专利名称：物理汽相淀积靶及制造金属材料的方法
技术领域：
本发明涉及物理汽相淀积靶组合物，而且还涉及由面心立方(f.c.c.)单位晶格金属或合金构成的材料的制造方法。
背景技术：
物理汽相淀积(PVD)是将薄的金属和陶瓷层沉积在基片上的技术，其包括溅射处理。PVD处理可用于半导体装置的制造，以便在半导体基片上形成薄的材料膜。在半导体基片上形成薄膜的困难在于，在不平坦的表面上要保持薄膜厚度和组分均匀。例如，半导体基片通常具有形成于其上的沟槽和通道，溅射处理的目的是在整个基片表面以及沟槽和通道内形成具有均匀厚度的薄膜。由于半导体装置变得越来越小，因此，沟槽和通道的长宽比增大，且越来越难于在沟槽和通道内形成均匀的薄膜。
制造溅射靶的特别重要的材料是面心立方(f.c.c.)金属，例如铝、铜、金和镍及其合金。会影响靶性能的溅射靶的三个冶金性能是材料均匀度(没有沉淀、孔隙、夹渣及其它缺陷)、晶粒尺寸(通常优选细小的晶粒尺寸，而不是粗大的晶粒尺寸)和晶体结构(晶体结构是指特定结晶取向的强度；“弱”晶体结构的结晶取向基本上是随机分布的，而“强”晶体结构的结晶取向分布具有主结晶取向)。
强<220>取向的晶体结构在沉积率和薄膜均匀度方面具有最佳的靶性能，并可形成良好的具有较大长宽比的侧壁和沟槽和通道的阶梯形覆盖层。具有强<220>取向的靶可以认为是最佳的情况，其中倾斜分布的溅射材料集中在垂直于靶表面的方向周围。具体地说，面心立方材料的原子辐射优选沿<220>密集方向产生。<220>取向晶体结构的优点被认为是在方向沉积技术例如长射程溅射和自电离等离子PVD。
除了晶体结构的适当取向以外，小晶粒尺寸是溅射靶的一个重要的和理想的特性。具体地说，与粗大晶粒的靶所形成的薄膜相比，溅射靶中较小且均匀的晶粒尺寸使得由该靶可形成具有良好质量的薄膜。小晶粒与粗大晶粒相比，其可获得的良好质量方面包括在底层基片的不平坦表面上形成良好的溅射喷镀薄膜的阶梯形覆层。
人们希望形成一种包括细小晶粒尺寸和强<220>取向晶体结构的PVD靶(细小晶粒尺寸是平均晶粒尺寸小于约30微米且最好是小于约1微米)。但是，实践证明很难获得这种组合的性能，相反，在具有<220>取向晶体结构的靶中，平均晶粒尺寸至少是40微米。另外，在制造靶过程中很难保持<220>取向晶体结构。例如，通过锻造柱形材料坯就可在材料中形成轴向<220>取向的晶体结构。但是，冷或温锻通常包括锻造材料的再结晶退火，且这会使晶体结构从<220>取向变为<200>取向。可通过在温度高于所处理的材料的静态再结晶温度的条件下进行热锻来避免这种不利的再结晶，因此热锻已成为一种广泛使用的制造具有强<220>取向晶体结构的靶的方法。利用热锻的难点在于，用于热锻的高处理温度和有限的应变会导致产生尺寸明显超过30微米的不均匀晶粒尺寸。另外，在热锻处理的靶材料中会形成不希望有的较大的第二相沉淀(＞5微米)。
上述的问题和过程与轴向<220>取向的晶体结构的形成有关，类似的问题与平面取向的<220>晶体结构的形成有关。除了轴向<220>取向的晶体结构以外，人们还希望形成平面取向的<220>晶体结构，其中，平面取向的<220>晶体结构在特定的应用场合例如在包括矩形靶的应用场合优于轴向<220>取向的晶体结构。
由于采用普通的方法很难形成具有轴向或平面取向的<220>晶体结构的PVD靶，因此，迫切需要发明一种用于形成这种晶体结构的新方法。
发明内容本发明涉及一种PVD靶。该靶包括一个面心立方的金属体，例如可包括铝、铜、银、金、镍、黄铜、铈、钴(例如钴β)、钙(例如钙α)、铁(例如铁γ)、铅、钯、铂、铑、锶、镱和钍中的一种或多种。靶最好包括铝、铜、金、镍和铂中的一种或多种。靶可包括以平均晶粒尺寸小于约30微米最好是小于1微米为特征的均匀晶粒尺寸、均匀且强的<220>取向晶体结构和在任何位置基本均质单一的组合物，这种组合物基本上无气孔、颗粒、孔隙和夹渣。
一方面，本方面涉及一种制造PVD靶的方法。该方法包括由材料铸锭制造成坯料和对坯料进行初始热机械处理。热机械处理可包括均质处理、热锻和溶解处理中的一种或多种，并可在可消除例如沉淀、孔隙和气孔这样的铸造缺陷的温度、时间和变形量的条件下进行。除了热机械处理以外，还可采用时效处理来使沉淀在坯料内均匀分布。沉淀基本上都具有小于0.5微米的最大尺寸。
坯料通过一个具有两个相邻且交叉的基本上相互等截面的槽的模多次(例如4-8次)挤压(所谓的等槽角挤压或ECAE)。两个槽相互以一个180°以外的倾角交叉。坯料可以任何的变形路径经过槽，典型的路径包括在多次操作之间使坯料旋转90°成相同的方向(所谓的“路径D”)。
在挤压坯料之后，坯料具有小于1微米的动态再结晶平均晶粒尺寸。而且，挤压可在坯料内形成弱的或甚至完全不规则的晶体结构。
在坯料内形成弱晶体结构之后，进行另外的处理，从而在坯料内产生所需的<220>取向的晶体结构。另外的处理最好在坯料内保持亚微米的平均晶粒尺寸，且同时可形成<220>取向的晶体结构。一种在坯料内形成<220>取向晶体结构的典型方法包括锻造圆形坯料以形成轴向<220>取向的晶体结构。另一种在坯料内形成<220>晶体结构的典型方法包括沿两个垂直方向(方向最好与坯料轴线一致)交叉轧制矩形坯料来形成平面取向的<220>晶体结构。再一种在坯料内形成<220>取向晶体结构的典型方法包括沿4个以上的方向交叉轧制圆形坯料来形成轴向<220>取向的晶体结构。在产生<220>取向晶体结构的过程中，热锻和交叉轧制可在坯料内引起一些晶粒生长，但最好在热锻和/或交叉轧制之后，平均晶粒尺寸小于30微米。
在坯料内形成<220>取向的晶体结构之后，可进行变形后消除应力退火来增强<220>取向晶体结构的强度。变形后消除应力退火可在坯料内保持亚微米平均晶粒尺寸的条件下进行。除了变形后消除应力退火以外或者替换变形后消除应力退火，可在交叉轧制道次数之间和/或锻造道次数之间在坯料上进行中间退火。而且，可在静态再结晶开始阶段进行再结晶退火来保持主<220>取向的晶体结构和在坯料内具有从几微米到小于30微米的平均晶粒尺寸。
除了上述方法之外，本发明还涉及PVD靶结构和组成。
下面将结合附图对本发明的优选实施例进行描述。
图1是正用ECAE装置进行处理的材料的横截面图。
图2示出了一种锻造圆坯的过程。
图3示出了一种沿两个垂直方向交叉轧制矩形坯的过程。
图4示出了一种沿四个方向交叉轧制圆坯的过程。
