JP2011106025A - Ａｌ基合金スパッタリングターゲット - Google Patents

Abstract

【課題】スパッタリングターゲットとしてＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金またはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金を用いた場合にスプラッシュ、特に初期スプラッシュの発生を低減し得る技術を提供する。
【解決手段】本発明のＡｌ基合金スパッタリングターゲットは、Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）から選択される少なくとも１種と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）から選択される少なくとも１種を含有し、スパッタリングターゲットの圧延面に対して垂直な断面のうち、圧延方向と平行な面における、圧延方向の結晶粒径を測定したとき、平均結晶粒径が５００μｍ以下であり、且つ、最大結晶粒径が１５００μｍ以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は、Ａｌ基合金スパッタリングターゲットに関し、詳細には、スパッタリングターゲットを用いて薄膜を成膜する際、スパッタリングの初期段階で発生する初期スプラッシュを低減することが可能なＡｌ基合金スパッタリングターゲットに関するものである。本発明で対象とするＡｌ基合金は、Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）から選択される少なくとも１種と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）から選択される少なくとも１種を含有するＡｌ基合金；または、更にＣ群（Ｃｕ，Ｇｅ）から選択される少なくとも１種を含有するＡｌ基合金であり、各Ａｌ基合金は、更にＴｉおよびＢを含有していても良い。以下では、前者のＡｌ基合金を、「Ａｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金」と呼び、後者のＡｌ基合金を、「Ａｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金」と呼ぶ場合がある。

Ａｌ基合金は、電気抵抗率が低く、加工が容易であるなどの理由により、液晶ディスプレイ（ＬＣＤ：Ｌｉｑｕｉｄ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｄｉｓｐｌａｙ）、プラズマディスプレイパネル（ＰＤＰ：Ｐｌａｓｍａ Ｄｉｓｐｌａｙ Ｐａｎｅｌ）、エレクトロルミネッセンスディスプレイ（ＥＬＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｃｅ Ｄｉｓｐｌａｙ）、フィールドエミッションディスプレイ（ＦＥＤ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｄｉｓｐｌａｙ）、メムス（ＭＥＭＳ：Ｍｉｃｒｏ Ｅｌｅｃｔｒｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｓｙｓｔｅｍｓ）ディスプレイなどのフラットパネルディスプレイ（ＦＰＤ：Ｆｌａｔ Ｐａｎｅｌ Ｄｉｓｐｌａｙ）、タッチパネル、電子ペーパーの分野で汎用されており、配線膜、電極膜、反射電極膜などの材料に利用されている。

例えば、アクティブマトリクス型の液晶ディスプレイは、スイッチング素子である薄膜トランジスタ（ＴＦＴ：Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍ Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ）、導電性酸化膜から構成される画素電極、および走査線や信号線を含む配線を有するＴＦＴ基板を備えており、走査線や信号線は、画素電極に電気的に接続されている。走査線や信号線を構成する配線材料には、一般に、純ＡｌやＡｌ−Ｎｄ合金の薄膜が用いられるが、これらの薄膜を画素電極と直接接触させると、絶縁性の酸化アルミニウムなどが界面に形成されて接触電気抵抗が増加するため、これまでは、上記Ａｌの配線材料と画素電極の間に、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗ等の高融点金属からなるバリアメタル層を設けて接触電気抵抗の低減化を図ってきた。

しかしながら、上記のようにバリアメタル層を介在させる方法は、製造工程が煩雑になって生産コストの上昇を招くなどの問題がある。

そこで、本出願人は、バリアメタル層を介さずに、画素電極を構成する導電性酸化膜を配線材料と直接接触することが可能な技術（ダイレクトコンタクト技術）を提供するため、配線材料として、Ａｌ−Ｎｉ合金や、ＮｄやＹなどの希土類元素を更に含有するＡｌ−Ｎｉ−希土類元素合金の薄膜を用いる方法を提案している（特許文献１）。Ａｌ−Ｎｉ合金を用いれば、界面に導電性のＮｉ含有析出物などが形成され、絶縁性酸化アルミニウム等の生成が抑制されるため、接触電気抵抗を低く抑えることができる。また、Ａｌ−Ｎｉ−希土類元素合金を用いれば、耐熱性が更に高められる。

ところで、Ａｌ基合金薄膜の形成には、一般にスパッタリングターゲットを用いたスパッタリング法が採用されている。スパッタリング法とは、基板と、薄膜材料と同一の材料から構成されるスパッタリングターゲットとの間でプラズマ放電を形成し、プラズマ放電によってイオン化させた気体をスパッタリングターゲットに衝突させることによってスパッタリングターゲットの原子をたたき出し、基板上に積層させて薄膜を作製する方法である。

スパッタリング法は、真空蒸着法とは異なり、スパッタリングターゲットと同じ組成の薄膜を形成できるというメリットを有している。特に、スパッタリング法で成膜されたＡｌ基合金薄膜は、平衡状態では固溶しないＮｄなどの合金元素を固溶させることができ、薄膜として優れた性能を発揮することから、工業的に有効な薄膜作製方法であり、その原料となるスパッタリングターゲットの開発が進められている。

近年、ＦＰＤの生産性向上などに対応するため、スパッタリング工程時の成膜速度は、従来よりも高速化する傾向にある。成膜速度を速くするためには、スパッタリングパワーを大きくすることが最も簡便であるが、スパッタリングパワーを増加させると、スプラッシュ（微細な溶融粒子）などのスパッタリング不良が発生し、配線膜等に欠陥が生じるため、ＦＰＤの歩留りや動作性能が低下するなどの弊害をもたらす。

そこで、スプラッシュの発生を防止する目的で、例えば、特許文献２〜５に記載の方法が提案されている。このうち、特許文献２〜４は、いずれも、スプラッシュの発生原因がスパッタリングターゲットの組織中にある微細な空隙に起因するという観点に基づいてなされたものであり、Ａｌマトリックス中のＡｌと希土類元素との化合物粒子の分散状態を制御したり（特許文献２）、Ａｌマトリックス中のＡｌと遷移元素との化合物の分散状態を制御したり（特許文献３）、スパッタリングターゲット中の添加元素とＡｌとの金属間化合物の分散状態を制御したり（特許文献４）することによって、スプラッシュの発生を防止している。また、特許文献５には、スプラッシュの原因であるアーキング（異常放電）を低減するため、スパッタ面の硬度を調整した後、仕上機械加工を行うことにより、機械加工に伴う表面欠陥の発生を抑制する方法が開示されている。

