高純度ターゲットを包含する。加えて、“モノリシック”という用語の使用は、バッキングプレートに接合することの無い、スパッタリングのために利用するターゲットを指す。

本発明による接合またはモノリシック高純度ターゲットは、１ミクロン未満〜約１００ミクロン以下、好ましくは５０ミクロン未満の平均結晶粒度を有し得る。場合によっては、本発明の方法を利用して、１〜約３０ミクロンの平均結晶粒度を有するモノリシックまたは接合ターゲットを製造することができる。本発明による高純度銅のモノリシック及び接合ターゲットは、特定の場合に、好ましくは１ミクロン〜約２０ミクロン、例えば、約５ミクロン〜約１０ミクロンの平均結晶粒度を有し得る。

本発明の高純度ターゲットは、ターゲットのスパッタリング表面にわたって及び／または全ターゲット全体にわたって結晶粒度均一性を有し得、結晶粒度の均一性は標準偏差（１−シグマ）約１５％以下（また１５％未満の不均一性と呼ぶ）であるようなものである。特定の場合に均一性は１０％以下の標準偏差（１−シグマ）を表し得る。

本発明の高純度銅スパッタリングターゲットは、５０ミクロンの平均結晶粒度を有し実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも約１０％超え、場合によっては、３０ミクロンの平均結晶粒度を有し実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも１０％超える降伏強さを有し得る。本説明のためには、“実質的に同一の元素組成”という句は、検出可能な組成の差を有しない材料を指すことができる。下記に説明する方法によってターゲットに与えられた降伏強さは典型的に、約１５ksi以上とすることができる。

本発明の高純度銅ターゲットは、５０ミクロンの平均結晶粒度を有し実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも１５％超える極限引張強さを有し得、場合によっては、極限引張強さは、３０ミクロンの平均結晶粒度を有し実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも１５％超え得る。加えて、高純度銅ターゲットの硬さは、３０ミクロンの平均結晶粒度を有し実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも１５％超える得る。特定の場合に、本発明の高純度ターゲットは、約４０ＨＢを超え、特定の場合に約６０ＨＢを超えるブリネル硬さを有し得る。

特定の態様においては、本発明の高純度銅スパッタリングターゲットは９９．９９％（４Ｎ）以上の純度を有し得る。本説明のためには、全てのパーセント及び含まれる量は、特に断らない限り重量による。幾つかの態様においては、高純度ターゲットは、好ましくは９９．９９９％（５Ｎ）の銅を含み得、好ましくは９９．９９９９％（６Ｎ）の銅を含み得、または好ましくは９９．９９９９５％（６Ｎ５）の銅を含み得る。

本発明の接合高純度銅ターゲットは、バッキングプレートに拡散接合した高純度銅ターゲットを含み得る。特定の場合に、接合ターゲットは１０ksiを超え、好ましくは約１５ksi以上の拡散接合降伏強さを有し得、特定の場合に約３０ksi以上の接合降伏強さを有し得る。他に、例えば、熱間静水圧成形処理（hipping）、ロールクラッディング、はんだ付け、爆発接合、及び無摩擦鍛造のうちの１つ以上を含む他の接合方法を利用して、ターゲットをバッキングプレートに接合することができる。他の接合方法は、好ましくは高純度銅ターゲットをバッキングプレートに接合して、約１０ksi以上の降伏強さを有する接合を生成することができる。

本発明の接合ターゲットにおいて利用するためのバッキングプレートは、好ましくはアルミニウムまたはＣｕＣｒバッキングプレートとすることができる。当業者であれば理解できるように、他のバッキングプレート材料も適切に利用してよい。

本発明は、重量で約９９．９９％以下の銅を含む銅合金スパッタリングターゲットを包含する。好ましくは、本発明の銅合金スパッタリングターゲットは、重量で約９９．９９％以下の銅並びにＣｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｓｉ、Ｐｔ、Ｎｂ、Ｒｅ、Ｍｏ、及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の合金元素から本質的になり得る。特定の場合に、少なくとも１種の合金元素は、好ましくはＡｇ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｔｉ及びＺｒから選択され得る。ターゲット中に存在する少なくとも１種の合金元素の全量は、好ましくは少なくとも約１００重量ppm〜約１０重量％未満とすることができる。場合によっては、少なくとも１種の合金元素は好ましくは、少なくとも１０００ppm〜約３％未満、さらに約２重量％未満で存在し得る。

本発明による銅合金スパッタリングターゲットは、特定の態様においては、１ミクロン未満の平均結晶粒度を有し得る。他に、銅合金スパッタリングターゲットは、１ミクロン〜約１００ミクロン、好ましくは５０ミクロン未満の平均結晶粒度を含み得る。幾つかの態様においては、銅合金ターゲットは、好ましくは１〜３０ミクロンの結晶粒度を有し得る。本発明の方法を適用すると、場合によっては２０ミクロン以下、特定の態様においては、約５ミクロン〜約１０ミクロンの平均結晶粒度を有するターゲットを製造することができる。加えて、本発明の銅合金ターゲットは、ターゲット全体にわたって及び／またはターゲットのスパッタリング表面にわたって結晶粒度均一性を有し得る。特定の態様においては、ターゲット全体にわたる平均結晶粒度は、１５％未満の結晶粒度不均一性（約１５％以下の結晶粒度の標準偏差（１−シグマ）に当てはまる）を有し得、特定の場合に約１０％以下の標準偏差（１−シグマ）（１０％以下の不均一性）を有し得る。

本発明による銅合金スパッタリングターゲットは、少なくとも約４０ＨＢのブリネル硬さを有し得る。場合によっては、本発明のターゲットは、約６０ＨＢ以上の硬さを有し得る。加えて、銅合金ターゲットは、スパッタリング表面にわたって及び／またはターゲット全体にわたって硬さ均一性を有し得る。例えば、特定の場合に銅合金ターゲット全体にわたる硬さは、約５％未満の標準偏差（１−シグマ）を有し得る（すなわち、ターゲットは、５％未満の不均一性を有し得る）。特定の場合に、硬さ均一性は、約３．５％未満の標準偏差（１−シグマ）を有し得る。

本発明の銅合金ターゲットはモノリシックとすることができ、または他の具体例においては接合することができる。本発明の接合銅合金ターゲットは、拡散接合によって、または他に熱間静水圧成形処理、ロールクラッディング、はんだ付け、爆発接合、無摩擦鍛造及び他の適切な接合技術のうちの１つ以上を利用する方法によってバッキングプレートに接合することができる。銅合金ターゲットを接合する場合、接合は、約１０ksiを超え、好ましくは約１５ksiを超える接合降伏強さを有し得る。

本発明の方法による銅材料の加工は、利用する加工経路（下記に検討する）に依存して極めて弱い（ランダムに近い）から極めて強いの範囲にわたる集合組織を有する銅ターゲットを製造することができる。本説明のためには、“銅”という用語（“銅ターゲット”、“銅材料”、“銅ビレット”、等という用語において使用される）は一般に高純度銅または銅合金を指すことがある。本発明による弱い集合組織を有する模範的な銅ターゲットは、約１５倍以下ランダムな結晶粒方位分布関数（ＯＤＦ）を有し得る。特定の場合に、ターゲットは、極めて弱い集合組織を有し得、約５倍未満ランダムなＯＤＦを特徴とする。

銅ターゲットは一次結晶粒方位を含み得、ここで、“一次”という用語は、任意の単一の他の結晶粒方位よりも多量にターゲット中に存在する結晶粒方位を指す。“一次”という用語は必ずしも、結晶粒の過半数がこの方位で存在することを意味しないという点に注目すべきである。むしろ、“一次”という用語は、ターゲット内部により多量に存在する単一の他の方位が無いことを意味する。特定の態様においては、本発明の方法を利用して、（２２０）以外の一次結晶粒方位を有するターゲットを製造することができる。

本発明による他の加工は、よりランダムではない集合組織を有する銅ターゲットを製造することができる。本発明は、製造される銅物品中に強い集合組織を誘起し得る加工を包含し、ここで、“強い集合組織”という用語は、約１５倍を超えてランダムなＯＤＦを有する材料を指すことがある。本発明のターゲットはさらに、２０倍を超えてランダムなＯＤＦを特徴とする極めて強い集合組織を有するように製造することができる。特定の場合に、本発明のターゲットは、（２２０）以外の主な結晶粒方位を有し得る。

