CN101663762A

CN101663762A - 氧氮化物半导体

Info

Publication number: CN101663762A
Application number: CN200880012789A
Authority: CN
Inventors: 板垣奈穗; 岩崎达哉; 渡边壮俊; 田透
Original assignee: Canon Inc
Current assignee: Canon Inc
Priority date: 2007-04-25
Filing date: 2008-04-23
Publication date: 2010-03-03
Anticipated expiration: 2028-04-23
Also published as: JP2009275236A; US8274078B2; CN101663762B; US20100109002A1; WO2008133345A1; JP5213507B2

Abstract

本发明提供氧氮化物半导体，其包含金属氧氮化物。该金属氧氮化物含有Zn和选自In、Ga、Sn、Mg、Si、Ge、Y、Ti、Mo、W和Al中的至少一种元素。该金属氧氮化物具有7原子％－80原子％的N的原子组成比N/(N+O)。

Description

氧氮化物半导体

技术领域

本发明涉及金属氧氮化物半导体。

背景技术

为了实现具有优异特性的半导体器件，例如薄膜晶体管、薄膜二极管和太阳能电池，对于用作有源层(active layer)的半导体膜而言必须具有高载流子(电子或空穴)迁移率。

迁移率高的半导体膜，例如由多晶Si制成的半导体膜通常由高温法形成。因此，存在的问题是不能使用低成本衬底例如树脂衬底，可例示低软化点玻璃衬底或塑料衬底。

为了解决该问题，开发出称为低温法的技术，用于用高功率脉冲激光束照射无定形Si膜以形成多晶Si膜，因此能够使用相对低成本的耐热玻璃。但是，激光束的稳定性不足，因此难以均匀地处理大面积衬底的整个表面。因此，难以得到在相同衬底上具有均匀特性的多个半导体器件。还存在由于激光束的照射面积小而生产量低的问题。

近年来，已积极开发由例如Zn-O、In-Ga-Zn-O或In-O制成并且能够在低温下无激光束照射下形成的氧化物半导体薄膜。

已知甚至在室温下形成的氧化物半导体薄膜的空穴迁移率为等于或大于10cm²/Vs的较高值。已尝试在柔性衬底例如塑料衬底或塑料膜上形成柔性薄膜晶体管(TFT)。

例如，在日本专利申请公开No.2002-76356中记载了将含有Zn-O作为主要组分的氧化物膜用作有源层的TFT的技术。

在Nature，第432卷，25，2004年11月(488-492)中记载了将在室温下形成并且含有In、Zn和Ga的无定形氧化物膜用作有源层的TFT的技术。

在Nature Materials，第5卷，2006年11月(893-900)中记载了将在室温下形成并且含有In-O作为主要组分的氧化物薄膜用作有源层的TFT。

在Nature，第432卷，25，2004年11月(488-492)中记载的氧化物半导体的情况下，在室温下其空穴迁移率值在5cm²/Vs-10cm²/Vs的范围内。将氧化物半导体用于有源层的TFT的场效应迁移率值在6cm²/Vs-9cm²/Vs的范围内。因此，期望应用于使用液晶器件或电致发光器件的平板显示器所需的有源矩阵。但是，使用上述材料时，难以进一步增加迁移率。因此，在高速运转上存在限制，所以其应用受到限制。

相反，在Nature Materials，第5卷，2006年11月(893-900)中记载的氧化物半导体的情况下，在室温下其空穴迁移率值约为30cm²/Vs。将氧化物半导体用于有源层的TFT的场效应迁移率值在10cm²/Vs-140cm²/Vs的范围内，取决于栅极绝缘膜材料。

根据本发明的发明人进行的研究，发现室温下形成的In-O膜具有低的环境稳定性并且当将该In-O膜放置在气氛(atmosphere)中时其电阻率显著变化。例如，将In-O膜放置在温度20℃和湿度50％的气氛中1个月时，观察到电阻率的1或2个数量级的减小。甚至在日本专利申请公开No.2002-76356中记载的含有Zn-O作为主要组分的氧化物半导体的情况下，观察到上述电阻率的减小。

日本专利申请公开No.2002-76356、Nature，第432卷，25，2004年11月(488-492)和Nature Materials，第5卷，2006年11月(893-900)的每一个中记载的氧化物半导体的情况下，在光学特性方面，其带隙为约3eV的大值。因此，难以说该氧化物半导体适合在可见光区中需要感光性的光接收器件，例如可见光接收器件或太阳能电池。因此，其应用领域有限。

发明内容

完成了本发明以解决上述问题。本发明的目的是提供既具有高迁移率又具有环境稳定性并且包括氧氮化物的半导体以及使用该半导体的半导体器件。

本发明的另一目的是提供在可见光区中具有感光性并且包括氧氮化物的半导体以及使用该半导体的半导体器件。

为了实现上述目的，本发明的发明人集中于并深入研究氧氮化物半导体。结果，完成了本发明。本发明的主要特征是包含金属氧氮化物的氧氮化物半导体，该金属氧氮化物含有Zn和选自In、Ga、Sn、Mg、Si、Ge、Y、Ti、Mo、W和Al中的至少一种元素；并且该金属氧氮化物具有7原子％-80原子％的N的原子组成比N/(N+O)。