他方、特許文献６には、スプラッシュの発生を防止する技術として、Ａｌを主体とするインゴットを３００〜４５０℃の温度範囲で７５％以下の加工率で圧延により板状にし、次いで圧延時温度以上で５５０℃以下の加熱処理を行い、圧延面側をスパッタリング面とすることにより、得られるＡｌ−Ｔｉ−Ｗ合金等のスパッタリングターゲットのビッカース硬さを２５以下とすることが記載されている。

特開２００４−２１４６０６号公報 特開平１０−１４７８６０号公報 特開平１０−１９９８３０号公報 特開平１１−２９３４５４号公報 特開２００１−２７９４３３号公報 特開平９−２３５６６６号公報

前述したように、これまでにも、スプラッシュの発生を低減してスパッタリング不良を改善するための種々の技術は提案されているが、一層の改善が求められている。特に、スパッタリングの初期段階で発生する初期スプラッシュは、ＦＰＤの歩留まりを低下させるため、深刻な問題をもたらしているが、前述した特許文献２〜５のスプラッシュ発生防止技術は、初期スプラッシュの発生を充分有効に防止できるものではない。

特に、Ａｌ基合金のなかでも前述したダイレクトコンタクト技術に適用できるＡｌ基合金、すなわち、画素電極を構成する導電性酸化膜と直接接触し得る配線材料として有用であり、好ましくは、フォトリソグラフィの工程で形成したフォトレジスト（樹脂）を剥離する洗浄液（代表的にはアミン類を含む有機剥離液）に対する耐食性（剥離液耐食性）にも優れており、更には薄膜トランジスタの半導体層と直接接触し得る配線材料としても適用可能なＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金、またはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金の形成に用いられるＡｌ基合金スパッタリングターゲットにおいて、従来の溶解鋳造法によっても、初期スプラッシュの発生を効果的に防止できる技術の提供が望まれている。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、スパッタリングターゲットとしてＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金またはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金を用いた場合にスプラッシュ、特に初期スプラッシュの発生を低減し得る技術を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明のＡｌ基合金スパッタリングターゲットは、Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）から選択される少なくとも１種と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）から選択される少なくとも１種を含有し、前記スパッタリングターゲットの圧延面に対して垂直な断面のうち、圧延方向と平行な面における、圧延方向の結晶粒径を測定したとき、平均結晶粒径が５００μｍ以下であり、且つ、最大結晶粒径が１５００μｍ以下であるところに要旨を有するものである。

本発明の好ましい実施形態において、前記Ａ群の総含有量は０．０５原子％以上、２．５原子％以下であり、前記Ｂ群の総含有量は０．１原子％以上、１原子％以下である。

本発明の好ましい実施形態において、上記Ａｌ基合金スパッタリングターゲットは、更にＣ群（Ｃｕ，Ｇｅ）から選択される少なくとも１種を含有する。

本発明の好ましい実施形態において、前記Ｃ群の総含有量は０．１原子％以上、１原子％以下である。

本発明の好ましい実施形態において、上記Ａｌ基合金スパッタリングターゲットは、更に、ＴｉおよびＢを含有する。

本発明の好ましい実施形態において、Ｔｉ含有量は０．０００２原子％以上０．０１２原子％以下であり、Ｂ含有量が０．０００２原子％以上０．０１２原子％以下である。

本発明の好ましい実施形態において、上記Ａｌ基合金スパッタリングターゲットは、前記Ａ群からＮｉのみが選択され、前記Ｂ群からＮｄのみが選択されるものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記Ａｌ基合金スパッタリングターゲットは、前記Ａ群からＮｉのみが選択され、前記Ｂ群からＬａのみが選択されるものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記Ａｌ基合金スパッタリングターゲットは、前記Ａ群からＮｉのみが選択され、前記Ｂ群からＮｄのみが選択され、前記Ｃ群からＧｅのみが選択されるものである。

本発明の好ましい実施形態において、上記Ａｌ基合金スパッタリングターゲットは、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が２６以上である。

また、本発明には、上記のスパッタリングターゲットを用いて得られるＡｌ基合金膜であって、透明導電膜と直接接続されているＡｌ基合金膜も包含される。

本発明の好ましい実施形態において、上記Ａｌ基合金膜は、Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）から選択される少なくとも１種と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）から選択される少なくとも１種と、Ｃ群（Ｃｕ，Ｇｅ）から選択される少なくとも１種と、ＴｉおよびＢと、を含有し、Ｔｉ含有量が０．０００４原子％以上０．００８原子％以下であり、Ｂ含有量が０．０００４原子％以上０．００８原子％以下であり、これにより、剥離液耐食性が格段に高められる。

本発明によれば、スパッタリングターゲットとしてＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金またはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金を用いたとき、圧延方向と平行な面における、圧延方向の結晶粒径（平均結晶粒径および最大結晶粒径）が適切に制御されているため、スプラッシュの発生、特に初期スプラッシュの発生が抑えられ、スパッタリング不良が効果的に抑制される。

また、本発明のスパッタリングターゲットを用いて得られるＡｌ基合金膜は、透明導電膜と直接接触される表示装置用Ａｌ合金膜として有用であり、特に、上述したＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金またはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金に所定のＴｉおよびＢを含むスパッタリングターゲットを用いて得られるＡｌ基合金膜は、剥離液耐食性に極めて優れている。

図１は、実施例１のＮｏ．３、Ｎｏ．４、およびＮｏ．２０の結晶粒径を示す光学顕微鏡写真である。 図２は、実施例２において、Ａｌ合金膜と透明画素電極のコンタクト抵抗の測定に用いたケルビンパターン（ＴＥＧパターン）を示す図である。

