JP6267675B2 - セラミック調製方法、かくして得られるセラミックならびに特にスパッタリング標的としてのその使用 - Google Patents
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Description
要素にも関する。これらのセラミックおよび標的要素は、卓越した機械的特性、特に理論
的密度に近い高い見かけの密度によって特徴づけられる。
タリングによる薄膜としてのフィルムおよび電気化学デバイス(マイクロジェネレータ、
エレクトロクロミックデバイス、ガスセンサーなど)のための電極の生産を可能にする方
法の実施に関する。
れるフィルムおよび電極も同様に、本発明の一態様を構成する。
対象となってきた。この技術の使用の一例として、従来、機械部品上への超硬質材料の被
着、光電子デバイス用の金属型の伝導率をもつ透明な電極、エレクトロクロミックデバイ
ス用電極、マイクロバッテリ用電極、金属上への防食性層の被着および光学ガラス上への
反射防止層の被着に言及することができる。
ング層生成用化合物の化学的アイデンティティに応じて実質的に異なる。
生成用化合物に関して適している。
金属の層を被着させることからなる方法、或いはスピンコーティングタイプのまたはホッ
トミストを噴霧することによる被着のための方法が使用される。
sperso.laposte.net/librebel/download3/pu
lve.pdf」内、および1998年、ロンドン大学、キングスカレッジロンドン、電
子工学部、博士号学位のための規定要件に従って提出された、シャビル(Shabbir
)A、バッシェル(Basher)B技師著「Study of Indium Tin
Oxide(ITO)for Novel Optoelectronic Devi
ces」の中で記述されているようなRFまたはDC型のスパッタリングが有利に使用さ
れる。
金属、金属合金或いは又特に高い融点をもつ無機化合物によって構成され得る。これに関
連して、耐火性酸化物から成るセラミックは、標的材料の粒子を離脱させるのに充分なエ
ネルギーをもつイオン源を用いたボンバードを受ける。このように離脱させられた粒子は
、コーティングすべき物体の上に(材料移送によって)被着させられる。
ネルギーをもつ粒子が上に被着される基板との間の距離は、一般に、約4〜15cmの間
で変動する。物体上に被着すべき標的材料の表面が充分なサイズのものであることを条件
として、このとき、標的材料から離脱させられた粒子から形成される被着について適切な
成長率と均質性が得られる。
階を通過することにより、比較的容易に実施できる。高い融点をもつ無機化合物からかか
る標的を調製する場合、作業は、まず所要の特徴をもつセラミックを生産する上で存在す
る問題に起因して細心の注意を要するものとなる。セラミックを生産する目的で使用され
る各々の新しい無機材料について、プロセスのパラメータを分析することが必要である。
これは、特に高圧が関与する技術が用いられる場合に、結果として運転コストが高くなる
、無作為で時間がかかり複雑になり得る作業である。かかる方法は単なるオペレータが生
産に移すには細心の注意が求められすぎており、専門家の関与が不可欠となる。
造するためには、主として2つの焼結技術が用いられている。
− (i)圧密ステップ:まず、約1トン/cm2の高圧に耐える適切な金型内で、無機
材料の粉末を大気温度で圧密する。圧密ひいてはこのように圧密された粉末の温度焼結前
の離型を容易にする目的で、樟脳といった添加物を加えてもよい。
(ii)焼結ステップ:大きな表面積(≧100cm2)の圧密済み要素については、
それでも、劣化なく金型から圧密済み要素を取出しそれを損傷なく炉の中に搬送してその
中で焼結させ最終的なセラミックを得る上で、技術的な問題点(同じくコストがかかる金
型の「外形寸法」以外のもの)に遭遇する。
においておよび大きな表面積をもつ標的について、実現に細心の注意を要することとなる
。
ている第2の方法を使用する。これは、高圧高温に耐える適切な化学的に不活性な金型の
中での無機材料粉末の高温圧密である。
にするものの、この製造方法には、特に大きい表面積の標的について、強力で非常に高価
な機器の使用を必要とするという欠点がある。
学、キングスカレッジロンドン、電子工学部、博士号学位のための規定要件に従って提出
された、シャビルA、バッシェルB技師著「Study of Indium Tin
Oxide(ITO)for Novel Optoelectronic Devic
es」の中で記述されている。
、この材料の表面から粒子を放出させる現象である。ダイオードスパッタリングのための
従来のダイアグラムは、図3に提示されている。
の電圧にされている標的の電界の中で加速される。スパッタリングされた粒子は一般に中
性である。これらはチャンバ全体を通して拡散される。そのうちのいくつかは、標的と反
対側に設置されこれらの粒子がその上に薄膜を形成する基板として知られる担体の上に回
収される。グロー放電としても知られるプラズマが、スパッタリングの基礎である。
mbrosini)著「Zinc Doping in Cosubstituted
In2−2xSnxZnyO3−δ」という題の刊行物では、In2−x−ySnxZn
xO3−δ(y>x)を形成するべくZn2+でアクセプタドープされた同時置換固溶体
In2−2xSnxZnyO3−δについて言及している。ビクスビアイト構造を維持し
ながら4%のZn2+余剰分をIn1.6Zn0.2O3−δの中に導入することができ
る。ドープされた材料のn型伝導率は亜鉛置換に伴って減少する。ZnドープされたIn
1.6Sn0.2Zn0.2O3−δは、高い酸素圧力(170atm)下でアニーリン
グされ、アニオン空孔、Vo¨を除去した。1020から1018個までの担体/cm3
という最高2桁分の担体濃度の減少のため、アニールされた材料の伝導率は減少する。ホ
ール測定は、担体がn型としてとどまることを示している。結果は、Zn2+による正孔
の付与を妨げる中性Zn−Vo¨錯体の存在を暗示している。
力で大気温度で実施される第1のプレス加工を含むセラミックの調製方法に関する。この
方法によると、理論的密度に近い密度をもつセラミックを得ることが可能になるが、複雑
で(少なくとも2回のプレス加工ステップ)あり、かつ非常に大きなエネルギー入力を必
要とするという欠点がある。
2006年)7〜13頁中の、I.サーデッディン(Saadeddin)らによる「S
imultaneous doping of Zn and Sb in SnO2
ceramics:enhancement of electrical condu
ctivity」という標題の刊行物では、Sbおよび/またはZnでドープされ130
0℃での固体反応により調製されるSnO2ベースのセラミックが記述されている。電子
特性および焼結に対するドーパントの効果が研究されてきた。未ドープのSnO2セラミ
ックは非常に低い電気伝導率とより低い密度を有するが、一方、Sbドープされたセラミ
ックはより高い電気伝導率を示し、緻密化はほとんどなく、有意なアンチモン損失を示し
ている。これとは反対に、Znドープされたセラミックについては、高い緻密化と低い伝
導率が得られる。このような理由から、著者らは、両方のドーパントの利点を組合せるべ
く、SbおよびZnで同時ドープされたSnO2セラミック(SnO2:Sb:Zn)を
研究した。X線光電子分光法分析は、ホール測定と一致して、Sbドープされたセラミッ
クについてはSn4+部位でSb5+が主として置換されているということを確認した。
SbおよびZnと同時ドープされたSnO2試料の場合、高い電気伝導率および密度が視
察される。さらに、Znの存在は、焼結中Sbの蒸発を妨げる。
ス加工段階が関与し、この刊行物中で記述されているセラミックの気孔は比較的小さいサ
イズのものである。この方法の利点は、その複雑さそしてそれに付随する高い運転コスト
に起因して制限されている。
中のトンヒュク・パク(Dong−Hyuk Park)らによる、「Effect o
f ZnO addition in In2O3 ceramics:defect
chemistry and sintering behaviour」という題の刊
行物は、Zn含有量および焼結用雰囲気の関数としてのIn2O3中のZn2+の溶液の
特性の研究について記述している。In2O3中のZnの溶解度限界は、IZO(インジ
ウム亜鉛酸化物)が酸素雰囲気中で焼結される場合、1at%に近い。窒素中の焼結は、
この溶解度限界を1at%未満まで減少させる。電気的特性および微細構造解析に基づい
て、Znが最高0.5at%までIn2O3中で置換型固溶体を形成し、その後、試料が
酸素中で焼結された場合0.5%未満で格子間固溶体に転換される、ということが発見さ
れた。反対に、Znは、試料が窒素中で焼成された場合に格子間固溶体を形成する。この
文書中では、不安定なIn2O3構造に基づく欠陥化学について論述されている。
MPaでのプレス加工により得られていることを示している。この刊行物中で記述されて
いるセラミックは、単位体積あたりの低い電子密度を有し、これが、その利点を著しく制
限している。
公開されたエルフ・アキテーヌ国営公社(Societe Nationale Elf
Aquitaine)による国際出願は、標的要素を形成するために、300℃〜16
00℃の間でかつ材料の融点より低い温度θで無機材料を発生させる能力をもつ前駆物質
系を構成する方法について記述している。この前駆物質系は、θ以下の融点をもつ無機ア
ジュバントを含有している。前駆物質系は、金融フェルトまたはフォームを除いて、担体
に適用される。結果として得た要素は、温度θにされ、この温度は無機材料を生産するの
に充分な時間維持され、次に無機材料/担体アセンブリは、一切のクエンチング現象を回
避しながら大気温度まで冷却される。
存在し、それらが置換により基本材料中にアニオン空孔を作り上げるのに使用されないと
いう事実によって特徴づけされる。この文書では、アジュバントはLiF、LiClとい
ったような融剤であってよく、それは好ましくは炭酸リチウム、炭酸ナトリウムまたは炭
酸カリウムであるべきである、と述べられている。炭酸塩の場合、緻密化は、加熱中のC
O2放出の間に発生する。その上、これらのアジュバントでは、得られたセラミックは理
論的密度の50%前後という低い密度を有する。
and optical properties of amorphous ind
ium zinc oxide films」という標題の刊行物は、非晶質インジウム
亜鉛酸化物(IZO)フィルムの価電子制御および電子輸送機序の調査について記述して
いる。
わたる集中的な科学的研究および技術的応用が立証する周知のTCO(透明伝導性酸化物
)である。薄膜中でITOは、光学特性と電気輸送特性すなわち(i)低い電気抵抗率(
約1〜2×10−4Ω・cm)と(ii)太陽スペクトルの可視部分における高い光透過
性(>80%)の卓越した組合せを示す[1−11]。しかしながら、このような特性を
達成するためには、フィルムは、約200℃以上の温度で被着されるかまたは被着後にア
ニールされなくてはならない。今日、低コストのプラスチック基板が用いられている可と
う性OLED(有機発光ダイオード)、重合体ベースの太陽光電池などといった有機化合
物に関連づけされた新生の技術と相容れるように、低い被着温度(≦80℃)で高い電子
的および光学的性能を有するTCO層を調製することの重要性が力説されている。このよ
うな理由から、低温で被着されるインジウム−亜鉛酸化物(IZO)の非晶質薄膜が増々
研究されてきた[12−22]。可視範囲内での高い光透過性に加えて、これらのX線非
晶質IZOフィルムは、標準的に低い抵抗率(3〜6×10−4Ω・cm)すなわち、非
晶質ITO同族体について測定されたもの(7〜10×10−4Ω・cm)よりも低い抵
抗率を有する[10、18]。
15)という化学式を有する一連の同族のIZO化合物を含んでいる。これらの酸化物は
、Zn含有量がIn2O3ビクスビアイト型の構造中の溶解度を上回ることから、ビクス
ビアイト型の立体構造ではなく六角形の層をもつ構造を示す[15、23、24]。In
2O3中のZnOの溶解度限界は、D.H.パーク(Park)らにより1〜2mol%
であることが発見された[24]。しかしながら、In3+がZn2+およびSn4+に
より同時置換されている場合、In2O3セラミック中のZn2+の溶解度限界は最高4
0mol%まで増大することが明らかになった[25]。残念なことに、報告されたZn
2+−Sn4+により同時置換されたIn2O3セラミックは、低い見かけ密度(理論的
密度の60%以下)およびそのITO同族体よりも高い抵抗率を有することが判明した[
25〜27]。
タリングすることにより被着されたTCOフィルムについて報告してきた[28〜30]
。ITOの伝導率に近づくために、フィルムは、160℃以上の温度でガラス基板上に被
着される。その結果、感熱性(プラスチック)基板を使用することができなかった。その
上、多数の化合物Zn2In2O5−ZnSnO3を有しかつ3元化合物Zn2In2O
5を有するフィルムが、粉末混合物に基づくこのような標的を用いて調製された。
調製するための方法に対するニーズが存在した。
法を提供することに対するニーズもあり、この方法は有利には、特に大きな表面積の標的
を容易に生産できるようにする標的または標的要素の獲得を結果としてもたらさなくては
ならなかった。
密された標的の細心の離型(第1の方法)を援用することなく、有利には単一の加熱ステ
ップにおいて密度の高いセラミックを容易に得ることを可能にする方法に対するニーズも
存在した。
本材料からセラミックを調製するための方法から成る。
− 好ましくは粉体形態の無機基本材料の粉末と、同じく粉末形態で無機基本材料のため
のドーパントとして作用する第2の無機構成要素とを混合するステップであって、前記ド
ーパントが単一の無機材料または無機基本材料に対するドーパント効果をもつ少なくとも
2つの無機材料の混合物により構成されているステップと、
− 好ましくは800℃超でありより好ましくはさらに1000℃超である高温で実施さ
れる焼結ステップと、
を含み、前記粉末の混合物の調製中に粉末に対し及ぼされる力は5kg/cm2以下、好
ましくは1kg/m2未満であることを特徴とする。
さらに20ナノメートル〜30マイクロメートルにあるd50により特徴づけされる粒度
を有する。
(I) Eα kOβ 2−が前記基本材料を表わし、かつ
− x’がαより小さく(好ましくは0.1α以上である)置換度を表わし、βが2β=
αkまたはβ=αk/2となるような実数を表わし、
− Eが元素周期表のI族からVIII族までの少なくとも1つの金属、例えばFe、C
u、Co、W、Mo、Ti、Cr、SnおよびInであり、記号kが化学式に従って計算
されたEの平均酸化度を表わし、記号mが、Eに部分置換する元素Jの平均酸化度を表わ
し、mはkより小さく、
− α、kおよびβが、αk−2β=0となるような好ましくは1〜20の間の正の数で