本発明による方法を利用して製造した銅ターゲットのサイズは、特定の値に限定されない。加えて、ターゲットを様々な形状の例えば円形または長方形に製造することができる。従来の方法と比較して、説明する方法によって製造した材料の増大した強度が理由となって、従来の方法によって製造したものと比較してより大きな銅ターゲットサイズを得ることができる。上記に検討したように、従来の銅ターゲットをバッキングプレートに接合して、十分な強度を提供する。本発明の材料の高い強度は特に有利となり得、というのは、増大した強度は、製造及び／またはスパッタリングプロセスの最中のターゲットの反りを低減するかまたは防ぐことができるからである。本方法は、モノリシック（非接合）銅ターゲットを利用することを可能にし、接合及びモノリシックターゲットの両方の場合により大きなターゲットサイズを可能にする。本発明の接合またはモノリシックターゲットを様々なスパッタリング用途のために製造することができ、こうした用途としては、２００mmウェーハ加工及び３００mmウェーハ加工が挙げられるがこれらに限定されるものではない。

本発明のターゲット及び方法を特に銅及び銅合金に関連して説明するが、本発明は、高純度金属及び合金材料を含む他の材料を包含することは理解できるはずである。説明する方法を適用することが特に有利となり得る模範的な他の材料としては、アルミニウム、アルミニウム合金、チタン、チタン合金、タンタル、タンタル合金、ニッケル、ニッケル合金、モリブデン、モリブデン合金、金、金合金、銀、銀合金、白金及び白金合金が挙げられる。列記する合金は、好ましくは、重量で１０％以下の合金元素（単数種または複数種）を含み得る。当業者であれば理解できるように、銅材料に関して下記に説明する方法のために示す温度及び他の値を、本方法を適用する特定の組成に基づいて調節することができる。

本発明の方法を全般に図１に関連して説明する。模範的な加工スキーム１０において、加工してスパッタリングターゲットを形成するための材料を、初期加工工程１００において提供する。初期材料を、図２に表す模範的なビレット１２のようなビレットの形態で提供することができる。図２を参照すると、ビレット１２は、下面１４、上面１６を含み得、Ｔ_１として示す下面１４及び上面１６との間の材料の厚さを含み得る。ビレット１２は、図２に示すように正方形または長方形の形状とすることができ、または他には円柱状若しくは他の形状（図示せず）を含み得る。ビレット１２は好ましくは鋳込材料を含み得るが、他のビレット材料が予想される。高純度ターゲットが望ましい具体例においては、ビレット１２が鋳込材料であることが特に好ましいことがあり、というのは、鋳込材料を非常に純粋な形態で提供することができるからである。本発明の方法によって製造したターゲットは典型的に、ビレットの組成と実質的に同一の組成を有する；ここで、実質的に同一は、検出可能な組成の差を有しない材料を指す。

ビレット１２の材料の集合組織は、集合組織及び／または本発明に従って製造した物品の所望の最終集合組織を実現する際の困難に影響し得る。従って、ビレット１２は、銅ターゲットにおいて望ましい集合組織の生成を促進することができる初期集合組織を有するように提供することができる。最終物品において強い集合組織が望ましい場合、強い集合組織を有するビレット１２を提供することは有利となり得る。しかしながら、本発明の他の方法を利用して、強い集合組織を有するビレットから弱いかまたは極めて弱い集合組織を生成することができるという点に注目すべきである。加えて、弱い集合組織を有するビレットを本発明の方法に従って加工して、強いかまたは極めて強い集合組織を有するターゲットを製造することができる。特定の一次または主な結晶粒方位を有するビレットを加工して、主な結晶粒配向と同じかまたは異なる一次方位を有するか、または単一の主な結晶粒方位を有しないターゲットを製造することができる。

特定の態様においては、ビレット１２は重量で少なくとも９９．９９％の銅を有する高純度銅材料を含み得る。特定の用途において、ビレット１２は、９９．９９％の純度（４Ｎ）を有し、９９．９９９％の純度（５Ｎ）を有し、９９．９９９９％の純度（６Ｎ）を有し、または６Ｎを超える純度（例えば重量で９９．９９９９５％の銅）を有する銅から本質的になり得る。本発明はまた、ビレット１２が他の高純度金属の例えばアルミニウム、金、銀、チタン、タンタル、ニッケル、白金またはモリブデンを含むプロセスを包含する。

ビレット１２は他９９．９９％未満銅または９９．９９％未満の上記に示した任意の他の金属を含み得る。説明を容易にするために、ビレット１２を以後銅ビレットと呼ぶが、本発明は、他の金属及びそれらの合金を包含することは理解できるはずである。本発明の幾つかの態様においては、銅ビレット１２は、好ましくは９９．９９％未満の銅並びにＣｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｓｉ、Ｐｔ、Ｎｂ、Ｒｅ、Ｍｏ、及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の合金元素から本質的になり得る。銅ビレット中の合金元素（単数種または複数種）の全量は、好ましくは少なくとも１００重量ppm〜約１０重量％以下とすることができる。特定の態様においては、銅ビレットは、好ましくは重量で少なくとも１０００ppm〜約３％以下の合金元素（単数種または複数種）、またはより好ましくは約２％以下の全合金元素（単数種または複数種）を含み得る。特定の具体例においては、合金元素は好ましくはＡｇ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｔｉ及びＺｒのうちの１種以上を含み得る。

再度図１を参照すると、工程１００において提供する銅ビレットを予備処理２００にさらすことができる。予備処理２００は、均質化、溶体化及び熱間鍛造のうちの少なくとも１つを含み得る。当業者であれば理解できるように、溶体化、均質化または熱間鍛造を行うための適切な温度は、ビレット１２の特定の組成に依存し得る。特定の態様においては、本発明は好ましくは、鍛造ブロックを形成する予備処理２００の最中の熱間鍛造を含む。銅ビレット１２の熱間鍛造を少なくとも約３００℃の温度行うことができ、好ましくは少なくとも約５００℃の温度で行うことができる。熱間鍛造は、好ましくはビレット１２の初期厚さ（図２のＴ_１）を少なくとも約４０％、特定の場合に好ましくは少なくとも約５０％低減することができる。

予備処理の最中に、所望により熱間鍛造の先にまたはこれに続いて、銅材料の溶体化及び／または均質化を含み得る追加の熱処理を行う。処理される特定の組成物中に溶体化及び／または均質化を生じるのに十分な温度で、熱処理を行うことができる。この溶体化／均質化温度を好ましくは、組成物の溶体化及び／または均質化を最大にするのに十分な時間維持する。溶体化または均質化にとって十分な温度は、結晶粒成長をもたらし得、約１００ミクロン未満の所望の範囲を超える結晶粒度を生成するという点に注目すべきである。従って、より小さな結晶粒度を実現するよう試みる従来の方法は、溶体化または均質化処理を最小にする傾向がある。しかしながら、本発明による方法は、均質化／溶体化後の結晶粒度の低減を可能にし、それによって溶体化／均質化処理及び小さな結晶粒度の両方の利益を実現する。予備処理工程２００の最中に溶体化及び／または均質化して、銅ビレット中に存在する任意の析出物及び／または粒子を溶解させることは有利となり得る。均質化は加えてビレット１２内部の化学的偏析を減少するかまたは無くすことができる。

本発明の予備処理プロセスは、均質化、溶体化及び／または熱間鍛造処理の特定の順序に限定されない。特定の態様においては、予備処理２００は、銅ビレットの均質化、続いて熱間鍛造及びそれに続く溶体化を含み得る。他の場合に、溶体化を行い、続いて熱間鍛造を行う。模範的な好ましい予備処理を、本発明の模範的で好適な具体例の説明において下記に述べる。

熱間鍛造を予備処理２００の最中に行う幾つかの場合には、予備処理は加えて、熱間鍛造に続いて、好ましくは直後に焼入れを含み得る。他の焼入れ技術を利用できるが、水焼入れを利用することが好ましいことがある。

特定の具体例においては、熱間鍛造は初期加熱を含み得、１回以上のそれに続く再加熱事象を行ってよい。初期加熱と各それに続く再加熱との間の各鍛造事象の最中に生じる高さの低減は、利用する特定の組成及び鍛造温度のようなファクターに依存して変化し得る。行われる任意の焼入れは、好ましくは最終再加熱後にのみ行うことができる。模範的な再加熱は、初期熱間鍛造に続いて、少なくとも約１０分間１４００°Fの温度に鍛造ブロックを１回以上再加熱することを含み得る。

上記に説明したプロセスに加えて、予備処理２００は所望により時効処理を含み得る。予備処理が時効を含む場合、ビレット１２を好ましくは加工して、時効の前に鍛造ブロックにする。より好ましくは、前処理段階において最終加工として時効を行うことができる。特定の場合に、時効を利用して、銅材料内部の微細な析出物の形成を誘起することができる。このような誘起された析出物は、約０．５ミクロン未満の平均直径を有し得る。特定の用途において、時効によって析出物を誘起することは有利となり得、というのは、このような析出物は、それに続く加工の最中の微細で均一な結晶粒の発達を促進することができ、そのように生成された結晶粒構造を安定化できるからである。

