(57)【要約】【課題】  薄膜トランジスタや透明電極層を備える表示デバイスにおいて、ＩＴＯやＩＺＯなどの透明電極層との直接接合が可能であるとともに、ｎ＋−Ｓｉなどの半導体層とも直接接合が可能なＡｌ系合金配線材料を提供する。【解決手段】  Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料において、ニッケル含有量をニッケルの原子百分率Ｘａｔ％、ボロンの含有量を原子百分率Ｙａｔ％とした場合、式０．５≦Ｘ≦１０．０、０．０５≦Ｙ≦１１．０、Ｙ＋０．２５Ｘ≧１．０、Ｙ＋１．１５Ｘ≦１１．５の各式を満足する領域の範囲内にあり、残部がアルミニウムであるＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料とした。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウムにニッケルとボロンとを含有したＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料において、
ニッケル含有量をニッケルの原子百分率Ｘａｔ％とし、ボロン含有量をボロンの原子百分率Ｙａｔ％とした場合、式
０．５≦Ｘ≦１０．０
０．０５≦Ｙ≦１１．００
Ｙ＋０．２５Ｘ≧１．００
Ｙ＋１．１５Ｘ≦１１．５０
の各式を満足する領域の範囲内にあり、残部がアルミニウムであることを特徴とするＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料。
【請求項２】
ニッケル含有量が４．０ａｔ％以上であり、ボロン含有量が０．８０ａｔ％以下である請求項１に記載のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料。
【請求項３】
３５０℃、３０分間の熱処理後、配線材料表面に生じるディンプル発生率が１．６％以下である請求項２に記載のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料。
【請求項４】
ニッケル含有量が４．０ａｔ％〜６．０ａｔ％であり、ボロン含有量が０．２０ａｔ％〜０．８０ａｔ％である請求項１〜請求項３いずれかに記載のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料。
【請求項５】
比抵抗値が５．０μΩｃｍ以下である請求項４に記載のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料。
【請求項６】
請求項１〜請求項５いずれかに記載のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成された配線回路層と、半導体層と、透明電極層とを備える表示デバイスの素子構造であって、
前記配線回路層が、半導体層に直接接合された部分を有することを特徴とする表示デバイスの素子構造。
【請求項７】
請求項１〜請求項５いずれかに記載のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成された配線回路層と、半導体層と、透明電極層とを備える表示デバイスの素子構造であって、
前記配線回路層が、透明電極層に直接接合された部分を有することを特徴とする表示デバイスの素子構造。
【請求項８】
請求項６及び請求項７の素子構造を備える表示デバイスの素子構造。
【請求項９】
直接接合された配線回路層を剥離した半導体層表面の表面粗さ値（Ｒｚ）が、半導体層形成後の半導体層表面の表面粗さ値（Ｒｚ）の１．５倍以下である請求項６または請求項８に記載の表示デバイスの素子構造。
【請求項１０】
請求項１〜請求項５いずれかに記載のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成された配線回路層と、半導体層若しくは透明電極層の少なくとも一方と前記配線回路層とが直接接合されている表示デバイスの素子構造であって、
前記配線回路層には、Ｎｉ化合物が分散析出しており、
配線回路層断面における配線回路層厚み方向と直交する線分上の前記Ｎｉ化合物の存在率が、配線回路層厚み方向で２５％〜４５％であることを特徴とする表示デバイスの素子構造。
【請求項１１】
請求項１〜請求項５いずれかに記載のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料からなる配線回路を形成するためのスパッタリングターゲットであって、
ニッケル含有量をニッケルの原子百分率Ｘａｔ％とし、ボロン含有量をボロンの原子百分率Ｙａｔ％とした場合、式
０．５≦Ｘ≦１０．０
０．０５≦Ｙ≦１１．００
Ｙ＋０．２５Ｘ≧１．００
Ｙ＋１．１５Ｘ≦１１．５０
の各式を満足する領域の範囲内にあり、残部がアルミニウムであることを特徴とするスパッタリングターゲット。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本願発明は、液晶ディスプレイなどの表示デバイスの素子に用いられるＡｌ系合金配線材料に関し、特に、薄膜トランジスタや透明電極を備える表示デバイスに好適なＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金の配線材料及びそれを用いた素子構造に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、液晶ディスプレイに代表される薄型テレビなどの表示デバイスには、その構成材料としてアルミニウム（以下、単にＡｌと記載する場合がある）系合金の配線材料が広く普及している。この理由は、Ａｌ系合金配線材料の比抵抗値が低く、配線加工が容易な特性を有することによる。
【０００３】
例えば、アクティブマトリックスタイプの液晶ディスプレイの場合、スイッチング素子としての薄膜トランジスタ（Ｔｈｉｎ  Ｆｉｌｍ  Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ、以下、ＴＦＴと略称する）や、ＩＴＯ（Ｉｎｄｉｕｍ  Ｔｉｎ  Ｏｘｉｄｅ）或いはＩＺＯ（Ｉｎｄｉｕｍ  Ｚｉｎｃ  Ｏｘｉｄｅ）などの透明電極（以下、透明電極層と称する場合がある）と、Ａｌ系合金配線材料より形成された配線回路（以下、配線回路層と称する場合がある）とから素子が構成される。このような素子構造では、Ａｌ系合金配線材料による配線回路を、透明電極と接合させる部分やＴＦＴ内におけるｎ＋−Ｓｉ（リンドープの半導体層）と接合させる部分が存在する。
【０００４】
現在使用されているＡｌ系合金配線材料では、上述のような素子を構成する場合、Ａｌ系合金配線材料に形成されるアルミニウム酸化物の影響を考慮し、配線回路と透明電極との間に、モリブデン（Ｍｏ）やチタニウム（Ｔｉ）などの高融点金属材料を、いわゆるキャップ層として形成している。また、ｎ＋−Ｓｉのような半導体層と配線回路との接合においては、製造工程中の熱プロセスにより、ＡｌとＳｉとが相互拡散することを防止すべく、半導体層と配線回路との間に、上記キャップ層と同じモリブデン（Ｍｏ）やチタニウム（Ｔｉ）などの高融点金属材料を介在させるようにしている。
【０００５】
図１を参照しながら、上記した素子構造について具体的に説明する。図１には、液晶ディスプレイに関するａ−ＳｉタイプのＴＦＴ断面概略図を示している。このＴＦＴ構造では、ガラス基板１上に、ゲート電極部Ｇを構成するＡｌ系合金配線材料からなる電極配線回路層２と、ＭｏやＭｏ−Ｗなどからなるキャップ層３とが形成されている。そして、このゲート電極部Ｇには、その保護としてＳｉＮｘのゲート絶縁膜４が設けられている。また、このゲート絶縁膜４上には、ａ−Ｓｉ半導体層５、チャネル保護膜層６、ｎ＋−Ｓｉ半導体層７、キャップ層３、電極配線回路層２、キャップ層３が順次堆積され、適宜パターン形成されることにより、ドレイン電極部Ｄとソース電極部Ｓとが設けられる。このドレイン電極部Ｄとソース電極部Ｓとの上には、素子の表面平坦化用樹脂またはＳｉＮｘの絶縁膜４’が被覆される。さらに、ソース電極部Ｓ側には、絶縁層４’にコンタクトホールＣＨが設けられ、その部分にＩＴＯやＩＺＯの透明電極層７’が形成される。このような電極配線回路層２にＡｌ系合金配線材料を用いる場合では、ｎ＋−Ｓｉ半導体層７と電極配線層２との間やコンタクトホールＣＨにおける透明電極層７’と電極配線層２との間に、キャップ層３を介在させる構造となっている。