此外，根据本发明的氧氮化物半导体是具有纤锌矿结构的原子排列的晶体。

此外，根据本发明的氧氮化物半导体中，该金属氧氮化物具有1eV-2eV的带隙。

此外，根据本发明的氧氮化物半导体中，该金属氧氮化物具有50原子％或更大的Zn与金属原子总数的原子组成比。

此外，根据本发明的氧氮化物半导体中，该金属氧氮化物包括至少In。

此外，根据本发明的氧氮化物半导体中，该金属氧氮化物包括至少Ga。

此外，根据本发明的氧氮化物半导体中，该金属氧氮化物包括至少Ge。

此外，根据本发明的氧氮化物半导体中，该金属氧氮化物包括至少Si。

根据本发明，可以提供具有高载流子(电子或空穴)迁移率、优异的环境稳定性和可见光区中的感光性的氧氮化物半导体。

还可以提供半导体器件例如高速TFT、高速二极管、高效率光接收器件或高效率太阳能电池，它们均具有使用该氧氮化物半导体的有源层。

附图说明

图1是例示根据本发明的氧氮化物膜中N浓度和空穴迁移率之间关系的坐标图。

图2是例示将根据本发明的氧氮化物膜放置在温度20℃和湿度50％的气氛中的情况下电阻率经时变化的坐标图。

图3是通过相对于根据本发明的氧氮化物膜中不同Zn比例绘制载流子浓度而得到的坐标图。

图4例示相对于根据本发明的氧氮化物膜中不同Zn比例的带隙。

图5是例示根据本发明实施方案的薄膜晶体管的结构实例的截面示意图。

图6是例示根据本发明实施方案的薄膜晶体管的典型TFT特性的坐标图。

图7是例示将本发明实施例1中制备的氧氮化物膜放置在温度20℃和湿度50％的气氛中的情况下电阻率经时变化的坐标图。

图8A是例示本发明实施例1中制备的氧氮化物膜的截面TEM照片。图8B和8C是该膜的快速傅立叶变换(FFT)图案。

图9A是STEM照片和图9B是电子能量损失能谱(EELS)谱图，其例示本发明的实施例1中制备的氧氮化物膜。

图10例示纤锌矿结构的原子排列。

图11例示Zn-In-O薄膜的二维X射线衍射图案。

图12例示具有纤锌矿结构的ZnO的二维X射线衍射图案的模拟。

图13例示实施例5中制备的氧氮化物膜的反快速傅立叶变换(IFFT)图像和其晶格边缘的快速傅立叶变换(FFT)图案。

图14例示实施例5中制备的氧氮化物膜的二维X射线衍射图案。

图15是例示根据本发明实施方案的薄膜晶体管的结构实例的截面示意图。

图16是例示实施例6中制造的薄膜晶体管的典型TFT特性的坐标图。

图17是例示实施例7中得到的膜的金属组成范围的三元相图。

图18例示实施例7中制备的氧氮化物膜的二维X射线衍射图案。

图19是例示实施例8中用其得到优异晶体管特性的TFT有源层的金属组成范围的三元相图。

图20是例示实施例8中制造的薄膜晶体管的典型TFT特性的坐标图。

图21是例示根据本发明实施方案的氧氮化物膜的典型光电导性的坐标图。

图22是例示根据本发明实施方案的氧氮化物膜的典型光学响应特性的坐标图。

图23例示实施例10中制备的氧氮化物膜的二维X射线衍射图案。

图24例示实施例11中制备的氧氮化物膜的二维X射线衍射图案。

图25A、25B和25C例示ZnInON晶体结构的实例。

图26A和26B例示稳定的ZnInON晶体结构的实例(图26A)和其谱带结构(图26B)。

图27例示具有纤锌矿结构的GaN的二维X射线衍射图案的模拟。

图28例示二维X射线衍射图案测定时的几何排列。

图29例示纤锌矿结构的原子排列。

具体实施方式

以下对根据本发明实施方案的氧氮化物半导体进行说明。

目前为止，氧氮化物通常用作半导体器件例如TFT或光接收器件的绝缘膜等。根据本发明发明人的发现，下述氧氮化物半导体也用作半导体器件的有源层。

本发明发明人已评价了各种金属的氧氮化物膜的空穴迁移率。结果，得到以下结果。在含有Zn和选自In、Ga、Sn、Mg、Si、Ge、Y、Ti、Mo、W和Al中至少一种元素的氧氮化物的情况下，取决于氧氮化物膜的金属原子组成比而得到10cm²/Vs-30cm²/Vs的高空穴迁移率值。图1是在不同氧氮化物膜中通过对于N浓度绘制空穴迁移率而得到的坐标图。从图1可知，由“[N]/[N+O]”表示的膜中的N浓度在7原子％或更大处显著变化。其原因不清楚，但氧氮化物膜中的原子数密度可通过引入离子半径比氧小的氮而增加。因此，预期氧氮化物中金属原子之间的距离比氧化物中金属原子之间的距离短。这可影响空穴迁移率。

迁移率高的常规氧化物半导体例如In-O半导体具有低的环境稳定性。还发现通过引入N使环境稳定性改善。图2是例示将均含有Zn的氧氮化物和氧化物放置在温度20℃和湿度50％的气氛中的情况下电阻率经时变化的坐标图。在氧化物的情况下，发现从成膜后即刻观察到电阻率减小并且取决于其组成，三个月后电阻率减小约1到3个数量级。与其相比，在氧氮化物的情况下，无论其组成如何，甚至将氧氮化物放置三个月后也没有观察到电阻率的变化。其原因不清楚。但是，通常据说存储环境的湿度影响氧化物膜的电导率。因此，由于引入N而产生的防潮性的改善可能是一个原因。以下，对其原因进行说明。

例如，已知SiO₂中原子之间的距离较大，因此H₂O的透射率高。据说特别在氧化物膜中H₂O的偶极矩大。因此，这可能引起氧化物膜中OH^-和H⁺离子产生率的增加以减小其电导率。与其相比，氧氮化物膜中原子之间的距离比氧化物膜中原子之间的距离小，因此H₂O的透射率小。已知通过将N引入通常用作绝缘膜或保护层的SiO₂膜来改善防潮性。因此，防潮性的改善可能是根据本发明的含有Zn作为主要组分的氧氮化物膜具有高环境稳定性的原因之一。

当由吸收光谱得到氧氮化物的带隙时，取决于其组成得到1eV-2eV的值。因此，发现氧氮化物适合在可见光区中需要感光性的光接收器件。应指出的是，本发明中的带隙是由吸收光谱得到的带隙。

基于以上发现而完成了本发明。

根据本发明的金属氧氮化物半导体可以是含有至少Zn的氧氮化物。当使用含有至少Zn的氧氮化物时，能够得到经时稳定性高的半导体器件。特别地，考虑迁移率，优选将氧氮化物膜中由N/(N+O)表示的氮浓度(也称为“N的原子组成比”或“N原子比”)设定为等于或大于7原子％的值。N浓度的上限值并无特别限制。能够形成大面积膜的成膜装置的压力在1×10^-4Pa至1×10^-3Pa的范围内。因此，甚至当非有意地将氧引入成膜气氛中时，也将氧引入氧氮化物膜中。根据本发明发明人的发现，当在室温下使用上述成膜装置形成氧氮化物膜时，由N/(N+O)表示的氮浓度(也称为“N的原子组成比”或“N原子比”)的上限值为80原子％。为了将由N/(N+O)表示的氮浓度增加到80原子％或更大，超高真空成膜装置是必要的，由此显著增加装置成本。因此，在优选的根据本发明的氧氮化物膜中由N/(N+O)表示的氮浓度(也称为“N的原子组成比”或“N原子比”)为7原子％-80原子％。

考虑迁移率，优选将选自In、Ga、Sn、Mg、Si、Ge、Y、Ti、Mo、W和Al中的至少一种元素用作附加的构成元素。特别地，当含有In作为构成元素时，得到等于或大于30cm²/Vs的高空穴迁移率。

考虑载流子浓度的可控性，优选的构成元素为Ga。根据本发明的发明人进行的研究，在构成元素特别为In、Ga和Zn的氧氮化物的情况下，能够稳定地得到低载流子浓度。考虑载流子浓度的可控性，也将Ge和Si用作优选的构成元素。特别地，含有Ge和Zn作为构成元素的氧氮化物或含有Si和Zn作为构成元素的氧氮化物的情况下，能够稳定地得到低载流子浓度。

可以根据用途来设定氧氮化物中的原子组成比。将氧氮化物膜用作半导体器件例如TFT、二极管或太阳能电池的有源层时，优选的Zn原子与金属原子总数的比(也称为“Zn的原子组成比”或“Zn原子比”)等于或大于50原子％。图3是通过在Zn-I n-ON膜和Zn-Sn-ON膜中对于不同的Zn比例绘制载流子浓度而得到的坐标图。从图3可知，当Zn原子的比例(也称为“Zn的原子组成比”或“Zn原子比”)等于或大于50原子％时，载流子浓度降低。因此，当将氧氮化物膜用作半导体器件的有源层时，例如，当将氧氮化物膜用于TFT时，存在能够减小其切断电流的优点。

图4例示对于不同Zn比例的带隙，其通过吸收光谱分析而得到。例如，在Zn-In-ON膜的情况下，当N比例等于或大于20原子％并且Zn比例等于或大于50原子％时，带隙在1.0eV-1.5eV的范围内。因此，可以说氧氮化物膜特别适合需要可见光区中的感光性的光接收器件。

根据本发明发明人进行的研究发现，当氧氮化物膜具有六方结构时，稳定性(环境稳定性和热稳定性)特别高。其原因不清楚。但是，原因可能如下所述。在具有上述晶体结构以外的晶体结构(包括无定形结构)的一些氧氮化物中，观察到由热处理引起的该膜中含有的氮量的减少或该膜中含有的氮量的经时变化。相反，在具有上述晶体结构的氧氮化物中，没有观察到该膜中含有的氮量的变化，因此氮稳定地存在。由晶体结构分析和电子状态计算得到的结果显示，特别是在氧氮化物具有纤锌矿结构的原子构造的情况下稳定性可能高。

图11、14、18、23和24例示根据该实施方案的氧氮化物膜的典型二维X射线衍射图案。通过将在将样品倾斜的同时重复的θ-2θ测定得到的衍射强度累积而得到二维X射线衍射图案，因此能够鉴定取向膜的相。在图11、14、18、23和24的每一个中，横坐标表示2θ(θ：X射线入射角)和纵坐标表示衬底倾斜角Chi。图28例示X射线衍射测定的几何构造。衍射峰取决于氧氮化物的组成。当Chi(衬底倾斜角)约为0°时，在2θ＝30-35°附近观察到衍射峰。当Chi约为32°时，在2θ＝56-64°附近观察到衍射峰。当Chi约为43°时，在2θ＝43-48°附近观察到衍射峰。当Chi约为62°时，在2θ＝33-37°附近观察到衍射峰。当Chi约为90°时，在2θ＝29-32°附近和2θ＝52-58°附近观察到衍射峰。衍射峰具有与由(001)取向且具有纤锌矿结构的ZnO和GaN的模拟(图12和27)得到的结果中相同的图案。因此，可知整个薄膜包含如图29中所示的(001)取向且具有纤矿锌结构的原子排列的氧氮化物。本发明中，具有纤锌矿结构的原子排列的晶体结构对应于与上述纤锌矿结构中相同的图案，在二维X射线衍射中得到。

图8A、8B和8C例示根据该实施方案的氧氮化物的典型高分辨率TEM图像和其晶格边缘的快速傅立叶变换(FFT)图案。将FFT图案用于得到对应于如从[-1100]和[-12-10]方向所看到的六方密堆积结构的FFT图案。关于六方密堆积结构的晶格常数，a轴(＝b轴)长度约为0.31nm-0.35nm并且c轴长度约为0.50nm-0.54nm。通过电子能量损失能谱(EELS)法分析晶体的组成。结果，发现该晶体具有纤锌矿结构的原子排列，其中In、Ga、Sn、Mg、Si、Ge、Y、Ti、Mo、W或Al的阳离子以及O或N的阴离子占据晶格位点(参见图29的示意图)。