本発明者らは、スパッタリング成膜時に発生するスプラッシュ、特に、スパッタリング成膜時の初期段階に発生する初期スプラッシュを低減することが可能なＡｌ基合金スパッタリングターゲットを提供するため、鋭意検討してきた。特に本発明では、上述したダイレクトコンタクト技術に適用可能なＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金またはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金の成膜に有用な、Ａｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金スパッタリングターゲットまたはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金スパッタリングターゲットであって、ＴｉおよびＢを更に含んでいても良いスパッタリングターゲット（以下、これらを総称して「Ａｌ基合金スパッタリングターゲット」と略記する場合がある。）を対象とし、従来の溶解鋳造法によって上記スパッタリングターゲットを製造しても、スプラッシュの発生を効果的に防止できる技術を提供するという観点から検討を行なった。

その結果、上記のＡｌ基合金スパッタリングターゲットについて、（ア）圧延面に対して垂直な断面のうち、圧延方向と平行な面における、圧延方向の結晶粒径（平均結晶粒径および最大結晶粒径）を適切に制御すれば、スプラッシュの発生が効果的に抑制されること、（イ）好ましくは、ビッカース硬さ（Ｈｖ）を２６Ｈｖ以上に増加することによってスプラッシュの発生が著しく低減されることを見出し、本発明を完成した。

本明細書において、「初期スプラッシュの発生を防止（低減）できる」とは、後記する実施例に示す条件（スパッタリング時間８１秒）でスパッタリングを行なったときに発生するスプラッシュの平均値が９〜２０個／ｃｍ²のもの（実施例の評価基準△）を意味し
、好ましくは８個／ｃｍ²以下のもの（実施例の評価基準○）を意味する。このように、本発明では、スパッタリング時間を８１秒としており、スパッタリング成膜の初期段階におけるスプラッシュを評価している点で、初期段階におけるスプラッシュの発生を評価していない前述した特許文献２〜５の技術とは、評価基準が相違している。

まず、本発明で対象とするＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金またはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金について説明する。

まず、本発明のＡｌ基合金スパッタリングターゲットは、Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）から選択される少なくとも１種と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）から選択される少なくとも１種を含有している。

このうちＡ群（Ｎｉ，Ｃｏ）は、Ａｌ基合金膜と、このＡｌ基合金膜に直接接触する画素電極との接触電気抵抗を低減するのに有効な元素である。また、スプラッシュ発生防止に有用な結晶粒径の制御にも有用である。Ａ群を構成するＮｉおよびＣｏは、それぞれ単独で用いても良いし、併用しても良い。このうち好ましいのはＮｉである。

Ａ群の総含有量は、０．０５〜２．５原子％とすることが好ましい。総含有量を０．０５原子％以上としたのは、接触電気抵抗を低減する効果を一層有効に発揮させるためであり、より好ましくは０．０７原子％以上、さらに好ましくは０．１原子％以上である。一方、Ａ群の総含有量を多くし過ぎると、Ａｌ基合金膜の電気抵抗率が高くなってしまうため、好ましくは２．５原子％以下とする。より好ましくは１．５原子％であり、さらに好ましくは１．３原子％以下、さらにより好ましくは１．１原子％以下である。

また、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）は、このＡｌ基合金スパッタリングターゲットを用いて形成されるＡｌ基合金膜の耐熱性を向上させ、Ａｌ基合金膜の表面に形成されるヒロックを防止するのに有効な元素である。Ｂ群を構成するＬａおよびＮｄは、それぞれ単独で用いても良いし、併用しても良い。

Ｂ群の総含有量は、０．１〜１原子％とすることが好ましい。総含有量を０．１原子％以上としたのは、耐熱性の向上効果、すなわちヒロックの防止効果を一層有効に発揮するためであり、より好ましくは０．２原子％以上、さらに好ましくは０．３原子％以上である。一方、Ｃ群の総含有量を多くし過ぎると、Ａｌ基合金膜の電気抵抗率が高くなってしまうため、好ましくは１原子％以下とする。より好ましくは０．８原子％以下、さらに好ましくは０．６原子％以下である。

本発明に用いられるＡｌ基合金は、Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）から選択される少なくとも１種と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）から選択される少なくとも１種を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、製造過程などで不可避的に混入する元素、例えば、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃ、Ｏ、Ｎなどが挙げられ、その含有量としては、各元素それぞれ０．０５原子％以下とすることが好ましい。

更に上記のＡｌ基合金は、Ｃ群（Ｃｕ，Ｇｅ）から選択される少なくとも１種を含有しても良い。Ｃ群（Ｃｕ，Ｇｅ）は、このＡｌ基合金スパッタリングターゲットを用いて形成されるＡｌ基合金膜の耐食性を向上させるのに有効な元素である。Ｃ群を構成するＣｕおよびＧｅは、それぞれ単独で用いても良いし、併用しても良い。

Ｃ群の総含有量は、０．１〜１原子％とすることが好ましい。総含有量を０．１原子％以上としたのは、耐食性向上の効果を一層有効に発揮させるためであり、より好ましくは０．２原子％以上、さらに好ましくは０．３原子％以上である。一方、Ｃ群の総含有量を多くし過ぎると、Ａｌ基合金膜の電気抵抗率が高くなってしまうため、好ましくは１原子％以下とする。より好ましくは０．８原子％以下、さらに好ましくは０．６原子％以下である。

本発明に用いられる好ましいＡｌ基合金としては、具体的には例えば、Ａｌ−Ｎｉ−Ｎｄ合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｌａ合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｎｄ−Ｇｅ合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｌａ−Ｃｕ合金、Ａｌ−Ｃｏ−Ｌａ−Ｇｅ合金、Ａｌ−Ｃｏ−Ｎｄ−Ｇｅ合金などが挙げられる。

更に上記のＡｌ基合金は、ＴｉおよびＢを含有しても良い。これらは、結晶粒の微細化に寄与する元素であり、ＴｉおよびＢの添加により製造条件の幅（許容範囲）が広がる。ただし、過剰に添加するとＡｌ基合金膜の電気抵抗率が高くなってしまう。ＴｉおよびＢの好ましい含有量は、Ｔｉ：０．０００２原子％以上０．０１２原子％以下、Ｂ：０．０００２原子％以上０．０１２原子％以下であり、より好ましくは、Ｔｉ：０．０００４原子％以上０．００６原子％以下、Ｂ：０．０００４原子％以上０．００６原子％以下である。また、剥離液耐食性にも優れたＡｌ基合金膜を提供するという観点からすると、ＴｉおよびＢの好ましい含有量はいずれも、０．０００４原子％以上０．００８原子％以下であり、より好ましくは、０．００１原子％以上０．００６原子％以下である。

