TWI769255B - 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、氧化物半導體膜以及半導體元件之製造方法 - Google Patents

氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、氧化物半導體膜以及半導體元件之製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TWI769255B
TWI769255B TW107116567A TW107116567A TWI769255B TW I769255 B TWI769255 B TW I769255B TW 107116567 A TW107116567 A TW 107116567A TW 107116567 A TW107116567 A TW 107116567A TW I769255 B TWI769255 B TW I769255B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
sintered body
oxide
oxide sintered
content
crystal phase
Prior art date
Application number
TW107116567A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201900907A (zh
Inventor
宮永美紀
綿谷研一
粟田英章
富永愛子
德田一弥
Original Assignee
日商住友電氣工業股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日商住友電氣工業股份有限公司 filed Critical 日商住友電氣工業股份有限公司
Publication of TW201900907A publication Critical patent/TW201900907A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI769255B publication Critical patent/TWI769255B/zh

Links

Images

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/68—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by only the electric current supplied, or only the electric potential applied, to an electrode which does not carry the current to be rectified, amplified or switched
    • H01L29/76—Unipolar devices, e.g. field effect transistors
    • H01L29/772—Field effect transistors
    • H01L29/78—Field effect transistors with field effect produced by an insulated gate
    • H01L29/786—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film
    • H01L29/7869—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film having a semiconductor body comprising an oxide semiconductor material, e.g. zinc oxide, copper aluminium oxide, cadmium stannate
    • H01L29/78693—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film having a semiconductor body comprising an oxide semiconductor material, e.g. zinc oxide, copper aluminium oxide, cadmium stannate the semiconducting oxide being amorphous
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02631—Physical deposition at reduced pressure, e.g. MBE, sputtering, evaporation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/453—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on zinc, tin, or bismuth oxides or solid solutions thereof with other oxides, e.g. zincates, stannates or bismuthates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/495—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on vanadium, niobium, tantalum, molybdenum or tungsten oxides or solid solutions thereof with other oxides, e.g. vanadates, niobates, tantalates, molybdates or tungstates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/08—Oxides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/08—Oxides
    • C23C14/083—Oxides of refractory metals or yttrium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/08—Oxides
    • C23C14/086—Oxides of zinc, germanium, cadmium, indium, tin, thallium or bismuth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering
    • C23C14/3407—Cathode assembly for sputtering apparatus, e.g. Target
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering
    • C23C14/3407—Cathode assembly for sputtering apparatus, e.g. Target
    • C23C14/3414—Metallurgical or chemical aspects of target preparation, e.g. casting, powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering
    • C23C14/35—Sputtering by application of a magnetic field, e.g. magnetron sputtering
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
    • H01L21/02439—Materials
    • H01L21/02488—Insulating materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02551—Group 12/16 materials
    • H01L21/02554—Oxides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02565—Oxide semiconducting materials not being Group 12/16 materials, e.g. ternary compounds
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02587—Structure
    • H01L21/0259—Microstructure
    • H01L21/02592—Microstructure amorphous
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66007—Multistep manufacturing processes
    • H01L29/66969—Multistep manufacturing processes of devices having semiconductor bodies not comprising group 14 or group 13/15 materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/68—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by only the electric current supplied, or only the electric potential applied, to an electrode which does not carry the current to be rectified, amplified or switched
    • H01L29/76—Unipolar devices, e.g. field effect transistors
    • H01L29/772—Field effect transistors
    • H01L29/78—Field effect transistors with field effect produced by an insulated gate
    • H01L29/786—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/68—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by only the electric current supplied, or only the electric potential applied, to an electrode which does not carry the current to be rectified, amplified or switched
    • H01L29/76—Unipolar devices, e.g. field effect transistors
    • H01L29/772—Field effect transistors
    • H01L29/78—Field effect transistors with field effect produced by an insulated gate
    • H01L29/786—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film
    • H01L29/7869—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film having a semiconductor body comprising an oxide semiconductor material, e.g. zinc oxide, copper aluminium oxide, cadmium stannate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3244—Zirconium oxides, zirconates, hafnium oxides, hafnates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3258—Tungsten oxides, tungstates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3284—Zinc oxides, zincates, cadmium oxides, cadmiates, mercury oxides, mercurates or oxide forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3286—Gallium oxides, gallates, indium oxides, indates, thallium oxides, thallates or oxide forming salts thereof, e.g. zinc gallate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3293—Tin oxides, stannates or oxide forming salts thereof, e.g. indium tin oxide [ITO]
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5436—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof micrometer sized, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/658—Atmosphere during thermal treatment
    • C04B2235/6583—Oxygen containing atmosphere, e.g. with changing oxygen pressures
    • C04B2235/6585—Oxygen containing atmosphere, e.g. with changing oxygen pressures at an oxygen percentage above that of air
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/658—Atmosphere during thermal treatment
    • C04B2235/6588—Water vapor containing atmospheres
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Thin Film Transistor (AREA)
  • Physical Vapour Deposition (AREA)
  • Physical Deposition Of Substances That Are Components Of Semiconductor Devices (AREA)

Abstract

本發明提供一種包含In、W及Zn、且包含In2 O3 結晶相及In2 (ZnO)m O3 結晶相(m表示自然數)、配位於銦原子之氧之平均配位數為3以上且未達5.5之氧化物燒結體及其製造方法、以及包含In、W及Zn且為非晶質、且配位於銦原子之氧之平均配位數為2以上且未達4.5之氧化物半導體膜。

