JPWO2020261748A1

JPWO2020261748A1 - スパッタリングターゲット及びスパッタリングターゲットの製造方法

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Publication number: JPWO2020261748A1
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Inventors: 健太郎武末; 優和田; 松本　浩一; 浩一松本; 裕川越; 西村　元秀; 元秀西村
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Abstract

【課題】ＩＧＺＯに代わる高特性の酸化物半導体薄膜製造用のスパッタリングターゲット及びその製造方法を提供すること。【解決手段】上記目的を達成するため、本発明の一形態に係るスパッタリングターゲットは、インジウム、スズ、及びゲルマニウムを含む酸化物焼結体で構成され、インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するゲルマニウムの原子比が０．０７以上０．４０以下であり、インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するスズの原子比が０．０４以上０．６０以下である。これにより、１０ｃｍ2／Ｖｓ以上の移動度を有するトランジスタ特性を得ることができる。【選択図】図１

Description

本発明は、スパッタリングターゲット及びスパッタリングターゲットの製造方法に関する。

Ｉｎ−Ｇａ−Ｚｎ−Ｏ系酸化物半導体膜（ＩＧＺＯ）を活性層に用いた薄膜トランジスタ（ＴＦＴ：Thin-Film Transistor）は、従来のアモルファスシリコン膜を活性層に用いたＴＦＴと比較して、高移動度を得ることができることから、近年、種々のディスプレイに幅広く適用されている（例えば、特許文献１〜３参照）。

例えば、特許文献１には、有機ＥＬ素子を駆動するＴＦＴの活性層がＩＧＺＯで構成された有機ＥＬ表示装置が開示されている。特許文献２には、チャネル層（活性層）がａ−ＩＧＺＯで構成され、移動度が５ｃｍ^２／Ｖｓ以上の薄膜トランジスタが開示されている。特許文献３には、活性層がＩＧＺＯで構成され、オン／オフ電流比が５桁以上の薄膜トランジスタが開示されている。

特開２００９−３１７５０号公報特開２０１１−２１６５７４号公報ＷＯ２０１０／０９２８１０号

近年、各種ディスプレイにおける高解像度化、低消費電力化、高フレームレート化に関する要求から、より高い移動度を示す酸化物半導体への要求が高まっている。しかしながら、活性層にＩＧＺＯを用いる薄膜トランジスタにおいては、移動度で１０ｃｍ^２／Ｖｓを超えることが難しく、より高い移動度を示す薄膜トランジスタ用途の材料の開発が求められている。

以上のような事情に鑑み、本発明の目的は、ＩＧＺＯに代わる高特性の酸化物半導体薄膜製造用のスパッタリングターゲット及びその製造方法を提供することにある。

上記目的を達成するため、本発明の一形態に係るスパッタリングターゲットは、インジウム、スズ、及びゲルマニウムを含む酸化物焼結体で構成され、インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するゲルマニウムの原子比が０．０７以上０．４０以下であり、インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するスズの原子比が０．０４以上０．６０以下である。
これにより、１０ｃｍ²／Ｖｓ以上の移動度を有するトランジスタ特性を得ることができる。
Ｇｅ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ）の原子比を０．０７以上とすることで、Ｓｎの含有量に依存することなく、アモルファスの酸化物半導体薄膜を得ることができる。
Ｓｎ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ）の原子比を０．０４以上とすることで、キャリア濃度が５×１０¹⁹以下の酸化物半導体薄膜を得ることができる。
Ｓｎ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ）の原子比を０．６０以下とすることで、Ｇｅの含有量に依存することなく、移動度１０以上の酸化物半導体薄膜を得ることができる。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するインジウムの原子比が０．３以上であり、インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するゲルマニウムの原子比が０．１０以上０．２５以下であってもよい。
これにより、Ｓｎの含有量に依存することなく、アモルファスの酸化物半導体薄膜を得ることができる。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、上記酸化物焼結体は、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＢから選択される少なくとも１つの元素である第１の元素をさらに含有してもよい。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、インジウム、スズ、ゲルマニウム、及び上記第１の元素の総和に対する上記第１の元素の原子比が０．１０以下であってもよい。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、上記酸化物焼結体は、Ｓｒ、Ｇａ及びＺｎから選択される少なくとも１つの元素である第２の元素をさらに含有してもよい。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、上記第２の元素をβとしたとき、インジウム、スズ、ゲルマニウム、及び上記第２の元素の総和に対する上記第２の元素の原子比が０．２５以下であってもよい。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、相対密度が９７％以上であってもよい。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、比抵抗値が０．１ｍΩ・ｃｍ以上１０ｍΩ・ｃｍ以下であってもよい。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、厚み方向における比抵抗値が上記バルク比抵抗値の平均値に対して０．８以上１．２以下に収まっていてもよい。

上記のスパッタリングターゲットにおいては、上記酸化物焼結体は、Ｉｎ−Ｏ相、Ｉｎ−Ｓｎ−Ｏ相、及びＩｎ−Ｇｅ−Ｏ相の少なくとも１つの化合物相を含んでもよい。

上記目的を達成するため、本発明の一形態に係るスパッタリングターゲットの製造方法では、酸化インジウム粉末、酸化スズ粉末、及び酸化ゲルマニウム粉末を混合して成形体が形成され、１５００℃以上１６００℃以下の酸素雰囲気中で上記成形体を焼成して、酸化物焼結体を有するスパッタリングターゲットが製造される。

以上述べたように、本発明によれば、ＩＧＺＯに代わる高特性の酸化物半導体薄膜製造用のスパッタリングターゲット及びその製造方法が提供される。

スパッタ法で成膜したＩｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料におけるＧｅの含有量（原子％）と得られる薄膜の結晶性について評価した実験結果を示すグラフ図である。各サンプルの移動度のＨａｌｌ効果測定器での測定結果を示すグラフ図である。各サンプルのキャリア濃度のＨａｌｌ効果測定器での測定結果を示すグラフ図である。Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料における結晶性のＳｎ濃度依存性を示すグラフ図である。Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料における移動度のＳｎ濃度依存性を示すグラフ図である。Ｓｎ含有量を５原子％に固定して成膜したＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料における移動度のＧｅ濃度依存性を示すグラフ図である。Ｓｎ含有量を５原子％に固定して成膜したＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料におけるキャリア濃度のＧｅ濃度依存性を示すグラフ図である。Ｇｅ含有量を５原子％に固定し、Ｓｎの含有量を５原子％、２０原子％及び４０原子％に振ったときの薄膜の結晶性についての評価結果を示すグラフ図である。本実施形態に係るスパッタリングターゲットの製造工程を示すフロー図である。スパッタリングターゲットの深さ方向における比抵抗値の分布を示したグラフ図である。焼結体のＸＲＤ測定結果である。ＧｅＯ_２原料粉末のＸＲＤ測定結果である。造粒粉末の加熱温度と焼結体の収縮率との関係を示すグラフ図である。湿式粉砕後の一次粒子の粒径分布を示すグラフ図である。焼結体の研磨表面の電子顕微鏡像である。本実施形態に係るターゲットが利用される薄膜トランジスタの構成を示す概略断面図である。

以下、図面を参照しながら、本発明の実施形態を説明する。各図面には、ＸＹＺ軸座標が導入される場合がある。また、同一の部材または同一の機能を有する部材には同一の符号を付す場合があり、その部材を説明した後には適宜説明を省略する場合がある。

最初に、本実施形態に係るスパッタリングターゲット（酸化物半導体スパッタリングターゲット）を説明する前に、このスパッタリングターゲットを用いて形成される酸化物半導体膜の特性について説明する。

［酸化物半導体薄膜］

酸化物半導体膜は、例えば、いわゆるボトムゲート型の電界効果型トランジスタ等の薄膜トランジスタにおける活性層（反転層）に利用される。

高移動度の酸化物半導体材料としては、一般的には、ＩＴＯ（Ｉｎ−Ｓｎ−Ｏ）系、ＩＧＺＯ（Ｉｎ−Ｇａ−Ｚｎ−Ｏ）系等が代表的である。これらの酸化物半導体材料は、成膜直後の結晶性がアモルファスであるため、ウェットエッチング法によるパターニングを容易に行うことができる。パターニング後は、熱処理により活性化させることで、所望とするトランジスタ特性を発現させるようにしている。