图5(a-h)是包括Al和0.5％Cu的材料的轴向<220>取向的结构强度的变化图。这些图示出了在进行ECAE并进一步在150℃的处理温度下进行锻造达到50％(a、b)、62％(c、d)和72％(e、f)的压缩量后在变形状态(a、c、e)或在175℃退火1小时后(b、d、f)的材料晶体结构，其相当于反极象图。<220>极性图(g)和(h)分别相当于反极象图(e)和(f)。在全部的图示情况下，晶粒平均尺寸大约为0.5微米。
图6是包括Al和0.5％Cu的材料在进行ECAE和温锻之后的轴向<220>取向的晶体结构强度的变化图。具体地说，这些图示出了在150℃温度下进行50％、62％或72％压缩的锻造的<220>平面百分比在变形状态(124)、在100℃退火1小时后(122)和在175℃退火1小时后(120)的变化。
图7(a-d)是包括Al和0.5％Cu的材料的轴向<220>取向的晶体结构图。图(a)和(b)对应的是在进行ECAE并在250℃温度下进行75％压缩的锻造和在225℃退火0.5小时后的材料，图(a)是<220>极性图，图(b)是<001>反极象图。图(a)和(b)所示材料的晶粒平均尺寸大约为10微米。图(c)和(d)对应的是在进行ECAE并在350℃温度下进行75％压缩的锻造和自退火后的材料，图(c)是<220>极性图，图(d)是<001>反极象图。图(c)和(d)所示材料的晶粒平均尺寸大约为30微米。
图8(a-h)是包括Al和0.5％Cu的材料的<220>平面取向结构强度的变化图。这些图示出了在进行ECAE并沿两个方向进行50％(a、b)、75％(c、d)和90％(e、f)压缩的交叉轧制后在变形状态(a、c、e)或在150℃退火1小时后(b、d、f)的材料晶体结构，其相当于反极象图。<220>极性图(g)和(h)分别相当于反极象图(e)和(f)。在全部的图示情况下，晶粒平均尺寸大约为0.5微米。
图9(a和b)是包括Al和0.5％Cu的材料在进行ECAE和沿两个垂直方向进行交叉轧制后的<220>平面取向晶体结构的强度变化图。其中，图(a)示出了<220>平面取向的百分比变化，图(b)示出了作为交叉轧制压缩比(50％、75％和90％)的函数的OD指数的变化。图中的数据是材料在变形状态(图(a)中的300和图(b)中的310)，在100℃退火1小时后(图(a)中的302和图(b)中的312)以及在150℃退火1小时后(图(a)中的304和图(b)中的314)绘制的材料数据。图(a)的<220>百分比由<200>、<220>、<113>和<111>四个平面计算得出。在全部的图示情况下，晶粒平均尺寸大约为0.5微米。
图10(a和b)是99.9998％的纯Cu在进行ECAE和8道次75％压缩的交叉轧制后的较强的<220>平面取向晶体结构图，其中，图(a)是<220>极性图，图(b)是<001>反极象图。晶粒平均尺寸大约为0.5微米。
图11(a-c)是在进行ECAE和75％压缩的沿相互成22.5°的8个方向进行交叉轧制后的轴向<220>取向的晶体结构图，其中，图(a)是<220>极性图，图(b)是<111>极性图，图(c)是<001>反极象图。晶粒平均尺寸大约为0.5微米。
图12(a-d)是包括Al和0.5％Cu的材料的<220>平面取向晶体结构图。变形过程包括进行ECAE然后进行12道次90％压缩的交叉轧制。消除应力退火对<220>平面取向结构的强度的影响由反极象图(a)、(b)和(c)表示，其中，图(a)表示在150℃温度下消除应力退火2小时后的材料，图(b)表示在175℃温度下消除应力退火1小时后的材料，图(c)表示在200℃温度下消除应力退火1小时后的材料。图12(a-c)中所有试样的稳定平均晶粒尺寸大约为0.5微米。反极象图(d)示出了再结晶退火后的<220>平面取向晶体结构，具体地说，其示出了在225℃温度下退火1小时后并且考虑了第一阶段的静态再结晶后的晶体结构。图12(d)所用试样的晶粒平均尺寸大约为5微米。
图13(a和b)是包括Al和0.5％Cu的材料在进行ECAE和沿两个垂直方向进行12道次90％压缩的交叉轧制后的<220>平面取向结构的强度随消除应力退火而变的函数变化图。图(a)表示<220>、<200>、<113>和<111>平面各自的百分比变化，图(b)表示OD指数的变化。图中的数据是材料在150℃消除应力退火2小时后，在175℃退火1小时后以及在200℃退火1小时后绘制的材料数据。在全部的图示情况下，晶粒平均尺寸大约为0.5微米。
图14是包括Al、0.2％硅和0.5％Cu的材料在进行ECAE和沿两个垂直方向进行8道次75％压缩的交叉轧制后的<220>平面取向结构的强度随消除应力退火而变的函数变化图。图中示出了在150℃消除应力退火3小时、在170℃消除应力退火3小时以及在200℃消除应力退火3小时后的<220>、<200>、<113>和<111>平面各自的百分比变化。在全部的图示情况下，晶粒平均尺寸大约为0.5微米。
图15是通过本发明实现的溅射靶的横截面图。
具体实施方式本发明涉及一种用于制造物理汽相淀积靶例如溅射靶的方法，该靶具有小于30微米(最好是小于1微米)的均匀晶粒平均尺寸和强度可控的轴向或平面取向<220>晶体结构。靶基本上还没有铸造缺陷，例如没有(或极少有)孔隙、颗粒和夹渣。本发明涉及等槽角挤压(ECAE)与锻造和交叉轧制中的一种或其两者一起组合使用以便在金属材料中产生所需的晶体结构。ECAE在US5400633、US5513512、US5600989、US5850755和US5590389中均有描述，这里作为参考对其进行引用。
本发明的方法可采用ECAE来使面心立方单位晶格的金属和合金变形。变形可在低温下产生，并通过所选择的处理路径和经过ECAE装置处理的操作道次数来形成弱的或不规则的晶体结构。变形还可细化结构，从而在处理过的材料中形成非常细小的晶粒尺寸，最好是小于1微米。
在进行ECAE之后，可对变形材料进行另外的交叉轧制和/或锻造，以便在材料中形成平面取向或轴向<220>取向的晶体结构。低温ECAE可提供动态再结晶的超细晶粒材料，该材料在进行冷锻或温锻和/或交叉轧制(假定在温度低于所处理材料的静态再结晶温度下进行该处理)之后仍保持动态再结晶和超细晶粒状态。由于超细晶粒结构保持动态再结晶状态，因此，可避免再结晶退火处理。由于该原因和其它的原因，本发明的方法可用于形成溅射靶，该靶具有最好是小于1微米的细小且均匀的平均晶粒尺寸，而且具有较强的<220>取向的晶体结构。