図１に示すように、予備処理２００の最中に形成した熱間鍛造済み及び／または溶体化済みブロックに、それに続いて他の加工を行うことができる。１態様においては、加工済みブロックを等チャンネル角度押出し（ＥＣＡＥ）加工３１０にさらして、ターゲットブランクを形成することができる。図３を参照すると、模範的なＥＣＡＥ装置２０が示される。装置２０は、一対の交差するチャンネル２４及び２６を規定する金型アセンブリ２２を含む。交差するチャンネル２４及び２６は断面積が同一であるかまたは少なくとも実質的に同一であり、“実質的に同一”という用語は、チャンネル同士はＥＣＡＥ装置の許容差の範囲内で同一であることを示す。運転中には、ビレット２８（上記に説明した鍛造ブロックとすることができる）を、チャンネル２４及び２６を通して押出す。このような押出しは、チャンネル同士が交差する面に位置する薄い帯域において、層に次々に起きる単純剪断（simple shear, layer after layer）によってビレットの塑性変形をもたらす。チャンネル２４及び２６が約９０°の角度で交差することが好ましいことがあるが、他の工具系角を利用できることは理解できるはずである（図示せず）。約９０℃の工具系角（チャンネル交差角）は、最適の変形（真の剪断ひずみ）を達成することができるので好ましいことがある。

ＥＣＡＥは過酷な塑性変形を鍛造ブロック材料中に導入することができ、同時にビレットの寸法を変化しないままで保つ。ＥＣＡＥは、ＥＣＡＥを低い負荷及び圧力で利用して、厳密に均一で均質なひずみ付与を誘起することができるという点で、金属材料中に過酷なひずみを誘起する好ましい方法となり得る。加えて、ＥＣＡＥは、パス当り高い変形を実現することができ（真のひずみε＝１．１７）；ＥＣＡＥは、ＥＣＡＥ装置を通る多数のパスを用いて高い蓄積されたひずみを実現することができ（Ｎ＝４パスで、ε＝４．６４）；ＥＣＡＥを利用して、様々な変形経路を利用することで（すなわち、ＥＣＡＥ装置を通るパスの間で鍛造ブロックの向きを変えることで）、材料内部に様々な集合組織／ミクロ構造を生成することができる。

本発明の模範的な方法においては、銅ビレットまたは鍛造ブロック内部に所望のミクロ構造（例えば、弱い集合組織及び小さな結晶粒度）を得るのに十分な、またビレット全体にわたって均一な応力−ひずみ状態を生じるのに十分なひずみ速度及び加工温度でＥＣＡＥを行う。多数の経路を用い、材料の冷間または熱間加工に対応することができる温度で、銅材料を、ＥＣＡＥ装置に数回通過させることができる。ＥＣＡＥ装置２０を通る多数のパスと共に利用する好ましい経路は、“経路Ｄ”とすることができ、これは、連続的な各パスの前に常にビレットを９０°回転させることに対応する。ＥＣＡＥ経路は、動的再結晶の最中に生成する構造方位に影響し得るので、１つ以上の特定の経路を、加工済み材料中に所望の方位を誘起するための変形パスのために選択することができる。

特定の用途において、工程２００において加工した鍛造ブロックを、プロセス３１０において少なくとも４つのＥＣＡＥパスにさらす。典型的に、ＥＣＡＥ加工３１０は４〜８パスを含み、好ましくは４〜６パスを含み得る。このような模範的な数は一般に、機械的に誘起した動的再結晶によってサブミクロンサイズまでの結晶粒微細化を促進するのに十分であることが見い出された。（ここで、サブミクロンは、１ミクロン未満の平均結晶粒度を指す）。

典型的に、ＥＣＡＥパス１〜３は、各々連続的に欠陥（ミクロバンド；剪断バンド、転位のアレイ等）を生じる。こうした初期のパスの最中に、熱力学的再配列が生じることがあり、単位胞及び亜結晶粒を生成し、粒界の誤方位を開始する。ＥＣＡＥの前の材料の集合組織の強度は、初期の３つのパスの最中に生じる強度に影響し得、強い初期集合組織は、典型的に、より大きな数のパスの後に、弱い初期集合組織を有する材料と比較してランダム化される。それに続くパス（すなわち第４のパス及び任意の追加のパス）は、高角度境界の数の増大を誘起することによって、動的再結晶済みサブミクロン結晶粒度を生成する。動的再結晶の最中に、 新たに生成した結晶粒はより弱い集合組織を徐々に獲得し、ますます等軸になる。

幾つかの用途においては、ＥＣＡＥ装置ダイの加熱を利用して、ＥＣＡＥパスの最中にビレット２８を加熱することができる。ダイは好ましくは、加工される銅材料の静的再結晶を生成することができる最低温度未満に加熱することができ（他に、最小再結晶温度と呼ぶ）、より好ましくは約１２５℃〜約３５０℃の温度に加熱することができる。

ＥＣＡＥ加工３１０の最中に、中間焼なましはＥＣＡＥパスの幾つかまたは全ての間に実行することができる。中間焼なましを、静的再結晶の開始温度未満、静的再結晶の開始温度若しくはこの付近で（加工される材料の再結晶を誘起し始める最低温度と定義する）または組成物の完全な静的再結晶のための温度の範囲内で実行することができる。中間焼なましを行う温度は結晶粒のサイズ及び／または方位に影響し得、従って、所定の場合に所望の集合組織を促進するために利用できる。

完全な静的再結晶を生成できる温度での中間焼なましは、それに続くＥＣＡＥパスの最中に集合組織の増大した弱化を生じることを可能にすることができる。静的再結晶の開始温度未満の温度での焼なましは、回復（応力除去）を生じることができ、また集合組織の強度及び方位の変化をもたらすことができる。再方位効果は、亜結晶化温度焼なましを初期の４つのパスのうちの１つ以上の間に実行する場合に最大となり得、第４のパスに続くパスの間に実行する場合により顕著でなくなり得る。静的再結晶の開始温度での中間焼なましは、集合組織（強度及び／または方位）の変化及び若干の再結晶の両方をもたらし得る。連続的なパスの間の繰り返し中間焼なましは、個々の焼なまし事象に関して説明した効果と比較して、向上した効果を有し得る。

本発明の特定の用途において、加工される材料の静的再結晶をもたらし得るもの未満の温度及び時間で、任意の中間焼なましを行うことが好ましいことがある。表面割れを最小にするための静的再結晶及び向上したミクロ構造均一性を誘起し得るもの未満の温度で中間焼なましを行うことは有利となり得る。ＥＣＡＥにさらされる鍛造ブロックが高純度銅を含む場合、中間焼なましを、約１２５℃〜約２２５℃の温度で約１時間よりも長い時間行うことができる。これは、ＥＣＡＥ加工３１０が、極めて均一で小さな結晶粒度、例えば、平均してサブミクロンの結晶粒度〜約２０ミクロンを有する高純度銅材料を製造することを可能にすることができる。

鍛造ブロック材料が銅合金を含む本発明の態様においては、ＥＣＡＥ加工３１０の最中に実行する亜結晶化温度中間焼なましは、好ましくは、約１５０℃〜約３２５℃の温度を含み得、このような温度を好ましくは少なくとも１時間維持する。この亜再結晶温度焼なまし処理は、１ミクロン未満の平均結晶粒度を有する銅合金材料を製造することができる。

上記に説明したＥＣＡＥ方法によって製造した高純度銅及び銅合金材料は、従来の加工技術によって製造した材料と比較して改良された硬さを有し得る。本発明の方法に従って加工した６Ｎ銅及び様々な銅合金の場合に得られた硬さを、ＥＣＡＥの前の対応する材料と比較して表１に示す。図４は、４０ミクロンの結晶粒度を有する６Ｎ銅及び様々なベーキングプレート材料に対して、本発明の方法に従って加工した高純度銅及び様々な銅合金の場合の降伏強さ及び極限引張強を比較する。

図１に示すように、予備処理２００の後に、銅材料に、ターゲットブランクを製造するための圧延プロセスを含む他の加工経路３３０を施すことができる。圧延処理３３０は好ましくは、予備処理２２０によって製造した鍛造ブロックを、少なくとも６０％、好ましくは６０％〜８５％の全低減の冷間圧延にさらすことを含む。冷間圧延は、４つを超えるパス、好ましくは８つを超えるパス、より好ましくは８〜１６パスを含み得る。全圧延プロセスの最中に、初期の４つのパスの各々を好ましくは行って、ブロックの厚さを各パスにつき約５％〜約６％低減する。加えて、圧延パスの最終の４つは、各々約１０％〜約２０％の厚さの低減を生じることが好ましいことがある。初期の４つのパスの最中の比較的に小さな低減は、圧延プロセスの最中の割れを軽減するかまたは防ぐことができる。圧延は、得られた冷間圧延高純度銅または銅合金材料中に小さな結晶粒度を生成することができる。