あり、mおよびx’はx’<αおよびm<kとなるような正の整数を表わすものとして、
Eα−x’ kJx’ mOβ−x’(K−m)/2 2−□x’(k−m)/2、
(II) Mx−x’ qJx’ mTy nOz−x’(q−m)/2 2−□x’(q−m)
/2または
(III) Mx qTy nOz 2−が基本材料を表わし、
− x’が置換度を表わし、化学式(II)中ではxより小さく(好ましくは0.1x以
上であり)、
− x’は本開示内で示されているような化学式(III)中でyより小さく(好ましく
は0.1y以上であり)、MおよびTは元素周期表の少なくとも2つの異なる金属、例え
ば、MについてはLi、Na、K、Ag、Cu、およびTiそしてTについてはNi、C
o、W、Mn、Cr、Fe、VおよびTiを表わし、
− 空孔レベルは、Mx−x’ qJx’ mTy nOz−x’(q−m)/2 2−□x’(
q−m)/2についてはx’(q−m)/2に等しく、Mx qTy−x’ nJx’ mOz
−x’(n−m)/2 2−□x’(n−m)/2についてはx’(n−m)/2に等しく
、
− x、y、q、nおよびzは、qx+ny=2zという等式を満たす好ましくは1以上
20以下の正の整数であり、
− qは、Mの酸化度であり、
− zは、示されている通り2z=qx+nyとなるような実数であり、
− nはTの平均酸化度であり、
− mは、ドーパントJの平均酸化度であり、化学式(II)においてはq未満、化学式
(III)においてはn未満であり、
− MおよびTがそれぞれ、元素周期表のI族からVIII族までの少なくとも1つの金
属、例えばFe、Cu、Co、W、Mo、Ti、Cr、SnおよびInであるものとして
、
Mx qTy−x’ nJx’ mOz−x’(n−m)/2 2−□x’(n−m)/2、
という化学式(I)、(II)または(III)のうちの1つによってかまたは焼結後の
ドープされた材料を表わすこれらの化学式の混合によって表わされ、アニオン空孔が□と
いう記号で表わされている。
低い酸化度を有する1つ以上のカチオンを含有していてよい。
〜0.4の間で変動し得、それは好ましくは0.01〜0.1の間にある。
− 第1ステップにおいては、少なくとも1つのドーパントでドープされた無機基本材料
の混合物を、全く圧密されていないかまたは好ましくは5kg/cm2未満の圧力の作用
下で、より好ましくはさらに1kg/m2未満の力の作用下できわめてわずかに圧密され
ている粉末の形で、1100℃を上回る、好ましくは1300℃を上回る温度に対する耐
性をもつコンテナ内に入れ;
− 第2の焼結および/またはアニーリングステップにおいては、先行するステップで調
製されたコンテナを、好ましくは1〜100時間の間、より好ましくはさらに12時間前
後の間、雰囲気においてそしてより好ましくは有利にはアルゴンで構成されている不活性
雰囲気下で標的要素の構成材料の融点(この温度は好ましくは800℃超、1700℃未
満である)より低い高温にする。
に対する耐性をもち、好ましくはアルミナで構成されたるつぼまたは金型から成っていて
よい。
ようにするため充分に高密度のセラミックを導き出すことができる。
または酸硫化物といったようなオキシハロゲン化物、およびこれらのうちの少なくとも2
つの混合物からなる群から選択されてもよい。
、WO3、Cr2O3、Fe2O3、xを0.1〜2の間の値、好ましくは1に等しいも
のとしてLixNiO2、xを1〜2の間の値、好ましくは1に等しいものとしてLix
CrO2.5、LiFeO2、および後者のうちの少なくとも2つのものの混合物からな
る群から選択されてもよい。
I族までの少なくとも1つの金属であり、基本材料の元素/カチオンのうちの1つの酸化
度よりも低い酸化度mを有する、すなわち、Eα kOβ 2−についてはm<kであり、M
x qTy nOz 2−についてはm<qおよび/またはm<nである。
− Nb5+、Ta5+、V5+、Ti4+、Sn4+、Mn4+、Mg2+、Zn2+
、Ni3+、Ni2+、Cu2+、Co3+、Co2+、Fe3+、Cr3+およびMn
3+からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での
基本材料のカチオンとしてのW6+、
− Nb5+、Ta5+、V5+、Ti4+、Sn4+、Mn4+、Mg2+、Zn2+
、Ni3+、Ni2+、Cu2+、Co3+、Co2+、Fe3+、Cr3+およびMn
3+からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での
基本材料のカチオンとしてのMo6+、
− Ti4+、Sn4+、Mn4+、Ni3+、Co3+、Fe3+、Cr3+、Mn3
+、Zn2+、Mg2+、Ni2+、Cu2+およびCo2+からなる群から選択された
少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での基本材料のカチオンとしてのV
5+、
− Ti4+、Sn4+、Mn4+、Ni3+、Co3+、Fe3+、Cr3+、Mn3
+、Zn2+、Mg2+、Ni2+、Cu2+およびCo2+からなる群から選択された
少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での基本材料のカチオンとしてのN
b5+、
− Ti4+、Sn4+、Mn4+、Ni3+、Co3+、Fe3+、Cr3+、Mn3
+、Zn2+、Mg2+、Ni2+、Cu2+およびCo2+からなる群から選択された
少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での基本材料のカチオンとしてのT
a5+、
− Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+からなる群から
選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での基本材料のカチオン
としてのMn3+、
− Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+からなる群から
選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での基本材料のカチオン
としてのCo3+、
− Zn2+、Mg2+、Sn4+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+から
なる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での基本材料
のカチオンとしてのIn3+、
− Li+カチオンと組合せた状態でCo2+、Fe2+、Zn2+、Mg2+、Cu2
+、Ni2+およびMn2+からなる群から選択された基本材料の少なくとも1つのカチ
オン;および
− 先に列挙された相溶性あるドーパントと組合せた状態での先に列挙された無機基本材
料の全ての混合物、
からなる群から選択されてもよい。
ラミックを調製するために特に適している。
びZnOの混合は、有機または水性溶媒または少なくとも1つの有機溶媒と1つの水性溶
媒との混合物の存在下で実施される。
も2つの混合物からなる群から選択されていてよい。
2つの混合物から選択されたエーテルであってよい。
り得る。
ために用いられる有機溶媒の量は、粉末混合物1kgあたり5ml〜5l(リットル)の
間、好ましくは800〜1200mlの間にあってよい。
よびZnOの混合物と混合することができる。
クの抵抗率は、無機基本材料として使用される粉末混合物内に存在するドーパントの少な
くとも1つのレベルを制御することにより調整され得、前記ドーパントは本発明の最も広
い態様において別々にまたは組合せた形で定義されているとおりである。かくして、得ら
れたセラミックは、好ましくは、Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+お
よびFe2+からなる群から選択されたドーパント無機基本材料のうちの少なくとも1つ
、より好ましくはさらにZn2+のそれぞれ高い(低い)値についてそれぞれ低い(高い
)抵抗率を有する。好ましくは(Zn2+を含有するセラミックの場合、1.7×10−
13Ω・cm前後である)セラミックの最小抵抗率は、本発明の最も広い態様において別
々にまたは組合せた形で定義されている通りのドーパント無機基本材料のうちの少なくと
も1つの含有量の10モル%の公称最小値について得られる(好ましくは、ドーパントは
、Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+、およびFe2+からなる群から
選択され、より好ましくはさらにZn2+である)。
クの電荷移動度は、無機基本材料として使用される粉末混合物中に存在するドーパントの
含有量を制御することによって調整され、前記ドーパントは本発明の最も広い態様におい
て別々にまたは組合せた形で定義されているとおりである。好ましくはドーパントは、Z
n2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+からなる群から選択さ
れ、より好ましくはさらにZ2+であり、電荷移動度は、無機基本材料として使用される
粉末混合物内に存在するドーパントの含有量が(Zn2+の場合で10%まで)増大した
時点で増加する。
材料として使用される粉末混合物中の結晶粒(好ましくはZnでできたもの)の浸透を制
御することにより調整され得、高い結晶粒浸透について高い電荷移動度が得られ、低い結
晶粒浸透値については低い電荷移動度が得られる。
きるようにするという利点を有する。本発明の方法は同様に、高速で単純かつ安価である
という利点をも有している。
とによって得られるセラミックに関する。
1) 1cmあたり300ジーメンス超、好ましくは320ジーメンス超そしてより有
利にはさらに1cmあたり585ジーメンス以上という、ケースレー(Keithley
)デバイス(モデル2400ソースメータ)を用いた4点方法(4プローブ測定)に従っ
て測定された改善された巨視的電気伝導率、
2) 好ましくは5g/cm3(これはおよそ1t/cm2で粉末とプレス加工し次に1
300℃の温度でアニーリングする従来の方法によってドーパント元素の添加なしで調製
された対応するセラミックの密度の値である)超であり、好ましくは6.57g/cm3
以上であり、より好ましくはさらに6〜7.1g/cm3の間である、オートポア(Au
topore)IV9500水銀ポロシメータを用いた水銀ポロシメータ方法に従って測
定された改善された見かけ密度、
3) 5cm2超、好ましくは50cm2超、より好ましくはさらに100cm2超の(
合計)表面積、
4) 高解像度電子顕微鏡方法に従って測定された場合に、従来の方法によりドーパント
元素の添加無しで調製された対応するセラミックの30%未満、好ましくは10%未満で
ある改善された粒界不規則性百分率、および
5) 0.1〜0.8マイクロメートルの間にある高解像度のSEM方法により測定され
る、セラミック中に存在する気孔のサイズ、
という特性のうちの少なくとも1つ、好ましくは少なくとも2つ、より好ましくは少なく
とも3つ、より有利にはさらに少なくとも4つそして最も有利には少なくとも5つのもの
を有する。
折方法(CuKα−λ放射線=1.5406Åでブラッグ・ブレンタノ(Bragg−B
rentano)幾何形状のPhilips PW1820垂直ゴニオメータを用いる;
微結晶のサイズも同じくJEOL JSM−6700F型走査電子顕微鏡により決定され
る)に従って測定された場合に、好ましくは100〜200nmの間の微結晶サイズに対
応し、より好ましくは156nm前後の微結晶サイズに対応する非常に高い結晶化度を有
するセラミックにより構成されている。
ても知られているビクスビアイト型の結晶構造を有するセラミックで構成されている。
少なくとも1つの電気特性を有するセラミックで構成されている。
て、かつ4点方法に従って測定された場合に、1cmあたり200〜10000ジーメン
スの間、好ましくは300〜5000ジーメンスの間、そしてより好ましくはさらに58
0ジーメンス前後である伝導率を有し得る。
有する。
定された場合に、0.01〜300の間、好ましくは0.1〜50cm2/体積・秒−1
の間である改善された電荷移動度を有していてよい。
、特別な利点をもつ。
のドーパントSnO2および9.11mol%のドーパントZnOを含有する混合物から
得られ、後者のドーパント(ZnO)が緻密化を提供している本発明のセラミックは、特
に有利であり、
− 1cmあたり300〜500ジーメンスの間そして好ましくは1cmあたり330ジ
ーメンス前後の電気伝導率、
− 6〜7.1g/cm3の間、好ましくは6.57g/cm3前後の密度、
− 1〜1000cm2の間の(総)表面積、
および
− 5〜20%の間、好ましくは10%未満の不規則性百分率、
を特徴とする。
〜100%の間、そしてより有利には90%超であってよい。これらのセラミックは、好
ましくは、3〜15%の間のSnO2およびZnOのモル百分率を含み、ここでZnOの
百分率はSnO2の百分率以上である。好ましくはZnOの百分率はSnO2の百分率を
超えている。
被着)技術およびPVD(物理蒸着)技術のための標的としての、本発明の第1の主題の
中で定義されているかまたは本発明の第2の主題の中で定義されている通りの方法によっ
て得られるセラミックの使用から成る。
するものである。
2の主題の中で定義されている通りの方法を実施することにより得られる少なくとも1つ
のセラミックをスパッタリングすることにより、透明で伝導性のある金属フィルムを調製
するための方法から成る。
で実施され得る。
それは、1時間前後である。
ルゴンおよび0.2%の酸素から成る雰囲気内で実施されてよい。
0.5ワット/cm2前後であってよい。
mの間であってよく、より有利には7cm前後である。
ることによって得られる透明なフィルムおよび/または電極から成る。フィルムは、透明
な電極フィルムまたは透明なフィルムを構成し得る。
LED、重合体ベースの太陽光電池などといった光電子デバイス上にスパッタリングする
ことによって得ることができる。
〜2500nmの範囲内でCarry 5000型の分光計を用いて記録された)UV/
可視/NIR領域内のフィルムの透過スペクトルの方法に従って測定された場合に、可視
範囲内にあり、90〜100%の間にある透過係数を有するフィルムまたは電極で構成さ
れ得る。好ましくは、透過係数は95%超である。
に1000ジーメンス/cm以上、より有利にはさらに2250ジーメンス/cm超であ
る伝導率を有する。
学式のセラミックから選択された標的セラミックから得られたフィルムまたは電極で構成
され得る、
− δが好ましくは0.001〜0.03の間であり、より好ましくはさらに0.05前
後に等しい、In1.805Sn0.095Zn0.10O3−δ(伝導性)、
− In1.94Zn0.06O2.97(伝導性)、Li4Ti4.5Mg0.5O1
1.5(絶縁性、すなわち10−4S/cm未満の伝導性);Li4Ti4.5Mg0.