ＴｉおよびＢの添加に当たっては、通常用いられている方法を採用でき、代表的には、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ微細化剤として溶湯中に添加することが挙げられる。上記Ａｌ−Ｔｉ−Ｂの組成は、所望となるＡｌ基合金スパッタリングターゲットが得られるものであれば特に限定されないが、例えば、Ａｌ−５質量％Ｔｉ−１質量％Ｂ、Ａｌ−５質量％Ｔｉ−０．２質量％Ｂなどが用いられる。これらは市販品を用いることができる。

次に、本発明に係るＡｌ基合金スパッタリングターゲットの結晶粒径について説明する。本発明では、Ａｌ基合金スパッタリングターゲットの圧延面に対して垂直な断面のうち、圧延方向と平行な面における、圧延方向の結晶粒径を測定したとき、平均結晶粒径が５００μｍ以下であり、且つ、最大結晶粒径が１５００μｍ以下を満足していることが必要である。これにより、スプラッシュの発生を効果的に防止することができる。

上記結晶粒径は、インターセプト法により測定されたものである。具体的な測定手順は、以下のとおりである。

まず、Ａｌ基合金スパッタリングターゲットの測定面（圧延面に対して垂直な断面のうち、圧延方向と平行な面であり、上記スパッタリングターゲットの厚さｔに対し、１／２×ｔの範囲）が出るように、上記スパッタリングターゲットを切断する。次いで、測定面を平滑にするため、エメリー紙での研磨やダイヤモンドペースト等で研磨を行った後、Ｂａｒｋｅｒ氏液（ＨＢＦ₄（テトラフルオロホウ酸）と水を体積比で１：３０の比で混合した水溶液）による電解エッチングを行い、偏光顕微鏡による組織観察を行なう。詳細には、組織撮影時の倍率を５０倍とし、スパッタリングターゲットの板厚方向に向って表層側、１／４×ｔ部、１／２×ｔ部の合計３箇所において、２視野（１視野は縦１３００μｍ×横１８００μｍ）ずつ撮影し、組織画像を得る。このようにして得られた各組織画像について、合計長さが所定長さ（Ｌ１μｍ、後記する実施例では所定長さＬ１を１８００μｍとする。）相当となる直線を、圧延方向に平行な方向にランダムに複数本（５〜１０本程度）引く。そして、各組織画像を直線が横切る結晶粒数（Ｎ１個）を数え、画像上での直線長さ（Ｌ１μｍ）を結晶粒数（Ｎ１個）で除した値（Ｌ１／Ｎ１）を求める。測定視野全体に対して同様の操作を行い、これらの平均を、平均結晶粒径（μｍ）とする。また、全測定視野において、各測定画像を直線が横切る長さの最大値を最大結晶粒径（μｍ）とする。

このようにして測定されるＡｌ基合金スパッタリングターゲットの平均結晶粒径および最大結晶粒径は、小さいほど良く、これによりスプラッシュの発生が一層低減される。好ましい平均結晶粒径は２００μｍ以下であり、好ましい最大結晶粒径は８００μｍ以下である。より好ましい平均結晶粒径は１５０μｍ以下であり、より好ましい最大結晶粒径は５００μｍ以下である。

上記平均結晶粒径および最大結晶粒径の下限は特に限定されないが、主に、製造方法との関係で決定され得る。後に詳しく説明するが、本発明では、製造コストや製造工程の低減化、歩留まりの向上などを目的として溶解鋳造法を採用している。溶解鋳造法とは、Ａｌ合金溶湯から鋳塊を製造する方法であり、スパッタリングターゲットの製造に汎用されている。本発明で採用される溶解鋳造法に基づく好ましい結晶粒微細化手段によれば、平均結晶粒径の下限は、おおむね１０μｍ〜３０μｍ程度となり、最大結晶粒径の下限は、おおむね７０〜１２０μｍ程度である。

なお、結晶粒径の更なる微細化を目指して、溶解鋳造法を用いてＡｌ基合金スパッタリングターゲットを製造するに当たり、例えば圧延開始温度を極力下げたり、総圧下率を極力増大させたり、１パス圧下率を極力増大させたりするなどして、平均結晶粒径や最大結晶粒径を、更に微細化させることは可能であるが、現行の設備がそのまま使えなくなる恐れがあるなど実用的でない。

また、スパッタリングターゲットの製造方法としては、上記のほか、例えば、スプレイフォーミング法が挙げられ、このスプレイフォーミング法を採用すれば、結晶粒をより微細化でき、例えば、平均結晶粒径が数μｍレベルの結晶粒を得ることもできる。ここで、スプレイフォーミング法は、不活性ガス雰囲気中のチャンバー内でＡｌ合金溶湯流に高圧の不活性ガスを吹き付けて噴霧化し、半溶融状態・半凝固状態・固相状態に急冷させた粒子を堆積させ、所定形状の素形材（プリフォーム）を得る方法である。しかしながら、本発明で採用する溶解鋳造法を用いた結晶粒径微細化手段を用いれば、スプレイフォーミング法を採用したときとほぼ同程度のスプラッシュ発生抑制効果が得られることを、実験によって確認している。

更に本発明のＡｌ基合金スパッタリングターゲットは、ビッカース硬さが２６Ｈｖ以上であることが好ましい。本発明者らの検討結果によれば、スパッタリングターゲットとしてＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）系合金またはＡｌ−（Ｎｉ，Ｃｏ）−（Ｌａ，Ｎｄ）−（Ｃｕ，Ｇｅ）系合金を用いたとき、上記スパッタリングターゲットの硬さが低いと初期スプラッシュが発生し易くなることが判明したからである。その理由は、詳細には不明であるが、以下のように推察される。すなわち、上記スパッタリングターゲットの硬さが低いと、当該スパッタリングターゲットの製造に用いるフライス盤や旋盤などによる機械加工の仕上げ面の微視的平滑さが悪化するため、言い換えると、素材表面が複雑に変形し、粗くなるため、機械加工に用いる切削油等の汚れがスパッタリングターゲットの表面に取り込まれ、残留する。このような汚れは、後工程で表面洗浄を行っても十分に取り除くことが困難である。以上のように、スパッタリングターゲットの表面に残留した汚れが、スパッタリング時の初期スプラッシュの発生起点になっていると考えられる。このような汚れをスパッタリングターゲットの表面に残留させないようにするには、機械加工時の加工性（切れ味）を改善し、素材表面が粗くならないようにすることが必要である。そのため、本発明では、スパッタリングターゲットの硬さを増大させることにした次第である。

