TW201711982A - 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法 - Google Patents

氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201711982A
TW201711982A TW105120063A TW105120063A TW201711982A TW 201711982 A TW201711982 A TW 201711982A TW 105120063 A TW105120063 A TW 105120063A TW 105120063 A TW105120063 A TW 105120063A TW 201711982 A TW201711982 A TW 201711982A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
oxide
sintered body
crystal phase
oxide sintered
powder
Prior art date
Application number
TW105120063A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI704123B (zh
Inventor
Miki Miyanaga
Kenichi Watatani
Hideaki Awata
Original Assignee
Sumitomo Electric Industries
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Electric Industries filed Critical Sumitomo Electric Industries
Publication of TW201711982A publication Critical patent/TW201711982A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI704123B publication Critical patent/TWI704123B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering
    • C23C14/3407—Cathode assembly for sputtering apparatus, e.g. Target
    • C23C14/3414—Metallurgical or chemical aspects of target preparation, e.g. casting, powder metallurgy
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/495—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on vanadium, niobium, tantalum, molybdenum or tungsten oxides or solid solutions thereof with other oxides, e.g. vanadates, niobates, tantalates, molybdates or tungstates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/453—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on zinc, tin, or bismuth oxides or solid solutions thereof with other oxides, e.g. zincates, stannates or bismuthates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/08—Oxides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/08—Oxides
    • C23C14/083—Oxides of refractory metals or yttrium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
    • C23C14/08—Oxides
    • C23C14/086—Oxides of zinc, germanium, cadmium, indium, tin, thallium or bismuth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
    • C23C14/22—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the process of coating
    • C23C14/34—Sputtering
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01J—ELECTRIC DISCHARGE TUBES OR DISCHARGE LAMPS
    • H01J37/00—Discharge tubes with provision for introducing objects or material to be exposed to the discharge, e.g. for the purpose of examination or processing thereof
    • H01J37/32—Gas-filled discharge tubes
    • H01J37/34—Gas-filled discharge tubes operating with cathodic sputtering
    • H01J37/3411—Constructional aspects of the reactor
    • H01J37/3414—Targets
    • H01J37/3426—Material
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02551—Group 12/16 materials
    • H01L21/02554—Oxides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02565—Oxide semiconducting materials not being Group 12/16 materials, e.g. ternary compounds
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/0257—Doping during depositing
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02587—Structure
    • H01L21/0259—Microstructure
    • H01L21/02592—Microstructure amorphous
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02631—Physical deposition at reduced pressure, e.g. MBE, sputtering, evaporation
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66007—Multistep manufacturing processes
    • H01L29/66969—Multistep manufacturing processes of devices having semiconductor bodies not comprising group 14 or group 13/15 materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/68—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by only the electric current supplied, or only the electric potential applied, to an electrode which does not carry the current to be rectified, amplified or switched