氧氮化物膜可以含有基本上不影响膜特性例如迁移率、载流子浓度和带隙的量的杂质。

在根据本发明的氧氮化物半导体的制备方法中，要制备的衬底是玻璃衬底、塑料衬底、树脂衬底例如PET膜、或Si衬底。然后，通过溅射法、脉冲激光沉积法、电子束沉积法或其组合形成氧氮化物半导体。可以适当设定衬底温度。甚至在室温下也能制备根据本发明的氧氮化物半导体。优选的衬底温度的上限低于衬底热变形的玻璃化转变温度。例如，玻璃衬底的优选的温度上限为450℃或更低并且树脂衬底例如塑料衬底的优选的温度上限为200℃或更低。此时，根据优选的氧氮化物膜中含有的氮浓度，将包括N原子的原料气体(例如N₂、NH₃或NO)引入气相。为了增加氧氮化物膜中含有的氮浓度，在成膜过程中进行使用自由基源等的N自由基照射是有效的。

也优选在上述方法后对制备的氧氮化物进行加热处理。可以适当设定加热处理温度的上限，但优选的其上限低于衬底热变形的玻璃化转变温度。例如，优选在等于或低于450℃下对玻璃衬底进行加热处理并且在等于或低于200℃下对树脂衬底例如塑料衬底进行加热处理。因此，能够使氧氮化物膜的电特性稳定以实现具有较高可靠性的半导体器件。为了有效地进行加热处理，优选的含有氮气、氧气、水蒸汽和二氧化碳中任何一种的气氛的温度等于或大于150℃。可基于要使用的衬底的耐热性和加热处理时间来适当确定加热处理的温度范围。温度范围优选为150℃-450℃，更优选为150℃-350℃。

因此，例如，当将氧氮化物用于TFT的有源层时，能够得到进一步减小其切断电流的效果。

图5是例示根据本发明实施方案的TFT器件的结构的示意图。将有源层11设置在衬底10上。将源电极12、漏电极13、栅极绝缘膜14和栅电极15设置在该有源层11上。

本发明能够应用的半导体器件的结构不仅是如上所述的交错(顶栅极)TFT，而且是例如逆交错(底栅极)TFT，其中将栅极绝缘膜和半导体沟道层按所述顺序设置在栅电极上。

对用于源电极12、漏电极13和栅电极15的材料并无特别限制，只要该材料具有优异的导电性并且能够与沟道层(有源层)电连接。例如，可以使用也用作栅电极的衬底，例如用磷掺杂的硅衬底。也可以使用用锡掺杂的氧化铟膜、由氧化锌制成的透明导电膜或由金、铂、铝或镍制成的金属膜。在有源层和电极之间以及在栅电极和栅极绝缘膜之间可以设置用于改善粘合性的由钛、镍或铬制成的粘合层16。

栅极绝缘膜14可以是以下的任一种：具有高介电常数的氧化铝膜、具有高介电常数的钇膜、和其叠层膜(除了氧化硅膜之外)、氮化硅膜和氧氮化硅膜，均通常使用。

要使用的衬底，取决于加热处理条件等，包括玻璃衬底、金属衬底、塑料衬底或塑料膜。

(TFT特性)

首先，说明晶体管操作特性的评价指标。

图6例示根据本发明实施方案的薄膜晶体管的典型特性。

在源电极和漏电极之间施加约6V的电压Vd时，通过使栅极电压Vg从15V转换到5V，能够控制(导通/切断)源电极和漏电极之间流动的电流Id。

有各种用于晶体管操作特性的评价指标。例如，有场效应迁移率和电流导通/切断比。

由线性区域和饱和区域中的特性能够得到场效应迁移率。例如，有基于迁移特性的结果产生√Id-Vg坐标图并且由该坐标图的梯度得到场效应迁移率的方法。除非在本说明书中另有规定，将该方法用于评价。

基于迁移特性中Id的最大值和Id的最小值之间的比能够得到电流导通/切断比。

将根据该实施方案的TFT与将氧化物半导体例如In-Ga-Zn-O半导体或In-O半导体用于有源层的常规TFT比较时，得到相同的高场效应迁移率。在使用In-O半导体的常规TFT的情况下，迁移率高但环境稳定性低。相反，在根据本实施方案的TFT的情况下，在制备后即刻的特性和将其放置在气氛中半年后的特性之间TFT特性的变化小，因此特性长时间地稳定且优异。

对将氧氮化物用于TFT的有源层的实例进行说明。但是，本发明并不限于该实例。例如，本发明能够实施在用于例如薄膜二极管、光接收器件或太阳能电池的有源层。

图21例示用不同波长的光照射根据本发明的氧氮化物半导体的情况下的电导率。进行光照射时，电导率增加最大约4个数量级。甚至进行可见光区的光照射时，电导率增加。因此，发现氧氮化物半导体对可见光敏感。图22是例示对于波长500nm的光的光学响应特性的坐标图。通过光照射的开/关控制能够导通/切断电流。

因此，根据本发明的氧氮化物半导体能够用于光接收器件例如传感器或太阳能电池的光接收层。特别地，发现根据本发明的氧氮化物半导体能够应用于需要对可见光具有敏感性的器件。

(实施例)

以下参照实施例进一步说明本发明。本发明并不限于该实施例。

(实施例1)

(Zn-In-ON膜，N/(N+O)＝35原子％)

在该实施例中，通过使用自由基源的RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在玻璃和硅衬底上形成Zn-In-ON膜。

将具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有In₂O₃组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为50W(ZnO)和30W(In₂O₃)。通过电子回旋共振等离子激发自由基源。输入微波功率为80W。本实施例中，将由自由基源产生的N自由基引入溅射成膜气氛中以控制膜中的氮浓度。将每个靶与衬底之间的距离设定为大约10cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成Zn-In-ON膜。将引入的氮分压设定为2×10^-1Pa。

通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现由Zn/(Zn+In)表示的Zn的原子组成比为65原子％并且由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为35原子％。

(比较例1)

(Zn-In-O膜)

在该比较例中，通过RF溅射在含有氩和氧的混合物的气氛中在玻璃衬底上形成Zn-In-O膜。在4×10^-1Pa的含有氩和氧的混合物的气氛中形成Zn-In-O膜。将引入的氧分压设定为2×10^-3Pa。需指出的是，在该比较例中没有从自由基源将自由基引入成膜气氛中。如实施例1的情况那样设定其他成膜条件。通过台阶仪测定得到的氧化物膜。结果，膜厚为400nm。进行荧光X射线分析。结果由Zn/(Zn+In)表示的Zn的原子组成比为64原子％。通过次级离子质谱法(SIMS)评价膜中含有的氮量。结果发现氮量等于或小于检测极限。

(比较例2)

(Zn-In-ON膜，N＝5％)

在该比较例中，通过RF溅射在含有氩、氧和氮的混合物的气氛中在玻璃衬底上形成Zn-In-ON膜。在4×10^-1Pa的含有氩、氧和氮的混合物的气氛中形成Zn-In-ON膜。将引入的氧分压设定为5×10^-3Pa并且将氮分压设定为1×10^-3Pa。需指出的是，在该比较例中没有从自由基源将自由基引入成膜气氛中。如实施例1的情况那样设定其他成膜条件。通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行荧光X射线分析。结果由Zn/(Zn+In)表示的Zn的原子组成比为61原子％。通过次级离子质谱法(SIMS)评价膜中含有的氮量。结果发现由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为5原子％。

(比较例3)

(In-ON膜)

在该比较例中，通过使用自由基源的RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在玻璃衬底上形成In-ON膜。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成In-ON膜。将引入的氮分压设定为2×10^-3Pa。将具有In₂O₃组成的2英寸烧结材料(纯度为99.9％)用作靶。输入RF功率为30W。如实施例1的情况那样设定其他成膜条件。通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行RBS分析。结果发现由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为35原子％。

(膜特性)

通过空穴测定评价该实施例中得到的氧氮化物半导体的电特性。结果发现空穴迁移率值约为30cm²/Vs，其比比较例1和2的每一个中得到的半导体的空穴迁移率高约2倍。相反，发现载流子浓度约为10¹⁸/cm³，其比比较例3中In-ON膜的载流子浓度低1或更多的数量级。

其次，进行吸收光谱分析。结果发现实施例1中制备的氧氮化物膜的带隙值约为1.4eV。发现比较例1中氧化物半导体的带隙约为2.7eV并且比较例2中氧氮化物半导体的带隙约为2.5eV。将大量氮引入膜中时，可见光区中的感光性显著增加。相反，发现尽管比较例3中In-ON膜的带隙为1.8eV的较小值，但通过在300℃的气氛中退火，带隙增加到约3eV。其原因不清楚。但是，其原因可能如下所述。In-N的分解能为0.2eV，低于2.2eV的In-O的分解能，因此通过气氛退火将氮从膜中释放并且将气氛中的氧引入膜中。发现甚至在300℃下气氛退火的情况下也没有观察到实施例1中Zn-In-On膜的带隙变化，因此热稳定性优异。

