CN102016112A - 溅射用氧化物烧结体靶及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种溅射用氧化物烧结体靶，包含铟(In)、镓(Ga)、锌(Zn)、氧(O)以及不可避免的杂质，其特征在于，各元素的组成比为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}，该氧化物烧结体靶的90μm×90μm面积范围内存在的平均粒径3μm以上的ZnGa2O4的尖晶石相的个数为10个以下。本发明的目的在于提供IGZO靶，其中在包含In、Ga、Zn、O以及不可避免的杂质的溅射用氧化物烧结体靶中，改善了烧结体靶的组织，将作为结瘤产生源的相的形成抑制为最小限度，并且降低体电阻值，高密度，可以抑制异常放电，并且可以进行DC溅射。

Description

溅射用氧化物烧结体靶及其制造方法
技术领域
本发明涉及包含铟(In)、镓(Ga)、锌(Zn)和氧(O)以及不可避免的杂质的溅射用氧化物烧结体靶(一般称为“IGZO”，根据需要使用“IGZO”进行说明)及其制造方法。
背景技术
一般而言，称为TFT(Thin Film Transistor)的薄膜晶体管由具有栅极端子、源极端子和漏极端子的三端子元件构成。这些元件具有使用在基板上形成的半导体薄膜作为电子或空穴迁移的通道层，通过对栅极端子施加电压来控制流入通道层的电流，从而切换在源极端子与漏极端子间流动的电流的功能。目前，应用最广泛的是以多晶硅膜或非晶硅膜作为通道层的元件。
但是，硅系材料(多晶硅或非晶硅)在可见光区域产生吸收，因此存在通过光入射产生载流子导致薄膜晶体管引起误操作的问题。作为其防止对策而设置金属等的遮光层存在开口率减少的问题。另外，为了保持屏幕亮度需要背光的高亮度化，从而具有电力消耗增大等缺点。
另外，制作这些硅系材料时，可以在比多晶硅低的温度下制作的非晶硅的成膜需要约200℃以上的高温，因此，这样的温度下不能使用具有便宜、重量轻、柔韧等优点的聚合物膜作为基材，因此存在基板材料的选择范围狭小的问题。另外，高温下的器件制作工艺存在耗能、并且需要用于加热的时间等生产方面的缺点。
因此，近年来，进行了使用透明氧化物半导体代替硅系材料的薄膜晶体管的开发。代表性的材料有In-Ga-Zn-O系(IGZO)材料。该材料可以得到电子载流子浓度低于1018/cm3的非晶氧化物，因此提出用于场效应型晶体管(参考专利文献1)。
此外，存在几项将该系列氧化物用于场效应型晶体管的方案(参考专利文献2、专利文献3、专利文献4、专利文献5、专利文献6、专利文献7、专利文献8和专利文献9)。
上述专利文献1中已有启示，在非晶氧化物的成膜时最适合的是溅射法，但是在1～12个存在的实施例中仅示出了以脉冲激光沉积法(PLD法)成膜的例子，而仅有一个是实施高频(RF)溅射的例子。在所述专利文献2～9中也仅仅公开了场效应型晶体管的特性、或者作为成膜法仅示出了反应性外延法或脉冲激光沉积法，因此，不存在提出溅射法中成膜速度特别高的直流(DC)溅射的方案。
该直流(DC)溅射需要靶，但是In-Ga-Zn-O系(IGZO)的氧化物靶不能容易地制造。
这是因为存在以下许多问题：成分为多成分体系；由于将各种氧化物粉末混合来制造，因此受到粉末性质、状态的影响；烧结体的性质随烧结条件而不同；由于烧结条件或成分的配合而丧失导电性；以及根据靶的性质、状态，有时在溅射时产生结瘤或异常放电，等等。
因此，本申请人提出了抑制溅射时的结瘤或异常放电产生的发明。本申请发明是对其进一步改进的发明。
专利文献1：WO2005/088726A1号公报
专利文献2：日本特开2004-103957号公报
专利文献3：日本特开2006-165527号公报
专利文献4：日本特开2006-165528号公报
专利文献5：日本特开2006-165529号公报
专利文献6：日本特开2006-165530号公报
专利文献7：日本特开2006-165532号公报
专利文献8：日本特开2006-173580号公报
专利文献9：日本特开2006-186319号公报
专利文献10：日本特愿2007-336398号
发明内容
本发明的课题在于提供IGZO靶，其中，在包含铟(In)、镓(Ga)、锌(Zn)和氧(O)以及不可避免的杂质的溅射用氧化物烧结体靶中，改善了烧结体靶的组织，可以将作为结瘤产生源的相的形成抑制到最小限度，并且可以降低体电阻值，高密度，可以抑制异常放电，并且可以进行DC溅射。
为了解决上述课题，本发明人进行了广泛深入的研究，结果发现，在IGZO靶中，减少靶组织中的尖晶石相是极其有效的。
本发明基于该发现，本发明提供：
1)一种溅射用氧化物烧结体靶，包含铟(In)、镓(Ga)、锌(Zn)、氧(O)以及不可避免的杂质，其特征在于，各元素的组成比为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}，该氧化物烧结体靶的90μm×90μm面积范围内存在的平均粒径3μm以上的ZnGa2O4的尖晶石相的个数为10个以下；
2)上述1)所述的溅射用氧化物烧结体靶，其特征在于，氧化物烧结体靶的90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大粒径为5μm以下；
3)上述1)或2)所述的溅射用氧化物烧结体靶，其特征在于，靶的密度为6.0g/cm3以上，体电阻值为5.0×10-2Ω·cm以下。
另外，本发明提供：
4)一种溅射用氧化物烧结体靶的制造方法，制造包含铟(In)、镓(Ga)、锌(Zn)、氧(O)以及不可避免的杂质的溅射用氧化物烧结体靶，其特征在于，调节氧化铟(In2O3)、氧化镓(Ga2O3)和氧化锌(ZnO)原料粉末使得各元素的组成比为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}，并且将In2O3原料粉末的比表面积设定为10m2/g以下，将这些粉末混合并粉碎后，在1400～1490℃的温度范围下进行烧结。
5)上述4)所述的溅射用氧化物烧结体靶的制造方法，其特征在于，在将所述In2O3、Ga2O3和ZnO原料粉末混合并粉碎的工序中，进行粉碎直到粉碎前后的比表面积差为2.0m2/g以上。
发明效果
通过上述发明，具有以下优良效果：在In-Ga-Zn-O系溅射用烧结体靶中，通过使烧结体靶的组织中存在的平均粒径3μm以上的ZnGa2O4的尖晶石相的个数为10个以下，可以减少结瘤的产生，并且可以显著减少起因于结瘤的异常放电。另外，可以降低体电阻值，因此可以容易进行DC溅射，另外，可以高密度稳定成膜。
附图说明
图1是实施例1所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图2是实施例2所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图3是实施例3所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图4是实施例4所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图5是实施例5所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图6是实施例6所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图7是实施例7所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图8是比较例1所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图9是比较例2所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图10是比较例3所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图11是比较例4所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图12是比较例5所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图13是比较例6所示的靶试验片的显微镜组织照片。
图14是比较例8所示的靶试验片的显微镜组织照片。
具体实施方式
本发明的溅射靶是包含In、Ga、Zn、O以及不可避免的杂质的氧化物烧结体，各元素的组成比为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}。当提高In的比率时，具有溅射膜的载流子浓度上升的倾向，In的比率过高时元件特性(开关比(on/off比))变差。另外，低于下限值时，膜的迁移率下降，元件的特性变差，因此不优选。当提高Ga的比率时，具有膜的载流子浓度下降的倾向。In与Ga具有相互相反增减的效果，因此最优选在上述范围内。
靶的组成比直接反映在溅射成膜中，因此，为了保持膜的特性，靶的组成比调节是不可缺少的。
其次，Zn的比率大于上述数值时，膜的稳定性、耐湿性劣化，因此不优选。另外，Zn量小于上述数值时，溅射膜的非晶性变差，导致结晶化，因此不优选。因此，设定为上述范围。另外，氧量是在考虑In、Ga、Zn的平衡后来确定，通过设定为a＝(3/2)x+(3/2)y+z，可以稳定地得到非晶状态。