Description

氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、氧化物半導體膜以及半導體元件之製造方法
本發明係關於一種氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、氧化物半導體膜、以及半導體元件之製造方法。本申請主張基於在2017年5月16日提出申請之日本專利申請即日本專利特願2017-097405號之優先權及基於在2017年12月4日提出申請之國際申請即PCT/JP2017/043425之優先權。該日本專利申請及該國際申請中所記載之全部記載內容係藉由參照而被引用至本說明書中。
先前，於液晶顯示裝置、薄膜EL(電致發光)顯示裝置、有機EL顯示裝置等中，作為用作半導體元件即TFT(薄膜電晶體)之通道層發揮功能之半導體膜，主要使用非晶矽(a-Si)膜。
近年來，作為代替a-Si之材料，含有銦(In)、鎵(Ga)及鋅(Zn)之複合氧化物、即In-Ga-Zn系複合氧化物(亦被成為「IGZO」)受到關注。IGZO系氧化物半導體與a-Si相比，可期待更高之載子遷移率。
例如，日本專利特開2008-199005號公報(專利文獻1)揭示將IGZO作為主成分之氧化物半導體膜係藉由將氧化物燒結體用作靶之濺鍍法而形成。
日本專利特開2008-192721號公報(專利文獻2)揭示一種包含In及鎢(W)之氧化物燒結體作為於藉由濺鍍法等形成氧化物半導體膜 時適當使用之材料。
又，日本專利特開平09-071860號公報(專利文獻3)揭示一種包含In及Zn之氧化物燒結體。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2008-199005號公報
[專利文獻2]日本專利特開2008-192721號公報
[專利文獻3]日本專利特開平09-071860號公報
本發明之一態樣之氧化物燒結體係包含In、W及Zn者，且包含In2O3結晶相及In2(ZnO)mO3結晶相(m表示自然數)，配位於銦原子之氧之平均配位數為3以上且未達5.5。
本發明之另一態樣之濺鍍靶包含上述態樣之氧化物燒結體。
本發明之又一態樣之半導體元件之製造方法係包含氧化物半導體膜之半導體元件之製造方法，且包括：準備上述態樣之濺鍍靶之步驟；及使用濺鍍靶並藉由濺鍍法形成氧化物半導體膜之步驟。
本發明之又一態樣之氧化物半導體膜係包含In、W及Zn者，且為非晶質，配位於銦原子之氧之平均配位數為2以上且未達4.5。
本發明之又一態樣之氧化物燒結體之製造方法係上述態樣之氧化物燒結體之製造方法，且包括藉由對包含In、W及Zn之成形體進行燒結而形成氧化物燒結體之步驟，形成氧化物燒結體之步驟包括於低於 該步驟中之最高溫度之第1溫度下且於具有超過大氣中之氧濃度之氧濃度之環境中將上述成形體放置2小時以上，上述第1溫度為300℃以上且未達600℃。
10、20、30:半導體元件(TFT)
11:基板
12:閘極電極
13:閘極絕緣膜
14:氧化物半導體膜
14c:通道部
14d:汲極電極形成用部
14s:源極電極形成用部
15:源極電極
16:汲極電極
17:蝕刻終止層
17a:接觸孔
18:鈍化膜
CL:通道長度
CW:通道寬度
圖1A係表示本發明之一態樣之半導體元件之一例的概略俯視圖。
圖1B係圖1A所示之IB-IB線上之概略剖視圖。
圖2係表示本發明之一態樣之半導體元件之另一例的概略剖視圖。
圖3係表示本發明之一態樣之半導體元件之又一例的概略剖視圖。
圖4A係表示圖1A及圖1B所示之半導體元件之製造方法之一例的概略剖視圖。
圖4B係表示圖1A及圖1B所示之半導體元件之製造方法之一例的概略剖視圖。
圖4C係表示圖1A及圖1B所示之半導體元件之製造方法之一例的概略剖視圖。
圖4D係表示圖1A及圖1B所示之半導體元件之製造方法之一例的概略剖視圖。
圖5A係表示圖2所示之半導體元件之製造方法之一例的概略剖視圖。
圖5B係表示圖2所示之半導體元件之製造方法之一例的概略剖視圖。
圖5C係表示圖2所示之半導體元件之製造方法之一例的概略剖視圖。
圖5D係表示圖2所示之半導體元件之製造方法之一例的概略剖視圖。
<發明所欲解決之問題>
包含專利文獻1所記載之IGZO系氧化物半導體膜作為通道層之TFT之問題在於場效遷移率較低為10cm2/Vs左右。
又，於專利文獻2中，提出一種包含使用包含In及W之氧化物燒結體而形成之氧化物半導體膜作為通道層之TFT，但並未對TFT之光照射下之可靠性進行研究。
使用專利文獻3所記載之氧化物燒結體而形成之薄膜為透明導電膜，例如與如TFT之通道層所使用之薄膜般之半導體膜相比，電阻較低。
於使用氧化物燒結體作為濺鍍靶之濺鍍法中，期待減少濺鍍時之異常放電。
本發明之目的在於提供一種氧化物燒結體，其係包含In、W及Zn者，且可減少濺鍍時之異常放電，並且可使包含使用包含該氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異。
另一目的在於提供一種製造方法，其係上述氧化物燒結體之製造方法，且即便於相對較低之燒結溫度下亦可製造該氧化物燒結體。
又一目的在於提供一種包含上述氧化物燒結體之濺鍍靶、及包含使用該濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之製造方法。
又一目的在於提供一種氧化物半導體膜，其於用作半導體元件之通道層時，可使該半導體元件之特性優異。
<發明之效果>
根據上述，可提供一種氧化物燒結體，其係包含In、W及Zn者，且可減少濺鍍時之異常放電，並且可使包含使用包含該氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異。
根據上述，可提供一種即便於相對較低之燒結溫度下亦可製造上述氧化物燒結體之氧化物燒結體之製造方法。
根據上述，可提供一種包含上述氧化物燒結體之濺鍍靶、及包含使用該濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之製造方法。
根據上述，可提供一種於用作半導體元件之通道層時可使該半導體元件之特性優異之氧化物半導體膜、及包含該氧化物半導體膜且具有優異之特性之半導體元件。
<本發明之實施方式之說明>
首先，列舉本發明之實施形態進行說明。
[1]本發明之一態樣之氧化物燒結體係包含In、W及Zn者，且包含In2O3結晶相及In2(ZnO)mO3結晶相(m表示自然數)，配位於銦原子之氧之平均配位數為3以上且未達5.5。
根據上述氧化物燒結體，可減少濺鍍時之異常放電，並且可使包含使用包含該氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異。本實施形態之氧化物燒結體可適當用作用以形成半導體元件所具有之氧化物半導體膜(例如作為通道層發揮功能之氧化物半導體膜)之濺鍍靶。
[2]於本實施形態之氧化物燒結體中，In2O3結晶相之含 有率較佳為10質量%以上且未達98質量%。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔(pore)之含有率之方面有利。
[3]於本實施形態之氧化物燒結體中，In2(ZnO)mO3結晶相之含有率較佳為1質量%以上且未達90質量%。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
[4]本實施形態之氧化物燒結體可進而包含ZnWO4結晶相。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
[5]於本實施形態之氧化物燒結體進而包含ZnWO4結晶相之情形時，ZnWO4結晶相之含有率較佳為0.1質量%以上且未達10質量%。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
[6]於本實施形態之氧化物燒結體中，較佳為氧化物燒結體中之W相對於In、W及Zn之合計之含有率大於0.01原子%且小於20原子%。。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
〔7〕於本實施形態之氧化物燒結體中，較佳為氧化物燒結體中之Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率大於1.2原子%且小於60原子%。該點於降低濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
[8]於本實施形態之氧化物燒結體中，較佳為氧化物燒結體中之Zn之含有率相對於W之含有率之比以原子數比計為大於1且小於20000。該點於降低氧化物燒結體中之空孔之含有率及/或減少濺鍍時之異 常放電之方面有利。
[9]本實施形態之氧化物燒結體可進而包含鋯(Zr)。於該情形時，較佳為氧化物燒結體中之Zr相對於In、W、Zn及Zr之合計之含有率以原子數比計為0.1ppm以上且200ppm以下。該點於使包含使用包含本實施形態之氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異之方面有利。
[10]本發明之另一實施形態之濺鍍靶包含上述實施形態之氧化物燒結體。根據本實施形態之濺鍍靶，由於包含上述實施形態之氧化物燒結體，故而可減少濺鍍時之異常放電。又，根據本實施形態之濺鍍靶，可使包含使用其而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異。
[11]本發明之又一實施形態之半導體元件之製造方法係包含氧化物半導體膜之半導體元件之製造方法，且包括：準備上述實施形態之濺鍍靶之步驟；及使用該濺鍍靶並藉由濺鍍法形成上述氧化物半導體膜之步驟。根據本實施形態之製造方法，由於使用上述實施形態之濺鍍靶並藉由濺鍍法形成氧化物半導體膜，故而可減少濺鍍時之異常放電，並且可使所獲得之半導體元件之特性優異。
所謂半導體元件，並無特別限制，包含上述氧化物半導體膜作為通道層之TFT(薄膜電晶體)為適當之例。
[12]本發明之又一實施形態之氧化物半導體膜係包含In、W及Zn者，且為非晶質，配位於銦原子之氧之平均配位數為2以上且未達4.5。
根據上述氧化物半導體膜，可使包含其作為通道層之半導體元件之特性優異。
[13]於本實施形態之氧化物半導體膜中，較佳為氧化物半導體膜中之W相對於In、W及Zn之合計之含有率大於0.01原子%且小於20原子%。該點於使包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件之特性優異之方面有利。
[14]於本實施形態之氧化物半導體膜中，氧化物半導體膜中之Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率大於1.2原子%且小於60原子%。該點於使包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件之特性優異之方面有利。
[15]於本實施形態之氧化物半導體膜中，較佳為氧化物半導體膜中之Zn之含有率相對於W之含有率之比以原子數比計為大於1且小於20000。該點於使包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件之特性優異之方面有利。
[16]本實施形態之氧化物半導體膜可進而包含Zr。於該情形時，較佳為氧化物半導體膜中之Zr相對於In、W、Zn及Zr之合計之含有率以質量比計為0.1ppm以上且2000ppm以下。該點於使包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件之特性優異之方面有利。
[17]本發明之又一實施形態之氧化物燒結體之製造方法係上述實施形態之氧化物燒結體之製造方法，且包括藉由對包含In、W及Zn之成形體進行燒結而形成氧化物燒結體之步驟，形成氧化物燒結體之步驟包括於低於該步驟中之最高溫度之第1溫度下且於具有超過大氣中之氧濃度之氧濃度之環境中將上述成形體放置2小時以上，上述第1溫度為300℃以上且未達600℃。
根據上述製造方法，能夠有效率地製造上述實施形態之氧化物燒結 體。
<本發明之實施形態之詳細內容> [實施形態1：氧化物燒結體]
本實施形態之氧化物燒結體包含In、W及Zn作為金屬元素，且包含In2O3結晶相及In2(ZnO)mO3結晶相(m表示自然數)，配位於銦原子之氧之平均配位數為3以上且未達5.5。
根據上述氧化物燒結體，可減少濺鍍時之異常放電，並且可使包含使用包含該氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異。
作為可設為優異之半導體元件之特性，可列舉光照射下之半導體元件之可靠性、TFT等半導體元件之場效遷移率。
(1)In2O3結晶相
於本說明書中，所謂「In2O3結晶相」，係指主要包含In與氧(O)之銦氧化物之結晶。更具體而言，所謂In2O3結晶相，係方鐵錳礦結晶相，意指JCPDS Card之6-0416所規定之晶體結構，亦稱為稀土類氧化物C型相(或C-稀土結構相)。只要表示該晶系，則亦可氧空缺、或In元素、及/或W元素、及/或Zn元素固溶或空缺、或其他金屬元素固溶而導致晶格常數變化。
於氧化物燒結體中，In2O3結晶相之含有率較佳為10質量%以上且未達98質量%。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
所謂In2O3結晶相之含有率，係將於下述X射線繞射測定中所檢測出之所有結晶相之合計含有率設為100質量%時之In2O3結晶相之含有率(質量%)。其他結晶相亦相同。
In2O3結晶相之含有率為10質量%以上於減少濺鍍時之異常放電之方面有利，未達98質量%於降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
就減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之觀點而言，In2O3結晶相之含有率更佳為25質量%以上，進而較佳為40質量%以上，進而更佳為50質量%以上，亦可為70質量%以上或75質量%以上。就減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之觀點而言，In2O3結晶相之含有率更佳為95質量%以下，進而較佳為90質量%以下，進而更佳為未達90質量%，尤佳為未達80質量%。
In2O3結晶相可藉由X射線繞射而鑑定。同樣地，In2(ZnO)mO3結晶相、ZnWO4結晶相等其他結晶相亦可藉由X射線繞射而鑑定。即，於本實施形態之氧化物燒結體中，藉由X射線繞射至少確認In2O3結晶相及In2(ZnO)mO3結晶相之存在。亦可藉由X射線繞射測定測定In2(ZnO)mO3結晶相之晶格常數或In2O3結晶相之面間隔。
X射線繞射係於以下之條件或與其同等之條件下測定。
(X射線繞射之測定條件)
θ-2θ法
X射線源：Cu Kα線
X射線管電壓：45kV
X射線管電流：40mA
步長：0.02deg.
步進時間：1秒/步
測定範圍2θ：10deg.~80deg.
In2O3結晶相之含有率可藉由使用X射線繞射之RIR(Reference Intensity Ratio：參照強度比)法而算出。同樣地，In2(ZnO)mO3結晶相、ZnWO4結晶相等其他結晶相之含有率亦可藉由使用X射線繞射之RIR法而算出。
所謂RIR法，一般而言，係根據各含有結晶相之最強線之積分強度比與ICDD Card所記載之RIR值對含有率進行定量之方法，於如本實施形態之氧化物燒結體般最強線之波峰分離困難之複合氧化物中，選擇針對各化合物而被明確分離之X射線繞射波峰，並根據其積分強度比與RIR值(或者藉由與其同等之方法)算出各結晶相之含有率。於求出各結晶相之含有率時所實施之X射線繞射之測定條件係與上述測定條件相同或與其同等之條件。
(2)In2(ZnO)mO3結晶相
於本說明書中，所謂「In2(ZnO)mO3結晶相」，係包含主要包含In、Zn及O之複合氧化物之結晶且具有被稱為同型結構之積層結構之結晶相之總稱。作為In2(ZnO)mO3結晶相之一例，例如可列舉Zn4In2O7結晶相。Zn4In2O7結晶相係具有空間群P63/mmc(194)所表示之晶體結構且具有JCPDS Card之00-020-1438所規定之晶體結構之In與Zn之複合氧化物結晶相。只要表示In2(ZnO)mO3結晶相，則亦可氧空缺、或In元素、及/或W元 素、及/或Zn元素固溶或空缺、或其他金屬元素固溶而導致晶格常數變化。
m表示自然數(正之整數)，通常為1以上且10以下之自然數，較佳為2以上且6以下之自然數，進而較佳為3以上且5以下之自然數。
根據除In2O3結晶相以外亦包含In2(ZnO)mO3結晶相之本實施形態之氧化物燒結體，可減少濺鍍時之異常放電。認為其原因在於，與In2O3結晶相相比，In2(ZnO)mO3結晶相之電阻較低。
於氧化物燒結體中，In2(ZnO)mO3結晶相之含有率較佳為1質量%以上且未達90質量%。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
In2(ZnO)mO3結晶相之含有率為1質量%以上於減少濺鍍時之異常放電之方面有利，未達90質量%於降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
就減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之觀點而言，In2(ZnO)mO3之結晶相之含有率更佳為5質量%以上，進而較佳為9質量%以上，進而更佳為21質量%以上，又，更佳為80質量%以下，進而較佳為70質量%以下，亦可未達50質量%、30質量%以下或20質量%以下。
In2(ZnO)mO3結晶相於燒結步驟中成長為紡錘形，其結果為於氧化物燒結體中，亦以紡錘形之粒子形式存在。紡錘形之粒子之集合體相較於圓形粒子之集合體，更容易於氧化物燒結體中產生大量空孔。因此，In2(ZnO)mO3結晶相之含有率較佳為未達90質量%。另一方面，若In2(ZnO)mO3結晶相之含有率變得過小，則氧化物燒結體之電阻增高而濺 鍍時之弧光放電次數增加。因此，In2(ZnO)mO3結晶相之含有率較佳為1質量%以上。
如下所述，於降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面，氧化物燒結體較佳為進而包含ZnWO4結晶相。藉由進而包含ZnWO4結晶相，可藉由由ZnWO4結晶相構成之粒子將成長為紡錘形之In2(ZnO)mO3結晶相之間填埋，由此可減少空孔之含有率。
就減少濺鍍時之異常放電之觀點而言，氧化物燒結體較佳為In2O3結晶相及Zn4In2O7結晶相之合計含有率為80質量%以上，更佳為85質量%以上。
(3)ZnWO4結晶相
氧化物燒結體可進而包含ZnWO4結晶相。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
於本說明書中，所謂「ZnWO4結晶相」，係主要包含Zn、W及O之複合氧化物之結晶。更具體而言，所謂ZnWO4結晶相，係具有空間群P12/c1(13)所表示之晶體結構且具有JCPDS Card之01-088-0251所規定之晶體結構之鎢酸鋅化合物結晶相。只要表示該晶系，則亦可為氧空缺、或In元素、及/或W元素、及/或Zn元素固溶或空缺、其他金屬元素固溶而導致晶格常數變化。
於氧化物燒結體中，ZnWO4結晶相之含有率較佳為0.1質量%以上且未達10質量%。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。就降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之觀點而言，ZnWO4結晶相之含有率更佳為0.5質量%以上，進而 較佳為0.9質量%以上，又，就減少濺鍍時之異常放電之觀點而言，更佳為5.0質量%以下，進而較佳為2.0質量%以下。