将退火前后的电导率值彼此进行比较。结果几乎没有观察到其变化。因此，发现在电特性方面热稳定性优异。

使用透射电子显微镜(TEM)鉴定实施例1中制备的氧氮化物膜的结构和组成。图8A-8C例示薄膜截面的高分辨率TEM图像(图8A)和晶格的快速傅立叶变换(FFT)图像(图8B和8C)。高分辨率TEM图像确认在整个膜中形成了其晶粒直径与膜厚相当的微晶。由高分辨率TEM图像上正方形区域表示的晶粒的晶格边缘得到两个FFT图像。它们对应于分别从[-1100]和[-12-10]取向所视的具有六方密堆积结构的FFT图像。每个FFT图像上的斑点表示晶面取向和晶面间距。由该点测定六方密堆积结构的晶格常数。结果a轴(＝b轴)长度约为0.34nm并且c轴长度约为0.54nm。这些结果证明根据本发明的氧氮化物膜的晶体结构是六方结构。

通过使用扫描TEM(STEM)图像观察的电子能量损失能谱(EELS)法分析晶粒的组成。使用STEM图像观察能够在任意的晶粒上进行EELS测定。得到的EELS能谱包括元素特有的峰，因此能够分析测定区域内的组成。图9A和9B例示薄膜的STEM图像(图9A)和由图9A的正方形标记表示的测定区域得到的EELS能谱(图9B)。在EELS能谱中，横坐标表示透射电子的能量损失量并且纵坐标表示测定的强度。确认得到的EELS能谱包括N、O、Zn(由于测定能量范围与其他元素不同而未示出)和In的峰。

如图10的示意图中所示，两个结果证明晶粒包括Zn或I n的阳离子晶粒和O或N的阴离子晶粒，它们形成纤锌矿结构。

进行二维X射线衍射测定以评价亚毫米区域(约1×0.1mm)中的平均晶体结构。根据X射线衍射，得到晶体结构特有的衍射图案。由根据本发明的薄膜得到图11中所示的衍射图案。衍射图案上观察到的斑点对应于图11中所示的晶面。确认得到的衍射图案对应于通过具有与本发明中的晶体结构相同的纤锌矿结构的ZnO的模拟(图12)而得到的结果，因此整个形成的Zn-In-ON薄膜具有纤锌矿结构。

其次，为了考察Zn-In-ON膜的经时稳定性，将实施例1中制备的氧氮化物膜和比较例1中制备的氧化物膜放置在温度20℃和湿度50％的气氛中以测定电阻率的经时变化。图7例示其结果。将比较例1中制备的氧化物膜静置三个月后，观察到约3个数量级的电阻率的减小。另一方面，发现没有观察到实施例1中制备的氧氮化物膜的电阻率的变化，因此其环境稳定性优异。

如上所述，形成了氮浓度较高的氧氮化物半导体膜。因此，能够实现同时具有高迁移率和环境稳定性的半导体。该氧氮化物半导体在可见光区具有高感光性。因此，发现该氧氮化物半导体不仅能够应用于高速晶体管或二极管的有源层，而且能够应用于例如高效率太阳能电池的光吸收层。

形成Zn浓度高的氧氮化物半导体膜时，能够减小该膜中载流子浓度。因此，将该氧氮化物半导体膜用作半导体器件的有源层时，例如，能够预期减小TFT的切断电流的效果。

(实施例2)

(Zn-In-ON膜，N/(N+O)＝42原子％，Zn/(Zn+In)＝85原子％)

在该实施例中，通过使用自由基源的RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在玻璃衬底上形成Zn-In-ON膜。

将具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有In₂O₃组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为65W(ZnO)和12W(In₂O₃)。通过电子回旋加速器共振等离子激发自由基源。输入微波功率为150W。本实施例中，将由自由基源产生的N自由基引入溅射成膜气氛中以控制膜中的氮浓度。将每个靶与衬底之间的距离设定为大约10cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成Zn-In-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。

通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现由Zn/(Zn+In)表示的Zn的原子组成比为85原子％并且由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为42原子％。

(膜特性)

通过空穴测定评价该实施例中得到的氧氮化物半导体的电特性。预期空穴迁移率值等于或小于测定极限并且载流子浓度比实施例1中低1或更多的数量级。

进行吸收光谱分析。结果实施例2中制备的氧氮化物膜的带隙值约为1.3eV。如实施例1中那样，发现在300℃下气氛退火的情况下也没有观察到吸收光谱的变化，因此热稳定性优异。

其次，为了考察Zn-In-ON膜的经时稳定性，将本实施例中制备的氧氮化物膜放置在温度20℃和湿度50％的气氛中，并且测定电阻率的经时变化。结果发现没有观察到本实施例中制备的氧氮化物膜的电阻率变化，因此发现其环境稳定性优异。

如上所述，通过调节其中含有的氮的浓度能够控制氧氮化物半导体膜的带隙和载流子浓度。特别地，存在减小载流子浓度的大效果。将氧氮化物半导体膜用作半导体器件的有源层时，例如，能够预期减小TFT的切断电流的效果。

(实施例3)

(将Zn-In-ON用于有源层的晶体管)

在本实施例中，制造图5中所示的顶栅极Zn-In-ON薄膜晶体管。

通过使用自由基源的RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在玻璃衬底11上沉积用作有源层12的Zn-In-ON氧氮化物膜。将具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有In₂O₃组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为50W(ZnO)和30W(In₂O₃)。通过电子回旋加速器共振等离子激发自由基源。输入微波功率为80W。本实施例中，将由自由基源产生的N自由基引入溅射成膜气氛中以控制膜中的氮浓度。将每个靶与衬底之间的距离设定为大约10cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成Zn-In-ON膜。将引入的氮分压设定为2×10^-1Pa。

然后，通过电子束加热沉积法从接近氧氮化物半导体的沟道层的一侧按所述顺序层叠厚度约5nm的Ti层和厚度约100nm的Au层。然后，通过光刻法和剥离(lift-off)法形成用于改善粘合性的粘合层16、源电极12和漏电极13。通过RF溅射法形成用作栅极绝缘膜14的SiO₂膜达到约100nm的膜厚。按所述顺序在SiO₂膜上层叠厚度约为5nm的Ti层和厚度约为100nm的Au层。然后，通过光刻法和lift-off法形成栅电极15。沟道长度为10μm且沟道宽度为150μm。

在300℃的气氛中将通过上述方法制造的TFT加热1小时。将得到的Zn-In-ON膜进行四探针测定。结果发现电阻率约为0.3Ωcm。通过台阶仪测定氧氮化物膜。结果，膜厚为13nm。进行荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现由Zn/(Zn+In)表示的Zn的原子组成比为65原子％并且由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为35原子％。

(TFT器件的特性评价)

图6例示在室温下测定本实施方案中制造的TFT器件的情况下Vd＝6V时的Id-Vg特性(迁移特性)。发现导通电流较大，因此Vg＝4V时流过约8×10^-4A的电流Id。由输出特性计算场效应迁移率。结果在饱和区域中得到约5cm²/Vs的场效应迁移率。电流导通/切断比超过约10⁶。S-值约为1.5V/dec。

其次，为了考察本实施例中制造的TFT的经时稳定性，将TFT静置在温度20℃且湿度50％的气氛中以测定TFT特性的经时变化。结果，甚至在将TFT放置半年后也没有观察到TFT特性的变化，因此发现其环境稳定性优异。

如上所述，适当地选择膜的Zn浓度及其厚度。于是，确认甚至当具有高的氮浓度的氧氮化物半导体膜用作有源层时，也进行TFT运转。将氧氮化物半导体膜用作TFT的有源层时，可以实现具有优异特性例如约5cm²/Vs的场效应迁移率和约10⁶的电流导通/切断比的TFT。

(实施例4)

(Zn-In-ON膜，N/(N+O)＝55原子％，Zn/(Zn+In)＝40原子％)

在本实施例中，通过RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在玻璃衬底上形成Zn-In-ON膜。

将具有ZnO组成的2英寸烧结材料(纯度99.9％)和具有In组成的2英寸烧结材料(纯度99.9％)用作靶(材料源)。输入RF功率为50W(ZnO)和15W(In)。将每个靶与衬底之间的距离设定为大约10cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成Zn-In-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。