一般に高移動度酸化物は移動度が上昇するにつれ、ゲート閾値電圧の変動を所定値以下に抑えることが困難になるため長期にわたり信頼性の高いスイッチング動作を確保することが困難であるという問題がある。これらの問題の原因として酸素の欠損が起因するためＨｆ（ハフニウム）やＴｉ（チタン）、Ｗ（タングステン）といった酸素との結合の強い材料をキャリアキラーとして少量添加することが広く行われている。しかし、所望とする信頼性を確保するためには、これらの元素を十分量添加する必要があるが、キャリアキラー元素の多量添加は逆に移動度の低下につながる。

一方、Ｉｎをベースとし、これにキャリアキラーとしての効果が高く移動度の低下率の低いＧｅを所定以上添加することで、従来のＩＴＯ系及びＩＧＺＯ系材料よりも移動度及び信頼性の双方が高められることが見出された。

例えば、図１に、スパッタ法で成膜したＩｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料におけるＧｅの含有量（原子％）と得られる薄膜の結晶性について評価した実験結果を示す。

ここでは、成膜後、大気中において３５０℃で１時間アニール処理した薄膜サンプルを評価した。同図に示すように、Ｇｅ含有量が４．３原子％のサンプルは結晶質であるのに対して、Ｇｅ含有量が７％及び２０％のサンプルは、それぞれアモルファスであった。

一方、図２及び図３に、上記各サンプルの移動度及びキャリア濃度のＨａｌｌ効果測定器での測定結果を示す。

移動度に関しては、図２に示すように、Ｇｅの含有量が多くなるほど低下する傾向にある。キャリア濃度に関しては、図３に示すように、Ｇｅの含有量が４．３原子％及び１１原子％のサンプルは１×１０^２０（／ｃｍ^３）と高い値を示すが、Ｇｅ含有量が２０原子％のサンプルは１×１０^１８（／ｃｍ^３）以下にまで低下する。キャリア濃度の好適な範囲は、一般に、１０^１８〜１０^１９（／ｃｍ^３）のオーダーとされており、１×１０^１８（／ｃｍ^３）未満では移動度の低下が顕著となり、１×１０^２０（／ｃｍ^３）を超えるとスイッチング動作の信頼性の低下が顕著となる。

図１〜図３の結果より、Ｇｅ含有量を７原子％以上とすることで、アモルファスの酸化物薄膜が得られるとともに、キャリアキラーとして十分な効果が得られることが確認された。

続いて、Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料における結晶性及び移動度のＳｎ濃度依存性を図４及び図５に示す。移動度の測定にはＨａｌｌ効果測定器を用いた。ここでは、Ｇｅ含有量を１２原子％に固定し、成膜後、大気中において３５０℃（図５中「◆」）及び４００℃（図５中「◇」）で１時間アニール処理した薄膜サンプルを評価した。

図４に示すように、Ｓｎ含有量が２．４原子％、４．３原子％及び７．５原子％のサンプルはいずれもアモルファスであった。このことから、Ｓｎ含有量に依存せず、スパッタ法によって成膜されるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物薄膜は、アモルファスであることが推認される。一方、図５に示すように、Ｓｎ含有量が３０原子％までは移動度の顕著な低下は認められず（概ね、３０ｃｍ^２／Ｖｓ前後）、Ｓｎ含有量を６０原子％にまで増加させた場合でも１０ｃｍ^２／Ｖｓ以上の移動度が得られた。

続いて、Ｓｎ含有量を５原子％に固定して成膜したＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料における移動度及びキャリア濃度のＧｅ濃度依存性を図６及び図７に示す。移動度及びキャリア濃度の測定にはＨａｌｌ効果測定器を用いた。ここでは、酸化インジウム、酸化ゲルマニウム、酸化スズの３つのターゲットを酸素雰囲気中で同時にスパッタする三元スパッタ法を採用した。成膜後、大気中において３５０℃（各図中「◆」）及び４００℃（各図中「◇」）で１時間アニール処理した薄膜サンプルをそれぞれ評価した。

図６に示すように、すべてのサンプルについて移動度が１０ｃｍ^２／Ｖｓ以上であることが確認された。また、図６及び図７に示すように、Ｇｅ含有量が１０〜２５原子％の範囲で、移動度が１５ｃｍ^２／Ｖｓ以上、キャリア濃度が１×１０^１８〜１×１０^１９（／ｃｍ³）であることが確認された。

なお、図６及び図７の評価結果は三元スパッタによって成膜したサンプルについてのものであるが、Ｇｅ含有量が１５原子％（Ｓｎ含有量５原子％）のＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系焼結体ターゲットを用いて成膜したサンプルについて測定した移動度及びキャリア濃度を図６及び図７に併せて示す。各図中「▲」は大気中において３５０℃で、「△」は大気中において４００℃で１時間アニール処理した薄膜サンプルを示す。図６及び図７に示すように、焼結体ターゲットにおいても三元スパッタ法で成膜したサンプルと同等な電気特性を示し、移動度が約２０〜３０ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度が約５×１０^１８〜１×１０^１９（／ｃｍ^３）であることが確認された。

一方、上述のようにＧｅ含有量が１２原子％以上でアモルファスの薄膜が得られることを説明したが、Ｇｅ含有量が７原子％では、アモルファス薄膜が得られないので、Ｇｅの代わりにＳｎの含有量を増やすことでもアモルファスの薄膜を得ることができる。図８に、Ｇｅ含有量を５原子％に固定し、Ｓｎの含有量を５原子％、２０原子％及び４０原子％に振ったときの薄膜の結晶性についての評価結果を示す。ここでは、成膜後、大気中において３５０℃で１時間アニール処理した薄膜サンプルを評価した。同図に示すように、Ｓｎ含有量を２０原子％以上とすることで、アモルファスのＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系薄膜を得ることができる。

［スパッタリングターゲット］

次に、本実施形態のスパッタリングターゲットについて説明する。

スパッタリングターゲットは、プレーナ型のターゲットでもよく、円筒状のロータリターゲットでもよい。スパッタリングターゲットは、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅを含む酸化物半導体薄膜で構成される。Ｉｎ、Ｓｎ、及びＧｅの総和をＩｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅとしたとき、Ｇｅ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ）の原子比は、０．０７以上０．４以下である。なお、組成の上限値及び下限値は、少数第３位を四捨五入した値である（以下同様）。

スパッタリングターゲットを上記組成範囲のＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜で構成することにより、１０ｃｍ^２／Ｖｓ以上の移動度を有するトランジスタ特性を得ることができる。

スパッタリングターゲットとして、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＧｅの総和をＩｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅとしたとき、Ｓｎ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ）の原子比を０．０４以上０．６０以下とすることにより、アモルファスのＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を得ることができるので、該酸化物半導体を例えばシュウ酸系エッチング液などを用いて容易にパターニングすることができる。

Ｉｎ、Ｓｎ、及びＧｅの総和に対するＳｎの原子比を０．０４以上とすることで、キャリア濃度が５×１０^１９（／ｃｍ^３）以下の酸化物半導体薄膜を得ることができる。Ｉｎ、Ｓｎ、及びＧｅの総和に対するＳｎの原子比を０．６０以下とすることで、Ｇｅの含有量に依存することなく、移動度１０ｃｍ^２／Ｖｓ以上の酸化物半導体薄膜を得ることができる。

さらに、活性層がＳｎを含む酸化物半導体薄膜で構成されると、活性層の耐薬品性を高めることができる。このため、薄膜トランジスタのソース・ドレイン電極のパターニング工程に際して、活性層をエッチング液から保護するエッチングストッパ層を設ける必要がなくなる。これにより、活性層を下地膜とする金属層を形成した後、当該金属層をウェットエッチング法でパターニングすることでソース・ドレイン電極を容易に形成することができる。

エッチング液としては、典型的には、シュウ酸系エッチャント（シュウ酸95％）を用いることができ、例えば、ITO―06N（関東化学）等があげられる。

スパッタリングターゲットを構成する酸化物半導体薄膜において、Ｇｅ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ）の原子比は、０．０７以上０．４０以下、より好ましくは、０．１０以上０．２５以下である。これにより、Ｓｎの含有量に依存することなく、アモルファスの酸化物半導体薄膜を得ることができる。また、Ｇｅの含有量を上記範囲にすることにより、Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ）の原子比が０．３以上の場合において、１５〜３５ｃｍ^２／Ｖｓの高移動度と、１０^１９（／ｃｍ^３）オーダー以下の低キャリア濃度を両立させることができる。