【０００６】
この図１に示す素子構造では、Ｍｏなどのキャップ層を形成するため、材料や製造設備などのコストアップは避けられず、製造工程の複雑化が指摘されていた。そのため、本願出願人は、このような従来の素子構造におけるキャップ層の省略を可能とする技術を既に提案している（特許文献１参照）。この特許文献１では、ＩＴＯとの直接接合が可能となる、Ａｌ−Ｃ−Ｎｉ合金やＡｌ−Ｃ−Ｎｉ−Ｓｉ合金の配線材料を開示した。
【特許文献１】特開２００３−８９８６４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、上記特許文献１のＡｌ系合金配線材料では、ＩＴＯやＩＺＯなどの透明電極層との直接接合は可能となるものではあるが、ｎ＋−Ｓｉなどの半導体層と直接接合させる場合にあっては十分に満足できる特性を備えるものではなかった。例えば、Ａｌ系合金配線材料からなる配線回路層と半導体層とを直接接合した際に、接合界面においてＡｌとＳｉとの拡散現象などが生じ、接合特性を満足できない傾向を示すことがあった。
【０００８】
より具体的には、図１で示した素子構造のキャップ層を省略した場合には、次のような特性を満足するＡｌ系合金配線材料が要求される。図１の素子構造におけるゲート電極Ｇの電極配線回路層２については、図示はないが引き出し配線部分でＩＴＯなどの透明電極層との直接接合が可能である必要があり、望ましくは３５０℃以上の耐熱性を満足することが要求される。その理由は、ゲート電極Ｇの上に形成するゲート絶縁膜を形成する際に、高温の熱履歴が加わるため、３５０℃以上の温度においても、電極配線回路層がヒロックなどの欠陥を生じないような耐熱性が必要となるからである。また、図１の素子構造におけるドレイン電極部Ｄやソース電極部Ｓの電極配線回路層２については、ＩＴＯなどの透明電極層との直接接合が可能であり、且つ、ｎ＋−Ｓｉなどの半導体層との直接接合が可能であることが要求される。このｎ＋−Ｓｉなどの半導体層との直接接合では、２００℃以上の熱履歴が加わってもＡｌとＳｉとの拡散現象などが生じないことが必要とされる。そして、このドレイン電極部Ｄやソース電極部Ｓの電極配線回路層２では、２５０℃程度の熱履歴が加わっても、ヒロックなどの欠陥を生じない耐熱性も要求される。さらに、ゲート電極部Ｇ、ドレイン電極部Ｄ、ソース電極部Ｓ、その他の配線部分を形成するＡｌ系合金配線材料には、当然に、比抵抗が低い特性、即ち、１０μΩ・ｃｍ以下、望ましくは５μΩ・ｃｍ以下の比抵抗値を満足することが要求されるのである。つまり、このような要求特性をすべからく満足するＡｌ系合金配線材料が切望されているのが現状である。
【０００９】
また、従来のＡｌ系合金配線材料では、配線回路中に金属間化合物などの析出物が存在し、この析出物の存在により透明電極層（画素電極）との直接接合が可能となることが推測されている（例えば、特許文献２参照）。しかし、Ａｌ系合金配線材料により形成した配線回路中の析出物が、どのような分散状態であるときに直接接合に影響をするのかは、本願発明者等の知る限りでは明確に解明されてはいない。そのため、より理想的な直接接合を実現するために、このＡｌ系合金配線材料における析出物に関しても、さらなる現象解明を要求されているのが現状である。
【特許文献２】特開２００４−２１４６０６号公報
【００１０】
そして、従来のＡｌ系合金配線材料においては、配線回路を形成する際にスパッタリングにより成膜したＡｌ系合金膜の表面がかなり荒れた状態になることが知られている。このような荒れた表面状態においては、そのＡｌ系合金膜上に、透明電極層や半導体層などを直接積層した場合、その積層する材料によるカバレッジが良好に行えないこと、すなわち、表面凹凸の凹部分に積層される材料で完全に被覆できないことが懸念されている。そのため、配線回路を形成するＡｌ系合金膜の表面状態を平滑にする技術についても更なる検討が要求されている。
【００１１】
本願発明は、以上のような事情を背景になされたものであり、薄膜トランジスタや透明電極層を備える表示デバイスにおいて、ＩＴＯやＩＺＯなどの透明電極層との直接接合が可能であるとともに、ｎ＋−Ｓｉなどの半導体層と直接接合が可能なＡｌ系合金配線材料を提供するものである。そして、Ａｌ系合金配線材料により形成された配線回路層が、透明電極層或いは半導体層と直接接合された構造を有する表示デバイスの素子に関し、直接接合した際のコンタクト抵抗値の増加や接合不良を生じさせることのない、表示デバイスの素子構造を提案するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本願発明者等は、Ａｌ−Ｎｉ系合金に関して鋭意検討したところ、Ａｌ−Ｎｉ合金に、所定量のボロン（Ｂ）を含有させることにより上記課題が解決できることを見出し、本願発明を想到するに至った。
【００１３】
本願発明は、アルミニウムにニッケル及びボロンを含有したＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料において、ニッケル含有量をニッケルの原子百分率Ｘａｔ％とし、ボロン含有量を原子百分率Ｙａｔ％とした場合、
式  ０．５≦Ｘ≦１０．０・・・・・・（１）
０．０５≦Ｙ≦１１．０・・・・・（２）
Ｙ＋０．２５Ｘ≧１．０・・・・・（３）
Ｙ＋１．１５Ｘ≦１１．５・・・・（４）
の各式を満足する領域の範囲内にあり、残部がアルミニウムであるＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料である。尚、本願発明におけるＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料は、以下に述べる本願発明の奏する効果を逸脱しない範囲において、例えば、材料製造工程或いは配線回路形成工程や素子製造工程などで混入する可能性のあるガス成分やその他の不可避不純物の混入を妨げるものではない。
【００１４】
ニッケルは、熱処理によりアルミニウムとの金属間化合物を形成し、透明電極層との直接接合における接合特性を良好にする作用を有する。但し、ニッケル含有量が多くなると、配線回路自体の比抵抗が高くなり実用的でなくなる。また、ニッケル含有量が少ないと、アルミニウムとの金属間化合物の生成量が減少し、透明電極層との直接接合ができなくなり、耐熱性（熱によるＡｌ系合金配線材料の塑性変形発生に対する抑止作用）も低下する傾向となる。これらのことからニッケル含有量は上記（１）式を満足する必要がある。
【００１５】
具体的には、ニッケル含有量が１０．０ａｔ％を超えると、配線材料の比抵抗値が大きくなりすぎるとともに、ディンプルと呼ばれる窪み状の欠陥が配線材料表面に形成され易く、耐熱性を確保できなくなる傾向とある。また、０．５ａｔ％未満であると、いわゆるヒロックと呼ばれる突起物が配線材料表面に形成され易くなり、耐熱性を確保できなくなる傾向となる。このディンプルとは、Ａｌ系合金配線材料を熱処理した際に生じる応力ひずみによって材料表面に形成される微小な窪み状の欠陥のことをいい、このディンプルが発生すると、接合特性に悪影響を与え、接合信頼性が低下する。一方、ヒロックとは、ディンプルとは逆に、Ａｌ系合金配線材料を熱処理した際に生じる応力ひずみによって材料表面に形成される突起物であるが、このヒロックが発生しても、接合特性に悪影響を与え、接合信頼性が低下する。このディンプルとヒロックとは、熱によるＡｌ系合金配線材料の塑性変形である点で共通するものであり、総称してストレスマイグレーションと呼ばれる現象で、これらの欠陥の発生レベルによりＡｌ系合金配線材料の耐熱性を判断することができる。