通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行荧光X射线分析、X射线光电子能谱和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现由Zn/(Zn+In)表示的Zn的原子组成比为40原子％并且由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为55原子％。

(膜特性)

通过空穴测定评价该实施例中得到的氧氮化物半导体的电特性。结果空穴迁移率约为40cm²/Vs并且载流子浓度约为5×10¹⁸/cm³。

进行吸收光谱分析。结果本实施例中制备的氧氮化物膜的带隙约为1.2eV。如实施例1中那样，在300℃下气氛退火的情况下也没有观察到吸收光谱的变化，因此发现热稳定性优异。

其次，为了考察Zn-In-ON膜的经时稳定性，将本实施例中制备的氧氮化物膜静置在温度20℃和湿度50％的气氛中，并且测定电阻率的经时变化。结果没有观察到本实施例中制备的氧氮化物膜的电阻率变化，因此发现其环境稳定性优异。

如上所述，通过调节其中含有的氮的浓度和其金属组成比，能够控制氧氮化物半导体膜的带隙和载流子迁移率。

(实施例5)

(Zn-Ga-ON膜，Zn/(Zn+Ga)：17原子％-87原子％)

在本实施例中，通过RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在具有热氧化膜(300nm)的硅衬底上形成Zn-Ga-ON膜。

本实施例中，为了考察膜对于原子组成比的依赖性，将组合法用于成膜。即，使用通过溅射在单一衬底上同时形成具有不同组成的氧氮化物薄膜的方法来考察依赖性。应指出的是，不必须使用该方法。可以制备具有预定组成的材料源(靶)以形成氧氮化物薄膜或者可以控制多个靶各自的输入功率以形成具有所需组成的薄膜。

使用具有对角线入射结构的共溅射装置形成Zn-Ga-ON膜。将靶放置相对于衬底的对角线方向上，因此膜的组成取决于与靶的距离不同而变化。因此，能够在衬底的表面上获得具有宽组成分布的薄膜。

将具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有GaN组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为50W(ZnO)和70W(GaN)。将每个靶与衬底之间的距离设定为约7cm-12cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成Zn-Ga-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。

通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行荧光X射线分析，结果发现由Zn/(Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比为17原子％-87原子％。进行荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现在衬底的中心由Zn/(Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比约为53原子％，在衬底的中心由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为50原子％，并且在衬底的中心由(Zn+Ga)/(Zn+Ga+N+O)表示的金属的原子组成比约为48原子％。

进行了X射线衍射测定。结果确认在整个组成中在2θ＝34°附近检测到衍射峰，并且使形成的膜结晶。

(比较例4)

(Zn-Ga-O膜)

在该比较例中，通过RF溅射在含有氩和氧的混合物的气氛中在具有热氧化膜(300nm)的硅衬底上形成Zn-Ga-O膜。在4×10^-1Pa的含有氩和氧的混合物的气氛中形成该Zn-Ga-O膜。将引入的氧分压设定为2×10^-3Pa。将具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有Ga₂O₃组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。如实施例5的情况那样设定其他成膜条件。通过使用台阶仪测定得到的氧化物膜的膜厚为400nm。进行荧光X射线分析。结果，由Zn/(Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比为17原子％-87原子％并且衬底中心的Zn的原子组成比约为50原子％。该膜中含有的氮量等于或小于次级离子质谱法(SIMS)的检测极限。

(膜特性)

通过空穴测定评价实施例5中得到的氧氮化物半导体膜的电特性。结果，电特性值等于或小于测定极限，因此能够得到低载流子浓度。

进行吸收光谱分析。结果，实施例5中制备的氧氮化物膜的带隙约为1.8eV-2.5eV。比较例4中得到的氧化物半导体膜的带隙约为3.0eV-4.4eV。因此，将大量氮引入该膜中导致可见区中感光性的显著增加。甚至在300℃下气氛退火的情况下也没有观察到根据实施例5的Zn-Ga-ON膜的带隙变化，因此发现热稳定性优异。

在退火之前和之后测定电阻率。结果，电阻率值为400kΩ·cm到等于或大于测定极限(测定极限：约10MΩ·cm)的值，这取决组成。以相同的金属组成比进行比较时，几乎没有观察到电阻率的变化，因此发现在电特性方面热稳定性优异。

使用透射电子显微镜(TEM)鉴定实施例5中制备的氧氮化物膜的结构和组成。应指出的是，通过荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析得到观察的氧氮化物膜的组成。发现由Zn/(Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比约为53原子％，由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为50原子％，并且由(Zn+Ga)/(Zn+Ga+N+O)表示的金属的原子组成比约为48原子％。

用高分辨率TEM观察薄截面。结果确认在整个膜中形成了晶粒直径约为几十nm-150nm的微晶。

图13例示氧氮化物膜的反快速傅立叶变换(IFFT)图像和其晶格边缘的快速傅立叶变换(FFT)图案，它们通过使用高分辨率透射电子显微镜得到。由FFT图案评价其晶体结构和晶格常数。结果得到对应于六方密堆积结构的FFT图案。关于晶格常数，a-轴(＝b-轴)长度约为0.34nm并且c-轴长度约为0.54nm。结果证明根据本发明的氧氮化物膜的晶体结构是六方结构并且其晶格常数与ZnO或GaN的情况相比更大。通过电子能量损失能谱(EELS)法分析微晶的组成。结果发现该微晶包括形成纤锌矿结构的Zn或In的阳离子和O或N的阴离子。

对实施例5中制备的薄膜进行二维X射线衍射测定。结果确认尽管得到了不同的晶格常数，但观察到了与通过模拟具有纤锌矿结构的ZnO(图12)而得到的结果相同的图案(参见图14)，因此由具有纤锌矿结构的Zn-Ga-ON膜形成整个薄膜。由通过X射线衍射测定得到的结果而获得晶格常数。结果在不同组成比下c-轴长度保持约0.54nm的基本上恒定的值。因此，结果证明晶格常数与ZnO和GaN每一个的情况相比均较大。

其次，为了考察Zn-Ga-ON膜的经时稳定性，将实施例5中制备的氧氮化物膜静置在温度20℃且湿度50％的气氛中，并测定电阻率的经时变化。结果没有观察到电阻率的变化，因此发现环境稳定性优异。

如上所述，形成含有Ga和Zn的氧氮化物半导体时，发现在室温下能够实现残留载流子浓度低且能够在可见区调节带隙的半导体，因此能够将该半导体应用于例如高效率太阳能电池的光吸收层。

(实施例6)

(将Zn-Ga-ON用于有源层的晶体管)

在本实施例中，制造图15中所例示的底栅极Zn-Ga-ON薄膜晶体管。

本实施例中，为了考察有源层对于原子组成比的依赖性，将组合法用于成膜。即，使用通过溅射在单一衬底上同时形成具有各种不同组成的氧氮化物薄膜的方法来考察依赖性。应指出的是，不必须使用该方法。可以制备具有预定组成的材料源(靶)以形成氧氮化物薄膜或者可以控制多个靶各自的输入功率以形成具有所需组成的薄膜。

通过RF溅射在含有氩和氮的混合气体的气氛中在具有热氧化膜的硅衬底上沉积用作有源层12的Zn-Ga-ON氧氮化物膜。本实施例中，该热氧化膜用作栅极绝缘膜14并且硅衬底用作栅电极11。热氧化膜的膜厚为100nm。将具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有GaN组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为50W(ZnO)和70W(GaN)。将每个靶与衬底之间的距离设定为大约7cm-12cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合气体的气氛中形成Zn-Ga-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。

然后，通过电子束加热沉积法从接近氧氮化物半导体的沟道层的一侧按所述顺序层叠厚度约5nm的Ti层和厚度约100nm的Au层。然后，形成用于改善粘合性的粘合层16、源电极12和漏电极13。沟道长度为10μm且沟道宽度为150μm。

在300℃的气氛中将通过上述方法制造的TFT加热1小时。将得到的Zn-Ga-ON膜进行四探针测定。结果发现电阻率等于或大于100kΩcm。通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚约为20nm。进行荧光X射线分析。结果发现由Zn/(Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比为30原子％-80原子％。然后，进行荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现在衬底的中心处由Zn/(Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比约为53原子％。类似地，发现在衬底的中心处由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为50原子％，并且在衬底的中心处由(Zn+Ga)/(Zn+Ga+N+O)表示的金属的原子组成比约为48原子％。

(TFT器件的特性评价)

在由Zn/(Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比为35原子％-80原子％的组成范围内获得优异的晶体管特性，并且在该范围内电流导通/切断比等于或大于10³。图16例示在室温下测定本实施例中制造的TFT器件的情况下Vd＝6V时Id-Vg特性(迁移特性)的实例。根据由荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析得到的结果，发现由Zn/(Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比约为75原子％并且由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为30原子％。发现在Vg＝20V时流过约8×10^-8A的电流Id并且电流导通/切断比超过10⁵。本实施例中，能够实现栅极电压为0V时电流没有流过的所谓常关特性。该原因可能是通过用作组成元素的Ga，能够得到低残留载流子浓度。