    • H01L29/76—Unipolar devices, e.g. field effect transistors
    • H01L29/772—Field effect transistors
    • H01L29/78—Field effect transistors with field effect produced by an insulated gate
    • H01L29/786—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/68—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by only the electric current supplied, or only the electric potential applied, to an electrode which does not carry the current to be rectified, amplified or switched
    • H01L29/76—Unipolar devices, e.g. field effect transistors
    • H01L29/772—Field effect transistors
    • H01L29/78—Field effect transistors with field effect produced by an insulated gate
    • H01L29/786—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film
    • H01L29/7869—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film having a semiconductor body comprising an oxide semiconductor material, e.g. zinc oxide, copper aluminium oxide, cadmium stannate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3258—Tungsten oxides, tungstates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3258—Tungsten oxides, tungstates, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/326—Tungstates, e.g. scheelite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3284—Zinc oxides, zincates, cadmium oxides, cadmiates, mercury oxides, mercurates or oxide forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3286—Gallium oxides, gallates, indium oxides, indates, thallium oxides, thallates or oxide forming salts thereof, e.g. zinc gallate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5436—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof micrometer sized, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5463—Particle size distributions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/76—Crystal structural characteristics, e.g. symmetry
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/788—Aspect ratio of the grains
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/66—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor
    • H01L29/68—Types of semiconductor device ; Multistep manufacturing processes therefor controllable by only the electric current supplied, or only the electric potential applied, to an electrode which does not carry the current to be rectified, amplified or switched
    • H01L29/76—Unipolar devices, e.g. field effect transistors
    • H01L29/772—Field effect transistors
    • H01L29/78—Field effect transistors with field effect produced by an insulated gate
    • H01L29/786—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film
    • H01L29/7869—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film having a semiconductor body comprising an oxide semiconductor material, e.g. zinc oxide, copper aluminium oxide, cadmium stannate
    • H01L29/78693—Thin film transistors, i.e. transistors with a channel being at least partly a thin film having a semiconductor body comprising an oxide semiconductor material, e.g. zinc oxide, copper aluminium oxide, cadmium stannate the semiconducting oxide being amorphous

Landscapes

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

Abstract

本發明提供一種氧化物燒結體，其係含有銦、鎢及鋅者，且包含：第1結晶相，其係氧化物燒結體之主成分，且包含方鐵錳礦型結晶相；及第2結晶相，其鋅之含有率較第1結晶相高；構成第2結晶相之粒子之平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下，平均縱橫比為4以上且50以下。

Description

氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法
本發明係關於一種氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法。
本申請案係主張基於2015年9月16日申請之日本申請案第2015-182931號之優先權，且引用上述日本申請案中所記載之全部記載內容。
先前，於液晶顯示裝置、薄膜EL(Electroluminescence，電致發光)顯示裝置、有機EL顯示裝置等中，就作為半導體裝置即TFT(Thin Film Transistor，薄膜電晶體)之通道層而發揮功能之半導體膜而言，主要使用非晶矽(a-Si)膜。
近年來，作為代替a-Si之材料，含有銦(In)、鎵(Ga)及鋅(Zn)之複合氧化物，即In-Ga-Zn系複合氧化物(亦被稱為「IGZO」)備受矚目。IGZO系氧化物半導體與a-Si相比，可期待更高之載子遷移率。