本発明に係るＡｌ基合金スパッタリングターゲットのビッカース硬さは、スプラッシュ発生防止の観点からすれば高いほど良く、例えば、３５Ｈｖ以上であることがより好ましく、更に好ましくは４０以上、更により好ましくは４５以上である。なお、ビッカース硬さの上限は特に限定されないが、高すぎると、硬度調整のための冷延の圧延率を増大させる必要があり、圧延が行い難くなるため、好ましくは１６０Ｈｖ以下、より好ましくは１４０Ｈｖ以下、更に好ましくは１２０Ｈｖ以下である。

以上、本発明のＡｌ基合金スパッタリングターゲットについて説明した。

次に、上記Ａｌ基合金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。

上述したとおり、本発明では、溶解鋳造法を用い、Ａｌ基合金スパッタリングターゲットを製造する。特に本発明では、結晶粒径が適切に制御されたＡｌ基合金スパッタリングターゲットを製造するため、溶解鋳造→（必要に応じて均熱）→熱間圧延→焼鈍の工程において、熱間圧延条件（例えば圧延開始温度、圧延終了温度、１パス最大圧下率、総圧下率など）、均熱条件（均熱温度、均熱時間など）、焼鈍条件（焼鈍温度、焼鈍時間など）の少なくともいずれかを、適切に制御することが好ましい。上記工程の後、冷間圧延→焼鈍（２回目の圧延→焼鈍の工程）を行っても良い。

更に本発明では、好ましくはＡｌ基合金スパッタリングターゲットのビッカース硬さを適切に制御するため、上述した２回目の圧延→焼鈍の工程に当たり、冷延率を制御するなどして硬度を調整することが好ましい。

厳密には、Ａｌ基合金の種類により適用し得る結晶粒径微細化手段や硬度調整手段も相違するため、Ａｌ基合金の種類に応じ、例えば上記手段を、単独または組合わせるなどして適切な手段を採用すれば良い。以下、本発明に用いられる好ましい方法について、工程毎に、詳しく説明する。

（溶解鋳造）
溶解鋳造工程は特に限定されず、スパッタリングターゲットの製造に通常用いられる工程を適宜採用することができる。例えば鋳造方法として、代表的にはＤＣ（半連続）鋳造、薄板連続鋳造（双ロール式、ベルトキャスター式、プロペルチ式、ブロックキャスター式など）などが挙げられる。

（必要に応じて、均熱）
上記のようにしてＡｌ基合金鋳塊を造塊した後、熱間圧延を行なうが、必要に応じて、均熱を行っても良い。結晶粒径制御のためには、均熱温度をおおむね３００〜６００℃程度、均熱時間をおおむね１〜８時間程度に制御することが好ましい。

（熱間圧延）
上記の均熱を必要に応じて行なった後、熱間圧延を行なう。結晶粒径制御のためには、熱間圧延開始温度をおおむね２００〜５００℃程度、熱間圧延終了温度をおおむね５０〜３００℃程度、１パス最大圧下率をおおむね２〜２５％程度、総圧下率をおおむね６０〜９５％程度に制御することが好ましい。

具体的には、例えば、Ａｌ−Ｎｉ−Ｎｄ−Ｇｅ合金スパッタリングターゲットを製造する場合、熱間圧延について、圧延開始温度：２００〜４００℃、圧延終了温度：５０〜２００℃、１パス最大圧下率：３〜２５％、総圧下率：７０〜９５％とすることが好ましい。

（焼鈍）
上記のようにして熱間圧延を行なった後、焼鈍する。結晶粒径制御のためには、焼鈍温度をおおむね２５０〜４５０℃程度、焼鈍時間をおおむね１〜１０時間程度に制御することが好ましい。

（必要に応じて、冷間圧延→焼鈍）
上記の方法によりＡｌ基合金スパッタリングターゲットの結晶粒径を制御することができるが、その後に、更に冷間圧延→焼鈍（２回目の圧延、焼鈍）を行なっても良い。結晶粒径制御のためには、冷間圧延条件は特に限定されないが、焼鈍条件を制御することが好ましく、焼鈍温度をおおむね１５０〜２５０℃程度、焼鈍時間をおおむね１〜５時間程度に制御することが推奨される。

また、上記Ａｌ基合金スパッタリングターゲットの硬度を制御するには、冷延率をおおむね１５〜３０％に制御することが好ましい。

本発明には上記Ａｌ基合金スパッタリングターゲットを用いて得られるＡｌ基合金膜も包含される。このようなＡｌ基合金膜は電気抵抗率が低く、透明導電膜（画素電極を構成する導電性酸化膜）と直接接続させてもコンタクト抵抗を低く抑えることができるため、ダイレクトコンタクト用の表示装置配線膜として好適に用いられる。

特に、ＴｉおよびＢを含むＡｌ基合金膜は、後記する実施例で実証したように、剥離液に対する耐食性に極めて優れている。ＴＦＴ基板の製造工程では複数のウェットプロセスを通るが、Ａｌよりも貴な金属が合金元素として含まれていると、ガルバニック腐食の問題が現れ、耐食性が劣化してしまう。例えば、フォトリソグラフィの工程で形成したフォトレジスト（樹脂）を剥離する洗浄工程では、アミン類を含む有機剥離液を用いて連続的に水洗が行なわれている。ところがアミン類と水が混合するとアルカリ性溶液になるため、短時間でＡｌを腐食させてしまうという問題が生じる。ところでＡｌ合金膜は、剥離洗浄工程よりも以前に熱履歴を受けており、この熱履歴の過程で合金元素を含むＡｌ系析出物がＡｌマトリクス中に形成される。このＡｌ系析出物とＡｌマトリクスの電位差が大きいため、剥離洗浄工程にて、有機剥離液の成分であるアミン類が水と接触した瞬間に前記ガルバニック腐食が生じて、電気化学的に卑であるＡｌがイオン化して溶出し、ピット状の孔食（黒点）が形成されてしまう、といった問題がある。黒点が発生すると透明画素電極（ＩＴＯ膜）が不連続になり、外観検査で欠陥として認識される場合があり、歩留まりの低下を招く恐れがある。