ZnWO4結晶相之含有率可藉由上述使用X射線繞射之RIR法而算出。
發現ZnWO4結晶相與In2O3結晶相及In2(ZnO)mO3結晶相相比，電阻率較高。因此，若氧化物燒結體中之ZnWO4結晶相之含有率過高，則有於濺鍍時於ZnWO4結晶相部分產生異常放電之虞。另一方面，於ZnWO4結晶相之含有率小於0.1質量%之情形時，無法利用由ZnWO4結晶相構成之粒子充分地填埋由In2O3結晶相構成之粒子與由In2(ZnO)mO3結晶相構成之粒子之間隙，故而藉由含有ZnWO4結晶相而帶來之空孔之含有率之降低效果可能會降低。
(4)配位於銦原子之氧之平均配位數
本實施形態之氧化物燒結體配位於銦原子之氧之平均配位數為3以上且未達5.5。藉此，可減少濺鍍時之異常放電，並且可使包含使用包含該氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異。作為可設為優異之半導體元件之特性，可列舉光照射下之半導體元件之可靠性、TFT等半導體元件之場效遷移率。
所謂配位於銦原子之氧之平均配位數，意指最靠近In原子而存在之氧原子之數量。
再者，若為例如In2O3結晶相、In2(ZnO)mO3結晶相，則配位於銦原子之氧之平均配位數於化學計量上成為6配位。
若配位於銦原子之氧之平均配位數為5.5以上，則In與氧之化合物(例如In2O3結晶相、In2(ZnO)mO3結晶相)之導電性降低，結 果，若使用包含氧化物燒結體之濺鍍靶進行濺鍍，則於施加直流電壓之情形時異常放電會增加。該就觀點而言，氧化物燒結體中所存在之配位於銦原子之氧之平均配位數較佳為未達5，更佳為未達4.9。
若氧化物燒結體中所存在之配位於銦原子之氧之平均配位數少於3，則於包含使用包含氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件中，光照射下之可靠性降低。該就觀點而言，氧化物燒結體中所存在之配位於銦原子之氧之平均配位數較佳為大於3.5，更佳為大於3.8。
於將In2O3作為主成分之氧化物半導體膜中，可謂不論該膜為非晶質抑或是結晶質，氧空位、氧固溶對氧化物半導體膜之電特性所造成之影響均較大。例如可謂氧空位成為產生電子之供給位點。
藉由將作為氧化物半導體膜之原料之氧化物燒結體之配位於銦原子之氧之平均配位數設為特定之範圍，而使使用包含氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之特性變化，結果使包含氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異。
於藉由於氬氣等惰性氣體與氧氣之混合氣體中對包含氧化物燒結體之濺鍍靶進行濺鍍而獲得氧化物半導體膜時，通常不認為作為原料之氧化物燒結體中之配位於銦原子之氧之平均配位數會對藉由對其進行濺鍍而獲得之氧化物半導體膜之配位於銦原子之氧之平均配位數造成影響。然而，明確實際會造成影響。
例如，認為關於與金屬元素(In、W、Zn等)之鍵結狀態，來自濺鍍時所導入之氧氣之氧原子與氧化物燒結體中預先包含之氧原子不同，將氧氣作為起源而導入至氧化物半導體膜中之氧原子與金屬元素 之鍵結較弱，而利用滲入型固溶而存在之氧原子之比率增高。另一方面，認為氧化物燒結體中所存在之氧原子由於與金屬元素牢固地鍵結，故而於氧化物半導體膜中，亦容易與金屬元素形成牢固之鍵。
氧化物半導體膜中所存在之經滲入型固溶之氧原子有容易使半導體元件(TFT等)之光照射下之可靠性降低之傾向。因此，為了使所獲得之包含氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異，較佳為藉由使氧化物燒結體中之配位於銦原子之氧之平均配位數增多，藉此使氧化物半導體膜中之大部分氧原子與金屬元素(In、W、Zn等)鍵結而減少滲入型固溶狀態之氧原子。
將氧氣作為起源而導入至氧化物半導體膜中之氧原子亦有時會於氧化物半導體膜中與金屬元素鍵結，但亦並列成為滲入型固溶氧之比率較高。為了將氧化物半導體膜用作半導體元件之通道層，雖存在最合適之氧缺陷量，但若以實現該氧缺陷量之方式導入氧氣，則經滲入型固溶之氧原子量會變得過多，結果，包含所獲得之氧化物半導體膜之半導體元件之光照射下之可靠性容易降低。
配位於銦原子之氧之平均配位數係藉由X射線吸收精細結構(XAFS：X-ray Absorption Fine Structure)測定而鑑定。XAFS使入射至測定試樣之X射線之(能量)波長連續地變化，並測定測定試樣之X射線吸收率之變化。測定需要高能量之放射光X射線，因此利用SPring-8 BL16B2來實施。
具體之XAFS之測定條件如下所述。
(XAFS之測定條件)
裝置：SPring-8 BL16B2
放射光X射線：於In-K端(27.94keV)附近使用Si 111結晶進行單色化，利用以Rh塗佈之反射鏡將諧波去除
測定法：透過法
測定試樣之製備：利用六方晶系氮化硼174mg將氧化物燒結體之粉末28mg進行稀釋，並使之成形為片劑形狀
入射及透過X射線檢測器：離子腔室
分析方法：自所獲得之XAFS光譜中僅提取EXAFS(Extended X-ray Absorption Fine Structure，延伸X射線吸收精細結構)區域並進行分析。
軟體使用Rigaku製造之REX2000。使用Cook & Sayers之演算法提取EXAFS振動，利用波數之三次方進行加權。對其進行傅立葉變換至k=16Å-1為止而獲得徑向結構函數。
配位於銦原子之氧之平均配位數係藉由針對徑向結構函數之0.08nm至0.22nm之範圍，將第一波峰假定為一種In-O鍵進行擬合而求出。背向散射因子與相移使用Mckale之值。
(5)元素之含有率
較佳為氧化物燒結體中之W相對於In、W及Zn之合計之含有率(以下，亦稱為「W含有率」)大於0.01原子%且小於20原子%。又，氧化物燒結體中之Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率(以下，亦稱為「Zn含有率」)大於1.2原子%且小於60原子%。該點於減少濺鍍時之異常放電並且降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。
就降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之觀點而言，W含有率更佳為0.02原子%以上，進而較佳為0.03原子%以上，進而更佳為 0.05原子%以上，進而較佳為0.1原子%以上，又，就減少濺鍍時之異常放電之觀點而言，更佳為10原子%以下，進而較佳為5原子%以下，進而更佳為小於1.2原子%，尤佳為0.5原子%以下。
使W含有率大於0.01原子%於降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面較佳。如上所述，由ZnWO4結晶相構成之粒子係以將由In2O3結晶相構成之粒子與由In2(ZnO)mO3結晶相構成之粒子之間隙填埋之方式存在，藉此可減少氧化物燒結體中之空孔。
因此，由ZnWO4結晶相構成之粒子於燒結時高分散地產生於獲得空孔較少之氧化物燒結體之方面較佳。並且，於燒結步驟中，可藉由使Zn元素與W元素有效率地接觸而促進反應，從而形成由ZnWO4結晶相構成之粒子。因此，可藉由使氧化物燒結體中所包含之W含有率大於0.01原子%，而使Zn元素與W元素有效率地接觸。
又，若W含有率為0.01原子%以下，則於包含使用氧化物燒結體作為濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件中，存在無法確認開關驅動之情況。認為其原因在於氧化物半導體膜之電阻過低。
若W含有率為20原子%以上，則有氧化物燒結體中由ZnWO4結晶相構成之粒子之含有率會變得相對過大，而無法抑制將由ZnWO4結晶相構成之粒子作為起點之異常放電，從而不易減少濺鍍時之異常放電之傾向。
就降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之觀點而言，Zn含有率更佳為2.0原子%以上，進而較佳為大於5.0原子%，進而更佳為10.0原子%以上，尤佳為大於10.0原子%，尤佳為大於20.0原子%，最佳為大於25.0原子%。就降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之觀點而言，Zn含有率更佳為小於55原子%，進而較佳為小於50原子%，進而更佳為小 於45原子%，尤佳為40原子%以下。
使Zn含有率大於1.2原子%且小於60原子%於降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面較佳。於Zn含有率為1.2原子%以下之情形時，有不易降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之傾向。於Zn含有率為60原子%以上之情形時，有氧化物燒結體中之In2(ZnO)mO3結晶相之含有率變得相對過大，而不易降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之傾向。
Zn含有率於包含使用氧化物燒結體作為濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件中，可能會對即便於較高之溫度下進行退火亦將場效遷移率維持為較高之方面造成影響。該就觀點而言，Zn含有率更佳為2.0原子%以上，進而較佳為大於5.0原子%，進而更佳為10.0原子%以上，尤佳為大於10.0原子%，尤佳為大於20.0原子%，最佳為大於25.0原子%。
氧化物燒結體中之In、Zn及W之含有率可藉由ICP(Inductively Coupled Plasma，感應耦合電漿)發光分析法進行測定。所謂In含有率，意指In含量/(In之含量+Zn之含量+W之含量)，所謂Zn含有率，意指Zn含量/(In之含量+Zn之含量+W之含量)，所謂W含有率，意指W含量/(In之含量+Zn之含量+W之含量)，分別以百分率表示該等。作為含量係使用原子數進行表示。
氧化物燒結體中之Zn含有率相對於W含有率之比(以下，亦稱為「Zn/W比」)以原子數比計較佳為大於1且小於20000。該點於降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面及/或減少濺鍍時之異常放電之方面有利。
就降低空孔之含有率之觀點而言，Zn/W比更佳為大於10，進而較佳為大於15，又，更佳為小於2000，進而較佳為500以下，進而更佳為小於410，尤佳為小於300，尤佳為小於200。
如上所述，ZnWO4結晶相如於燒結步驟中促進燒結之助劑般以將由In2O3結晶相構成之粒子與由In2(ZnO)mO3結晶相構成之粒子之間隙填埋之方式存在，以提高燒結密度，藉此可降低空孔之含有率。因此，ZnWO4結晶相於燒結時高分散地產生於獲得空孔較少之氧化物燒結體之方面較佳。並且，於燒結步驟中，可藉由使Zn元素與W元素有效率地接觸而促進反應，從而有效率地形成ZnWO4結晶相。
為了於燒結步驟時產生高分散之ZnWO4結晶相，較佳為使Zn元素相對於W元素而言相對較多地存在。因此，就該方面而言，Zn/W比較佳為大於1。於Zn/W比為1以下之情形時，有ZnWO4結晶相無法於燒結步驟時高分散地產生，而難以藉由使ZnWO4結晶相存在而降低空孔之含有率之傾向。又，於Zn/W比為1以下之情形時，於燒結步驟時Zn優先與W反應，而成為ZnWO4結晶相，故而用以形成In2(ZnO)mO3結晶相之Zn量欠缺，結果，於氧化物燒結體中不易產生In2(ZnO)mO3結晶相，其結果為有氧化物燒結體之電阻增高而濺鍍時之弧光放電次數增加之虞。
於Zn/W比為20000以上之情形時，有氧化物燒結體中之In2(ZnO)mO3結晶相之含有率變得相對過大而不易降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之傾向。
氧化物燒結體可進而包含鋯(Zr)。於該情形時，氧化物燒結體中之Zr相對於In、W、Zn及Zr之合計之含有率(以下，亦稱為「Zr含有率」)以原子數比計較佳為0.1ppm以上且200ppm以下。該點於使包 含使用包含本實施形態之氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異之方面有利。
氧化物燒結體以上述含有率包含Zr於例如於上述半導體元件中，即便以較高之溫度對其進行退火亦將場效遷移率維持為較高之方面，又，確保光照射下之較高之可靠性之方面有利。
就將以較高之溫度進行退火時之場效遷移率維持為較高之觀點而言，Zr含有率更佳為0.5ppm以上，進而較佳為2ppm以上。就獲得更高之場效遷移率、及光照射下之更高之可靠性之觀點而言，Zr含有率更佳為小於100ppm，進而較佳為小於50ppm。
氧化物燒結體中之Zr含有率可藉由ICP發光分析法進行測定。所謂Zr含有率，意指Zr含量/(In之含量+Zn之含量+W之含量+Zr之含量)，以百萬分率表示Zr含有率。作為含量係使用原子數進行表示。
[實施形態2：氧化物燒結體之製造方法]
就高效率地製造實施形態1之氧化物燒結體之觀點而言，氧化物燒結體之製造方法較佳為包含藉由對包括In、W及Zn之成形體進行燒結而形成氧化物燒結體之步驟(燒結步驟)，形成該氧化物燒結體之步驟包括於低於該步驟中之最高溫度之第1溫度下且於具有超過大氣中之氧濃度之氧濃度之環境中將該成形體放置2小時以上，該第1溫度為300℃以上且未達600℃。
將該成形體放置2小時以上時之環境壓力較佳為大氣壓。
將該成形體放置2小時以上時之環境之相對濕度(25℃下之相對濕 度，以下相同)較佳為40%RH以上。
將該成形體放置2小時以上時之環境更佳為環境壓力為大氣壓，於具有超過大氣中之氧濃度之氧濃度之環境中，且相對濕度為40%RH以上。
於將該成形體放置2小時以上時之環境之氧濃度為大氣中之氧濃度以下之情形時，於所獲得之氧化物燒結體中，存在配位於銦原子之氧之平均配位數未達3之情況。又，於將該成形體放置2小時以上時之環境之相對濕度未達40%RH之情形時，有即便氧濃度高於大氣中之氧濃度，配位於銦原子之氧之平均配位數亦容易變得未達3之傾向。於第1溫度為300℃以上且未達600℃之範圍外之情形時，亦存在配位於銦原子之氧之平均配位數變得未達3之情況。於將該成形體放置2小時以上時之環境壓力高於大氣壓之情形時，即便氧濃度高於大氣中之氧濃度且環境之相對濕度為40%RH以上，亦存在配位於銦原子之氧之平均配位數成為5.5以上之情況。
第1溫度未必限定於某一特定一點之溫度，亦可為具有某一程度範圍之溫度範圍。具體而言，於將自300℃以上且未達600℃之範圍內選擇之某一特定溫度設為T(℃)時，第1溫度只要包含於300℃以上且未達600℃之範圍內，例如亦可為T±50℃，較佳為T±20℃，更佳為T±10℃，進而較佳為T±5℃。
氧化物燒結體之製造方法較佳為包括：形成包含複合氧化物之結晶相之煅燒粉末之步驟，該複合氧化物包含選自由In、W及Zn所組成之群中之2種元素；使用上述煅燒粉末形成包含In、W及Zn之成形體之步驟；及藉由對上述成形體進行燒結而形成氧化物燒結體之步驟(燒結步驟)。
煅燒粉末中所包含之複合氧化物之結晶相較佳為選自由In2(ZnO)mO3結晶相(m如上所述)、In6WO12結晶相及ZnWO4結晶相所組成之群中之至少1種結晶相。
In2(ZnO)mO3結晶相及ZnWO4結晶相之說明如上所述。In2(ZnO)mO3結晶相及ZnWO4結晶相可藉由X射線繞射測定進行鑑定。X射線繞射測定之條件如上所述。
In6WO12結晶相係具有三方晶系之晶體結構，且具有JCPDS Card之01-074-1410所規定之晶體結構之鎢酸銦化合物結晶相。只要表示該結晶系，則亦可氧空缺、或金屬固溶而導致晶格常數變化。再者，日本專利特開2004-091265號公報中所揭示之鎢酸銦化合物結晶相係InW3O9結晶相，具有六方晶系之晶體結構，且具有JCPDS Card之33-627所規定之晶體結構，故而晶體結構與In6WO12結晶相不同。
In6WO12結晶相可藉由X射線繞射測定進行鑑定。X射線繞射測定之條件如上所述。
再者，構成煅燒粉末之複合氧化物亦可氧空缺或置換金屬。
根據經過形成包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末，並使用該煅燒粉末形成成形體之步驟之方法，於藉由對該成形體進行燒結而形成氧化物燒結體之步驟(燒結步驟)中，可藉由使Zn元素與W元素有效率地接觸而促進反應，從而有效率地形成ZnWO4結晶相。如上所述，認為ZnWO4結晶相發揮如促進燒結之助劑般之作用。因此，若於燒結時高分散地產生ZnWO4結晶相，則可獲得空孔較少之氧化物燒結體。即，藉由與形成ZnWO4結晶相同時地進行燒結，可獲得空孔較少之氧化物燒結體。
又，根據經過形成包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末，並使用該煅燒粉末形成成形體之步驟之方法，即便經過燒結步驟，In2(ZnO)mO3結晶相亦容易殘留於氧化物燒結體中，而可獲得高分散有In2(ZnO)mO3結晶相之氧化物燒結體。高分散於氧化物燒結體中之In2(ZnO)mO3結晶相於減少濺鍍時之異常放電之方面有利。
根據經過形成包含In6WO12結晶相之煅燒粉末，並使用該煅燒粉末形成成形體之步驟之方法，於燒結步驟中，可藉由使Zn元素與W元素有效率地接觸而促進反應，從而有效率地形成ZnWO4結晶相。如上所述，認為ZnWO4結晶相發揮如促進燒結之助劑般之作用。因此，若於燒結時高分散地產生ZnWO4結晶相，則可獲得空孔較少之氧化物燒結體。即，藉由與形成ZnWO4結晶相同時地進行燒結，可獲得空孔較少之氧化物燒結體。
根據經過形成包含In6WO12結晶相之煅燒粉末，並使用該煅燒粉末形成成形體之步驟之方法，經過燒結步驟而獲得之氧化物燒結體中未殘留In6WO12結晶相之情形較多。
根據經過形成包含ZnWO4結晶相之煅燒粉末，並使用該煅燒粉末形成成形體之步驟之方法，就於燒結步驟中，包含ZnWO4結晶相之粉末於低溫下作用，可於低溫下獲得高密度之燒結體之觀點而言較佳。
經過形成包含選自由In2(ZnO)mO3結晶相(m之意義如上所述)、In6WO12結晶相及ZnWO4結晶相所組成之群中之至少1種結晶相之煅燒粉末，並使用該煅燒粉末形成成形體之步驟而製造氧化物燒結體之方法於可減少濺鍍時之異常放電而獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體之 方面、及/或於包含使用氧化物燒結體作為濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件中提高光照射下之可靠性之方面亦較佳。又，製造上述氧化物燒結體之方法於即便於相對較低之燒結溫度下亦可減少濺鍍時之異常放電、從而獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體之方面亦較佳。
本實施形態之氧化物燒結體之製造方法並無特別限制，就高效率地形成實施形態1之氧化物燒結體之觀點而言，例如包括以下之步驟。
(1)準備原料粉末之步驟
作為氧化物燒結體之原料粉末，準備銦氧化物粉末(例如In2O3粉末)、鎢氧化物粉末(例如WO3粉末、WO2.72粉末、WO2粉末)、鋅氧化物粉末(例如ZnO粉末)等構成氧化物燒結體之金屬元素之氧化物粉末(原料粉末)。於使氧化物燒結體中含有鋯之情形時，準備鋯氧化物粉末(例如ZrO2粉末)作為原料。
就防止金屬元素及Si意外混入氧化物燒結體中，而獲得包含使用氧化物燒結體作為濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之穩定之物性之觀點而言，原料粉末之純度較佳為99.9質量%以上之高純度。