上述的IGZO薄膜所要求的成分组成，是为了作为主要使用透明氧化物半导体的薄膜晶体管使用所必需的组成，可以是已知的成分组成。
问题是在具有这样的成分组成的溅射靶中，有时产生成为异常放电原因的结瘤。该异常放电成为溅射膜中异物产生的原因，是使膜特性下降的原因。因此，需要通过IGZO靶探究该结瘤产生的原因。
本申请发明是IGZO烧结体靶，如后述的实施例和比较例所示，在均匀的组织中观察到粒状的微小组织。已经知道这是ZnGa2O4的尖晶石相。已经知道，在其微细分散的状态下没有特别的问题，但当其大小增大到某种程度时，以该粒子为起点，成为结瘤产生的原因。
另外，结瘤的产生会容易以结瘤为起点引起异常放电。因此，需要使ZnGa2O4的尖晶石相微细地分散，已确认对其量进行控制可以有效地抑制结瘤的产生。
本申请发明基于该发现，该氧化物烧结体靶的90μm×90μm面积范围内存在的平均粒径3μm以上的ZnGa2O4的尖晶石相的个数为10个以下。这样调节后的溅射用氧化物烧结体靶，可以抑制结瘤的产生，减少以结瘤为起点的异常放电。这是抑制结瘤的最有效手段。当超过10个时，结瘤的产生增多，与此相伴异常放电成比例增加，成为膜的品质劣化的原因。
另外，将氧化物烧结体靶的90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大粒径设定为5μm以下则更加有效。本申请发明也提供这样的溅射用氧化物烧结体靶。
本申请发明的目标之一是得到导电靶，因此，需要降低体电阻值。所述ZnGa2O4的尖晶石相增多时，具有体电阻值增加的倾向。在本申请发明中，可以实现体电阻值为5.0×10-2Ω·cm以下。这是可以容易地进行DC溅射的条件，本申请发明的有用性的显著特征之一。另外，为了可以稳定地进行溅射，优选靶的密度高，本申请发明中可以实现6.0g/cm3以上的密度。
另外，本发明溅射用氧化物烧结体靶通过调节氧化铟(In2O3)、氧化镓(Ga2O3)和氧化锌(ZnO)原料粉末使得各元素的组成比为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}，并且将In2O3原料粉末的比表面积设定为10m2/g以下，然后将这些粉末混合并粉碎，之后在1400～1490℃的温度范围下进行烧结来制造。
在将氧化物烧结体靶的90μm×90μm面积范围内存在的平均粒径为3μm以上的ZnGa2O4的尖晶石相的个数设定为10个以下时，使用比表面积为10m2/g以下的In2O3原料粉末。氧化铟(In2O3)、氧化镓(Ga2O3)和氧化锌(ZnO)原料粉末任意混合在一起，再次进行粉碎，该粉碎时，仅混合前的In2O3原料粉末需要注意，因此在原料阶段需要其比表面积为10m2/g以下。
粉末的混合和粉碎时，In2O3原料粉末的粒径和比表面积是指标，具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中，In2O3渗透到其它氧化物之间，从而实现与其它氧化物的充分混合和粉碎，因此，认为可以有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。
另外，将In2O3、Ga2O3和ZnO原料粉末混合并进行粉碎的工序中，进行粉碎直到粉碎前后的比表面积差为2.0m2/g以上是更为有效的。这说明三种原料粉末充分地粉碎和混合。
另外，关于烧结温度，优选在1400～1490℃的温度范围进行烧结。低于1400℃时，烧结不充分，烧结密度不会提高。另外，在超过1490℃的温度下，组织中形成ZnO，同样密度会下降。因此，上述温度范围是优选的温度范围。
上述本发明的氧化物烧结体的制造工序的代表例如下所示。
作为原料，可以使用氧化铟(In2O3)、氧化镓(Ga2O3)和氧化锌(ZnO)。为了避免杂质对电特性的不良影响，优选使用纯度4N以上的原料。按所需的组成比将各原料粉末进行称量。另外，如上所述，这些原料粉末中含有不可避免含有的杂质。
此时，关于氧化铟(In2O3)的原料粉末，在原料阶段使用选择比表面积后的原料粉末。
然后，进行混合和粉碎。粉碎不充分时，制造的靶中各成分偏析，存在高电阻率区域和低电阻率区域，溅射成膜时高电阻率区域的带电等成为起弧等异常放电的原因，因此需要进行充分的混合和粉碎。
利用高速混合机将各原料混合后，将其填充到氧化铝制容器中，在温度950～1350℃的范围下进行煅烧。在保持时间2～10小时、大气氛围下进行。
然后，将这些原料例如以每批1000g的单位用精碎机(attritor)(φ3mm二氧化锆珠，搅拌器转速300rpm)微细粉碎约2～约5小时。该粉碎的程度在各实施例、比较例中不同。例如，比较例6与比较例8中为1小时，在比较例7中未粉碎。
然后，将微细粉碎后的浆料用热风干燥机以100～150℃×5～48小时的条件进行干燥，用网眼250μm的筛进行筛分回收粉末。另外，微细粉碎的前后，测定各种粉末的比表面积。在1000g的IGZO粉末中混合20cm3的PVA水溶液(PVA固形分3％)，并用网眼500μm的筛进行筛分。
然后，将1000g粉末填充到φ210mm的模具中，在表面压力400～1000kgf·cm2条件下进行模压得到成型体。将该成型体用乙烯基树脂进行二重真空包装，并在1500～4000kgf/cm2下进行CIP。然后，在预定温度下进行烧结(保持时间为5～24小时，氧气氛围中)，得到烧结体。
在制作靶时，对上述得到的氧化物烧结体的外周进行圆筒磨削、以及面侧的平面磨削，由此例如加工为152.4φ×5mmt的靶。将其用铟系合金等作为焊接金属粘贴到例如铜制背衬板上，可以得到溅射靶。
实施例
以下，基于实施例和比较例进行说明。另外，本实施例仅仅是例子，本发明不受该例限制。即，本发明仅由权利要求书的范围限制，本发明还包括实施例以外的各种变形。
实施例和比较例中使用的原料粉末的性状如下所述。
In2O3原料(1)：粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g
In2O3原料(2)：粒径0.65μm、比表面积13.7m2/g
In2O3原料(3)：粒径1.6μm、比表面积5.8m2/g
Ga2O3原料(1)：粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g
Ga2O3原料(2)：粒径4.6μm、比表面积11.9m2/g
ZnO原料(1)：粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g
对于这些原料，以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1将IGZO的原料调合，改变它们的原料组合和制造条件(微细粉碎、煅烧温度、烧结温度)制作靶，并进行各种试验。它们的详细内容如实施例和比较例所示。
另外，上述配比(1∶1∶1)是IGZO靶的代表例。为了防止本发明目标靶产生结瘤，IGZO的配比没有特别问题，对于实施例6和实施例7，以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶2将原料调合来实施。
下述的实施例和比较例中，各种测定或评价是必要的，其条件如下所示。
(粒径的测定)
粒径的测定使用粒度分布测定装置(日机装株式会社制，MicrotracMT3000)进行。
(比表面积的测定)
比表面积(BET)的测定使用自动表面积计ベ一タソ一プ(日机装株式会社，MODEL-4200)进行。
(图像解析和组织评价)
对于制作的靶的试验片，利用抛光机进行镜面抛光。而且，对于该试验片，使用FE-EPMA(日本电子株式会社制，JXA-8500F电子探针微分析器)在电子枪的加速电压15kV、照射电流约2.0×10-7A的条件下进行面分析。由此，在下表1的条件下检测In、Zn、Ga、O各元素进行绘图。
面分析的绘制图像(RGB彩色图像)设定为256×256像素，以各像素的测定时间为10μs进行测定。例如，从得到的Ga的绘制图像中分离红色成分(阈值设定为100)，将粒径(粒子的平行切线间的最大距离)和个数(以3μm以上的粒子为对象)进行计数。图像处理软件使用analySIS ver.5(Soft Imaging System GmbH制)。
(溅射条件)
对于制作的靶的试验片，在表2所示的溅射条件下进行溅射，目测观察结瘤的产生。
表1
  分光晶体   分光波长(nm)
  O   LDE1   2.3293
  Ga   TAPH   1.1292
  In   PETH   0.3555
  Zn   LIFH   0.1433
表2
  溅射气体   Ar：100％
  溅射气体压力   0.5Pa
  施加电功率   500W
  施加电能   20kWh
  基板温度   室温
(实施例1)
在本实施例1中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(2)粒径4.6μm、比表面积11.9m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合，并在大气中在950℃煅烧5小时。粉碎前的比表面积(BET)为3.1m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为14.7m2/g。其差值为11.6m2/g。