在本发明的另一个方面，在ECAE步骤之后，进行热锻或交叉轧制，其处理温度高于所述材料的静态再结晶温度。在热锻和/或交叉轧制过程中，通过精确地控制ECAE挤压超细晶粒材料的处理温度、再结晶和有限晶粒生长就可形成溅射靶，该靶具有明显的<220>取向晶体结构和均匀的晶粒尺寸，且其平均尺寸小于30微米。
在本发明的再一个方面，在低温ECAE后，材料可经过消除应力退火、冷或温的交叉轧制和/或锻造。消除应力退火可增强变形的<220>取向晶体结构的强度，同时可保持由ECAE所产生的超细晶粒晶体结构的晶粒尺寸。平均晶粒尺寸可小于1微米。如果进行消除应力退火处理，由材料形成的溅射靶就可具有较强的<220>取向晶体结构和例如小于1微米的均匀细晶粒尺寸。
在本发明的有些方面，材料经过静态再结晶处理以及交叉轧制和/或锻造。如果在材料上进行这种静态再结晶处理，由该材料所形成的溅射靶就可具有明显的<220>取向晶体结构和均匀的晶粒尺寸，其平均晶粒尺寸小于30微米。
如果利用本发明来形成溅射靶，靶可包括面心立方单位晶格金属(也就是，具有由面心立方单位晶格所确定的结晶结构的金属，例如，铝、铜、银、金、镍、黄铜、铈、钴β、钙α、铁γ、铅、钯、铂、铑、锶、镱和钍中的一种或多种)，其具有均匀的<220>轴向或平面取向的晶体结构，该晶体结构具有可控的强度。溅射靶还可包括小于30微米(在特定情况下小于1微米)的平均晶粒尺寸、全部同质的材料结构、无铸造缺陷(例如气孔、孔隙和夹渣)和非常细小和均匀分布的沉淀/相，且沉淀/相的最大尺寸小于0.5微米(在特定情况下，可不包括沉淀/相)。
在特定实施例中，本发明的方法可用于由铸造材料形成PVD靶(例如溅射靶)。初始步骤可减少或消除第二相沉淀、气孔、孔隙、夹渣和来自铸造材料的其它任何的铸造缺陷，并在整个材料中形成同质的结构。在进行任何处理之前，可通过等槽角挤压(ECAE)来减少铸造缺陷，并可对铸锭材料进行热机械处理。在普通的热机械处理中，均质处理、溶解处理、时效处理和热锻是较为普遍使用的金属冶金工艺处理。利用均质处理可使铸锭中所存在的宏观偏析和微观偏析完全(或基本上完全)重新分布，还可利用均质处理在铸锭材料制成的整个坯件中形成由基本构成元素和掺杂物构成的均匀组合物。可采用热锻来破坏铸造枝晶结构并消除如孔隙、气孔、孔穴和夹渣这样的铸造缺陷。可利用溶解处理通过将材料微观结构中所存在的任何第二相沉淀溶解到溶液中，从而由铸造材料生产出无沉淀的坯件。最后，通过利用时效处理在整个铸造材料坯中使产生第二相沉淀变得非常细小且均匀分布。沉淀的最大尺寸小于0.5微米。沉淀细小且均匀分布可增强变形过程所形成的微观结构的稳定性。时效处理可作为热处理在溶解步骤之后进行，并可在ECAE之前或之后进行。
上述的均质处理、热锻和溶解处理这些热机械处理可使所处理材料中的晶粒和颗粒尺寸惊人地增大，而随后根据本发明对材料所进行的ECAE处理可将晶粒和颗粒尺寸减小到所需的值。因此，诸如均质处理、热锻、溶解处理和/或时效处理的这些初始的处理可在优选的应变、时间和温度下进行，而无需考虑这些优选条件对晶粒尺寸/或颗粒尺寸的影响。
在进行坯件成型、均质处理、热锻、溶解处理和/或时效处理这些初始处理之后，金属材料经受严重的塑性变形使材料的结晶取向不规则分布(也就是削弱晶体结构)并减小晶粒尺寸。产生严重塑性变形的典型方法是ECAE。图1示出了一种典型的ECAE装置10。装置10包括模组件12，其确定了一对交叉槽14和16。交叉槽14和16横截面相同(或者至少基本相同，术语“基本相同”表示在ECAE装置的许用公差范围内槽是相同的)。
在工作过程中，金属材料坯18经槽14和16挤出。这种挤压使得在位于槽的交叉平面的薄区域中由于纯剪切导致金属材料坯一层又一层地产生塑性变形。
ECAE可在方坯形材料中产生严重的塑性变形，同时使坯料尺寸保持不变。ECAE是一种在金属材料中产生严重应变的优选方法，利用ECAE以较小的载荷和压力就可产生非常均匀和单一的应变。另外，ECAE每道次可实现较大的变形(ε＝1.17)，通过ECAE装置多道次就可实现较大的累积应变(N＝4道次，ε＝4.64)，通过利用不同的变形路径(也就是通过改变坯料经过ECAE装置的方向)就可在材料中产生各种不同的晶体结构/微观结构。
在本发明的典型方法中，以足以在金属材料坯中获得所需的微观结构(也就是弱晶体结构和小晶粒尺寸)的应变率和处理温度下进行ECAE，从而在整个坯料中形成均匀的应力-应变状态。材料坯可以多种路径和与材料的冷或热加工相应的温度多道次通过ECAE装置。一种优选的多道次通过ECAE装置的路径是所谓的“路径D”，其相当于坯料在每个后续道次操作之前恒定旋转90°。通过ECAE装置的典型道次数是4-8道次。普遍认为该典型的道次数足以通过机械诱导的动态再结晶使晶粒细化到亚微米尺寸。例如，典型的金属材料，例如带有0.5％Cu的Al、带有0.2％Si和0.5％Cu的Al、带有1％Si和0.5％Cu的Al、带有0.2％Ti和0.5％Cu的Al和99.999％的Cu，其通常的晶粒尺寸平均为约0.2-约0.5微米。除非特别说明，所有的百分比组分都是重量百分比。上述金属材料通常用于靶生产，且材料中形成的晶粒尺寸可比由ECAE之外的方法所形成的相同材料中的晶粒尺寸小至少大约100倍。而且，材料的晶体结构强度比由ECAE之外的方法所形成的相同材料的晶体结构强度减小大约3-5倍。
进行消除应力退火处理可使ECAE所形成的亚微米结构稳定。
在利用ECAE减小晶粒尺寸并削弱金属材料的晶体结构之后，可利用后续的加工(例如锻造和/或交叉轧制)在材料中形成较强和均匀的<220>取向的晶体结构。由ECAE在金属材料中所形成的动态再结晶亚微米结构可具有在进一步进行交叉轧制或锻造后非常适合于形成较强和均匀的<220>取向的晶体结构的特性。例如，经受ECAE的材料可随后呈现出近乎理想的塑性机械性能(也就是，根据塑性理论，可以是一个可形成结晶晶体结构的近乎最佳的物体)。而且，经受ECAE的材料可随后呈现出一种弱的或近乎无规则的晶体结构。这种晶体结构对通过如锻造或交叉轧制所产生的后续晶体结构的变化是有益的，因为对于每个晶粒在统计上具有相同的机会通过晶体结构变化步骤来达到最终的取向。相反，具有较强晶体结构的材料更难以利用来产生后续的晶体结构变化。
