TWI444492B - Aluminum alloy sputtering target - Google Patents

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TWI444492B
TWI444492B TW100106405A TW100106405A TWI444492B TW I444492 B TWI444492 B TW I444492B TW 100106405 A TW100106405 A TW 100106405A TW 100106405 A TW100106405 A TW 100106405A TW I444492 B TWI444492 B TW I444492B
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Mamoru Nagao
Hidetada Makino
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Kobe Steel Ltd
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Description

鋁基合金濺鍍靶
本發明係關於含有Ni、稀土類元素之鋁基合金濺鍍靶，詳言之，係關於濺鍍靶面法線方向之結晶方位獲得控制之Ni-稀土元素類-鋁基合金濺鍍靶。以下，有時將含有Ni及稀土類元素之鋁基合金稱為「Ni-稀土類元素-Al基合金」或僅稱為「鋁基合金」。
鋁基合金由於電阻率低、加工容易，故已廣泛利用於液晶顯示器(LCD：Liquid Crystal Display)、電漿顯示器面板(PDP：Plasma Display Panel)、電致發光顯示器(ELD：Electro Luminescence Display)、場發射顯示器(FED：Field Emission Display)、MEMS(微電機系統，Micro Electro Mechanical System)顯示器等之平面顯示器(FPD：Flat Panel Display)、觸控面板、電子紙之領域，而利用於配線膜、電極膜、反射電極膜等之材料。
例如，主動陣列型之液晶顯示器具備有薄膜電晶體(TFT：Thin Film Transistor)基板，其具有開關元件的TFT、由導電性氧化膜構成之像素電極以及包含掃描線及信號線之配線，掃描線及信號線電性連接於像素電極。構成掃描線及信號線之配線材料通常使用純鋁或Al-Nd合金薄膜，但該等薄膜若與像素電極直接接觸，則於介面形成絕緣性之氧化鋁等而此接觸電阻增加，故迄今為止，在上述鋁之配線材料與像素電極之間設有由Mo、Cr、Ti、W等之高熔點金屬所成之金屬障壁層可實現接觸電阻之減低化。
然而，如上述之介隔金屬障壁層之方法，其製造步驟煩瑣，而有導致生產成本增加等之問題。
因此，作為不介隔金屬障壁層而使構成像素電極之導電性氧化膜與配線材料直接接觸之可能技術(直接接觸技術)，已提案有於配線材料中使用進而Ni-Al基合金或進而使用更含有Nd及Y等稀土類元素之Ni-稀土類元素-Al基合金的薄膜之方法(專利文獻1)。若使用Ni-Al基合金，則由於於介面形成有導電性之含Ni析出物，而抑制了絕緣性氧化鋁等之生成，故可抑制電阻率於較低。且，若使用Ni-稀土類元素-Al基合金，則耐熱性更高。
然而，鋁基合金薄膜之形成一般係採用利用濺鍍靶之濺鍍法。所謂濺鍍法，係於基板與由薄膜材料之原料物質所構成之濺鍍靶(靶材)之間形成電漿放電，使因電漿放電而離子化之氣體衝撞於靶材藉此將靶材之原子擊出，並堆積於基板上製作薄膜之方法。濺鍍法與真空蒸鍍法或電弧離子電鍍法(AIP：Arc Ion Plating)不同，具有可形成與鈀材相同組成之薄膜的優點。尤其，以濺鍍法成膜之鋁基合金薄膜，可使於平衡狀態不固熔之Nd等之合金元素固熔，而發揮作為薄膜之優異性能，故而為工業上有效之薄膜製作方法，並對成為其原料之濺鍍靶材料進行開發。
近年來，為了對應於FPD生產性擴大，濺鍍步驟時之成膜速度有比以往更高速化之傾向。就加速成膜速度最簡便方法為增大濺鍍功率，但若增加濺鍍功率，則會發生電弧(異常放電)及飛濺(微細之熔融粒子)等之濺鍍不良，而於配線薄膜等上產生缺陷，故有FPD良率及動作性能降低等之缺點。
因此，為防止濺鍍不良發生，提案有例如專利文獻2~5所記載之方法。其中，專利文獻2~4均係基於飛濺之發生原因係起因於靶材組織之微細空隙之觀點者，而藉由控制鋁基質中之鋁與稀土類元素之化合物粒子分散狀態(專利文獻2)、控制鋁基質中之鋁與過渡元素之化合物的分散狀態(專利文獻3)、控制靶材中之添加元素與鋁之金屬間化合物之分散狀態(專利文獻4)，而防止飛濺發生。且，於專利文獻5中，揭示有調整濺鍍面之硬度後，進行整飾機械加工，藉此抑制伴隨著機械加工之表面缺陷發生，並減低於濺鍍時發生之電弧的技術。
另一方面，於專利文獻6中，作為防止飛濺發生之技術，記載有使以鋁為主體之錠塊在300~450℃之溫度範圍以75%以下之加工率壓延成板狀，接著進行壓延時溫度以上且550℃以下之加熱處理，以壓延面側成為濺鍍面，藉此使所得之Ti-W-Al基合金等之濺鍍靶之維式硬度(Vickers hardness)成為25以下。
再者，於專利文獻7中，記載有藉由控制濺鍍靶之濺鍍面之結晶方位比率，而以高成膜速度進行濺鍍之方法。其中，若濺鍍面以X射線繞射法測定時之<111>結晶方位之含有率高如20%以上，則於與濺鍍面垂直之方向飛翔之靶材物質之比率增加，故薄膜形成速度增加。於專利文獻7之實施例中，記載有使用含有Si為1質量%、Cu為0.5質量%之鋁基合金濺鍍靶。
另一方面，已揭示有即使以高成膜速度亦可抑制濺鍍不良發生之技術(專利文獻8)。於專利文獻8中提案有以利用噴霧形成法製造之含Ni之鋁基合金濺鍍靶為對象，利用後方散射電子繞射像法測定之濺鍍面法線方向之結晶方位<001>、<011>、<111>及<311>之合計面積率(P值)相對於濺鍍面全部面積控制為70%以上，進而相對於P值之<011>及<111>之面積率之比率分別控制為30%以上、10%以下，藉此抑制電弧(異常放電)等之濺鍍不良之技術。
且，為保持濺鍍靶之表面乾淨已提案有提高整飾面之微觀平滑性之技術(專利文獻9)。於專利文獻9，提案有藉由使利用噴霧形成法製造之Al-(Ni,Co)-(Cu,Ge)-(La,Gd,Nd)系合金濺鍍靶之維式硬度(HV)成為35以上，而改善機械加工時之加工性、提高整飾面之微觀平滑性、減輕濺鍍靶使用初期階段之飛濺發生之技術。