例如，日本專利特開2008-199005號公報(專利文獻1)揭示以IGZO為主成分之氧化物半導體膜係藉由使用氧化物燒結體作為靶之濺鍍法而形成。
日本專利特開2008-192721號公報(專利文獻2)揭示作為適合用於藉由濺鍍法等而形成氧化物半導體膜時之材料，包含In及鎢(W)之氧化物燒結體。
又，日本專利特開平09-071860號公報(專利文獻3)揭示包含In及Zn之氧化物燒結體。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2008-199005號公報
[專利文獻2]日本專利特開2008-192721號公報
[專利文獻3]日本專利特開平09-071860號公報
本發明之一態樣之氧化物燒結體係含有銦、鎢及鋅之氧化物燒結體，且包含：第1結晶相，其係該氧化物燒結體之主成分，且包含方鐵錳礦型結晶相；及第2結晶相，其鋅之含有率較第1結晶相高；構成第2結晶相之粒子之平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下，平均縱橫比為4以上且50以下。
本發明之另一態樣之濺鍍靶包含上述態樣之氧化物燒結體。
本發明之又一態樣之半導體裝置之製造方法係包含氧化物半導體膜之半導體裝置之製造方法，且包括如下步驟：準備上述態樣之濺鍍靶；及使用濺鍍靶藉由濺鍍法而形成氧化物半導體膜。
本發明之又一態樣之氧化物燒結體之製造方法係上述態樣之氧化物燒結體之製造方法，且包括如下步驟：製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對該1次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；製備包含該煅燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將該2次混合物成形而形成成形體；及藉由將該成形體燒結而形成氧化物燒結體；形成該煅燒粉末之步驟包含藉由在含氧環境下，以700℃以上且未達1400℃之溫度對該1次混合物進行熱處理，而形成包含銦與鎢之複合氧化物之粉末作為該煅燒粉末。
本發明之又一態樣之氧化物燒結體之製造方法係上述態樣之氧 化物燒結體之製造方法，且包括如下步驟：製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對該1次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；製備包含該煅燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將該2次混合物成形而形成成形體；及藉由將該成形體燒結而形成氧化物燒結體；形成該煅燒粉末之步驟包含藉由在含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對該1次混合物進行熱處理，而形成包含鋅與鎢之複合氧化物之粉末作為該煅燒粉末。
10‧‧‧半導體裝置(TFT)
11‧‧‧基板
12‧‧‧閘極電極
13‧‧‧閘極絕緣膜
14‧‧‧氧化物半導體膜
14c‧‧‧通道部
14d‧‧‧汲極電極形成用部
14s‧‧‧源極電極形成用部
15‧‧‧源極電極
16‧‧‧汲極電極
17‧‧‧蝕刻終止層
17a‧‧‧接觸孔
18‧‧‧鈍化膜
20‧‧‧半導體裝置(TFT)
30‧‧‧半導體裝置(TFT)
CL‧‧‧通道長度
CW‧‧‧通道寬度
圖1A係表示本發明之一態樣之半導體裝置之一例之概略俯視圖。
圖1B係圖1A所示之IB-IB線上之概略剖視圖。
圖2係表示本發明之一態樣之半導體裝置之另一例之概略剖視圖。
圖3係表示本發明之一態樣之半導體裝置之又一例之概略剖視圖。
圖4A係表示圖1A及圖1B所示之半導體裝置之製造方法之一例之概略剖視圖。
圖4B係表示圖1A及圖1B所示之半導體裝置之製造方法之一例之概略剖視圖。
圖4C係表示圖1A及圖1B所示之半導體裝置之製造方法之一例之概略剖視圖。
圖4D係表示圖1A及圖1B所示之半導體裝置之製造方法之一例之概略剖視圖。
圖5A係表示圖2所示之半導體裝置之製造方法之一例之概略剖視圖。
圖5B係表示圖2所示之半導體裝置之製造方法之一例之概略剖視 圖。
圖5C係表示圖2所示之半導體裝置之製造方法之一例之概略剖視圖。
圖5D係表示圖2所示之半導體裝置之製造方法之一例之概略剖視圖。
<發明所欲解決之問題>
於將氧化物燒結體應用於濺鍍靶之情形時，一般而言藉由研削、切削加工等將濺鍍靶加工為所期望之形狀。由於有在進行此種加工時氧化物燒結體缺損或斷裂之情形，故而較理想為氧化物燒結體之機械強度較高。
又，於使用氧化物燒結體作為濺鍍靶而實施薄膜形成之情形時，對該濺鍍靶施加特定之電力。此時，若使施加電力變高，則存在如下情形：濺鍍靶之溫度上升，因熱疲勞、或氧化物燒結體與貼附有該氧化物燒結體之銅之背襯板之熱膨脹差而使氧化物燒結體產生斷裂，從而無法作為濺鍍靶使用。期望為了能夠在不產生如上所述之斷裂的情況下提高施加電壓，而以即便施加應力亦不產生斷裂之方式提高氧化物燒結體之機械強度，及為了提高介隔銅之背襯板進行之水冷之效率而提高氧化物燒結體之熱導率。
因此，本發明之目的在於提供一種可顯示較高之機械強度，並且可顯示較高之熱導率之氧化物燒結體及其製造方法、包含該氧化物燒結體之濺鍍靶、以及包含使用該濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜之半導體裝置之製造方法。
<發明之效果>
根據上述內容，可提供顯示較高之機械強度，並且顯示較高之熱導率之氧化物燒結體及其製造方法。又，根據上述內容，能夠提供 可同時實現高場效遷移率與高可靠性之半導體裝置。
<本發明之實施形態之說明>
首先，列舉本發明之實施形態進行說明。
[1]本發明之一態樣之氧化物燒結體係含有銦(In)、鎢(W)及鋅(Zn)之氧化物燒結體，且包含：第1結晶相，其係該氧化物燒結體之主成分，且包含方鐵錳礦型結晶相；及第2結晶相，其鋅之含有率較第1結晶相高；構成第2結晶相之粒子之平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下，平均縱橫比為4以上且50以下。第2結晶相包含於氧化物燒結體之一部分。本實施形態之氧化物燒結體可顯示較高之機械強度，並且可顯示較高之熱導率。又，本實施形態之氧化物燒結體中，即便為相對較低之燒結溫度亦可顯示較高之視密度(係指燒結後之視密度，亦被稱為燒結密度)。本實施形態之氧化物燒結體可較佳地用作用以形成半導體裝置所具有之氧化物半導體膜(例如作為通道層而發揮功能之氧化物半導體膜)之濺鍍靶，根據本實施形態之氧化物燒結體，能夠獲得場效遷移率及可靠性較高之半導體裝置。
[2]本實施形態之氧化物燒結體較佳為，可於X射線繞射中2θ大於34.74度且小於34.97度位置之具有第1繞射峰，並且於2θ大於31.77度且小於32.00度之位置具有第2繞射峰，於該情形時，第1繞射峰之峰強度Ia與第2繞射峰之峰強度Ib之比Ia/Ib為0.05以上且3以下。Ia/Ib為該範圍於實現即便為相對較低之燒結溫度而較高之視密度亦較高且顯示較高之熱導率之氧化物燒結體之方面有利，又，於提高上述半導體裝置之場效遷移率及可靠性之方面亦有利。
[3]本實施形態之氧化物燒結體較佳為，視密度大於6.4g/cm3且為7.5g/cm3以下，氧化物燒結體中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計的含有率(以下，亦稱為氧化物燒結體之「W含有率」)大於0.5原子%且為5.0原子%以下，氧化物燒結體中之鋅相對於銦、鎢及鋅之合計的含有 率(以下，亦稱為氧化物燒結體之「Zn含有率」)為1.2原子%以上且未達50原子%，氧化物燒結體中之鋅相對於鎢的原子比(以下，亦稱為氧化物燒結體之「Zn/W比」)大於1.0且小於100。視密度為上述範圍於將本實施形態之氧化物燒結體用作濺鍍靶之方面有利。W含有率、Zn含有率及Zn/W比為上述範圍於實現即便為相對較低之燒結溫度而視密度亦較高且顯示較高之熱導率之氧化物燒結體之方面有利，又，於提高上述半導體裝置之場效遷移率及可靠性之方面亦有利。
[4]本發明之另一實施形態之濺鍍靶包含上述實施形態之氧化物燒結體。本實施形態之濺鍍靶由於包含上述實施形態之氧化物燒結體，故而較佳地用於利用濺鍍法形成場效遷移率及可靠性較高之半導體裝置之氧化物半導體膜。
[5]本發明之又一實施形態之半導體裝置之製造方法係包含氧化物半導體膜之半導體裝置之製造方法，且包括如下步驟：準備上述實施形態之濺鍍靶；及使用該濺鍍靶藉由濺鍍法而形成上述氧化物半導體膜。藉由本實施形態之製造方法而獲得之半導體裝置由於包含使用上述實施形態之濺鍍靶藉由濺鍍法而形成之氧化物半導體膜，故而可顯示較高之場效遷移率及可靠性。此處所述之半導體裝置並無特別限制，但包含使用上述實施形態之濺鍍靶藉由濺鍍法而形成之氧化物半導體膜作為通道層之TFT(薄膜電晶體)為較佳之例。