就減少濺鍍時之異常放電而可獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體，並且於包含使用氧化物燒結體作為濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件中，即便以較高之溫度進行退火，亦將場效遷移率維持為較高之觀點而言，較佳為使用如WO2.72粉末、WO2粉末般之具有與WO3粉末相比氧空缺之化學組成之粉末作為鎢氧化物粉末。就該觀點而 言，更佳為使用WO2.72粉末作為鎢氧化物粉末之至少一部分。
鎢氧化物粉末之中值粒徑d50較佳為0.1μm以上且4μm以下，更佳為0.2μm以上且2μm以下，進而較佳為0.3μm以上且1.5μm以下。藉此，容易獲得具有良好之表觀密度及機械強度且空孔之含有率降低之氧化物燒結體。中值粒徑d50係藉由BET比表面積測定而求出。
於鎢氧化物粉末之中值粒徑d50小於0.1μm之情形時，有難以進行粉末之操作而難以實現原料粉末之均勻之混合之傾向。於中值粒徑d50大於4μm之情形時，有難以降低所獲得之氧化物燒結體中之空孔之含有率之傾向。
(2)製備1次混合物之步驟 (2-1)製備銦氧化物粉末與鋅氧化物粉末之1次混合物之步驟
該步驟係於形成包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末之情形時實施之將上述原料粉末中之銦氧化物粉末與鋅氧化物粉末加以混合(或粉碎混合)之步驟。藉由對銦氧化物粉末與鋅氧化物粉末之1次混合物進行熱處理而可獲得包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末。
In2(ZnO)mO3結晶相之自然數m之值可根據銦氧化物粉末與鋅氧化物粉末之混合比率等進行控制。例如，為了獲得包含Zn4In2O7結晶相之煅燒粉末，將作為銦氧化物粉末之In2O3粉末與作為鋅氧化物粉末之ZnO粉末以以莫耳比計成為In2O3：ZnO=1：4之方式加以混合。
將銦氧化物粉末與鋅氧化物粉末加以混合之方法並無特別限制，可為乾式及濕式之任一方式，具體而言，使用球磨機、行星形球磨機、珠磨機等進行粉碎混合。使用濕式之粉碎混合方式而獲得之混合物 之乾燥可使用如自然乾燥或噴霧乾燥般之乾燥方法。
(2-2)製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物之步驟
該步驟係於形成包含In6WO12結晶相之煅燒粉末之情形時實施之將上述原料粉末中之銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末加以混合(或粉碎混合)之步驟。藉由對銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物進行熱處理而可獲得包含In6WO12結晶相之煅燒粉末。
為了獲得包含In6WO12結晶相之煅燒粉末，將作為銦氧化物粉末之In2O3粉末與鎢氧化物粉末(例如WO3粉末、WO2粉末、WO2.72粉末)以以莫耳比計成為In2O3：鎢氧化物粉末=3：1之方式加以混合。
使用包含選自由WO2結晶相、及WO2.72結晶相所組成之群中之至少1種結晶相之氧化物粉末作為鎢氧化物粉末之方法即便熱處理溫度較低，亦容易獲得包含In6WO12結晶相之煅燒粉末。
將銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末加以混合之方法並無特別限制，可為乾式及濕式之任一方式，具體而言，使用球磨機、行星形球磨機、珠磨機等進行粉碎混合。使用濕式之粉碎混合方式而獲得之混合物之乾燥可使用如自然乾燥或噴霧乾燥般之乾燥方法。
(2-3)製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物之步驟
該步驟係於形成包含ZnWO4結晶相之煅燒粉末之情形時實施之將上述原料粉末中之鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末加以混合(或粉碎混合)之步驟。藉由對鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物進行熱處理而可獲得包含ZnWO4結晶相之煅燒粉末。
為了獲得包含ZnWO4結晶相之煅燒粉末，將鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末(例如WO3粉末、WO2粉末、WO2.72粉末)以以莫耳比計成為ZnO：鎢氧化物粉末=1：1之方式加以混合。
使用包含選自由WO2結晶相、及WO2.72結晶相所組成之群中之至少1種結晶相之氧化物粉末作為鎢氧化物粉末之方法即便熱處理溫度較低，亦容易獲得包含ZnWO4結晶相之煅燒粉末。
於本步驟中，藉由將鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末以以莫耳比計成為ZnO：鎢氧化物粉末=2：3之方式加以混合，亦可獲得包含Zn2W3O8結晶相之煅燒粉末。但是，就可減少濺鍍時之異常放電而獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體之觀點、及/或於包含使用氧化物燒結體作為濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體元件中將光照射下之可靠性維持為較高之觀點而言，煅燒粉末較佳為包含ZnWO4結晶相。
將鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末加以混合之方法並無特別限制，可為乾式及濕式之任一方式，具體而言，使用球磨機、行星形球磨機、珠磨機等進行粉碎混合。使用濕式之粉碎混合方式而獲得之混合物之乾燥可使用如自然乾燥或噴霧乾燥般之乾燥方法。
(3)形成煅燒粉末之步驟 (3-1)形成包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末之步驟
該步驟係於上述(2-1)所記載之製備銦氧化物粉末與鋅氧化物粉末之1次混合物之步驟之後實施之步驟，係對所獲得之1次混合物進行熱處理(煅燒)而形成煅燒粉末之步驟。
1次混合物之煅燒溫度較佳為未達1300℃使得不存在煅 燒物之粒徑變得過大而導致氧化物燒結體中之空孔增加之情況。又，為了獲得包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末，煅燒溫度較佳為550℃以上。煅燒溫度更佳為1200℃以上。煅燒溫度只要為可形成In2(ZnO)mO3結晶相之溫度，則就儘可能減小煅燒粉之粒徑之方面而言，較佳為較低。
煅燒環境只要為包含氧氣之環境即可，較佳為大氣壓或者壓力高於大氣之空氣環境、或大氣壓或者包含25體積%以上之壓力高於大氣之氧氣之氧氣-氮氣混合環境。就生產性較高之方面而言，更佳為大氣壓或其附近下之空氣環境。
(3-2)形成包含In6WO12結晶相之煅燒粉末之步驟
該步驟係於上述(2-2)所記載之製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物之步驟之後實施之步驟，係對所獲得之1次混合物進行熱處理(煅燒)而形成煅燒粉末之步驟。
為了不使煅燒物之粒徑變得過大而導致氧化物燒結體中之空孔增加，又，為了防止鎢之昇華，1次混合物之煅燒溫度較佳為未達1200℃。又，為了形成包含In6WO12結晶相之煅燒粉末，煅燒溫度較佳為700℃以上，更佳為800℃以上，進而較佳為950℃以上。煅燒溫度只要為可形成In6WO12結晶相之溫度，則就儘可能縮小煅燒粉之粒徑之方面而言，較佳為較低。
煅燒環境只要為包含氧氣之環境即可，較佳為大氣壓或者壓力高於大氣之空氣環境、或大氣壓或者包含25體積%以上之壓力高於大氣之氧氣之氧氣-氮氣混合環境。就生產性較高之方面而言，更佳為大氣壓或其附近下之空氣環境。
(3-3)形成包含ZnWO4結晶相之煅燒粉末之步驟
該步驟係於上述(2-3)所記載之製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物之步驟之後實施之步驟，係對所獲得之1次混合物進行熱處理(煅燒)而形成煅燒粉末之步驟。
為了不使煅燒物之粒徑變得過大而導致氧化物燒結體中之空孔增加，又，為了防止鎢之昇華，1次混合物之煅燒溫度較佳為未達1200℃，更佳為未達1000℃，進而較佳為900℃以下。又，為了形成包含ZnWO4結晶相之煅燒粉末，煅燒溫度較佳為550℃以上。煅燒溫度只要為可形成ZnWO4結晶相之溫度，則就儘可能縮小煅燒粉之粒徑之方面而言，較佳為較低。
煅燒環境只要為包含氧氣之環境即可，較佳為大氣壓或者壓力高於大氣之空氣環境、或大氣壓或者包含25體積%以上之壓力高於大氣之氧氣之氧氣-氮氣混合環境。就生產性較高之方面而言，更佳為大氣壓或其附近下之空氣環境。
(4)製備包含煅燒粉末之原料粉末之2次混合物之步驟
該步驟係將包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末、包含In6WO12結晶相之煅燒粉末、或包含ZnWO4結晶相(或者Zn2W3O8結晶相)之煅燒粉末與選自由銦氧化物粉末(例如In2O3粉末)、鎢氧化物粉末(例如WO2.72粉末)、及鋅氧化物粉末(例如ZnO粉末)所組成之群中之至少1種氧化物粉末以與1次混合物之製備相同之方式加以混合(或粉碎混合)之步驟。
亦可使用2種以上之煅燒粉末。
上述3種氧化物粉末可全部使用，亦可僅使用1種或2種。例如，於使用包含Zn2W3O8結晶相之煅燒粉末、包含ZnWO4結晶相之煅燒粉末、包含In6WO12結晶相之煅燒粉末等之情形時，亦可不使用鎢氧化物粉末。於使用包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末之情形時，亦可不使用鋅氧化物粉末。
於使氧化物燒結體中含有鋯之情形時，亦同時混合(或粉碎混合)鋯氧化物粉末(例如ZrO2粉末)。
於製備2次混合物時，較佳為以最終獲得之氧化物燒結體之W含有率、Zn含有率、Zn/W比、Zr含有率等成為上述較佳之範圍內之方式調整原料粉末之混合比。
於該步驟中進行混合之方法並無特別限制，可為乾式及濕式之任一方式，具體而言，使用球磨機、行星形球磨機、珠磨機等進行粉碎混合。使用濕式之粉碎混合方式而獲得之混合物之乾燥可使用如自然乾燥或噴霧乾燥般之乾燥方法。
(5)藉由使2次混合物成形而形成成形體之步驟
繼而，使所獲得之2次混合物成形，而獲得包含In、W及Zn之成形體。使2次混合物成形之方法並無特別限制，就提高氧化物燒結體之表觀密度之觀點而言，較佳為一軸加壓法、CIP(冷均壓處理)法、流延法等。
(6)藉由對成形體進行燒結而形成氧化物燒結體之步驟(燒結步驟)
繼而，對所獲得之成形體進行燒結而形成氧化物燒結體。此時，於熱壓燒結法中，有於所獲得之氧化物燒結體中配位於銦原子之氧之平均配 位數難以成為3以上且未達5.5之傾向。
就可減少濺鍍時之異常放電而獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體之觀點而言，成形體之燒結溫度(以下，亦稱為「第2溫度」)較佳為800℃以上且未達1200℃。第2溫度更佳為900℃以上，進而較佳為1100℃以上，又，更佳為1195℃以下，進而較佳為1190℃以下。
第2溫度為800℃以上於降低氧化物燒結體中之空孔之含有率之方面有利。第2溫度未達1200℃於抑制氧化物燒結體之變形而維持對濺鍍靶之適合性之方面有利。
形成氧化物燒結體之步驟中之最高溫度屬於第2溫度之溫度範圍內。
就可減少濺鍍時之異常放電而獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體之觀點而言，燒結環境較佳為大氣壓或其附近下之含空氣之環境或者高於空氣中之氧濃度下。
就高效率地製造實施形態1之氧化物燒結體之觀點而言，如上所述，形成氧化物燒結體之步驟(燒結步驟)包括於低於該步驟中之最高溫度之第1溫度(300℃以上且未達600℃)下且於具有超過大氣中之氧濃度之氧濃度之環境中將該成形體放置2小時以上。
於第1溫度下將成形體放置2小時以上之操作較佳為於將成形體放置於800℃以上且未達1200℃之第2溫度下之後實施。於該情形時，於第1溫度下將成形體放置2小時以上之操作可為燒結步驟中之降溫過程。
於第1溫度下將成形體放置2小時以上之操作中之更具體之條件等如上所述。
已知W會阻礙銦氧化物之燒結，甚至會使氧化物燒結體中之空孔增大。然而，根據本實施形態之氧化物燒結體之製造方法，由於 係使用包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末、包含In6WO12結晶相之煅燒粉末、及/或包含ZnWO4結晶相(或者Zn2W3O8結晶相)之煅燒粉末，故而即便於相對較低之燒結溫度下，亦會降低氧化物燒結體中之空孔之含有率。
於包含In、W及Zn之氧化物燒結體中，為了可減少濺鍍時之異常放電而獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體，有效的是使熔點較低之包含Zn與W之複合氧化物(例如ZnWO4結晶相之複合氧化物)於燒結時存在。為此，較佳為於燒結時增加Zn元素與W元素之接觸點，而使包含Zn與W之複合氧化物於成形體中以高分散之狀態形成。又，就即便於較低之燒結溫度下亦可減少濺鍍時之異常放電而獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體之觀點而言，較佳為於燒結步驟中產生包含Zn與W之複合氧化物。
因此，於製造預先合成之包含Zn與In之複合氧化物(In2(ZnO)mO3結晶相之複合氧化物)或包含W與In之複合氧化物(In6WO12結晶相之複合氧化物)之粉末之步驟中所使用之方法使Zn元素與W元素以高分散之狀態存在，結果會使Zn與W之接觸點增加，於燒結步驟中，即便於較低之燒結溫度下，亦可產生包含Zn與W之複合氧化物。該點於可減少濺鍍時之異常放電而獲得空孔之含有率降低之氧化物燒結體之方面有利。
又，根據經過形成包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末，並使用該煅燒粉末形成成形體之步驟之方法，即便經過燒結步驟，In2(ZnO)mO3結晶相亦容易殘留於氧化物燒結體中，從而可獲得高分散有In2(ZnO)mO3結晶相之氧化物燒結體。或者，藉由於第1溫度下將成形體放置2小時以上，可產生高分散之In2(ZnO)mO3結晶相。高分散於氧化物燒結 體中之In2(ZnO)mO3結晶相於減少濺鍍時之異常放電之方面有利。
[實施形態3：濺鍍靶]
本實施形態之濺鍍靶包含實施形態1之氧化物燒結體。因此，根據本實施形態之濺鍍靶，可減少濺鍍時之異常放電。又，根據本實施形態之濺鍍靶，可使包含使用其而形成之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異，例如，可提供一種即便以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為較高之半導體元件。
所謂濺鍍靶，係成為濺鍍法之原料者。所謂濺鍍法，係指如下方法，即：於成膜室內使濺鍍靶與基板對向配置，對濺鍍靶施加電壓，利用稀有氣體離子對靶之表面進行濺鍍，藉此使構成靶之原子自靶釋放並沈積於基板上，藉此形成由構成靶之原子構成之膜。
於濺鍍法中，有時將施加至濺鍍靶之電壓設為直流電壓，於該情形時，期望濺鍍靶具有導電性。原因在於若濺鍍靶之電阻增高，則無法施加直流電壓而無法藉由濺鍍法實施成膜(氧化物半導體膜之形成)。於用作濺鍍靶之氧化物燒結體中，其一部分存在電阻較高之區域，於該區域較寬之情形時，有由於無法對電阻較高之區域施加直流電壓，故而會產生該區域未被濺鍍等問題之虞。或者，有於電阻較高之區域產生被稱為弧光放電之異常放電，而產生無法正常實施成膜等問題之虞。
又，氧化物燒結體中之空孔係孔洞，該孔洞中包含氮氣、氧氣、二氧化碳、水分等氣體。於將此種氧化物燒結體用作濺鍍靶之情形時，由於會自氧化物燒結體中之空孔中釋放上述氣體，故而會使濺鍍裝置之真空度變差，從而使所獲得之氧化物半導體膜之特性劣化。或者， 亦存在自空孔之端產生異常放電之情況。因此，空孔較少之氧化物燒結體適合用作濺鍍靶。
本實施形態之濺鍍靶為了製成適合用於利用濺鍍法形成具有優異特性之半導體元件之氧化物半導體膜者，較佳為包含實施形態1之氧化物燒結體，更佳為由實施形態1之氧化物燒結體構成。
[實施形態4：氧化物半導體膜]
本實施形態之氧化物半導體膜包含In、W及Zn作為金屬元素，為非晶質，且配位於銦原子之氧之平均配位數為2以上且未達4.5。
根據上述氧化物半導體膜，可使包含其作為通道層之半導體元件(例如TFT)之特性優異。
作為可設為優異之半導體元件之特性，可列舉光照射下之半導體元件之可靠性、TFT等半導體元件之場效遷移率。例如，根據上述氧化物半導體膜，即便將包含其作為通道層之半導體元件以較高之溫度進行退火，亦可將場效遷移率保持為較高，並且可提高半導體元件之光照射下之可靠性。
(1)配位於銦原子之氧之平均配位數
本實施形態之氧化物半導體膜之配位於銦原子之氧之平均配位數為2以上且未達4.5。
所謂配位於銦原子之氧之平均配位數，意指最靠近In原子而存在之氧原子之數量。
若氧化物半導體膜中之配位於銦原子之氧之平均配位數小於2，則於 包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件中，難以獲得光照射下之充分之可靠性。若氧化物半導體膜中之配位於銦原子之氧之平均配位數為4.5以上，則於包含該氧化物半導體膜作為通道層之薄膜電晶體中，難以獲得充分之場效遷移率。
就使光照射下之可靠性更高之觀點而言，氧化物半導體膜中之配位於銦原子之氧之平均配位數較佳為大於2.2，就即便以更高之溫度進行退火亦可將場效遷移率保持為較高之觀點而言，較佳為小於4.2，進而較佳為小於4.0。
若氧化物半導體膜中所包含之大部分氧原子與金屬(In、W、Zn等)鍵結，則半導體元件之光照射下之可靠性變得更高。於氧化物半導體膜中所包含之氧原子利用滲入型固溶而存在之情形時，半導體元件之光照射下之可靠性容易降低。
氧化物半導體膜中所包含之大部分氧原子與金屬(In、W、Zn等)鍵結意味著配位於銦原子之氧之平均配位數變得更大。因此，為了提高半導體元件之光照射下之可靠性，氧化物半導體膜中所包含之配位於銦原子之氧之平均配位數較佳為更大。
為了獲得氧化物半導體膜中之配位於銦原子之氧之平均配位數為2以上且未達4.5之氧化物半導體膜，較佳為使用實施形態1之氧化物燒結體作為成為原料之氧化物燒結體。
氧化物半導體膜可藉由於氬氣等惰性氣體與氧氣之混合氣體中對包含氧化物燒結體之濺鍍靶進行濺鍍而形成。認為關於與金屬元素(In、W、Zn等)之鍵結狀態，來自濺鍍時所導入之氧氣之氧原子與氧化物燒結體中預先包含之氧原子不同，將氧氣作為起源而導入至氧化物半導 體膜中之氧原子與金屬元素之鍵結較弱，而利用滲入型固溶而存在之氧原子之比率增高。滲入型固溶之氧存在於與In原子之最靠近位置不同之部位，故而不會成為配位於In原子之氧原子。另一方面，認為氧化物燒結體中所存在之氧原子與金屬元素牢固地鍵結，故而於氧化物半導體膜中亦容易與金屬元素形成牢固之鍵。與In鍵結之氧存在於最靠近位置，故而成為配位於In原子之氧原子。
氧化物半導體膜中所存在之經滲入型固溶之氧原子有容易使半導體元件(TFT等)之光照射下之可靠性降低之傾向。因此，為了使包含所獲得之氧化物半導體膜之半導體元件之特性優異，較佳為使氧化物燒結體中之配位於銦原子之氧之平均配位數增多，而使氧化物半導體膜中之大部分氧原子與金屬元素(In、W、Zn等)鍵結，藉此提高氧化物半導體膜中之配位於銦原子之氧之平均配位數，而減少滲入型固溶狀態之氧原子。
將氧氣作為起源而導入至氧化物半導體膜中之氧原子亦有時會於氧化物半導體膜中與金屬元素鍵結，但亦並列成為滲入型固溶氧之比率較高。為了將氧化物半導體膜用作半導體元件之通道層，雖存在最合適之氧缺陷量，但若以實現該氧缺陷量之方式導入氧氣，則經滲入型固溶之氧原子量會變得過多，結果，包含所獲得之氧化物半導體膜之半導體元件之光照射下之可靠性容易降低。
因此，為了獲得氧化物半導體膜中之配位於銦原子之氧之平均配位數為2以上且未達4.5之氧化物半導體膜，較佳為使用實施形態1之氧化物燒結體作為成為原料之氧化物燒結體。