5O11.5(絶縁性、すなわち10−4S/cm未満の伝導性を有する)、
− Li4Ti4.5Ni0.5O11.75(絶縁性、すなわち10−4S/cm未満
の伝導性を有する)
− これらのセラミックのうちの少なくとも2つの混合物。
標的基本要素を形成する無機材料は、最も詳細には酸化物であるが、酸塩化物およびオ
キシフッ化物および/または酸硫化物といったようなオキシハロゲン化物、そして特にE
α kOβ 2−およびMx qTy nOz 2−という化学式の一方または他方を有する酸化物
であってもよい。
、かくして(70から100%までの間、好ましくは90%以上の密度を有する)高密度
のセラミックの生産を促進することにある。従って、本発明に従うと、ドーパントのカチ
オンは、絶対に基本材料内のカチオンの酸化度より低い酸化度m(実数)を有すること、
すなわちEα kOβ 2−内でm<kであり、Mx qTy nOz 2−内でm<qおよび/ま
たはm<nであることが必要である。ドープされ従って先行圧密無しの(または低い先行
圧密を伴う)焼結に有利に作用するアニオン空孔を有する材料の化学式は、かくして、J
がドーパントを、mがその酸化度を表わすものとして、以下のように記すことができる:
1) 基本材料を表わすEα kOβ 2−ついて:
− アニオン空孔が□で表わされ、
− 置換度を表わすx’がαより小さく(好ましくは0.005α以上である)、
ものとして、ドープされた材料を表わすEα−x’ kJx’ mOβ−x’(K−m)/2
2−□x’(k−m)/2、
2) 基本材料を表わすMx qTy nOz 2−について;
− 置換度を表わすx’が、本開示中で示されているような化学式Mx−x’ qJx’ m
Ty nOz−x’(q−m)/2 2−□x’(q−m)/2中でxより小さく(好ましく
は0.005x以上である)、
− x’が化学式Mx qTy−x’ nJx’ mOz−x’(n−m)/2 2−□x’(n
−m)/2中でyより小さく、好ましくはx’は0.005y以上である、
ものとしてドープされた材料を表わす化学式Mx−x’ qJx’ mTy nOz−x’(q
−m)/2 2−□x’(q−m)/2またはMx qTy−x’ nJx’ mOz−x’(n
−m)/2 2−□x’(n−m)/2および/または2つの化学式の組合せ。
、例えば酸素は負の電荷2−を担持し、カチオンMは正の電荷qを担持し;カチオンTは
正の電荷nを担持する、ということが観察される。
ことを可能にする。この方法は、無機基本材料に対してドーパント型のもう1つの無機材
料を添加することから成る。この無機材料は、好ましくは無機基本材料を構成する1つま
たは複数のカチオンより低い酸化度を有する2つ以上のカチオンを含有することが有利で
ある。
実施するのに必要な力のみを受ける。
間で変動し、有利には0.05と0.06の間にある。
度に耐える適切なるつぼまたは金型の中に圧密されたまたは圧密されていない粉末の形で
入れられる。このようなるつぼまたは金型は、例えばアルミナをベースとしていてよい。
このように入れられたドープされた無機材料の焼結は、るつぼまたは金型を高温(800
℃超で基本材料の融点未満)にすると起こる。
るほど充分高密度であるセラミックを生じる、ということが発見された。
で得られる好ましいセラミックを代表するものとして提示されている。
Inといった元素周期表のI族からVIII族までの少なくとも1つの金属である。Mお
よびTは、例えばMについてはLi、Na、K、Ag、CuおよびTlそしてTについて
はNi、Co、W、Mn、Cr、Fe、VおよびTiといった周期表からの少なくとも2
つの異なる金属を表わす。k、qおよびnといった記号は、それぞれにE、MおよびTの
平均酸化度を表わす。パラメータαおよびβは、αk−2β=0という式を満たす正の整
数であり、x、yおよびzは、qx+ny−2z=0となる正の整数を表わす。
O12、MOO3、Cr2O3、Fe2O3、LixNiO2、LixCrO2、Lix
CoO2およびLiFeO2に言及することができる。
チオンのうちの1つの酸化度よりも低い酸化度mを有することが不可欠であり、すなわち
Eα kOβ 2−については0<m<kでありMx qTy nOz 2−については0<m<n
である、周期表I族からVIII族までの少なくとも1つの金属である。
こでx’と呼ばれる前述の比率でEに部分置換されたドーパント元素Jmを有する酸化物
(またはハロゲン化物またはオキシハロゲン化物)を用いたEα kOβ 2−化合物のドー
ピングにより、2y≒x’(k−m)すなわちy≒x’(k−m)/2となるようにyが
厳密にβより小さい正の数であるものとしてE(α−x) kJx mOβ−y 2−□yに従
ったアニオン空孔y□が形成されることになる、ということが発見されている。例えば、
TiO2については、ドーパントはZnOまたはMgOであってよい。具体的には、亜鉛
およびマグネシウムは、+2に等しい酸化度、すなわちチタンの+4という酸化度よりも
低い酸化度を有する。例えばドーパントとして使用されるMgOの場合、これは、このよ
うにドーピングされたTiO2について、Ti1−x’Mgx’O2−x’□x’と記さ
れる。添え字x’は、0.0053と0.2の間で変動してよく、好ましくは0.05か
ら0.06まで変動し、これは、Tiのモルあたり(または1原子あたり)またはTiO
2のモルあたりで測定された場合実質的に0.5から20%までの間そして好ましくは5
から6%までのドーパントレベルに対応する。
はアニーリングの間に得られる最終材料の緻密化に有利に作用する。同様にして、(x’
が厳密にy未満であるものとして)ここでx’と呼ばれる前述の比率でTに部分置換され
たドーパント元素Jmを有する酸化物(またはハロゲン化物またはオキシハロゲン化物)
を用いたMx qTy nOz 2−化合物のドーピングにより、2y≒x’(n−m)すなわ
ちy≒x’(n−m)/2となるようにyが厳密にzより小さい正の数であるものとして
Mx qT(y−x’) nJx’ mO(x−y) 2−□yに従ったアニオン空孔y□が形成
されることになると思われる。さらに、同様の形で、(x’が厳密にx未満であるものと
して)ここでx’と呼ばれる前述の比率でMに部分置換されたドーパント元素Jmを有す
る酸化物(またはハロゲン化物またはオキシハロゲン化物)を用いたMx qTy nOz 2
−化合物のドーピングにより、yが厳密に等式2y≒x’(q−m)すなわちy≒x’(
q−m)/2を満たすx’よりも小さい正の数であるものとしてM(x−x’) qJx’
mTynO(z−x’) 2−□yに従ったアニオン空孔y□が形成されることになると思
われる。1つまたは複数のJドーパントは、MおよびTの両方に部分置換されてもよい。
このとき、対応する化学式は、2つの前述した化学式の組合せの結果としてもたらされる
。これらのアニオン空孔は、前述の条件下での加熱またはアニーリングの間に得られる最
終的材料の緻密化に有利に作用する。
度すなわちチタンの+4の酸化度より低い酸化度を有することから、ドーパントはZnO
またはMgOであってよい。
x’O12−x’□x’と記される。かくしてドープされたLi4Ti5Oについては、
x’は0.025から1までの間で変動することができ、好ましくは0.25から0.3
までに等しく、これは、0.5から20%までの間そして好ましくは5から6%までとい
うTiのモル(または原子)あたりで測定されたドーパントレベルに実質的に対応する。
g2+、Cu2+など)でのドーピング方法が以下の酸化物に適用された場合、これらは
新規の酸化物、特に、0.5から20%までの間、そして好ましくは5から6%までの間
のドーピングレベルを有する酸化物を結果としてもたらす:
− TiO2、MoO3、WO3、Cr2O3、Fe2O3、xが0.1から2までの間
そして好ましくは1に等しいLixNiO2、xが1から2までの間そして好ましくは1
に等しいLixCrO2.5、LiFeO2;および
− チタンが、+4の平均酸化度でNi2+および/またはNi3+でドープされ、Zn
/Niによる同時ドーピングが同様に新規である、Li4Ti5O12。ドーパントレベ
ルは、前述のとおりである(0.5から20%までの間そして好ましくは5から6%まで
)。
1.805Sn0.095Zn0.10O3のセラミック(または標的)からスパッタリ
ングすることによって調製される。これらは、PETといったようなプラスチック担体を
含め、卓越した性能をもつ透明(可視範囲内で90%の透過)でかつ伝導性の(1000
ジーメンス/cm超)電極を発生させる。
ポアIV9500水銀ポロシメータ)に従って測定した場合、理論的密度の92%に対応
する。この密度は、セラミックをスパッタリング用の標的として使用できるために極めて
充分なものである。理論的密度の70%未満では、標的はスパッタリング中に亀裂を生じ
る傾向にあり、プラズマはスパッタリングプロセス中つねに均質にとどまっているわけで
はなく、組成が不均等で、ひいては再現不可能なフィルムを導く。このことは、70%超
、そして好ましくは密度が90%超であることからこのケースを含めて、80%超の密度
については該当しない。
リング)を介したドーパント元素の添加無しで調製された対応するセラミックの密度は、
5g/cm3、すなわち、理論的密度の70%である。これらの条件下では、本発明に従
った方法により前述のドーパントなしでセラミックを調製することは不可能であることが
わかっている。
「ホットプレス加工」技術により調製されることも記載されている。
り単純かつ廉価なやり方で、少なくともこれらの技法と同じ位高い密度をもつセラミック
を調製することが可能となる。
を条件として、100cm2超でありうる大きな表面積をもつセラミックを調製すること
ができる、ということにある。
特に先行技術の類似のセラミックよりも実質的に高い(一般的に3から10%まで、好ま
しくは4から5%まで)気孔サイズを含めた独特の固有の特徴を有している。
る。
を構成するものとして解釈されるべきではない。
直径5cmでIn1.9Sn0.1O3組成を有し、50gに等しい重量の円形ITO
標的(セラミック)(図2A)を調製するために、以下で詳述する実験プロトコルに従っ
た。
術を用いて47.3173gのIn2O3および2.6827gのSnO2を混合した。
この目的で、上述の粉末混合物を、各々直径8mmの瑪瑙玉50個が入った図34にある
2つの瑪瑙磨砕用ボウルのうちの1つに入れた。30mlのエタノールを添加した。図中
に示されているような瑪瑙蓋でこれを覆った。その後、図中で示されているように250
rpmで3時間、「ボールミル粉砕」を実施した。エタノール中でこのように混合した粉
末を次にビーカー内に入れ、空気中にて8時間110℃で加熱することにより粉末を乾燥
させた。
0分間25トン/cm2でプレス加工した。かくして圧密した標的を得た。
的を伴う担体を、1300℃の温度に達するまで画像の左側に示されたマッフル炉の中で
一時間あたり300℃の速度で加熱し、1300℃の温度を12時間保った。次に一時間
あたり300℃の速度でそれを冷却した。その後、スパッタリングに使用できる所望のI
TOセラミック(図2A)を得た。
本発明の第1の好ましい実施形態に従うと、無機基本材料がインジウムが+3という平
均酸化度にある酸化物In2O3またはスズドープされたIn2O3(一般にITOとし
て知られている)である場合、ドーパントは有利には、亜鉛またはマグネシウムの酸化度
が+2である、すなわちインジウムの+3という酸化度よりも低いものである酸化亜鉛ま
たは酸化マグネシウム(たとえそれが何らかの利点を有するとしても亜鉛またはマグネシ
ウムハロゲン化物またはオキシハロゲン化物よりも好ましい)であってよい。
場合でさえ、上述の方法に従った1100℃(理想的には1300℃)より高い温度で単
に加熱することによって(これは空気中加熱であってよい)かつ前駆物質系を前記無機セ
ラミック材料に転換させるのに充分な持続時間前記アセンブリをこの温度で保持した場合
に、スパッタリング用の標的または標的要素として使用できるほどに充分高密度であるセ
ラミックが得られる。
グが有利に使用され得るように充分に高い電気伝導率を有する。かくして、これらの標的
からのDC(またはRF)スパッタリングにより、市販のITOセラミックのもの以上の
光電子特性をもつフィルムが得られる。
導体
ITZO標的、つまりこの実施例では、直径5cmでIn1.805Sn0.095Z
n0.10O3の組成をもち50gに等しい重量の円形標的を調製するために、以下で詳
述する実験プロトコルに準じて3つの連続するステップに従った。
のIn2O3、2.6217gのSnO2および1.4902gのZnOを混合した。こ
の目的で、上述の粉末混合物を、各々直径8mmの瑪瑙玉50個が入った図34にある2
つの瑪瑙磨砕用ボウルのうちの1つに入れた。30mlのエタノールを添加した。図34
中に示されているような瑪瑙蓋でこれを覆った。その後、図中で示されているように25
0rpmで3時間、「ボールミル粉砕」を実施した。エタノール中でこのように混合した
粉末を次にビーカー内に入れ、空気中にて8時間110℃で加熱することにより粉末を乾
燥させた。
ることにより、直径75mmの平底アルミナコンテナ内に粉末を入れた(図1D)。
の中で一時間あたり300℃の速度でコンテナを加熱し、1300℃の温度を12時間保
った。次に1時間あたり300℃の速度でそれを冷却した。その後、スパッタリングに使
用できる所望のセラミック(図1E)を得た。
V9500)で測定された場合、理論的密度の91%であった。有利には非常に低く、I
TOセラミックのものよりも低いものであるその電気抵抗率は、図4に例示されている。
グにおいて工業的に使用可能であることを裏付けている。
用電極の調製のための標的
本発明の第2の好ましい実施形態に従うと、無機基本材料がチタンが+4という平均酸
化度にある酸化物Li4Ti5O12である場合、ドーパントは有利には、亜鉛またはマ