以上结果总结在表3中。其他，粉末的混合、粉碎、煅烧、烧结、靶的制造在上述0021段、0022段所示条件下进行。在此，记载了主要条件。另外，各种测定或评价通过上述0026～0029段所述的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在实施例1中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)小于3μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为0。这些满足本发明的条件。而且，其密度为6.26g/cm3的高密度，体电阻值为6.0mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。
在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为222个，与后述的比较例相比，为一半以下。与此相伴，溅射中几乎没有观察到异常放电。即使存在ZnGa2O4的尖晶石相，其也是微细地分散，认为这是抑制结瘤产生的重大原因。组织的显微镜照片如图1所示。
另外，防止靶中ZnGa2O4的尖晶石相形成的效果是使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末的结果。另外在此情形下，在将In2O3、Ga2O3和ZnO的原料粉末进行混合和粉碎的工序中，也满足进行粉碎直到粉碎前后的比表面积差为2.0m2/g以上的条件。
具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中，In2O3渗透到其它氧化物之间，从而实现与其它氧化物的充分混合和粉碎，因此，认为可以有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标。以上结果如表3所示。
表3
  实施例1   实施例2   实施例3   实施例4   实施例5   实施例6   实施例7
 In2O3原料   (1)   (1)   (3)   (3)   (1)   (1)   (1)
 Ga2O3原料   (2)   (1)   (2)   (2)   (1)   (2)   (1)
 ZnO原料   (1)   (1)   (1)   (1)   (1)   (1)   (1)
 煅烧温度   950   950   1350   1350   无   950   1050
 粉碎前BET(m2/g)   3.1   2.6   6.9   6.9   6.0   3.1   1.8
 粉碎后BET(m2/g)   14.7   17.0   17.1   17.1   17.8   14.7   11.5
 烧结温度   1450   1450   1400   1450   1450   1450   1490
 尖晶石相的最大粒径(μm)   ＜3.0   4.53   ＜3.0   ＜3.0   3.71   ＜3.0   ＜3.0
 尖晶石个数   0   5   0   0   7   0   0
 密度(g/m3)   6.26   6.22   6.29   6.36   6.20   6.14   6.34
 体电阻值(mΩ·cm)   6.0   2.2   12.0   4.4   2.97   29.0   18.0
 结瘤数   222   359   251   189   390   170   154
尖晶石个数：平均粒径小于3μm的尖晶石设为0。
(实施例2)
在本实施例2中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(1)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合，并在大气中在950℃煅烧5小时。粉碎前的比表面积(BET)为2.6m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为17.0m2/g。其差值为14.4m2/g。
以上结果总结在表3中。其他，粉末的混合、粉碎、煅烧、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在实施例2中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为4.53μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为5。这些满足本发明的条件。而且，其密度为6.22g/cm3的高密度，体电阻值为6.0mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。
在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为359个，与实施例1相比稍高，但是与后述的比较例相比，大致为一半左右。与此相伴，溅射中几乎没有观察到异常放电。
即使存在ZnGa2O4的尖晶石相，其也是微细地分散，认为这是抑制结瘤产生的重大原因。组织的显微镜照片如图2所示。
另外，防止靶中ZnGa2O4的尖晶石相形成的效果是使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末的结果。具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中，In2O3渗透到其它氧化物之间，从而实现与其它氧化物的充分混合和粉碎，因此，认为可以有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标。以上结果同样如表3所示。
(实施例3)
在本实施例3中，使用上述(3)粒径1.6μm、比表面积5.8m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(2)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合，并在大气中在1350℃煅烧5小时。粉碎前的比表面积(BET)为6.9m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为17.1m2/g。其差值为10.2m2/g。
以上结果总结在表3中。其他，粉末的混合、粉碎、煅烧、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1400℃下实施。以上的结果是，在实施例3中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)小于3μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为0。这些满足本发明的条件。而且，其密度为6.29g/cm3的高密度，体电阻值为12.0mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。
在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为251个，与实施例1相比稍高，但是与后述的比较例相比，大致为一半左右。与此相伴，溅射中几乎没有观察到异常放电。
即使存在ZnGa2O4的尖晶石相，其也是微细地分散，认为这是抑制结瘤产生的重大原因。组织的显微镜照片如图3所示。
另外，防止靶中ZnGa2O4的尖晶石相形成的效果是使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末的结果。具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中，In2O3渗透到其它氧化物之间，从而实现与其它氧化物的充分混合和粉碎，因此，认为可以有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标。以上结果同样如表3所示。
(实施例4)
在本实施例4中，使用上述(3)粒径1.6μm、比表面积5.8m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(2)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合，并在大气中在1350℃煅烧5小时。粉碎前的比表面积(BET)为6.9m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为17.1m2/g。其差值为10.2m2/g。
以上结果总结在表3中。其他，粉末的混合、粉碎、煅烧、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在实施例4中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)小于3μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为0。这些满足本发明的条件。而且，其密度为6.36g/cm3的高密度，体电阻值为4.4mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。
在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为189个，与实施例1相比进一步减少，与比较例相比为约1/3。与此相伴，溅射中几乎没有观察到异常放电。与实施例3的差别是在更高的煅烧温度下进行煅烧，可以看出对于提高密度、减少体电阻值是有效的。即使存在ZnGa2O4的尖晶石相，其也是微细地分散，认为这是抑制结瘤产生的重大原因。组织的显微镜照片如图4所示。