後記する実施例に示すように、ＴｉおよびＢの添加によって剥離的耐食性は変化する。所望の特性を確保するためには、ＴｉおよびＢの好ましい含有量はいずれも、０．０００４原子％以上０．００８原子％以下であり、より好ましい含有量はいずれも、０．００１原子％以上０．００６原子％以下である。

ＴｉおよびＢの添加によって剥離液耐食性（腐食密度）が変化する理由は詳細には不明であるが、例えば下記（１）〜（３）のような機構が推察される。

（１）剥離液洗浄工程における腐食起点はＡｌ−Ａ群の金属化合物である。上記金属間化合物が析出する温度域において、適量のＴｉおよびＢを添加することによりＡｌ合金膜の結晶粒成長が同時に生じるため、腐食起点となる上記金属間化合物の析出サイト（粒界三重点）が多数存在し、腐食起点が分散するため剥離液耐食性が向上すると推察される。これに対し、ＴｉおよびＢの添加量が不足すると、上記金属間化合物の析出前に結晶粒成長が生じてしまい、上記析出サイトが増加せず剥離液耐食性が向上しないと推察される。一方、ＴｉおよびＢの添加量が過剰になると逆にＡｌ合金膜の結晶粒成長が抑制され、やはり上記析出サイトが増加せず剥離液耐食性が向上しないと推察される。

（２）上記好ましい範囲のＴｉ量およびＢ量を添加した場合、ＴｉおよびＢ（特にＴｉ）は、表示装置の製造プロセスにおける熱履歴で析出することはなく、Ａｌ合金膜中に固溶している可能性が高いと考えられる。その場合、マトリックスの耐食性を向上させる効果があり、上記金属間化合物とのガルバニック腐食速度を低減させることで剥離液耐食性が向上すると推察される。

（３）あるいは、Ａｌ合金膜表面に形成される酸化被膜中にＴｉおよびＢを含む酸化物が形成され、剥離液洗浄工程で剥離液がマトリックスおよび金属間化合物に接触するまでの潜伏時間が延長することによって剥離液耐食性が向上することも考えられる。

剥離液に対する耐食性の向上には、上記のようにＴｉおよびＢを添加する方法が有用であるが、あるいは、Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）の総含有量と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）の総含有量との比（Ａ群／Ｂ群）を０．１超７以下に制御しても良い。上記の比は小さいほど良く、例えば１．０以下が好ましく、０．４以下がより好ましい

以下、実施例を挙げて本発明を更に具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

（実施例１）
表１に示す種々のＡｌ基合金を用意し、厚み１００ｍｍの鋳塊をＤＣ鋳造法によって造塊した後、表１に記載の条件で熱間圧延および焼鈍を行って圧延板を作製した。参考のため、作製した圧延板の厚さを表１に示す。

ここで、ＴｉおよびＢを含むＡｌ基合金は、Ａｌ−５質量％Ｔｉ−１質量％Ｂ微細化剤の形で溶湯中に添加することによって作製した。例えば、表１のＮｏ．２のＡｌ基合金（Ｔｉ：０．０００５原子％、Ｂ：０．０００５原子％）を作製するときは、Ａｌ基合金全体の質量に対して上記の微細化剤を０．０２質量％の割合で添加し；一方、表１のＮｏ．３のＡｌ基合金（Ｔｉ：０．００４６原子％、Ｂ：０．００５１原子％）を作製するときは、Ａｌ基合金全体の質量に対して上記の微細化剤を０．２質量％の割合で添加した。

更に、冷間圧延および焼鈍（２００℃で２時間）を行った。ここで、Ｎｏ．１〜３、５〜９、１１〜２５については、冷間圧延時の冷延率を２２％とし、それ以外のＮｏ．４および１０については、冷延率を５％とした。

次に、機械加工（丸抜き加工および旋盤加工）を行って、円板状のＡｌ基合金スパッタリングターゲット（サイズ：直径１０１．６ｍｍ×厚さ５．０ｍｍ）を製造した。

このようにして製造された各スパッタリングターゲットの圧延方向の結晶粒径（平均結晶粒径および最大結晶粒径）を、上記の方法によって測定した。

更に、上記の各スパッタリングターゲットのビッカース硬さ（Ｈｖ）は、ビッカース硬度計（株式会社明石製作所製、ＡＶＫ−Ｇ２）を用いて測定した。

次に、上記の各スパッタリングターゲットを用い、以下の条件でスパッタリングを行なったときに発生するスプラッシュ（初期スプラッシュ）の個数を測定した。

まず、Ｓｉウェーハ基板（サイズ：直径１００．０ｍｍ×厚さ０．５０ｍｍ）に対し、株式会社島津製作所製「スパッタリングシステムＨＳＲ−５４２Ｓ」のスパッタリング装置を用いてＤＣマグネトロンスパッタリングを行った。スパッタリング条件は、以下の通りである。

背圧：３．０×１０^−６Ｔｏｒｒ以下
Ａｒガス圧：２．２５×１０^−３Ｔｏｒｒ
Ａｒガス流量：３０ｓｃｃｍ、スパッタリングパワー：８１１Ｗ
極間距離：５１．６ｍｍ
基板温度：室温
スパッタリング時間：８１秒間

このようにして、スパッタリングターゲット１枚につき、１６枚の薄膜を形成した。従って、スパッタリングは、８１（秒間）×１６（枚）＝１２９６秒間行なった。

次に、パーティクルカウンター（株式会社トプコン製：ウェーハ表面検査装置ＷＭ−３）を用い、上記薄膜の表面に認められたパーティクルの位置座標、サイズ（平均粒径）、および個数を計測した。ここでは、サイズが３μｍ以上のものをパーティクルとみなしている。その後、この薄膜表面を光学顕微鏡観察（倍率：１０００倍）し、形状が半球形のものをスプラッシュとみなし、単位面積当たりのスプラッシュの個数を計測した。