其次，为了考察本实施例中制造的TFT的经时稳定性，将该TFT静置在温度20℃且湿度50％的气氛中以测定TFT特性的经时变化。结果，甚至在将TFT静置半年后也没有观察到TFT特性的变化，因此发现其环境稳定性优异。

如上所述，当适当地选择膜中含有的Zn浓度及其厚度时，确认甚至当具有高的膜中氮含量的氧氮化物半导体膜用作有源层时，也进行TFT运转。将氧氮化物半导体膜用作TFT的有源层时，可以实现具有优异特性例如约10⁶的电流导通/切断比的常关TFT。

(实施例7)

(In-Zn-Ga-ON膜，Zn/(In+Zn+Ga)：88原子％-18原子％)

在本实施例中，通过RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在具有热氧化膜(300nm)的硅衬底上形成In-Zn-Ga-ON膜。

本实施例中，为了考察膜对于原子组成比的依赖性，将组合法用于成膜。即，使用通过溅射在单一衬底上同时形成具有各种不同组成的氧氮化物薄膜的方法来考察依赖性。应指出的是，未必使用该方法。可以制备具有预定组成的材料源(靶)以形成氧氮化物薄膜或者可以控制多个靶各自的输入功率以形成具有所需组成的薄膜。

使用具有对角线入射结构的共溅射装置形成In-Zn-Ga-ON膜。将靶放置在相对于衬底的对角线方向上，因此膜的组成取决于与靶的距离不同而变化。因此，能够在衬底的表面上获得具有宽组成分布的薄膜。

将具有In₂O₃组成的2英寸烧结材料、具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有GaN组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为30W(In₂O₃)、50W(ZnO)和60W(GaN)。将每个靶与衬底之间的距离设定为约7cm-12cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合气体的气氛中形成In-Zn-Ga-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。

通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行荧光X射线分析。结果发现由In/(In+Zn+Ga)表示的In的原子组成比为2原子％-60原子％，由Zn/(In+Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比为18原子％-88原子％。类似地，发现由Ga/(In+Zn+Ga)表示的Ga的原子组成比为8原子％-67原子％。图17是例示本实施例中得到的膜的金属组成范围的三元相图(图17中由连接点“a”、“b”和“c”的线包围的区域)。进行荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现在衬底的中心In、Zn和Ga对于金属原子总数的原子组成比分别为约18原子％、约55原子％和约27原子％。此外，发现由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为40原子％并且由(In+Zn+Ga)/(In+Zn+Ga+N+O)表示的金属的原子组成比约为49原子％。

进行了X射线衍射测定。结果确认取决于组成比，在2θ＝31°-34°附近检测到衍射峰，并且使形成的膜结晶。

(比较例5)

(In-Zn-Ga-O膜)

在该比较例中，通过RF溅射在含有氩和氧的混合物的气氛中在具有热氧化膜(300nm)的硅衬底上形成In-Zn-Ga-O膜。在4×10^-1Pa的含有氩和氧的混合气体的气氛中形成该In-Zn-Ga-O膜。将引入的氧分压设定为4×10^-3Pa。将具有In₂O₃组成的2英寸烧结材料、具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有Ga₂O₃组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。如实施例7的情况那样设定其他成膜条件。通过台阶仪测定得到的氧化物膜。结果膜厚为400nm。进行荧光X射线分析。结果发现，由In/(In+Zn+Ga)表示的In的原子组成比为10原子％-70原子％，由Zn/(In+Zn+Ga)表示的Zn的原子组成比为10原子％-80原子％。类似地，发现由Ga/(In+Zn+Ga)表示的Ga的原子组成比为10原子％-70原子％。此外，发现在衬底的中心In、Zn和Ga对于金属原子总数的原子组成比分别为约20原子％、约50原子％和约30原子％。通过次级离子质谱法(SIMS)评价该膜中含有的氮量。结果发现氮量等于或小于检测极限。

(膜特性)

通过空穴测定评价实施例7中得到的氧氮化物半导体的电特性。结果，在In原子数与金属原子总数的比等于或大于50原子％的区域中，空穴迁移率约为20cm²/Vs-25cm²/Vs并且载流子浓度约为10¹⁷/cm³-10¹⁸/cm³。在上述区域以外的组成区域中，空穴迁移率和载流子浓度等于或小于测定极限。因此，能够得到低载流子浓度。

进行吸收光谱分析。结果实施例7中制备的氧氮化物膜的带隙约为1.7eV-2.4eV。比较例5中得到的氧化物半导体膜的带隙约为2.7eV-3.2eV。因此，将大量氮引入膜中导致可见区中感光性的显著提高。甚至在300℃下气氛退火的情况下也没有观察到根据实施例7的In-Zn-Ga-ON膜的带隙变化，因此发现热稳定性优异。

退火之前和之后测定电阻率。结果电阻率值为1kΩ·cm至等于或大于测定极限(测定极限：约10MΩ·cm)的值，其取决于组成。但是，在相同金属组成比下比较时，几乎没有观察到电阻率的变化，因此发现在电特性方面热稳定性优异。

对实施例7中制备的薄膜进行二维X射线衍射测定。结果确认尽管得到了不同的晶格常数，但观察到了与通过模拟具有纤锌矿结构的ZnO(图12)而得到的结果相同的图案(参见图18)，因此由具有纤锌矿结构的原子结构的In-Zn-Ga-ON膜形成整个薄膜。应指出的是，通过荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析得到了测定的膜的组成。发现In、Zn和Ga对于金属原子总数的原子组成比分别为约18原子％、约55原子％和约27原子％。发现由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为40原子％并且由(In+Zn+Ga)/(In+Zn+Ga+N+O)表示的金属的原子组成比约为49原子％。另一方面，在比较例5中得到的氧化物膜的情况下，发现在Zn与金属原子总数的原子组成比等于或小于70原子％的组成区域中没有观察到衍射峰，因此该膜为无定形。在Zn与金属原子总数的原子组成比大于70原子％的组成区域中，观察到由具有同系结构的InGaO₃(ZnO)_x产生的衍射峰。

由X射线衍射测定得到的结果获得晶格常数。结果取决于组成比，c-轴长度约为0.54nm-0.57nm。

其次，为了考察In-Zn-Ga-ON膜的经时稳定性，将实施例7中制备的氧氮化物膜静置在温度20℃且湿度50％的气氛中，并测定电阻率的经时变化。结果没有观察到电阻率的变化，因此发现环境稳定性优异。

如上所述，形成含有In、Ga和Zn的氧氮化物半导体时，发现在室温下能够实现残留载流子浓度低且能够在可见区调节带隙的半导体，因此能够将该半导体应用于例如高效率太阳能电池的光吸收层。

(实施例8)

(将In-Zn-Ga-ON用于有源层的晶体管)

本实施例中，制造图15中所示的底栅极Zn-Ga-ON薄膜晶体管。

本实施例中，为了考察有源层对于原子组成比的依赖性，将组合法用于成膜。即，使用通过溅射在单一衬底上同时形成具有各种不同组成的氧氮化物薄膜的方法来考察依赖性。应指出的是，未必使用该方法。可以制备具有预定组成的材料源(靶)以形成氧氮化物薄膜或者可以控制多个靶的输入功率以形成具有所需组成的薄膜。

通过RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在具有热氧化膜的硅衬底上沉积用作有源层12的In-Zn-Ga-ON氧氮化物膜。本实施例中，该热氧化膜用作栅极绝缘膜14并且硅衬底也用作栅电极15。热氧化膜的膜厚为100nm。将具有In₂O₃组成的2英寸烧结材料、具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有GaN组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为30W(In₂O₃)、50W(ZnO)和60W(GaN)。将每个靶与衬底之间的距离设定为大约7cm-12cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成In-Zn-Ga-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。

然后，通过电子束加热沉积法从接近氧化物半导体的沟道层的一侧按所述顺序层叠厚度约5nm的Ti层和厚度约100nm的Au层。于是，形成用于改善粘合性的粘合层16、源电极12和漏电极13。沟道长度为10μm且沟道宽度为150μm。

在400℃的气氛中将通过上述方法制造的TFT加热1小时。将得到的In-Zn-Ga-ON膜进行四探针测定。结果发现电阻率等于或大于0.1Ωcm。通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚约为20nm。

(TFT器件的特性评价)