上記の加工経路の代替物である加工経路３２０を、図１に示すように行うことができる。経路３２０は、冷間圧延及び等チャンネル角度押出し技術の組合せを利用する。加工代替物３２０を利用する本発明の態様においては、予備処理２００によって製造した熱間鍛造済みブロックを、ＥＣＡＥ及びそれに続く冷間圧延処理にさらすことが好ましいことがある。本発明は、ＥＣＡＥの前に、またはＥＣＡＥの前に及びこれに続いての両方に冷間圧延を実行することを予想していることは理解できるはずである。

プロセス３２０のＥＣＡＥ部分は、上記に説明したＥＣＡＥ加工方法を含み得る。ＥＣＡＥ押出材料をそれに続いて冷間圧延して約９０％未満の低減にして、ブランクを形成することができる。特定の場合に、経路３２０の冷間圧延部分は好ましくは少なくとも約６０％の低減を生じることができる。ＥＣＡＥ押出材料の冷間圧延加工は、圧延加工３３０に関して上記に説明した圧延プロセスを含み得る。特定の態様においては、経路３２０は圧延を鍛造と組み合わせて、少なくとも６０％及び９０％未満の全低減を生じることができる。他に、鍛造プロセスを圧延の無い状態で利用して所望の６０％〜９０％の低減を生じることができる。

ＥＣＡＥをそれに続く圧延及び／または鍛造プロセスと組み合わせることは有利となり得、というのは、このような加工は銅材料中に所望の結晶粒方位を誘起し得るからである。誘起された方位は、一次結晶粒方位を含み得るかまたは主な結晶粒方位を含み得る。圧延及び／または鍛造を使用して、本発明の銅物品内部に強いかまたは極めて強い集合組織を生成することができる。幾つかの態様においては、ＥＣＡＥ後圧延／鍛造によって生成した強い集合組織は（２２０）以外の集合組織であろう。

図１に示すように、銅または銅合金材料を含む得られたブランクに最終ターゲット形成加工５００を施すことができ、所望により最終ターゲット形成５００の前に追加の熱処理４００を施すことができる。任意の熱処理プロセス４００は、焼なまし処理を、静的再結晶の開始を誘起し得るもの未満の温度及び時間で行うことを含み得る。低温焼なまし（また回復焼なましと呼ぶ）を、静的再結晶の最小温度未満で行う。回復焼なましまたは焼なましの任意の欠如は、極めて小さな結晶粒度を維持するために有利となり得る。このような低温または焼なましの欠如は、約１ミクロン未満の平均結晶粒度を有するブランクをもたらし得る。

他に、ブランクを、再結晶を誘起するための最小温度以上の温度に、ブランク内部に最終結晶粒分布を形成するのに十分な時間さらすことができる。静的再結晶は結晶粒度を増大させ得るが、焼なましを再結晶のための最小温度に近い温度で所望の量の再結晶（部分的または完全な再結晶）を生成するための最小時間行うことによって、増大を最小にすることができる。銅合金の場合、再結晶焼なましを好ましくは約３５０℃〜約５００℃の温度で約１時間〜約８時間行うことができる。高純度銅の場合、再結晶焼なましを好ましくは約２２５℃〜約３００℃の温度で約１時間〜約４時間行う。

図５及び６は、ＥＣＡＥ及び本発明の方法によるそれに続く２５０℃で５時間の焼なましを使用して製造した約６ミクロンの平均結晶粒度を有する６Ｎ銅の場合の結晶粒度及び分布を示す。図７は、焼なましの前に経路Ｄを通るＥＣＡＥの６つのパスにさらした０．５３重量％Ｍｇと共に合金生成した銅の場合の、焼なまし処理の関数としての結晶粒度の進展を示す。図８は、３００℃で２時間の焼なまし後の、図７の銅／０．５３％Ｍｇ合金の場合の結晶粒度及び分布を示す。図９及び１０は、ＥＢＳＤ／ＳＥＭを使用して（図９）及び光学顕微鏡法によって（図１０）分析した、４５０℃で１．５時間の焼なまし後の、図７の銅／０．５３％Ｍｇ合金の場合の結晶粒度及び分布を示す。

いずれか１つ選択される工程３１０、３２０または３３０において製造したブランクを、熱処理工程４００の無い状態で、または熱処理４００の後に時効処理にさらすことができる（図示せず）という点に注目すべきである。時効を利用する場合、時効を好ましくは約５００℃未満の温度で実行することができる。上記に示したように、時効工程を実行して、約０．５ミクロン未満の平均析出物サイズを有する微細な析出物を誘起することによって、銅または銅合金ブランクの強度を増大させることは有利となり得る。

本発明の方法によって製造した高純度銅または銅合金ブランクを最終ターゲット形成５００にさらして、モノリシックターゲットを製造するかまたは他に接合ターゲットを製造することができる（ここで“接合ターゲット”は、バッキングプレートのような支持体に接合したスパッタリングターゲットを指す）。

プロセス５００において形成した最終ターゲットがモノリシックターゲットである場合、最終ターゲット形成は、例えば、所望のターゲット形状を生成するためのブランクの機械加工を含み得る。本発明の方法によって製造したターゲットを半導体ウェーハ加工のために利用する場合、最終形成工程５００は、２００mmウェーハの加工または３００mmウェーハの加工のために適切なサイズを有するターゲットの製造を含み得る。例えば、２００mm半導性ウェーハの加工のために利用できる、本発明による模範的なモノリシック銅または銅または銅合金ターゲットは、１３．７インチのスパッタリング表面直径、１６．６インチの対向する表面（裏面）直径、及び約０．８９インチの厚さを有し得る。３００mmウェーハの加工のために利用できる対応するターゲットは、１７．５インチのスパッタリング表面直径、２０．７インチの裏面直径、及び約１．０インチの厚さを有し得る。本発明の方法によって形成されるモノリシックターゲットは好ましくは平板ターゲットとすることができるが、他のターゲット形状並びに他のサイズが予想される。

本発明の方法に従って製造したモノリシックターゲットは好ましくは、ターゲット強度を最大にするために約５０ミクロン以下の結晶粒度を有し得る。サブミクロン結晶粒度を有する本発明のモノリシックターゲットは、３０ミクロンの平均結晶粒度を有する実質的に同一の組成を有するターゲットを少なくとも約５０％超える降伏強さ、極限引張強さ（ＵＴＳ）及び硬さを有し得る。１〜約２０ミクロン未満の平均結晶粒度を有する本発明に従って製造したモノリシック銅ターゲットは、従来の銅ターゲットを少なくとも１０％超える強度向上を有し得る。極めて大きなモノリシックターゲットの場合または最大ターゲット強度が望まれる用途においては、モノリシックターゲットを熱処理工程４００の無い状態で製造することができる。従って、得られたモノリシックターゲットは、前の加工において生成した小さな結晶粒度を保持することができる。例えば、サブミクロンの結晶粒度を圧延及び／またはＥＣＡＥを利用して生成する場合、サブミクロンの結晶粒度を最終モノリシックターゲット中に維持して、ターゲット強度を最大にすることができる。他の態様においては、加工の最中に熱処理工程４００を利用して、最終結晶粒分布を生成できるモノリシックターゲットを製造することができ、得られたモノリシックターゲット中に約１ミクロン〜約２０ミクロンの平均結晶粒度をもたらす。

工程５００において製造したターゲットが接合ターゲットである場合、ターゲット形成は、所望のターゲット形状を形成するために実行する任意の機械加工に加えて、接合工程を含み得る。接合プロセスは、先の加工方法によって形成したブランクをバッキングプレートのような支持体に接合することを含み得る。模範的なバッキングプレートは、例えば、アルミニウム及び／または銅を含み得る。模範的なバッキングプレート材料は、ＣｕＣｒ、Ａｌ ２０２４及びＡｌ ６０６１ Ｔ４である。接合プロセスは、熱間静水圧成形処理、圧延、クラッディング、はんだ付け、爆発接合、無摩擦鍛造、拡散接合、または当業者には周知の他の方法のうちの１つ以上を含み得る。接合は、少なくとも約１０ksiの降伏強さを有する接合を生成することができる。特定の場合に、接合は約１５ksi以上の接合強度を生じ、特定の用途において、３０ksi以上の接合強度を生じる。

上記に説明した様々な加工方法を利用して、極めて均一で小さな結晶粒度を有する銅物品を製造することができる。しばしば、生成した結晶粒度は平均してサブミクロン結晶粒となり得る。高温接合方法を利用できるので、この小さな結晶粒度は非常に高い接合強度を得ることを可能にする。接合ターゲットを製造する場合、ターゲット形成プロセスにおいて、加熱（熱処理４００）を接合と組み合わせることができる。