另一方面，關於半導體元件(TFT等)之場效遷移率，已 知因氧缺陷增多而載體濃度變高，結果場效遷移率變高。於配位於銦原子之氧之平均配位數大於4.5之情形時，氧缺陷變得過少而氧化物半導體膜之場效遷移率容易成為10cm2/Vs左右而與In-Ga-Zn-O(In：Ga：Zn=1：1：1)成為同等程度。因此，就使場效遷移率更高之觀點而言，配位於銦原子之氧之平均配位數較佳為小於4.2，進而較佳為小於4.0。
氧化物半導體膜中之配位於銦原子之氧之平均配位數與氧化物燒結體之情形時相同，係藉由XAFS測定而鑑定。
具體之XAFS之測定條件如下所述。
(XAFS之測定條件)
裝置：SPring-8 BL16B2
放射光X射線：使於In-K端(27.94keV)附近使用Si 111結晶進行單色化，並利用塗佈有Rh之反射鏡將諧波去除而成者對測定試樣以5°之角度入射
測定法：螢光法
測定試樣：於玻璃基板上以50nm之厚度成膜之氧化物半導體膜
入射X射線檢測器：離子腔室
螢光X射線檢測器：19元件Ge半導體檢測器
分析方法：自所獲得之XAFS光譜中僅提取EXAFS區域並進行分析。
軟體使用Rigaku製造之REX2000。使用Cook & Sayers之演算法提取EXAFS振動，並利用波數之三次方進行加權。對其進行傅立葉變換直至k=10Å-1而獲得徑向結構函數。
配位於銦原子之氧之平均配位數係藉由針對徑向結構函數之0.08nm 至0.22nm之範圍，將第一波峰假定為一種In-O鍵進行擬合而求出。背向散射因子與相移使用Mckale之值。
(2)元素之含有率
較佳為氧化物半導體膜中之W相對於In、W及Zn之合計之含有率(以下，亦稱為「W含有率」)大於0.01原子%且小於20原子%。又，氧化物半導體膜中之Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率(以下，亦稱為「Zn含有率」)大於1.2原子%且小於60原子%。該點於使包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件之特性優異之方面有利。
就進一步提高半導體元件之光照射下之可靠性之觀點而言，W含有率更佳為大於0.01原子%且為8.0原子%以下。
就於半導體元件中即便於較高之退火溫度下進行處理亦可維持較高之場效遷移率之觀點、及進一步提高光照射下之可靠性之觀點而言，W含有率進而較佳為0.02原子%以上，進而更佳為0.03原子%以上，尤佳為0.05原子%以上，進而較佳為5.0原子%以下，進而更佳為1.2原子%以下，尤佳為0.5原子%以下。
若W含有率為0.01原子%以下，則有半導體元件之光照射下之可靠性容易降低之傾向。若W含有率為20原子%以上，則有半導體元件之場效遷移率容易降低之傾向。
若Zn含有率為1.2原子%以下，則有半導體元件之光照射下之可靠性容易降低之傾向。若Zn含有率為60原子%以上，則有半導體元件之場效遷移率容易降低之傾向。
就於半導體元件中即便於較高之退火溫度下進行處理亦可維持較高 之場效遷移率之觀點、及進一步提高光照射下之可靠性之觀點而言，Zn含有率更佳為2.0原子%以上，進而較佳為大於5.0原子%，進而更佳為10.0原子%以上，尤佳為大於10.0原子%，尤佳為大於20.0原子%，最佳為大於25.0原子%。
就於半導體元件中即便於較高之退火溫度下進行處理亦可維持較高之場效遷移率之觀點、及進一步提高光照射下之可靠性之觀點而言，Zn含有率更佳為小於55原子%，進而較佳為小於50原子%，進而更佳為40原子%以下。
氧化物半導體膜中之Zn含有率相對於W含有率之比(以下，亦稱為「Zn/W比」)較佳為以原子數比計為大於1且小於20000。該點於使包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件之特性優異之方面有利。
於氧化物半導體膜中之Zn/W比為1以下或20000以上之情形時，有半導體元件之光照射下之可靠性降低之傾向。氧化物半導體膜中之Zn/W比更佳為3以上，進而較佳為5以上，又，更佳為2000以下，進而較佳為500以下，進而更佳為410以下，尤佳為300以下，尤佳為200以下。
氧化物半導體膜中之W含有率、Zn含有率、Zn/W比、In/(In+Zn)比係藉由RBS(拉塞福逆散射譜法)進行測定。可根據藉由RBS測定而獲得之In量、Zn量、W量，以W量/(In量+Zn量+W量)×100之形式算出W含有率。
Zn含有率可以Zn量/(In量+Zn量+W量)×100之形式算出。
W含有率及Zn含有率可以原子比之百分率算出。
Zn/W比可以Zn量/W量之形式算出。
In/(In+Zn)比可以In量/(In量+Zn量)之形式算出。
氧化物半導體膜可進而包含鋯(Zr)。於該情形時，氧化物半導體膜中之Zr相對於In、W、Zn及Zr之合計之含有率(以下，亦稱為「Zr含有率」)較佳為0.1ppm以上且2000ppm以下。該點於使包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件之特性優異之方面有利。
一般而言，為了提高耐化學品性或減少S值或OFF電流而將Zr應用於氧化物半導體層中之例較多，但新發現於本實施形態之氧化物半導體膜中，藉由與W及Zn併用，即便將包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為相對較高、及可確保光照射下之較高之可靠性。
於Zr含有率未達0.1ppm之情形時，有即便以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為相對較高之效果變得不充分或可確保光照射下之更高之可靠性之效果變得不充分之傾向。
若Zr含有率為2000ppm以下，則容易獲得即便將包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體元件以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為相對較高之效果、及可確保光照射下之較高之可靠性之效果。就相同之觀點而言，Zr含有率更佳為50ppm以上，又，更佳為1000ppm以下。
氧化物半導體膜中之Zr含有率係藉由ICP-MS(Inductively Coupled Plasma Mass Spectrometer，電感耦合電漿質譜儀)(ICP型質量分析計)進行測定。於該測定中，將使氧化物半導體膜完全溶解於酸溶液中而成者設為測定試樣。藉由該測定方法而獲得之Zr含有率係Zr含量/(In之含量+Zn之含量+W之含量+Zr之含量)，且係質量基準 (質量比)。
再者，氧化物半導體膜中之In、W、Zn及Zr以外之不可避免之金屬相對於In、W及Zn之合計之含有率較佳為1質量%以下。
(3)氧化物半導體膜之結晶性
本實施形態之氧化物半導體膜為非晶質。
於本說明書中，所謂氧化物半導體膜為「非晶質」，意指滿足以下之[i]及[ii]。
[i]即便藉由依據以下之條件之X射線繞射測定，亦未觀測到起因於結晶之波峰，而僅觀測到被稱為暈圈之於低角度側出現之寬廣之波峰。
[ii]於使用透過型電子顯微鏡並依據以下之條件實施微細區域之透射電子束繞射測定之情形時，觀察到環狀之圖案或觀察到被稱為暈圈之不明顯之圖案。
所謂上述環狀之圖案，包括點集合而形成環狀之圖案之情形。
(X射線繞射測定條件)
測定方法：In-plane法(狹縫準直法)
X射線產生部：對陰極Cu、輸出50kV 300mA
檢測部：閃爍計數器
入射部：狹縫準直
索勒狹縫(soller slit)：入射側 縱發散角0.48°
受光側 縱發散角0.41°
狹縫：入射側S1=1mm＊10mm
受光側S2=0.2mm＊10mm
掃描條件：掃描軸2θχ/Φ
掃描模式：步進測定、掃描範圍10~80°、步長0.1°、 步進時間8sec.
(透射電子束繞射測定條件)
測定方法：極微電子束繞射法、 加速電壓：200kV、 束徑：與作為測定對象之氧化物半導體膜之膜厚相同或同等
於本實施形態之氧化物半導體膜中，於透射電子束繞射測定中未觀察到點狀之圖案。相對於此，例如專利第5172918號所揭示般之氧化物半導體膜包含以沿著相對於該膜之表面垂直之方向之方式沿c軸配向之結晶，於如上所述般微細區域中之奈米結晶於某一方向上配向之情形時，觀察到點狀之圖案。本實施形態之氧化物半導體膜至少於進行與膜面內垂直之面(膜剖面)之觀察時，具有相對於該膜之表面結晶未配向之無配向且無規之配向性。即，相對於膜厚方向而結晶軸未配向。
就提高半導體元件之場效遷移率之觀點而言，氧化物半導體膜更佳為由在透射電子束繞射測定中觀察到被稱為暈圈之不明顯之圖案之氧化物構成。例如，於上述氧化物半導體膜中之Zn含有率大於10原子%之情形、W含有率為0.1原子%以上之情形、Zr含有率為0.1ppm以上之情形時，氧化物半導體膜容易成為於透射電子束繞射測定中觀察到被稱為暈圈之不明顯之圖案者。於該情形時，即便將半導體元件以更高之溫度進行退火，亦顯示出穩定之非晶質性，而容易提高場效遷移率。
[實施形態5：半導體元件及其製造方法]
參照圖1A及圖1B，本實施形態之半導體元件10包含使用實施形態3之濺鍍靶並藉由濺鍍法而形成之氧化物半導體膜14。由於包含該氧化物半導體膜14，故而本實施形態之半導體元件可具有優異之特性。
作為可設為優異之半導體元件之特性，可列舉光照射下之半導體元件之可靠性、TFT等半導體元件之場效遷移率。例如，本實施形態之半導體元件即便以較高之溫度進行退火，亦可將場效遷移率維持為較高。
本實施形態之半導體元件10並無特別限定，例如就即便以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為較高之方面而言，較佳為TFT(薄膜電晶體)。就即便以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為較高之方面而言，TFT所具有之氧化物半導體膜14較佳為通道層。
於本實施形態之半導體元件中，氧化物半導體膜14之電阻率較佳為10-1Ωcm以上。迄今為止研究了大量使用銦氧化物之透明導電膜，但於透明導電膜之用途中，要求電阻率小於10-1Ωcm。另一方面，本實施形態之半導體元件所具有之氧化物半導體膜14較佳為電阻率為10-1Ωcm以上，藉此，可適當用作半導體元件之通道層。於電阻率小於10-1Ωcm之情形時，難以用作半導體元件之通道層。
氧化物半導體膜14可藉由包括藉由濺鍍法而成膜之步驟之製造方法而獲得。濺鍍法之意義如上所述。
作為濺鍍法，可使用磁控濺鍍法、對向靶型磁控濺鍍法等。作為濺鍍時之環境氣體，可使用Ar氣、Kr氣、Xe氣，亦可將氧氣與該等氣體混合後一併使用。
又，氧化物半導體膜14較佳為於藉由濺鍍法成膜後進行加熱處理(退火)。藉由該方法而獲得之氧化物半導體膜14就於包含其作為通道層之半導體元件(例如TFT)中，即便以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為較高之觀點而言有利。
於藉由濺鍍法成膜後實施之加熱處理可藉由對半導體元件進行加熱而實施。於用作半導體元件之情形時為了獲得優異之特性，較佳為進行加熱處理。於該情形時，可於剛形成氧化物半導體膜14後進行加熱處理，或亦可於形成源極電極、汲極電極、蝕刻終止層(ES層)、鈍化膜等之後進行加熱處理。於用作半導體元件之情形時為了獲得優異之特性，更佳為於形成蝕刻終止層之後進行加熱處理。
於在形成氧化物半導體膜14之後進行加熱處理之情形時，基板溫度較佳為100℃以上且500℃以下。加熱處理之環境可為大氣中、氮氣中、氮氣-氧氣中、Ar氣中、Ar-氧氣中、含水蒸氣之大氣中、含水蒸氣之氮氣中等各種環境。環境壓力除大氣壓之外，亦可為減壓條件下(例如未達0.1Pa)、加壓條件下(例如0.1Pa~9MPa)，較佳為大氣壓。加熱處理之時間例如可為3分鐘~2小時左右，較佳為10分鐘~90分鐘左右。
於用作半導體元件之情形時為了獲得更優異之特性(例如光照射下之可靠性)，加熱處理溫度較理想為較高。然而，若提高加熱處理溫度，則於In-Ga-Zn-O系之氧化物半導體膜中場效遷移率會降低。利用將實施形態1之氧化物燒結體用作濺鍍靶之濺鍍法而獲得之氧化物半導體膜14就於包含其作為通道層之半導體元件(例如TFT)中，即便以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為較高之觀點而言有利。
圖1A、圖1B、圖2及圖3係表示本實施形態之半導體元件(TFT)之若干例之概略圖。圖1A及圖1B所示之半導體元件10包含基板11、配置於基板11上之閘極電極12、作為絕緣層配置於閘極電極12上之閘極絕緣膜13、作為通道層配置於閘極絕緣膜13上之氧化物半導體膜14、以互不接觸之方式配置於氧化物半導體膜14上之源極電極15及汲極電極16。
圖2所示之半導體元件20進而包含配置於閘極絕緣膜13及氧化物半導體膜14上且具有接觸孔之蝕刻終止層17、及配置於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上之鈍化膜18，除此以外，具有與圖1A及圖1B所示之半導體元件10相同之構成。於圖2所示之半導體元件20中，亦可如圖1A及圖1B所示之半導體元件10般省略鈍化膜18。
圖3所示之半導體元件30進而包含配置於閘極絕緣膜13、源極電極15及汲極電極16上之鈍化膜18，除此以外，具有與圖1A及圖1B所示之半導體元件10相同之構成。
繼而，對本實施形態之半導體元件之製造方法之一例進行說明。半導體元件之製造方法包括：準備上述實施形態之濺鍍靶之步驟；及使用該濺鍍靶並藉由濺鍍法形成上述氧化物半導體膜之步驟。首先，若對圖1A及圖1B所示之半導體元件10之製造方法進行說明，則該製造方法並無特別限制，就高效率地製造顯示優異之特性之半導體元件10之觀點而言，參照圖4A~圖4D，較佳為包括：於基板11上形成閘極電極12之步驟(圖4A)；於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層之步驟(圖4B)；於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層之步驟(圖4C)；及於氧化物半導體膜14上以互不接觸之方式形成源極電極15及 汲極電極16之步驟(圖4D)。
(1)形成閘極電極之步驟
參照圖4A，於基板11上形成閘極電極12。基板11並無特別限制，就提高透明性、價格穩定性、及表面平滑性之觀點而言，較佳為石英玻璃基板、無鹼玻璃基板、鹼玻璃基板等。閘極電極12並無特別限制，就耐氧化性較高且電阻較低之方面而言，較佳為Mo電極、Ti電極、W電極、Al電極、Cu電極等。閘極電極12之形成方法並無特別限制，就可於基板11之主面上大面積且均勻地形成之方面而言，較佳為真空蒸鍍法、濺鍍法等。如圖4A所示，於在基板11之表面上局部形成閘極電極12之情形時，可使用利用光阻之蝕刻法。
(2)形成閘極絕緣膜之步驟
參照圖4B，於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層。閘極絕緣膜13之形成方法並無特別限制，就可大面積且均勻地形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(化學氣相沈積)法等。
閘極絕緣膜13之材質並無特別限制，就絕緣性之觀點而言，較佳為氧化矽(SiOx)、氮化矽(SiNy)等。
(3)形成氧化物半導體膜之步驟
參照圖4C，於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層。如上所述，氧化物半導體膜14包括藉由濺鍍法成膜之步驟而形成。作為濺鍍法之原料靶(濺鍍靶)，使用上述實施形態1之氧化物燒結體。
於用作半導體元件之情形時為了獲得優異之特性(例如光照射下之可靠性)，較佳為於藉由濺鍍法成膜之後進行加熱處理(退火)。於該情形時，可於剛形成氧化物半導體膜14之後進行加熱處理，亦可於形成源極電極15、汲極電極16、蝕刻終止層17、鈍化膜18等之後進行加熱處理。
於用作半導體元件之情形時為了獲得優異之特性(例如光照射下之可靠性)，更佳為於形成蝕刻終止層17之後進行加熱處理。於在形成蝕刻終止層17之後進行加熱處理之情形時，該加熱處理於形成源極電極15、汲極電極16之前或之後均可，較佳為於形成鈍化膜18之前。
(4)形成源極電極及汲極電極之步驟
參照圖4D，於氧化物半導體膜14上以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16。源極電極15及汲極電極16並無特別限制，就耐氧化性較高、電阻較低且與氧化物半導體膜14之接觸電阻較低之方面而言，較佳為Mo電極、Ti電極、W電極、Al電極、Cu電極等。形成源極電極15及汲極電極16之方法並無特別限制，就可於形成有氧化物半導體膜14之基板11之主面上大面積且均勻地形成之方面而言，較佳為真空蒸鍍法、濺鍍法等。以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16之方法並無特別限制，就可形成大面積且均勻之源極電極15及汲極電極16之圖案之方面而言，較佳為藉由使用光阻之蝕刻法而形成。
繼而，若對圖2所示之半導體元件20之製造方法進行說明，則該製造方法進而包括形成具有接觸孔17a之蝕刻終止層17之步驟及形成鈍化膜18之步驟，除此以外，可與圖1A及圖1B所示之半導體元件10 之製造方法相同，具體而言，參照圖4A~圖4D及圖5A~圖5D，較佳為包括：於基板11上形成閘極電極12之步驟(圖4A)；於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層之步驟(圖4B)；於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層之步驟(圖4C)；於氧化物半導體膜14及閘極絕緣膜13上形成蝕刻終止層17之步驟(圖5A)；於蝕刻終止層17形成接觸孔17a之步驟(圖5B)；於氧化物半導體膜14及蝕刻終止層17上以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16之步驟(圖5C)；及於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上形成鈍化膜18之步驟(圖5D)。
蝕刻終止層17之材質並無特別限制，就絕緣性之觀點而言，較佳為氧化矽(SiOx)、氮化矽(SiNy)、氧化鋁(AlmOn)等。蝕刻終止層17亦可為包含不同材質之膜之組合。蝕刻終止層17之形成方法並無特別限制，就可大面積且均勻地形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(化學氣相沈積)法、濺鍍法、真空蒸鍍法等。
源極電極15、汲極電極16必須與氧化物半導體膜14接觸，因此於氧化物半導體膜14上形成蝕刻終止層17後，於蝕刻終止層17形成接觸孔17a(圖5B)。作為接觸孔17a之形成方法，可列舉乾式蝕刻或濕式蝕刻。藉由該方法對蝕刻終止層17進行蝕刻而形成接觸孔17a，藉此於蝕刻部使氧化物半導體膜14之表面露出。
於圖2所示之半導體元件20之製造方法中，與圖1A及圖1B所示之半導體元件10之製造方法同樣地，於氧化物半導體膜14及蝕刻終止層17上以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16後(圖5C)，於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上形成鈍化膜18(圖5D)。
鈍化膜18之材質並無特別限制，就絕緣性之觀點而言， 較佳為氧化矽(SiOx)、氮化矽(SiNy)、氧化鋁(AlmOn)等。鈍化膜18亦可為包含不同材質之膜之組合。鈍化膜18之形成方法並無特別限制，就可大面積且均勻地形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(化學氣相沈積)法、濺鍍法、真空蒸鍍法等。