[先前技術文獻] 專利文獻
專利文獻1：日本國特開2004-214606號公報
專利文獻2：日本國特開平10-147860號公報
專利文獻3：日本國特開平10-199830號公報
專利文獻4：日本國特開平11-293454號公報
專利文獻5：日本國特開2001-279433號公報
專利文獻6：日本國特開平9-235666號公報
專利文獻7：日本國特開平6-128737號公報
專利文獻8：日本國特開2008-127623號公報
專利文獻9：日本國特開2009-263768號公報
如前述，飛濺及電弧等之濺鍍不良使FPD之良率及生產性降低，於以高成膜速度使用濺鍍靶時尤其為嚴重的問題。迄今為止，雖已提案種種用以改善濺鍍不良及提高成膜速度之技術，但仍要求更進一步改善。
尤其，關於鋁基合金中於前述直接接觸技術中亦有用之Ni-稀土類元素-Al基合金之薄膜形成用之鋁基合金濺鍍靶，期望提供即使以高速成膜亦可有效地防止飛濺發生之技術。
於前述專利文獻8中記載之方法於利用噴霧形成法所得之具有微細結晶粒徑者作為對象且於利用噴霧形成法時，有製造成本高的問題故而要求進一步的改善。
本發明係鑑於上述情況而完成者，其目的係提供於使用Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶時，即使於2.2nm/s以上之高速成膜時，亦得以抑制飛濺發生之技術。
本發明包含下述樣態：
[1]　一種鋁基合金濺鍍靶，其為含有Ni及稀土類元素之鋁基合金濺鍍靶，其特徵為利用後方散射電子繞射像法觀察前述鋁基合金濺鍍靶之表層部、1/4×t(t：鋁基合金濺鍍靶之厚度)部、1/2×t部之各濺鍍面之法線方向之結晶方位<001>、<011>、<111>、<012>及<112>時，滿足下列(1)、(2)之要件，
(1)以前述<001>±15°、前述<011>±15°及前述<112>±15°之合計面積率作為R(各位置之R，於前述表層部作為Ra ，前述1/4×t部作為Rb ，前述1/2×t部作為Rc )時，R為0.35以上、0.80以下，且
(2)前述Ra 、前述Rb 及前述Rc 在R平均值[Rave =(Ra +Rb +Rc )/3]之±20%之範圍內。
[2]　如[1]記載之鋁基合金濺鍍靶，其中前述鋁基合金濺鍍靶之濺鍍面利用後方散射電子繞射像法觀察結晶粒徑時，平均結晶粒徑為40~450μm。
[3]　如[1]或[2]記載之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ni之含量為0.05~2.0原子%，前述稀土類元素含量為0.1~1.0原子%。
[4]　如[1]至[3]中任一項記載之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ge。
[5]　如[4]記載之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ge之含量為0.10~1.0原子%。
[6]　如[1]至[5]中任一項記載之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
[7]　如[6]記載之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
[8]　如[1]至[7]中任一項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述鋁基合金濺鍍靶之維式硬度(Vickers hardness)為26以上。
本發明之Ni-稀土類元素-Al基合金濺渡靶，由於濺鍍面法線方向之結晶方位經適當控制，故即使以高速成膜，亦可使成膜速度安定且亦有效地控制濺鍍不良(飛濺)。因此依據本發明，由於自靶使用開始至接近結束之前可安定地保持成膜速度，故濺鍍靶成膜時發生之飛濺或成膜速度的偏差可大幅減低，而可提高生產性。
本發明人等為了提供濺鍍成膜時發生之飛濺可減低之鋁基合金濺鍍靶，而進行積極檢討。尤其於本發明對於欲提供可適用於上述直接接觸技術之以Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶為對象，且使用利用先前熔解鑄造法製造之Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶在高速成膜，亦可有效地抑制飛濺發生且於濺鍍成膜過程之成膜速度偏差得以減低之技術進行探討。其結果，發現若對Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶之濺鍍面法線方向之結晶方位加以適度控制，可達成所需目的，因而完成本發明。
本說明書中，所謂「可抑制(減低)飛濺發生」意指於後述實施例中記載之條件下設定對應於成膜速度之濺鍍功率並進行濺鍍時所發生之飛濺發生數(濺鍍靶之表層部、1/4×t部、1/2×t部之3處之平均值)為21個/cm2 以下(較好為11個/cm2 以下，又更好為7個/cm2 以下)者。又，於本發明，飛濺之發生傾向係對濺鍍靶厚度(t)方向進行評價，就此方面與未對厚度方向之飛濺發生進行評價之上述專利文獻2~9之技術相較，於評價基準方面並不相同。
首先，一面參照圖1，一面對本發明之鋁基合金濺鍍靶之特徵之結晶方位加以說明。
圖1為表示面心立方晶格(FCC：Face Centered Cubic lattice)中代表性結晶構造及結晶方位者。結晶方位之表示方法係採用一般方法，例如[001]、[010]及[100]為等價結晶方位，該等三方位一起表示為<001>。
如圖1所示，鋁具有面心立方晶格(FCC：Face Centered Cubic lattice)之結晶構造，至於濺鍍靶之濺鍍面法線方向[面向對向的基板之方向(ND)]之結晶方位已知主要包含<011>、<001>、<111>、<012>及<112>之五種類的結晶方位。原子密度最高之方位(最密方位)為<011>，其次為<001>、<112>、<111>、<012>。
鋁基合金及純鋁中，尤其是鋁基合金隨著合金系而有不同之固熔‧析出形態，故認為結晶變形及旋轉舉動會產生差異，結果於結晶方位形成過程有差異。關於工業上使用之JIS 5000系鋁合金(Al-Mg系合金)或JIS 6000系鋁合金(Al-Mg-Si系合金)等，可控制結晶方位傾向或結晶方位之製造方法方針已然明瞭。然而，關於FPD用配線膜、電極膜、反射電極膜等中使用之Ni-稀土類元素-Al基合金，可控制結晶方位傾向亦可控制結晶方位之製造方法方針仍為未明之狀況。