本発明の方法による高純度銅ターゲットの接合を好ましくは約３２５℃以下の温度で約４時間以下行って、ターゲット中の結晶粒成長を最小にすることができる。若干の結晶粒成長が高温接合プロセスの最中に生じることがあるが、初期の極めて微細な結晶粒度は、従来の加工方法を利用して形成されたターゲット中に観察されるより大きな結晶粒度をもたらさずに若干の結晶粒成長が生じることを可能にする。本発明の最終接合ターゲット中の得られた１〜約２０ミクロンの結晶粒度は、従来の銅ターゲットを少なくとも１０％超える強度向上を可能にする。

接合銅合金ターゲットの形成を、好ましくは完全な静的再結晶を生成するもの未満の温度及び時間で行うことができる。このような接合は、好ましくは約４００℃未満の温度で４時間、より好ましくは３５０℃未満で１〜４時間接合を行うことを含み得る。こうした接合条件を利用して、１ミクロン未満の平均結晶粒度を有するように銅合金ターゲットを形成することができる。

他に、接合は、銅合金の再結晶をもたらし得る温度を含み得る。特定の合金のための静的再結晶の最小温度を超える温度を含む接合の最中に、接合の温度及び時間を最小にし、それによって結晶粒成長を最小にすることが望ましいことがある。接合の最中に生じる再結晶は、銅合金中に生成する得られた平均結晶粒度が１〜約２０ミクロンであるようなものであることが好ましいことがある。完全な再結晶のためのこのような熱処理を、好ましくは約２００℃の温度で少なくとも約１時間、好ましくは３５０℃〜５００℃で１時間を超える時間行うことができる。

加熱及び接合プロセスを組み合わせるための代替物である熱処理を、接合工程（すなわち熱処理４００）の前にまたは接合工程に続いて行うことができる。接合及び熱処理を組み合わせて、接合強度を向上し、銅または銅合金材料を再結晶することは有利となり得る。

本発明の方法に従って形成した接合銅及び接合銅合金ターゲットは、従来の方法を利用して形成した接合ターゲットと比較して、増大した接合強度を有し得る。拡散接合は、本発明の幾つかの態様においては、ターゲットをバッキングプレートに接合するために好ましいことがある。ターゲットブランクの結晶粒度がサブミクロンである場合、超微細な結晶粒の向上した拡散率が理由となって、超高強度拡散接合が生成され得る。得られた拡散接合は、１５ksi以上の降伏強さを有し得、場合によっては３０ksi以上となり得る。従来のターゲットと比較して、本発明の接合銅及び銅合金ターゲットの追加の利点としては、ターゲット反りに対する改良された耐性、低減されたアーキング（arcing）が挙げられる。スパッタリング用途のための本発明のターゲットの利用は、取り込まれた粒子がより少ない膜の改良された品質を提供することができ、膜厚のより良好な均一性、従って改良された抵抗均一性を提供することができる。加えて、半導体加工のための本発明の方法に従って形成したターゲットの利用は、膜厚及び抵抗の改良されたウェーハ間均一性を提供する。

本発明の方法に従って形成したモノリシック高純度銅及び銅合金ターゲットは、他の方法を利用して形成した従来の接合銅及び銅合金ターゲットと比較して少なくとも３０％長く、典型的に４０％長い寿命を有し得る。モノリシック銅ターゲットを実現する能力は、従来の接合ターゲットを用いて生じ得る剥脱（バッキングプレートからの分離）の回避を可能にする。本発明によるモノリシックターゲットは加えて、ターゲット反りに対する増大した耐性、アーキングの低減、このようなターゲットからスパッタされた薄膜中に生じる低減された粒子、膜厚及び抵抗率の向上した均一性を有する。加えて、本発明によるモノリシックターゲットは、膜厚の改良されたウェーハ間均質性及び抵抗率の均一性を有する。

下記に提出する実施例は、本発明の模範的で好適な具体例である。本発明は追加の具体例を予想しており、提出する具体的な例に限定されることを意図したものではないことは理解できるはずである。

実施例１：高純度銅モノリシックスパッタリングターゲットの製造
６インチの直径及び１１インチの長さを有する６Ｎ純度の鋳放し銅ビレットを加熱し、約９９０°Fの温度で約６０分間空気乾燥器中に維持する。ビレットを次に熱間鍛造し、鍛造の最中にシリカまたは黒鉛箔を利用し、５５〜７５％の最終的な高さの低減にし、直ちに水焼入れする。鍛造ブロックを次に１６のパスを使用して冷間圧延し、初期の８つのパスの後に焼入れして約６０％〜約８０％の全低減にする。初期の４つのパスの各々を行ってパス当り約５％〜約６％の低減を生じることによって、冷間圧延の最中の割れを防ぐ。パス１３〜１６を行ってパス当り約１０％〜約１１％の低減を生じさせて、小さな結晶粒度を実現する。冷間圧延後に、約４８０°Fに約１２０分間加熱することによってブランクを再結晶する。ブランクを機械加工して、最終ターゲットを製造する。得られた高純度銅モノリシックターゲットは、ターゲット全体にわたって均一な結晶粒分布を有する５０ミクロン未満の平均結晶粒度を有する。

図１１は、得られたモノリシックターゲットの分析のために利用する試料採取位置を示す。ターゲットは０．８９インチの厚さを有する。スパッタリング表面に示す各箇所で測定した結晶粒度及びこの平均値を表２に与える。

図１１の深さ面の示した箇所に関して測定した結晶粒度を、このような測定値の平均値と共に表３に与える。表４は、図１１に特定する示したターゲット箇所に関して決定した集合組織を示す。

高純度ターゲットの追加の実施例を前の実施例に示したように形成し、但し、ＥＣＡＥを加工に含む。冷間圧延の前にＥＣＡＥを実行して、鋳放しビレット中に存在するものから結晶粒度を低減する。先の実施例に関して上記に示したように、得られたターゲットを分析する。ターゲットは、ターゲット全体にわたって１５ミクロン未満の平均結晶粒度を有した。
実施例２：銅合金モノリシックスパッタリングターゲットの製造
１０％未満のＡｇ、Ｓｎ、Ａｌ、またはＴｉを有する銅合金ビレットを加熱し、約９００°F〜約１５００°Fの温度で約４５分間維持する。ビレットを次に熱間鍛造して、少なくとも約５０％の最終低減を生じる。鍛造の最中に、鍛造ビレットの幾つか（合金に依存する）を少なくとも１０分間再加熱する。最終鍛造後に、鍛造ビレットを直ちに水焼入する。鍛造ブロックを冷間圧延して少なくとも約６０％の低減にしてブランクを形成し、約７５０°F〜約１２００°Fの温度に１２０分間加熱することによって再結晶する。再結晶済みブランクを機械加工して、モノリシックターゲットを形成する。ターゲットの各々は約１５ミクロン〜約５０ミクロンの平均結晶粒度を有する。

０．３原子％Ａｌと共に合金生成した銅を有する特定のターゲットを、６インチの直径及び１１インチの長さを有するビレットから形成した。ビレットを最初に１時間１４００°Fで加熱し、最初に６インチの高さに鍛造した。初期鍛造の後に、ビレットを１５分間１４００°Fで再加熱し、それに続いて３インチの高さに鍛造した。最終鍛造の後に、鍛造ブロックを直ちに水焼入れした。次に１７のパスからなる冷間圧延を表５に示す圧延計画に従って行って、圧延ブランクを形成した。

圧延後に、ブランクを約８２５°Fで約１２０分間焼なましし、最終モノリシックターゲットへと形成した。ターゲット表面（図１１に示す表面箇所による）の分析は、均質な組成及び３７ミクロンの平均結晶粒度を明らかにした。結晶粒度不均一性は８．６％（１−シグマ）だった。

実施例３：銅合金拡散接合スパッタリングターゲットの製造
銅合金ビレットを提供し、実施例２において説明したように加工し、但し、冷間圧延を行って、少なくとも約５０％低減する。冷間圧延ブランクを、約４５０℃の接合温度で約１２０分間、ＣｕＣｒバッキングプレートに接合する。合金の再結晶は接合の最中に生じる。接合ターゲットは、約３０ミクロン未満の結晶粒度及び約３０ksiまでの接合強度を有する。

実施例４：ＥＣＡＥを利用した高純度銅スパッタリングターゲットの製造
少なくとも９９．９９９９％の純度を有する鋳込銅の銅ビレットを提供する。高純度銅ビレットを最低約５００℃の温度で熱間鍛造して少なくとも約４０％高さを低減して、鍛造ブロックを形成する。ブロックを少なくとも約５００℃の温度に加熱し、少なくとも約１時間維持することによって、鍛造ブロックを溶体化する。溶体化済みブロックを熱処理直後に水焼入れし、経路Ｄ（連続的なパスの間にブロックの９０度回転）による４〜６パスの等チャンネル角度押出し（ＥＣＡＥ）を利用して押出して、サブミクロンミクロ構造を生成する。中間焼なましを、約１２５℃〜約２２５℃の温度で少なくとも約１時間、ＥＣＡＥパスの幾つかまたは全ての間に実行する。押出高純度銅ブロックを冷間圧延して少なくとも６０％の低減にして、ターゲットブランクを形成し、モノリシックまたは接合ターゲットへと形成する。