詳細には、上記薄膜１枚につき、上記のスパッタリングを行なう工程を、Ｓｉウェーハ基板を差し替えながら、連続して、薄膜１６枚について同様に行い、スプラッシュの個数の平均値を「初期スプラッシュの発生数」とした。本実施例では、このようにして得られた初期スプラッシュの発生数が８個／ｃｍ^２以下のものを○、９〜２０個／ｃｍ^２のものを△、２１個／ｃｍ^２以上のものを×と評価した。本実施例では、○または△を合格（初期スプラッシュ軽減効果あり）と評価した。

これらの試験結果を表１に併記する。

表１より、以下のように考察することができる。

まず、Ｎｏ．４および１０は、合金組成、および圧延方向の結晶粒径（平均結晶粒径および最大結晶粒径）が本発明の要件を満足する例であり、初期スプラッシュの発生数は２０個／ｃｍ^２以下に抑制され、初期スプラッシュの軽減効果が認められた。

また、Ｎｏ．１〜３、５〜９、１１〜１８は、２回目の圧延時の冷延率を適切に制御した例であり、合金組成および結晶粒径に加え、ビッカース硬度も本発明の好ましい要件を満足している。そのため、初期スプラッシュの発生数が一層抑制されて８個／ｃｍ^２以下であり、初期スプラッシュの更なる軽減効果が認められた。

これに対し、本発明の要件のいずれかを満足しない下記例は、初期スプラッシュの発生を効果的に防止することができなかった。

詳細には、まず、Ｎｏ．１９は、Ｎｉ量が少ない例であり、平均結晶粒径および最大結晶粒径が両方大きくなり、初期スプラッシュの発生数が上昇した。

Ｎｏ．２０は、Ａｌ−Ｎｉ−Ｎｄ−Ｇｅ合金を用いたときに推奨される熱間圧延開始温度の上限（４００℃）よりも高い温度で製造した例であり、平均結晶粒径および最大結晶粒径が両方大きくなり、初期スプラッシュの発生数が上昇した。

Ｎｏ．２１は、熱間圧延時の総圧下率が本発明で推奨される下限（６０％）を下回る範囲で製造した例であり、平均結晶粒径および最大結晶粒径が両方大きくなり、初期スプラッシュの発生数が上昇した。

Ｎｏ．２２は、熱間圧延開始温度が本発明で推奨される上限（５００℃）よりも高い温度で製造した例であり、平均結晶粒径および最大結晶粒径が両方大きくなり、初期スプラッシュの発生数が上昇した。

Ｎｏ．２３は、熱間圧延時の１パス最大圧下率が本発明で推奨される下限（２％）を下回る範囲で製造した例であり、平均結晶粒径および最大結晶粒径が両方大きくなり、初期スプラッシュの発生数が上昇した。

Ｎｏ．２４は、熱間圧延開始温度が本発明で推奨される上限（５００℃）よりも高い温度で製造した例であり、平均結晶粒径および最大結晶粒径が両方大きくなり、初期スプラッシュの発生数が上昇した。

Ｎｏ．２５は、熱間圧延時の１パス最大圧下率が本発明で推奨される下限（２％）を下回る範囲で製造した例であり、最大結晶粒径が大きくなり、初期スプラッシュの発生数が上昇した。

参考のため、図１に、Ｎｏ．３および４（以上、本発明例）、並びにＮｏ．２０（比較例）について、圧延方向の結晶粒径を示す光学顕微鏡写真を示す。これらの写真に示すように、Ｎｏ．３および４では、圧延方向の平均結晶粒径および最大結晶粒径が小さく制御されているのに対し、Ｎｏ．２０では、圧延方向の結晶粒径が長く延びていることが分かる。

（実施例２）
本実施例では、Ａｌ基合金スパッタリングターゲットを用いて得られたＡｌ基合金膜の特性を評価した。

詳細には、表２に記載の種々のＡｌ基合金（残部：Ａｌおよび不可避的不純物）を用意し、前述した実施例１に記載の方法でスパッタリングターゲットを製造した。ここで、熱間圧延および焼鈍条件は表２に記載のとおりであり、冷間圧延および焼鈍の条件は以下のとおりである。このようにして得られたスパッタリングターゲットの圧延方向の結晶粒径（平均結晶粒径および最大結晶粒径）、ビッカース硬さ、および初期スプラッシュの個数を、前述した実施例１と同様にして測定した結果を、表２に併記している。なお、表２のＮｏ．１およびＮｏ．４は、それぞれ前述した表１のＮｏ．２およびＮｏ．３に対応している。

このようにして得られたスパッタリングターゲットを用い、ＤＣマグネトロン・スパッタ法［基板＝ガラス基板（コーニング社製Ｅａｇｌｅ２０００）、雰囲気ガス＝アルゴン、圧力＝２ｍＴｏｒｒ、基板温度＝２５℃（室温）］によって種々のＡｌ合金膜（膜厚＝３００ｎｍ）を成膜した。このようにして得られた種々のＡｌ合金膜におけるＮｉ、Ｇｅ、Ｎｄの各合金元素の含有量は、ＩＣＰ発光分析（誘導結合プラズマ発光分析）法によって求めた。その結果は表２に記載のとおりであり、Ａｌ合金膜形成に用いたスパッタリングターゲットの組成と一致している。

なお、Ａｌ合金膜中の極微量添加元素であるＴｉおよびＢの含有量は、４インチのガラス基板に１０００ｎｍ膜厚で５枚分のＡｌ合金膜（約１００ｍｇ）を成膜した後、以下の方法でそれぞれ分析した。
Ｔｉ量について、ＩＣＰ発光分析により算出。
Ｂ量について、添加量に応じてＩＣＰ発光分析または蒸留分離−クルクミン吸光光度法により算出。

上記のようにして成膜したＡｌ合金膜を用いて、熱処理後のＡｌ合金膜自体の電気抵抗率、Ａｌ合金膜を透明画素電極に直接接続したときのＩＴＯとのコンタクト抵抗（以下、「コンタクト抵抗」と略記する。）、および剥離液耐食性を、それぞれ下記に示す方法で測定した。