於前述專利文獻7中，記載有以含Si之鋁基合金濺鍍靶為對象時，若<111>之結晶方位比率高則薄膜形成速度快。進而於專利文獻7之段落[0026]中，主要記載認為其原因係具有<111>方位面之結晶，由於該方位，於濺鍍之際大多發生於與濺鍍面垂直方向具有速度成分之濺鍍靶物質之故。
不過依據本發明人等之實驗，本發明之以如Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶為對象時，即使採用於前述專利文獻7中所教示之結晶方位控制技術(提高<111>之比率之技術)，亦無法獲得所期望之效果。
因此本發明人等，為了提供控制鋁基合金中尤其是Ni-稀土類元素-Al基合金中之結晶方位之技術而進行了探討。
為了加速成膜速度，一般構成由多結晶組織所成之濺鍍靶之原子的線密度高的結晶方位僅能良好地控制為面向形成薄膜之基板。濺鍍時，構成濺鍍靶之原子藉由與Ar離子之衝撞而朝外擊出，此機制可說是(a)所衝撞之Ar離子插入濺鍍靶之原子間，使周圍原子激發及振動，(b)振動朝表面傳遞，尤其是朝相互鄰接之原子密度高之方向傳遞，(c)其結果，於具有高原子密度之方向表面的原子朝外被擠出。因此，認為若構成濺鍍靶之逐個原子之最密方向朝向對向的基板，則成為可效率良好地濺鍍，而可提高成膜速度。
且，通常，濺鍍靶之相同濺鍍面內，具有不同結晶方位之結晶粒間由於侵蝕速度不同，故某種意義上可謂為在結晶粒間形成微小階差。此階差在濺鍍面內存在有結晶方位分布不均及粗大結晶粒之情況尤其容易形成。
然而自濺鍍靶表面釋放至空間之構成濺鍍靶之原子當然無法必定僅堆積於對向之基板上，亦有附著於周圍之濺鍍靶表面上，而形成堆積物之情況。該附著及堆積容易在前述之結晶粒間之階差發生，此堆積物成為飛濺之起點，而變成容易發生飛濺。其結果，認為會使濺鍍步驟及濺鍍靶之良率顯著降低。
因此本發明人等由上述觀點考慮，針對Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶之結晶方位之分布與結晶粒徑及飛濺之發生原因之關係進行積極檢討後，發現利用熔解鑄造法製造之Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶之組織，於濺鍍面內及濺鍍靶板厚方向中，容易形成不均一之結晶方位分布及粗大結晶粒。
進而發現，藉由改變板厚方向之結晶方位及結晶粒徑分布，使濺鍍靶固有之成膜速度經時變動，因此，若為了提高濺鍍時之成膜速度而增加濺鍍功率，則於濺鍍靶固有之成膜速度較快之部位容易發生飛濺，另一方面，若為了減低飛濺而減少濺鍍功率，則於濺鍍靶固有之成膜速度較慢之部位之成膜速度降低，而有生產性顯著降低之虞。
本發明人等更積極檢討之結果，發現若可於Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶，儘可能提高<011>、<001>及<112>之比率，進而於該等濺鍍靶板厚方向之偏差儘可能小，具體而言，於利用後方散射電子繞射像法觀察面向鋁基合金濺鍍靶之板厚(t)方向之板表層部分、板厚t之1/4厚部分、板厚t之1/2厚部分之各濺鍍面之法線方向之結晶方位<001>、<011>、<111>、<012>及<112>時，若(1)前述<001>±15°、前述<011>±15°及前述<112>±15°之合計面積率作為R(各位置之R，於前述表層部作為Ra ，前述1/4×t部作為Rb ，前述1/2×t部作為Rc )時，R為0.35以上、0.80以下(亦即Ra 、Rb 及Rc 之全部為0.35以上、0.80以下之範圍)，且(2)前述Ra 、前述Rb 及前述Rc 在R平均值[Rave =(Ra +Rb +Rc )/3]之±20%之範圍內，則可達成所需目的，因而完成本發明。
於本說明書內，如下述之Ni-稀土類元素-Al基合金之結晶方位係使用EBSD法(EBSD：後方散射電子繞射像法；Electron Backscatter Diffraction Pattern)測定。
首先，於鋁基合金濺鍍靶之厚度作為t時，面向濺鍍靶之板厚方向之表層部、1/4×t部、1/2×t部中，切斷成可確保測定面(與濺鍍面平行之面)為長10mm以上×寬10mm以上之面積作為EBSD測定用試料，接著，為使測定面為平滑，進行以磨砂紙之研磨或以膠體二氧化矽懸浮液等之研磨後，利用過氯酸及乙醇之混合液進行電解研磨，使用下述裝置及軟體，測定上述濺鍍靶之結晶方位。
裝置：EDAX-TSL公司製造之後方散射電子繞射像裝置「Orientation Imaging MicroscopyTM (OIMTM )」
測定軟體：OIM Data Collection Ver. 5
解析軟體：OIM Analysis ver. 5
測定區域：面積1400μm×1400μm×深度50nm
階差尺寸：8μm
測定視野數：同一測定面內為3個視野
解析時之結晶方位差：±15°
此處，所謂「解析時之結晶方位差：±15°」意指例如每次<001>結晶方位之解析中若在述<001>±15°之範圍內則視為容許範圍，判斷為<001>結晶方位。此係因為若在上述容許範圍內，則認為以結晶學來看易視為同一方位。如下所示，本發明算出各結晶方位均在±15°之容許範圍內。因此，求得結晶方位<uvw>±15°之分率作為面積率。
圖2A為後述實施例之欄中記載之表1之編號4之1/4×t部中之逆極點圖(結晶方位圖)。以EBSD，結晶方位不同之結晶顆粒彼此可利用色調差區別。以相同裝置，各結晶方位依據顏色加以識別，<001>以紅色表示，<011>以綠色表示，<111>以藍色表示，<112>以深粉紅色表示，<012>以黃色表示，其等於圖2A中表示為黑白概略圖。
以下，針對本發明之上述構成要件(1)~(2)加以說明。
(1)前述<001>±15°、前述<011>±15°及前述<112>±15°之合計面積率作為R(各位置之R，於前述表層部作為Ra ，前述1/4×t部作為Rb ，前述1/2×t部作為Rc )時，R為0.35以上、0.80以下(亦即Ra 、Rb 及Rc 之全部為0.35以上、0.80以下之範圍)