另外，防止靶中ZnGa2O4的尖晶石相形成的效果是使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末的结果。具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中，In2O3渗透到其它氧化物之间，从而实现与其它氧化物的充分混合和粉碎，因此，认为可以有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标。以上结果同样如表3所示。
(实施例5)
在本实施例5中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(1)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。未实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为6.0m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为17.8m2/g。其差值为11.8m2/g。
以上结果总结在表3中。其他，粉末的混合、粉碎、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在实施例5中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为3.71μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为7。这些满足本发明的条件。而且，其密度为6.20g/cm3的高密度，体电阻值为2.97mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。组织的显微镜照片如图5所示。
在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为390个，与实施例1相比稍高，但与后述的比较例相比大致为一半左右。与此相伴，溅射中几乎没有观察到异常放电。
即使存在ZnGa2O4的尖晶石相，其也是微细地分散，认为这是抑制结瘤产生的重大原因。
另外，防止靶中ZnGa2O4的尖晶石相形成的效果是使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末的结果。具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中，In2O3渗透到其它氧化物之间，从而实现与其它氧化物的充分混合和粉碎，因此，认为可以有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标。以上结果同样如表3所示。
(实施例6)
在本实施例6中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(2)粒径4.6μm、比表面积11.9m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶2进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。在950℃下实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为3.1m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为14.7m2/g。其差值为11.6m2/g。
以上结果总结在表3中。其他，粉末的混合、粉碎、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在实施例6中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)小于3μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为0。这些满足本发明的条件。而且，其密度为6.14g/cm3的高密度，体电阻值稍高为29.0mΩ·cm，但是具有可以进行DC溅射的体电阻值。组织的显微镜照片如图6所示。
在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为170个，比实施例1减少。与此相伴，溅射中几乎没有观察到异常放电。ZnGa2O4的尖晶石相少，另外即使存在也是微细地分散，认为这是抑制结瘤产生的重大原因。
另外，防止靶中ZnGa2O4的尖晶石相形成的效果是使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末的结果。具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中，In2O3渗透到其它氧化物之间，从而实现与其它氧化物的充分混合和粉碎，因此，认为可以有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标。以上结果同样如表3所示。
另外，本实施例6的粉末的配比是In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶2，实施例1的粉末配比是In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1，两者存在差异，但是可以看出，这对于ZnGa2O4的尖晶石相的产生或结瘤的产生几乎没有影响。
将各元素的组成比设定为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}，是从作为In-Ga-Zn-O系(IGZO)材料的特性、即在使用电子载流子浓度低于1018/cm3的非晶氧化物的场效应型晶体管中所用材料的特性所要求的，如果在该组成范围内，则在本申请发明的条件中，可以实现抑制ZnGa2O4的尖晶石相的产生或结瘤产生的目的。
(实施例7)
在本实施例7中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(1)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶2进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。在1050℃下实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为1.8m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为11.5m2/g。其差值为9.7m2/g。以上结果总结在表3中。其他，粉末的混合、粉碎、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1490℃下实施。以上的结果是，在实施例7中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)小于3μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为0。这些满足本发明的条件。而且，其密度为6.34g/cm3的高密度，体电阻值稍高为18.0mΩ·cm，但是具有可以进行DC溅射的体电阻值。组织的显微镜照片如图7所示。
在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为154个，比实施例1减少。与此相伴，溅射中几乎没有观察到异常放电。ZnGa2O4的尖晶石相少，另外即使存在也是微细地分散，认为这是抑制结瘤产生的重大原因。
另外，防止靶中ZnGa2O4的尖晶石相形成的效果是使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末的结果。具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中，In2O3渗透到其它氧化物之间，从而实现与其它氧化物的充分混合和粉碎，因此，认为可以有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标。以上结果同样如表3所示。
本实施例7的粉末的配比是In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶2，实施例1的粉末配比是In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1，两者存在差异，但是可看出与实施例6同样地这对于ZnGa2O4的尖晶石相的产生或结瘤的产生几乎没有影响。
将各元素的组成比设定为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}，是从作为In-Ga-Zn-O系(IGZO)材料的特性、即在使用电子载流子浓度低于1018/cm3的非晶氧化物的场效应型晶体管中所用材料的特性所要求的，如果在该组成范围内，则在本申请发明的条件中，可以实现抑制ZnGa2O4的尖晶石相的产生或结瘤产生的目的。
(比较例1)