グネシウムの酸化度が+2であり、ニッケルの酸化度が+2または+3、つまりチタンの
+4より低いものである、酸化亜鉛ZnOまたは酸化マグネシウムMgOまたは遷移金属
酸化物例えばNiOまたはNi2O3であり得る。酸化インジウムのものと比べたドーパ
ントのモル比が0.06という低いものである場合でさえ、上述の方法に従って1100
℃(理想的には1300℃)を超える温度での単なる加熱(これは空気中の加熱であって
よい)により、スパッタリング用標的または標的要素として使用できるほど充分に高密度
なセラミックが得られる。かくして、これらの標的のRFスパッタリングにより、マイク
ロジェネレータ(リチウム電池)またはエレクトロクロミックデバイス用の電極として有
利に使用できるフィルムを得ることが可能である。
するためにZnでドープされたLi4Ti5O12ベースの標的
出発生成物が炭酸リチウム、二酸化チタンおよび一酸化亜鉛または一酸化マグネシウム
であったという点を除いて、ITZOのために使用した実験プロトコルを使用した。
例では直径5cmでLi4Ti4.70Zn0.30O11.7という組成を有し50g
に等しい重量を有する円形標的を調製するために、以下で詳述する実験プロトコルに準じ
て3つの連続するステップに従った。
i2CO3(6.50gのLi2Oに対応する)、40.85gのTiO2および2.6
5gのZnOを混合した。この目的で、上述の粉末混合物を、各々直径8mmの瑪瑙玉5
0個が入った図34にある2つの瑪瑙磨砕用ボウルのうちの1つに入れた。30mlのエ
タノールを添加した。図34中に示されているような瑪瑙蓋でこれを覆った。その後、2
50rpmで3時間、「ボールミル粉砕」を実施した。エタノール中でこのように混合し
た粉末を次にビーカー内に入れ、空気中にて8時間110℃で加熱することにより粉末を
乾燥させた。
ることにより、直径75mmの平底アルミナコンテナ内に粉末を入れた。
の中で1時間あたり300℃の速度でコンテナを加熱し、1300℃の温度を12時間保
った。次に1時間あたり300℃の速度でそれを冷却した。その後、スパッタリングに使
用できる所望のセラミック(図1E)を得た。
V 9500)で測定された場合、理論的密度の93%であった。その電気抵抗率は高く
、約107Ω・cmであり、セラミックの絶縁性を裏づけていた。従ってセラミックは、
RFスパッタリングにおいて工業的に使用されなくてはならない。
リング用のセラミック型の標的要素を調製するための単純で高速かつ廉価な方法を提供す
ることを実証している。かかる方法は、セラミックまたは焼結技術における特殊な能力を
有していない人によって実施され得るものであり、それは、特に大きい表面積の標的を容
易に生産できるようにする標的または標的要素の生産を容易に導く。
である理由の1つはここにある。従って、本発明に従って調製された製品(セラミック)
は、例えば(開示中に記述されている)酸化インジウム中またはITO中のZnOといっ
たような元素の添加による「加速された焼結」がセラミックの電気伝導率を実質的に増大
させる(2mol%のZnOでドーピングされた場合、セラミックITOの伝導率はほぼ
倍増する)という事実に起因して、比較的廉価であると同時に新規であるように見える。
これは、驚くべきことに、結晶粒間の浸透が改善され、巨視的伝導率を損う粒界の問題が
さらに回避されるように思われることをその理由としている。図2Aおよび2BからのS
EM写真は、粒界を伴う工業用ITOセラミックおよび、亜鉛でドープされた本発明のI
TOセラミックを示している。
2Sn0.098Zn0.04O3組成のセラミック
In1.862Sn0.098Zn0.04O3組成のセラミックは以下のとおり調製
される。
n2O3、2.6704gのSnO2および0.5886gのZnOを混合した(図34
参照);この目的で、上述の粉末混合物を、各々直径8mmの瑪瑙玉50個が入った図3
4にある2つの瑪瑙磨砕用ボウルのうちの1つに入れた。30mlのエタノールを添加し
た。図中に示されているような瑪瑙蓋でこれを覆った。その後、図中で示されているよう
に250rpmで3時間、「ボールミル粉砕」を実施した。エタノール中でこのように混
合した粉末を次にビーカー内に入れ、空気中にて8時間110℃で加熱することにより粉
末を乾燥させた。
とにより、直径75mmの平底アルミナコンテナ内に粉末を入れた(図1D)。
で1時間あたり300℃の速度でコンテナを加熱し、1300℃の温度を12時間保った
。その後1時間あたり300℃の速度でそれを冷却した。かくして、スパッタリング用標
的としては使用できない上述の低密度セラミックが得られた。
は、上述の技術により測定された場合、スパッタリング用標的として使用する可能性に対
応する70%という限界よりも著しく低い理論的密度の40%にしか相当しない2.76
g/cm3の密度を有する。
ンスにすぎない。従ってこれは、In1.805Sn0.095Zn0.10O3の伝導
率の6分の1である。
用のために調製された、In1.812Sn0.080Zn0.098O3−δ組成のセ
ラミック
In1.812Sn0.080Zn0.098O3−δ組成のセラミックは以下のよう
に調製される。
10]:Zn0.10セラミックの最適化された組成に従った適切な量のIn2O3、S
nO2およびZnO粉末50gを混合した。この目的で、上述の粉末混合物を、各々直径
8mmの瑪瑙玉50個が入った2つの瑪瑙磨砕用ボウルのうちの1つに入れた。30ml
のエタノールを添加した。図中に示されているような瑪瑙蓋でこれを覆った。その後、図
34中で示されているように250rpmで3時間、「ボールミル粉砕」を実施した。エ
タノール中でこのように混合した粉末を次にビーカー内に入れ、空気中にて6時間110
℃で加熱することにより粉末を乾燥させた。
た(図15A)。
速度でコンテナを加熱し、1300℃の温度を12時間保った。次に1時間あたり300
℃の速度でそれを冷却した。かくして、92%前後の相対的密度を有するセラミックを得
た。焼結および研磨ステップの後、50mmの最終直径をもつセラミックを得た。
Oフィルムよりも高い光電子性能を有していた。光学特性に関しては、ITZOフィルム
は、高い可視透明度(ガラス基板上に被着されたフィルムについては86%超そしてPE
T基板上に被着されたフィルムについては80%超)を有していた。これらのフィルムの
抵抗率は、同じ基板上に被着された市販型のITOフィルムの抵抗率に比べて低いもので
あった(ガラス上に被着されたフィルムについては4.4×10−4Ω・m前後、そして
PET上に被着されたフィルムについてはおよそ4.7×10−4Ω・m)。
実施された特徴づけは、特に、Sn4+およびZn2+(ITZO)でのIn2O3の
同時ドーピングが、新規のきわめて高密度かつ高伝導率のITZOセラミックを調製でき
るようにする固溶体を形成させる、ということを示している。かくして、特に亜鉛での同
時ドーピングによって、極めて高密度のセラミック標的およびDCおよびRFスパッタリ
ングの両方のタイプに適した大きな伝導性表面積を調製することが可能となるということ
が立証されている。かかる標的の合成は、かくして、低温および高温の(高価な)プレス
加工手順を使用することなく適切なコンテナ内に入れられた粉末混合物の直接的焼結によ
って首尾よく実施できた。次に、ガラスおよびプラスチック基板上に被着されたITZO
薄膜フィルムが、最適化された組成をもつセラミック標的を用いて大気温度で被着された
。フィルムの光電子特性に対するスパッタリング条件の影響も同様に立証された。
%、アルドリッチ(Aldrich)、SnO2(99.9%、アルドリッチ)およびZ
nO(99.9%、アルドリッチ)粉末を使用した。瑪瑙玉およびエタノールの入った瑪
瑙ボウル内で30分間ボールミル粉砕することにより、選択された酸化物を適量、粉砕し
た。その後、110℃で6時間アルコールを蒸発させた。乾燥の後、粉末を瑪瑙の乳鉢の
中で磨砕し、16mmの直径をもつアルミナで作った円筒形のるつぼにそれを充填し、そ
の後手でプレスした。るつぼに充填した混合粉末を最終的に空気中1300℃で12時間
焼結させた。得られた顆粒の寸法を、デジタルノギスで測定し、化学天秤を用いて顆粒を
秤量し、これらの測定値により、顆粒の見かけ密度を推定することが可能となった。
In2O3中で約6〜10mol%まで変動するSn4+量について最良の伝導率結果が
得られた。当該セラミック中のSn4+含有量は、10mol%に設定され、初期Zn2
+含有量は同時ドープされたセラミック中で0〜10mol%まで変動した。明瞭さを期
して、ITO中のZnのドーピングの影響を強調する簡略化された試料同定が採用された
(表I)。
の間に優れた一致が存在することを示している。公称組成In2O3:Zn0.02(I
ZO)をもつセラミックの最終的組成中のZn含有量は、約1.4mol%に達する。こ
の値は、In2O3中ZnOの報告された溶解度限界(約1〜2mol%)と一貫性をも
つという点に留意すべきである[24、36]。約0.5〜1mol%(約0.27〜0
.54wt%に対応する)で変動するSnO2のわずかな損失が同様に2つのITZOお
よびITOセラミックについても観察される(表I)。
.10についてのセラミック化学組成および見かけ密度を提示している。報告された見か
け密度は、顆粒の寸法および重量を測定することによって推定された。顆粒は、アルミナ
るつぼの中で粉末混合物を手でプレスすることにより調製されるということに留意すべき
である。In2O3:Znについてのデータは、単に比較を目的として示されている。δ
/2は、Znでのドーピングにより作り出された中性酸素空孔を示し、δ/2の値はZn
含有量と共に変動する。
A)によって確認されている(図11)。わずかな重量損失([In2O3:Sn0.1
0]:Zn0.10について0.28wt%そしてIn2O3:Sn0.10について0
.35wt%)がSnの離脱に対応する340℃と800℃の間で観察されている。さら
に、水(吸着水およびヒドロキシ基)の放出に結びつけられる重量損失(約0.6重量%
)が大気温度と約340℃との間で見られる。最後に、820℃より高い温度について見
られるわずかな重量損失は、酸素の部分的離脱に原因があるかもしれない。ただし、主と
してITOについて、恐らくは部分的再酸化に起因して、セラミックの冷却中にわずかな
重量増加が観察される(図11)。
すなわち約3.03g/cm3の密度を有する。これはIn2O3の理論的密度のわずか
42%に対応する。このことは、In2O3中のZnの溶解度限界に対応するIZO中の
Znの濃度が、問題の方法で顆粒が調製される(手でプレスされる)場合に高い緻密化を
誘発するのに充分でない、ということを表わしている[36]。ただし、ITZOセラミ
ックについては、Zn濃度が4〜10mol%まで増加した場合に見かけ密度が2.52
から6.57g/cm3まで増大する(理論的密度の92%に到達する)ことが判明した
[37]。表Iおよび図12から、最高密度は、ほぼ同量のZnおよびSn(10mol
%前後)で同時ドープされたセラミックについて観察される。密度の改善は(AZTOセ
ラミックについて起こるように[38])置換位置におけるZn2+の存在と相関関係づ
けされなくてはならず、これが、以下の式に従った中性酸素空孔(δ/2)の形成を導い
ている。
の結果としての結晶粒界における質量移動を促進する。ただし、置換位置におけるZn2
+の存在は、「x−y」に等しい化学式の単位あたりの正味電荷濃度の結果もたらされる
[化学式(a)に従った]Sn4+でのドーピングにより生成される自由担体を補償する
。
2O48)および10.117Åに等しい格子パラメータを有する(c型希土類酸化物構
造としても知られている)ビクスビアイト立体構造を有する[39]。この構造は、アニ
オンの4分の1を除去しイオンの小さな変化を可能にすることによってホタル石(CaF
2)に関連づけされる構造から誘導され得る[40]。インジウムカチオンは、「b」お
よび「d」と呼ばれる2つの非等価6重位置(sextuple position)に
ある。(図13)。部位bカチオン(8)は、立方体の対角線に沿って2つの構造的空孔
により結合される。部位dカチオン(24)は、1つの面の対角線に沿って2つの構造的
空孔により結合されている。これらの構造的空孔(16)は実際には自由格子間酸素位置
であることに留意すべきである。
公称組成In2O3:Sn0.10)についてのX線回折パターンは図14に示されてい
る。ITOについては、ITOのビクスビアイト型構造に特徴的であるピークに加えてル
チルSnO2に対応する超低強度の複数のピークが見受けられる(JCPDS89−45
96基準ダイアグラム)。最高強度のITOピークと最高強度のSnO2ピークとの間の
比率は1/約0.03である。これは、エノキ(Enoki)ら[35、36]により実
証されてきた通り、1300℃におけるIn2O3(6mol%)中のSnO2の溶解度
限界に起因している。さらに、In2O3に比較したITO粉末についてのピークの半値
全幅(FWHM)の顕著な減少(JCPDS71−2194基準ダイアグラム)が観察さ
れ、これは、ドープされたIn2O3についての結晶化度の改善を表わしている。例えば
、最も強いピークであるピーク(222)を考慮すると、半値全幅はIn2O3について
の0.278からITOについての0.083まで減少するということが判明する。結晶
化度のこの改善は、スズ(Sn)でドープされたIn2O3についての担体濃度の増加に
関係しているように思われる。ATOについても、以前に類似の観察事実が報告されてき
た。最後に、純粋なIn2O3に比べて小さい角度に向かってITOの主要な回折ピーク
にわずかな変化が認められ(図14)、これには、In2O3についての10.117Å
からITOについての10.123Åまでの単位セルパラメータのわずかな増加が考慮さ
れている。この挙動は、Sn4+がIn3+(0.80Å)より小さいイオン半径(0.