[6]於本實施形態之半導體裝置之製造方法中，較佳為，所獲得之氧化物半導體膜中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計的含有率(以下，亦稱為氧化物半導體膜之「W含有率」)大於0.5原子%且為5.0原子%以下，氧化物半導體膜中之鋅相對於銦、鎢及鋅之合計的含有率(以下，亦稱為氧化物半導體膜之「Zn含有率」)為1原子%以上且未達50原子%，氧化物半導體膜中之鋅相對於鎢之原子比(以下，亦稱為氧化物半導體膜之「Zn/W比」)大於1.0且小於100。藉由本實施形態之 製造方法而獲得之半導體裝置由於包含使用上述實施形態之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜，故而可顯示較高之場效遷移率及可靠性。
[7]於本實施形態之半導體裝置之製造方法中，所獲得之氧化物半導體膜可由奈米結晶氧化物及非晶氧化物之至少任一者構成。該情形於在包含氧化物半導體膜作為例如通道層之半導體裝置中，提高場效遷移率且提高可靠性之方面有利。
[8]本發明之又一實施形態之氧化物燒結體之製造方法係上述實施形態之氧化物燒結體之製造方法，且包括如下步驟：製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對1次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；製備包含煅燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將2次混合物成形而形成成形體；及藉由將成形體燒結而形成氧化物燒結體；形成煅燒粉末之步驟包含藉由在含氧環境下，以700℃以上且未達1400℃之溫度對1次混合物進行熱處理，而形成包含銦與鎢之複合氧化物之粉末作為煅燒粉末。根據本實施形態之氧化物燒結體之製造方法，可相對容易地獲得機械強度及熱導率較高，或者除了該等以外，即便為相對較低之燒結溫度而視密度亦較高之氧化物燒結體。
[9]於上述[8]之實施形態之氧化物燒結體之製造方法中，上述複合氧化物可包含In6WO12型結晶相。該情形於獲得視密度及機械強度較高且熱導率較高之氧化物燒結體之方面有利。
[10]本發明之又一實施形態之氧化物燒結體之製造方法係上述實施形態之氧化物燒結體之製造方法，且包括如下步驟：製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對1次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；製備包含煅燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將2次混合物成形而形成成形體；及藉由將成形體燒結而形成氧化物燒結體；形成煅燒粉末之步驟包含藉由在含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對1次混合物進行熱處理，而形成包含鋅與鎢之複合 氧化物之粉末作為煅燒粉末。根據本實施形態之氧化物燒結體之製造方法，可相對容易地獲得機械強度及熱導率較高，或者除了該等以外，即便為相對較低之燒結溫度而視密度亦較高之氧化物燒結體。
[11]於上述[10]之實施形態之氧化物燒結體之製造方法中，上述複合氧化物可包含ZnWO4型結晶相。該情形於獲得視密度及機械強度較高且熱導率較高之氧化物燒結體之方面有利。
[12]於上述[8]至[11]之實施形態之氧化物燒結體之製造方法中，鎢氧化物粉末可包含選自由WO3結晶相、WO2結晶相、及WO2.72結晶相所組成之群中之至少一種結晶相。該情形於獲得視密度及機械強度較高且熱導率較高之氧化物燒結體之方面有利。
[13]於上述[8]至[12]之實施形態之氧化物燒結體之製造方法中，鎢氧化物粉末之中值粒徑d50可為0.1μm以上且4μm以下。該情形於獲得視密度及機械強度較高且熱導率較高之氧化物燒結體之方面有利。
<本發明之實施形態之詳情>
[實施形態1：氧化物燒結體]
本實施形態之氧化物燒結體係含有銦(In)、鎢(W)及鋅(Zn)之氧化物燒結體。本實施形態之氧化物燒結體包含：第1結晶相，其係該氧化物燒結體之主成分，且包含方鐵錳礦型結晶相；及第2結晶相，其鋅之含有率較第1結晶相高；構成第2結晶相之粒子之平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下，平均縱橫比為4以上且50以下。第2結晶相包含於氧化物燒結體之一部分。本實施形態之氧化物燒結體可顯示較高之機械強度，並且可顯示較高之熱導率。本實施形態之氧化物燒結體可較佳地用作用以形成半導體裝置之氧化物半導體膜(例如作為通道層而發揮功能之氧化物半導體膜)之濺鍍靶，根據本實施形態之氧化物燒結體，能夠獲得場效遷移率及可靠性較高之半導體裝置。
(1)第1結晶相
第1結晶相係氧化物燒結體之主成分，且係至少包含方鐵錳礦型結晶相之下述富含銦型結晶相。於本說明書中所謂「方鐵錳礦型結晶相」係指方鐵錳礦結晶相、以及於方鐵錳礦結晶相之至少一部分包含In以外之金屬元素之至少一種之相，且係指具有與方鐵錳礦結晶相相同之結晶構造者之總稱。方鐵錳礦結晶相係銦氧化物(In2O3)之結晶相之一，係指由JCPDS(Joint Committee on Powder Diffraction Standards，粉末繞射標準聯合委員會)卡之6-0416所規定之結晶構造，亦被稱為稀土類氧化物C型相(或C-稀土構造相)。
包含方鐵錳礦型結晶相可藉由X射線繞射而鑑定。即，藉由X射線繞射，可確認方鐵錳礦型結晶相之存在，測定各面間隔。X射線繞射之測定條件採用下述之「(3)氧化物燒結體之X射線繞射特性」所示之條件。
所謂「包含方鐵錳礦型結晶相之第1結晶相為氧化物燒結體之主成分」係指於氧化物燒結體中，方鐵錳礦型結晶相或鎢酸銦化合物結晶相等以高含有率含有In之富含銦型結晶相所占之比例(富含銦型結晶相佔有率)為50%以上。
「富含銦型結晶相佔有率」係以如下方式測定。首先，自氧化物燒結體之一部分採取樣本，對該樣本之表面進行研磨而使之平滑。繼而，使用SEM-EDX(Scanning Electron Microscopy with Energy Dispersive X-ray，附帶能量分散型螢光X射線分析計之掃描式二次電子顯微鏡)，利用SEM(Scanning Electron Microscopy，掃描式二次電子顯微鏡)觀察樣本之該表面，利用EDX(能量分散型螢光X射線分析計)分析各結晶粒子之金屬元素之組成比。然後，基於該等結晶粒子之金屬元素之組成比之傾向，進行結晶粒子之分組。具體而言，分為Zn含有率〔Zn相對於In、W及Zn之合計的含有率(原子%)〕高於下述 組B之結晶粒子之組A、及Zn含有率非常低或不含有Zn且與組A相比In含有率(In相對於In、W及Zn之合計的含有率(原子%))較高之結晶粒子之組B(富含銦型結晶相)。此時，判斷為組B之結晶粒為第1結晶相(In2O3相等)。第1結晶相除了方鐵錳礦型結晶相以外，還可包含鎢酸銦化合物結晶相等。而且，氧化物燒結體中之「富含銦型結晶相佔有率」係定義為富含銦型結晶相(組B)之面積占氧化物燒結體之上述測定表面之比例(百分率)。包含第1結晶相(富含銦型結晶相)作為主成分之本實施形態之氧化物燒結體之按照該定義之富含銦型結晶相佔有率為50%以上。
於第1結晶相中，亦可於其至少一部分固溶W及/或Zn。該情形於實現機械強度較高且顯示較高之熱導率之氧化物燒結體之方面有利，又，於提高包含使用該氧化物燒結體而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置之場效遷移率及可靠性之方面亦有利。
所謂「於第1結晶相之至少一部分固溶W及/或Zn」係指於第1結晶相之晶格中之至少一部分將W及/或Zn以置換型固溶之形態、於晶格間以滲入型固溶之形態、或以置換型與滲入型之兩者之形態固溶之形態。
於本實施形態之氧化物燒結體中，若W及/或Zn固溶於包含於第1結晶相之方鐵錳礦型結晶相之至少一部分，則較由JCPDS卡之6-0416所規定之面間隔變寬、或變窄。於X射線繞射中，峰位置向高角度側位移，或向低角度側位移。於確認到該峰位移，並且藉由SEM-EDX(附帶能量分散型螢光X射線分析計之掃描式二次電子顯微鏡)或TEM-EDX(Transmission Electron Microscope with Energy Dispersive X-ray，附帶能量分散型螢光X射線分析計之穿透式二次電子顯微鏡)進行面分析而確認到In與W及/或Zn混合存在之區域存在時，可判斷為於包含於第1結晶相之方鐵錳礦型結晶相中固溶有W及/或Zn。
或者，雖使用ICP(Inductive Coupling Plasma，電感耦合電漿)質量分析、SEM-EDX及其他元素鑑定方法進行存在元素之鑑定，確認到與In一併存在W及/或Zn，但於X射線繞射中未確認到W及/或Zn之氧化物，藉此亦可判斷為W及/或Zn固溶於包含於第1結晶相之方鐵錳礦型結晶相中。