在In、Zn和Ga与金属原子总数的原子组成比为约2原子％-50原子％、约18原子％-88原子和约8原子％-67原子％的组成范围内获得优异的晶体管特性。在该组成范围内电流导通/切断比等于或大于10⁵。图19是例示本实施例中得到优异晶体管特性的TFT的有源层的金属组成范围的三元相图(图19的由连接点“d”、“e”、“f”和“g”的线包围的区域)。图20例示在室温下测定本实施例中制造的TFT器件的情况下Vd＝6V时Id-Vg特性(迁移特性)的实例。根据由荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析得到的结果，发现In、Zn和Ga与金属原子总数的原子组成比为约21原子％、约42原子％和约35原子％，并且由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为45原子％。发现导通电流较大并且因此在Vg＝20V时流过约1×10^-4A的电流Id。由输出特性计算场效应迁移率。结果在饱和区得到约2cm²/Vs的场效应迁移率。电流导通/切断比超过约10⁹。S值约为0.6V/dec。因此，与实施例3相比得到理想的值。本实施例中，能够实现栅极电压为0V时电流没有流过的所谓常关特性。该原因可能是通过用作组成元素的Ga，能够得到低残留载流子浓度。

其次，为了考察本实施例中制造的TFT的经时稳定性，将该TFT静置在温度20℃且湿度50％的气氛中以测定TFT特性的经时变化。结果，甚至在将TFT放置半年后也没有观察到TFT特性的变化，因此发现其环境稳定性优异。

因此确认甚至当氮浓度高的氧氮化物半导体膜用作有源层时，也实现TFT运转。将氧氮化物半导体膜用作TFT的有源层时，可以实现具有优异特性例如约2cm²/Vs的场效应迁移率、超过约10⁹的电流导通/切断比和约0.6V/dec的S值的常关TFT。

(实施例9)

(In-Zn-Ga-ON的光学响应特性)

本实施例中，通过RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在玻璃衬底上形成In-Zn-Ga-ON膜。

通过RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在玻璃衬底上沉积In-Zn-Ga-ON氧氮化物膜。将具有In₂O₃组成的2英寸烧结材料、具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有GaN组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为30W(In₂O₃)、50W(ZnO)和60W(GaN)。将每个靶与衬底之间的距离设定为大约7cm-12cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成In-Zn-Ga-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。成膜过程中以10rpm的转速将衬底旋转。

然后，通过电子束加热沉积法从接近氧氮化物半导体的沟道层的一侧按所述顺序层叠厚度约5nm的Ti层和厚度约40nm的Au层。电极间距离为30μm并且电极宽度为450μm。

然后，在400℃的气氛中将通过上述方法制备的氧氮化物膜加热1小时。得到的In-Zn-Ga-ON膜具有约10^-6S/m的电导率和约20nm的膜厚。根据由荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析得到的结果，发现In、Zn和Ga与金属原子总数的原子组成比为约21原子％、约42原子％和约35原子％，并且由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为45原子％。

(感光性的评价)

图21例示用不同波长的光照射的In-Zn-Ga-ON膜的电导率。在每一波长下照明强度为0.2mW/cm²。发现用波长300nm的光照射时电导率约为10^-1S/m，因此与没有照射的情况相比电导率提高约4个数量级。此外，发现甚至在用波长400nm-600nm的光照射的情况下电导率也提高，因此该膜对可见光也敏感。图22是例示对于波长500nm的光的光学响应特性的坐标图。通过光照射的开/关控制能够将电流导通/切断。

因此，发现根据本发明的氧氮化物半导体能够用于光接收器件例如传感器或太阳能电池并且还能应用于需要对于可见光的敏感性的器件。

(实施例10)

(Zn-Ge-ON膜，Zn/(Zn+Ge)：50原子％-90原子％)

本实施例中，通过RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在具有热氧化膜(300nm)的硅衬底上形成Zn-Ge-ON膜。

本实施例中，为了考察该膜对于原子组成比的依赖性，将组合法用于成膜。即，使用通过溅射在单一衬底上同时形成具有各种不同组成的氧氮化物薄膜的方法来考察依赖性。应指出的是，不必须使用该方法。可以制备具有预定组成的材料源(靶)以形成氧氮化物薄膜或者可以控制多个靶的输入功率以形成具有所需组成的薄膜。

使用具有对角线入射结构的共溅射装置形成Zn-Ge-ON膜。将靶放置在相对于衬底的对角线方向上，因此膜的组成取决于与靶的距离不同而变化。因此，能够获得具有宽组成分布的薄膜。

将具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有Ge组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为40W(ZnO)和30W(Ge)。将每个靶与衬底之间的距离设定为约7cm-12cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成Zn-Ge-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。

通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行荧光X射线分析，结果发现由Zn/(Zn+Ge)表示的Zn的原子组成比为50原子％-90原子％。进行荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现在衬底的中心由Zn/(Zn+Ge)表示的Zn的原子组成比约为70原子％，并且在衬底的中心由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为50原子％。

进行X射线衍射测定。结果确认在由Zn/(Zn+Ge)表示的Zn的原子组成比等于或大于约65原子％的组成范围内，在2θ＝34°附近检测到衍射峰。此外，确认在该组成范围内使形成的膜结晶。

(膜特性)

通过空穴测定评价本实施例中得到的氧氮化物半导体的电特性。结果，电特性值等于或小于测定极限，因此能够实现低载流子浓度状态。

进行吸收光谱分析。结果，实施例10中制备的氧氮化物膜的带隙等于或小于2.3eV。具体地，在通过X射线衍射测定观察到衍射峰的组成范围内，即，由Zn/(Zn+Ge)表示的Zn的原子组成比等于或大于约65原子％的组成范围内，带隙为约1.7eV的基本上恒定的值。甚至在300℃下气氛退火的情况下也没有观察到根据本实施例的Zn-Ge-ON膜的带隙变化，因此也发现热稳定性优异。

退火之前和之后测定电阻率。结果电阻率值为约500kΩ·cm至等于或大于测定极限(测定极限：约10MΩ·cm)的值，其取决于组成。但是，在相同组成的情况下，几乎没有观察到电阻率的变化，因此发现在电特性方面热稳定性优异。

对本实施例中制备的薄膜进行二维X射线衍射测定。结果确认尽管得到了不同的晶格常数，但观察到了与通过模拟具有纤锌矿结构的ZnO(图12)而得到的结果相同的图案(参见图23)，因此由具有纤锌矿结构的原子结构的Zn-Ge-ON膜形成整个薄膜。应指出的是，通过荧光X射线分析和Rutherford反散射能谱法(RBS)分析得到了测定的膜的组成。发现由Zn/(Zn+Ge)表示的Zn的原子组成比为约70原子％。类似地，发现由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为50原子％。

由通过X射线衍射测定得到的结果而获得晶格常数。结果c-轴长度为约0.52nm并且a-轴长度为约0.33nm。

其次，为了考察Zn-Ge-ON膜的经时稳定性，将本实施例中制备的氧氮化物膜静置在温度20℃且湿度50％的气氛中并测定电阻率的经时变化。结果没有观察到电阻率的变化，因此发现环境稳定性优异。

如上所述，形成含有Ge和Zn的氧氮化物半导体时，发现在室温下能够实现残留载流子浓度低且能够在可见区调节带隙的半导体，能够将该半导体应用于例如高效率太阳能电池的光吸收层。

(实施例11)

(Zn-Si-ON膜，Zn/(Zn+Si)：50原子％-90原子％)

本实施例中，通过RF溅射在含有氩和氮的混合物的气氛中在具有热氧化膜(300nm)的硅衬底上形成Zn-Si-ON膜。

使用具有对角线入射结构的共溅射装置形成Zn-Si-ON膜。将靶放置在相对于衬底的对角线方向上，因此膜的组成取决于与靶的距离不同而变化。因此，能够获得具有宽组成分布的薄膜。

将具有ZnO组成的2英寸烧结材料和具有Si₃N₄组成的2英寸烧结材料(均具有99.9％的纯度)用作靶(材料源)。输入RF功率为30W(ZnO)和180W(Si₃N₄)。将每个靶与衬底之间的距离设定为约7cm-12cm。将成膜过程中的衬底温度设定为25℃。在4×10^-1Pa的含有氩和氮的混合物的气氛中形成Zn-Si-ON膜。将引入的氮分压设定为3.2×10^-1Pa。

通过台阶仪测定得到的氧氮化物膜。结果，膜厚为400nm。进行Rutherford反散射能谱法(RBS)分析。结果发现由Zn/(Zn+Si)表示的Zn的原子组成比为50原子％-90原子％。在衬底的中心由Zn/(Zn+Si)表示的Zn的原子组成比约为80原子％，并且在衬底的中心由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为32原子％。