（１）熱処理後のＡｌ合金膜自体の電気抵抗率
上記Ａｌ合金膜に対し、１０μｍ幅のラインアンドスペースパターンを形成し、不活性ガス雰囲気中、５℃／分の昇温速度で加熱し、２７０℃で３０分間または３２０℃で３０分間の熱処理を施してから、４端子法で電気抵抗率を測定した。

（２）透明画素電極とのコンタクト抵抗
Ａｌ合金膜と透明画素電極を直接接触したときのコンタクト抵抗は、透明画素電極（ＩＴＯ；酸化インジウムに１０原子％の酸化スズを加えた酸化インジウムスズ）を、下記条件でスパッタリングすることによって図２に示すケルビンパターン（コンタクトホールサイズ：１０μｍ角）を作製し、４端子測定（ＩＴＯ−Ａｌ合金膜に電流を流し、別の端子でＩＴＯ−Ａｌ合金間の電圧降下を測定する方法）を行なった。具体的には、図２のＩ₁−Ｉ₂間に電流Ｉを流し、Ｖ₁−Ｖ₂間の電圧Ｖをモニターすることにより、コンタクト部Ｃのコンタクト抵抗Ｒを［Ｒ＝（Ｖ₂−Ｖ₁）／Ｉ₂］として求めた。そして下記基準で、コンタクト抵抗の良否を判定した。なお、純Ａｌ合金膜のコンタクト抵抗は１５，０００Ωである。
（透明画素電極の成膜条件）
・雰囲気ガス＝アルゴン
・圧力＝０．８ｍＴｏｒｒ
・基板温度＝２５℃（室温）

（３）剥離液耐食性
剥離液洗浄後に生じる黒点（正確にはクレーター腐食密度）を観察し、剥離液耐食性を評価した。この黒点は、前述したように析出物を基点とし、析出物周りに発生するものである。

詳細には、上記熱処理（３２０℃で３０分間）を施して得られたサンプルに対し、東京応化工業製のアミン系レジスト剥離液（ＴＯＫ１０６）を用い、（ｐＨ＝１０．５に調整した剥離液水溶液に１分間浸漬）→（ｐＨ＝９．５に調整した剥離液水溶液に５分間浸漬）→（純水で水洗）→（乾燥）の順に処理を行った。剥離液洗浄処理後のサンプルを光学顕微鏡で倍率１０００倍にて観察（８６００μｍ²程度）し、画像解析を行って黒点密度（個数／１００μｍ²）を測定した。
（判定基準）
○：４．０個以下／１００μｍ²
×：４．０個超／１００μｍ²

これらの結果を表３にまとめて示す。表２と表３の各Ｎｏ．はそれぞれ対応しており、例えば表２のＮｏ．１の特性は表３のＮｏ．１に示すとおりである。

表２および表３の結果から、以下のように考察することができる。

表２に記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲットは、いずれも本発明の要件を満足するものであり、このようなスパッタリングターゲットを用いて得られるＡｌ基合金膜は、表３に示すように、熱処理後の電気抵抗率が低く、ＩＴＯとのコンタクト抵抗も低く抑えられており、ＩＴＯとのダイレクトコンタクト用配線膜として有用である。

このうち表２のＮｏ．１〜５のようにＴｉ量およびＢ量が好ましい範囲に制御されたものは、ＴｉおよびＢを添加しない表２のＮｏ．６や、好ましい量のＴｉおよびＢを含有しない表２のＮｏ．７に比べ、剥離液耐食性に優れていることが分かる。剥離液耐食性は、ＴｉおよびＢの含有量が増加するにつれ、上昇する傾向が見られた。

また、表２のＮｏ．５は、Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）の総含有量と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）の総含有量との比（Ａ群／Ｂ群＝０．１０／０．２７≒０．３７）が、本発明のより好ましい範囲（０．４以下）を満足する例であり、腐食密度を０個に抑えることができた。

Claims (12)

1. Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）から選択される少なくとも１種と、
   Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）から選択される少なくとも１種
   を含有し、
   前記スパッタリングターゲットの圧延面に対して垂直な断面のうち、圧延方向と平行な面における、圧延方向の結晶粒径を測定したとき、平均結晶粒径が５００μｍ以下であり、且つ、最大結晶粒径が１５００μｍ以下であることを特徴とするＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
2. 前記Ａ群の総含有量が０．０５原子％以上、２．５原子％以下、
   前記Ｂ群の総含有量が０．１原子％以上、１原子％以下、
   である請求項１に記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
3. 更に、Ｃ群（Ｃｕ，Ｇｅ）から選択される少なくとも１種
   を含有する請求項１または２に記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
4. 前記Ｃ群の総含有量が０．１原子％以上、１原子％以下
   である請求項３に記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
5. 更に、ＴｉおよびＢを含有する請求項１〜４のいずれかに記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
6. Ｔｉ含有量が０．０００２原子％以上０．０１２原子％以下であり、Ｂ含有量が０．０００２原子％以上０．０１２原子％以下である請求項５に記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
7. 前記Ａ群からＮｉのみが選択され、前記Ｂ群からＮｄのみが選択されるものである請求項１、２、５または６に記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
8. 前記Ａ群からＮｉのみが選択され、前記Ｂ群からＬａのみが選択されるものである請求項１、２、５または６に記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
9. 前記Ａ群からＮｉのみが選択され、前記Ｂ群からＮｄのみが選択され、前記Ｃ群からＧｅのみが選択されるものである請求項３、４、５または６に記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
10. ビッカース硬さ（Ｈｖ）が２６以上である請求項１〜９のいずれかに記載のＡｌ基合金スパッタリングターゲット。
11. 請求項１〜１０のいずれかに記載のスパッタリングターゲットを用いて得られるＡｌ基合金膜であって、透明導電膜と直接接続されているＡｌ基合金膜。
12. Ａ群（Ｎｉ，Ｃｏ）から選択される少なくとも１種と、Ｂ群（Ｌａ，Ｎｄ）から選択される少なくとも１種と、Ｃ群（Ｃｕ，Ｇｅ）から選択される少なくとも１種と、ＴｉおよびＢと、を含有し、
    Ｔｉ含有量が０．０００４原子％以上０．００８原子％以下であり、Ｂ含有量が０．０００４原子％以上０．００８原子％以下である請求項１１に記載のＡｌ基合金膜。