而且，ECAE动态再结晶亚微米结构可以不同于具有几微米晶粒尺寸的微观结构的方式来适应进一步的变形(例如在后续晶体结构变化步骤中所产生的变形)。对于亚微米结构，晶界滑动和晶粒转动的机理比经典的晶粒内的晶面滑移更重要。因此，ECAE形成的亚微米结构在进一步的处理(例如，冷或温交叉轧制或锻造)过程中仍可保持动态再结晶状态，并可保持整体等轴的亚微米晶粒尺寸，且与大晶粒尺寸的结构相比晶粒内的位移较小。因此，<220>取向的晶体结构可通过交叉轧制或锻造而成为ECAE形成的亚微米结构，同时保持结构的平均晶粒尺寸小于1微米。
由ECAE所形成的亚微米结构可在允许静态再结晶的条件下进行退火，但是，这通常会增大结构的晶粒尺寸，因此这不是优选的，而是要绝对避免进行这种退火。但是，如果在温度高于ECAE形成的亚微米结构的静态再结晶温度的条件下进行另外的处理(例如热锻或交叉轧制)，ECAE所形成的亚微米结构的均匀和细小的晶粒尺寸就仍具有优点。例如，尽管温度超过了静态再结晶温度晶粒就会生长，但晶粒尺寸的均匀度仍可保持并形成一种具有均匀晶粒平均尺寸的材料，其平均晶粒尺寸大约为1-30微米。
在ECAE之后，可采用多种变形方法中的任何一种来在材料中产生变形，并在所需的方向上形成所需的晶体结构。下面将结合附图2-14对三个具体实施例进行描述。
如图2所示，其示出了对一个圆坯20进行锻造从而在坯料中形成轴向<220>取向的晶体结构的过程。坯料20具有圆形上表面22和圆形下表面24，随后该坯料可用于形成一个具有由圆形上表面22或圆形下表面24形成的溅射表面的PVD靶。PVD靶中的轴向取向或纹理<220>晶体结构的晶粒的主取向<220>平面平行于靶溅射表面，而其晶格方向<uvw>垂直于(或大致垂直于)溅射靶表面。
应注意ECAE通常是对矩形或方形坯进行。在对方形坯进行ECAE之后，通过将方形坯切割成圆形而形成圆形坯20。图2示出了呈假想图线25形状的ECAE方形坯，圆形坯20可由该方形坯切割而成。圆形坯20的几何形状保证可通过适当的锻造而形成轴对称的镦锻变形，从而在整个坯料中形成均匀的<220>取向。
锻造装置30示意性地在图2中示出，其包括一对可彼此相对移动并将坯料20压在其之间的板32和34。板32和34可通过一个动力源(未示出)例如马达或液压缸来驱动。板32和34的移动可包括只有一个板进行移动或两个板都进行移动。
图示的锻造过程最好在无摩擦状态下进行，从而最恰当地使晶体结构均匀。实现无摩擦锻造的一种方法是分别在板32和34中加工出凹槽36和38，并将润滑剂充入凹槽中。润滑剂可润滑与锻造设备相接触的坯料20的表面。
在图2所示的锻造过程中，两个起重要作用的参数是锻造所引起的变形总量(也就是压缩百分比)和锻造过程中的坯料20的温度。如果在锻造过程中坯料20的温度保持小于静态再结晶温度，那么锻造温度和总变形量其中之一或其两者的增大就会增强<220>轴向晶体结构的强度，同时保持优选小于1微米的超细ECAE晶粒尺寸。
图5和6示出了由包括Al和0.5％Cu的坯料在进行ECAE和各种锻造过程之后所获得的典型数据。具体地说，所列的数据是在150℃温度下对坯料进行锻造且变形达到50％压缩(图5a)、62％压缩(图5c)和72％压缩(图5e、5g)时所获得的。晶体结构的轴向取向性能可由图5g所示的<220>极性图的环形图形进行识别。在图5所示的所有情况下，平均晶粒尺寸为0.5微米。图5中的数据表明在反极象图中的最大值逐渐从2.7增大到7.76倍的随机量(t.r.)(图5a、5c、5e)。图6示出了<220>百分比，百分比逐渐从60％增大到85％。具体地说，图6示出了在150℃温度下进行75％压缩锻造的<220>平面百分比在变形状态(124)、在100℃退火1小时后(122)和在175℃退火1小时后(120)的变化。
如果在锻造过程中坯料20的温度超过静态再结晶温度，可优化锻造变形量和温度来获得<220>晶体结构并将再结晶晶粒尺寸限制到小于30微米。图7示出了包括Al和0.5％Cu的坯料进行ECAE和各种锻造过程之后所获得的典型数据。图7(a)和7(b)示出了在进行ECAE并在250℃温度下进行热锻以及再在225℃温度下退火0.5小时之后所形成的较强的<220>轴向晶体结构。用于生成图7(a)和7(b)所示数据的材料的晶粒平均尺寸大约为10微米。图7(c)和7(d)示出了在350℃温度下进行热锻之后所形成的较强的<220>轴向晶体结构。用于生成图7(c)和7(d)所示数据的材料的晶粒平均尺寸大约为30微米，且相应的<220>百分比大约为80％。
如图2所示，其所示的坯料20是锻造之后而不是锻造之前的平的圆形坯。在锻造之后，坯料20可直接用作溅射靶，表面22和24其中之一可作为溅射表面，或者可进行加工而将坯料制成所需的靶形状。而且，如果对于特定的靶结构需要改变组成时，坯料20在进行了图2所示的锻造之后可再进行热处理，从而改变坯料20内的组成(例如，增大坯料20内的晶粒平均尺寸和/或稳定坯料20中的材料晶体结构)。
图2所示的实施例是对圆形ECAE坯料在适当的应变和锻造温度下进行锻造而使较强的轴向<220>取向的晶体结构削弱，并保持亚微米ECAE平均晶粒尺寸或者形成平均晶粒尺寸大于1微米且小于或等于大约30微米的较大的平均晶粒尺寸。但是，将薄盘物品(类似特定的溅射靶结构)锻造到较大的直径对厚度比是较为复杂的。特别是，在低温条件下和对于大尺寸的靶，需要昂贵的工具和较大的载荷和压力。这些实际中的困难可通过利用包括在ECAE步骤之后进行交叉轧制来形成<220>晶体结构的本发明的实施方式来加以克服。
下面将结合附图3来对完成交叉轧制的本发明的实施例进行描述。图3所示实施例可通过沿两个垂直方向进行交叉轧制来生产出具有可控强度和晶粒尺寸小于或等于大约30微米最好是小于1微米的<220>平面取向的晶体结构。图示的立方形坯料50包括方形上表面52、方形下表面54(在图3中看不到)和四个侧表面56(在图3中只能看到三个)。除了图示的立方形以外，坯料50还可包括其它的形状，这包括其中至少两个表面是矩形形状而不是方形的形状。坯料50最终可用于形成具有由上表面52或下表面54所确定的溅射表面的PVD靶。平面取向或板形<220>晶体结构的主要晶粒的<220>平面平行于靶表面且其晶格方向<uvw>处于靶表面。
图示的第一轴线X1沿上表面52延伸，第二轴线X2垂直于轴线X1延伸。图3示意性地示出了包括一对轧辊62和64的交叉轧制装置60。坯料50在轧辊62和64之间通过，从而来压坯料50并使其产生变形。如图所示，坯料50首先沿轴线X1或轴线X2中的任意一条轴线进行轧制，然后再沿轴线X1或轴线X2中的另一条进行轧制，从而完成沿两个垂直方向对坯料50的交叉轧制。可采用的轧制状态是在坯料50每道次通过交叉轧制装置60的过程中提供近乎均匀的平面应力-应变状态。最好，如图所示，所选择的交叉轧制的方向与坯料轴线相一致。