在比较例1中，使用上述(2)粒径0.65μm、比表面积13.7m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(2)粒径4.6μm、比表面积11.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。未实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为13.8m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为22.1m2/g。其差值为约8.3m2/g。
以上结果总结在表4中。其他，粉末的混合、粉碎、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1400℃下实施。以上的结果是，在比较例1中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为3.55μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为15。这些不满足本发明的条件。而且，其密度为6.48g/cm3的高密度，体电阻值为4.0mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。组织的显微镜照片如图8所示。
但是，在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为531个，与实施例1相比增加到2倍以上。与此相伴，溅射中的异常放电增多。ZnGa2O4的尖晶石相大量存在，认为这是不能抑制结瘤产生的原因。
另外，靶中ZnGa2O4的尖晶石相大量产生的原因认为是未使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末，故粉碎不充分。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标，而具有比较小粒径和比较大比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中不能实现与其它氧化物充分混合和粉碎，因此，认为不能有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。以上结果如表4所示。
表4
Figure BPA00001251873400221
(比较例2)
在比较例2中，使用上述(2)粒径0.65μm、比表面积13.7m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(2)粒径4.6μm、比表面积11.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。未实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为13.8m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为22.1m2/g。其差值为8.3m2/g。
以上结果总结在表4中。其他，粉末的混合、粉碎、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在比较例2中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为4.10μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数增加到42。这些不满足本发明的条件。而且，其密度为6.44g/cm3的高密度，体电阻值为2.6mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。组织的显微镜照片如图9所示。
但是，在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为694个，与实施例1相比增加到3倍以上。与此相伴，溅射中的异常放电增多。ZnGa2O4的尖晶石相大量存在，认为这是不能抑制结瘤产生的原因。
另外，靶中ZnGa2O4的尖晶石相大量产生的原因认为是未使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末，故粉碎不充分。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标，而具有比较小粒径和比较大比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中不能实现与其它氧化物充分混合和粉碎，因此，认为不能有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。以上结果同样如表4所示。
(比较例3)
在比较例3中，使用上述(2)粒径0.65μm、比表面积13.7m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(2)粒径4.6μm、比表面积11.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。在950℃温度下实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为7.0m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为18.1m2/g。其差值为11.1m2/g。
以上结果总结在表4中。其他，粉末的混合、粉碎、煅烧、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1400℃下实施。以上的结果是，在比较例3中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为3.81μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数增加到16。这些不满足本发明的条件。而且，其密度为6.28g/cm3的高密度，体电阻值为4.0mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。组织的显微镜照片如图10所示。
但是，在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为592个，与实施例1相比增加到约2.5倍。与此相伴，溅射中的异常放电增多。ZnGa2O4的尖晶石相大量存在，认为这是不能抑制结瘤产生的原因。
另外，靶中ZnGa2O4的尖晶石相大量产生的原因认为是未使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末，故粉碎不充分。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标，而具有比较小粒径和比较大比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中不能实现与其它氧化物充分混合和粉碎，因此，认为不能有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。以上结果同样如表4所示。
(比较例4)
在比较例4中，使用上述(2)粒径0.65μm、比表面积13.7m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(2)粒径4.6μm、比表面积11.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。在950℃温度下实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为7.0m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为18.1m2/g。其差值为11.1m2/g。
以上结果总结在表4中。其他，粉末的混合、粉碎、煅烧、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在比较例4中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为4.67μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数显著增加到33。这些不满足本发明的条件。而且，其密度为6.51g/cm3的高密度，体电阻值为2.9mΩ·cm，具有可以充分进行DC溅射的低体电阻值。组织的显微镜照片如图11所示。
但是，在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为660个，与实施例1相比增加到约3倍。与此相伴，溅射中的异常放电增多。ZnGa2O4的尖晶石相大量存在，认为这是不能抑制结瘤产生的原因。