【００１６】
そして、本願発明のように、アルミニウムに、ニッケルに加えてボロンを含有させると、ｎ＋−Ｓｉなどの半導体層と直接接合をした際に、接合界面におけるＡｌとＳｉとの相互拡散を効果的に防止する作用を奏する。また、このボロンは、ニッケルと同様に耐熱性にも作用する。ボロンは、１１．００ａｔ％を超える含有量であると配線回路自体の比抵抗が高くなり実用的でなくなる。逆に、０．０５ａｔ％未満の含有量であると、ＡｌとＳｉとの相互拡散の防止能力が低下し、半導体層との直接接合ができなくなる。具体的には、半導体層とＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料を直接接合し、所定温度で熱処理した際に、接合部分においてＡｌとＳｉとの相互拡散が生じ易くなるのである。さらに加えて、ディンプルも発生し易い傾向となる。そのため、ボロンの含有量は上記（２）の式を満足する必要がある。
【００１７】
また、本願発明者等は、半導体層と直接接合した場合であって、２４０℃を超える温度の熱プロセスにおいても、その接合界面でＡｌとＳｉとの相互拡散を確実に防止するためには、上記（３）式を満足する必要があることを見出した。そして、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料自体の比抵抗を１０μΩｃｍ以下に確実に維持するためには、上記（４）式を満足する必要があることを見出した。
【００１８】
さらに、上記（１）〜（４）式を満足する範囲のうち、ニッケル含有量が４．０ａｔ％以上で、ボロン含有量が０．８０ａｔ％以下であると、上述したディンプルの発生が極力抑制されたＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料となり、半導体層や透明電極層に対しても直接接合をした際の接合信頼性を向上できる。より具体的には、３５０℃、３０分間の熱処理を行った場合、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料の表面に生じるディンプルの発生率を１．６％以下に抑制できるため、より好ましいものとなる。
【００１９】
上述したように、ディンプルとはＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料を熱処理した際に配線材料表面に形成される微小な窪み状の欠陥であるが、本願発明者等は、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料に対し所定の熱処理を行った後、その材料表面を観察し、発生したディンプル（０．３〜０．５μｍ）を調査した。このディンプル調査において、観察視野内に発生した全ディンプルの面積を求め、観察視野におけるディンプルの占める面積比率をディンプル発生率として、配線材料の耐熱特性を調べた結果、上記（１）〜（４）式を満足する範囲のうち、ニッケル含有量が４．０ａｔ％以上であり、ボロン含有量が０．８０ａｔ％以下であると３５０℃、３０分間の熱処理を行った場合でも、ディンプルの発生率を１．６％以下に抑制できることを見出したのである。このディンプルは極力発生しないことが望ましいものであり、このディンプル発生率が低いと、表示デバイスの素子製造工程における熱プロセスを通過しても、半導体層や透明電極層との直接接合した接合界面において、接合欠陥などを発生しにくくなり、接合信頼性が向上するため、より好ましいものとなる。また、ディンプル発生率が１．６％以下に抑制されたものであると、例えば、半導体層と直接接合した構造を備えるＴＦＴにおけるオン−オフ比（ｏｎ／ｏｆｆ比）が安定し、接続信頼性が向上するものと考えられる。尚、本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料は、半導体層や透明電極層との直接接合に好適なものではあるが、例えば、半導体層側にＭｏなどの高融点金属材料からなるキャップ層を設けた素子構造において適用することを妨げるものではない。さらに、上述する半導体層や透明電極層との直接接合の用途以外に、いわゆる反射膜として、本願発明に係る本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料を適用することも可能である。
【００２０】
さらに、本願発明者等は、上記（１）〜（４）式を満足する範囲のうち、ニッケル含有量が４．０ａｔ％〜６．０ａｔ％で、ボロン含有量が０．２０ａｔ％〜０．８０ａｔ％であると、半導体層と直接接合させる際に、特に好適なＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料となることを見出した。
【００２１】
Ａｌ系合金配線材料からなる配線回路層と半導体層とを直接接合した際には、接合界面においてＡｌとＳｉとの拡散現象が生じることが知られているが、本願発明者等の研究によると、この相互拡散の影響によって、直接接合した際の接合界面に変質層が形成される現象を確認したのである。この変質層とは、Ａｌ系合金配線材料と半導体層とを直接接合し、所定の熱処理を加えた後、Ａｌ系合金配線材料を剥離して、その半導体層表面を観察した際に、半導体層表面に認められる黒点となった変質部分、或いは半導体層表面の変色や荒れなどの状態（本明細書においては、このような半導体層表面を変質層と称する）のことをいう。この変質層は、熱処理温度が高くなるほど発生し易くなる傾向があり、実用上２００℃以上の熱処理（３０分間）で発生しないことが望ましい。また、ＣＶＤにより絶縁層を形成する際に加わる熱履歴を考慮すると、２４０℃〜３００℃の高温域においても変質層が生じないことが望ましく、さらに、素子の製造工程における各熱履歴の加わる製造条件の適用範囲に余裕を持たせるためには、３３０℃以上での変質層の発生が抑制されていることが望ましいものと考えられる。そこで、このような変質層を生じない組成範囲を検討した結果、上記（１）〜（４）式を満足する範囲のうち、ニッケル含有量が４．０ａｔ％〜６．０ａｔ％で、ボロン含有量が０．２０ａｔ％〜０．８０ａｔ％であると、３３０℃、３０分間の熱処理においても変質層の形成が抑制される傾向を見出した。そして、この組成範囲では配線材料自体の比抵抗値も５μΩｃｍ以下となる。つまり、このような組成範囲であれば、上述したようにディンプルの発生が極めて抑制され、比抵抗値も低いものとなるので、半導体層との直接接合を実現するためのＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料として、実用上、非常に好適なものとなる。
【００２２】
また、本願発明者等は、半導体層の表面状態変化に関して調査した。この調査は、直接接合して熱処理した後に、Ａｌ系合金配線材料を剥離して露出させた半導体層の表面粗さＲｚ（十点平均粗さ、ＪＩＳ  Ｂ０６０１：１９９４）と、直接接合前の半導体層表面粗さＲｚとを比較することで行った。この表面状態変化の調査結果より、本願発明のＡｌ合金配線材料では、上記（１）〜（４）式を満足する範囲のうち、ニッケル含有量が４．０ａｔ％〜６．０ａｔ％で、ボロン含有量が０．２０ａｔ％〜０．８０ａｔ％とした組成範囲であれば、直接接合前の半導体層表面粗さ値を１とした場合、直接接合して熱処理後の露出させた半導体層表面粗さ値を１．５倍以下の変化量にすることができることを、更に見出したのである。
【００２３】