在进行图3所示交叉轧制过程中的三个重要的参数是交叉轧制过程中的坯料50的温度、由交叉轧制所引起的总变形量(也就是交叉轧制的总压缩比)和对坯料50进行交叉轧制的道次数(这也可表示为坯料50每道次所获得的变形增量)。
图3所示的交叉轧制最好在使坯料50的材料温度仍然保持在其静态再结晶温度以下的温度进行。这样可在交叉轧制过程中使坯料材料仍保持由ECAE过程所形成的超细晶粒尺寸。但是，如果在坯料50的材料温度超过其静态再结晶温度下进行交叉轧制，可优化处理温度，以便在坯料50中形成<220>晶体结构和平均晶粒尺寸约小于30微米的微米结构。
较大的交叉轧制总压缩比和/或增大交叉轧制的道次数可逐渐增大坯料50中的<220>平面取向晶体结构的强度。交叉轧制的总压缩比最好大于50-60％，轧制的道次数可选择成使每道次轧制就可实现最好是5-20％的交叉轧制压缩增量。采用足够大的交叉轧制压缩和适当的轧制道次数就可在坯料50的整个厚度范围内获得最优的应变-应力分布。
图8和9示出了由包括Al和0.5％Cu的坯料在进行ECAE后再沿两个垂直方向进行交叉轧制后所获得的典型数据；并示出了交叉轧制的总压缩比和交叉轧制道次数两个组合参数的效果。具体地说，图8包括显示材料内的晶体结构的图形，图9包括显示<220>取向百分比变化的图(a)和显示与交叉轧制压缩比(50％、75％和90％)成函数关系的OD指数变化的图(b)。图9中的数据是材料在变形状态(图(a)中的300和图(b)中的310)，在100℃退火1小时后(图(a)中的302和图(b)中的312)以及在150℃退火1小时后(图(a)中的304和图(b)中的314)的材料数据。图9(a)的<220>百分比由<200>、<220>、<113>和<111>四个平面计算得出。在全部的图示情况下，晶粒平均尺寸大约为0.5微米。
在进行4道次50％压缩的轧制的情况下(图8(a))，所产生的弱<220>晶体结构具有大约58％的<220>百分比(图9(a))和3倍随机量的OD指数(图9(b))。在进行8道次75％压缩的轧制(图8(c))和12道次90％压缩的轧制而不进行退火(图8(e)和8(g))之后，如图所示，通过增大反极象图(图8(c)和8(e))的最大值、<220>百分比(在图9(a)中分别为82％和93％)和OD指数(在图9(b)中分别为7和15倍随机量)就可逐渐获得中到强的<220>晶体结构。而且，<220>极性图显示只有单个极性而不是环形图形(图8(g))。
图10示出了高纯度Cu(特别是99.9998％的纯度)也可按照图3所示的方法进行处理，并可获得与上述铝/铜合金类似的结果。具体地说，图10示出了在进行ECAE和沿两个垂直方向进行75％压缩的交叉轧制(通过8道次)后在铜中所产生的强<220>晶体结构，其<220>百分比为84％。
如图3所示，在锻造之后而不是在锻造之前，坯料50是一个平的材料。在锻造之后，坯料50可直接用作溅射靶，其上表面52或下表面54是溅射表面，或者可通过加工而形成所需的靶形状。图3示出了在交叉轧制后由坯料50切割或另外加工出的圆形靶形状65的假想图形。在进行了图3所示的交叉轧制之后，如果对于特定的靶结构需要改变其组成，坯料50可进行进一步的热处理来改变坯料50的组成(例如，增大坯料50内的平均晶粒尺寸和/或稳定坯料50的晶体结构)。
图3所示的实施例是对优选的矩形ECAE坯料在适当的应变、交叉轧制道次数和处理温度下沿两个垂直方向进行交叉轧制而形成平面取向的<220>晶体结构，同时保持ECAE亚微米晶粒尺寸或者形成较大的晶粒尺寸。较大的晶粒尺寸可以是大于1微米且小于或等于大约30微米。
图3所示实施例采用交叉轧制来形成平面取向的<220>晶体结构。图4所示的另一个实施例在ECAE之后采用交叉轧制来形成轴向<220>取向的晶体结构。相对于图2所示的锻造而言，采用交叉轧制来形成轴向<220>取向的晶体结构是优选的，通常采用交叉轧制的加工成本要低于锻造。
图4所示实施例可通过在ECAE之后进行交叉轧制来生产出具有可控强度和晶粒尺寸小于或等于大约30微米最好是小于1微米的<220>轴向的晶体结构。交叉轧制是沿4个或更多个不同的轧制方向进行，这些轧制方向相互均匀排列以保证变形大致是轴对称的。图示的是圆形坯料70，其可由方形坯料71(假想图形)切割而成。圆形坯料70可通过图4所示的处理过程而获得最优化的均匀晶体结构。圆形坯料70与图2所示的圆形坯料20相同，并可通过与上述对坯料20相同的处理过程而形成。
坯料70包括前表面72和相对的后表面(在图4中看不到)。坯料70最终可用于形成具有由前表面72或后表面所确定的溅射表面的PVD靶。
图示的第一轴线X沿前表面72延伸，第二轴线Y垂直于轴线X延伸。图4示意性地示出了坯料70四次通过交叉轧制装置(图4中未示出，但其与图3所示的交叉轧制装置60相同)的方向。如图所示，坯料70首先沿轴线Y进行轧制(轧制方向74)，然后沿轴线X进行轧制(轧制方向76)。然后，坯料70沿与轴线Y移位45°的轴线78进行轧制(在图4所示的第三次轧制中，轴线Y以虚线示出，以便于可看出轴线78与轴线Y成45°)，并再沿与轴线78移位90°的轴线80进行轧制(在图4所示的第四次轧制中，轴线78以虚线示出，以便于可看出轴线80与轴线78成90°)。可以理解，尽管在图4所示实施例中4道次交叉轧制是以相对于相邻道次轧制成45°角进行的，但本发明也可采用4道次以上的轧制来完成。例如，本发明可采用进行8道次轧制且每道次轧制相对于相邻道次的轧制成22.5°来完成。换句话说，在坯料70的整个表面上进行多道次轧制，且每道次是沿坯料70的直径并沿与其它道次轧制不同的单独轴线进行，这些单独轴线沿坯料70的圆外周相互等距离布置。本发明还可以至少一些道次的轧制是沿与其它道次轧制相同的轴线进行来完成的。
在进行图4所示交叉轧制过程中的重要参数是交叉轧制过程中的坯料温度、由交叉轧制所引起的总变形量和坯料进行交叉轧制的道次数(或者坯料每道次所获得的变形增量)。这些参数与前面所述的图3所示交叉轧制过程的参数具有类似的效果。