本發明中所謂合計面積率意指於表層部(Ra )、1/4×t部(Rb )、1/2×t部(Rc )之各處所測定之上述結晶方位之合計面積率(相對於上述測定面積(1400μm×1400μm)之比率)，於本發明有時Ra ~Rc 一起僅以R表述。
首先，於本發明中，於Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶之表層部分、1/4×t部分、1/2×t部分中，利用上述EBSD法以各±15°之容許結晶方位差，測定於成為對象之濺鍍靶面法線方位方向中存在之主要結晶方位的5個結晶方位<001>、<011>、<111>、<112>及<012>之面積率，該等結晶方位中，鋁基合金之原子數密度為比較高的結晶方位，控制結晶方位使得上述各處之<011>、<001>、<112>之合計面積率(R)成為0.35以上、0.80以下(亦即Ra 、Rb 及Rc 之全部為0.35以上、0.80以下之範圍)。R值若低於0.35，則結晶方位分布不充分，且會形成粗大之結晶粒故無法有效地抑制飛濺發生。另一方面，若R值超過0.80，則變得容易形成粗大結晶粒，無法抑制飛濺之發生。R值若控制在較好的0.4以上、0.75以下，則可更抑制飛濺發生，故較佳。
(2)前述Ra 、前述Rb 及前述Rc 在R平均值[Rave =(Ra +Rb +Rc )/3]之±20%之範圍內
再者，於濺鍍靶之厚度作為t時，面向濺鍍靶之板厚方向之表層部、1/4×t部、1/2×t部之3位置所求得之各R值(各位置之R值，於表層部作為Ra ，1/4×t部作為Rb ，1/2×t部作為Rc )處於R值之平均值[Rave =(Ra +Rb +Rc )/3]之±20%之範圍內(亦即Ra 、Rb 及Rc 全部在Rave ±20%之範圍內)。此係因為若在各測定位置之R值(Ra 、Rb 、Rc )在R值之平均值Rave 之±20%以外，則濺鍍面法線方向之結晶方位分布產生偏差，隨著時間經過濺鍍靶之成膜速度變不安定，於濺鍍成膜過程之成膜速度產生偏差且飛濺發生頻率增大。
又，上述<011>、<001>、<112>以外之本發明測定對象的結晶方位(<111>、<012>)之比率並未特別限定。就飛濺發生之抑制及成膜速度之提高而言，由實驗可確認只要<011>、<001>、<112>之結晶方位控制在滿足上述(1)、(2)之要件即可，其他結晶方位(<111>、<012>)之影響幾乎可不予考慮。
以上，針對本發明之特徵結晶方位加以說明。
接著，針對本發明之鋁合金濺鍍靶之較佳平均結晶粒徑及維式硬度加以說明。
(平均結晶粒徑)
本發明之鋁基合金濺鍍靶於利用EBSD法測定之結晶方位差為15°以上之像素間之邊界作為結晶粒界時之平均粒徑較好為40μm以上、450μm以下。
解析利用上述EBSD法測定之結晶方位數據(一視野尺寸：1400μm×1400μm，step size：8μm)，於結晶方位差為15°以上之像素間之邊界作為結晶粒界時，由輸出至前述解析軟體之晶粒大小(直徑)之結晶粒徑分布求得之相當於圓之直徑之平均值做為D。於濺鍍靶之厚度作為t時，於面向濺鍍靶之板厚方向之表層部、1/4×t部、1/2×t部之3處所求得之各處之D分別為表層部設為Da 、1/4×t部設為Db 、1/2×t部設為Dc 。本發明中所謂「平均結晶粒徑」為各處之上述D值之平均值[Dave =(Da +Db +Dc )/3]。
為了更有效地發揮飛濺發生防止效果，平均結晶粒徑越小越好，具體而言，平均結晶粒徑較好為450μm以下，更好為180μm以下，再更好為120μm以下。
另一方面，平均結晶粒徑之下限只要以與製造方法之關係決定即可。亦即，於本發明，由製造成本及製造步驟之減低化、良率之提高等觀點考慮，雖以自鋁合金熔液製造鑄塊之熔解鑄造法較佳，但於熔解鑄造時，一般不可能使用熔解鑄造設備製造出平均結晶粒徑未達40μm之鋁基合金濺鍍靶，故而平均結晶粒徑之下限設為40μm。
(維式硬度)
再者，本發明之鋁基合金濺鍍法之維式硬度(HV)較好為26以上。此係因為依據本發明人等之檢討結果，了解到使用Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶時，該濺鍍靶之硬度若低則容易發生飛濺。其理由，於細節雖尚不明確，但認為若濺鍍靶之硬度低，則利用濺鍍靶之製造中使用之切割盤或旋轉盤等之機械加工之整飾面之微觀平滑性惡化，亦即由於材料表面變形至複雜且變粗，故而於機械加工所用之切割油等之污物會殘留進入濺鍍靶表面。推測係此等殘留污物在後續步驟中即使進行表面洗淨亦難以充分去除，如此殘留在濺鍍靶表面之污物會成為飛濺發生之起點。因此有必要改善機械加工時之加工性(切割鋒利度)，不使材料表面變粗，以使得該等污物不會殘留在濺鍍靶表面。為此於本發明期望濺鍍靶之硬度提高。
具體而言，本發明之鋁基合金濺鍍靶之維式硬度(HV)由防止飛濺發生之觀點而言越高越好，較好為26以上，更好為35以上，又更好為40以上，再更好為45以上。且，維式硬度之上限並未限定，但若過高，為了調整硬度之冷壓延之壓延率有增大之必要，此時，有壓延變困難而產生製造上之問題，故而期望維式硬度較好為160以下，更好為140以下，又更好為120以下。又，上述維式硬度之上限及下限任意組合均可成為上述維式硬度之範圍。
以上，已針對本發明之鋁基合金濺鍍靶之較佳平均結晶粒徑及維式硬度加以說明。
接著，針對於本發明中作為對象之Ni-稀土類元素-Al基合金加以說明。
如前述，於本發明，以含有Ni及稀土類元素之鋁基合金濺鍍靶為對象。於如上述專利文獻1中亦有記載之使用Ni-稀土類元素-Al基合金用於配線成膜時，由於耐熱性優異，故作為直接接觸用之配線材極為有用。
Ni為減低鋁基合金膜與直接接觸於該鋁基合金膜之像素電極之接觸電阻之有效成分。且於防止飛濺發生有用之結晶方位及結晶粒徑之控制亦為有用。
為了發揮此等作用，Ni較好至少含有0.05原子%以上。更好Ni含量為0.07原子%以上，再更好為0.1原子%以上。另一方面，Ni之含量過多時，由於鋁基合金膜之電阻率會變高，故較好為2.0原子%以下。更好為1.5原子%以下，再更好為1.1原子%以下。且，上述Ni含量之上限及下限任意組合亦可成為上述Ni含量之範圍。
又，稀土類元素為提高使用該鋁基合金濺鍍靶所形成之鋁基合金膜之耐熱性，可有效防止鋁基合金膜表面上形成之凸點(hillock)之元素。且於防止飛濺發生有用之結晶方位及結晶粒徑之控制亦為有用。