この半導体層の表面粗さの変化量は、ＳｉとＡｌとの相互拡散に直接関連するパラメータとなるものかは明確には把握できていないものの、熱処理温度が高くなるほどその変化量が大きくなることは確認されている。また、半導体層の表面状態が変化することは、ＴＦＴにおけるスイッチング特性に影響することが予想される。つまり、ＴＦＴにおけるオン−オフ比（ｏｎ／ｏｆｆ比）の変化に繋がるものと推測され、半導体層との直接接合をして熱処理を行っても、半導体層の表面状態があまり変化しないことが、トランジスタのスイッチング特性を良好に維持できることが予想される。そのため、直接接合して熱処理した後に、Ａｌ系合金配線材料を剥離して露出させた半導体層の表面粗さＲｚが、直接接合前の半導体層表面粗さ値を１としたときに、直接接合前の半導体層表面粗さ値の１．５倍以下の変化量となることが、ＴＦＴのスイッチング特性などを考慮した接続信頼性を十分に確保できるものと考えられる。尚、本願発明では、直接接合における半導体層の表面状態変化に関し、その表面状態を特定する際に表面粗さＲｚを採用しているが、ＪＩＳ  Ｂ０６０１などに記載されている表面性状パラメータ、例えば、表面粗さＲａ（算術平均粗さ）などのパラメータを採用することもできる。
【００２４】
そして、本願発明者等は、Ａｌ系合金配線材料が透明電極層や半導体層と直接接合された構造を有する表示デバイスの素子構造に関し、直接接合した際のコンタクト抵抗値の増加や接合不良を生じさせる要因として、Ａｌ系合金膜の表面粗度Ｒａについて研究したところ、半導体層および／または透明電極層と直接接合される前記配線回路を構成するＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成されたＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜の表面粗度Ｒａが２．０Å〜２０．０Åであることが望ましいことを見出した。本願発明のＡｌ系合金配線材料により形成されたＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜の表面粗度Ｒａが２．０Å未満であると、透明電極層を直接接合した際にその接合強度が低くなり、一方、２０．０Åを超えると、コンタクト抵抗値が大きくなる傾向が顕著となることが認められたのである。尚、この表面粗度Ｒａは、成膜後におけるＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜の表面の粗さをいう。表示デバイスの製造方法によっては、成膜されたＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜には、スタガ構造の場合は半導体層或いは逆スタガ構造の場合は透明電極層がさらに成膜される構造となる。尚、この表面粗度Ｒａは、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ：Ａｔｏｍｉｃ  Ｆｏｒｃｅ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）により非接触測定を行い、ＪＩＳ  Ｂ０６０１−１９８２準拠してＲａを算出したものである。
【００２５】
本願発明のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成されたＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜に関しては、その膜厚が１０００Å〜３０００Åであることが望ましいものである。Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜厚が１０００Å未満であると、配線回路を形成した際の実効抵抗値が実用的レベルを満足することが困難となり、３０００Åを超えるとＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜上に積層する上層のカバレッジが不均一となることから、実用的な素子構造を形成することが困難となる傾向があるためである。
【００２６】
更に加えて、本願発明者等の研究によると、本願発明のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成された配線回路層では、素子を構成した際の配線回路層中に分散析出する析出物が偏析することなく均一に分散していることを見出した。
【００２７】
本願発明者等の研究では、従来提唱されているＡｌ系合金配線材料の特定の組成においては配線回路中に析出する化合物、いわゆる金属間化合物が偏析する傾向があることを確認している。例えば、上記特許文献２に開示されたＮｄを含むＡｌ−Ｎｉ−Ｎｄ合金配線材料では、素子を形成した際の熱処理によって、配線回路層中の析出物が偏析する傾向を示すのである（図５参照）。
【００２８】
このように、配線回路層中に析出物の偏析が起こると、配線回路層との接合位置によっては直接接合における接合特性が良好とならないことが懸念される。つまり、配線回路層中に析出する金属間化合物が直接接合における接合抵抗等に影響を与えるので、透明電極層や半導体層が、配線回路層の偏析を生じている部分に直接接合される場合と、偏析のない部分に直接接合される場合とでは、その接合特性に相違が生じることになる。また、Ａｌ系合金配線材料により成膜した薄膜をエッチングして配線回路を形成する場合、偏析の生じた部分と偏析のない部分とのエッチング速度の違いから、適正な形状の配線回路を形成できないことも生じる。
【００２９】
一方、本願発明のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成された配線回路層では、素子を構成した際に、Ｎｉ化合物が分散析出し、このＮｉ化合物が、配線回路層断面における配線回路層厚み方向と直交する線分上において、その存在率が、配線回路層の厚み方向で２５％〜４５％となるのである。つまり、配線回路層の厚み全体においてＮｉ化合物が偏析する傾向を示さないのである（図６参照）。そのため、上述したＡｌ−Ｎｉ−Ｎｄ合金配線材料のように、透明電極層や半導体層を直接接合させる場所を特定する必要が無く、また、適正な回路形状の配線回路をエッチングにより確実に形成できることとなる。
【００３０】
本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成された配線回路層中に分散析出するＮｉ化合物は、主にＡｌ３Ｎｉ相の金属間化合物である。本発明者等がＮｉ化合物を調査した結果、配線回路表面を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により観察した場合、大きさ２０ｎｍ〜１６０ｎｍ径のものが存在し、各観察視野における平均粒径としては８０ｎｍ〜１４０ｎｍであることが確認された。また、そのＮｉ化合物が観察視野を占める面積比は５〜２０％であり、そのＮｉ化合物の密度は１０００個／１００μｍ２〜５０００個／１００μｍ２であった。さらに、配線回路層断面を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した場合、Ｎｉ化合物の大きさは、配線回路層厚み２００ｎｍに対して１０％〜８０％の径のものであり、各Ｎｉ化合物の相互間隔は１０ｎｍ〜１５０ｎｍの距離があった。
【００３１】
上記した本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により、表示ディスプレイの素子を製造する場合には、ニッケル含有量をニッケルの原子百分率Ｘａｔ％とし、ボロン含有量をボロンの原子百分率Ｙａｔ％とした場合、上記式（１）〜（４）の各式を満足する領域の範囲内にあり、残部がアルミニウムであるスパッタリングターゲットを用いることが好ましい。特に、上記（１）〜（４）式を満足する範囲のうち、ニッケル含有量が４．０ａｔ％〜６．０ａｔ％で、ボロン含有量が０．２０ａｔ％〜０．８０ａｔ％であるスパッタリングターゲットであれば、半導体層との直接接合に極めて好適な配線回路を容易に実現できる。このような組成のスパッタリングターゲットを用いる場合、スパッタリング時の成膜条件に多少左右されることもあるが、ターゲット組成とほぼ同じ組成のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金薄膜を容易に形成できる。