图11示出了由包括Al和0.5％Cu的坯料在进行ECAE后再沿8个相互成22.5°的方向进行75％压缩的交叉轧制后所获得的典型数据。形成强<220>取向的晶体结构，且<220>百分比为89％。<220>和<111>极性图显示了轴向晶体结构的环形图特性(比较图11(a)和图5(g)，图5(g)示出了在与形成图11(a)所示晶体结构的交叉轧制条件类似的处理条件下，也就是在大约75％的总压缩比和加温处理下，通过锻造所获得的轴向晶体结构)。
在通过ECAE使材料晶体结构随机化之后，图2、3和4的处理过程最终在材料中形成<220>取向的晶体结构。图2、3和4所示实施例可通过将锻造过程(如图2所示的处理过程)和交叉轧制过程(如图3和4所示处理过程其中之一或其两者)组合而组合在一起。如果形成平面取向<220>晶体结构的处理过程与形成轴向<220>取向的晶体结构的处理过程进行组合，处理过程中的最后一个处理过程确定<220>晶体结构的最终取向。因此，如果形成轴向<220>取向的晶体结构的锻造过程与形成平面取向<220>晶体结构的交叉轧制过程进行组合，且锻造过程是最后一个处理过程时，最终的晶体结构具有轴向<220>取向的晶体结构。
在通过上述处理过程中的一个或多个在材料中形成<220>晶体结构后，材料可进行退火来稳定或增大材料内的晶粒尺寸，和/或稳定或增强材料的晶体结构。另外，可在一个或多个图3和4所示的交叉轧制步骤之间进行中间退火。可采用的两种退火方式是消除应力退火和再结晶退火。
消除应力退火可保持超细的ECAE晶粒尺寸，并可增强轴向或平面取向的<220>晶体结构的强度。消除应力退火最好是在交叉轧制和/或锻造已形成<220>晶体结构之后进行的变形后退火。尽管消除应力退火最好是在对材料进行的所有的交叉轧制和/或锻造处理完成之后进行，但是，应当理解，另外或者在交叉轧制和/或锻造过程之间再进行或交替地进行中间消除应力退火是有益的。
消除应力退火最好是在时间和温度都低于所处理材料的静态再结晶时间和温度的条件下进行，特殊的情况可根据所处理的特定材料而改变。典型的消除应力退火的条件包括将材料暴露在大约至少150℃温度下大约至少1小时。消除应力退火可增强晶体结构，并因此而增强晶体结构内的<220>取向。消除应力退火可增强晶体结构的可能的机理包括清洁晶粒的内部区域、消除错位和消除内部应力且晶粒不再生长或晶粒取向不再发生变化。变形后消除应力退火的结果显示在图5(b、d、f和h)、图6(在包括Al和0.5％Cu的材料进行ECAE和锻造之后)、图8(b、d、f和h)、图9(a和b)、图12(a、b和c)、图13(在包括Al和0.5％Cu的材料进行ECAE和沿两个方向交叉轧制之后)和图14(在包括Al、0.2％Si和0.5％Cu的材料进行ECAE和沿两个方向交叉轧制之后)。
在所有的试验情况下，在100℃退火1小时对试验材料的特性没有明显的影响(图6和9)。相反，在所有的试验情况下(图5b、5d、5f和5h)，对包括Al和0.5％Cu的材料进行ECAE和在150℃温度下进行锻造之后，在175℃退火1小时可增强<220>晶体结构强度。具体地说，<220>百分比增大到76％-90％的范围。而且，对包括Al和0.5％Cu的材料进行ECAE和沿两个方向进行交叉轧制之后，在150℃退火1小时对晶体结构的变化有很大的影响。这特别是在进行8道次75％压缩轧制(图8d)和进行12道次90％压缩轧制(图8f和8h)的情况下所发现的。OD指数(图9b)增大2倍，且分别在75％和90％压缩(图9(a))处出现具有91％和97％的较高<220>百分比的非常强的<220>晶体结构。强晶体结构仍保持相对稳定。例如，在对包括Al和0.5％Cu的材料进行90％压缩轧制的情况下(图12和13)，非常严格地在150℃退火2小时(图12a)、在175℃退火1小时(图12b)或在200℃退火1小时(图12c)可形成分别具有98％、96％和91％<220>百分比(图13a)和37倍随机量、23倍随机量和22倍随机量的OD指数(图13b)的非常强的晶体结构。
图14表明包括Al、0.2％Si和0.5％Cu的热稳定材料与上述包括Al和0.5％Cu的材料具有类似的特性。具体地说，图14示出了包括Al、0.2％Si和0.5％Cu的材料在150℃退火3小时、175℃退火3小时和200℃退火3小时之后所获得的数据结果。而且，发现在包括Al和0.5％Cu的材料或包括Al、0.2％Si和0.5％Cu的材料进行退火之后，大约0.5微米的ECAE亚微米晶粒尺寸仍保持稳定。
可用于对图2、3和4所示处理过程所产生的材料进行处理的第二种退火方式是再结晶退火。如果在允许静态再结晶的时间和温度条件下进行再结晶退火，就可采用再结晶退火来保持主体为<220>轴向或平面取向的晶体结构，并形成5-30微米的晶粒尺寸。再结晶退火最好在静态再结晶的第一阶段并在所引起的任何晶粒生长之前进行。例如，图12(d)表明包括铝和0.5％铜的材料具有在225℃完全静态再结晶1小时后仍接近<220>的晶体结构。另外，图13表明所形成的中等<220>晶体结构具有50％的<220>百分比(图13(a))和7倍随机量的OD指数(图13(b))。对于图13所描述的材料，晶粒尺寸大约是5微米。
图15是按照本发明方法形成的PVD靶100的横截面图。靶100包括溅射表面102和与溅射表面102相对的后表面104。而且，靶100具有位于表面102和104之间的厚度。应当理解，靶100是示例性靶，除了靶100的形状以外，靶可形成其它的形状。靶100的部分106标记为虚线的上方，并且形成在后续的溅射过程中最终将被除去的靶100的部分。最好，靶100在整个溅射表面102和整个部分106上包括强<220>取向的结晶晶体结构。靶100整个可包括强<220>取向晶体结构，具体地说是在表面102和104之间且包括表面102和104的厚度范围内。“强”<220>晶体结构(或强<220>取向晶体结构)被定义成包括<220>结晶取向与面心立方单位晶格的所有其它取向的比值至少大约为75％的晶体结构，并可包括至少大约为80％、至少大约85％或至少大约90％的这些比值。晶体结构的<220>取向可以是轴向或平面取向。在有些情况下，用“主”<220>晶体结构来代替“强”<220>晶体结构。主<220>晶体结构(或主<220>取向晶体结构)被定义为包括<220>结晶取向与面心立方单位晶格的所有其它取向的比值至少为50％的晶体结构。