第1結晶相可進而包含鎢酸銦化合物結晶相。進而包含鎢酸銦化合物結晶相於實現機械強度較高且顯示較高之熱導率之氧化物燒結體之方面有利，又，於提高包含使用該氧化物燒結體而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置之場效遷移率及可靠性之方面亦有利。鎢酸銦化合物結晶相係可包含於氧化物燒結體之一部分之相。
於本說明書中所謂「鎢酸銦化合物結晶相」係指以In、W及O為主成分之結晶相。例如，可列舉In6WO12結晶相、InW3O9相等。In6WO12結晶相係具有三方晶系之結晶構造，且具有由JCPDS卡之01-074-1410所規定之結晶構造之鎢酸銦化合物結晶相。只要顯示該結晶系，則亦可缺損氧或固溶有金屬，晶格常數變化。InW3O9相係具有六方晶系之結晶構造，且具有由JCPDS卡之33-627所規定之結晶構造之鎢酸銦化合物結晶相。只要顯示該結晶系，則亦可缺損氧或固溶有金屬，晶格常數變化。
鎢酸銦化合物結晶相之存在係藉由於X射線繞射中，獲得歸屬於鎢酸銦化合物結晶相之峰而確認。
(2)第2結晶相
本實施形態之氧化物燒結體進而包含Zn含有率(Zn相對於In、W及Zn之合計的含有率(原子%))較第1結晶相高之第2結晶相。第2結晶相係包含於氧化物燒結體之一部分之相。第2結晶相較佳為Zn含有率為50原子%以上。自實現機械強度較高且顯示較高之熱導率氧化物燒結體之觀點而言，第2結晶相之Zn含有率更佳為60原子%以上，進而 較佳為70原子%以上。第2結晶相之Zn含有率亦可為100原子%。
第2結晶相之存在可藉由於求出富含銦型結晶相佔有率時實施之使用SEM-EDX之表面分析而確認，構成藉由該表面分析而被分組之上述組A之結晶粒子之結晶相為第2結晶相。
第2結晶相例如可為六方晶纖鋅礦型結晶相、鎢酸鋅化合物結晶相、六方晶層狀結晶相及該等之組合等。於本說明書中所謂「六方晶纖鋅礦型結晶相」係指六方晶纖鋅礦結晶相、以及於六方晶纖鋅礦結晶相之至少一部分包含Zn以外之金屬元素之至少一種之相，且係指具有與六方晶纖鋅礦結晶相相同之結晶構造者之總稱。六方晶纖鋅礦結晶相係鋅氧化物(ZnO)之結晶相之一，係指以空間群：P63mc、空間群No.：186表示，由JCPDS卡之01-079-0207所規定之結晶構造。六方晶纖鋅礦型結晶相之存在可藉由於X射線繞射中，獲得歸屬於六方晶纖鋅礦型結晶相之峰而確認。
六方晶纖鋅礦型結晶相亦可包含ZnO作為主成分，於其至少一部分以置換型、滲入型之形式固溶有W及/或In。確認固溶可與確認上述之「於第1結晶相之至少一部分固溶有W及/或Zn」之方法同樣地，應用使用X射線繞射、SEM-EDX、TEM-EDX之方法。
於本說明書中所謂「鎢酸鋅化合物結晶相」係指以Zn、W及O為主成分之結晶相。例如，可列舉ZnWO4型結晶相。所謂「ZnWO4型結晶相」係指ZnWO4結晶相、以及於ZnWO4結晶相之至少一部分包含Zn及W以外之元素之至少一種之相，且係指具有與ZnWO4結晶相相同之結晶構造者之總稱。ZnWO4結晶相係具有以空間群P12/c1(13)表示之結晶構造，且具有由JCPDS卡之01-088-0251所規定之結晶構造之鎢酸鋅化合物結晶相。只要顯示該結晶系，則亦可缺損氧或固溶有金屬，晶格常數變化。
鎢酸鋅化合物結晶相之存在可藉由於X射線繞射中，獲得歸屬於 鎢酸鋅化合物結晶相之峰而確認。又，其存在比例可藉由於求出富含銦型結晶相佔有率時實施之使用SEM-EDX之表面分析而確認。具體而言，於藉由該表面分析而被分組之上述組A中，將含有Zn及W之結晶粒，更典型而言Zn含有率〔Zn相對於In、W及Zn之合計的含有率(原子%)〕及W含有率〔W相對於In、W及Zn之合計的含有率(原子%)〕於上述之X射線繞射中以接近鎢酸鋅化合物結晶相之比例混合之結晶粒設為鎢酸鋅化合物結晶相，可確認其存在比例。
作為六方晶層狀結晶相，可列舉In2O3(ZnO)5等。In2O3(ZnO)5等之六方晶層狀結晶相之存在可藉由於X射線繞射中，獲得歸屬於六方晶層狀結晶相之峰而確認。六方晶層狀結晶亦可於其至少一部分以置換型、滲入型之形式固溶有W及/或In。確認固溶可與確認上述之「於第1結晶相之至少一部分固溶有W及/或Zn」之方法同樣地，應用使用X射線繞射、SEM-EDX、TEM-EDX之方法。
如上所述，第2結晶相之存在可藉由於求出富含銦型結晶相佔有率時實施之使用SEM-EDX之表面分析而確認，構成藉由該表面分析而被分組之上述組A之結晶粒子之結晶相為第2結晶相。即，將存在Zn含有率高於第1結晶相之區域之情形判斷為包含第2結晶相。第2結晶相亦可為上述所列舉之六方晶纖鋅礦型結晶相、鎢酸鋅化合物結晶相、六方晶層狀結晶相以外之結晶相。
構成第2結晶相之結晶粒子較佳為平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下，平均縱橫比為4以上且50以下。該情形於實現機械強度較高且顯示較高之熱導率之氧化物燒結體之方面有利，又，於提高包含使用該氧化物燒結體而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置之場效遷移率及可靠性之方面亦有利。
上述平均長軸直徑及平均縱橫比係以如下之方式求出。若於求出富含銦型結晶相佔有率時實施之使用SEM-EDX之表面分析中之 SEM觀察時使用反射電子像，則作為第2結晶相之組A與被分類為第1結晶相之組B相比被觀察為深灰。關於構成於以500倍攝影之反射電子像中被觀察為深灰之第2結晶相之結晶粒子，測定長軸長度及短軸長度，算出長軸長度與短軸長度之比(長軸長度/短軸長度)即縱橫比。短軸長度係於長軸長度之1/2之位置測定。再者，作為測定對象之第2結晶相未必為單結晶，亦可為多結晶聚集之粒子，將被第1結晶相包圍之獨立之第2結晶相之區域作為一個粒子而測量。
將存在於在SEM觀察中以500倍攝影之反射電子像之170μm×250μm視野之第2結晶相之短軸長度、長軸長度隨機地分別測量100個，將長軸長度按照自長至短之順序依序排列之第3位至第22位之20個平均值設為平均長軸直徑。
同樣地，將存在於在SEM觀察中以500倍攝影之反射電子像之170μm×250μm視野之第2結晶相之短軸長度、長軸長度隨機地分別測量100個，對於各者算出縱橫比(長軸長度/短軸長度)，將所獲得之縱橫比按照自大至小之順序依序排列之第3位至第22位之20個平均值設為平均縱橫比。
平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下於提高氧化物燒結體之機械強度及熱導率之方面有利。於平均長軸直徑小於3μm之情形時，無法獲得充分高之機械強度及熱導率。於平均長軸直徑大於50μm之情形時，存在無法獲得充分高之機械強度之傾向。平均長軸直徑較佳為10μm以上，更佳為15μm以上。又，平均長軸直徑較佳為40μm以下，更佳為30μm以下。
平均縱橫比為4以上且50以下於提高機械強度之方面有利，於提高熱導率之方面亦有利。於平均縱橫比小於4之情形時，無法獲得充分高之機械強度及熱導率。於平均縱橫比大於50之情形時，無法獲得充分高之視密度，故而機械強度變低。平均縱橫比較佳為6以上，更 佳為8以上。又，平均縱橫比較佳為40以下，更佳為30以下。
(3)氧化物燒結體之X射線繞射特性
本實施形態之氧化物燒結體較佳為，於X射線繞射中2θ大於34.74度且小於34.97度位置具有第1繞射峰，並且於2θ大於31.77度且小於32.00度之位置具有第2繞射峰，第1繞射峰之峰強度Ia與第2繞射峰之峰強度Ib之比Ia/Ib為0.05以上且3以下。Ia/Ib為該範圍於實現即便為相對較低之燒結溫度而較高之視密度亦較高，且顯示較高之熱導率之氧化物燒結體之方面有利，又，於提高包含使用該氧化物燒結體而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置之場效遷移率及可靠性之方面亦有利。亦可存在第1繞射峰與第2繞射峰係自相同之結晶相獲得之情形。於第1繞射峰與第2繞射峰未自相同之結晶相獲得之情形時，具有第2繞射峰之結晶相有可能為In2O3(ZnO)5，但目前並不明確。
若Ia/Ib未達0.05，則存在所獲得之氧化物燒結體之熱導率無法變得充分高之傾向。自該觀點而言，Ia/Ib更佳為0.1以上，進而較佳為0.2以上。製備Ia/Ib大於3之氧化物燒結體並不容易。自獲得較高之熱導率之觀點而言，Ib/Ia更佳為2以下。
X射線繞射之測定係於以下之條件或與其同等之條件下實施。
(X射線繞射之測定條件)
θ-2θ法，X射線源：Cu Kα射線，X射線管電壓：45kV，X射線管電流：40mA，步進寬度：0.03度，步進時間：1秒/步，測定範圍2θ：10度~90度。
X射線繞射中之峰強度Ia及Ib係分別以如下之方式求出。首先，算出2θ為32.15度以上且32.90度以下之範圍中之X射線繞射之訊號強度I之平均值Iave。其次，測量第1繞射峰之訊號強度Ia'及第2繞射峰之訊號強度Ib'，藉由下述式而求出第1繞射峰之峰強度Ia：Ia=Ia'-Iave。