【００３２】
尚、本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料は、上記したようにスパッタリング法により成膜することが実用的に望ましいが、他の異なる方法を採用しても良い。例えば、蒸着法、スプレーホーミング法などの乾式法によってもよく、本願発明のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金組成からなる合金粒子を配線材料として用い、エアロゾルディポジッション法で配線回路を形成することや、インクジェット法により配線回路を形成することなどが挙げられる。
【発明の効果】
【００３３】
以上のように、本願発明によれば、Ｍｏなどの高融点金属材料からなるキャップ層を省略しても、ＩＴＯやＩＺＯなどの透明電極層と直接接合できるとともに、薄膜トランジスタのｎ＋−Ｓｉなどの半導体層とも直接接合ができる配線回路を形成することが可能となる。特に、２４０℃を超える熱プロセスを加えた場合において、本願発明のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料からなる配線回路と半導体層とを直接接合した接合界面では、ＡｌとＳｉとの相互拡散が抑制される。
【００３４】
加えて、本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料は、耐熱性も極めて良好で、その比抵抗が１０μΩｃｍ以下と低いため、大画面化された表示ディスプレイの構成材料として極めて好適である。このようなことから、本願発明は、液晶ディスプレイなどの表示デバイスの製造における材料面、設備面、工程面のすべての点においてコスト削減を可能とし、優れた特性を備えた表示デバイスを実現可能とする技術である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３５】
以下、本願発明における最良の実施形態について説明する。
【００３６】
第一実施形態：本実施形態では、表１に示す実施例及び比較例の各組成のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料についてスパッタリングにより膜形成し、その膜の特性評価を行った。スパッタリングターゲットは、アルミニウムに、表１記載の各組成の金属を混合して、真空中で溶解攪拌した後、不活性ガス雰囲気中で鋳造した後、得られたインゴットを圧延、成型加工をし、スパッタに供する表面を平面加工して製造したものを用いた。表１記載の各組成における膜の特性評価は、半導体層と直接接合した際のＳｉ拡散耐熱性、膜の比抵抗、膜の３５０℃耐熱性、透明電極層と直接接合した際のＩＴＯ接合性及びＩＺＯ接合性について行った。その結果を表１及び表２に示す。
【００３７】
【表１】
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【００３８】
【表２】
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【００３９】
以下に各特性評価の測定条件について説明する。
Ｓｉ拡散耐熱性：この特性の評価サンプルには、ガラス基板上にｎ＋−Ｓｉ半導体層（３００Å）をＣＶＤにより形成し、その半導体層上にスパッタリング（マグネトロン・スパッタリング装置、投入電力３．０Ｗａｔｔ／ｃｍ２、アルゴンガス流量１００ｓｃｃｍ、アルゴン圧力０．５Ｐａ）により、表１に示す各組成膜（２０００Å）を形成したものを用いた。そして、評価サンプルを１５０〜３５０℃の温度域で１０℃毎に熱処理温度を設定し、窒素ガス雰囲気中３０分間の熱処理を行った後、リン酸系Ａｌエッチング液（関東化学（株）社製、液温３２℃のＡｌ混酸エッチャント／組成（容量比）リン酸：蓚酸：酢酸：水＝１６：１：２：１）に１０分間浸漬させることにより、上層に形成した各組成膜のみを溶解し、半導体層を露出させた。この露出した半導体層表面を光学顕微鏡（２００倍）にて観察し、ＳｉとＡｌとの相互拡散が生じているかを調べた。
【００４０】
図２及び図３には、露出した半導体層表面における、代表的な光学顕微鏡写真を示す。図２は相互拡散が全く認められない半導体層表面であり、図３は相互拡散の痕跡（写真中の黒点）が認められたものである。Ｓｉ拡散耐熱性は、図３のような黒点が認められたサンプルを不良とし、図２のように相互拡散が全く認められなかったサンプルのうち、最も高い熱処理温度値をＳｉ拡散耐熱性の評価の指標値として表２に記載した。
【００４１】
膜の比抵抗：表１記載の各組成膜の比抵抗値は、ガラス基板上にスパッタリング（条件は上記と同様）により単膜（厚み約０．３μｍ）を形成し、窒素ガス雰囲気中、３００℃、３０分間の熱処理を行った後、４端子抵抗測定装置により測定した。
【００４２】
３５０℃耐熱性：表１記載の各組成膜の耐熱性は、ガラス基板上にスパッタリング（条件は上記と同様）により単膜（厚み約０．３μｍ）を形成し、窒素ガス雰囲気中、１００℃〜４００℃範囲の温度で、３０分間の熱処理後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：１万倍）で膜表面を観察して行った。また、このＳＥＭ観察は、各観察試料について観察範囲１０μｍ×８μｍを５視野確認するようにした。そして、３５０℃耐熱性の評価は、３５０℃、３０分間の熱処理において、観察表面に径０．１μｍ以上の突起物（ヒロック）が確認されたか、或いは観察表面に窪み状部分（径０．３μｍ〜０．５μｍ）となったディンプルが４個以上確認されたものを×とした。突起物が全く無く、ディンプルが３個以下のものを○とした。
【００４３】
ＩＴＯ接合性：このＩＴＯ接合性は、図４の概略斜視図に示すようにガラス基板上にＩＴＯ（Ｉｎ２Ｏ３−１０ｗｔ％ＳｎＯ２）電極層（１０００Å厚、回路幅１０μｍ）を形成し、その上に各組成膜層（２０００Å厚、回路幅１０μｍ）をクロスするように形成した試験サンプル（ケルビン素子）を用いて評価した。
【００４４】
この試験サンプルの作製は、まず、ガラス基板上に、前記組成の各Ａｌ系合金ターゲットを用い、上記スパッタリング条件にて、厚み２０００ÅのＡｌ系合金膜を形成した。このときのスパッタリング時の基板温度については、表６に示すように設定して各成膜を行った。そして、各Ａｌ系合金膜表面にレジスト（ＯＦＰＲ８００：東京応化工業（株））を被覆し、１０μｍ幅回路形成用パターンフィルムを配置して露光処理をし、濃度２．３８％、液温２３℃のテトラメチルアンモニウムハイドロオキサイドを含むアルカリ現像液（以下、ＴＭＡＨ現像液と略す）で現像処理をした。現像処理後、リン酸系混酸エッチング液（関東化学（株）社製）により回路形成を行い、ジメチルスルフォキシド（以下ＤＭＳＯと略す）剥離液によりレジストの除去を行って、１０μｍ幅のＡｌ系合金膜回路を形成した。
【００４５】
そして、１０μｍ幅のＡｌ系合金膜回路を形成した基板を、純水洗浄、乾燥処理を行い、その表面にＳｉＮｘの絶縁層（厚み４２００Å）を形成した。この絶縁層の成膜は、スパッタリング装置を用い、投入電力ＲＦ３．０Ｗａｔｔ／ｃｍ２、アルゴンガス流量９０ｓｃｃｍ、窒素ガス流量１０ｓｃｃｍ、圧力０．５Ｐａ、基板温度３００℃のスパッタ条件により行った。
【００４６】
続いて、絶縁層表面にポジ型レジスト（東京応化工業（株）社製：ＴＦＲ−９７０）を被覆し、１０μｍ×１０μｍ角のコンタクトホール開口用パターンフィルムを配置して露光処理をし、ＴＭＡＨ現像液により現像処理をした。そして、ＣＦ４のドライエッチングガスを用いて、コンタクトホールを形成した。コンタクトホール形成条件は、ＣＦ４ガス流量５０ｓｃｃｍ、酸素ガス流量５ｓｃｃｍ、圧力４．０Ｐａ、出力１５０Ｗとした。