另外，靶中ZnGa2O4的尖晶石相大量产生的原因认为是未使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末，故粉碎不充分。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标，而具有比较小粒径和比较大比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中不能实现与其它氧化物充分混合和粉碎，因此，认为不能有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。以上结果同样如表4所示。
(比较例5)
在比较例5中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(1)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。在950℃温度下实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为2.6m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为17.0m2/g。其差值为14.4m2/g。
以上结果总结在表4中。其他，粉末的混合、粉碎、煅烧、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1350℃下实施。以上的结果是，在比较例5中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为4.03μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为4。关于这些尖晶石相的存在，满足本发明的条件，但由于烧结温度低，密度显著降低到5.72g/cm3，体电阻值也增加到7.7mΩ·cm。另外，可以进行DC溅射。组织的显微镜照片如图12所示。
但是，在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为561个，与实施例1相比增加到约2.5倍。与此相伴，溅射中的异常放电增多。ZnGa2O4的尖晶石相大量存在，认为这是不能抑制结瘤产生的原因。
另外，靶中ZnGa2O4的尖晶石相大量产生的原因认为是未使用In2O3原料粉末的比表面积为10m2/g以下(比表面积4.4m2/g)的粉末，故粉碎不充分。In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标，而具有比较小粒径和比较大比表面积的In2O3原料粉末在粉碎的过程中不能实现与其它氧化物充分混合和粉碎，因此，认为不能有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。以上结果同样如表4所示。
(比较例6)
在比较例6中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(1)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。未实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为7.3m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为9.2m2/g。其差值为1.9m2/g。
以上结果总结在表4中。其他，粉末的混合、粉碎、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在比较例6中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为4.36μm，平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为11。
这些尖晶石相的存在个数不满足本发明的条件。密度降低到5.92g/cm3。体电阻值降到6.2mΩ·cm，因此可以进行DC溅射。组织的显微镜照片如图13所示。
但是，在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为677个，与实施例1相比增加到约3倍。与此相伴，溅射中的异常放电增多。ZnGa2O4的尖晶石相大量存在，认为这是不能抑制结瘤产生的原因。
另外，靶中ZnGa2O4的尖晶石相大量产生的原因认为是粉碎前的比表面积(BET)7.3m2/g与粉碎后的比表面积(BET)9.2m2/g的差为1.9m2/g，混合和粉碎不充分。其原因认为是由于未对混合粉末进行煅烧，因此粉碎不充分。
In2O3原料粉末的比表面积是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标，但是，即使使用具有比较大粒径和比较小比表面积的In2O3原料粉末的情况下，如果不进行粉末的充分粉碎，则不能实现与其它氧化物充分混合和粉碎，因此，认为不能有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。以上结果同样如表4所示。
(比较例7)
在比较例7中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(1)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。在950℃温度下实施煅烧。仅进行混合，未进行粉碎。因此，粉末的比表面积(BET)没变，为2.7m2/g，其差为0。以上结果总结在表4中。其他，粉末的混合、煅烧、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在950℃下实施。但是，不能充分地烧结，密度显著降低至5.20g/cm3。因此，组织观察或其它评价没有意义而未进行。以上结果同样如表4所示。
(比较例8)
在比较例8中，使用上述(1)粒径10.7μm、比表面积4.4m2/g的In2O3粉末作为In2O3原料，使用上述(1)粒径5.6μm、比表面积9.1m2/g的Ga2O3粉末作为Ga2O3原料，使用上述(1)粒径1.07μm、比表面积3.8m2/g的ZnO粉末作为ZnO原料。将这些粉末以摩尔比In2O3∶Ga2O3∶ZnO＝1∶1∶1进行原料调合。
然后，将这些粉末混合。在950℃温度下实施煅烧。粉碎前的比表面积(BET)为2.8m2/g。另外，粉碎后的比表面积(BET)为4.1m2/g。其差值为1.3m2/g。
以上结果总结在表4中。其他，粉末的混合、粉碎、煅烧、烧结、靶的制造、各种测定或评价通过与实施例1同样的方法实施。
烧结在1450℃下实施。以上的结果是，在比较例8中，在90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大尺寸(尖晶石相的最大粒径)为11.6μm，能够确认为极大尺寸的相。平均粒径3μm以上的该尖晶石相的个数为1。这些尖晶石相的存在不满足本发明的条件。密度显著降低到5.66g/cm3。体电阻值为3.2mΩ·cm，可以进行DC溅射。组织的显微镜照片如图14所示。
但是，在上述条件下进行DC溅射的结果是，结瘤数为723个，与实施例1相比增加到约3.5倍。与此相伴，溅射中的异常放电增多。可知特大ZnGa2O4的尖晶石相的存在是不能抑制结瘤产生的原因。
另外，靶中ZnGa2O4的尖晶石相大量产生的原因认为是粉碎不充分，粉碎前的比表面积(BET)2.8m2/g与粉碎后的比表面积(BET)4.1m2/g的差为1.3m2/g，该差值偏小。
In2O3原料粉末的比表面积是重要的，另外还知道，粉碎前的比表面积(BET)与粉碎后的比表面积(BET)的差也是制造能够抑制结瘤产生的IGZO靶的指标。认为这是由于在粉碎过程中，与其它氧化物不能实现充分的混合和粉碎，不能有效地防止ZnGa2O4的尖晶石相的产生。以上结果同样如表4所示。
产业实用性
本发明通过原料特性和制造方法的优化而减少靶组织中ZnGa2O4(尖晶石)相，通过使用比表面积小于10m2/g的In2O3，可以抑制与主相InxGayZnzOa相特性不同的ZnGa2O4(尖晶石)相，所述ZnGa2O4(尖晶石)相的粗大化和大量存在正是结瘤产生的原因。减少结瘤产生的量可以抑制溅射中的异常放电。另外，本申请发明通过原料的微细粉碎可以提高密度，并且可以得到具有稳定的性状和组织的靶，可以得到能够DC溅射的导电性。
通过以上，具有可以减少溅射时的粉粒或结瘤，并且延长靶寿命的显著效果，品质的偏差小因此可以提高量产性。可以作为形成层的溅射靶使用。该In-Ga-Zn-O系(IGZO)材料可以得到电子载流子密度低于1018/cm3的非晶氧化物，因此可以用于场效应型晶体管。另外，可以作为IGZO靶毫无障碍地应用于广泛的用途中，因此产业上的利用价值高。

Claims (5)

1.一种溅射用氧化物烧结体靶，其包含铟(In)、镓(Ga)、锌(Zn)、氧(O)以及不可避免的杂质，其特征在于，各元素的组成比为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}，该氧化物烧结体靶的90μm×90μm面积范围内存在的平均粒径3μm以上的ZnGa2O4的尖晶石相的个数为10个以下。
2.如权利要求1所述的溅射用氧化物烧结体靶，其特征在于，氧化物烧结体靶的90μm×90μm面积范围内存在的ZnGa2O4的尖晶石相的最大粒径为5μm以下。
3.如权利要求1或2所述的溅射用氧化物烧结体靶，其特征在于，靶的密度为6.0g/cm3以上，体电阻值为5.0×10-2Ω·cm以下。