69Å)を有することを理由として、Sn4+によるIn3+の一部分の置換を考慮した
場合、予想されないものである[41]。かくして、セルパラメータの増加を、伝導帯内
の高い電子担体濃度および/または格子間位置内のカチオンの存在に関係づけすることが
できた。
てアニールされた)ITZO粉末についてのX線回折パターン(図5)は、それらがきわ
めて良く結晶化されていることおよびITOのビクスビアイト構造を採り入れていること
を示している。Zn含有量が最高10mol%まで増大した時点で構造ZnOxまたはZ
nkIn2O3+kに対応するいかなる補足的ピークも見られない。それでも、ITO構
造のものと共に観察されたSnO2構造に特徴的なわずかなピークは、y=6mol%と
いう値までのZn含有量の増大に伴って漸進的に消滅するということが判明する。このこ
とは、In2O3中でZnおよびSnが同時ドープされる場合のその両方についての溶解
度の増加を裏づけている[25、36]。具体的には、溶解度の増加は、1つのZn2+
と1つのSn4+による2つのIn3+の等価置換に原因がある。Zn含有量の増加の間
に、FWHMのわずかな増加も見られる。この変化は、(後で示す通り)Znの増加に伴
う担体濃度の減少に起因する可能性がひじょうに高い。最後に、Zn含有量と共に増大す
るより高い角度に向かっての回折の主要ピークの変位が認められ(図6)、これがセルパ
ラメータ「a」の減少を誘発する(表II)。この変化は、以上の化学式(a)内ですで
に示唆された通りZn含有量と共に増加する置換位置内のZn2+の存在に原因があると
すべきものである。事実、配位された(6回)Zn2+は、In3+(0.08Å)のも
のよりも小さいイオン半径(0.74Å)を有する[41]。
を提示している。ITOセルパラメータは、基準として付加されている。
中で提示されている。セラミック中のZn含有量が増加した場合、結晶粒浸透は増大し、
多孔率が減少するということが発見された。このことは、Zn含有量に伴う密度の漸進的
増大(表Iおよび図12を参照のこと)を裏づけている。10mol%の公称Zn含有量
をもつセラミックについて最高の密度(約6.57)が観察され([In2O3:Sn0
.10]:Zn0.10)、これはほぼ完全な結晶粒浸透を有している(図7A〜D)。
実際には、ZnおよびSnでのIn2O3の同時ドーピングは、粒界への質量移動を可能
にする
に従った中性酸素空孔(δ/2)の存在、ひいては結晶粒浸透を導き、セラミック密度の
増大を結果としてもたらす[37]。
たは半金属「ギャップ」(≒3.5eV)さえ伴う、非化学量論的n型半導体またはさら
には半金属である。かかる伝導率の原因は、荷電酸素空孔(Vo)および/またはSn4
+によるドーピングにある。フアン(Fan)およびグッドイナフ(Goodenoug
h)[11]は、伝導帯の底部が基本的にIn:5s状態で構成され、価電子帯の上部が
0:2p状態で構成されていることを示す1つのモデルを開発した(図8)。
、Zn含有量と共に漸進的に減少し、公称10mol%のZnを含有するセラミックにつ
いてその最小に到達する(約1.7×10−3Ω・cm)これは一部には、先に報告され
たセラミック密度の差に起因する(表I)。具体的には、最低の抵抗率は、最高の密度を
有するセラミックについて観察される。1つの最高の抵抗率(複数の最高の抵抗率)をも
つ3つのセラミックについて、恐らくは低い移動度を誘発するこれらのセラミックについ
て見られる低い密度と関連づけすることのできる半導体挙動も観察される。セラミックの
電荷担体濃度が、(ICMCBの「電子輸送測定」を用いて)低温度において実施された
ゼーベック測定から推定された(図10)。まず第1に、SがV/K単位で測定されたゼ
ーベック係数であるものとして、
という等式を用いて勾配(図10)から伝導帯と|EF−EC|の間のフェルミエネルギ
ーレベルとの間のエネルギー差を推定した。その後、Nが電荷担体濃度であり、m*が電
子の有効質量であるものとして(m*が0.4meに等しいという仮定がなされた[42
])、
という縮退半導体についての等式を用いて、電荷担体濃度を推定することができる。ゼー
ベックおよび抵抗率測定から推定された電気的データは全て、表IIIに列挙されている
。まず最初に、電荷濃度は、セラミック内のZnの量と共に減少する。これは、XRD(
X線回折)パターンのさまざまなピークのより高い角度に向かっての変位により確認され
る、In2O3構造中のZn2+によるIn3+の置換の増大によって説明がつく(図6
)。しかしながら、電荷移動度の高い増加は、Zn含有量が増大した時点でみられる。移
動度の増加は、結晶粒の浸透(図7A〜D)、ひいてはセラミック密度の大幅な増加に対
応する[36、37]。かくして半導体挙動を有するセラミックについて低い移動度が得
られ(図9)、一方金属挙動を有するセラミックについては高い移動度(少なくとも10
倍高い)が観察される(図9)。
EC、移動度、電荷濃度および抵抗率の値を提示している。電荷濃度は、ゼーベック係数
測定を用いて推定された。
確な最終化学式を計算することが可能である。ITOセラミックの場合には、xが電荷担
体濃度から演繹され(表III)、化学式の単位あたり約0.04に等しいことがわかっ
ているものとして
という化学式に従って伝導帯内で自由電子担体を生成するIn2O3格子内のSn4+に
よるIn3+の置換のみが存在する。かくして、ITOについては通常、以下の化学式が
記されるべきである:
のである:In1.91Sn0.09O3とは異なっている。実際、量0.09Snは、
3つの部分に分割されるという点が喚起される。すなわち、(i)1つの部分は、XRD
(X線回折)分析により先に示されている通りの付加的なルチルSnO2相を形成するこ
とになる、(ii)もう1つの部分はIn3+に置換して化学式(c)に従って伝導帯内
に自由電子を生成する、そして(iii)残りのSnは、構造的無秩序が優勢である場合
に、粒界において分離する確率が極めて高い。
という化学式(a)に従ってIn2O3中でIn3+と置換する。ITZOセラミックに
ついての計算されたパラメータ(x、yおよびδ)および対応する最終的化学式は表IV
に列挙されている。
算されたITZOについてのパラメータおよび最終的化学式を提示している。
Oセラミックの顆粒を調製した。これらは、単にアルミナで作られた円筒形るつぼ中で軽
くプレスした(手でプレスした)粉末を混合しその後1300℃で焼結することにより得
られた。気相堆積方法における工業的応用のために用いることのできる大規模標的を調製
可能であるというのがその構想であった。
In2O3中の溶解度限界に対応している、ということが発見された。得られたIZOセ
ラミックの密度は、In2O3の理論的密度(7.16g/cm3)に比べて低いもので
ある(約3.03g/cm3)。ITOセラミックについては、出発混合物とセラミック
の最終的組成との間の良好な一致が、極めてわずかなSn4+損失(約1mol%)で観
察されており、その密度は低いものである(理論的密度の35%)。ITZOについては
、セラミックの最終的組成は同様に、その出発混合物と良好な一致を示し、Sn4+の損
失は同じく非常に低いものである(約0.5〜1mol%まで)。しかしながら、調製さ
れたITZOセラミックの密度は、粒界への質量移動を促進しこのようにして結晶粒間の
浸透を容易にする中性酸素空孔の増加に起因して、Zn含有量が増大した場合に漸進的に
増大する。最高の密度(理論的密度の約92%)は、公称組成[In2O3:Sn0.1
0]:Zn0.10を有するセラミックについて観察される。
ターン上で示された通り、約6mol%に達した。しかしながら、SnとZnの溶解度は
、それらがIn2O3中のInに同時置換する場合に増大するということが判明している
。具体的には、このことは、X線回折パターン分析によって示された。Zn含有量が6m
ol%以上であるセラミックについては、SnまたはZn酸化物相に対応する付加的なピ
ークが観察されなかった。その上、より高い角度に向かってのX線回折パターンからのピ
ークの小さな変化には、Zn2+による一部のIn3+の置換に起因するセルパラメータ
の減少が考慮されている。
率ひいてはより高い移動度に起因してITO同族体のものよりも低い。最も低い抵抗率(
約1.7×10−3Ω・cm)は、公称組成[In2O3:Sn0.10]:Zn0.1
0を有するものについて見られた。結論としては、軽くプレスされた混合ITZO粉末の
単なる焼結を用いることにより、スパッタリングに適したきわめて高密度で高伝導率のセ
ラミックが首尾よく調製された。公称組成[In2O3:Sn0.10]:Zn0.10
が初期粉末混合物すなわち、
[(In2O3O3)0.95+(SnO2)0.1]0.95+(ZnO)0.
10
に対応することが喚起される。この混合物は、スパッタリング技術を介して薄膜を被着す
るのに適したセラミック標的を調製するために使用される。
およびAZTO薄膜の被着のために使用したスパッタリング機(レイボールド(Leyb
old)L560)を使用した。この作業は、「Centre de Ressourc
es Couches Minces de l’ICMCB」(ICMCBの薄膜資源
センタ)所属のJ.P.マノー(Manaud)と共同で実施された。
を用いて調製した。瑪瑙玉とエタノールの入った瑪瑙ボウル内で3時間ボールを用いて適
切な量のIn2O3、SnO2およびZnO粉末の50gバッチを粉砕した。その後、エ
タノールを蒸発させた後で、粉末を瑪瑙鉢棒内で磨砕、次に、直径82.56mmのアル
ミナで作られた円筒形るつぼに粉末を充填した(図15A〜Dを参照のこと)。
℃で焼結させた。このとき、約0.92の相対密度をもつITZOセラミック標的を得た
。熱処理の後の標的の直径は約52.5mmであり、これは、緻密化プロセスに起因する
直径の約36.4%の収縮に対応する、ということが判明した。研磨の後、50mmの最
終直径をもつ標的が得られた。
プ(レイホールドL560)の備わったスパッタリングチャンバ内でのRFマグネトロン
スパッタリングによりITZO薄膜フィルムを被着させた。フィルムを被着させた後、残
留気体の圧力は5〜9×10−5Pa前後であった。各々の被着プロセスの前に、標的の
表面を洗浄する目的で20分間系統的に予備スパッタリングを実施した。フィルムの被着
は、基板を加熱することなく大気温度で実施された。これらのフィルムは、さまざまな被
着時間にわたり、ガラス製またはPET(ポリエチレンテレフタレート)製の基板上に被
着させた。被着のためのRF出力密度は0.5から2.5W/cm2まで変動させた。こ
れは、酸素分圧が0から2%までの間で変動する状態で、アルゴン(99.999%)と
酸素(99.99%)との混合物の下で1Paに設定された合計気体圧力で実施された。
た。その後、被着速度、ITZO薄膜の光学および電気特性に対する出力密度(P)およ
び酸素分圧(pO2)の影響が研究された[43]。低エネルギーのスパッタリングされ
た粒子(PET基板に適している)を得るために、標的から基板までの距離(dt−s)
は7cmに設定された。これは、0.5W/cm2の低いスパッタリング出力密度を有す
るスパッタリングチャンバ内にプラズマを維持できるようにする最大の距離である。
ガラス基板上に或る一定の期間フィルムを被着させその後表面形状測定装置を用いてフィ
ルムの厚みを測定することによって、実施された。図17に従うと、0.5から2.5W
/cm2までほぼ線形的に出力密度を増大させることにより、被着速度は4.3から37
.2nm/分まで増大する。具体的には、出力密度が高くなるほど高いプラズマ密度と標
的に向かっての運動量の移動が誘発される。しかしながら、本研究の主たる目的は、プラ
スチック基板上にITZOフィルムを被着させることにあることから、より高い出力密度
を超えないことが選択される。
図18)。これは、粒子が基板に到達する確率の低下を導くより低い平均自由行程を有す
る混合プラズマ内に存在する分子イオンの性質、またはプラズマの性質に応じて変動し被
着速度に影響を及ぼしうる標的の極限表面の組成のいずれかに関連づけすることができる
。
の200nmから2500nmまでの間の透過率の変化を示す。最高の可視透明度(約8
6%)は、0.5W/cm2の出力密度でガラス基板上に被着させられた薄膜について得
られる。しかしながら、最低の透明度(約71%)は、最高のスパッタリング出力密度(
2.5W/cm2)で被着させられた試料について観察される。これは、高い出力密度で
は、「バックスパッタリング」現象が発生して、フィルム内の構造的欠陥をひき起こすか
もしれず、これらの欠陥は、フィルムの透明度の低減を導く正孔サブバンドエネルギー状
態を導入するからである。
収に補外することによって決定された。被着させられたITZOフィルムのEgは、まず
、出力密度が0.5から1.5W/cm2まで増大する場合に約3.88から約3.57
eVまで減少する(図20)。1.5W/cm2より大きい出力密度については、Egの
増大が観察される。この変化は、以下で示す通り、担体濃度の変化(バースタイン・モス
(Burstein−Moss)効果[44、45])の変化に関係づけられる。
出力密度(0.5W/cm2)下で調製された薄膜について研究された。pO2=0.1
%で被着させられたフィルム(図21の挿入部分)について褐色の低い可視透明度(約7
7%)が観察された。しかしながら、0.1%よりも大きい酸素分圧pO2で被着させら
れたフィルムについては、0.2%から1%までの間の酸素分圧について約88.5から
約89.5%までの範囲内の高い透明度が得られ、フィルムはほぼ無色である。
約3.89eVから約3.66eV前後まで減少する(図22)。酸素分圧の増加は、酸
素空孔(δ)の減少に有利に作用し、(後に化学式(d)内で見られるように)担体濃度
の減少を導く。
担体濃度、移動度および抵抗率の変化を表わしている。ITZO薄膜の抵抗率は、0.5
W/cm2から1.5W/cm2まで出力密度が増大した場合、約4.6×10−4Ω・