スパッタリングターゲットは、Ｓｉ（シリコン）、Ｔｉ（チタン）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃａ（カルシウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ａｌ（アルミニウム）、Ｗ（タングステン）、Ｔａ（タンタル）、Ｈｆ（ハフニウム）及びＢ（ホウ素）から選択される少なくとも１つの元素である第１の元素（α）をさらに含有してもよい。これら第１の元素（α）は、活性層のキャリアキラーとして働く元素であり、薄膜中のキャリア濃度の低減に寄与して、薄膜トランジスタのスイッチング動作の信頼性を高めることができる。

第１の元素（α）の添加量は特に限定されず、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、及びαの総和をＩｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ＋αとした場合、例えば、α／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ＋α）の原子比が０．１０以下である。これにより、キャリア濃度を１０^１８（／ｃｍ^３）オーダー以下に低減しつつ、１０ｃｍ^２／Ｖｓ以上の高移動度を安定に実現することができる。

あるいは、スパッタリングターゲットは、Ｓｒ（ストロンチウム）、Ｇａ（ガリウム）、及びＺｎ（亜鉛）から選択される少なくとも１つの元素である第２の元素（β）をさらに含有してもよい。これら第２の元素（β）もまた、キャリアキラーとしての性能は十分ではないものの、移動度の低減が少ない添加元素であり、結晶性の改善や薄膜中のキャリア濃度の低減に寄与してスイッチング動作の信頼性を高めることができる。

第２元素（β）の添加量は特に限定されず、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ、及びβの総和をＩｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ＋βとした場合、例えば、β／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｇｅ＋β）の原子比が０．２５以下である。これにより、キャリア濃度を１０^１８（／ｃｍ^３）オーダー以下に低減しつつ、１０ｃｍ²／Ｖｓ以上の高移動度を安定に実現することができる。

また、スパッタリングターゲットの理論密度に対する相対密度は、９７％以上である。スパッタリングターゲットのバルク比抵抗値が０．１ｍΩ・ｃｍ以上１０ｍΩ・ｃｍ以下である。スパッタリングターゲットの厚み方向におけるバルク比抵抗値は、バルク比抵抗値の平均値に対して０．８以上１．２以下に収まっている。スパッタリングターゲットでは、酸化物焼結体は、Ｉｎ−Ｏ相、Ｉｎ−Ｓｎ−Ｏ相、及びＩｎ−Ｇｅ−Ｏ相の少なくとも１つの化合物相を含む。

スパッタリングターゲットを用いて形成された薄膜トランジスタにおいては、閾値電圧の変動を所定電圧以下に抑えることができるので、長期にわたり信頼性の高いスイッチング動作を確保することが可能となる。例えば、ゲート電極−ソース電極間（あるいはゲート電極−ソース電極間、及びドレイン電極−ソース電極間）に一定電圧をかけ続け、そのときの閾値電圧の変動を評価するＢＴＳ試験において、ＰＢＴＳ（Positive Bias Temperature Stress）及びＮＢＴＳ（Negative Bias Temperature Stress）のいずれについても良好な結果が得られる。

具体的に、６０℃の温度下で、＋３０Ｖのゲート電圧を６０分間印加し続けるＰＢＴＳ試験の実施前後における閾値電圧の変化量は、０Ｖ以上１Ｖ以下であった。また、６０℃の温度下で、−３０Ｖのゲート電圧を６０分間印加し続けるＮＢＴＳ試験の実施前後における閾値電圧の変化量は、−１Ｖ以上０Ｖ以下であった。

活性層は、Ｉｎ、Ｓｎ、及びＧｅのそれぞれの酸化物の焼結体で構成されたスパッタリングターゲットを用いて成膜された後、所定温度で熱処理（アニール）されることで形成される。上記ターゲットを所定条件下でスパッタすることにより、ターゲットの組成と同一またはほぼ同一の組成を有する酸化物半導体薄膜が形成される。この半導体薄膜を所定温度でアニール処理することで、例えば、移動度が１０ｃｍ²／Ｖｓ以上のトランジスタ特性を有する活性層が形成される。

［スパッタリングターゲットの製造］

スパッタリングターゲットは、Ｉｎ_２Ｏ_３、ＳｎＯ_２及びＧｅＯ_２等のＩｎ、Ｓｎ及びＧｅそれぞれの酸化物を原料粉末に用い、これらを上記組成比で混合した焼結体で構成される。

スパッタリングターゲットに含まれる酸化物焼結体は、Ｉｎ_２Ｏ_３粉末、ＳｎＯ_２粉末、及びＧｅＯ_２粉末を混合して成形体を形成し、１５００℃以上１６００℃以下の酸素雰囲気中で成形体を焼成して形成される。

本実施形態では、乾燥と造粒とを一度に行うことが可能なスプレードライ方式で原料粉末が造粒される。バインダ添加によって粉砕性が悪い粉砕作業が不要になること、流動性がよい球形の粉末を使用できること等により、スパッタリングターゲットの組成分布が均一になりやすくなる。

原料粉末は、酸化インジウム粉末、粉末酸化スズ粉末、及び酸化ゲルマニウムを少なくとも含む。これに加えて、酸化シリコン粉末、酸化チタン粉末、酸化マグネシウム粉末、酸化カルシウム粉末、酸化バリウム粉末、酸化ジルコニウム粉末、酸化アルミニウム粉末、酸化タングステン粉末、酸化タンタル粉末、酸化ハフニウム粉末、酸化ホウ素粉末、酸化ストロンチウム粉末、酸化ガリウム粉末、及び酸化亜鉛粉末等から選択される一種類以上の粉末が混合してもよい。

造粒粉末の平均粒子径は、５００μｍ以下とされる。造粒粉末の平均粒子径が５００μｍを超えると、成形体のクラックや割れの発生が顕著となるとともに、焼成体の表面に粒状の点が発する。このような焼成体をスパッタリング用ターゲットに使用すると、異常放電あるいはパーティクル発生の原因となるおそれがある。

造粒粉末のより好ましい平均粒子径は、２０μｍ以上１００μｍ以下である。これにより、ＣＩＰ（Cold Isostatic Press）成形前後での体積の変化（圧縮率）が小さく、成形体へのクラック発生が抑制され、長尺の成形体を安定して作製される。なお、平均粒子径が２０μｍ未満の場合、粉末が舞い上がりやすくなり、取り扱いが困難になる。

ここで、「平均粒子径」とは、ふるい分け式粒度分布測定器で測定した粒度分布の積算％が５０％の値を意味する。また、平均粒子径の値としては、株式会社セイシン企業製「Robot Sifter RPS-105M」による測定値が用いられる。

造粒粉末は、１００ＭＰａ／ｃｍ^２以上の圧力で成形される。これにより相対密度が９７％以上の焼結体を得ることができる。成形圧力が１００ＭＰａ未満の場合、成形体が壊れやすく、ハンドリングが困難であり、焼結体の相対密度が低下する。

成形方法としては、ＣＩＰ法が採用される。ＣＩＰの形態は、典型的な垂直ロードタイプの縦型方式でもよく、好ましくは、水平ロードタイプの横型方式が望ましい。これは、長尺の板状の成形体を縦型のＣＩＰで製作すると、型中の粉末のズレによって厚みにばらつきが生じたり、ハンドリング中に自重で割れたりするからである。

粒粉末の成形体は、１５００℃以上１６００℃以下の温度で焼成される。焼成温度が１５００℃未満の場合、導電性及び相対密度が低くなり、ターゲット用途に向かなくなる。一方、焼成温度が１６００℃を超えると、一部成分の蒸発が起き、焼成体の組成ずれが発生したり、結晶粒の粗大化によって焼成体の強度が低下したりする。

成形体は、大気あるいは酸化性雰囲気で焼成される。これにより目的とする酸化物焼結体が安定して製造される。

造粒粉末の作製には、一次粒子の平均粒子径がそれぞれ０．３μｍ以上１．５μｍ以下の粉末が用いられる。これにより混合・粉砕時間の短縮が可能となり、造粒粉内の原料粉末の分散性が向上する。