モノリシックターゲットのためのブランクを機械加工して、最終ターゲットを製造する。ブランクの直接機械加工は、サブミクロン結晶粒度を有するターゲットを製造する。再結晶を実行して、１ミクロン〜約２０ミクロンの平均結晶粒度を有するモノリシックターゲットを製造する。

接合ターゲットのためのブランクをバッキングプレートに拡散接合する。拡散接合は３５０℃未満の温度の温度で４時間以下行う。接合降伏強さは約１５ksiを超える。接合ターゲットはサブミクロン〜約２０ミクロンの結晶粒度を有する。サブミクロンターゲットは、従来のターゲットと比較して、約５０％の強度向上を有する。１〜約２０ミクロンの結晶粒度を有する接合ターゲットは、従来の銅ターゲットと比較して、少なくとも１０％の強度向上を有する。２５０℃で２時間拡散接合した後の、６Ｎ銅ターゲット全体にわたる様々な位置（試料採取情報を得るためには図１１を参照されたい）での結晶粒度を表６に示す。平均結晶粒度は１１．３７ミクロンであり、６．９７％の標準偏差（１−シグマ）を有する。

表７は、表６のターゲットの上面及び底面から得た３点硬さ測定を与える。平均硬さは５３．３ＨＢであり、２．１８％の標準偏差（１−シグマ）を有する。

実施例５：ＥＣＡＥを利用した銅合金スパッタリングターゲットの製造
１０００ppm〜約１０％以下のＡｇ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｇｅ、ＴｉまたはＺｒと共に合金生成した銅を含む銅ビレットを提供する。ビレットを少なくとも５００℃の温度で熱間鍛造して少なくとも約４０％高さを低減して、鍛造ブロックを形成する。鍛造ブロックを少なくとも約５００℃の温度に加熱し、この温度を少なくとも約１時間維持することによって鍛造ブロックを溶体化して、溶体化済みブロックを形成する。溶体化済みブロックを溶体化直後に水焼入れする。

ＥＣＡＥの４〜６パスを実行することによって、溶体化済みブロックを押出す。溶体化済みブロックを、経路Ｄによるパスの各々の間に９０度回転させる。中間焼なましを、少なくとも１時間約１５０℃〜約３２５℃の温度で、ＥＣＡＥを通る幾つかのパスの間に行う。ＥＣＡＥ押出ブロックを冷間圧延して少なくとも約６０％の低減にして、銅合金ブランクを形成する。

モノリシックターゲットを形成するために説明したように製造した銅合金ブランクを機械加工することによって、第１のモノリシック銅合金ターゲットを製造する。第１のモノリシックターゲットは、１ミクロン未満の平均結晶粒度を有する。加えて、第１のモノリシック銅合金ターゲットは、３０ミクロンの平均結晶粒度を有する実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも約５０％超える降伏強さ、極限引張強さ（ＵＴＳ）及び硬さを有する。

上記に説明したように製造した銅合金ブランクを熱処理することによって、第２のモノリシック銅合金ターゲットを製造する。熱処理を３５０℃の温度で約１時間行う。１ミクロン〜約２０ミクロンの平均結晶粒度を有する第２のターゲットは、析出物の実質的な欠如（ここで析出物の実質的な欠如は、検出可能な析出物の欠如を指す）を有し、検出可能な偏析の欠如及び１ミクロン未満の最大ボイドサイズを有する。

説明したように製造した銅合金ブランクをバッキングプレートに拡散接合することによって、第１の接合銅合金ターゲットを製造する。拡散接合を３５０℃未満の温度で１〜４時間行う。第１の接合合金ターゲットは１ミクロン未満の平均結晶粒度を有する。

上記に説明したように製造した銅合金ブランクを約３５０℃〜約５００℃の接合温度で少なくとも１時間バッキングプレートに拡散接合することによって、第２の接合銅合金ターゲットを製造する。第２の接合銅合金ターゲットは完全に再結晶され、約１ミクロン〜約２０ミクロンの平均結晶粒度を有する。

本発明の１態様による加工方法の全般的な概観を表すフローチャート線図である。 本発明による初期加工工程での正方形ビレットを示す。 等チャンネル角度押出し装置を用いて処理される材料の、線図による断面図である。 ４０ミクロンの結晶粒度を有する標準的な６Ｎ銅と比較し及び様々なバッキングプレートと比較した、等チャンネル角度押出しを利用して加工した様々な銅及び銅合金の降伏強さ及び極限引張強さの比較を示す。 本発明の１態様による、等チャンネル角度押出し及びそれに続く２５０℃で５時間の焼なまし後の９９．９９９９％銅材料（６Ｎ）の場合の結晶粒度分布及び集合組織の画像ＥＢＳＤ／ＳＥＭ地図である。 図５に画像化した材料の場合の結晶粒面積分布を示す。材料の平均結晶粒度は約６ミクロンである。 ＥＢＳＤ及び光学顕微鏡法によって測定した、焼なまし処理の関数として得られた平均結晶粒度を示す。焼なまし処理を、経路Ｄを通る等チャンネル角度押出しの６つのパスにさらした０．５３重量％Ｍｇと共に合金生成した銅を含む銅材料に関して実行した。 ３００℃で２時間の焼なまし後の、図７のＣｕ０．５３重量％ＭｇＥＣＡＥ材料のＥＢＳＤ／ＳＥＭ地図を示す。 ４５０℃で１．５時間の焼なまし後の、図７のＣｕ０．５３重量％Ｍｇ材料の結晶粒構造のＥＢＳＤ／ＳＥＭ地図である。 光学顕微鏡法を利用して得られた図９の材料の画像を示す。 本発明の１態様による、結晶粒度及び集合組織測定のためのターゲットの試料採取を表す線図である。

Claims (109)