cmから約5.1×10−3Ω・cmまで漸進的に増大し(図23)、その後より高い出
力密度について減少する。これは、抵抗率が担体濃度に反比例するからである。しかしな
がら、予想される通り、移動度の変化は、たとえ移動度が抵抗率に対しわずかにしか寄与
しないにせよ、担体濃度と逆の傾向を示す。最低の抵抗率は、0.5W/cm2という出
力密度について得られるという点に留意すべきである。
濃度(ホール測定より判定)、移動度および抵抗率を提示する。
分圧の関数として監視した。
ている。最低の抵抗率(約4.4×10−4Ω・cm)は、pO2=0.2%で被着され
たフィルムについて得られている(図24)。より低いpO2(0.1%)で被着された
フィルムについては、担体濃度は、低い透明度(図21)、および最高のEg(図22)
を説明する最高の値(表VI)に対応する。それでも、移動度は、pO2=0.2%で被
着されたフィルムのものよりも低く(表VI)、これにより、抵抗率がより高いこと
の説明がつく。0.2%より大きいpO2で被着されたフィルムについては、担体濃度は
pO2と共に低下する。その上、移動度も又、pO2と共に減少し、これは、以下に実証
される非晶質構造内の酸素の挿入により誘発される構造的無秩序に起因する可能性がある
。その結果、フィルムの抵抗率は、それが高いpO2(1%)で被着させられた場合に劇
的に増大する(約1.7×10−1Ω・cm)。
ル測定により判定された担体濃度、計算上の移動度および測定された抵抗率を提示する。
変化(図25)は、0.5W/cm2で被着させられたフィルムがX線に対し非晶質の構
造を有することを示しており、これは、基板の表面に到達する低エネルギーの粒子のせい
である。その上、RF出力密度が増大するにつれて(1および1.5W/cm2)、より
高いエネルギーの粒子が基板に到達し、かくしてより優れた結晶化度を導く。しかしなが
ら、1.5W/cm2よりも大きい出力密度については、フィルムの結晶化度は出力密度
と共に漸進的に減少し、ピークの拡幅が見られる。より高い出力密度に付随する無秩序は
、恐らくは、被着したフィルム内に構造的欠陥を誘発する「バックスパッタリング」現象
に起因するものである。Zn2+イオンは、
という化学式で示されているように、2つのタイプの部位(置換型または格子間)を占有
し得る。
する目的で置換位置を占有し、一方、無秩序化された(非晶質)構造の場合、割込みを作
り出すのが有利になる。さらに、パーク(Park)ら[24]は、In2O3の構造中
の格子間位置におけるZnの存在が、セルパラメータの増大を導くということを示した。
このような特徴を伴って得られたITO薄膜のピークの位置を比較すると、より低い角度
に向かっての変化がつねに観察され、これは、セルパラメータの増大を表わしている。こ
の変化は、(1.5W/cm2の出力に対応する)より良く結晶化された化合物の場合に
最小となる。かくして、より高い担体濃度の結果としてもたらされる無秩序化構造内には
より高い割合の割込みが存在すると予想することができる。さまざまな出力密度で準備さ
れたSEM(走査型電子顕微鏡)写真は、図26A〜Cに提示されている。低い出力密度
(0.5W/cm2)で被着されたフィルムは、高密度で平滑である[図26A]。しか
しながら、出力密度が増大した時点で、図26Aの形状から図26Cの形状への連続的形
態変化が見られる。図26Cでは、結晶粒の存在が、約130nmの結晶粒サイズで表面
において明らかに目に見えている。その上、バックスパッタリング現象に対応し得る(暗
灰色の)ゾーンが目に見える。
/cm2で被着させられたITZOフィルムは、SEM結果と良好に一致する非常に平滑
な表面を明らかにした。しかしながら、表面粗度は、フィルムの結晶化に起因して出力密
度と共に改善された。実際、より高い被着出力については、バックスパッタリング現象に
起因して、Raの顕著な増加が見出された(表VII)。
響に関連する先行する結果から以下の結論を下すことができる:
i)最低の抵抗率は、最高の透明度に加えて、0.5W/cm2の出力密度(P)で被着
させられた薄膜について観察された;
ii)最高の透明度は、pO2>0.1%で被着させられたフィルムについて観察された
;そして、
iii)最低の抵抗率は、pO2=0.2%で被着させられたフィルムについて得られた
。
適化されたスパッタリング条件は、以下の通りである:
P=0.5W/cm2、ptot=1Pa、pO2=0.2%、およびdt−s=7cm
。
を占め、かくして担体濃度を改善している、X線に対して非晶質である構造をもつフィル
ムを結果としてもたらす。
スチック(ITZO−PET)製の基板上にITZO薄膜を被着させるために、最適化さ
れたスパッタリング条件を使用した。次に薄膜の組成、構造、粗度と同様にその光学的お
よび電気的特性も徹底的に研究した。
を使用した。ガラスまたはプラスチック基板上に最適化されたスパッタリング条件下で被
着させられたITZO薄膜の組成と同様に、被着用のセラミック標的の組成も表VIII
に示されている。ガラスまたはプラスチック基板上に被着したフィルムの最終的組成は同
じである。しかしながら、セラミック標的の組成に比べSnおよびZnのわずかな損失が
存在する。この差異は、標的中に存在するさまざまな種の異なるスパッタリング収量に起
因する可能性がある[43]
物を提示している。
フィルム(Ra=0.24nm)よりも高い表面粗度(Ra=1.46nm)を有してい
ることを示している。これは、初期プラスチック基板の表面のより高い粗度に起因してい
る。
である構造を示す(図29)。先に示されているように、これは低い出力密度(0.5W
/cm2)で発生するフィルムの被着に起因している。観察されたピークは、プラスチッ
ク基板(PET)に特徴的なものである。
ての波長に伴う透過率の変化は、それぞれ図30および31に示されている。
約260nmの厚みをもつフィルムについて観察されており、これはガラス(ITO−ガ
ラス)上に被着した市販のITOについて得られた値に近い。しかしながら、予想した通
り、透明度は、フィルムの厚みが約500nmまで増大した時点でほとんど低下しなかっ
た(約3%)。ITZO−PETフィルム(260nmの厚み)の場合には(図31の挿
入部分)、透明度は、PET上に被着した市販のITOについて見られたものと同程度の
ものである。約82%および約80%の透明度は、約260nmおよび約480nmの厚
みをそれぞれ有するITZO−PETフィルムについて得られる。具体的には、透明度の
値は、フィルムの透明度を明らかに制限しているプラスチック基板(PET)の透明度(
約83%)に関してきわめて高いものであると考えられている。
32)。これは、ガラス上に被着したフィルムについては約79%に達し、一方、プラス
チック基板上に被着したフィルムについては約87%が達成されている。これは、(後で
(表IX)上で示すように)高い担体濃度、ひいては
に従ってより高いIR反射率を導く、
に従ったより高いプラズマ周波数(ωp)に起因している。ITZOフィルムは、担体移
動度の高い値に起因して、市販のITOフィルムよりも高いIR範囲内の反射率をつねに
有している(表IX)。
ムについて高い担体濃度が存在する(表IX)にもかかわらず、ITZO−PETフィル
ムの抵抗率はかろうじて高いものでしかない(表IXおよび図33)。同じ傾向は、シー
ト抵抗についても見られた。この挙動は、ITZO−PET薄膜についてのより低い担体
移動度に起因する。
濃度、移動度および抵抗率を提示している。市販のITO薄膜(ITO−PETおよびI
TO−ガラス)についてのデータは、比較を目的として示されている。
ITZOフィルム(260nm)についての抵抗率が、充分に結晶化されたフィルムを結
果としてもたらす温度である約200℃でガラス基板(ITO−ガラス)上に被着させら
れた市販のITO薄膜について観察されたものに近いということも示している。ITZO
フィルムの担体濃度は、ITOガラスフィルムのものよりも低いが、これらは、より高い
移動度を有する(表IX)。より有利なことに、ITZO−PET薄膜は、大気温度で類
似の要領で被着された市販のITO−PET薄膜よりも低い抵抗率ひいては低いシート抵
抗を発揮する。これは、より高い担体濃度、そして主としてITZO−PETフィルム内
で発生するより高い担体移動度によって説明がつくかもしれない[43]。
ネトロンスパッタリングにより調製した。より有利には、PET重合体基板上に被着させ
られたITZOフィルムは、その市販の同族体に比べて大きい光電子性能を有している。
その非晶質性のため、Zn2+は、格子間位置にあって担体濃度ひいては伝導率の増加を
導くことができる。結晶質ITZOフィルムの中では、Zn2+は置換位置にあって、伝
導率の削減を導く。この挙動は、結晶化度が増加した場合に伝導率が増大するITOにつ
いて観察された挙動と異なるものである。この研究は、プラスチック基板上のこのような
薄膜の利点を示している。
ある:
P=0.5W/cm2、pO2=0.2%、ptot=1Pa、およびdt−s=
7cm。
成を有し、これらは、標的の組成とうまく一致している。標的内に存在するさまざまな元
素の異なるスパッタリング収率に起因してフィルム内ではSnおよびZnのわずかな損失
も観察された。薄膜の形態は、非常に平滑な表面を伴う高密度のものである。
−ガラスについては86%以上、ITZO−PETについては80%以上である。これら
の値は、市販のITOフィルムについて観察された透過率値に近いものである。その高い
担体移動度のため、ガラスまたはプラスチック基板上に被着させられたITZOフィルム
の抵抗率は、市販のITOガラスについて観察されたものと同じ位低いものである。最低
の抵抗率値は、ITZO−ガラスについて約4.4×10−4Ω・cmに達し、一方IT
ZO−PETについては約4.7×10−4Ω・cmに達した。有利にも、ITZO薄膜
は、ITZO−PETフィルムのより高い担体濃度そして主としてより高い担体移動度に
起因して、市販のITO−PET薄膜に比べ低い抵抗率ひいては低いシート抵抗を有する
。その上、ITZOフィルムのIR反射率は、ITZO中で発生するより高い担体移動度
に起因して市販のITOフィルムについて観察されるものよりもつねに高いものである。
ITO同族体(ITO−PET)よりも高い性能を有することから、これらは、可撓性E
CD(エレクトロクロミックデバイス)、OLED、可撓性太陽電池などといった重合体
ベースの光電子デバイスの優れた候補である。
上、好ましくは91%前後)のセラミックを得ることを可能にする。従ってこれらのセラ
ミックは、有利には、DCスパッタリング(In1.805Sn0.095Zn0.10
O3組成のITZOといったような伝導性セラミックの場合)、またはRFスパッタリン
グ(Li4Ti4.70Zn0.30O11.7組成のZnドープされたLi4Ti5O
12といったような絶縁性セラミックの場合)のための標的として、工業的規模で(当然
のことながら実験室内でも)使用することができる。この方法は、これまで工業用または
実験室用セラミックを生産するために用いられてきた(1cm2あたりおよそ1トンの)
大気温度でのプレス加工または「高温プレス加工」のステップがここでは回避されている
という意味で、1つの非常に重要な利点を有する。従ってこの方法では、調製時間(少な
くとも3分の1)ひいては人件費に関して有意な利得が存在する。
がここではもはやなくなるため、設備コストに関して有意な財務利益も存在する。同じこ
とは、大気温度プレス加工設備についてもあてはまる。さらに、ここで提案されているセ
ラミックは、工業用セラミックよりもわずかに密度が低い(工業用セラミックは往々にし
て理論的密度に非常に近い、すなわち95%以上である)が、90%前後さらにはわずか
に高いものであるその密度は、以上で強調されてきたように、スパッタリング用の標的と
して使用できる条件を十分に満たすものである。
に低いにもかかわらず、電気伝導率は有利にも非常に高いものにとどまっている。
ものよりもわずかに大きいものであることが実証されてきた。
ITOのものと比べて低い電気抵抗率を有することが発見された。それは、Zn含有量と
共に漸進的に低下し、公称10mol%のZnを含有するセラミックについてその最小値
に達する。これは一部には、セラミックの密度の差異に起因するものである。最高の密度
をもつセラミックについては最低の抵抗率が見られた。電荷濃度はセラミック内のZn含
有量と共に減少する。これは、In2O3構造内のZn2+によるIn3+の置換の増大
によって説明がつく。
加に結びつけられるということが発見された。半導体挙動をもつセラミックについて低い
移動度が得られ、一方、金属挙動をもつセラミックについては高い移動度が観察される。
Zn0.10をもつセラミックについて観察される。
してより大きな移動度に起因して、ITOのものよりも低い。
線回折パターン(図5)は、それらが非常にうまく結晶化されていることそしてそれらが
ITOのビクスビアイト構造をとっていることを示している。Zn含有量が10mol%
の濃度まで増大した時点で、ZnOxまたはZnkIn2O3+k構造に対応するいかな
る補足的ピークも観察されなかった。
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(1) 好ましくは300℃を超える高い融点をもつ、粉末の形をした無機基本材料(前記粉末は好ましくは10ナノメートル〜50マイクロメートルのd50によって、より好ましくは、20ナノメートル〜30マイクロメートルのd50によって特徴づけされる粒度を有する)からセラミックを調製するための方法において、
− (好ましくは粉体形態の)前記無機基本材料の粉末と、同じく粉末形態で無機基本材料のためのドーパントとして作用する第2の無機構成要素とを混合するステップであって、前記ドーパントが単一の無機材料または前記無機基本材料に対するドーパント効果をもつ少なくとも2つの無機材料の混合物により構成されているステップと、