4.一种溅射用氧化物烧结体靶的制造方法，制造包含铟(In)、镓(Ga)、锌(Zn)、氧(O)以及不可避免的杂质的溅射用氧化物烧结体靶，其特征在于，调节氧化铟(In2O3)、氧化镓(Ga2O3)和氧化锌(ZnO)原料粉末使得各元素的组成比为式：InxGayZnzOa{式中，0.2≤x/(x+y)≤0.8，0.1≤z/(x+y+z)≤0.5，a＝(3/2)x+(3/2)y+z}，并且将In2O3原料粉末的比表面积设定为10m2/g以下，将这些粉末混合并粉碎后，在1400～1490℃的温度范围下进行烧结。
5.如权利要求4所述的溅射用氧化物烧结体靶的制造方法，其特征在于，在将所述In2O3、Ga2O3和ZnO原料粉末混合并粉碎的工序中，进行粉碎直到粉碎前后的比表面积差为2.0m2/g以上。
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Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102618927A (zh) * 2012-04-17 2012-08-01 陕西科技大学 一种微波水热制备ZnGa2O4单晶的方法
CN102676994A (zh) * 2012-06-07 2012-09-19 上海硅酸盐研究所中试基地 具有内禀铁磁性的ZnO基稀磁半导体薄膜及其制备方法
CN103373845A (zh) * 2012-04-13 2013-10-30 光洋应用材料科技股份有限公司 铟镓锌氧化物及其制法与应用
CN105906338A (zh) * 2016-04-19 2016-08-31 北京冶科纳米科技有限公司 一种高密度igzo旋转靶材的制造方法
CN104425623B (zh) * 2013-09-09 2017-09-05 元太科技工业股份有限公司 薄膜晶体管
CN107628811A (zh) * 2017-08-11 2018-01-26 东台市超品光电材料有限公司 大尺寸绑定式镓和钇共掺杂氧化锌旋转陶瓷管靶材
CN109072417A (zh) * 2017-03-31 2018-12-21 Ｊｘ金属株式会社 溅镀靶及其制造方法
CN109477206A (zh) * 2016-07-11 2019-03-15 株式会社半导体能源研究所 溅射靶材及该溅射靶材的制造方法
CN112537954A (zh) * 2020-12-17 2021-03-23 中山智隆新材料科技有限公司 一种igzo靶材的制备方法

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4759598B2 (ja) * 2007-09-28 2011-08-31 キヤノン株式会社 薄膜トランジスタ、その製造方法及びそれを用いた表示装置
JP2010010926A (ja) * 2008-06-25 2010-01-14 Toshiba Corp 映像投射装置および映像投射装置の制御方法
WO2010140548A1 (ja) 2009-06-05 2010-12-09 Jx日鉱日石金属株式会社 酸化物焼結体、その製造方法及び酸化物焼結体製造用原料粉末
JP2012052227A (ja) * 2010-08-05 2012-03-15 Mitsubishi Materials Corp スパッタリングターゲットの製造方法およびスパッタリングターゲット
JP5705642B2 (ja) * 2011-05-10 2015-04-22 出光興産株式会社 Ｉｎ−Ｇａ−Ｚｎ系酸化物スパッタリングターゲット及びその製造方法
KR101446615B1 (ko) * 2011-08-23 2014-10-06 코닝정밀소재 주식회사 Ｉｇｚｏ 타겟 제조방법 및 이에 의해 제조된 ｉｇｚｏ 타겟
CN102351528B (zh) * 2011-09-28 2013-07-10 华南理工大学 硼化镧掺杂的氧化物半导体材料及其应用
TWI447073B (zh) * 2011-11-23 2014-08-01 Ind Tech Res Inst 銦鎵鋅氧化物（ｉｇｚｏ）奈米粉體及其製備方法與濺鍍用靶材
JP6070171B2 (ja) * 2012-12-25 2017-02-01 東ソー株式会社 Ｉｇｚｏ焼結体およびスパッタリングターゲット
JP6141777B2 (ja) 2013-02-28 2017-06-07 株式会社半導体エネルギー研究所 半導体装置の作製方法
JP6080945B2 (ja) * 2013-03-25 2017-02-15 日本碍子株式会社 酸化亜鉛系スパッタリングターゲット
JP5786994B1 (ja) * 2014-03-11 2015-09-30 住友金属鉱山株式会社 水酸化インジウム粉および酸化インジウム粉
US10161031B2 (en) 2015-02-27 2018-12-25 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Oxide sintered compact and sputtering target formed from said oxide sintered compact
CN107207356B (zh) 2015-02-27 2020-12-08 捷客斯金属株式会社 氧化物烧结体、氧化物溅射靶和氧化物薄膜
US10047012B2 (en) 2015-03-23 2018-08-14 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Oxide sintered compact and sputtering target formed from said oxide sintered compact
US10096715B2 (en) 2015-03-26 2018-10-09 Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. Semiconductor device, method for manufacturing the same, and electronic device
US10051201B1 (en) 2017-03-20 2018-08-14 Google Llc Camera system including lens with magnification gradient
WO2019202753A1 (ja) * 2018-04-18 2019-10-24 三井金属鉱業株式会社 酸化物焼結体、スパッタリングターゲットおよび酸化物薄膜の製造方法
EP3828303A1 (en) 2019-11-28 2021-06-02 Imec VZW Method for forming a film of an oxide of in, ga, and zn

Family Cites Families (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3947575B2 (ja) * 1994-06-10 2007-07-25 Ｈｏｙａ株式会社 導電性酸化物およびそれを用いた電極
EP2270687A2 (en) * 1995-04-11 2011-01-05 Kinetech, Inc. Identifying data in a data processing system
JP3576364B2 (ja) * 1997-10-13 2004-10-13 株式会社日鉱マテリアルズ Ｉｔｏスパッタリングターゲットのクリーニング方法
JP3636914B2 (ja) 1998-02-16 2005-04-06 株式会社日鉱マテリアルズ 高抵抗透明導電膜及び高抵抗透明導電膜の製造方法並びに高抵抗透明導電膜形成用スパッタリングターゲット
US6669830B1 (en) * 1999-11-25 2003-12-30 Idemitsu Kosan Co., Ltd. Sputtering target, transparent conductive oxide, and process for producing the sputtering target
JP4060187B2 (ja) * 2001-03-28 2008-03-12 日鉱金属株式会社 酸化インジウム中に錫が固溶したｉｔｏ粉末の製造方法及びｉｔｏターゲットの製造方法
KR100909315B1 (ko) * 2001-08-02 2009-07-24 이데미쓰 고산 가부시키가이샤 스퍼터링 타겟, 투명 전도막 및 이들의 제조방법
WO2003029512A1 (fr) * 2001-09-27 2003-04-10 Idemitsu Kosan Co., Ltd. Cible de pulverisation et film electro-conducteur transparent
US20040222089A1 (en) * 2001-09-27 2004-11-11 Kazuyoshi Inoue Sputtering target and transparent electroconductive film
JP4164562B2 (ja) 2002-09-11 2008-10-15 独立行政法人科学技術振興機構 ホモロガス薄膜を活性層として用いる透明薄膜電界効果型トランジスタ