造粒粉末の安息角は、３２°以下であることが好ましい。これにより造粒粉末の流動性が高まり、成形性及び焼結性が向上する。

具体的な製造方法について、フロー図を用いて説明する。

図９は、本実施形態に係るスパッタリングターゲットの製造工程を示すフロー図である。製造方法は、この方法に限定されるものではない。

スパッタリングターゲットの製造方法は、秤量工程（ステップ１０１）と、粉砕・混合工程（ステップ１０２）と、造粒工程（ステップ１０３）と、成形工程（ステップ１０４）と、焼成工程（ステップ１０５）と、加工工程（ステップ１０６）とを有する。

（秤量、粉砕・混合工程）

原料粉末には、酸化インジウム粉末、酸化スズ粉末、及び酸化ゲルマニウム粉末が用いられる。これら各粉末を秤量し、ボールミル等により粉砕、混合して、水等により湿式粉砕したスラリが製造される（ステップ１０１、１０２）。

原料粉末としては、例えば、一次粒子の平均粒子径が０．３μｍ以上１．５μｍ以下に調整されたものが使用される。これにより、粉砕・混合工程を比較的短時間で行うことができる。また、得られる造粒粉内の各酸化物粒子の分散性が向上する。

それぞれの原料粉末の混合割合は、スパッタリングを実施する条件及び成膜すべき膜の用途等によって適宜設定される。例えば、上記各原料粉末のほか、酸化シリコン粉末、酸化チタン粉末、酸化マグネシウム粉末、酸化カルシウム粉末、酸化バリウム粉末、酸化ジルコニウム粉末、酸化アルミニウム粉末、酸化タングステン粉末、酸化タンタル粉末、酸化ハフニウム粉末、酸化ホウ素粉末、酸化ストロンチウム粉末、酸化ガリウム粉末、及び酸化亜鉛粉末等の金属酸化物粉末の少なくとも一種以上がさらに混合されてもよい。また、原料粉末の混合には、バインダ、分散剤等が添加されてもよい。

原料粉末の粉砕・混合方法としては、ボールミル以外にも、例えば、ビーズミル、ロッドミル等のほかの媒体攪拌ミルが使用可能である。撹拌媒体となるボールやビーズの表面に樹脂コート等が施されてもよい。これにより、粉体中への不純物の混入を効果的に抑制される。

（造粒工程）

スラリを乾燥し分級することによって、原料粉末が造粒される（ステップ１０３）。造粒は、配合成分の比率固定化、原料粉末のハンドリング性の向上等を目的として実施される。造粒することにより、粉末の嵩（かさ）密度、タップ密度、及び安息角の調整が可能となり、長尺ターゲットのＣＩＰ成形時において成形体のクラックの発生が抑制される。

造粒方法は、特に限定されず、スプレードライヤ等を用いてスラリを直接乾燥させて造粒することが可能である。また、スラリを用いない乾式の造粒方法も適用可能である。

造粒粉末は、造粒粉末の平均粒子径が５００μｍ以下、好ましくは、２０μｍ以上１００μｍ以下で作製される。これにより、比較的長尺の成形体が安定に作製される。造粒粉末の平均粒子径が５００μｍを超えると、焼成体の表面に粒状の点が発する。このような焼成体をスパッタリング用ターゲットに使用すると、異常放電あるいはパーティクル発生の原因となる。

造粒粉末は、流動性が高いほうが好ましく、例えば、その安息角が３２°以下となるように原料粉末が造粒される。これにより、造粒粉末の流動性が高まり、成形性及び焼成性が向上する。安息角が大きい場合、成形工程（ＣＩＰ）において成形体にクラックが発生しやすくなり、焼成工程において焼成体に色むらが発生しやすくなる。

造粒粉末の安息角は、以下のように制御される。例えば、造粒方法としてスラリを乾燥してロールミルで粉砕、分級する場合は、ロールミルによる粉末の処理時間、処理回数で安息角が制御される。一方、造粒方法としてスプレードライヤ等を用いて直接乾燥させる場合は、スラリ濃度、粘度、スプレードライヤの条件等で安息角が制御される。

造粒粉末の嵩密度は、以下のようにして制御される。例えば、造粒方法としてスラリを乾燥してロールミルで粉砕、分級する場合は、乾燥体を一度プレスにより圧縮したものをロールミルによって粉砕・分級することで嵩密度が制御される。一方、造粒方法としてスプレードライヤ等を用いて直接乾燥させる場合は、スラリ濃度、粘度、スプレードライヤの条件等で嵩密度が制御される。

（成形工程）

成形工程では、造粒粉末が所定形状に成形される（ステップ１０４）。典型的には、目的とする長尺のターゲットが得られる矩形形の板形状に成形される。成形方法は、典型的には、ＣＩＰ法が採用される。これ以外にも、金型プレス法等が採用されてもよい。

成形圧力は、１００ＭＰａ／ｃｍ^２以上とされる。成形圧力が１００ＭＰａ未満の場合、成形体が壊れやすく、ハンドリングが困難であり、焼結体の相対密度が低下する傾向にある。一方、成形圧力を１００ＭＰａ／ｃｍ^２以上とすることにより、相対密度が９７％以上の焼結体を得ることができる。

成形は、１００ＭＰａ／ｃｍ^２以上の圧力が得られれば、ＣＩＰ及び金型プレスのいずれかは可能である。型の面積が大きくなると金型の場合プレス軸径及び圧力の制約によって成形圧力に限界が生じる。

ＣＩＰの典型的な構造は、圧媒を溜める圧力容器が縦型に配置された垂直ロードタイプ（以下、縦型ＣＩＰ）である。縦型ＣＩＰの場合、型中に造粒粉を入れて圧力容器に挿入するために、造粒粉を垂直にする必要がある。使用する造粒粉は、流動性が高いため垂直にした場合、重力の影響で型の下方にずれてしまう。その状態で、プレスを行うと上下で厚みに大きなムラのある成形体となってしまい、製品の歩留まりの低下を招く。縦の状態でＣＩＰ成形を行うと、等方圧プレスの性格上、反りが発生しやすい。２０００ｍｍを超える成形体の場合、この反りが後工程でのハンドリング等で割れの原因となる。

一方、水平ロードタイプ（以下、横型ＣＩＰ）の場合は、重力が厚み方向に作用するため、造粒粉のずれは発生しない。また、成形中に下向きに重力が作用しているため、成形体に反りが発生することはない。

（焼成工程）

焼成工程では、造粒粉末の成形体が、１５００℃以上１６００℃以下の温度で焼成される（ステップ１０５）。焼成温度が１５００℃未満の場合、導電性及び相対密度がいずれも低くなり、ターゲット用途には向かなくなる。一方、焼成温度が１６００℃を超えると、いずれかの成分の蒸発が激しくなり、焼成体の組成ずれが発生しやすくなる。また結晶粒の粗大化によって焼成体の強度の低下を招く場合がある。焼成温度を１５００℃以上１６００℃以下にすることで、高密度（相対密度９７％以上）の焼成体が安定して作製される。

焼成時間（焼成温度での保持時間）は、特に限定されず、例えば、２時間以上２０時間以下とされる。これにより、相対密度が９７％以上である酸化物スパッタリングターゲット用焼成体を得ることができる。

焼成時の炉内の雰囲気は、大気あるいは酸化性雰囲気とされる。これにより、目的とする酸化物焼結体が安定に製造される。焼成時の圧力は、例えば常圧とされる。成形体を常圧で焼成すると、０．１〜１０ｍΩ・ｃｍの比抵抗を有する焼成体を得ることができる。なお、焼成体の比抵抗は、焼成温度が高温であるほど低下する傾向にある。比較的高い導電性を確保する場合には、焼成温度は高いほうが好ましい。

なお、焼成炉内が還元性雰囲気の場合、焼成体に酸素欠損が生じて酸化物というよりメタルに近い特性となる傾向にある。また、窒素やアルゴン雰囲気で焼成すると、相対密度が高くならないことが懸念される。

（加工工程）

以上のようにして作製された焼成体は、所望の形状、大きさ、厚みの板形状に機械加工されることで、Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系焼結体からなるスパッタリングターゲットが作製される（ステップ１０６）。スパッタリングターゲットは、バッキングプレートへロウ接により一体化される。