1. 重量で少なくとも９９．９９％の銅と；
   少なくとも１ミクロン〜約５０ミクロン以下の平均結晶粒度と；
   を含み、約１５ksi以上の降伏強さを有する、銅を含むスパッタリングターゲット。
2. 前記ターゲットは少なくとも４０ＨＢの硬さを有する、請求項１に記載のターゲット。
3. ５０ミクロンの平均結晶粒度を有し実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも１５％超える極限引張強さを有する、請求項１に記載のターゲット。
4. 前記硬さは、５０ミクロンの平均結晶粒度を有し実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも１５％超える、請求項１に記載のスパッタリングターゲット。
5. 前記降伏強さは、５０ミクロンの平均結晶粒度を有し実質的に同一の元素組成を有するターゲットを少なくとも１０％超える、請求項１に記載のスパッタリングターゲット。
6. 前記ターゲットはモノリシックであり、５０ミクロンの平均結晶粒度を有する実質的に同一の元素組成を有する他の接合ターゲットよりも少なくとも３０％長いスパッタリング寿命を有する、請求項１に記載のスパッタリングターゲット。
7. 前記ターゲットは重量で少なくとも９９．９９９％の銅を含む、請求項１に記載のターゲット。
8. 前記ターゲットは重量で少なくとも９９．９９９９％の銅を含む、請求項１に記載のターゲット。
9. 前記ターゲットは重量で少なくとも９９．９９９５％の銅を含む、請求項１に記載のターゲット。
10. 前記ターゲットは、２０％以下の不均一性を有する結晶粒度均一性を含む、請求項１に記載のターゲット。
11. 前記不均一性は１５％未満（１−シグマ）である、請求項１０に記載のターゲット。
12. 前記ターゲットは、１０％以下の標準偏差（１−シグマ）を有する結晶粒度均一性を含む、請求項１に記載のターゲット。
13. 前記ターゲットはバッキングプレートに拡散接合され、該拡散接合は１０ksiを超える接合降伏強さを有する、請求項１に記載のターゲット。
14. 前記接合降伏強さは約１５ksi以上である、請求項１３に記載のターゲット。
15. 前記平均結晶粒度は約５ミクロン〜約２０ミクロンである、請求項１に記載のターゲット。
16. 重量で約９９．９９％以下の銅と；
    Ｃｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｓｉ、Ｐｔ、Ｎｂ、Ｒｅ、Ｍｏ、及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の合金元素とから本質的になる銅合金スパッタリングターゲットであって、該ターゲット中に存在する前記少なくとも１種の合金元素の全量は少なくとも１００ppm及び１０重量％未満であり；前記ターゲットは少なくとも４０ＨＢの硬さを有する、銅合金スパッタリングターゲット。
17. １ミクロン未満の平均結晶粒度を有する、請求項１６に記載のターゲット。
18. 前記ターゲット全体にわたって約１５％以下（１−シグマ）の結晶粒度均一性の標準偏差を有する、請求項１７に記載のターゲット。
19. 前記ターゲット全体にわたって約１０％以下（１−シグマ）の結晶粒度均一性の標準偏差を有する、請求項１７に記載のターゲット。
20. 前記ターゲット全体にわたって約５％未満（１−シグマ）の硬さ均一性の標準偏差を有する、請求項１６に記載のターゲット。
21. 前記硬さ均一性の標準偏差は約３．５％未満（１−シグマ）である、請求項２０に記載のターゲット。
22. 前記ターゲットはモノリシックである、請求項１６に記載のターゲット。
23. バッキングプレートに拡散接合され、該拡散接合は約１５ksiを超える接合降伏強さを有する、請求項１６に記載のターゲット。
24. 約１５倍未満ランダムな配向分布関数（ＯＤＦ）を有する、請求項１６に記載のターゲット。
25. 約５倍未満ランダムな方位分布関数（ＯＤＦ）を有する、請求項１６に記載のターゲット。
26. （２２０）以外の一次結晶粒方位を有する、請求項１６に記載のターゲット。
27. 前記少なくとも１種の合金元素は、Ａｇ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｔｉ、及びＺｒからなる群から選択される、請求項１６に記載のターゲット。
28. 前記合金元素の全量は約１０００ppm〜約２％未満である、請求項１６に記載のターゲット。
29. 重量で約９９．９９％以下の銅と；
    Ｃｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｎｂ、及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の合金元素とから本質的になる銅合金スパッタリングターゲットであって、該ターゲット中に存在する前記少なくとも１種の合金元素の全量は少なくとも１００ppm及び１０重量％未満であり；前記ターゲットは１ミクロン〜約２０ミクロンの平均結晶粒度を有し、前記ターゲット全体にわたって約１５％未満の標準偏差（１−シグマ）を有する結晶粒度均一性を有する、銅合金スパッタリングターゲット。
30. 前記結晶粒度均一性の標準偏差は約１０％未満（１−シグマ）である、請求項２９に記載のターゲット。
31. 少なくとも約４０ＨＢの硬さを有する、請求項２９に記載のターゲット。
32. 前記ターゲット全体にわたって１−シグマの硬さの標準偏差約５％未満を含むを硬さ均一性を有する、請求項２９に記載のターゲット。
33. 前記ターゲットはモノリシックである、請求項２９に記載のターゲット。
34. バッキングプレートに拡散接合され、該拡散接合は約１５ksiを超える接合降伏強さを有する、請求項２９に記載のターゲット。
35. 約１５倍未満ランダムな方位分布関数（ＯＤＦ）を有する、請求項２９に記載のターゲット。
36. 約５倍未満ランダムな方位分布関数（ＯＤＦ）を有する、請求項２９に記載のターゲット。
37. （２２０）以外の一次結晶粒方位を有する、請求項２９に記載のターゲット。
38. 前記少なくとも１種の合金元素は、Ａｇ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｇ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｔｉ、及びＺｒからなる群から選択される、請求項２９に記載のターゲット。
39. 前記合金元素の全量は約１０００ppm〜約２％未満である、請求項２９に記載のターゲット。
40. 銅及び全量１０重量％以下の合金元素から本質的になるモノリシックスパッタリングターゲット。
41. 前記合金元素の全量は、Ｃｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｎｂ、及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含む、請求項４０に記載のモノリシックターゲット。
42. 前記少なくとも１種の元素は、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｎ、及びＴｉからなる群から選択される、請求項４１に記載のモノリシックターゲット。
43. 前記合金元素の全量は約２重量％以下である、請求項４０に記載のモノリシックターゲット。
44. 重量で少なくとも９９．９９％の銅を含む、請求項４０に記載のモノリシックターゲット。
45. 前記ターゲットは約１インチの厚さを有する円形の形状を含む、請求項４０に記載のモノリシックターゲット。
46. 約１５ミクロン〜約５０ミクロンの平均結晶粒度を含む、請求項４０に記載のモノリシックターゲット。
47. 銅及び全量１０重量％以下の合金元素から本質的になる接合スパッタリングターゲット。
48. 前記合金元素の全量は、Ｃｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｎｂ、及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の元素を含む、請求項４７に記載の接合ターゲット。
49. 前記少なくとも１種の元素は、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｎ、及びＴｉからなる群から選択される、請求項４８に記載の接合ターゲット。
50. 前記合金元素の全量は約２重量％以下である、請求項４７に記載の接合ターゲット。
51. 重量で少なくとも９９．９９％の銅を含む、請求項４７に記載の接合ターゲット。
52. 前記ターゲットは円形の形状を含む、請求項４７に記載の接合ターゲット。
53. 約１００ミクロン未満の平均結晶粒度を含む、請求項４７に記載の接合ターゲット。
54. 前記平均結晶粒度は約１５ミクロン〜約５０ミクロンである、請求項５３に記載の接合ターゲット。
55. 前記平均結晶粒度は約３０ミクロン未満である、請求項５３に記載の接合ターゲット。
56. 前記ターゲットは、少なくとも約１５ksiの接合強度を有してバッキングプレートに拡散接合される、請求項４７に記載の接合ターゲット。
57. 前記接合強度は少なくとも約３０ksiである、請求項５６に記載の接合ターゲット。
58. 前記バッキングプレートはＣｕＣｒバッキングプレートである、請求項５６に記載の接合ターゲット。
59. モノリシックスパッタリングターゲットの形成方法であって：
    銅及び全量１０重量％以下の１種以上の合金元素から本質的になる銅ビレットを提供することと；
    前記ビレットを少なくとも約９００°Fの温度に加熱し、該温度を少なくとも約４５分間維持することと；
    前記ビレットを熱間鍛造して少なくとも約５０％高さを低減して鍛造ブロックを形成することと；
    前記鍛造ブロックを冷間圧延して少なくとも約６０％の低減にして、ブランクを形成することと；
    前記ブランクを加熱して再結晶を誘起し、約１００ミクロン未満の平均結晶粒度を有する最終結晶粒分布を形成することと；
    前記ブランクをモノリシックターゲット形状へと形成することと；
    を含む方法。
60. 前記熱間鍛造後に水焼入れをさらに含む、請求項５９に記載の方法。
61. 前記１種以上の合金元素は、Ｃｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｎｂ、及びＨｆからなる群から選択される１種以上の元素を含む、請求項５９に記載の方法。
62. 前記１種以上の合金元素は、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｎ、及びＴｉからなる群から選択される、請求項６１に記載の方法。
63. モノリシックスパッタリングターゲットの形成方法であって：
    重量で少なくとも９９．９９％の銅を含む銅ビレットを提供することと；
    前記ビレットを少なくとも約９００°Fの温度に加熱し、該温度を少なくとも約４５分間維持することと；