為了發揮此等作用，稀土類元素較好至少含有0.1原子%以上。更好稀土類元素含量為0.2原子%以上，再更好為0.3原子%以上。另一方面，稀土類元素之含量過多時，由於鋁基合金膜之電阻率會變高，故較好為1.0原子%以下。更好為0.8原子%以下，再更好為0.6原子%以下。且，上述稀土類元素含量之上限及下限任意組合亦可成為上述稀土類元素含量之範圍。
且，於本發明，亦以進而含有Nd或La等之稀土類元素之Al-Ni-Al基合金濺鍍靶為對象。本發明中所謂「稀土類元素」意指週期表中之Y、鑭系元素及錒系元素，尤其使用含有La或Nd之Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶時可較好地使用。稀土類元素可單獨含有亦可併用兩種以上。併用兩種以上時，稀土類元素之合計含量宜在上述範圍內。
又，於本發明之鋁基合金濺鍍靶中，亦較好含有Ge。Ge為用以提高使用本發明之鋁基合金濺鍍靶所形成之鋁基合金膜之耐腐蝕性之有效成分。且於防止飛濺發生有用之結晶方位及結晶粒徑之控制亦有用。
為了發揮此等作用，Ge較好至少含有0.10原子%以上。更好Ge含量為0.2原子%以上，再更好為0.3原子%以上。另一方面，Ge之含量過多時，由於鋁基合金膜之電阻率會變高，故較好為1.0原子%以下。Ge之含量更好為0.8原子%以下，再更好為0.6原子%以下。且，上述Ge含量之上限及下限任意組合亦可成為上述Ge含量之範圍。
再者，於上述本發明之鋁基合金中，較好含有Ni、稀土類元素，更好除Ge以外，又含有Ti及B。Ti及B為有助於結晶粒微細化之元素，藉由添加Ti、B，可擴大製造條件之幅度(容許範圍)。但，若過量添加則有致使鋁基合金膜之電阻率變高之虞。Ti含量較好為0.0002原子%以上，更好為0.0004原子%以上，較好為0.012原子%以下，更好為0.006原子%以下。且，上述Ti含量之上限及下限任意組合亦可成為上述Ti含量之範圍。且B含量較好為0.0002原子%以上，更好為0.0004原子%以上，較好為0.012原子%以下，更好為0.006原子%以下。且，上述B含量之上限及下限任意組合亦可成為上述B含量之範圍。
Ti及B之添加可採用通常所用之方法，代表性舉例有以Al-Ti-B微細化劑添加於熔浴中。Al-Ti-B之組成，若為可獲得成為所需之鋁基合金濺鍍靶者即無特別限制，例如使用Al-5質量%Ti-1質量%B、Al-5質量%Ti-0.2質量B等。該等可使用市售品。
本發明所用之鋁基合金之成分較好含有Ni及稀土類元素，剩餘部分為Al及不可避免雜質，更好為含有Ni、稀土類元素及Ge且剩餘部份為Al及不可避免雜質。更好含有Ni、稀土類元素、Ge、Ti及B且剩餘部份為Al及不可避免雜質。至於不可避免雜質，為製造過程等不可避免混入之元素，舉例為例如Fe、Si、C、O、N等，其含量較好各元素均為0.05原子%以下。
以上，針對於本發明中作為對象之Ni-稀土類元素-Al基合金加以說明。
(濺鍍靶之製造方法)
接著，針對製造上述鋁基合金濺鍍靶之方法加以說明。
如上述，於本發明，宜使用熔解鑄造製造鋁基合金濺鍍靶。尤其於本發明，為了製造結晶方位分布及結晶粒徑經適當控制之鋁基合金濺鍍靶，於熔解鑄造→(依據需要之均熱)→熱壓延→退火之步驟中，較好適當地控制均熱條件(均熱溫度、均熱時間等)、熱壓延條件(例如壓延開始溫度、壓延結束溫度、一次壓延最大壓下率、總壓下率等)、退火條件(退火溫度、退火時間等)之至少任一者。上述步驟後，亦可進行冷壓延→退火(第二次壓延-退火步驟)。
尤其於本發明，適當地控制鋁基合金濺鍍靶之維式硬度，較好係進行上述第二次壓延→退火步驟同時控制冷壓延(冷壓延率)條件等而調整硬度。
不過，由於依據鋁基合金種類而可適用之結晶方位分布、結晶粒徑控制手段以及硬度調整手段也有不同，故只要對應於鋁基合金種類，採用例如單獨或組合上述等之適當手段即可。以下，針對本發明之上述鋁基合金靶之較佳製造方法之每一步驟加以詳細說明。
(熔解鑄造)
熔解鑄造步驟並無特別限制，只要適宜採用濺鍍靶製造中通常使用之步驟，而使Ni-稀土類元素-Al基合金鑄塊進行造塊即可。例如作為鑄造方法，代表性可舉例為DC(半連續)鑄造、薄板連續鑄造(雙輥式、帶澆鑄機式、Properzi式、塊狀澆鑄機式等)等。
(依據需要之均熱)
如上述之Ni-稀土類元素-Al基合金鑄塊經造塊後，進行熱壓延，但亦可依據需要進行均熱。為結晶方位分布及結晶粒徑控制，較好均熱溫度控制為大約300~600℃左右(更好為400~550℃)，均熱時間控制為大約1~8小時左右(更好為4~8小時)。
(熱壓延)
依據需要進行上述均熱後，進行熱壓延。就制結晶方位分布及結晶粒徑控制用而言，宜適度控制熱壓延開始溫度。熱壓延開始溫度若過低則變形阻抗變高，而有達到所需板厚之前壓延無法繼續之情況。較好熱壓延開始溫度為210℃以上，更好為220℃以上，又更好為230℃以上。另一方面，若熱壓延開始溫度過高，則於濺鍍面法線方向之結晶方位分布發生偏差，結晶粒徑粗大化等，而有飛濺發生數變多之情況。較佳之熱壓延開始溫度為410℃以下，更好為400℃以下，又更好為390℃以下。且，上述熱壓延開始溫度之上限及下限之任意組合亦可成為上述熱壓延開始溫度之範圍。
且若熱壓延結束溫度過高，則於濺鍍面法線方向之結晶方位分布發生偏差，有結晶粒徑粗大化之情況，故較好為220℃以下，更好為210℃以下，又更好為200℃以下。另一方面，若熱壓延結束溫度過低，則變形阻抗變高，而有達到所需板厚之前壓延無法繼續之情況，故較好為50℃以上，更好為70℃以上，又更好為90℃以上。又，上述熱壓延結束溫度之上限及下限之任意組合亦可成為上述熱壓延結束溫度之範圍。
若熱壓延時間之1次壓延最大壓下率過低，則濺鍍面法線方向之結晶方位分布產生偏差，結晶粒徑粗大化等，而有飛濺發生數變多之情況。較佳之1次壓延最大壓下率為3%以上，更好為6%以上，又更好為9%以上。另一方面，若一次壓延最大壓下率過高，則變形阻抗變高，而有達到所需板厚之前壓延無法繼續之情況。較好一次壓延最大壓下率為25%以下，更好為20%以下，又更好為15%以下。又，上述一次壓延最大壓下率之上限及下限之任意組合亦可成為上述一次壓延最大壓下率之範圍。
且若總壓下率過低，則濺鍍面法線方向之結晶方位之分布發生偏差，結晶粒徑粗大化等，而有飛濺發生數變多之情況。較好總壓下率為68%以上，更好為70%以上，又更好為75%以上。另一方面，若總壓下率過高，則變形阻抗變高，而有達到所需板厚之前壓延無法繼續之情況。較好總壓下率為95%以下，更好為90%以下，又更好為85%以下。又，上述總壓下率之上限及下限之任意組合亦可成為上述總壓下率之範圍。