本実施形態によれば、長手方向の長さが１０００ｍｍを超す長尺のスパッタリングターゲットを作製することができる。これにより分割構造でない大型のスパッタリングターゲットを作製できるため、分割部の隙間（継ぎ目）に侵入したボンディング材（ロウ材）がスパッタされることで発生し得る膜特性の劣化を防止し、安定した成膜が可能となる。また、上記隙間へ堆積したスパッタ粒子の再付着（リデポ）を原因とするパーティクルが発生しにくくなる。

なお、秤量、粉砕・混合工程では、原料粉末の中、ＧｅＯ_２粉末に関しては、その結晶性により、スラリにおける分散性が異なる場合がある。

例えば、ＧｅＯ_２結晶中、正方晶のＧｅＯ_２結晶は、Ｉｎ_２Ｏ_３及びＳｎＯ_２と同様に、水に溶けにくい性質を有する。一方、六方晶のＧｅＯ_２結晶については、水に溶ける性質がある。従って、湿式粉砕時には、溶媒（例えば、純水）に、六方晶のＧｅＯ_２粉末を溶解させることで、湿式粉砕時にスラリ内でのＧｅＯ_２成分の分散性をより向上させることができる。

これにより、溶媒内でＧｅＯ_２粉末が良好に分散したスラリが得られ、このスラリを乾燥させ造粒することにより、焼結体内ではＧｅＯ_２成分のばらつきが抑制され、厚み方向での比抵抗のばらつきが抑えられ、さらに、焼結体の高密度化、焼結体の粒径の緻密化が図れる。

例えば、湿式粉砕時に用いられるＧｅＯ_２粉末につき、六方晶と正方晶との混合比を適宜調整することで、焼結体におけるＧｅＯ_２成分の局部的な偏析が起きにくくなる。これにより、焼結体の厚み方向での比抵抗のばらつきが抑えられる。

また、湿式粉砕での分散性が向上することにより、焼結体の密度を上昇させるために過剰な高温処理を要さず、焼結体における結晶粒の粗大化が抑制される。

例えば、本実施形態では、一例として、Ｘ線回折を用いて、ＧｅＯ_２結晶における六方晶と正方晶との混合比を適宜調整する。例えば、ＧｅＯ_２粉末として、六方晶の主ピーク（２θ：２５．９１°付近、（１０１）面）と、正方晶の主ピーク（２θ：２５．２４°付近、（１１０）面）との強度比（正方晶／六方晶）が０．１５以下で調整されたＧｅＯ_２粉末を用いる。ここで、強度比とは、ピーク高さの比である。

Ｘ線回折で使用される装置、測定条件の一例は、以下の通りである。

Ｘ線回折装置：株式会社リガク製ＲＩＮＴ
走査方法：２θ／θ法
ターゲット：Ｃｕ
管電圧：４０ｋＶ
管電流：２０ｍＡ
スキャンスピード：２．０００°／分
サンプリング幅：０．０５０°
発散スリット：１°
散乱スリット：１°
受光スリット：０．３ｍｍ

［スパッタリングターゲットの評価］

（比抵抗値分布）

図１０は、スパッタリングターゲットの深さ方向における比抵抗値の分布を示したグラフ図である。

焼成雰囲気と、焼成条件の調整により製品として使用する範囲内では、スパッタリングターゲット表面からの深さ方向（厚み方向）で均一な比抵抗値（バルク比抵抗）の酸化物ターゲットが製造可能となる。比抵抗値が深さ方向で均一なので、成膜開始時から終了時まで同質の膜が形成される。例えば、厚み方向におけるバルク比抵抗値は、バルク比抵抗値の平均値に対して０．８以上１．２以下に収まっている。

ここで、原料粉末の中、酸化ゲルマニウム粉末としては、六方晶の酸化ゲルマニウム（ＧｅＯ_２）と正方晶の酸化ゲルマニウム（ＧｅＯ_２）との混合粉末を用いてもよく、六方晶の酸化ゲルマニウム（ＧｅＯ_２）のみを用いてもよい。ここで、酸化ゲルマニウムの混合粉末を用いた場合は、六方晶の主ピークと、正方晶の主ピークとの強度比（正方晶／六方晶）が０．１５以下で調整された酸化ゲルマニウム粉末を用いる。また、酸化インジウム粉末としては、立方晶の酸化インジウム（Ｉｎ_２Ｏ_３）、酸化スズ粉末としては、正方晶の酸化スズ（ＳｎＯ_２）を用いる。

但し、上述したように、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末よりも、六方晶の酸化ゲルマニウムの成分を増加させた混合粉末を使用することで、深さ方向における比抵抗値がより均一な焼結体が得られる。例えば、六方晶の酸化ゲルマニウムのみの酸化ゲルマニウム粉末を使用した場合、厚み方向におけるバルク比抵抗値は、バルク比抵抗値の平均値に対して０．９７以上１．０５以下に収まっている。

（相対密度）

表１は、焼成温度（℃）と、相対密度（％）の関係を示す表である。また、表１では、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末として、六方晶の主ピークと、正方晶の主ピークとの強度比（正方晶／六方晶）が０．１５より大きいものが用いられている。

原料粉末の中、酸化ゲルマニウム粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末よりも（表１下段）、六方晶の酸化ゲルマニウムのみを使用することで（表１上段）、焼結体の相対密度が向上することが分かる。また、焼成温度を１５００℃以上とすることで、９７％以上の相対密度を持った焼結体が得られる。さらに、焼成温度を１５００℃以上とすることで、焼結体の比抵抗が１０ｍΩ・ｃｍ以下になる。

（結晶構造）

図１１は、焼結体のＸＲＤ測定結果である。

図１１では、最上段に、酸化物焼結体のＸＲＤパターンが示され、ＸＲＤパターンから下に向かって順にＩｎ_２Ｏ_３相、Ｉｎ_２（Ｇｅ_２Ｏ_７）相、Ｉｎ_４Ｓｎ_３Ｏ_１２に由来する各固相のピーク位置（２θ）が示されている。

図１１に示す焼結体のＸＲＤ結果から、スパッタリングターゲットは、Ｉｎ−Ｏ相、Ｉｎ−Ｓｎ−Ｏ相、及びＩｎ−Ｇｅ−Ｏ相の少なくとも１つの化合物相を含むことが分かる。

図１２は、ＧｅＯ_２原料粉末のＸＲＤ測定結果である。

図１２には、最上段に、六方晶のＧｅＯ_２原料粉末のＸＲＤパターンが示され、その下に六方晶のＧｅＯ_２原料粉末を純水に１２時間浸した後、乾燥させた六方晶のＧｅＯ_２原料粉末のＸＲＤパターンが示され、さらにその下に六方晶のＧｅＯ_２相に由来するピーク位置（２θ）が示されている。

図１２の結果は、浸水前と、浸水後に乾燥させた六方晶のＧｅＯ_２原料粉末のＸＲＤパターンに変化がないことを示している。すなわち、本実施形態の製造方法に、六方晶のＧｅＯ_２原料粉末を含むスラリを利用することは有効であることを意味する。

図１３は、造粒粉末の加熱温度と焼結体の収縮率との関係を示すグラフ図である。

造粒粉末を加熱したときのＴＭＡ結果（収縮率）においいては、原料粉末の中、ＧｅＯ_２原料粉末の結晶の種類により差が出ることが分かった。例えば、酸化ゲルマニウムの原料粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末を用いた場合よりも、六方晶の酸化ゲルマニウムのみを使用した場合は、収縮率が高くなっている。ここで、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末としては、六方晶の主ピークと、正方晶の主ピークとの強度比（正方晶／六方晶）が０．１５より大きいものが用いられている（以下、同じ）。すなわち、酸化ゲルマニウムの原料粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウムのみを使用した場合には、収縮率がより高くなり、焼結性が向上することが分かった。

図１４（ａ）、（ｂ）は、湿式粉砕後の一次粒子の粒径分布を示すグラフ図である。図１４（ａ）には、原料粉末の中、酸化ゲルマニウムの原料粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末を用いた場合の結果が示され、図１４（ｂ）には、原料粉末の中、酸化ゲルマニウムの原料粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウム）のみを使用した場合の結果が示されている。

図１４（ａ）、（ｂ）に示すように、原料粉末の中、酸化ゲルマニウムの原料粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末を用いた場合よりも、六方晶の酸化ゲルマニウム）のみを使用した場合のほうが粒径が小さく、粉砕性が向上する。