本发明的方法可形成具有较小且均匀晶粒尺寸的靶100。整个溅射表面102且最好是整个部分106上的平均晶粒尺寸最好小于约30微米，并且可以是小于1微米。在特定实施例中，靶100的整个厚度范围内的平均晶粒尺寸小于约30微米，并且可以是小于1微米。另外，溅射表面102且最好是整个部分106上的基本上所有的晶粒可具有小于约30微米且最好小于约1微米的最大尺寸(“基本上所有的”被定义为超过大约70％)。在一些实施例中，溅射表面102最好是整个部分106上超过99％的晶粒可具有小于约30微米且最好是小于约1微米的最大尺寸。在特定实施例中，靶100整个厚度范围内的基本上所有的晶粒可具有小于约30微米的最大尺寸，且最大尺寸可以小于1微米；在另外的实施例中，靶100的整个厚度范围内至少99％的晶粒可具有小于约30微米的最大尺寸，且最大尺寸例如可以小于1微米。
靶100可由铸造材料形成，如果其通过ECAE单独处理或与溶解处理、均质处理和时效处理中的一种或多种联合进行处理，就基本上不含有孔隙、气孔或其它铸造缺陷。表面102附近(术语“附近”是指从表面102起靠近和包括可影响表面102的材料溅射的区域)，而且最好在区域106内无任何铸造缺陷。在特定实施例中，在靶100的整个厚度范围内可以无铸造缺陷。另外，如果在靶100的材料中存在任何的沉淀，那么，所有的这种沉淀可具有的最大尺寸为0.5微米或更小。
在涉及这里所描述的组成时，应当注意，术语含有x％第二材料的第一材料是指包括第一和第二材料的组合物，其主要由第一和第二材料组成或由第一和第二材料组成。因此，包括含有0.5％Cu的Al的组合物是包括铝和铜的组合物，其主要由Al和Cu组成或由Al和Cu组成。类似地，包括含有1％Si和0.5％Cu的Al的组合物是包括Al、Si和Cu的组合物，其主要由Al、Si和Cu组成或由Al、Si和Cu组成。
权利要求
1.一种物理汽相淀积靶，该靶包括具有面心立方单位晶格的材料，该靶具有溅射表面，并包括分布在整个溅射表面上的主<220>结晶晶体结构；以及整个溅射表面上的平均晶粒尺寸小于或等于约30微米。
2.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其中，整个溅射表面上的平均晶粒尺寸小于或等于1微米。
3.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其还包括在溅射表面附近基本上无气孔或孔隙。
4.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其中，主<220>结晶晶体结构是强<220>结晶晶体结构。
5.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其包括的<220>结晶取向与面心立方单位晶格的其它所有取向之比大约至少为80％。
6.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其包括的<220>结晶取向与面心立方单位晶格的其它所有取向之比大约至少为90％。
7.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其中，整个溅射表面上的基本上所有的晶粒尺寸都小于约30微米。
8.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其中，整个溅射表面上的基本上所有的晶粒尺寸都小于1微米。
9.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其中，<220>晶体结构包括主要是轴向的<220>取向。
10.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其中，<220>晶体结构包括主要是平面的<220>取向。
11.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其包括铝、铜、银、金、镍、黄铜、铈、钴、钙、铁、铅、钯、铂、铑、锶、镱和钍中的一种或多种。
12.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其包括铝、铜、金、镍和铂中的一种或多种。
13.根据权利要求1所述的物理汽相淀积靶，其中，存在于靶中的任何沉淀具有的最大尺寸为0.5微米。
14.一种制造具有面心立方单位晶格金属材料的方法，其包括以足够多的次数挤压金属材料，从而在材料内形成基本上无规则的结晶取向分布；和在进行挤压之后，对材料进行交叉轧制，从而在材料内产生主<220>结晶晶体结构。
15.根据权利要求14所述的方法，其中，所产生的晶体结构是强<220>晶体结构。
16.根据权利要求14所述的方法，其中，所产生的晶体结构包括的<220>结晶取向与面心立方单位晶格的其它所有取向之比大约至少为80％。
17.根据权利要求14所述的方法，其中，所产生的晶体结构包括的<220>结晶取向与面心立方单位晶格的其它所有取向之比大约至少为90％。
18.根据权利要求14所述的方法，其中，金属材料为铸造材料。
19.根据权利要求14所述的方法，其中，挤压包括使材料至少4次通过ECAE装置；每次通过装置包括使材料从具有大致相等横截面且相互布置成大约90°角度的两个交叉通道通过。
20.根据权利要求14所述的方法，其中，挤压进行足够的次数，从而使挤压材料内基本上所有的晶粒尺寸都小于1微米。
21.根据权利要求14所述的方法，其还包括在交叉轧制之前使材料成型为大致矩形的形状。
22.根据权利要求14所述的方法，其还包括在交叉轧制之前使材料成型为大致圆形的形状。
23.根据权利要求14所述的方法，其还包括在交叉轧制之后使材料成型为物理汽相淀积靶的形状。
24.根据权利要求14所述的方法，其还包括在交叉轧制之后对材料进行再结晶退火，从而引起材料内的晶粒生长。
25.根据权利要求24所述的方法，其中，交叉轧制在材料内产生平面<220>取向的主<220>晶体结构。
26.根据权利要求24所述的方法，其中，交叉轧制在材料内产生轴向<220>取向的主<220>晶体结构。
27.根据权利要求14所述的方法，其中，挤压进行足够的次数，从而使挤压材料内的基本上所有的晶粒尺寸小于1微米；并还包括在温度高于材料静态再结晶温度的条件下进行交叉轧制使材料内产生晶粒生长，并使材料内基本上所有的晶粒尺寸为1微米-约30微米。
28.根据权利要求27所述的方法，其中，交叉轧制在材料内产生平面<220>取向的主<220>晶体结构。
29.根据权利要求27所述的方法，其中，交叉轧制在材料内产生轴向<220>取向的主<220>晶体结构。