此處，每一次壓延之壓下率及總壓下率分別以下述式表示。
每一次壓延之壓下率(%)=[(壓延一次前之厚度)-(壓延一次後之厚度)]/(壓延一次前之厚度)×100
總壓下率(%)=[(壓延開始前之厚度)-(壓延結束後之厚度)]/(壓延開始前之厚度)×100
(退火)
如上述進行熱壓延後，進行退火。就結晶方位分布及結晶粒徑控制用而言，若提高退火溫度，則有結晶粒徑粗大化之傾向，故較好為450℃以下。且退火溫度若過低，則無法獲得所需之結晶方位，而有結晶粒無法微細化而殘留有粗大結晶粒之情況，故較好為250℃以上(更好為300~400℃)。退火時間較好控制在大約1~10小時左右(更好2~4小時)。
(因應必要之冷壓延→退火)
利用上述製法，雖可控制Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶之結晶方位分布及結晶粒徑，但隨後，亦可進而進行冷壓延→退火(第二次壓延、退火)。由結晶方位分布及結晶粒徑控制之觀點來看，雖未特別限定冷壓延條件，但較好控制退火條件。例如推薦將退火溫度控制在150~250℃(更好180~220℃)，退火時間控制在1~5小時(更好2~4小時)之範圍。
另一方面，於控制上述Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶之硬度中，若冷壓延率之壓延率過低則無法充分提高硬度，故希望壓延率較好設為15%以上，更好為20%以上。另一方面，若壓延率過高，則變形阻抗變高，在到達所需厚度之前壓延無法繼續，故希望較好設為35%以下，更好為30%以下。且，上述壓延率之上限及下限之任意組合亦可成為上述壓延率之範圍。
實施例
以下列舉實施例更具體說明本發明，但本發明不限於下述實施例，在可適用本發明主旨之範圍內亦可實施適當變更，該等均包含於本發明之技術範圍內。
(實施例1)
準備表1所示之各種Ni-稀土類元素-Al基合金，將厚度100mm之鑄塊利用DC鑄造法造塊後，以表1記載之條件進行熱壓延及退火，製作壓延板。供參考用，所製作之壓延板厚度示於表1。
又，含有Ti及B之Ni-稀土類元素-Al基合金係於微細化劑(Al-5質量%Ti-1質量%B)之形態於熔浴中添加Ti及B而製作。例如，製作表1之編號5的Ni-稀土類元素-Al基合金(Ti：0.0005原子%，B：0.0005原子%)時，以相對於Ni-稀土類元素-Al基合金全體為0.02質量%之比例添加上述微細化劑。且，製作表1之編號6的Ni-稀土類元素-Al基合金(Ti：0.0046原子%，B：0.0051原子%)時，以相對於Ni-稀土類元素-Al基合金全體為0.2質量%之比例添加上述微細化劑。
進而，對上述壓延板進行冷壓延及退火(於200℃歷時2小時)。此處，關於編號1~6、9~22，冷壓延時之冷壓延率設為22%，其以外之編號7及8，冷壓延率設為5%。
接著進行機械加工(圓衝壓加工及旋轉盤加工)，自1片壓延板，以使面向壓延板厚度(t)方向表層部、1/4×t部、1/2×t部成為濺鍍面之方式以旋轉盤調整厚度，製造3片圓板狀之Ni-稀土類元素-Al基合金濺鍍靶(尺寸：直徑101.6mm×厚度5.0mm)。
(結晶方位，平均結晶粒徑)
使用上述之濺鍍靶，基於前述EBSD法，測定濺鍍面法線方向之結晶方位，並解析，求得Ra 、Rb 、Rc 、Rave 及平均結晶粒徑。Ra 、Rb 、Rc 各值在Rave ±20%以外時，判定R值於濺鍍靶厚度方向偏差大。
(維式硬度)
上述各濺鍍靶之維式硬度(HV)係利用維式硬度計(明石製作所股份有限公司製，AVK-G2)測定。
且使用上述各濺鍍靶，測定濺鍍時之成膜速度及飛濺發生率。
(成膜速度之測定)
以下述條件進行濺鍍，於玻璃基板上使薄膜成膜。所得薄膜厚度利用觸針式膜厚計測定。
濺鍍裝置：島津製作所股份有限公司製HSR-542S
濺鍍條件：
背壓：3.0×10-6 托耳以下
Ar氣壓：2.25×10-3 托耳
Ar氣體流量：30sccm
濺鍍功率：DC260w
極間距離：52mm
基板溫度：室溫
濺鍍時間：120秒
玻璃基板：CORNING公司製#1737(直徑50.8mm，厚度0.7mm)
觸針式膜厚計：TENCOR儀器公司製之alpha-step 250成膜速度係基於下式算出。
成膜速度(nm/s)=薄膜厚度(nm)/濺鍍時間(s)
各實施例之成膜速度設為2.2nm/s以上，於任意三處進行測定，各測定位置之成膜速度與其等之平均值變動8%以上時，判定為成膜速度有偏差。
(飛濺發生數之測定)
於本實施例，測定在高濺鍍功率之條件下易於發生之飛濺發生數，評價飛濺之發生。
首先，針對表1所示之編號4之濺鍍靶之表層部，以2.74nm/s之成膜速度使薄膜成膜。此處，成膜速度與濺鍍功率DC之乘積Y值如下。
Y值=成膜速度(2.74nm/s)×濺鍍功率(260W)=713。
接著，針對表1所式之濺鍍靶，基於前述Y值(固定)，設定對應於表1所一併記載之成膜速度的濺鍍功率DC進行濺鍍。
例如，編號6之濺鍍靶之表層部之濺鍍條件如下。
成膜速度：2.77nm/s
基於下式，濺鍍功率DC設定為257W之濺鍍功率。
DC=Y值(713)/成膜速度(2.77)≒257W。
如此，進行上述濺鍍之步驟邊更替玻璃基板邊連續進行，每1片濺鍍靶形成16片薄膜。因此，濺鍍係進行120(秒)×16(片)=1920秒。
接著，使用微粒計數器(TOPCON股份有限公司，晶圓表面檢查裝置WM-3)，計測在上述薄膜表面上看到之微粒之位置座標、尺寸(平均粒徑)以及個數。此處，尺寸為3μm以上者視為微粒。隨後，以光學顯微鏡觀察(倍率：1000倍)該薄膜表面，形狀為半球形者視為飛濺，計測每單位面積之飛濺個數。
於上述16片薄膜中，同樣於濺鍍靶之表層部、1/4×t部、1/2×t部之3處進行上述飛濺個數之計測，所計測之三測定處之飛濺個數之平均值作為「飛濺發生數」。於本實施例，如此所得之飛濺發生數為7個/cm2 以下者評價為◎，為8~11個/cm2 者評價為○，為12~21個/cm2 者評價為△，22個/cm2 以上者評價為×。本實施例中，飛濺發生數為21個/cm2 以下(評價：◎、○、△)評價為有抑制飛濺發生之效果(合格)。
(電阻率之測定)