【００４７】
上記したＤＭＳＯ剥離液によりレジストの剥離処理を行った。そして、イソプロピルアルコールを用いて残存剥離液を除去した後、水洗、乾燥処理を行った。このレジストの剥離処理が終了した各サンプルに対し、ＩＴＯターゲット（組成Ｉｎ２Ｏ３−１０ｗｔ％ＳｎＯ２）を用いて、コンタクトホール内及びその周囲にＩＴＯの透明電極層を形成した。透明電極層の形成は、スパッタリング（基板温度７０℃、投入電力１．８Ｗａｔｔ／ｃｍ２、アルゴンガス流量８０ｓｃｃｍ、酸素ガス流量０．７ｓｃｃｍ、圧力０．３７Ｐａ）を行い、厚み１０００ÅのＩＴＯ膜を形成した。
【００４８】
このＩＴＯ膜表面にレジスト（東京応化工業（株）社製：ＯＦＰＲ８００）を被覆し、パターンフィルムを配置して露光処理をし、ＴＭＡＨ現像液で現像処理をし、しゅう酸系混酸エッチング液（関東化学（株）社製：ＩＴＯ０５Ｎ）により１０μｍ幅回路の形成を行った。ＩＴＯ膜回路形成後、ＤＭＳＯ剥離液によりレジストを除去した。
【００４９】
以上のような作製方法により得られた各試験サンプルを、大気雰囲気中、２５０℃、３０分間の熱処理を行った後、図４に示す試験サンプルの矢印部分の端子部から連続通電（３ｍＡ）をして抵抗を測定した。このときの抵抗測定条件は、８５℃の大気雰囲気中における、いわゆる寿命加速試験条件で行った。そして、この寿命加速試験条件の下、各試験サンプルにおいて、測定開始における初期抵抗値の１００倍以上の抵抗値に変化した時間（故障時間）を調べた。この寿命加速試験条件で２５０時間を超えても故障しなかった試験サンプルを評価○とした。また、寿命加速試験条件の下、２５０時間以下で故障した試験サンプルを評価×とした。尚、上記した寿命加速試験については、ＪＩＳ  Ｃ  ５００３：１９７４、参照文献（著書名「信頼性加速試験の効率的な進め方とその実際」：鹿沼陽次  編著、発行所  日本テクノセンター（株））に準拠したものである。
【００５０】
ＩＺＯ接合性：このＩＺＯ接合性は、上記ＩＺＯ接合性評価と同様に、ＩＺＯ（Ｉｎ２Ｏ３−１０．７ｗｔ％ＺｎＯ：１０００Å厚、回路幅５０μｍ）電極層の上に、各Ａｌ系合金膜層（２０００Å厚、回路幅５０μｍ）をクロスするように形成した試験サンプル（ケルビン素子）を用いて評価した。試験サンプルの作製条件は、上記ＩＴＯ接合性と同様とした。この試験サンプルを、上記ＩＴＯ接合性の場合と同様な寿命加速試験条件により抵抗を測定し、その寿命加速試験結果よりＩＺＯ接合性評価を行った。評価基準も上記ＩＴＯ接合性と同様にした。
【００５１】
表１に示すように、本願発明に関する各実施例のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料では、比抵抗値が１０μΩｃｍ以下であり、本願発明の組成範囲を外れる比較例９、比較例１１、比較例１２については、１０μΩｃｍを超える比抵抗値であった。また、表２に示すように、各実施例のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料では、Ｓｉ拡散耐熱性は２４０℃以上あり、３３０℃の高温においても、接合界面にＡｌとＳｉとの相互拡散が認められないものが存在した。そして、表２に示すように、各実施例のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料では、ＩＴＯ及びＩＺＯの透明電極層との直接接合も可能であることが確認された。尚、このＳｉ拡散耐熱性は、実用上２００℃以上の熱処理で発生しないことが望ましく、ＣＶＤにより絶縁層を形成する際に加わる熱履歴を考慮すると、２４０℃〜３００℃の高温域においても変質層が生じないことが望ましい。さらに、素子の製造工程における各熱履歴の加わる製造条件の適用範囲に余裕を持たせるためには、３３０℃以上でのＳｉ拡散耐熱性を備えることが望ましいものである。
【００５２】
一方、比較例１〜３の場合、比抵抗以外の特性がすべて実用上不十分であることが確認された。また、Ａｌ−Ｎｉ合金の比較例４及び５では、透明電極層との接合特性は良好なものの、耐熱性及びＳｉ拡散耐熱性において不十分な特性であり、Ｎｉの含有量が高い比較例６では、膜比抵抗が１０μΩｃｍを超えるものとなった。そして、本願発明の組成範囲外となる比較例７〜１２の場合、ＩＴＯとの直接接合に問題があったり（比較例７）、Ｓｉ拡散耐熱性が２００℃以下であったり（比較例８、比較例１０）、比抵抗値が１０μΩｃｍを超え（比較例９、比較例１１、比較例１２）、総合的に満足できる膜特性とは言えなかった。また、ニッケルの代わりにシリコン（Ｓｉ）を含有した比較例１３では、Ｓｉ拡散耐熱性ばかりでなく、透明電極層との接合性も悪くなる結果となった。さらに、本願出願人の提案した従来のＡｌ−Ｎｉ−Ｃ合金配線材料（比較例１４、比較例１５）では、透明電極層との接合性は問題ないものの、耐熱性及びＳｉ拡散耐熱性において不十分な特性であることが確認された。
【００５３】
第二実施形態：この第二実施形態においては、本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料の組成範囲に関し、膜の耐熱性及び半導体層の接合特性との関係を更に詳細に検討した結果について説明する。表３〜表５には、ニッケル含有量及びボロン含有量を変化させた際の、膜の比抵抗値、膜のディンプル発生率、半導体層と直接接合した際の変質層の発生状況及び半導体層表面の粗さ変化量を調べた結果を示している。
【００５４】
【表３】
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【００５５】
【表４】
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【００５６】
【表５】
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【００５７】
表３には、各組成における膜の比抵抗値及びディンプル発生率を示している。膜の比抵抗値の測定条件は、上記第一実施形態と同様である。また、ディンプル発生率は、上記第一実施形態における耐熱性評価と同様の条件で、熱処理温度３５０℃、４００℃にした各評価サンプルをＳＥＭ観察して得られた結果である。但し、この第二実施形態における耐熱性評価は、上記第一実施形態の耐熱性評価よりも、さらに詳細な検討をするため、ディンプルの発生率を調べた。このディンプル発生率は、観察表面に窪み状部分（径０．３μｍ〜０．５μｍ）となったディンプルを検出し、その大きさ及び個数からディンプルの占める面積を算出し、観察面積に対する割合を求めた面積比率で代替した値である。このディンプル面積の計算については、観察表面に存在する窪み状部分を画像解析により二値化して、その窪み状部分を円に近似して行った。尚、このディンプルの深さは、幾つかのディンプルを測定したところ、約１００Åであった。また、表３に示すディンプル発生率の値は、各観察試料についての観察範囲１０μｍ×８μｍの５視野における平均値を示している。
【００５８】
表３の比抵抗値の結果より、ニッケルが６．０ａｔ％以下で、ボロンが０．８０ａｔ％以下であると、５μΩｃｍ以下となることが判明した。また、表３のディンプル発生率の結果から判るように、熱処理温度が高いほどその発生率が大きくなる傾向があり、また、ニッケルが多いほど発生率が小さくなる傾向が認められた。そして、ボロンが増加すると、ディンプルの発生率が大きくなる傾向が認められた。この表３の結果より、３５０℃、３０分間の熱処理において、ディンプル発生率を１．６％以下とするためには、ニッケルが４．０ａｔ％以上で、ボロンが０．８０ａｔ％以下であればよいことが判明した。
【００５９】