30.根据权利要求14所述的方法，其中，挤压进行足够的次数，从而使挤压材料内的基本上所有的晶粒尺寸小于1微米；并还包括在温度小于材料静态再结晶温度的条件下进行交叉轧制，以便于在交叉轧制过程中保持挤压材料的晶粒尺寸。
31.根据权利要求30所述的方法，其中，交叉轧制在材料内产生平面<220>取向的主<220>晶体结构。
32.根据权利要求30所述的方法，其中，交叉轧制在材料内产生轴向<220>取向的主<220>晶体结构。
33.根据权利要求14所述的方法，其中，挤压进行足够的次数，从而使挤压材料内的基本上所有的晶粒尺寸小于1微米；并还包括在交叉轧制后，对材料进行再结晶退火使材料内产生晶粒生长，并在材料内获得1微米-约30微米的平均晶粒尺寸。
34.根据权利要求14所述的方法，其中，挤压进行足够的次数，从而使挤压材料内的基本上所有的晶粒尺寸小于1微米；并还包括在交叉轧制后，对材料进行消除应力退火。
35.根据权利要求34所述的方法，其中，材料的消除应力退火是在至少约150℃的温度下进行约至少1小时。
36.根据权利要求34所述的方法，其中，在交叉轧制和消除应力退火后，挤压材料内基本上所有的晶粒尺寸仍保持小于1微米。
37.根据权利要求34所述的方法，其中，交叉轧制在材料内产生平面<220>取向的主<220>晶体结构。
38.根据权利要求34所述的方法，其中，交叉轧制在材料内产生轴向<220>取向的主<220>晶体结构。
39.根据权利要求14所述的方法，其还包括在交叉轧制之前，对材料进行锻造。
40.根据权利要求39所述的方法，其还包括在锻造之后和交叉轧制之前，对材料进行再结晶退火。
41.根据权利要求39所述的方法，其还包括在锻造之后和交叉轧制之前，对材料进行消除应力退火。
42.根据权利要求41所述的方法，其中，消除应力退火是在至少约150℃的温度下进行约至少1小时。
43.根据权利要求14所述的方法，其中，交叉轧制包括使材料至少两道次通过交叉轧制装置，并还包括在至少两道次轧制之间对材料进行再结晶退火。
44.根据权利要求14所述的方法，其中，交叉轧制包括使材料至少两道次通过交叉轧制装置，并还包括在至少两道次轧制之间对材料进行消除应力退火。
45.根据权利要求14所述的方法，其中，交叉轧制包括使材料至少两道次通过交叉轧制装置，其中，至少两道次轧制是在材料的两个相互垂直的方向进行的。
46.根据权利要求45所述的方法，其中，在交叉轧制过程中，材料呈矩形。
47.根据权利要求14所述的方法，其还包括在交叉轧制之前将材料成型为大致圆形的形状，其中，交叉轧制包括在材料的整个表面进行至少4道次交叉轧制。
48.根据权利要求14所述的方法，其还包括在交叉轧制之前将材料成型为大致圆形的形状，其中，交叉轧制包括在材料的整个表面进行至少4道次交叉轧制；这至少4道次交叉轧制沿相互独立的轴线进行；独立轴线在圆形材料的圆形外周边周围等距离分布。
49.一种制造具有面心立方单位晶格金属材料的方法，其包括以足够多的次数挤压金属材料，从而在材料内形成基本上无规则的结晶取向分布；和在进行挤压之后，对材料进行锻造，从而在材料内产生主<220>结晶晶体结构。
50.根据权利要求49所述的方法，其中，所产生的晶体结构是强<220>晶体结构。
51.根据权利要求49所述的方法，其中，所产生的晶体结构包括的<220>结晶取向与面心立方单位晶格的其它所有取向之比大约至少为80％。
52.根据权利要求49所述的方法，其中，所产生的晶体结构包括的<220>结晶取向与面心立方单位晶格的其它所有取向之比大约至少为90％。
53.根据权利要求49所述的方法，其中，金属材料为铸造材料。
54.根据权利要求49所述的方法，其中，挤压包括使材料至少4次通过ECAE装置；每次通过装置包括使材料从具有大致相等横截面且相互布置成大约90°角度的两个交叉通道通过。
55.根据权利要求49所述的方法，其还包括在锻造之前使材料成型为大致圆形的形状。
56.根据权利要求49所述的方法，其中，挤压进行足够的次数，从而使挤压材料内的基本上所有的晶粒尺寸小于1微米。
57.根据权利要求56所述的方法，其中，锻造是在温度高于材料静态再结晶温度的条件下进行；锻造在材料内产生具有轴向<220>取向的主<220>晶体结构，在锻造过程中，由挤压所形成的晶粒尺寸增大到平均晶粒尺寸为1微米-约30微米。
58.根据权利要求56所述的方法，其中，锻造是在温度低于材料静态再结晶温度的条件下进行，从而在材料内产生具有轴向<220>取向的主<220>晶体结构，并基本上保持挤压所形成的晶粒尺寸。
59.根据权利要求49所述的方法，其还包括在锻造之后，将材料成型为物理气相淀积靶形状。
60.根据权利要求49所述的方法，其中，挤压进行足够的次数，从而使挤压材料内的基本上所有的晶粒尺寸小于1微米；并还包括在锻造之后对材料进行再结晶退火，从而在材料内产生晶粒生长，以便于在材料内获得1微米-约30微米的平均晶粒尺寸。
61.根据权利要求49所述的方法，其还包括在锻造之后，在小于产生材料静态再结晶的温度和时间的温度和时间条件下，对材料进行消除应力退火。
62.根据权利要求49所述的方法，其还包括在锻造之后，在至少约150℃的温度下对材料进行约至少1小时的消除应力退火。
63.根据权利要求49所述的方法，其还包括在锻造之前，对材料进行交叉轧制。
64.根据权利要求63所述的方法，其还包括在交叉轧制之后和锻造之前，在小于产生材料静态再结晶的温度和时间的温度和时间条件下，对材料进行消除应力退火。
65.根据权利要求63所述的方法，其还包括在交叉轧制之后和锻造之前，在至少约150℃的温度下对材料进行约至少1小时的消除应力退火。
66.根据权利要求63所述的方法，其还包括在交叉轧制之后和锻造之前，对材料进行再结晶退火。
全文摘要
本发明涉及一种物理汽相淀积靶，该靶由面心立方单位晶格的金属或合金构成，其平均晶粒尺寸小于30微米，最好是小于1微米；并具有均匀的轴向或平面<220>晶体结构。本发明还公开了一种制造溅射靶的方法。该方法包括制备坯料；以预定的路径和次数进行等槽角挤压；并在等槽角挤压之后进行交叉轧制或锻造。
文档编号H01L21/285GK1484711SQ01821701
公开日2004年3月24日 申请日期2001年10月26日 优先权日2000年11月2日
发明者V·塞加尔, S·费尔拉泽, F·E·阿尔福特, V 塞加尔, 阿尔福特 申请人:霍尼韦尔国际公司