図１５（ａ）、（ｂ）は、焼結体の研磨表面の電子顕微鏡像である。図１５（ａ）には、原料粉末の中、酸化ゲルマニウムの原料粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末を用いた場合の結果が示され、図１５（ｂ）には、原料粉末の中、酸化ゲルマニウムの原料粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウム）のみを使用した場合の結果が示されている。図１５（ａ）、（ｂ）での焼成条件は、同じである。

図１５（ａ）、（ｂ）に示すように、原料粉末の中、酸化ゲルマニウムの原料粉末として、六方晶の酸化ゲルマニウムと正方晶の酸化ゲルマニウムとの混合粉末を用いた場合よりも（図１５（ａ））、六方晶の酸化ゲルマニウム）のみを使用した場合のほうが粒径が小さくなり、原料粉末の分散性の高い焼結体が得られる（図１５（ｂ））。

図１６は、本実施形態に係るターゲットが利用される薄膜トランジスタの構成を示す概略断面図である。本実施形態では、いわゆるボトムゲート型の電界効果型トランジスタを例に挙げて説明する。

［薄膜トランジスタ］

本実施形態の薄膜トランジスタ１００は、ゲート電極１１と、ゲート絶縁膜１２と、活性層１３と、ソース電極１４Ｓと、ドレイン電極１４Ｄとを有する。

ゲート電極１１は、基材１０の表面に形成された導電膜からなる。基材１０は、典型的には、透明なガラス基板である。ゲート電極１１は、典型的には、モリブデン（Ｍｏ）、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、銅（Ｃｕ）などの金属単層膜あるいは金属多層膜で構成され、例えばスパッタリング法によって形成される。本実施形態では、ゲート電極１１は、モリブデンで構成される。ゲート電極１１の厚さは特に限定されず、例えば、２００ｎｍである。ゲート電極１１は、例えば、スパッタ法、真空蒸着法等で成膜される。

活性層１３は、薄膜トランジスタ１００のチャネル層として機能する。活性層１３の膜厚は、例えば１０ｎｍ〜２００ｎｍである。活性層１３は、Ｉｎ（インジウム）、Ｓｎ（スズ）及びＧｅ（ゲルマニウム）を含むＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜で構成される。活性層１３は、例えば、スパッタ法で成膜される。上記酸化物半導体薄膜の具体的な組成については後述する。

ゲート絶縁膜１２は、ゲート電極１１と活性層１３との間に形成される。ゲート絶縁膜１２は、例えば、シリコン酸化膜（ＳｉＯｘ）、シリコン窒化膜（ＳｉＮｘ）又はこれらの積層膜で構成される。成膜方法は特に限定されず、ＣＶＤ法でもよいし、スパッタリング法、蒸着法等であってもよい。ゲート絶縁膜１２の膜厚は特に限定されず、例えば、２００ｎｍ〜４００ｎｍである。

ソース電極１４Ｓ及びドレイン電極１４Ｄは、活性層１３の上に相互に離間して形成される。ソース電極１４Ｓ及びドレイン電極１４Ｄは、例えば、アルミニウム、モリブデン、銅、チタンなどの金属単層膜あるいはこれら金属の多層膜で構成することができる。後述するように、ソース電極１４Ｓ及びドレイン電極１４Ｄは、金属膜をパターニングすることで同時に形成することができる。当該金属膜の厚さは、例えば、１００ｎｍ〜２００ｎｍである。ソース電極１４Ｓ及びドレイン電極１４Ｄは、例えば、スパッタ法、真空蒸着法等で成膜される。

ソース電極１４Ｓ及びドレイン電極１４Ｄは、保護膜１５によって被覆される。保護膜１５は、例えばシリコン酸化膜、シリコン窒化膜、またはこれらの積層膜などの電気絶縁性材料で構成される。保護膜１５は、活性層１３を含む素子部を外気から遮蔽するためのものである。保護膜１５の膜厚は特に限定されず、例えば、１００ｎｍ〜３００ｎｍである。保護膜１５は、例えば、ＣＶＤ法で成膜される。

保護膜１５の形成後、アニール処理が実施される。これにより、活性層１３が活性化される。アニール条件は特に限定されず、本実施形態では、大気中において約３００℃、１時間実施される。

保護膜１５には適宜の位置にソース／ドレイン電極１４Ｓ、１４Ｄを配線層（図示略）と接続するための層間接続孔が設けられている。上記配線層は、薄膜トランジスタ１００を図示しない周辺回路へ接続するためのもので、ＩＴＯ等の透明導電膜で構成されている。

スパッタリングターゲット（φ４インチ×６ｍｍｔ）を用いて、Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物薄膜をスパッタ法でそれぞれ形成し、Ｈａｌｌ効果測定器を用いてこれらの膜の基本的な電気特性（移動度、キャリア濃度）を評価した。

移動度及びキャリア濃度は、成膜直後の酸化物半導体薄膜を３５０℃で１時間、大気中でアニールした後、Ｈａｌｌ効果測定器で測定した。結晶性は、Ｘ線回折測定装置を用いて薄膜のＸ線回折パターンを測定し、有意のピークが認められた場合は結晶質と評価し、有意のピークがないブロードなパターン（ハローパターン）である場合はアモルファスと評価した。

成膜条件としては、基板温度は１００℃、スパッタガスはアルゴン及び酸素の混合ガス（酸素含有比率７％）、膜厚は５０ｎｍとした。

（実験例１）

（サンプルＮｏ．２−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ及びＳｎの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：９４．７原子％、Ｓｎ：５．３原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、結晶質であった。作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３１．０ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は６．４Ｅ＋２０（６．４×１０^２０）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．２−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：９０．２原子％、Ｓｎ：４．９原子％、Ｇｅ：４．９原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、結晶質であった。作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３６．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．６Ｅ＋２０（１．６×１０^２０）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．２−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８８．５原子％、Ｓｎ：４．５原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３３．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は９．８Ｅ＋１８（９．８×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．２−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８３．５原子％、Ｓｎ：４．３原子％、Ｇｅ：１２．２原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３１．７ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は７．４Ｅ＋１８（７．４×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．２−５）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７７．１原子％、Ｓｎ：４．２原子％、Ｇｅ：１８．７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は２４．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は８．９Ｅ＋１８（８．９×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．２−６）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７１．９原子％、Ｓｎ：４原子％、Ｇｅ：２４．１原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１７．１ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は９．５Ｅ＋１７（９．５×１０^１７）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．２−７）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：５５．５原子％、Ｓｎ：４．５原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１０．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は４．５Ｅ＋１６（４．５×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

実験例１の結果を表２にまとめて示す。

（実験例２）

（サンプルＮｏ．３−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８８原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：５原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３１．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は２．９Ｅ＋２０（２．９×１０^２０）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．３−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８６原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３０．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．０Ｅ＋１９（１．０×１０^１９）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．３−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８０原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１３原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は２７．１ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は７．３Ｅ＋１８（７．３×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．３−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：５３原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１１．０ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は８．１Ｅ＋１６（８．１×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

実験例２の結果を表３にまとめて示す。

（実験例３）

（サンプルＮｏ．４−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７７．１原子％、Ｓｎ：１８原子％、Ｇｅ：４．９原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３１．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は５．２Ｅ＋２０（５．２×１０^２０）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．４−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７５原子％、Ｓｎ：１８原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３２．０ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は３．１Ｅ＋１９（３．１×１０^１９）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．４−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７１．４原子％、Ｓｎ：１８原子％、Ｇｅ：１０．６原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３１．６ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．７Ｅ＋１９（１．７×１０^１９）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．４−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：４２原子％、Ｓｎ：１８原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１０．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は６．６Ｅ＋１１（６．６×１０^１１）／ｃｍ^３であった。

実験例３の結果を表４にまとめて示す。

（実験例４）

（サンプルＮｏ．５−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：６７原子％、Ｓｎ：３０原子％、Ｇｅ：３原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３０．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は５．６Ｅ＋２０（５．６×１０^２０）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．５−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：６３原子％、Ｓｎ：３０原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３２．８ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は３．３Ｅ＋１９（３．３×１０^１９）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．５−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：６０原子％、Ｓｎ：３０原子％、Ｇｅ：１０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３０．０ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．５Ｅ＋１９（１．５×１０^１９）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．５−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：３０原子％、Ｓｎ：３０原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１１．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は７．７Ｅ＋１６（７．７×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