次に、表４に示す接合界面における変質層の発生調査の結果について説明する。この変質層調査は、上記第一実施形態で説明したＳｉ拡散耐熱性の評価と同様な条件で作成した評価サンプルを用いた。具体的には、ガラス基板上にｎ＋−Ｓｉ半導体層（３００Å）をＣＶＤにより形成し、その半導体層上にスパッタリング（マグネトロン・スパッタリング装置、投入電力３．０Ｗａｔｔ／ｃｍ２、アルゴンガス流量１００ｓｃｃｍ、アルゴン圧力０．５Ｐａ）により、表４記載の各組成のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜（２０００Å）を形成したものを用いた。そして、この評価サンプルを３００、３３０、３５０℃の各温度で、窒素ガス雰囲気中３０分間の熱処理を行った後、上述したリン酸系Ａｌエッチング液を用いて、上層に形成したＡｌ系合金膜のみを溶解し、半導体層を露出させた。この露出した半導体層表面を光学顕微鏡（２００倍）にて観察し、図３に示した黒点となった変質部分の存在や、或いは半導体層表面の変色や荒れの状態を確認した。表４では、ＳｉとＡｌとの相互拡散により多数黒点が認められたものを評価×、数個以下の黒点の存在或いは黒点は認められないのの観察表面の変色や、荒れた状態が認められたものを評価△、観察表面に黒点が全く無く、変色や荒れた表面状態が認められなかったものを評価○とした。
【００６０】
そして、表５には、上記変質層調査に伴い、半導体層の表面状態変化を調べた結果を示している。この半導体層の表面状態変化は、半導体層の表面粗さ測定をすることで行った。具体的には、ガラス基板上にｎ＋−Ｓｉ半導体層（３００Å）を形成した直後の表面粗度（以下、ａｓ−ｄｅｐｏ粗さとする）と、上記変質層調査の評価サンプルの露出した半導体層の表面粗さ（以下、直接接合粗さとする）とを、それぞれ測定し、（直接接合粗さ値）／（ａｓ−ｄｅｐｏ粗さ値）を算出した。つまり、表５に示す粗さ変化量の数値が１よりも大きくなるほど、直接接合をして熱処理した後の半導体層の表面状態が荒れていることを示す。尚、半導体層の表面粗さ測定には、段差・表面粗さ（あらさ）・微細形状測定装置（ＫＬＡ  Ｔｅｎｃｏｒ社製：Ｐ−１５型）を用い、ＪＩＳ  Ｂ０６０１：１９９４に準じて十点平均粗さＲｚを求めた。
【００６１】
表４の結果より、ニッケルが多くなるほど、変質層の発生を抑制できる傾向が認められた。また、３３０℃の熱処理の場合、ニッケルが４．０〜６．０ａｔ％で、ボロンが０．２０〜０．８０ａｔ％であると、変質層の発生が特に抑制されていることが判明した。また、ニッケルが４．０〜６．０ａｔ％で、ボロンが０．３０〜０．５０ａｔ％であると、３５０℃の高温においても、変質層が発生しない傾向が認められた。
【００６２】
そして、表５の粗さ変化量については、表３の変質層の結果とほぼ相関した傾向を示すことが判明した。この表５の粗さ変化量の結果から、直接接合後３３０℃の熱処理によっても、半導体層の接合表面がひどく荒れた状態にならない、つまり、ａｓ−ｄｅｐｏ粗さ値の１．５倍以内の変化量である組成範囲は、ニッケルが４．０〜６．０ａｔ％、ボロンが０．２０〜０．６０ａｔ％であることが判った。
【００６３】
第三実施形態：この第三実施形態においては、スパッタリングにより成膜した際の表面粗度の調査結果について説明する。この第三実施形態では、本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料のうちＡｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂの組成（実施例１５）のＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜と、比較のための純Ａｌ膜（上記第一実施形態と同様に比較例１とする）、Ａｌ−２．０ａｔ％Ｎｄ合金膜（比較例１６）について調査を行った。
【００６４】
まず、実施例１５及び比較例１、比較例１６についての成膜条件は、ガラス基板（コーニング社製：＃１７３７）上に、前記組成の各Ａｌ系合金ターゲットを用い、スパッタリング条件、投入電力３．０Ｗａｔｔ／ｃｍ２、アルゴンガス流量１００ｓｃｃｍ、アルゴン圧力０．５Ｐａとしてマグネトロン・スパッタリング装置（トッキ社製：マルチチャンバータイプスパッタ装置ＭＳＬ４６４）を用い、厚み２０００Åの各合金膜を形成した。また、スパッタリング時の基板温度については、表６に示すように設定して成膜を行った。
【００６５】
そして、表６に示す各合金膜の表面粗度Ｒａの測定を行った。この表面粗度測定には、原子間力顕微鏡（セイコーインスツルメンツ（株）製：ＳＰＩ−３８００Ｎ）を用い、算術平均粗さＲａ（ＪＩＳ  Ｂ０６０１−１９８２）を求めた。また、この測定は、各合金膜表面の５箇所を測定してその平均値を算出した。その結果を表６に示す。表６中、実施例１５−１〜３は基板温度１００℃〜２５０℃におけるＡｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金膜の結果を示している。また、この表６では、基板温度が室温におけるＡｌ５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金膜の結果を比較例１７とし、基板温度が３００℃におけるＡｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金膜の結果を比較例１８としている。そして、比較例１は純Ａｌ膜、比較例１６はＡｌ−２．０ａｔ％Ｎｄ合金膜の結果を示している。尚、ガラス基板表面の平均表面粗度値（Ｒａ）は、１．８Åであった。
【００６６】
【表６】
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【００６７】
表６の結果より、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜の表面粗度は、基板温度により変化することが確認された。また、比較例１の純Ａｌ膜では非常に荒れた表面状態となり、比較例１６のＡｌ−２．０ａｔ％Ｎｄ合金膜では基板温度が１００℃程度であっても、Ｒａ２０Åを超えるような荒れた表面状態であった。
【００６８】
次に、透明電極層との直接接合におけるコンタクト抵抗値及びその接合強度を調査した結果について説明する。まず、コンタクト抵抗値測定について説明する。上記表面粗度測定で説明したように、ガラス基板上に、前記組成の各Ａｌ系合金ターゲットを用い、上記スパッタリング条件にて、厚み２０００ÅのＡｌ系合金膜を形成した。このときのスパッタリング時の基板温度については、表６に示す温度で各成膜を行った。そして、各Ａｌ系合金膜表面にレジスト（ＯＦＰＲ８００：東京応化工業（株））を被覆し、２０μｍ幅回路形成用パターンフィルムを配置して露光処理をし、上記第一実施形態で説明したＴＭＡＨ現像液で現像処理をした。現像処理後、上記第一実施形態で説明したリン酸系混酸エッチング液により回路形成を行い、ＤＭＳＯ剥離液によりレジストの除去を行って、２０μｍ幅のＡｌ系合金膜回路を形成した。
【００６９】
そして、２０μｍ幅のＡｌ系合金膜回路を形成した基板を、純水洗浄、乾燥処理を行い、その表面にＳｉＮｘの絶縁層（厚み４２００Å）を形成した。この絶縁層の成膜は、スパッタリング装置を用い、投入電力ＲＦ３．０Ｗａｔｔ／ｃｍ２、アルゴンガス流量９０ｓｃｃｍ、窒素ガス流量１０ｓｃｃｍ、圧力０．５Ｐａ、基板温度３００℃のスパッタ条件により行った。
【００７０】
続いて、絶縁層表面にポジ型レジスト（東京応化工業（株）社製：ＴＦＲ−９７０）を被覆し、１０μｍ×１０μｍ角のコンタクトホール開口用パターンフィルムを配置して露光処理をし、ＴＭＡＨ現像液により現像処理をした。そして、ＣＦ４のドライエッチングガスを用いて、コンタクトホールを形成した。コンタクトホール形成条件は、ＣＦ４ガス流量５０ｓｃｃｍ、酸素ガス流量５ｓｃｃｍ、圧力４．０Ｐａ、出力１５０Ｗとした。
【００７１】