又，亦可如圖3所示之半導體元件30般不形成蝕刻終止層17而採用背通道蝕刻(BCE)結構，並於閘極絕緣膜13、氧化物半導體膜14、源極電極15及汲極電極16之上直接形成鈍化膜18。關於該情形時之鈍化膜18，引用與圖2所示之半導體元件20所具有之鈍化膜18相關之上述記述。
(5)其他步驟
最後，實施加熱處理(退火)。加熱處理可藉由對形成於基板之半導體元件進行加熱而實施。
加熱處理中之半導體元件之溫度較佳為100℃以上且500℃以下，更佳為大於400℃。加熱處理之環境可為大氣中、氮氣中、氮氣-氧氣中、Ar氣中、Ar-氧氣中、含水蒸氣之大氣中、含水蒸氣之氮氣中等各種環境。較佳為氮氣、Ar氣中等惰性環境。環境壓力除大氣壓以外，亦可為減壓條件下(例如未達0.1Pa)、加壓條件下(例如0.1Pa~9MPa)，較佳為大氣壓。加熱處理之時間例如可為3分鐘~2小時左右，較佳為10分鐘~90分鐘左右。
於用作半導體元件之情形時為了獲得更優異之特性(例如光照射下之可靠性)，加熱處理溫度較理想為較高。然而，若提高加熱處理溫度，則於In-Ga-Zn-O系之氧化物半導體膜中場效遷移率會降低。 利用將實施形態1之氧化物燒結體用作濺鍍靶之濺鍍法而獲得之氧化物半導體膜14就於包含其作為通道層之半導體元件(例如TFT)中，即便以較高之溫度進行退火亦可將場效遷移率維持為較高之觀點而言有利。
[實施例] <實施例1~實施例39> (1)氧化物燒結體之製作 (1-1)原料粉末之準備
準備具有表1或表2所示之組成(記載於表1或表2之「W粉末」之欄)與中值粒徑d50(記載於表1或表2之「W粒徑」之欄)且純度為99.99質量%之鎢氧化物粉末(於表1及表2中記述為「W」)、中值粒徑d50為1.0μm且純度為99.99質量%之ZnO粉末(於表1及表2中記述為「Z」)、中值粒徑d50為1.0μm且純度為99.99質量%之In2O3粉末(於表1及表2中記述為「I」)、及中值粒徑d50為1.0μm且純度為99.99質量%之ZrO2粉末(於表1及表2中記述為「R」)。
(1-2)包含In2(ZnO)mO3結晶相之煅燒粉末之製備
首先，將所準備之原料粉末中之In2O3粉末與ZnO粉末置入球磨機中，並進行18小時粉碎混合，藉此製備原料粉末之1次混合物。In2O3粉末與ZnO粉末之莫耳混合比率大致設為In2O3粉末：ZnO粉末=1：3~5。於進行粉碎混合時，使用乙醇作為分散介質。使所獲得之原料粉末之1次混合物於大氣中乾燥。
繼而，將所獲得之原料粉末之1次混合物置入氧化鋁製 坩堝中，並於空氣環境中於表1或表2所示之煅燒溫度下煅燒8小時，獲得包含In2(ZnO)3~5O3結晶相之煅燒粉末。In2(ZnO)3~5O3結晶相之鑑定係藉由X射線繞射測定而進行。X射線繞射之測定條件與下述(2-1)所示之條件相同。
(1-3)包含In6WO12結晶相之煅燒粉末之製備
首先，將所準備之原料粉末中之In2O3粉末與WO2.72粉末置入球磨機中，並進行18小時粉碎混合，藉此製備原料粉末之1次混合物。In2O3粉末與WO2.72粉末之莫耳混合比率大致設為In2O3粉末：WO2.72粉末=3：1。於進行粉碎混合時，使用乙醇作為分散介質。使所獲得之原料粉末之1次混合物於大氣中乾燥。
繼而，將所獲得之原料粉末之1次混合物置入氧化鋁製坩堝中，並於空氣環境中於表1或表2所示之煅燒溫度下煅燒8小時，獲得包含In6WO12結晶相之煅燒粉末。In6WO12結晶相之鑑定係藉由X射線繞射測定而進行。X射線繞射之測定條件與下述(2-1)所示之條件相同。
(1-4)包含煅燒粉末之原料粉末之2次混合物之製備
繼而，將所獲得之煅燒粉末與所準備之剩餘之原料粉末即In2O3粉末、ZnO粉末、鎢氧化物粉末及ZrO2粉末一併投入至坩堝中，進而置入粉碎混合球磨機中並進行12小時粉碎混合，藉此製備原料粉末之2次混合物。
於使用包含In2(ZnO)3~5O3結晶相之煅燒粉末之情形時，未使用ZnO粉末。
於使用包含In6WO12結晶相之煅燒粉末之情形時，未使用鎢氧化物粉末。
又，於實施例6中，未使用ZrO2粉末。
於表1及表2之「煅燒粉末」之欄中，於使用包含In2(ZnO)3O3結晶相之煅燒粉之情形時記載為「IZ3」，於使用包含In2(ZnO)4O3結晶相之煅燒粉之情形時記載為「IZ4」，於使用包含In2(ZnO)5O3結晶相之煅燒粉之情形時記載為「IZ5」，於使用包含In6WO12結晶相之煅燒粉之情形時記載為「IW」。
原料粉末之混合比以混合物中之In、Zn、W及Zr之莫耳比成為表1或表2所示之方式設定。於進行粉碎混合時，使用純水作為分散介質。利用噴霧乾燥使所獲得之混合粉末乾燥。
(1-5)藉由2次混合物之成形之成形體之製作
繼而，藉由加壓使所獲得之2次混合物成形，進而藉由CIP於室溫(5℃~30℃)之靜水中以190MPa之壓力使之加壓成形，獲得包含In、W及Zn之直徑100mm且厚度約9mm之圓板狀之成形體。
(1-6)氧化物燒結體之形成(燒結步驟)
繼而，將所獲得之成形體於大氣壓下、於空氣環境中以表1或表2所示之燒結溫度(第2溫度)燒結8小時，獲得包含In2O3結晶相、In2(ZnO)mO3結晶相及ZnWO4結晶相之氧化物燒結體。表1及表2所記載之第2溫度亦為燒結步驟中之最高溫度。
將燒結步驟中之降溫過程中之保持溫度(第1溫度)示於表1或表2。將 第1溫度之環境(氧濃度及相對濕度)、保持時間示於表1或表2。相對濕度係25℃換算之值。於第1溫度下保持時之環境壓力為大氣壓。
(2)氧化物燒結體之物性評價 (2-1)In2O3結晶相、In2(ZnO)mO3結晶相及ZnWO4結晶相之鑑定
自所獲得之氧化物燒結體之距最表面深度為2mm以上之部分採集樣品，並藉由X射線繞射法進行結晶分析。X射線繞射之測定條件如下所述。
(X射線繞射之測定條件)
θ-2θ法
X射線源：Cu Kα射線
X射線管電壓：45kV
X射線管電流：40mA
步長：0.02deg.
步進時間：1秒/步
測定範圍2θ：10deg.~80deg.
進行繞射波峰之鑑定，確認到實施例1~實施例39之氧化物燒結體包含In2O3結晶相、In2(ZnO)mO3結晶相及ZnWO4結晶相之所有結晶相。
(2-2)各結晶相之含有率
藉由基於上述(2-1)之X射線繞射測定之RIR(Reference Intensity Ratio，參照強度比)法，對氧化物燒結體中之In2O3結晶相(I結晶相)、In2(ZnO)mO3結晶相(IZ結晶相)及ZnWO4結晶相(ZW結晶相)之含有率(質量%)進行定量。將結果分別示於表3或表4之「結晶相含有率」「I」、「IZ」、「ZW」之欄。關於In2(ZnO)mO3結晶相之m數，示於表3或表4之「m」之欄。
(2-3)氧化物燒結體中之元素含有率
藉由ICP發光分析法測定氧化物燒結體中之In、Zn、W及Zr之含有率。又，根據所獲得之Zn含有率及W含有率算出Zn/W比(Zn含有率相對於W含有率之比)。將結果分別示於表3或表4之「元素含有率」「In」、「Zn」、「W」、「Zr」、「Zn/W比」之欄。In含有率、Zn含有率、W含有率之單位為原子%，Zr含有率之單位為將原子數設為基準之ppm，Zn/W比為原子數比。
(2-4)氧化物燒結體中之空孔之含有率
自剛燒結後之氧化物燒結體之距最表面深度為2mm以上之部分採集樣品。利用平面研削盤對所採集之樣品進行研削後，利用研磨盤對表面進行研磨，最後利用截面拋光儀進而進行研磨，並供於SEM(scanning electron microscope，掃描式電子顯微鏡)觀察。若於500倍之視野內利用反射電子像進行觀察，則確認到空孔為黑色。將圖像二值化，算出黑色部分相對於整個像之面積比率。以區域不重合之方式選擇3個500倍之視野，並將針對該等而算出之上述面積比率之平均值設為「空孔之含有率」(面積%)。將結果示於表3或表4之「空孔含有率」之欄。
(2-5)配位於銦原子之氧之平均配位數
依據上述測定方法，測定氧化物燒結體中之配位於銦原子之氧之平均配位數。將結果示於表3或表4之「氧配位數」之欄。
(3)濺鍍靶之製作
將所獲得之氧化物燒結體加工成直徑3英吋(76.2mm)×厚度6mm後，使用銦金屬將其貼附於銅之背襯板。
(4)具備氧化物半導體膜之半導體元件(TFT)之製作與評價 (4-1)濺鍍時之弧光放電次數之測量
將所製作之濺鍍靶設置於濺鍍裝置之成膜室內。濺鍍靶隔著銅之背襯板而被水冷。將成膜室內設為6×10-5Pa左右之真空度，並以如下方式對靶進行濺鍍。
向成膜室內僅導入Ar氣(氬氣)直至壓力成為0.5Pa。對靶施加450W之DC(direct current，直流)電力而產生濺鍍放電，並保持60分鐘。繼續產生30分鐘濺鍍放電。使用DC電源所附帶之電弧計數器(弧光放電次數測量器)，測定弧光放電次數。將結果示於表5或表6之「弧光放電次數」之欄。
(4-2)具備氧化物半導體膜之半導體元件(TFT)之製作
以以下順序製作具有與圖3所示之半導體元件30類似之構成之TFT。參照圖4A，首先，準備75mm×75mm×厚度0.6mm之合成石英玻璃基板作為基板11，並於該基板11上藉由濺鍍法形成厚度100nm之Mo電極作為 閘極電極12。繼而，如圖4A所示，藉由使用光阻之蝕刻將閘極電極12設為特定形狀。
參照圖4B，繼而，於閘極電極12及基板11上藉由電漿CVD法形成厚度200nm之SiOx膜作為閘極絕緣膜13。
參照圖4C，繼而，於閘極絕緣膜13上藉由DC(直流)磁控濺鍍法形成厚度30nm之氧化物半導體膜14。靶之直徑3英吋(76.2mm)之平面為濺鍍面。作為所使用之靶，使用上述(1)中所獲得之氧化物燒結體。
若對氧化物半導體膜14之形成更具體地進行說明，則將形成有上述閘極電極12及閘極絕緣膜13之基板11以閘極絕緣膜13露出之方式配置於濺鍍裝置(未圖示)之成膜室內之經水冷之基板保持器上。將上述靶以與閘極絕緣膜13對向之方式以90mm之距離配置。將成膜室內設為6×10-5Pa左右之真空度，並以如下方式對靶進行濺鍍。
首先，以將擋板置入閘極絕緣膜13與靶之間之狀態向成膜室內導入Ar氣(氬氣)與O2氣(氧氣)之混合氣體直至壓力成為0.5Pa。混合氣體中之O2氣含有率為20體積%。對濺鍍靶施加DC電力450W而產生濺鍍放電，藉此進行5分鐘靶表面之清潔(預濺鍍)。
繼而，對與上述相同之靶施加與上述相同值之DC電力，並於直接維持成膜室內之環境之狀態下卸除上述隔板，藉此於閘極絕緣膜13上成膜氧化物半導體膜14。再者，針對基板保持器，並未特別施加偏壓電壓。又，對基板保持器進行水冷。
如上所述，藉由使用自上述(1)中所獲得之氧化物燒結體加工而成之靶之DC(直流)磁控濺鍍法形成氧化物半導體膜14。氧化物 半導體膜14於TFT中係作為通道層發揮功能。氧化物半導體膜14之膜厚設為30nm(其他實施例、比較例亦相同)。
繼而，對所形成之氧化物半導體膜14之一部分進行蝕刻，藉此形成源極電極形成用部14s、汲極電極形成用部14d、及通道部14c。源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面之大小設為50μm×50μm，通道長度CL(參照圖1A及圖1B，所謂通道長度CL，係指源極電極15與汲極電極16之間之通道部14c之距離)設為30μm，通道寬度CW(參照圖1A及圖1B，所謂通道寬度CW，係指通道部14c之寬度)設為40μm。通道部14c以於75mm×75mm之基板主面內以3mm間隔配置有縱25個×橫25個TFT之方式，於75mm×75mm之基板主面內以3mm間隔配置有縱25個×橫25個。
氧化物半導體膜14之一部分之蝕刻係藉由如下而進行，即：製備以體積比計草酸：水=5：95之蝕刻水溶液，將依序形成有閘極電極12、閘極絕緣膜13及氧化物半導體膜14之基板11於40℃下浸漬於該蝕刻水溶液中。
參照圖4D，繼而，於氧化物半導體膜14上將源極電極15及汲極電極16相互分離地形成。
具體而言，首先，以僅氧化物半導體膜14之源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面露出之方式於氧化物半導體膜14上塗佈抗蝕劑(未圖示)，並進行曝光及顯影。繼而，藉由濺鍍法於氧化物半導體膜14之源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面上分別形成作為源極電極15、汲極電極16之厚度100nm之Mo電極。其後，將氧化物半導體膜14上之抗蝕劑剝離。作為源極電極15之Mo電極及作為 汲極電極16之Mo電極分別以於75mm×75mm之基板主面內以3mm間隔配置有縱25個×橫25個TFT之方式，相對於一個通道部14c逐個配置。
參照圖3，繼而，於閘極絕緣膜13、氧化物半導體膜14、源極電極15及汲極電極16之上形成鈍化膜18。鈍化膜18係藉由電漿CVD法形成厚度200nm之SiOx膜之後，於其上藉由電漿CVD法形成厚度200nm之SiNy膜。就提高光照射下之可靠性之觀點而言，較理想為SiOx膜之原子組成比為更接近Si：O=1：2之氧含量。
繼而，藉由反應性離子蝕刻對源極電極15、汲極電極16上之鈍化膜18進行蝕刻而形成接觸孔，藉此使源極電極15、汲極電極16之表面之一部分露出。
最後，於大氣壓氮氣環境中實施加熱處理(退火)。該加熱處理於所有實施例及比較例中均進行，具體而言，於氮氣環境中於350℃下實施60分鐘加熱處理(退火)或者於氮氣環境中於450℃下實施60分鐘加熱處理(退火)。藉由以上，獲得具備氧化物半導體膜14作為通道層之TFT。
(4-3)配位於銦原子之氧之平均配位數
針對所製作之TFT所具備之氧化物半導體膜14，依據上述測定方法測定配位於銦原子之氧之平均配位數。將結果示於表5或表6之「氧配位數」之欄。
(4-4)氧化物半導體膜之結晶性、W含有率、Zn含有率及Zn/W比
依據上述測定方法及定義對所製作之TFT所具備之氧化物半導體膜 14之結晶性進行評價。於表5或表6中之「結晶性」之欄中，於為非晶質之情形時記載為「A」，於並非為非晶質之情形時記載為「C」。
藉由RBS(拉塞福逆散射譜法)測定氧化物半導體膜14中之In、W及Zn之含量。基於該等含量分別求出氧化物半導體膜14之W含有率(原子%)、Zn含有率(原子%)、及Zn/W比(原子數比)。將結果分別示於表5或表6之「元素含有率」「In」、「Zn」、「W」、「Zn/W比」之欄。In含有率、Zn含有率、W含有率之單位為原子%，Zn/W比為原子數比。
氧化物半導體膜14中之Zr含有率係依據上述測定方法並藉由ICP-MS(ICP型質量分析計)進行測定。將結果示於表5或表6之「元素含有率」「Zr」之欄。Zr含有率之單位為將質量設為基準之ppm。
(4-5)半導體元件之特性評價
以如下方式對作為半導體元件10之TFT之特性進行評價。首先，使測定針與閘極電極12、源極電極15及汲極電極16接觸。於源極電極15與汲極電極16之間施加0.2V之源極-汲極間電壓Vds，使施加至源極電極15與閘極電極12之間之源極-閘極間電壓Vgs自-10V變化至15V，測定此時之源極-汲極間電流Ids。接下來，將源極-閘極間電壓Vgs設為橫軸並將Ids設為縱軸製作圖表。
依據下述式[a]：gm=dIds/dVgs [a] ，針對源極-閘極間電壓Vgs對源極-汲極間電流Ids進行微分，藉此導出gm。接下來，使用Vgs=10.0V中之gm之值，基於下述式[b]：μfe=gm．CL/(CW．Ci．Vds) [b]
算出場效遷移率μfe。上述式[b]中之通道長度CL為30μm，通道寬度CW為40μm。又，閘極絕緣膜13之電容Ci設為3.4×10-8F/cm2，源極-汲極間電壓Vds設為0.2V。
將於大氣壓氮氣環境中於350℃下實施60分鐘加熱處理(退火)後之場效遷移率μfe示於表5或表6之「遷移率(350℃)」之欄。將於大氣壓氮氣環境中於450℃下實施10分鐘加熱處理(退火)後之場效遷移率μfe示於表5或表6之「遷移率(450℃)」之欄。又，將進行450℃之加熱處理後之場效遷移率相對於進行350℃之加熱處理後之場效遷移率之比(遷移率(450℃)/遷移率(350℃))示於表5或表6之「遷移率比」之欄。
進而，進行以下光照射下之可靠性評價試驗。一面自TFT之上部以強度0.25mW/cm2照射波長460nm之光，一面將施加至源極電極15與閘極電極12之間之源極-閘極間電壓Vgs固定為-30V，並持續施加該電壓1小時。於施加開始後1s、10s、100s、300s、4000s後求出閾值電壓Vth，並求出該最大閾值電壓Vth與最小閾值電壓Vth之差△Vth。△Vth越小，判斷光照射下之可靠性越高。將於大氣壓氮氣環境中於350℃下實施10分鐘加熱處理後之△Vth示於表5或表6之「△Vth(350℃)」之欄。又，將於大氣壓氮氣環境中於450℃下實施10分鐘加熱處理後之△Vth示於表5或表6之「△Vth(450℃)」之欄。
閾值電壓Vth係以如下方式求出。首先，使測定針與閘極電極12、源極電極15及汲極電極16接觸。於源極電極15與汲極電極16之間施加0.2V之源極-汲極間電壓Vds，並使施加至源極電極15與閘極電極12之間之源極-閘極間電壓Vgs自-10V變化至15V，求出此時之源極-汲極間電流Ids。接下來，使源極-閘極間電壓Vgs與源極-汲極間電流Ids之平 方根[(Ids)1/2]之關係圖表化(以下，亦將該圖表稱為「Vgs-(Ids)1/2曲線」)。於Vgs-(Ids)1/2曲線劃切線，並將將該切線之斜率成為最大之點設為接點之接線與x軸(Vgs)相交之點(x截距)設為閾值電壓Vth。
作為薄膜電晶體之可靠性，通常可列舉負偏壓應力試驗(NBS)、正偏壓應力試驗(PBS)、光劣化試驗(NBIS)。NBS或PBS主要受半導體層與閘極絕緣膜之界面、半導體層與鈍化膜之界面上之電子捕獲密度之影響，另一方面，於NBIS(negative bias illumination stress，負偏壓照光應力)中，可謂可靠性之值(Vth偏移)會受到可由光激發之電子之狀態密度之影響，就產生Vth偏移之要因而言，NBS、PBS及NBIS不同。
<比較例1及比較例2>
依據表1製作氧化物燒結體。除使用該氧化物燒結體以外，以與實施例1~實施例39相同之方式製作半導體元件，並進行評價。將針對與實施例1~實施例39相同之項目而進行之測定結果、評價結果示於表1、表3及表5。
於比較例1中，於燒結步驟中，未進行將成形體於第1溫度下放置2小時以上之操作，於第2溫度下進行8小時燒結處理後，以大於150℃/h之速度使之降溫，降溫過程中之溫度300℃以上且未達600℃之溫度範圍內之環境設為環境壓力：大氣壓、氧濃度：35%、相對濕度(25℃換算)：60%RH。
於比較例2中，於燒結步驟中進行將成形體於第1溫度下放置2小時以上之操作。降溫過程中之溫度300℃以上且未達600℃之溫度範圍內之環境設為大氣環境(因此，壓力為大氣壓)，相對濕度(25℃換算)設為30%RH。
Figure 107116567-A0305-02-0064-1
Figure 107116567-A0305-02-0065-2
Figure 107116567-A0305-02-0066-3
Figure 107116567-A0305-02-0067-4
Figure 107116567-A0305-02-0068-5
Figure 107116567-A0305-02-0069-6
比較例1及2之氧化物燒結體均具有與實施例3之氧化物燒結體相同之元素含有率，但不含In2(ZnO)mO3結晶相(IZ結晶相)，取而代之包含ZnO結晶相。結果，比較例1及2之氧化物燒結體之空孔較多，異常放電次數亦較多。
又，得知將比較例1及2之氧化物燒結體用作濺鍍靶而製作之半導體 元件(TFT)與將實施例3之氧化物燒結體用作濺鍍靶而製作之半導體元件(TFT)相比，光照射下之可靠性試驗中之△Vth較大，而可靠性較低。
應當理解本次所揭示之實施形態及實施例之所有方面均為例示而並無限制。本發明之範圍並非由上述實施形態及實施例表示，而是由申請專利範圍表示，且意圖包含與申請專利範圍均等之意義、及範圍內之所有變更。
10‧‧‧半導體元件(TFT)
11‧‧‧基板
12‧‧‧閘極電極
13‧‧‧閘極絕緣膜
14‧‧‧氧化物半導體膜
14c‧‧‧通道部
14d‧‧‧汲極電極形成用部
14s‧‧‧源極電極形成用部
15‧‧‧源極電極
16‧‧‧汲極電極