以下列順序製作薄膜之電阻率測定用樣品。於上述薄膜表面上，利用光微影法將正型光阻(酚醛清漆系樹脂：東京應化工業製TSMR-8900，厚度1.0μm，線寬100μm)形成為條紋圖形形狀。利用濕蝕刻加工成線寬100μm、線長10mm之電阻率測定用圖形形狀。濕蝕刻係使用H3 PO4 ：HNO3 ：H2 O=75：5：20之混合液。為了賦予熱經歷，於前述蝕刻後，使用CVD裝置內之減壓氮氣氛圍(壓力：1Pa)進行於250℃保持30分鐘之氛圍熱處理。隨後，利用四探針法於室溫測定電阻率，5.0μΩcm以下者評價為良好(○)，超過5.0μΩcm者評價為不良(×)。
由上述濺鍍靶之特性及薄膜特性結果，評價綜合性能，作為「綜合判定」。濺鍍靶之特性判定為◎、○或△者，薄膜特性評價為○者直接評價為◎、○或△。濺鍍靶之特性判定為◎、○或△者，薄膜特性評價為×者全部評價為×。濺鍍靶之特性判定為×者，薄膜特性評價為○者評價為×。濺鍍靶之特性判定為×者，薄膜特性評價為×者全部評價為×。
該等試驗結果一併記載於表1、2。
由表1可歸納出如下。
首先，編號2為合金組成、結晶方位分布(Ra ~Rc 值以及Rave 值之範圍)以及維式硬度滿足本發明要件之例，飛濺發生數抑制在21個/cm2 以下，確認到飛濺發生之抑制效果。其中，編號2由於超過本發明推薦之退火溫度之上限(450℃)，且平均結晶粒徑超過本發明所推薦之上限值(450μm)，故與平均結晶粒徑控制在較佳範圍之例相比，飛濺發生抑制效果降低。
又，編號7為合金組成、結晶方位分布及平均結晶粒徑滿足本發明要件之例，飛濺發生數抑制在21個/cm2 以下，確認到飛濺發生之抑制效果。其中，編號7由於冷壓延率低於本發明所推薦之下限(15%)，故維式硬度低於26，與維式硬度控制在26以上之例相比，飛濺發生抑制效果降低。
且編號8為合金組成及結晶方位分布滿足本發明要件之例，飛濺發生數抑制在21個/cm2 以下，確認到飛濺發生之抑制效果。其中，編號8由於壓延開始溫度超過本發明推薦之上限(410℃)，故平均結晶粒徑超過本發明所推薦之上限值(450μm)，且冷壓延率低於本發明所推薦之下限(15%)，故R值於濺鍍鈀之後度方向之偏差大，維式硬度亦低於26，若與平均結晶粒徑及維式硬度均控制在較佳範圍之例相比，飛濺發生抑制效果降低。
且編號3~6、13、14、17、18、20、21為適當控制第二次冷壓延時之冷壓延率之例，除了合金組成及平均結晶粒徑以外，維式硬度亦滿足本發明所推薦之要件。因此，可更抑制飛濺發生數(飛濺發生個數：11個/cm2 以下)，確認更高之飛濺發生抑制效果。
相對於此，未滿足本發明要件之任一者之下述例無法有效地防止飛濺發生。
詳細而言，首先，編號1為Ni量少且在低於本發明推薦之下率之下限(68%)之條件所製造之例。於該實施例，Ra 之合計面積率超過0.80且R值於濺鍍鈀厚度方向之偏差大，且結晶粒徑變粗大，飛濺發生數增加。
編號9為熱壓延開始溫度(410℃)及壓延結束溫度(220℃)均設為高於本發明所推薦之上限，總壓下率亦低於本發明推薦之下限(68%)之條件所製造之例。於該實施例中，Rb 及Rc 之合計面積率低於0.35且R值於濺鍍鈀厚度方向之偏差大，且結晶粒徑變粗大，飛濺發生數增加。且成膜速度產生偏差。
編號10為在熱壓延時之一次通過最大壓下率低於本發明推薦之下限(3%)之範圍所製造之例，且壓延開始溫度超過本發明推薦之上限(410℃)。Ra 之合計面積率超過0.80且R值於濺鍍鈀厚度方向之偏差大，且結晶粒徑變粗大，飛濺發生數增加。
編號11為在熱壓延時之總壓下率低於本發明推薦之下限(68%)之範圍所製造之例，Rb 及Rc 之合計面積率低於0.35且R值於濺鍍鈀厚度方向之偏差大，且結晶粒徑變粗大，飛濺發生數增加。且成膜速度產生偏差。
編號12為Ge量少且在熱壓延時之總壓下率低於本發明推薦之下限(68%)之範圍所製造之例，Rb 及Rc 之合計面積率超過0.80且R值於濺鍍鈀厚度方向之偏差大，且結晶粒徑變粗大，飛濺發生數增加。且成膜速度產生偏差。
編號16為Nd量少且在熱壓延時之總壓下率低於本發明推薦之下限(68%)之範圍所製造之例，Rb 及Rc 之合計面積率超過0.80且R值於濺鍍鈀厚度方向之偏差大，且結晶粒徑變粗大，飛濺發生數增加。且成膜速度產生偏差。
又，編號15(Ge)、19(Nd)以及22(Ni)為合金元素含量較多之例，雖看到飛濺減輕效果，但薄膜之電阻率增大。
為供參考，圖2A中顯示編號4之1/4×t部之逆極點圖，圖2B顯示編號5之1/4×t部(以上為本發明例)之逆極點圖以及於圖2C顯示編號9之1/4×t部(比較例)之逆極點圖(結晶方位圖)。如該等圖所示，可知編號4及編號5之<001>、<011>及<112>之結晶粒微細分散，相反地，結晶方位未適度控制之編號9形成粗大的結晶粒。
本發明已參考特定實施樣態詳細加以說明，但熟知本技藝者當可了解在不脫離本發明之精神及範圍內可進行各種變更及修正。
本申請案係基於2010年2月26日申請之日本專利申請案(特願2010-043073)者，其內容併入本文供參考。
[產業上之可能利用性]
本發明之Ni-稀土類元素-Al基合金由於濺鍍面法線方向之結晶方位受到適度控制，故即使以高速成膜，亦可使成膜速度安定，且一有效地抑制濺鍍不良(飛濺)。如此依據本發明，由於自鈀材使用開始至接近結束時之成膜速度可穩定地保持，故可大幅減低濺鍍靶成膜時所發生之飛濺及成膜速度之偏差，而可提高生產性。
圖1為面心立方晶格(FCC：Face Centered Cubic lattice)中之與代表性結晶方位一起表示者。
圖2A為實施例編號4之濺鍍靶之1/4×t部之逆極點圖。
圖2B為實施例編號5之濺鍍靶之1/4×t部之逆極點圖。
圖2C為實施例編號9之濺鍍靶之1/4×t部之逆極點圖。

Claims (37)

  1. 一種鋁基合金濺鍍靶，其為含有Ni及稀土類元素之鋁基合金濺鍍靶，利用後方散射電子繞射像法觀察前述鋁基合金濺鍍靶之表層部、1/4×t(t：鋁基合金濺鍍靶之厚度)部、1/2×t部之各濺鍍面之法線方向之結晶方位<001>、<011>、<111>、<012>及<112>時，滿足下列(1)、(2)之要件，(1)以前述<001>±15°、前述<011>±15°及前述<112>±15°之合計面積率作為R(各位置之R，於前述表層部作為Ra ，前述1/4×t部作為Rb ，前述1/2×t部作為Rc )時，R為0.35以上、0.80以下，且(2)前述Ra 、前述Rb 及前述Rc 在R平均值[Rave =(Ra +Rb +Rc )/3]之±20%之範圍內。