同樣地，藉由下述式而求出第2繞射峰之峰強度Ib：Ib=Ib'-Iave。
本計算係為了去除X射線繞射中之背景(back ground)。
Ia/Ib於試樣為無配向之情形時顯示物質固有之值，但於本實施形態之氧化物燒結體中，Ia/Ib有時顯示與物質固有之值不同之值。於該情形時，認為第2結晶相具有配向性。氧化物燒結體之熱導率或機械強度會根據結晶之方位而不同，於本實施形態之氧化物燒結體中，若Ia/Ib為0.05以上且3以下，則於實現較高之熱導率或較高之機械強度之方面有利。
(4)氧化物燒結體之視密度、W含有率、Zn含有率及Zn/W比
本實施形態之氧化物燒結體較佳為，視密度大於6.4g/cm3且為7.5g/cm3以下。又，本實施形態之氧化物燒結體較佳為，視密度相對於其理論密度之比即相對密度(相對密度/理論密度)為94%以上。本實施形態之氧化物燒結體之理論密度依賴於其In含有率、W含有率及Zn含有率，計算上可採用6.8g/cm3~7.5g/cm3之範圍之值。
視密度為上述範圍於將本實施形態之氧化物燒結體用作濺鍍靶之方面有利。於將氧化物燒結體用作濺鍍靶之情形時，其氧化物燒結體之視密度越高越理想。氧化物燒結體之視密度較低係指於氧化物燒結體中存在較多之孔隙。濺鍍靶於使用時一面表面被氬離子蝕刻一面加以使用。因此，若於氧化物燒結體中存在孔隙，則於成膜中孔隙露出而內部之氣體被釋放，故而自靶釋放之氣體混入至析出之氧化物半 導體薄膜中，膜特性變差。又，若氧化物燒結體之視密度較低，則可知有於成膜時被稱為結核之In之絕緣體產生於靶上，而阻礙良好之濺鍍放電之情形，自該觀點而言亦較理想為使氧化物燒結體之視密度變高。
本實施形態之氧化物燒結體較佳為，W含有率大於0.5原子%且為5.0原子%以下，Zn含有率為1.2原子%以上且未達50原子%，Zn/W比大於1.0且小於100。W含有率、Zn含有率及Zn/W比為上述範圍於實現即便為相對較低之燒結溫度而視密度亦較高且顯示較高之熱導率之氧化物燒結體之方面有利，又，於提高包含使用該氧化物燒結體而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置之場效遷移率及可靠性之方面亦有利。
自提高場效遷移率及可靠性之觀點而言，氧化物燒結體之W含有率更佳為0.6原子%以上且3原子%以下，進而較佳為2原子%以下。於氧化物燒結體之W含有率為0.5原子%以下之情形時，於包含使用該氧化物燒結體而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置中，可靠性變低。於氧化物燒結體之W含有率超過5原子%之情形時，於包含使用包含該氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置中，場效遷移率變低。
如此，較佳為，根據包含使用本實施形態之氧化物燒結體而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置之特性來決定氧化物燒結體之W含有率之範圍，氧化物半導體膜之W含有率通常顯示與氧化物燒結體之W含有率對應之值。但是，氧化物半導體膜之W含有率與氧化物燒結體之W含有率未必一致。
將銦氧化物與鎢氧化物混合而獲得之氧化物燒結體一般而言視密度較小。藉由含有Zn並增加W與Zn之接觸點可提高視密度，但考慮半導體裝置之特性而決定之所期望之W含有率為少量，大於0.5原子% 且為5.0原子%以下，故而為了實現具有更高之視密度之氧化物燒結體較佳為提高Zn含有率。於Zn含有率未達1.2原子%之情形時，存在難以獲得充分高之視密度之傾向。於Zn含有率為50原子%以上之情形時，存在氧化物燒結體之電阻變高，難以藉由直流電壓施加而進行濺鍍之傾向。又，構成第2結晶相之結晶粒子彼此相互連接，而難以藉由測定確認平均長軸直徑及/或平均縱橫比是否處於上述特定之範圍。於Zn/W比為1.0以下之情形時，存在難以獲得充分高之視密度之傾向。於Zn/W比為100以上之情形時，存在氧化物燒結體之電阻變高，難以藉由直流電壓施加而進行濺鍍之傾向。氧化物燒結體中之In、Zn及W之含量可藉由ICP質量分析法而測定。
再者，本實施形態之氧化物燒結體亦可進而含有鋯(Zr)。其含量例如為1×1017atms/cm3以上且1×1020atms/cm3以下。Zr係可於氧化物燒結體之製造步驟中混入之元素，但並不阻礙達成較高之視密度及較高之機械強度。Zr之存在及其含量可利用二次離子質譜儀而確認。
(5)氧化物燒結體應用於濺鍍靶
本實施形態之氧化物燒結體可較佳地用作濺鍍靶。所謂濺鍍靶係指成為濺鍍法之原料者。所謂濺鍍法係指如下方法：藉由於成膜室內使濺鍍靶與基板對向配置，對濺鍍靶施加電壓，利用稀有氣體離子對靶之表面進行濺鍍，而藉由自靶釋放構成靶之原子並使其堆積於基板上而形成由構成靶之原子所構成之膜。
濺鍍靶係藉由所施加之電壓而流通電流，故而被加熱。因此，一般而言，氧化物燒結體係藉由銦金屬而貼附於銅之背襯板而自銅側被水冷。施加至濺鍍靶之電力越高，濺鍍靶之加熱溫度亦變得越高。
為了於包含將氧化物燒結體作為濺鍍靶藉由濺鍍法而形成之氧化物半導體膜之半導體裝置中進一步提高可靠性，較佳為於濺鍍時提高施加至濺鍍靶之電力。然而，若提高施加電力，則濺鍍靶之加熱溫 度亦變高，故而有因於成膜時銅之背襯板與氧化物燒結體之熱膨脹差而對氧化物燒結體施加拉伸應力而產生斷裂之情形。為了抑制該斷裂，期望藉由提高氧化物燒結體之熱導率而提高水冷之冷卻效率，而即便施加相同之電力亦可抑制氧化物燒結體之加熱溫度。又，期望藉由提高氧化物燒結體之機械強度，而即便施加相同之拉伸應力亦不易產生斷裂。本實施形態之氧化物燒結體係尤其藉由具有特定之平均長軸直徑及平均縱橫比，而適於此種要求之熱導率及機械強度較高之氧化物燒結體。
[實施形態2：氧化物燒結體之製造方法]
本實施形態之氧化物燒結體之製造方法之一係實施形態1之氧化物燒結體之製造方法，且包括如下步驟：製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對1次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；製備包含煅燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將2次混合物成形而形成成形體；及藉由將成形體燒結而形成氧化物燒結體。形成煅燒粉末之步驟包含藉由在含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對1次混合物進行熱處理，而形成包含Zn與W之複合氧化物之粉末作為煅燒粉末。
根據上述之製造方法，於形成煅燒粉末之步驟中，包含藉由在含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物進行熱處理，而形成包含Zn與W之複合氧化物之粉末作為煅燒粉末，故而可獲得機械強度及熱導率較高之可較佳地用作濺鍍靶之氧化物燒結體。又，根據上述之製造方法，可獲得即便為相對較低之燒結溫度而視密度亦較高之氧化物燒結體。作為複合氧化物，亦可缺損氧或置換金屬。
於熱處理之溫度未達550℃之情形時，無法獲得包含Zn與W之複合氧化物粉末，於1200℃以上之情形時，存在包含Zn與W之複合氧化 物粉末分解、飛散，或複合氧化物粉末之粒徑變得過大而不適於使用之傾向。
又，藉由利用上述熱處理形成作為煅燒粉末之包含Zn與W之複合氧化物粉末，而於包含使用包含所獲得之氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置中，可更有效地提高場效遷移率及可靠性。
包含Zn與W之複合氧化物較佳為包含ZnWO4型結晶相。藉此，可更有效地提高氧化物燒結體之視密度及機械強度。ZnWO4型結晶相係具有以空間群P12/c1(13)表示之結晶構造，且具有由JCPDS卡之01-088-0251所規定之結晶構造之鎢酸鋅化合物結晶相。只要顯示該結晶系，則亦可缺損氧或固溶有金屬，晶格常數變化。ZnWO4型結晶相係藉由X射線繞射測定而鑑定。
又，本實施形態之氧化物燒結體之製造方法之另一者係實施形態1之氧化物燒結體之製造方法，且包括如下步驟：製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對1次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；製備包含煅燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將2次混合物成形而形成成形體；及藉由將成形體燒結而形成氧化物燒結體。形成煅燒粉末之步驟包含藉由在含氧環境下，以700℃以上且未達1400℃之溫度對1次混合物進行熱處理，而形成包含In與W之複合氧化物之粉末作為煅燒粉末。