実験例４の結果を表５にまとめて示す。

（実験例５）

（サンプルＮｏ．６−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：３６原子％、Ｓｎ：６０原子％、Ｇｅ：４原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は２５．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は６．０Ｅ＋２０（６．０×１０^２０）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．６−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：３３原子％、Ｓｎ：６０原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１８．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は２．２Ｅ＋１９（２．２×１０^１９）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．６−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：３１原子％、Ｓｎ：６０原子％、Ｇｅ：９原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１１．３ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．６Ｅ＋１９（１．６×１０^１９）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．６−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：２原子％、Ｓｎ：５８原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度３．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は７．３Ｅ＋１６（７．３×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

実験例５の結果を表６にまとめて示す。

（実験例６）

（サンプル７−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：９１原子％、Ｓｎ：２原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、結晶質であった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は３５．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は８．９Ｅ＋１９（８．９×１０¹⁹）／ｃｍ³であった。

（サンプル７−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８９原子％、Ｓｎ：４原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度３３．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は９．８Ｅ＋１８（９．８×１０¹⁸）／ｃｍ³であった。

（サンプル７−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８６原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度３０．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．０Ｅ＋１９（１．０×１０¹⁹）／ｃｍ³であった。

（サンプル７−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７３原子％、Ｓｎ：２０原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度３２．０ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は３．１Ｅ＋１９（３．１×１０¹⁹）／ｃｍ³であった。

（サンプル７−５）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：６３原子％、Ｓｎ：３０原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度３０．８ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は３．３Ｅ＋１９（３．３×１０¹⁹）／ｃｍ³であった。

（サンプル７−６）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：３３原子％、Ｓｎ：６０原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度１８．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は２．２Ｅ＋１９（２．２×１０¹⁹）／ｃｍ³であった。

実験例６の結果を表７にまとめて示す。

（実験例７）

（サンプルＮｏ．８−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：５８原子％、Ｓｎ：２原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は８．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は３．８Ｅ＋１６（３．８×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．８−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：５６原子％、Ｓｎ：４原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度１０．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は４．５Ｅ＋１６（４．５×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．８−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：５３原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度１１．０ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は８．１Ｅ＋１６（８．１×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．８−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：４０原子％、Ｓｎ：２０原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度１０．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は６．６Ｅ＋１６（６．６×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．８−５）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：３０原子％、Ｓｎ：３０原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度１１．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は７．７Ｅ＋１６（７．７×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

（サンプルＮｏ．８−６）
Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｓｎ：６０原子％、Ｇｅ：４０原子％であるＳｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度３．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は７．３Ｅ＋１６（７．３×１０^１６）／ｃｍ^３であった。

実験例７の結果を表８にまとめて示す。

（実験例８）

（サンプル９−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第１の元素（α）としてＴｉを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８０原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｔｉ：３原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｔｉ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は２１．８ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は２．３Ｅ＋１８（２．３×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第１の元素（α）としてＴｉを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７９原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｔｉ：４原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｔｉ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１８．８ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．９Ｅ＋１８（１．９×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第１の元素（α）としてＴｉを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７６原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｔｉ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｔｉ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１５．０ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は７．９Ｅ＋１７（７．９×１０^１７）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第１の元素（α）としてＴｉを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７１原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｔｉ：１２原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｔｉ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は６．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．２Ｅ＋１７（１．２×１０^１７）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−５）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第１の元素（α）としてＣａを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８２原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｃａ：１原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｃａ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は２５．９ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は９．０Ｅ＋１８（９．０×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−６）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第１の元素（α）としてＣａを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８０原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｃａ：３原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｃａ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は２０．５ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は３．４Ｅ＋１８（３．４×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−７）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第１の元素（α）としてＣａを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７８原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｃａ：５原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｃａ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１８．９ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．９Ｅ＋１８（１．９×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−８）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第１の元素（α）としてＣａを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７１原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｃａ：１２原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｃａ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は８．９ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は６．１Ｅ＋１７（６．１×１０^１７）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−９）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第２の元素（β）としてＧａを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７９．５原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｇａ：３．５原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｇａ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は２６．６ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は７．２Ｅ＋１８（７．２×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−１０）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第２の元素（β）としてＧａを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７５．６原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｇａ：７．４原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｇａ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は２２．４ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は３．６Ｅ＋１８（３．６×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−１１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第２の元素（β）としてＧａを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：６９．７原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｇａ：１３．３原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｇａ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１７．６ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は２．４Ｅ＋１８（２．４×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

（サンプル９−１２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系材料に第２の元素（β）としてＧａを添加したターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｇｅ及びＴｉの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：５９原子％、Ｓｎ：７原子％、Ｇｅ：１０原子％、Ｇａ：２４原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｇａ−Ｏ系酸化物半導体薄膜を作製した。得られた薄膜は、アモルファスであった。
作製した酸化物半導体薄膜の電気特性を評価した結果、移動度は１０．２ｃｍ^２／Ｖｓ、キャリア濃度は１．０Ｅ＋１８（１．０×１０^１８）／ｃｍ^３であった。

実験例８の結果を表９にまとめて示す。

実験例１〜８の結果より、Ｉｎの含有量が多いほど移動度が高くなる傾向にあり、Ｇｅの含有量が多いほどキャリア濃度が低くなる傾向にある。特に、Ｇｅの含有量を７原子％以上とすることで膜中のキャリア濃度を１０^１９／ｃｍ^３オーダー以下に抑えることができる。また、Ｇｅの含有量を４０原子％以下とすることにより、約２０〜３５ｃｍ^２／Ｖｓの高い移動度を得ることができる。また、Ｇｅの含有量を４０原子％以下に抑えることで、１０ｃｍ^２／Ｖｓ以上の移動度が得られやすくなる。

一方、Ｓｎの含有量が多いほど、アモルファスの薄膜が得られやすくなり、例えば、Ｓｎ含有量を４原子％以上とすることで、Ｇｅ含有量７原子％のサンプルでもアモルファスの薄膜を得ることができる（サンプル２−３参照）。さらにＳｎの含有量が多いほど、Ｇｅの含有量の増加に伴う移動度の低下を抑制することができる。Ｓｎの含有量は、Ｇｅの含有量に応じて最適化するのが好適であり、１０ｃｍ^２／Ｖｓ以上の移動度を確保するためには、Ｓｎの含有量は６０原子％以下であることが好ましい。

さらに、実験例８の結果より、第１の元素（α）あるいは第２の元素（β）の含有量が多いほどキャリア濃度が低下することから、Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ系の酸化物半導体においてもキャリアキラーとして機能することが確認された。なお、第１の元素（α）あるいは第２の元素（β）の添加により移動度も低下するため、１０ｃｍ^２／Ｖｓ以上の移動度を確保するためには、第１の元素（α）の含有量は１０原子％以下、第２の元素（β）の含有量は２５原子％以下であることが好ましい。なお、第１の元素（α）あるいは第２の元素（β）の最小含有量は、キャリアキラーとしての効果が確認できる量であれば特に限定されず、１原子％以下であってもよい。

（実験例９）

（サンプルＮｏ．１０−１）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：８３原子％、Ｓｎ：１０原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜をスパッタ法で作製した。作製した酸化物半導体薄膜を活性層として図１６に示した構造の薄膜トランジスタを作製し、各々のトランジスタ特性（移動度、閾値電圧（Ｖｔｈ）、ＰＢＴＳ（ΔＶｔｈ）、ＮＢＴＳ（ΔＶｔｈ））を評価した。

ＰＢＴＳ（ΔＶｔｈ）は、６０℃の温度下で、＋３０Ｖのゲート電圧を６０分間印加した後の閾値電圧の変化量とした。
ＮＢＴＳ（ΔＶｔｈ）は、６０℃の温度下で、−３０Ｖのゲート電圧を６０分間印加した後の閾値電圧の変化量とした。
成膜条件としては、基板温度は１００℃、スパッタガスはアルゴン及び酸素の混合ガス（酸素含有比率７％）、膜厚は５０ｎｍとした。