  2. 如申請專利範圍第1項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述鋁基合金濺鍍靶之濺鍍面利用後方散射電子繞射像法觀察結晶粒徑時，平均結晶粒徑為40~450μm。
  3. 如申請專利範圍第1項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ni之含量為0.05~2.0原子%，前述稀土類元素含量為0.1~1.0原子%。
  4. 如申請專利範圍第2項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ni之含量為0.05~2.0原子%，前述稀土類元素含量為0.1~1.0原子%。
  5. 如申請專利範圍第1項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ge。
  6. 如申請專利範圍第2項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ge。
  7. 如申請專利範圍第3項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ge。
  8. 如申請專利範圍第4項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ge。
  9. 如申請專利範圍第5項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ge之含量為0.10~1.0原子%。
  10. 如申請專利範圍第6項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ge之含量為0.10~1.0原子%。
  11. 如申請專利範圍第7項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ge之含量為0.10~1.0原子%。
  12. 如申請專利範圍第8項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ge之含量為0.10~1.0原子%。
  13. 如申請專利範圍第1項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  14. 如申請專利範圍第2項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  15. 如申請專利範圍第3項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  16. 如申請專利範圍第4項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  17. 如申請專利範圍第5項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  18. 如申請專利範圍第6項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  19. 如申請專利範圍第7項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  20. 如申請專利範圍第8項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  21. 如申請專利範圍第9項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  22. 如申請專利範圍第10項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  23. 如申請專利範圍第11項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  24. 如申請專利範圍第12項之鋁基合金濺鍍靶，其中進而含有Ti及B。
  25. 如申請專利範圍第13項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  26. 如申請專利範圍第14項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  27. 如申請專利範圍第15項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  28. 如申請專利範圍第16項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  29. 如申請專利範圍第17項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  30. 如申請專利範圍第18項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  31. 如申請專利範圍第19項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  32. 如申請專利範圍第20項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  33. 如申請專利範圍第21項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  34. 如申請專利範圍第22項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  35. 如申請專利範圍第23項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  36. 如申請專利範圍第24項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述Ti之含量為0.0002~0.012原子%，前述B之含量為0.0002~0.012原子%。
  37. 如申請專利範圍第1至36項中任一項之鋁基合金濺鍍靶，其中前述鋁基合金濺鍍靶之維式硬度(Vickers hardness)為26以上。
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