根據上述之製造方法，於形成煅燒粉末之步驟中，包含藉由在含氧環境下，以700℃以上且未達1400℃之溫度對銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物進行熱處理，而形成包含In與W之複合氧化物之粉末作為煅燒粉末，故而可獲得機械強度及熱導率較高之可較佳地用作濺鍍靶之氧化物燒結體。又，根據上述之製造方法，可獲得即便為相對較低之燒結溫度而視密度亦較高之氧化物燒結體。作為複合 氧化物，亦可缺損氧或置換金屬。
於熱處理之溫度未達700℃之情形時，無法獲得In與W之複合氧化物粉末，於為1400℃以上之情形時，存在包含In與W之複合氧化物粉末分解、飛散，或複合氧化物粉末之粒徑變得過大而不適於使用之傾向。
又，藉由利用上述熱處理形成作為煅燒粉末之包含In與W之複合氧化物粉末，而於包含使用包含所獲得之氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置中，可更有效地提高場效遷移率及可靠性。
包含In與W之複合氧化物較佳為包含In6WO12型結晶相。藉此，可更有效地提高氧化物燒結體之視密度及機械強度。In6WO12結晶相係具有三方晶系之結晶構造，且具有由JCPDS卡之01-074-1410所規定之結晶構造之鎢酸銦化合物結晶相。只要顯示該結晶系，則亦可缺損氧或固溶有金屬，晶格常數變化。再者，於日本專利特開2004-091265號公報中所揭示之鎢酸銦化合物結晶相係InW3O9結晶相，具有六方晶系之結晶構造，且具有由JCPDS卡之33-627所規定之結晶構造，故而結晶構造與In6WO12結晶相不同。In6WO12型結晶相係藉由X射線繞射測定而鑑定。
已知W會阻礙銦氧化物之燒結，進而阻礙氧化物燒結體之較高之視密度之達成。然而，根據本發明之製造方法，藉由使用包含In與W之複合氧化物之粉末、及/或包含Zn與W之複合氧化物之粉末、及/或包含In與Zn之複合氧化物之粉末，能夠以較低之燒結溫度獲得具有較高之視密度之氧化物燒結體。又，所獲得之氧化物燒結體具有較高之熱導率。
為了提高包含In、W及Zn之氧化物燒結體之視密度，有效的是使包含熔點較低之Zn與W之複合氧化物於燒結時存在。為此，較佳為於 燒結時增加鎢氧化物與鋅氧化物之接觸點，形成包含Zn與W之複合氧化物。因此，自即便為較低之燒結溫度亦獲得較高之視密度之觀點而言，或者自獲得更高之機械強度之觀點而言，均較佳為使用將預先合成之包含Zn與W之複合氧化物之粉末用於製造步驟之方法，或藉由使用預先合成之包含In與W之複合氧化物之粉末而增加與Zn之接觸點之方法。該等方法既可單獨使用，亦可組合使用。例如，亦可一併使用將預先合成之包含Zn與W之複合氧化物之粉末用於製造步驟之方法、與使用預先合成之包含銦與鎢之複合氧化物之粉末之方法。自可以較低之燒結溫度實現較高之視密度與較高之熱導率及較高之機械強度之觀點而言，更佳為至少使用將預先合成之包含Zn與W之複合氧化物之粉末用於製造步驟之方法。
用於氧化物燒結體之製造之鎢氧化物粉末較佳為包含選自由WO3結晶相、WO2結晶相、及WO2.72結晶相所組成之群中之至少一種結晶相。藉此，於可更有效地提高氧化物燒結體之視密度及機械強度，並且提高場效遷移率及可靠性之方面亦有利。
又，鎢氧化物粉末之中值粒徑d50較佳為0.1μm以上且4μm以下，更佳為0.2μm以上且2μm以下，進而較佳為0.3μm以上且1.5μm以下。藉此，可更有效地提高氧化物燒結體之視密度及機械強度。中值粒徑d50係藉由BET(Brunauer-Emmett-Teller，布厄特)比表面積測定而求出。於中值粒徑d50小於0.1μm之情形時，存在粉末之操作困難，而難以將鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末，或銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末均勻地混合之傾向。
於中值粒徑d50大於4μm之情形時，存在如下傾向：與鋅氧化物粉末混合之後，於含氧環境下以550℃以上且未達1200℃之溫度進行熱處理所獲得之包含Zn與W之複合氧化物粉末之粒徑亦變大，難以提高氧化物燒結體之視密度及機械強度。又，同樣地存在如下傾向：與 銦氧化物粉末混合之後，於含氧環境下以700℃以上且未達1400℃之溫度進行熱處理所獲得之包含In與W之複合氧化物粉末之粒徑亦變大，難以提高氧化物燒結體之視密度及機械強度。
本實施形態之氧化物燒結體之製造方法並無特別限制，但自高效率地形成實施形態1之氧化物燒結體之觀點而言，例如，包含以下之步驟。
(1)準備原料粉末之步驟
作為氧化物燒結體之原料粉末，準備銦氧化物粉末(例如In2O3粉末)、鎢氧化物粉末(例如WO3粉末、WO2.72粉末、WO2粉末)、鋅氧化物粉末(例如ZnO粉末)等構成氧化物燒結體之金屬元素之氧化物粉末。作為鎢氧化物粉末，自提高半導體裝置之場效遷移率及可靠性之觀點而言，較佳為不僅將WO3粉末用作原料，而且將如WO2.72粉末、WO2粉末般之與WO3粉末相比具有氧缺損之化學組成之粉末用作原料。自該觀點而言，更佳為將WO2.72粉末及WO2粉末之至少一者用作鎢氧化物粉末之至少一部分。自防止金屬元素及Si意外地混入氧化物燒結體而獲得穩定之物性之觀點而言，原料粉末之純度較佳為99.9質量%以上之高純度。
如上所述，自提高氧化物燒結體之視密度及機械強度之觀點而言，較佳為鎢氧化物粉末之中值粒徑d50為0.1μm以上且4μm以下。
(2)製備1次混合物之步驟
(2-1)製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物之步驟
將上述原料粉末中之鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末混合(或粉碎混合)。此時，於欲獲得ZnWO4型結晶相作為氧化物燒結體之結晶相之情形時，將鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末以莫耳比1：1之比例混合，於欲獲得Zn2W3O8型結晶相之情形時，將鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末以莫耳比3：2之比例混合。如上所述，自更有效地提高氧化物 燒結體之視密度及機械強度之觀點，以及提高半導體裝置之場效遷移率及可靠性之觀點而言，較佳為氧化物燒結體包含ZnWO4型相。將鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末混合之方法並無特別限制，可為乾式及濕式之任一方式，具體而言，使用球磨機、行星型球磨機、珠磨機等粉碎混合。以此方式獲得原料粉末之1次混合物。使用濕式之粉碎混合方式所獲得之混合物之乾燥可使用自然乾燥或噴霧乾燥般之乾燥方法。
(2-2)製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物之步驟
將上述原料粉末中之銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末混合(或粉碎混合)。此時，於欲獲得In6WO12型結晶相作為氧化物燒結體之結晶相之情形時，將鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末以莫耳比1：3之比例混合。將鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末混合之方法並無特別限制，可為乾式及濕式之任一方式，具體而言，使用球磨機、行星型球磨機、珠磨機等粉碎混合。以此方式獲得原料粉末之1次混合物。使用濕式之粉碎混合方式所獲得之混合物之乾燥可使用自然乾燥或噴霧乾燥般之乾燥方法。
(3)形成煅燒粉末之步驟
(3-1)形成鎢酸鋅氧化物之煅燒粉末之步驟
對所獲得之1次混合物進行熱處理(煅燒)，形成煅燒粉末(包含Zn與W之複合氧化物粉末)。為了不使煅燒物之粒徑變得過大而導致燒結體之視密度降低，1次混合物之煅燒溫度較佳為未達1200℃，為了獲得包含Zn與W之複合氧化物粉末作為煅燒產物，且為了獲得ZnWO4型結晶相而較佳為550℃以上。更佳為550℃以上且未達1000℃，進而較佳為550℃以上且900℃以下。煅燒溫度只要為形成結晶相之溫度，則自可儘量減小煅燒粉之粒徑之方面而言較佳為較低者。以此方式可獲得包含ZnWO4型結晶相之煅燒粉末。煅燒環境只要為含有氧氣之環 境即可，但較佳為大氣壓或壓力高於大氣之空氣環境，或者大氣壓或壓力高於大氣之包含25體積%以上之氧氣之氧氣-氮氣混合環境。自生產性較高之情形而言，更佳為大氣壓或其附近下之空氣環境。
(3-2)形成鎢酸銦氧化物之煅燒粉末之步驟