− 好ましくは800℃超でありより好ましくはさらに1000℃超である高温で実施される焼結ステップと、
を含み、前記粉末の混合物の前記調製中に粉末に対し及ぼされる力が5kg/cm2以下、好ましくは1kg/m2未満であることを特徴とする方法。
(2) 前記形成されたセラミックは、
(I) Eα kOβ 2−が前記基本材料であり、かつ
− x’がαより小さく(好ましくは0.1α以上である)置換度を表わし、βが2β=αkまたはβ=αk/2となるような実数を表わし、
− Eが元素周期表のI族からVIII族までの少なくとも1つの金属、例えばFe、Cu、Ca、W、Mo、Ti、Cr、SnおよびInであり、記号kが前記化学式に従って計算されたEの平均酸化度を表わし、記号mが、Eに部分置換する元素Jの平均酸化度を表わし、mはkより小さく、
− α、kおよびβが、αk−2β=0となるような好ましくは1〜20の間の正の数であり、mおよびx’はx’<αおよびm<kとなるような正の整数を表わすものとして、
Eα−x’ kJx’ mOβ−x’(K−m)/2 2−□x’(k−m)/2、
(II) Mx−x’ qJx’ mTy nOz−x’(q−m)/2 2−□x’(q−m)/2または
(III) Mx qTy nOz 2−が前記基本材料を表わし、
− x’が置換度を表わし、前記化学式(II)中ではxより小さく(好ましくは0.1x以上であり)、
− x’は前記化学式(III)中でyより小さく(好ましくは0.1y以上であり)、MおよびTは周期表の少なくとも2つの異なる金属、例えば、MについてはLi、Na、K、Ag、CuおよびTi、そしてTについてはNi、Co、W、Mn、Cr、Fa、VおよびTiを表わし、
− 前記空孔レベルは、Mx−x’ qJx’ mTy nOz−x’(q−m)/2 2−□x’(q−m)/2についてはx’(q−m)/2に等しく、Mx qTy−x’ nJx’ mOz−x’(n−m)/2 2−□x’(n−m)/2についてはx’(n−m)/2に等しく、
− x、y、q、nおよびzは、qx+ny=2zという等式を満たす好ましくは1以上20以下の正の整数であり、
− qは、Mの酸化度であり、
− zは、示されている通り2z=qx+nyとなるような実数であり、
− nはTの平均酸化度であり、
− mは、前記ドーパントJの平均酸化度であり、化学式(II)においてはq未満、化学式(III)においてはn未満であり、
− MおよびTがそれぞれ、元素周期表のI族からVIII族までの少なくとも1つの金属、例えばFe、Cu、Co、W、Mo、Ti、Cr、SnおよびInであるものとして、
Mx qTy−x’ nJx’ mOz−x’(n−m)/2 2−□x’(n−m)/2、
という化学式(I)、(II)または(III)のうちの1つによってかまたは焼結後の前記ドープされた材料を表わすこれらの化学式の混合によって表わされ、ここで前記アニオン空孔が□という記号で表わされている、(1)に記載の方法。
(3) 前記無機ドーパントが、前記無機基本材料を構成する1つまたは複数のカチオンよりも低い酸化度を有する1つまたは複数のカチオンを含有する、(1)または(2)に記載の方法。
(4) 前記ドーパントのモル比が、前記無機基本構成要素のモル比と比べて、0.001〜0.4の間で変動し、好ましくは0.01〜0.1の間にある、(1)〜(3)のいずれか一項に記載の方法。
(5) − 第1ステップにおいては、少なくとも1つのドーパントでドープされた前記無機基本材料の混合物を、全く圧密されていないかまたは好ましくは5kg/cm2未満の圧力の作用下で、より好ましくはさらに1kg/m2未満の力の作用下できわめてわずかに圧密されている粉末の形で、1100℃を上回る、好ましくは1300℃を上回る温度に対する耐性をもつコンテナ内に入れ、
− 第2の焼結および/またはアニーリングステップにおいては、先行するステップで調製された前記コンテナを、好ましくは1〜100時間の間、より好ましくはさらに12時間前後の間、雰囲気においてそしてより好ましくは有利にはアルゴンで構成されている不活性雰囲気下で、前記標的要素の構成材料の前記融点(この温度は好ましくは800℃超、1700℃未満である)より低い高温にする、
(1)〜(4)のいずれか一項に記載の方法。
(6) 前記コンテナが、好ましくは最高1600℃までの高温に対する耐性をもち、好ましくはアルミナで構成されたるつぼまたは金型からなる、(5)に記載の方法。
(7) 前記焼結ステップによって、スパッタリング用の標的または標的要素として使用することができるようにするため充分に高密度のセラミックが導き出される、(6)に記載の方法。
(8) 前記無機基本材料が、酸化物、酸塩化物および/またはオキシフッ化物および/または酸硫化物といったようなオキシハロゲン化物、およびこれらのうちの少なくとも2つの混合物からなる群から選択されている、(1)〜(7)のいずれか一項に記載の方法。
(9) 前記酸化物がTiO2、SnO2、In2O3、Li4Ti5O12、MoO3、WO3、Cr2O3、Fe2O3、xを0.1〜2の間の値、好ましくは1に等しいものとしてLixNiO2、xを1〜2の間の値、好ましくは1に等しいものとしてLixCrO2.5、LiFeO2、およびこれらのうちの少なくとも2つの混合物からなる群から選択されている、(8)に記載の方法。
(10) 前記ドーパントJが、周期表のI族からVIII族までの少なくとも1つの金属で、前記基本材料の元素/カチオンのうちの1つの酸化度よりも低い酸化度mを有する、すなわち、Eα kOβ 2−についてはm<kであり、Mx qTy nOz 2−についてはm<qおよび/またはm<nである、(1)〜(9)のいずれか一項に記載の方法。
(11) 前記対(無機基本材料、前記無機材料内に前記空孔を作り出すドーパント)が、
− Nb5+、Ta5+、V5+、Ti4+、Sn4+、Mn4+、Mg2+、Zn2+、Ni3+、Ni2+、Cu2+、Co3+、Co2+、Fe3+、Cr3+およびMn3+、からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での前記基本材料のカチオンとしてのW6+と、
− Nb5+、Ta5+、V5+、Ti4+、Sn4+、Mn4+、Mg2+、Zn2+、Ni3+、Ni2+、Cu2+、Co3+、Co2+、Fe3+、Cr3+およびMn3+、からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での前記基本材料のカチオンとしてのMo6+と、
− Ti4+、Sn4+、Mn4+、Ni3+、Co3+、Fe3+、Cr3+、Mn3+、Zn2+、Mg2+、Ni2+、Cu2+およびCo2+、からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での前記基本材料のカチオンとしてのV5+と、
− Ti4+、Sn4+、Mn4+、Ni3+、Co3+、Fe3+、Cr3+、Mn3+、Zn2+、Mg2+、Ni2+、Cu2+およびCo2+、からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での前記基本材料のカチオンとしてのNb5+と、
− Ti4+、Sn4+、Mn4+、Ni3+、Co3+、Fe3+、Cr3+、Mn3+、Zn2+、Mg2+、Ni2+、Cu2+およびCo2+、からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での前記基本材料のカチオンとしてのTa5+と、
− Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+、からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での前記基本材料のカチオンとしてのMn3+と、
− Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+、からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での前記基本材料のカチオンとしてのCo3+と、
− Zn2+、Mg2+、Sn4+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+からなる群から選択された少なくとも1つのドーパントカチオンと組合せた状態での前記基本材料のカチオンとしてのIn3+と、
− Li+カチオンと組合せた状態でCo2+、Fe2+、Zn2+、Mg2+、Cu2+、Ni2+およびMn2+からなる群から選択された前記基本材料の少なくとも1つのカチオンと、
− 先に列挙された相溶性のあるドーパントと組合せた状態での先に列挙された前記無機基本材料の全ての混合物と、
からなる群から選択されている、(10)に記載の方法。
(12) 4cm2超、好ましくは5〜1000cm2の間の表面積を有するセラミックを調製するための、(1)〜(11)のいずれか一項に記載の方法。
(13) 前記粉末の前記混合、好ましくはIn2O3、SnO2およびZnOの混合が有機または水性溶媒または少なくとも1つの有機溶媒と1つの水性溶媒との混合物の存在下で実施される、(1)〜(12)のいずれか一項に記載の方法。
(14) 前記有機溶媒が、アルコール、ケトン、エーテルおよびこれらのうちの少なくとも2つの混合物からなる群から選択されている、(13)に記載の方法。
(15) 前記溶媒が、エーテル、エタノール、アセトンおよびこれらのうちの少なくとも2つの混合物から選択されたエーテルである、(14)に記載の方法。
(16) 前記溶媒が、精製水および/または脱イオン水に基づく水性タイプのものである(13)に記載の方法。
(17) セラミック粉末の前記混合を実施するために用いられる有機溶媒の量が、粉末混合物1kgあたり5ml〜5l(リットル)の間、好ましくは800〜1200mlの間にある、(13)〜(16)のいずれか一項に記載の方法。
(18) 50mlのエタノールが0.05kgのIn2O3、SnO2およびZnOの混合物と混合される、(17)に記載の方法。
(19) 前記方法で得られる前記セラミックの抵抗率が、前記無機基本材料として使用される前記粉末混合物内に存在するドーパントのレベルを制御することにより調整され、前記ドーパントは請求項11に別々にまたは組合せた形で定義されており;好ましくは前記得られたセラミックは、Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+からなる群から選択された前記ドーパント無機基本材料のうちの少なくとも1つのそれぞれ高いまたは低い値についてそれぞれ低いまたは高い抵抗率を有し、より好ましくはさらに前記無機基本材料がZn2+であり;好ましくは、1.7×10−3Ω・cm前後である前記セラミックの最小抵抗率が、請求項11に別々にまたは組合せた形で定義されている通りの前記ドーパント無機基本材料のうちの少なくとも1つの含有量の10モル%の公称最小値について得られる(好ましくは、前記ドーパントは、Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+、およびFe2+からなる群から選択され、より好ましくはさらにドーパントはZn2+である)、(1)に記載の方法。
(20) 前記方法で得られる前記セラミックの前記電荷移動度は、無機基本材料として使用される前記粉末混合物中に存在するドーパントの含有量を制御することによって調整され、前記ドーパントは請求項11に別々にまたは組合せた形で定義されており;好ましくは前記ドーパントは、Zn2+、Mg2+、Cu2+、Co2+、Mn2+およびFe2+からなる群から選択され、より好ましくはさらに前記ドーパントはZ2+であり、前記電荷移動度は、無機基本材料として使用される前記粉末混合物内に存在するドーパントの含有量がZn2+の場合で10%の値まで増大した時点で増加する、(1)に記載の方法。
(21) 前記方法で得られるセラミックの電荷移動度が、無機基本材料として使用される粉末混合物中の前記結晶粒(好ましくはZnでできたもの)の浸透を制御することにより調整され、高い結晶粒浸透について高い電荷移動度が得られ、低い結晶粒浸透値については低い電荷移動度が得られる、(1)に記載の方法。
(22) 前記得られたセラミックが、好ましくは円筒形状のペレットの形をしている、(1)〜(21)のいずれか一項に記載の方法。
(23) 1) 1cmあたり300ジーメンス超、好ましくは320ジーメンス超そしてより有利にはさらに1cmあたり585ジーメンス以上という、ケースレー(Keithley)デバイス(モデル2400ソースメータ)を用いた4点方法(4プローブ測定)に従って測定された巨視的電気伝導率; 2) 好ましくは5g/cm3(これは従来の方法(およそ1t/cm2で粉末をプレス加工し次に1300℃の温度でアニーリングすること)によってドーパント元素の添加なしで調製された対応するセラミックの密度の値である)超であり、好ましくは6.57g/cm3以上であり、より好ましくはさらに6〜7.1g/cm3の間である、水銀ポロシメータ方法に従って測定された改善された見かけ密度; 3) 5cm2超、好ましくは50cm2超、より好ましくはさらに100cm2超の(合計)表面積; 4) 従来の方法によりドーパント元素の添加無しで調製された対応するセラミックのものの30%未満、好ましくは10%未満である、高解像度電子顕微鏡方法に従って測定された、改善された粒界不規則性百分率;および、5) 0.1〜0.8マイクロメートルの間にある高解像度のSEM方法により測定される、前記セラミック中に存在する気孔のサイズ;という特性のうちの少なくとも1つ、好ましくは少なくとも2つ、より好ましくは少なくとも3つ、より有利にはさらに少なくとも4つを有することを特徴とする、(1)〜(22)のいずれか一項に記載の方法のうちの1つの実施により得られるセラミック。