WO2003040441A1 (en) * 2001-11-05 2003-05-15 Japan Science And Technology Agency Natural superlattice homologous single crystal thin film, method for preparation thereof, and device using said single crystal thin film
JP2004149883A (ja) * 2002-10-31 2004-05-27 Mitsui Mining & Smelting Co Ltd 高抵抗透明導電膜用スパッタリングターゲット及び高抵抗透明導電膜の製造方法
CN100489150C (zh) * 2003-08-20 2009-05-20 日矿金属株式会社 Ito溅射靶
JP4620046B2 (ja) 2004-03-12 2011-01-26 独立行政法人科学技術振興機構 薄膜トランジスタ及びその製造方法
JP2006165530A (ja) 2004-11-10 2006-06-22 Canon Inc センサ及び非平面撮像装置
US7863611B2 (en) * 2004-11-10 2011-01-04 Canon Kabushiki Kaisha Integrated circuits utilizing amorphous oxides
KR100911698B1 (ko) 2004-11-10 2009-08-10 캐논 가부시끼가이샤 비정질 산화물을 사용한 전계 효과 트랜지스터
JP5126729B2 (ja) 2004-11-10 2013-01-23 キヤノン株式会社 画像表示装置
JP5053537B2 (ja) 2004-11-10 2012-10-17 キヤノン株式会社 非晶質酸化物を利用した半導体デバイス
JP5118810B2 (ja) 2004-11-10 2013-01-16 キヤノン株式会社 電界効果型トランジスタ
US7601984B2 (en) * 2004-11-10 2009-10-13 Canon Kabushiki Kaisha Field effect transistor with amorphous oxide active layer containing microcrystals and gate electrode opposed to active layer through gate insulator
US7791072B2 (en) * 2004-11-10 2010-09-07 Canon Kabushiki Kaisha Display
JP5138163B2 (ja) 2004-11-10 2013-02-06 キヤノン株式会社 電界効果型トランジスタ
US7453065B2 (en) * 2004-11-10 2008-11-18 Canon Kabushiki Kaisha Sensor and image pickup device
KR100953596B1 (ko) * 2004-11-10 2010-04-21 캐논 가부시끼가이샤 발광장치
WO2007000867A1 (ja) * 2005-06-28 2007-01-04 Nippon Mining & Metals Co., Ltd. 酸化ガリウム－酸化亜鉛系スパッタリングターゲット、透明導電膜の形成方法及び透明導電膜
KR101004981B1 (ko) * 2005-06-28 2011-01-04 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤 산화갈륨-산화아연계 스퍼터링 타겟, 투명 도전막의 형성방법 및 투명 도전막
JP5058469B2 (ja) * 2005-09-06 2012-10-24 キヤノン株式会社 スパッタリングターゲットおよび該ターゲットを用いた薄膜の形成方法
RU2389824C2 (ru) * 2005-12-08 2010-05-20 Ниппон Майнинг Энд Металз Ко., Лтд. Галлийоксид/цинкоксидная распыляемая мишень, способ формирования прозрачной электропроводной пленки и прозрачная электропроводная пленка
JP5205696B2 (ja) 2006-02-24 2013-06-05 住友金属鉱山株式会社 酸化ガリウム系焼結体およびその製造方法
KR101028985B1 (ko) * 2006-03-17 2011-04-12 제이엑스 닛코 닛세키 킨조쿠 가부시키가이샤 산화아연계 투명 도전체 및 동 투명 도전체 형성용 스퍼터링 타겟
WO2008023482A1 (fr) * 2006-08-24 2008-02-28 Nippon Mining & Metals Co., Ltd. conducteur électrique transparent à base d'oxyde de zinc, cible de pulvérisation cathodique pour former le conducteur et processus de fabrication de la cible
WO2008072486A1 (ja) * 2006-12-13 2008-06-19 Idemitsu Kosan Co., Ltd. スパッタリングターゲット及び酸化物半導体膜
JP5143410B2 (ja) * 2006-12-13 2013-02-13 出光興産株式会社 スパッタリングターゲットの製造方法
WO2009011232A1 (ja) * 2007-07-13 2009-01-22 Nippon Mining & Metals Co., Ltd. 複合酸化物焼結体、アモルファス複合酸化膜の製造方法、アモルファス複合酸化膜、結晶質複合酸化膜の製造方法及び結晶質複合酸化膜
US8148245B2 (en) * 2007-12-27 2012-04-03 Jx Nippon Mining & Metals Corporation Method for producing a-IGZO oxide thin film
WO2010140548A1 (ja) * 2009-06-05 2010-12-09 Jx日鉱日石金属株式会社 酸化物焼結体、その製造方法及び酸化物焼結体製造用原料粉末

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103373845A (zh) * 2012-04-13 2013-10-30 光洋应用材料科技股份有限公司 铟镓锌氧化物及其制法与应用
CN102618927A (zh) * 2012-04-17 2012-08-01 陕西科技大学 一种微波水热制备ZnGa2O4单晶的方法
CN102618927B (zh) * 2012-04-17 2014-12-24 陕西科技大学 一种微波水热制备ZnGa2O4单晶的方法
CN102676994A (zh) * 2012-06-07 2012-09-19 上海硅酸盐研究所中试基地 具有内禀铁磁性的ZnO基稀磁半导体薄膜及其制备方法
CN104425623B (zh) * 2013-09-09 2017-09-05 元太科技工业股份有限公司 薄膜晶体管
CN105906338A (zh) * 2016-04-19 2016-08-31 北京冶科纳米科技有限公司 一种高密度igzo旋转靶材的制造方法
US11735403B2 (en) 2016-07-11 2023-08-22 Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. Sputtering target and method for manufacturing the same
US11081326B2 (en) 2016-07-11 2021-08-03 Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. Sputtering target and method for manufacturing the same
CN109477206A (zh) * 2016-07-11 2019-03-15 株式会社半导体能源研究所 溅射靶材及该溅射靶材的制造方法
CN109072417B (zh) * 2017-03-31 2020-06-16 Ｊｘ金属株式会社 溅镀靶及其制造方法
CN109072417A (zh) * 2017-03-31 2018-12-21 Ｊｘ金属株式会社 溅镀靶及其制造方法
CN107628811A (zh) * 2017-08-11 2018-01-26 东台市超品光电材料有限公司 大尺寸绑定式镓和钇共掺杂氧化锌旋转陶瓷管靶材
CN112537954A (zh) * 2020-12-17 2021-03-23 中山智隆新材料科技有限公司 一种igzo靶材的制备方法
CN112537954B (zh) * 2020-12-17 2022-04-15 中山智隆新材料科技有限公司 一种igzo靶材的制备方法

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