その後、ＤＭＳＯ剥離液によりレジストの剥離処理を行った。そして、イソプロピルアルコールを用いて残存剥離液を除去した後、水洗、乾燥処理を行った。このレジストの剥離処理が終了した各サンプルに対し、ＩＴＯターゲット（組成Ｉｎ２Ｏ３−１０ｗｔ％ＳｎＯ２）を用いて、コンタクトホール内及びその周囲にＩＴＯの透明電極層を形成した。透明電極層の形成は、スパッタリング（基板温度７０℃、投入電力１．８Ｗａｔｔ／ｃｍ２、アルゴンガス流量８０ｓｃｃｍ、酸素ガス流量０．７ｓｃｃｍ、圧力０．３７Ｐａ）を行い、厚み１０００ÅのＩＴＯ膜を形成した。
【００７２】
このＩＴＯ膜表面にレジスト（東京応化工業（株）社製：ＯＦＰＲ８００）を被覆し、パターンフィルムを配置して露光処理をし、ＴＭＡＨ現像液で現像処理をし、しゅう酸系混酸エッチング液（関東化学（株）社製：ＩＴＯ０５Ｎ）により２０μｍ幅回路の形成を行った。ＩＴＯ膜回路形成後、ＤＭＳＯ剥離液によりレジストを除去した。
【００７３】
以上のような手順により、コンタクトホールを形成し、コンタクトホールを介してＡｌ系合金膜と透明電極層とが直接接合された評価サンプルについて、そのコンタクト抵抗値を測定した。このコンタクト抵抗値の測定法は、図４に示すような四端子法に基づき、評価サンプルの素子を大気中、２５０℃、３０ｍｉｎのアニール処理後、各評価サンプルの抵抗値測定を行った。このコンタクト抵抗値の測定結果を表７に示す。尚、図４に示す四端子法は、熱処理後の評価サンプルの端子部分から１００μＡを通電して、その抵抗を測定したものである。
【００７４】
続いて、透明電極層との直接接合における接合強度の測定について説明する。この接合強度については、ＪＩＳ  Ｃ  ５０１２に準拠した碁盤目試験により行った。上記表面粗度測定の場合と同様に、ガラス基板上に、まず先に各Ａｌ系合金膜（２０００Å）を成膜し、その上にＩＴＯ膜（１０００Å）を積層した。成膜条件については、上記スパッタリング条件と同様である。
【００７５】
このようにして作製した各評価サンプルについて、そのＩＴＯ膜表面側からカッターを用いて、一辺５ｍｍの正方形が４０個形成されるように、格子状の切り傷を形成した（５ｍｍ角正方形が縦４個（２０ｍｍ）×横１０個（５０ｍｍ））。そして、その表面にテープを貼付し、その後テープを剥がしとり、テープ剥がし後のＩＴＯ膜表面に設けた格子状態を目視で確認した。４０個の正方形の中で膜が剥がれている部分の面積を測定し、４０個の正方形の全面積に対する割合（剥離率％）を計算して、各評価サンプルの接合強度を評価した。剥離率０〜２０％を○、剥離率２１〜６０％を△、剥離率６１〜１００％を×とした。この接合強度の試験結果を表７に示す。
【００７６】
【表７】
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【００７７】
表６及び表７の結果から判るように、Ａｌ系合金膜の表面粗度値が大きくなると、素子を形成したときのコンタクト抵抗値も大きくなる傾向となるが、接合強度に関しては、逆に、粗度値が小さくなるとその強度が低下する傾向となった。以上の結果からコンタクト抵抗値が２００Ω以下で、実用的な接合強度を確保できる表面粗度としては、Ｒａ２．０Å〜２０Åの範囲であり、より好ましくは１０Å〜２０Åであると考えられた。
【００７８】
第四実施形態：この第四実施形態においては、本願発明に係るＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線材料により形成した配線回路における析出物に関して調査した結果について説明する。この配線回路中の析出物の調査は、その分散状態を解析することにより行った。
【００７９】
ここで、この第四実施形態における断面観察用サンプルの製法について説明する。この断面観察用サンプルは、ガラス基板上に厚み２００ｎｍのＡｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金膜、Ａｌ−２．０ａｔ％Ｎｉ−１．０ａｔ％Ｎｄ合金膜、Ａｌ−３．０ａｔ％Ｎｉ合金膜を、それぞれスパッタにより形成し、各合金膜上にＩＴＯ膜を成膜した後、大気中２５０℃の熱処理を行ったものを用いた。図５及び図６には、Ａｌ−２．０ａｔ％Ｎｉ−１．０ａｔ％Ｎｄ合金とＡｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金の場合における透過電子顕微鏡（日立製作所社製／Ｈ−９０００  ＴＥＭ：倍率２０万倍）により配線回路層（膜）断面を観察した結果の概略断面図を示している。図５及び図６の符号ＡはＩＴＯ膜、符号Ｂはガラス基板を示している。
【００８０】
次に、上記したＴＥＭ観察写真から析出物の分布状態を評価する方法について説明する。図６の中央帯部分が配線回路層を示しており、その中に分散しているものがＮｉ化合物（Ａｌ−Ｎｉ系の金属間化合物）を示している。Ｎｉ化合物の分布状態は、この断面概略図で示すように層厚み方向に直交する線分がＮｉ化合物を切断する合計長さ（ｌ１＋ｌ２＋ｌ３＋ｌ４＋ｌ５＋ｌ６＝Σｌ）を測定し、その線分全体長さ（Ｌ）に対する割合（％）を求め、この値をＮｉ化合物の存在率とした。また、ＥＤＸ分析により、Ｎｉ化合物を同定したところ、Ａｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金配線材料の場合では、配線回路層中に分散析出しているのはＡｌ３Ｎｉ相の金属間化合物であった。そして、Ａｌ−２．０ａｔ％Ｎｉ−１．０ａｔ％Ｎｄ合金配線材料の場合では、Ａｌ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｎｄ系、Ａｌ−Ｎｉ−Ｎｄ系の金属間化合物が析出していることが判明した。さらに、図５の概略図で示すように、Ａｌ−２．０ａｔ％Ｎｉ−１．０ａｔ％Ｎｄ合金の場合、ガラス基板側の方（符号Ｂ）にＡｌ−Ｎｉ−Ｎｄ系の金属間化合物が多く偏析していることが認められた。一方、Ａｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金の場合では、配線回路相中の析出物であるＡｌ３Ｎｉ相の金属間化合物は特に偏析することなく、均一的に分散していることが判明した。
【００８１】
図７には、各配線回路層の厚み方向における所定の厚み位置での、Ｎｉ化合物の存在率を調査した結果を示している。図７に示すように、Ａｌ−２．０ａｔ％Ｎｉ−１．０ａｔ％Ｎｄ合金の場合では、Ｎｉ化合物の存在率が、ガラス基板側（Ｂ）からＩＴＯ膜面側（Ａ）にかけて７５％から０％まで変化していることが判明した。同様に、Ａｌ−３．０ａｔ％Ｎｉ合金配線材料に関しても、同様に、Ｎｉ化合物の存在率を調べたところ、その存在率は、基板側から膜面側にかけて４０％から０％まで変化していることが判明した。一方、本願発明に係わるＡｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金配線材料の場合では、Ｎｉ化合物の存在率は、基板側から膜面側に亘り、数値の大きな隔たりが無く、約２５％〜４５％の範囲内であり、Ｎｉ化合物の偏析がなく、均一に分散していることが判明した。
【図面の簡単な説明】
【００８２】
【図１】ＴＦＴ概略断面図。
【図２】Ｓｉ拡散耐熱性評価の光学顕微鏡写真。
【図３】Ｓｉ拡散耐熱性評価の光学顕微鏡写真。
【図４】ＩＴＯ（ＩＺＯ）電極層とＡｌ合金電極層とをクロスして積層した試験サンプル概略斜視図。
【図５】Ａｌ−２．０ａｔ％Ｎｉ−１．０ａｔ％Ｎｄ合金の場合のＴＥＭ観察写真の概略図。
【図６】Ａｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ合金の場合のＴＥＭ観察写真の概略図。
【図７】Ｎｉ化合物の存在率の測定グラフ。
【図１】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図２】
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【図３】
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