評価の結果、移動度は４４．３ｃｍ^２／Ｖｓ、閾値電圧（Ｖｔｈ）は３．６Ｖ、ＰＢＴＳ（Ｖｔｈ）は＋０．６Ｖ、ＮＢＴＳ（Ｖｔｈ）は−１．０Ｖであった。

（サンプルＮｏ．１０−２）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７３原子％、Ｓｎ：２０原子％、Ｇｅ：７原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜をスパッタ法で作製した。作製した酸化物半導体薄膜を活性層として図１６に示した構造の薄膜トランジスタを作製し、各々のトランジスタ特性（移動度、閾値電圧（Ｖｔｈ）、ＰＢＴＳ（ΔＶｔｈ）、ＮＢＴＳ（ΔＶｔｈ））を評価した。
評価の結果、移動度は４０．２ｃｍ^２／Ｖｓ、閾値電圧（Ｖｔｈ）は３．５Ｖ、ＰＢＴＳ（Ｖｔｈ）は＋０．６Ｖ、ＮＢＴＳ（Ｖｔｈ）は−１．４Ｖであった。

（サンプルＮｏ．１０−３）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７５原子％、Ｓｎ：１０原子％、Ｇｅ：１５原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜をスパッタ法で作製した。作製した酸化物半導体薄膜を活性層として図１６に示した構造の薄膜トランジスタを作製し、各々のトランジスタ特性（移動度、閾値電圧（Ｖｔｈ）、ＰＢＴＳ（ΔＶｔｈ）、ＮＢＴＳ（ΔＶｔｈ））を評価した。
評価の結果、移動度は３７．２ｃｍ^２／Ｖｓ、閾値電圧（Ｖｔｈ）は３．８Ｖ、ＰＢＴＳ（Ｖｔｈ）は＋０．７Ｖ、ＮＢＴＳ（Ｖｔｈ）は−０．９Ｖであった。

（サンプルＮｏ．１０−４）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：６５原子％、Ｓｎ：２０原子％、Ｇｅ：１５原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜をスパッタ法で作製した。作製した酸化物半導体薄膜を活性層として図１６に示した構造の薄膜トランジスタを作製し、各々のトランジスタ特性（移動度、閾値電圧（Ｖｔｈ）、ＰＢＴＳ（ΔＶｔｈ）、ＮＢＴＳ（ΔＶｔｈ））を評価した。
評価の結果、移動度は３１．２ｃｍ^２／Ｖｓ、閾値電圧（Ｖｔｈ）は４．０Ｖ、ＰＢＴＳ（Ｖｔｈ）は＋０．６Ｖ、ＮＢＴＳ（Ｖｔｈ）は−１．０Ｖであった。

（サンプルＮｏ．１０−５）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：７０原子％、Ｓｎ：１０原子％、Ｇｅ：２０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜をスパッタ法で作製した。作製した酸化物半導体薄膜を活性層として図１６に示した構造の薄膜トランジスタを作製し、各々のトランジスタ特性（移動度、閾値電圧（Ｖｔｈ）、ＰＢＴＳ（ΔＶｔｈ）、ＮＢＴＳ（ΔＶｔｈ））を評価した。
評価の結果、移動度は２０．１ｃｍ^２／Ｖｓ、閾値電圧（Ｖｔｈ）は４．１Ｖ、ＰＢＴＳ（Ｖｔｈ）は＋１．０Ｖ、ＮＢＴＳ（Ｖｔｈ）は−０．７Ｖであった。

（サンプルＮｏ．１０−６）
Ｉｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏターゲットを用いて、ガラス基板上に、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧｅの合計量に占める各元素の原子比がそれぞれ、Ｉｎ：６０原子％、Ｓｎ：２０原子％、Ｇｅ：２０原子％であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ−Ｏ系酸化物半導体薄膜をスパッタ法で作製した。作製した酸化物半導体薄膜を活性層として図１６に示した構造の薄膜トランジスタを作製し、各々のトランジスタ特性（移動度、閾値電圧（Ｖｔｈ）、ＰＢＴＳ（ΔＶｔｈ）、ＮＢＴＳ（ΔＶｔｈ））を評価した。
評価の結果、移動度は１９．８ｃｍ^２／Ｖｓ、閾値電圧（Ｖｔｈ）は４．２Ｖ、ＰＢＴＳ（Ｖｔｈ）は＋０．９Ｖ、ＮＢＴＳ（Ｖｔｈ）は−０．６Ｖであった。

実験例９の結果を表１０にまとめて示す。

実験例９の結果より、Ｇｅ含有量が７原子％以上であるＩｎ−Ｓｎ−Ｇｅ系酸化物半導体薄膜を活性層に用いた薄膜トランジスタにおいては、約２０ｃｍ^２／Ｖｓ以上の高い移動度が得られることが確認された。また、スイッチング動作の信頼性の指標となるＰＢＴＳ特性およびＮＢＴＳ特性のいずれについても良好な値であることが確認された。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上述の実施形態にのみ限定されるものではなく種々変更を加え得ることは勿論である。

例えば以上の実施形態では、いわゆるボトムゲート型（逆スタガ型）のトランジスタを例に挙げて説明したが、トップゲート型（スタガ型）の薄膜トランジスタにも本発明は適用可能である。

また、上述した薄膜トランジスタは、液晶ディスプレイや有機ＥＬディスプレイ等のアクティブマトリクス型表示パネル用のＴＦＴとして用いることができる。これ以外に、上記トランジスタは、各種半導体装置あるいは電子機器のトランジスタ素子として用いることができる。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上述の実施形態にのみ限定されるものではなく種々変更を加え得ることは勿論である。各実施形態は、独立の形態とは限らず、技術的に可能な限り複合することができる。

１０…基材
１１…ゲート電極
１２…ゲート絶縁膜
１３…活性層
１４Ｓ…ソース電極
１４Ｄ…ドレイン電極
１５…保護膜
１００…薄膜トランジスタ

Claims

インジウム、スズ、及びゲルマニウムを含む酸化物焼結体で構成され、
インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するゲルマニウムの原子比が０．０７以上０．４０以下であり、
インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するスズの原子比が０．０４以上０．６０以下である
スパッタリングターゲット。
請求項１記載のスパッタリングターゲットであって、
インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するインジウムの原子比が０．３以上であり、インジウム、スズ、及びゲルマニウムの総和に対するゲルマニウムの原子比が０．１０以上０．２５以下である
スパッタリングターゲット。
請求項１または２に記載のスパッタリングターゲットであって、
前記酸化物焼結体は、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｂａ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、及びＢから選択される少なくとも１つの元素である第１の元素をさらに含有する
スパッタリングターゲット。
請求項３に記載のスパッタリングターゲットであって、
インジウム、スズ、ゲルマニウム、及び前記第１の元素の総和に対する前記第１の元素の原子比が０．１０以下である
スパッタリングターゲット。
請求項１〜４のいずれか１つに記載のスパッタリングターゲットであって、
前記酸化物焼結体は、Ｓｒ、Ｇａ及びＺｎから選択される少なくとも１つの元素である第２の元素をさらに含有する
スパッタリングターゲット。
請求項５に記載のスパッタリングターゲットであって、
前記第２の元素をβとしたとき、インジウム、スズ、ゲルマニウム、及び前記第２の元素の総和に対する前記第２の元素の原子比が０．２５以下である
スパッタリングターゲット。
請求項１〜６に記載のスパッタリングターゲットであって、
相対密度が９７％以上である
スパッタリングターゲット。
請求項１〜７に記載のスパッタリングターゲットであって、
比抵抗値が０．１ｍΩ・ｃｍ以上１０ｍΩ・ｃｍ以下である
スパッタリングターゲット。
請求項１〜８に記載のスパッタリングターゲットであって、
厚み方向における比抵抗値が前記バルク比抵抗値の平均値に対して０．８以上１．２以下に収まっている
スパッタリングターゲット。
請求項１〜９のいずれか１つに記載のスパッタリングターゲットであって、
前記酸化物焼結体は、Ｉｎ−Ｏ相、Ｉｎ−Ｓｎ−Ｏ相、及びＩｎ−Ｇｅ−Ｏ相の少なくとも１つの化合物相を含む
スパッタリングターゲット。
酸化インジウム粉末、酸化スズ粉末、及び酸化ゲルマニウム粉末を混合して成形体を形成し、１５００℃以上１６００℃以下の酸素雰囲気中で前記成形体を焼成して、酸化物焼結体を有するスパッタリングターゲットを製造する
スパッタリングターゲットの製造方法。