(24) 前記X線回折方法に従って測定された場合に、好ましくは100〜200nmの間の微結晶サイズに対応し、より好ましくは156nm前後の微結晶サイズに対応する非常に高い結晶化度を特徴とする、(23)に記載のセラミック。
(25) ビクスビアイト型の結晶構造(C型希土類酸化物構造としても知られている)を特徴とする(23)に記載のセラミック。
(26) ITO型セラミックに比べて改善された電気特性を特徴とする(23)〜(25)のいずれか一項に記載のセラミック。
(27) 4.2Kから大気温度まで変動する温度の関数として、かつ4点方法に従って測定された場合に、1cmあたり200〜10000ジーメンスの間、好ましくは300〜5000ジーメンスの間、より好ましくはさらに580ジーメンス前後である伝導率を有する、(26)に記載のセラミック。
(28) ITO型セラミックの前記電気的特性に比べて少なくとも1つの改善された電気的特性を特徴とする(23)〜(27)のいずれか一項に記載のセラミック。
(29) ゼーベック(Seebeck)効果方法に従って測定された場合に、0.01〜300の間、好ましくは0.1〜50cm2/体積・秒−1の間である改善された電荷移動度を有する、(25)〜(28)のいずれか一項に記載のセラミック。
(30) 10.1cm2/体積・秒−1超である電荷移動度を特徴とする、(23)〜(29)のいずれか一項に記載のセラミック。
(31) 82.23mol%のIn2O3という化学式の無機基本材料および8.66mol%のドーパントSnO2および9.11mol%のドーパントZnOを含有する混合物から得られ、後者のドーパント(ZnO)が緻密化を提供し、かつ、
− 1cmあたり300〜500ジーメンスの間そして好ましくは1cmあたり330ジーメンスの電気伝導率、
− 6〜7.1g/cm3の間、好ましくは6.57g/cm3前後の密度、
− 1〜1000cm2の間の(総)表面積、および
− 5〜20%の間、好ましくは10%未満の不規則性百分率、
を特徴とする、(23)〜(30)のいずれか一項に記載のセラミック。
(32) 理論的伝導率の70%超、好ましくは80〜100%の間、そしてより有利には90%超の伝導率を有し、3〜15%の間のSnO2およびZnOのモル百分率を含み、ここでZnOの百分率がSnO2の百分率以上であり、好ましくはZnOの百分率はSnO2の百分率を超えている、(31)に記載のセラミック。
(33) RFまたはDCスパッタリング用の標的としての、(1)〜(22)のいずれか一項に記載の方法のうちの1つにより得られたセラミックまたは(23)〜(32)のいずれか一項に記載のセラミックのうちの1つの使用。
(34) (1)〜(22)のいずれか一項に記載の方法を実施することにより得られるようなセラミックまたは(23)〜(32)のいずれか一項に記載のセラミックをスパッタリングすることによって透明な伝導性金属フィルムを調製するための方法。
(35) 前記スパッタリングが、25〜500℃の間の温度条件下、好ましくは大気温度で実施される、(34)に記載の方法。
(36) 前記スパッタリングの持続時間が1分〜10時間の間、好ましくは1時間前後である、(34)または(35)に記載の方法。
(37) 前記スパッタリングが、主に希ガスから成る雰囲気内、好ましくは99.8%のアルゴンおよび0.2%の酸素から成る雰囲気内で実施される、(34)〜(36)のいずれか一項に記載の方法。
(38) 前記スパッタリング出力密度が0.1〜15ワット/cm2の間、好ましくは0.5ワット/cm2前後である、(34)〜(37)のいずれか一項に記載の方法。
(39) 前記セラミック標的と、上に前記薄膜が被着される前記基板との間の距離が3〜15cmの間、好ましくは7cm前後である、(34)〜(38)のいずれか一項に記載の方法。
(40) (34)〜(38)のいずれか一項に記載の方法を実施することにより得られる透明なフィルムまたは電極。
(41) UV/可視/NIR領域内のフィルムの前記透過スペクトルの方法に従って測定された場合に、可視範囲内にあり、90〜100%の間、好ましくは95%超である透過係数を有する、(40)に記載のフィルムまたは電極。
(42) 4点方法に従って測定された場合に1000ジーメンス/cm以上、好ましくは2250ジーメンス/cm超である伝導率を有する、(40)に記載のフィルムまたは電極。
(43) δが好ましくは0.001〜0.03の間であるものとしてIn1.805Sn0.095Zn0.10O3−δ(伝導性)という化学式を有するセラミックの中から選択された標的セラミックから得られる、(40)〜(42)のいずれか一項に記載のフィルムまたは電極。
(44) δが好ましくは0.005前後であるものとしてIn1.805Sn0.095Zn0.10O3−δ(伝導性)という化学式を有するセラミックの中から選択された標的セラミックから得られた、(43)に記載のフィルムまたはセラミック。
(45) In1.94Zn0.06O2.97(伝導性)、Li4Ti4.5Mg0.5O11.5(絶縁性、すなわち10−4S/cm未満の伝導性);Li4Ti4.5Zn0.5O11.5(絶縁性、すなわち10−4S/cm未満の伝導性を有する)という化学式をもつセラミックの中から選択された標的セラミックから得られた、(40)〜(42)のいずれか一項に記載のフィルムまたは電極。
(46) Li4Ti4.5Ni0.5O11.75(絶縁性、すなわち10−4S/cm未満の伝導性を有する)という化学式をもつセラミックの中から選択された標的セラミックから得られた、(40)〜(42)のいずれか一項に記載のフィルムまたは電極。
(47) (43)、(45)および(46)に記載のセラミックのうちの少なくとも2つの混合物から得られた、(40)〜(42)のいずれか一項に記載のフィルムまたは電極。
Claims (27)
- 無機基本材料に元素Jがドープされたセラミックを調製する方法であって、
前記セラミックが、ビクスビアイト型の結晶構造を有し、下式:
式(I) Eα-x’ kJx’ mOβ-x’(k-m)/2 2-□x’(k-m)/2
[式中:
− Eα kOβ 2−が、無機基本材料であるIn 2 O 3 であり;
− EがInであり、kが前記式I中のEの平均酸化度を表わし;
− JがSnおよびZnであり、mが、元素Jの平均酸化度を表わし、mはkより小さく;
− □はアニオン空孔を示す]
によって表わされ、
前記方法が、無機基本材料であるIn 2 O 3 と無機ドーパント材料であるSnO 2 およびZnOとを混合するステップ、無機基本材料と無機ドーパント材料との混合物に対して粉末形態で5kg/cm2以下の圧力を適用してプレスするステップ、及び、800℃を超える温度で実施される焼結ステップとを含み;
無機ドーパント材料/無機基本材料のモル比が0.001〜0.4の間であり、SnO 2 およびZnOの量がそれぞれ3〜15mol%であり、ZnOの量がSnO 2 の量以上であり、得られるセラミックの電荷移動度が、焼結に供される粉末混合物中に存在する無機ドーパント材料の量を制御することによって調整され、前記無機ドーパント材料の量の増加が、前記セラミックの電荷移動度の増加を促進する、上記方法。 - 前記無機ドーパント材料が、前記無機基本材料を構成する1つまたは複数のカチオンよりも低い酸化度を有する1つまたは複数のカチオンを含有する、請求項1に記載の方法。
- 焼結ステップを、1〜100時間の間、不活性雰囲気下で、800℃〜1700℃の温度で実施する、請求項1または2に記載の方法。
- 前記無機基本材料及び無機ドーパント材料の前記粉末の前記混合が、有機または水性溶媒または少なくとも1つの有機溶媒と1つの水性溶媒との混合物の存在下で実施される、請求項1〜3のいずれかに記載の方法。
- 前記有機溶媒が、アルコール、ケトン、エーテルおよびこれらの混合物からなる群から選択されている、請求項4に記載の方法。
- 前記混合ステップの間に、無機基本材料としての82.23mol%のIn2O3、ならびに、無機ドーパント材料としての8.66mol%のSnO2および9.11mol%のZnOを含有する混合物を調製する、請求項1に記載の方法。
- 得られる前記セラミックの抵抗率が、前記焼結に供される粉末混合物内に存在する無機ドーパント材料の量を制御することにより調整され、無機ドーパント材料の量の増加により前記抵抗率の減少が促進される、請求項1に記載の方法。
- 無機基本材料と無機ドーパント材料の混合物内に存在する無機ドーパント材料の量が、10mol%超であるかそれに等しく、前記セラミックの抵抗率が1.7×10 −3 Ω・cm以下である、請求項7に記載の方法。
- 前記セラミックが、
(1) ケースレーデバイス(モデル2400ソースメータ)を用いた4点法(4プローブ測定)で測定された巨視的電気伝導率が、1cmあたり300ジーメンス超;
(2) 水銀ポロシメータ法で測定された改善された見かけ密度が、5g/cm3超;
(3) (総)表面積が、5cm2超;
(4) 高解像度電子顕微鏡法で測定された改善された粒界不規則性百分率が、ドーパント元素の添加無しで調製された対応するセラミックのものの30%未満;
(5) 高解像度SEM法により測定される、前記セラミック中に存在する気孔のサイズが、0.1〜0.8マイクロメートル;
という特性のうちの少なくとも1つを有する、請求項1〜8のいずれかに記載の方法。 - X線回折法で測定されたセラミックの結晶化度が、100〜200nmを含む微結晶サイズに対応する、請求項1〜9のいずれかに記載の方法。
- 4.2Kから大気温度まで変動する温度の関数として、4点法で測定されたセラミックの巨視的電気伝導率が、1cmあたり200〜10000ジーメンスの間である、請求項9に記載の方法。
- ゼーベック効果法で測定されたセラミックの電荷移動度が、0.01〜300cm2/体積・秒−1の間である、請求項1〜11のいずれかに記載の方法。
- 前記セラミックが、下記:
1cmあたり300〜500ジーメンスの間の電気伝導率、
6〜7.1g/cm3の間の密度、
1〜1000cm2の間の(総)表面積、および
5〜20%の間の粒界不規則性百分率、
を有する、請求項9に記載の方法。 - 前記セラミックが、In 1.805 Sn 0.095 Zn 0.10 O 3−δ またはIn 1.812 Sn 0.090 Zn 0.098 O 3−δ/2 いう化学式を有する、請求項1に記載の方法。
- 請求項1〜14のいずれかに記載の方法で調製したセラミックによって形成された標的にRFまたはDCカソードスパッタリングすることを含む、フィルムの調製方法。
- 前記標的が、δが0.001〜0.03の間であるIn1.805Sn0.095Zn0.10O3−δという化学式を有するセラミック製である、請求項15に記載の方法。
- 無機基本材料に元素Jがドープされたセラミックであって、
前記セラミックが、ビクスビアイト型の結晶構造を有し、下式:
式(I) Eα-x’ kJx’ mOβ-x’(k-m)/2 2-□x’(k-m)/2
[式中:
− Eα kOβ 2−が、無機基本材料であるIn 2 O 3 であり;
− EがInであり、kが前記式I中のEの平均酸化度を表わし;
− JがSnおよびZnであり、mが、元素Jの平均酸化度を表わし、mはkより小さく;
− □はアニオン空孔を示す]
によって表わされ、
無機ドーパント材料/無機基本材料のモル比が0.001〜0.4の間であり、SnO 2 およびZnOの量がそれぞれ3〜15mol%であり、ZnOの量がSnO 2 の量以上である、上記セラミック。 - 前記無機ドーパント材料が、前記無機基本材料を構成する1つまたは複数のカチオンよりも低い酸化度を有する1つまたは複数のカチオンを含有する、請求項17に記載のセラミック。
- 無機基本材料としての82.23mol%のIn2O3、ならびに、無機ドーパント材料としての8.66mol%のSnO2および9.11mol%のZnOを含有する、請求項17に記載のセラミック。
- 1.7×10−3Ω・cm以下の抵抗率を有する、請求項17に記載のセラミック。
- 無機基本材料と無機ドーパント材料の合計に対する無機ドーパント材料の量が、10mol%超であるかそれに等しい、請求項17〜20のいずれかに記載のセラミック。
- 前記セラミックが、
(1) ケースレーデバイス(モデル2400ソースメータ)を用いた4点法(4プローブ測定)で測定された巨視的電気伝導率が、1cmあたり300ジーメンス超;
(2) 水銀ポロシメータ法で測定された改善された見かけ密度が、5g/cm3超;
(3) (総)表面積が、5cm2超;
(4) 高解像度電子顕微鏡法で測定された改善された粒界不規則性百分率が、ドーパント元素の添加無しで調製された対応するセラミックのものの30%未満;
(5) 高解像度SEM法により測定される、前記セラミック中に存在する気孔のサイズが、0.1〜0.8マイクロメートル;
という特性のうちの少なくとも1つを有する、請求項17〜21のいずれかに記載のセラミック。 - X線回折法で測定されたセラミックの結晶化度が、100〜200nmを含む微結晶サイズに対応する、請求項17〜22のいずれかに記載のセラミック。
- 4.2Kから大気温度まで変動する温度の関数として、4点法で測定されたセラミックの巨視的電気伝導率が、1cmあたり200〜10000ジーメンスの間である、請求項22に記載のセラミック。
- ゼーベック効果法で測定されたセラミックの電荷移動度が、0.01〜300cm2/体積・秒−1の間である、請求項17〜24のいずれかに記載のセラミック。
- 前記セラミックが、下記:
1cmあたり300〜500ジーメンスの間の電気伝導率、
6〜7.1g/cm3の間の密度、
1〜1000cm2の間の(総)表面積、および
5〜20%の間の粒界不規則性百分率、
を有する、請求項17に記載のセラミック。 - 前記セラミックが、In 1.805 Sn 0.095 Zn 0.10 O 3−δ またはIn 1.812 Sn 0.090 Zn 0.098 O 3−δ/2 いう化学式を有する、請求項17に記載のセラミック。
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