进行X射线衍射测定。结果确认在由Zn/(Zn+Si)表示的Zn的原子组成比等于或大于约80原子％的组成范围内，在2θ＝34.5°附近检测到衍射峰。此外，确认在该组成范围内使形成的膜结晶。

(膜特性)

进行吸收光谱分析。结果，实施例11中制备的氧氮化物膜的带隙等于或小于约4.5eV。具体地，在通过X射线衍射测定观察到衍射峰的组成范围内，即，由Zn/(Zn+Si)表示的Zn的原子组成比等于或大于约80原子％的组成范围内，带隙为等于或小于2eV的值。

甚至在300℃下气氛退火的情况下也没有观察到根据本实施例的Zn-Si-ON膜的带隙变化，因此也发现热稳定性优异。

退火之前和之后测定电阻率。结果电阻率值为约800kΩ·cm至等于或大于测定极限(测定极限：约10MΩ·cm)的值，其取决于组成。但是，在相同金属组成比下，几乎没有观察到该电阻率，因此发现在电特性方面热稳定性优异。

对本实施例中制备的薄膜进行二维X射线衍射测定。结果确认尽管得到了不同的晶格常数，但观察到了与通过模拟具有纤锌矿结构的ZnO(图12)而得到的结果相同的图案(参见图24)，因此整个薄膜是具有纤锌矿结构的原子结构的Zn-Si-ON膜。应指出的是，通过Rutherford反散射能谱法(RBS)分析得到了测定的膜的组成。发现由Zn/(Zn+Si)表示的Zn的原子组成比为约85原子％并且由N/(N+O)表示的氮的原子组成比约为22原子％。

由通过X射线衍射测定得到的结果而获得晶格常数。结果c-轴长度为约0.52nm并且a-轴长度为约0.32nm。

其次，为了考察Zn-Si-ON膜的经时稳定性，将本实施例中制备的氧氮化物膜静置在温度20℃且湿度50％的气氛中并测定电阻率的经时变化。结果没有观察到电阻率的变化，因此发现环境稳定性优异。

如上所述，形成含有Si和Zn的氧氮化物半导体时，发现在室温下能够实现残留载流子浓度低且能够在可见区至紫外区调节带隙的半导体，能够将该半导体应用于例如高效率太阳能电池的光吸收层。

(实施例12)

本实施例中，研究了氧氮化物半导体的晶体结构和电子状态。具体地，基于纤锌矿结构研究了ZnInON晶体的元素排列。

将第一原理电子状态计算法用于研究元素排列。本实施例中，将第一原理电子状态计算程序软件“Cambridge Serial Total EnergyPackage(CASTEP)”(由Accelrys Inc.生产)用于电子状态计算并且通过具有广义梯度近似(GGA)的密度函数理论(DFT)计算元素排列。将作为对于各个元素排列使用密度函数理论的计算结果得到的总能量相互比较时，能够评价材料的稳定性。将截止能量设定为380eV并且进行以下起始结构的结构优化(各个原子位置的位置优化)。

图25A-25C例示用于计算的三种起始结构的实例。在纤锌矿结构的原子排列中，将In和Zn排列在阳离子位点并且将O和N排列在阴离子位点。Zn、In、O和N的含量比为1∶1∶1∶1，但三种排列在元素序列上彼此不同。以下对三种结构的特征进行说明。

排列-A(图25A)：对于每个In原子，一个N原子和三个O原子配位，并且对于每个Zn原子，一个O原子和三个N原子配位。这种排列可认为是在纤锌矿结构的c-轴方向上由In-O制成的层和由Zn-N制成的层层叠的结构。将对称性归类为具有空间组P3M1的三方晶系。

排列-B(图25B)：对于每个In原子，三个N原子和一个O原子配位，并且对于每个Zn原子，三个O原子和一个N原子配位。这种排列可认为是在纤锌矿结构的c-轴方向上由In-N制成的层和由Zn-O制成的层层叠的结构。将对称性归类为具有空间组P3M1的三方晶系。

排列-C(图25C)：对于每个In原子，两个N原子和两个O原子配位，并且对于每个Zn原子，两个O原子和两个N原子配位。这种排列可认为是In-O链和Zn-O链排列的结构。将对称性归类为具有空间组PNA21的正交晶系。

由计算结果得到的各个总能量如下。

排列-A -3978.1401eV

排列-B -3978.5956eV

排列-C -3978.6336eV

因此，发现排列-C最稳定。结果，排列-C是ZnInON晶体的理想晶体结构。

图26A例示在排列-C的情况下结构优化后的ZnInON结构并且图26B是其谱带图。与起始结构比较，观察到原子位置的变化。根据元素的结合，使原子间距离变化。最长的原子间距离是In-O的距离，并且原子间距离按In-N、Zn-O和Zn-N的顺序减小。ZnInON结构中In-N的距离比独立计算的InN结构中In-N的距离短。ZnInON结构中Zn-O的距离比独立计算的ZnO结构中Zn-O的距离长。从图26B的谱带图可知，ZnInON晶体是直接跃迁半导体。根据密度函数理论，低估带隙，因此ZnInON晶体的带隙Eg接近0。但是，得到的带隙小于ZnO的带隙Bg并且大于InN的带隙Eg。因此，发现通过调节其元素组成能够控制ZnInON晶体的带隙Eg。这与实施例中所述的结果吻合。

分析了电子状态密度。结果发现价带最大值主要包括N的p-轨道分量。尽管一般氧化物的价带最大值的谱带几乎无分散，但ZnInON晶体的价带最大值的谱带具有分散。这表明有效空穴质量小，因此可以导电。另一方面，导带最小值主要包括In的s-轨道分量并且还包括O(和N)的混合p-轨道分量，由此形成分散大的谱带。这表明ZnInON晶体中有效电子质量小，这与上述实施例中得到大的电子迁移率的结果吻合。

其次，如ZnInON晶体的情况那样计算ZnGaON晶体的元素排列。ZnGaON晶体具有这样的元素排列以致在ZnInON晶体中全部的In原子被Ga原子替代。

通过计算得到的总能量如下。

排列-A -4471.1808eV

排列-B -4472.1881eV

排列-C -4472.0024eV

因此，排列-B最稳定。即，排列-B是ZnGaON晶体的理想晶体结构。ZnGaON晶体具有直接跃迁带结构并且其带隙比ZnInON晶体的带隙大。

如上所述，含有根据本发明的ZnInON或ZnGaON的半导体可以具有Zn和In的阳离子晶粒以及O和N的阴离子晶粒，它们形成纤锌矿结构的原子排列。具体地，元素排列例如排列-C或排列-B是理想的结构。发现这些材料是有效电子质量小且能够根据元素组成调节其带隙的半导体。

本实施例中，计算了特定的元素排列。但是，根据本发明的半导体上各元素(Zn、In、O和N)的排列并不限于上述情况。取决于材料制备方法，能够应用排列-A或其中将各元素无规地排列在纤锌矿结构的原子位置的另外的结构。

工业应用性

根据本发明的氧氮化物半导体能够应用于薄膜晶体管、薄膜二极管、光接收器件和太阳能电池，它们均具有衬底例如玻璃衬底、塑料衬底或塑料膜。

本申请要求2007年4月25日提交的日本专利申请No.2007-115634、2007年11月6日提交的日本专利申请No.2007-288689和2008年4月18日提交的日本专利申请No.2008-109054的权益，由此将它们全文引入本文中作为参考。

Claims

1.氧氮化物半导体，其包含金属氧氮化物，其中该金属氧氮化物含有Zn和选自In、Ga、Sn、Mg、Si、Ge、Y、Ti、Mo、W和Al中的至少一种元素，并且其中该金属氧氮化物具有7原子％-80原子％的N的原子组成比N/(N+O)。

2.根据权利要求1所述的氧氮化物半导体，其中该金属氧氮化物是具有纤锌矿结构的原子排列的晶体。

3.根据权利要求1所述的氧氮化物半导体，其中该金属氧氮化物具有1eV-2eV的带隙。

4.根据权利要求1所述的氧氮化物半导体，其中该金属氧氮化物具有50原子％或更大的Zn原子与金属原子总数的原子组成比。

5.根据权利要求1所述的氧氮化物半导体，其中该金属氧氮化物还含有In。

6.根据权利要求1所述的氧氮化物半导体，其中该金属氧氮化物还含有Ga。

7.根据权利要求1所述的氧氮化物半导体，其中该金属氧氮化物还含有Ge。

8.根据权利要求1所述的氧氮化物半导体，其中该金属氧氮化物还含有Si。

9.薄膜晶体管，其包含根据权利要求1-8任一项所述的氧氮化物半导体作为有源层。

10.光接收器件，其包含根据权利要求1-8任一项所述的氧氮化物半导体作为光接收层。