    前記ビレットを熱間鍛造して少なくとも約５０％高さを低減して鍛造ブロックを形成することと；
    前記鍛造ブロックを冷間圧延して少なくとも約６０％の低減にして、ブランクを形成することと；
    前記ブランクを加熱して再結晶を誘起し、約１００ミクロン未満の平均結晶粒度を有する最終結晶粒分布を形成することと；
    前記ブランクをモノリシックターゲット形状へと形成することと；
    を含む方法。
64. 前記平均結晶粒度は約５０ミクロン以下である、請求項６３に記載の方法。
65. 前記平均結晶粒度は約１５ミクロン以下である、請求項５７に記載の方法。
66. 前記冷間圧延の前に等チャンネル角度押出しを実行することをさらに含む、請求項５７に記載の方法。
67. 接合スパッタリングターゲットの形成方法であって：
    重量で少なくとも９９．９９％の銅を含む銅ビレットを提供することと；
    前記ビレットを少なくとも約９００°Fの温度に加熱し、該温度を少なくとも約４５分間維持することと；
    前記ビレットを熱間鍛造して少なくとも約５０％高さを低減して鍛造ブロックを形成することと；
    前記鍛造ブロックを冷間圧延して少なくとも約５０％の低減にして、ブランクを形成することと；
    前記ブランクをバッキングプレートに接合することと；
    を含む方法。
68. 前記接合は、再結晶を誘起し、約１００ミクロン未満の平均結晶粒度を有する最終結晶粒分布を形成する温度で行われる、請求項６７に記載の方法。
69. 前記接合は少なくとも１５ksiの強度を有する接合を生成する、請求項６７に記載の方法。
70. 前記熱間鍛造は：
    初期加熱と；
    部分的な高さの低減と；
    少なくとも１回の再加熱及び追加の高さの低減と；
    を含む、請求項６７に記載の方法。
71. 前記熱間鍛造後に水焼入れをさらに含む、請求項６７に記載の方法。
72. 接合スパッタリングターゲットの形成方法であって：
    銅及び全量１０重量％以下の１種以上の合金元素から本質的になる銅ビレットを提供することと；
    前記ビレットを少なくとも約９００°Fの温度に加熱し、該温度を少なくとも約４５分間維持することと；
    前記ビレットを熱間鍛造して少なくとも約５０％高さを低減して鍛造ブロックを形成することと；
    前記鍛造ブロックを冷間圧延して少なくとも約５０％の低減にして、ブランクを形成することと；
    前記ブランクをバッキングプレートに接合することと；
    を含む方法。
73. 前記接合は、再結晶を誘起し、約１００ミクロン未満の平均結晶粒度を有する最終結晶粒分布を形成する温度で行われる、請求項７２に記載の方法。
74. 前記１種以上の合金元素は、Ｃｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｒｅ、Ｐｔ、Ｎｂ、及びＨｆからなる群から選択される１種以上の元素を含む、請求項７２に記載の方法。
75. 前記１種以上の元素は、Ａｇ、Ａｌ、Ｓｎ、及びＴｉからなる群から選択される、請求項７４に記載の方法。
76. 前記接合は、少なくとも１５ksiの強度を有する接合を生成するための拡散接合を含む、請求項７２に記載の方法。
77. 前記熱間鍛造は：
    初期加熱と；
    部分的な高さの低減と；
    少なくとも１回の再加熱及び追加の高さの低減と；
    を含む、請求項７２に記載の方法。
78. 前記冷間圧延の前に等チャンネル角度押出しを実行することをさらに含む、請求項７２に記載の方法。
79. 銅を含むスパッタリングターゲットの形成方法であって：
    純度少なくとも９９．９９％の銅を有するＣｕビレットを提供することと；
    前記Ｃｕビレットを、３００℃を超える温度で熱間鍛造して少なくとも約４０％高さを低減して鍛造ブロックを形成することと；
    前記鍛造ブロックを水焼入れすることと；
    押出しプロセスであって：
    等チャンネル角度押出し（ＥＣＡＥ）を通る前記鍛造ブロックの少なくとも４つのパス と；
    該少なくとも４つのパスの少なくとも幾つかの間に中間焼なましすることと、前記押出しプロセスの最中にＥＣＡＥダイを約１２５℃〜約２２５℃の温度に加熱することとの一方または両方を含む熱処理と；
    を含む押出しプロセスを実行することと；
    押出しプロセスの後に、冷間圧延して９０％未満の低減にして、ブランクを形成することと；
    前記ブランクをターゲットへと形成することと；
    を含む方法。
80. 水焼入れの前に前記鍛造ブロックを溶体化することをさらに含み、該溶体化は前記鍛造ブロックを少なくとも約５００℃の温度に加熱し、該温度を少なくとも約６０分間維持する、請求項７９に記載の方法。
81. 前記押出しプロセスは、約１２５℃〜約２２５℃の温度で約１時間を超える中間焼なましを含む、請求項７９に記載の方法。
82. 前記ブランクを加熱して前記銅を再結晶し、前記ブランク内部に最終結晶粒分布を形成することをさらに含み、前記最終結晶粒分布は約１〜約２０ミクロンの平均結晶粒度を有し；前記ブランクをターゲットへと形成することはモノリシックターゲットを形成する、請求項７９に記載の方法。
83. 前記ブランクをターゲットへと形成することは、接合ターゲットを形成することを含む、請求項７９に記載の方法。
84. 前記接合ターゲットを形成することは、前記ターゲットをバッキングプレートに接合することを含み、前記接合は、約３２５℃以下の温度で約４時間未満行われ、前記接合は、熱間静水圧成形処理、ロールクラッディング、はんだ付け及び拡散接合のうちの少なくとも１つを含む、請求項８３に記載の方法。
85. 前記接合は、少なくとも約１０ksi〜約１５ksiの接合降伏強さを有する接合を形成するための拡散接合を含む、請求項８４に記載の方法。
86. 前記平均結晶粒度は１ミクロン〜約５０ミクロンである、請求項７９に記載の方法。
87. 前記平均結晶粒度は５ミクロン〜約２０ミクロンである、請求項８７に記載の方法。
88. 均一な結晶粒度分布は前記ブランクの全体にわたって存在し、均一な結晶粒度は１５％未満の標準偏差（１−シグマ）を有する、請求項７９に記載の方法。
89. 前記結晶粒度均一性の標準偏差は約１０％未満（１−シグマ）である、請求項８８に記載の方法。
90. 前記Ｃｕビレットは純度少なくとも約９９．９９９％の銅を有する、請求項７９に記載の方法。
91. 前記Ｃｕビレットは純度少なくとも約９９．９９９９％の銅を有する、請求項７９に記載の方法。
92. 前記Ｃｕビレットは純度少なくとも約９９．９９９９５％の銅を有する、請求項７９に記載の方法。
93. 前記少なくとも４つのパスは４〜６パスからなる、請求項７９に記載の方法。
94. 銅合金スパッタリングターゲットの形成方法であって：
    ９９．９９％未満の銅とＣｄ、Ｃａ、Ａｕ、Ａｇ、Ｂｅ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｐｄ、Ｈｇ、Ｎｉ、Ｉｎ、Ｚｎ、Ｂ、Ｇａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、Ｗ、Ｃｒ、Ｏ、Ｓｂ、Ｉｒ、Ｐ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｔｅ、Ｆｅ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓｃ、及びＨｆからなる群から選択される少なくとも１種の合金元素とから本質的になるＣｕビレットを提供し、該Ｃｕビレット中に存在する前記少なくとも１種の合金元素の全量は少なくとも１００ppm及び１０重量％未満であることと；
    前記Ｃｕビレットを、３００℃を超える温度で熱間鍛造して少なくとも約４０％高さを低減して鍛造ブロックを形成することと；
    押出しプロセスであって：
    等チャンネル角度押出し（ＥＣＡＥ）を通る前記鍛造ブロックの少なくとも４つのパス と；
    前記押出しプロセスの最中にＥＣＡＥダイを加熱することと、少なくとも４つのパスの少なくとも幾つかの間に約１２０℃〜約３２５℃の温度で少なくとも１時間中間焼なましすることとの一方または両方を含む熱処理と；
    を含む押出しプロセスを実行することと；
    前記押出しプロセスの後に、冷間圧延して約９０％未満の低減にして、ブランクを形成することと；
    前記ブランクをターゲットへと形成することと；
    を含む方法。
95. 前記押出しプロセスは、前記ＥＣＡＥダイを約１２５℃〜約３２５℃の温度に加熱することを含む、請求項９４に記載の方法。
96. 前記押出しプロセスの前に、少なくとも約５００℃の温度に加熱し、該温度を少なくとも約６０分間維持することによって、前記鍛造ブロックを溶体化することをさらに含む、請求項９４に記載の方法。
97. 前記少なくとも４つのパスは４〜６パスからなる、請求項９４に記載の方法。
98. 前記押出しプロセスの最中及び後に前記方法は３５０℃以下の温度のみを利用し、前記ブランクをターゲットへと形成することは、モノリシックターゲットを形成することを含む、請求項９４に記載の方法。
99. 前記ブランクをターゲットへと形成することは、接合ターゲットを形成することを含む、請求項９４に記載の方法。
100. 完全な静的再結晶処理を実行することは、前記接合ターゲットを形成することの前に、約２５０℃〜約５００℃の温度で約１時間〜約８時間行われることをさらに含む、請求項９９に記載の方法。
101. 完全な静的再結晶処理を実行することは、前記接合ターゲットを形成した後に、約２５０℃〜約５００℃の温度で約１時間〜約８時間行われることをさらに含む、請求項９９に記載の方法。
102. 前記接合ターゲットを形成することは、前記ターゲットをバッキングプレートに接合することを含み、前記接合は、約５００℃以下の温度で約４時間未満行われ、前記接合は、熱間静水圧成形処理、ロールクラッディング、はんだ付け、爆発接合、無摩擦鍛造及び拡散接合のうちの少なくとも１つを含む、請求項９９に記載の方法。
103. 前記接合は、少なくとも約１０ksi〜約１５ksiの接合降伏強さを有する接合を形成するための拡散接合を含む、請求項９９に記載の方法。
104. 前記平均結晶粒度は１ミクロン〜約５０ミクロンである、請求項９４に記載の方法。
105. 前記平均結晶粒度は約５ミクロン〜約１０ミクロンである、請求項１０４に記載の方法。
106. 前記平均結晶粒度は約１ミクロン未満である、請求項９４に記載の方法。
107. 均一な結晶粒度分布は前記ブランクの全体にわたって存在し、均一な結晶粒度は１５％未満の標準偏差（１−シグマ）を有する、請求項９４に記載の方法。
108. 前記結晶粒度均一性の標準偏差は約１０％未満（１−シグマ）である、請求項１０７に記載の方法。
109. 前記押出しプロセスの前に、約５００℃未満の温度で時効処理を実行して、約０．５ミクロン以下の平均析出物サイズを有する析出物を形成することをさらに含む、請求項９４に記載の方法。

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