Claims (17)

  1. 一種氧化物燒結體，其係包含銦、鎢及鋅者，且包含In2O3結晶相及In2(ZnO)mO3結晶相(m表示1以上且10以下之自然數)，配位於銦原子之氧之平均配位數為3以上且未達5.5。
  2. 如請求項1之氧化物燒結體，其中上述In2O3結晶相之含有率為10質量%以上且未達98質量%。
  3. 如請求項1或2之氧化物燒結體，其中上述In2(ZnO)mO3結晶相之含有率為1質量%以上且未達90質量%。
  4. 如請求項1或2之氧化物燒結體，其進而包含ZnWO4結晶相。
  5. 如請求項4之氧化物燒結體，其中上述ZnWO4結晶相之含有率為0.1質量%以上且未達10質量%。
  6. 如請求項1或2之氧化物燒結體，其中上述氧化物燒結體中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率大於0.01原子%且小於20原子%。
  7. 如請求項1或2之氧化物燒結體，其中上述氧化物燒結體中之鋅相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率大於1.2原子%且小於60原子%。
  8. 如請求項1或2之氧化物燒結體，其中上述氧化物燒結體中之鋅之含有率相對於鎢之含有率之比以原子數比計為大於1且小於20000。
  9. 如請求項1或2之氧化物燒結體，其進而包含鋯，且上述氧化物燒結體中之鋯相對於銦、鎢、鋅及鋯之合計之含有率以原子數比計為0.1ppm以上且200ppm以下。
  10. 一種濺鍍靶，其包含如請求項1至9中任一項之氧化物燒結體。
  11. 一種半導體元件之製造方法，其係包含氧化物半導體膜之半導體元件之製造方法，且包括：準備如請求項10之濺鍍靶之步驟；及使用上述濺鍍靶並藉由濺鍍法形成上述氧化物半導體膜之步驟。
  12. 一種氧化物半導體膜，其係包含銦、鎢及鋅者，且為非晶質，配位於銦原子之氧之平均配位數為2以上且未達4.5。
  13. 如請求項12之氧化物半導體膜，其中上述氧化物半導體膜中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率大於0.01原子%且小於20原子%。
  14. 如請求項12或13之氧化物半導體膜，其中上述氧化物半導體膜中之 鋅相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率大於1.2原子%且小於60原子%。
  15. 如請求項12或13之氧化物半導體膜，其中上述氧化物半導體膜中之鋅之含有率相對於鎢之含有率之比以原子數比計為大於1且小於20000。
  16. 如請求項12或13之氧化物半導體膜，其進而包含鋯，且上述氧化物半導體膜中之鋯相對於銦、鎢、鋅及鋯之合計之含有率以質量比計為0.1ppm以上且2000ppm以下。
  17. 一種氧化物燒結體之製造方法，其係如請求項1至9中任一項之氧化物燒結體之製造方法，且包括藉由對包含銦、鎢及鋅之成形體進行燒結而形成上述氧化物燒結體之步驟，形成上述氧化物燒結體之步驟包括於低於該步驟中之最高溫度之第1溫度下且於具有超過大氣中之氧濃度之氧濃度之環境中將上述成形體放置2小時以上，上述第1溫度為300℃以上且未達600℃。
TW107116567A 2017-05-16 2018-05-16 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、氧化物半導體膜以及半導體元件之製造方法 TWI769255B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-097405 2017-05-16
JP2017097405 2017-05-16
PCT/JP2017/043425 WO2018211724A1 (ja) 2017-05-16 2017-12-04 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、酸化物半導体膜、ならびに半導体デバイスの製造方法
WOPCT/JP2017/043425 2017-12-04
??PCT/JP2017/043425 2017-12-04

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201900907A TW201900907A (zh) 2019-01-01
TWI769255B true TWI769255B (zh) 2022-07-01

Family

ID=64273595

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW107116567A TWI769255B (zh) 2017-05-16 2018-05-16 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、氧化物半導體膜以及半導體元件之製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20200126790A1 (zh)
JP (1) JP6977769B2 (zh)
KR (1) KR102573496B1 (zh)
CN (1) CN110621637B (zh)
TW (1) TWI769255B (zh)
WO (2) WO2018211724A1 (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI813217B (zh) * 2021-12-09 2023-08-21 友達光電股份有限公司 半導體裝置及其製造方法
CN114315340B (zh) * 2022-01-05 2023-03-07 西安交通大学 一种高非线性ZnO基多晶陶瓷及其制备方法和应用
CN116425514B (zh) * 2023-03-15 2023-12-22 中山智隆新材料科技有限公司 一种多元氧化物掺杂氧化铟基靶材及其制备方法和应用

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010024087A (ja) * 2008-07-18 2010-02-04 Idemitsu Kosan Co Ltd 酸化物焼結体の製造方法、酸化物焼結体、スパッタリングタ−ゲット、酸化物薄膜、薄膜トランジスタの製造方法及び半導体装置
TW201607913A (zh) * 2014-08-12 2016-03-01 Sumitomo Electric Industries 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3746094B2 (ja) 1995-06-28 2006-02-15 出光興産株式会社 ターゲットおよびその製造方法
TWI269817B (en) * 1999-11-25 2007-01-01 Idemitsu Kosan Co Sputtering target, transparent conductive oxide, and process for producing the sputtering target
JP4826066B2 (ja) * 2004-04-27 2011-11-30 住友金属鉱山株式会社 非晶質の透明導電性薄膜およびその製造方法、並びに、該非晶質の透明導電性薄膜を得るためのスパッタリングターゲットおよびその製造方法
JP4662075B2 (ja) 2007-02-02 2011-03-30 株式会社ブリヂストン 薄膜トランジスタ及びその製造方法
KR101312259B1 (ko) 2007-02-09 2013-09-25 삼성전자주식회사 박막 트랜지스터 및 그 제조방법
JP5241143B2 (ja) * 2007-05-30 2013-07-17 キヤノン株式会社 電界効果型トランジスタ
JP2010132593A (ja) 2008-12-04 2010-06-17 Shiseido Co Ltd ４−アルキルレゾルシノールの製造方法
JP5257372B2 (ja) * 2009-11-30 2013-08-07 住友金属鉱山株式会社 酸化物蒸着材と透明導電膜および太陽電池
SG11201504191RA (en) * 2011-06-08 2015-07-30 Semiconductor Energy Lab Sputtering target, method for manufacturing sputtering target, and method for forming thin film
JP5337224B2 (ja) * 2011-11-04 2013-11-06 株式会社コベルコ科研 酸化物焼結体およびスパッタリングターゲット、並びにその製造方法
JP5966840B2 (ja) * 2012-10-11 2016-08-10 住友金属鉱山株式会社 酸化物半導体薄膜および薄膜トランジスタ
WO2016121152A1 (ja) * 2015-01-26 2016-08-04 住友電気工業株式会社 酸化物半導体膜および半導体デバイス
JP6078189B1 (ja) * 2016-03-31 2017-02-08 Ｊｘ金属株式会社 Ｉｚｏ焼結体スパッタリングターゲット及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010024087A (ja) * 2008-07-18 2010-02-04 Idemitsu Kosan Co Ltd 酸化物焼結体の製造方法、酸化物焼結体、スパッタリングタ−ゲット、酸化物薄膜、薄膜トランジスタの製造方法及び半導体装置
TW201607913A (zh) * 2014-08-12 2016-03-01 Sumitomo Electric Industries 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置

Also Published As

Publication number Publication date
JP6977769B2 (ja) 2021-12-08
CN110621637A (zh) 2019-12-27
WO2018211724A1 (ja) 2018-11-22
TW201900907A (zh) 2019-01-01
WO2018211977A1 (ja) 2018-11-22
US20200126790A1 (en) 2020-04-23
JPWO2018211977A1 (ja) 2020-05-14
KR20200009007A (ko) 2020-01-29
CN110621637B (zh) 2022-07-08
KR102573496B1 (ko) 2023-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6493502B2 (ja) 酸化物焼結体の製造方法
TWI704123B (zh) 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法
TWI769255B (zh) 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、氧化物半導體膜以及半導體元件之製造方法
KR102645967B1 (ko) 산화물 소결체 및 그 제조 방법, 스퍼터 타겟, 그리고 반도체 디바이스의 제조 방법
TWI772334B (zh) 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、及半導體裝置之製造方法
JP7024774B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法
JP6350466B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法
TWI774687B (zh) 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法
JP6458883B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法
JP5333525B2 (ja) 導電性酸化物およびその製造方法、ならびに酸化物半導体膜
JP6493601B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法