對所獲得之1次混合物進行熱處理(煅燒)，形成煅燒粉末(包含In與W之複合氧化物粉末)。為了不使煅燒物之粒徑變得過大而導致燒結體之視密度或機械強度降低，1次混合物之煅燒溫度較佳為未達1400℃，為了獲得包含In與W之複合氧化物粉末作為煅燒產物，且為了獲得In6WO12型結晶相而較佳為700℃以上。更佳為800℃以上且未達1300℃。煅燒溫度只要為形成結晶相之溫度，則自可儘量減小煅燒粉之粒徑之方面而言較佳為較低者。以此方式可獲得包含In6WO12型結晶相之煅燒粉末。煅燒環境只要為含有氧氣之環境即可，較佳為大氣壓或壓力高於大氣之空氣環境，或者大氣壓或壓力高於大氣之包含25體積%以上之氧氣之氧氣-氮氣混合環境。自生產性較高之情形而言，更佳為大氣壓或其附近下之空氣環境。
(4)製備包含煅燒粉末之原料粉末之2次混合物之步驟
其次，將所獲得之煅燒粉末與上述原料粉末中剩餘之粉末〔銦氧化物粉末(例如In2O3粉末)或鋅氧化物粉末(例如ZnO粉末)〕以與1次混合物之製備相同之方式混合(或粉碎混合)。以此方式獲得原料粉末之2次混合物。鎢氧化物較佳為藉由上述煅燒步驟而作為複合氧化物存在。
(5)藉由將2次混合物成形而形成成形體之步驟
其次，將所獲得之2次混合物成形。將2次混合物成形之方法並無特別限制，但自提高氧化物燒結體之視密度之方面而言，較佳為單軸壓製法、CIP(Cold Isostatic Pressing，冷均壓處理)法、鑄造法等。
(6)藉由將成形體燒結而形成氧化物燒結體之步驟
其次，將所獲得之成形體燒結，而形成氧化物燒結體。此時，自生產性之方面而言，較佳為不使用熱壓燒結法。成形體之燒結溫度並無特別限制，但為了使所形成之氧化物燒結體之視密度大於6.4g/cm3並且提高機械強度，較佳為900℃以上且低於1200℃。燒結環境亦並無特別限制，但自防止氧化物燒結體之構成結晶之粒徑變大而防止裂縫產生之觀點而言，較佳為大氣壓或其附近下之空氣環境。
[實施形態3：濺鍍靶]
本實施形態之濺鍍靶包含實施形態1之氧化物燒結體。因此，本實施形態之濺鍍靶可較佳地用於利用濺鍍法形成場效遷移率較高且可靠性亦較高之半導體裝置之氧化物半導體膜。
本實施形態之濺鍍靶為了較佳地用於利用濺鍍法形成場效遷移率及可靠性較高之半導體裝置之氧化物半導體膜，而較佳為包含實施形態1之氧化物燒結體，更佳為由實施形態1之氧化物燒結體構成。
[實施形態4：半導體裝置及其製造方法]
參照圖1A及圖1B，本實施形態之半導體裝置10包含使用實施形態1之氧化物燒結體而形成、或者使用實施形態3之濺鍍靶藉由濺鍍法而形成之氧化物半導體膜14。由於包含該氧化物半導體膜14，故而本實施形態之半導體裝置可具有場效遷移率較高，可靠性亦較高之特性。
本實施形態之半導體裝置10並不特別限定，例如，自具有較高之場效遷移率與較高之可靠性而言，較佳為TFT(薄膜電晶體)。TFT所具有之氧化物半導體膜14由於具有較高之場效遷移率與較高之可靠性，故而較佳為通道層。
於本實施形態之半導體裝置10中，氧化物半導體膜14之W含有率較佳為大於0.5原子%且為5.0原子%以下，氧化物半導體膜14之Zn含有率較佳為1原子%以上且未達50原子%，且氧化物半導體膜14之 Zn/W比較佳為大於1.0且小於100。藉此，可提高半導體裝置10之場效遷移率及可靠性。
自提高場效遷移率及可靠性之觀點而言，氧化物半導體膜14之W含有率更佳為0.6原子%以上且3原子%以下，進而較佳為2原子%以下。於氧化物半導體膜14之W含有率為0.5原子%以下之情形時，於包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置中，可靠性變低。於氧化物半導體膜14之W含有率超過5原子%之情形時，於包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置中，場效遷移率變低。
於氧化物半導體膜14之Zn含有率為1原子%以上且未達50原子%，且氧化物半導體膜14之Zn/W比大於1.0且小於100之情形時，於包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置中，可提高場效遷移率，並且可提高可靠性。
自提高場效遷移率及可靠性高之觀點而言，氧化物半導體膜14之Zn含有率更佳為大於3原子%且為40原子%以下，進而較佳為5原子%以上且小於20原子%。
於氧化物半導體膜14之Zn含有率小於1原子%之情形時，於包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置中，可靠性變低。於氧化物半導體膜14之Zn含有率為50原子%以上之情形時，於包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置中，場效遷移率變低。
於氧化物半導體膜14中之Zn/W比為1.0以下之情形時，於包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置中，可靠性變低。Zn/W比更佳為3.0以上，進而較佳為5.0以上。於氧化物半導體膜14中之Zn/W比為100以上之情形時，於包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置中，場效遷移率變低。Zn/W比更佳為小於20。
氧化物半導體膜14之化學組成、即各種元素之含有率係藉由RBS(Rutherford back scattering spectroscopy，拉塞福逆散射譜法)而測 定。基於其測定結果，算出W含有率、Zn含有率及Zn/W比。於無法實施利用RBS之分析之情形時，藉由TEM-EDX(附帶能量分散型螢光X射線分析計之穿透式電子顯微鏡)而測定。自化學組成測定之準確性而言，較理想為利用RBS進行測定。於使用TEM-EDX之情形時，首先，作為校準曲線製成用之試樣，準備至少3個以上之包含In、W、Zn及O，且具有接近測定對象之氧化物半導體膜之組成，且能夠實施利用RBS之分析之氧化物半導體膜。繼而，對於該等試樣，藉由RBS而測定In、W及Zn之含量，並且藉由TEM-EDX而測定In、W及Zn之含量。根據該等測定值，製成表示藉由TEM-EDX獲得之In、W及Zn之含量之測定值與藉由RBS獲得之In、W及Zn之含量之測定值之關係的校準曲線。然後，對於測定對象之氧化物半導體膜，藉由TEM-EDX而測定In、W及Zn之含量之後，將該測定值基於上述校準曲線而轉換為藉由RBS獲得之In、W及Zn之含量之測定值。該經轉換之值為關於測定對象之氧化物半導體膜之In、W及Zn之含量。
氧化物半導體14亦可進而含有鋯(Zr)。其含量例如為1×1017atms/cm3以上且1×1020atms/cm3以下。Zr係可於氧化物燒結體之製造步驟中混入之元素，亦可混入至將該氧化物燒結體作為原料而成膜之氧化物半導體膜14，但Zr之存在並不阻礙較高之場效遷移率及較高之可靠性。鋯之存在及其含量可利用二次離子質譜儀而確認。
此處對半導體裝置之可靠性進行說明。一般而言，氧化物半導體係藉由於半導體裝置之製造時使濺鍍電力變化，而半導體裝置之可靠性變化。藉由使濺鍍電力增加，而半導體裝置之可靠性提高。可提高可靠性之理由雖然並不明確，但是認為所獲得之氧化物半導體膜之膜密度提高，對半導體裝置之可靠性造成影響之載子之捕獲能階密度減少等。
自於包含氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置(例如TFT) 中，可提高場效遷移率且亦可提高可靠性之方面而言，較佳為該氧化物半導體膜14係由奈米結晶氧化物及非晶氧化物之至少任一者構成。
於本說明書中所謂「奈米結晶氧化物」係指如下氧化物：即便藉由按照以下條件之X射線繞射測定，亦無法觀察到起因於結晶之峰而僅觀察到被稱為暈圈之出現於低角度側之寬峰，且於使用穿透式電子顯微鏡按照以下之條件實施微細區域之透過電子線繞射測定之情形時，觀察到環狀之圖案。所謂環狀之圖案，包含點集合而形成環狀之圖案之情形。
又，於本說明書中所謂「非晶氧化物」係指如下氧化物：即便藉由按照以下條件之X射線繞射測定，亦無法觀察到起因於結晶之峰而僅觀察到被稱為暈圈之出現於低角度側之寬峰，且即便使用穿透式電子顯微鏡，按照以下之條件實施微細區域之透過電子線繞射測定，仍然觀察到被稱為暈圈之不明顯之圖案。
(X射線繞射測定條件)
測定方法：In-plane法(狹縫準直法)，X射線產生部：對陰極Cu，輸出50kV 300mA，檢測部：閃爍計數器，入射部：狹縫準直，索勒狹縫(Soller slit)：入射側縱發散角0.48°，受光側縱發散角0.41°，狹縫：入射側S1=1mm＊10mm，受光側S2=0.2mm＊10mm，掃描條件：掃描軸2θχ/，掃描模式：步進測定，掃描範圍10~80°，步進寬度0.1°，步進時間8sec.。
(透過電子線繞射測定條件)
測定方法：極微電子線繞射法，加速電壓：200kV，射束直徑：與作為測定對象之氧化物半導體膜之膜厚相同或同等。
於氧化物半導體膜14由奈米結晶氧化物構成之情形時，若按照上述之條件進行微細區域之透過電子線繞射測定，則如上所述觀察到環狀之圖案，觀察不到點狀之圖案。相對於此，例如，如日本專利第5172918號所揭示之氧化物半導體膜包含以沿著相對於該膜之表面垂直之方向之方式進行c軸配向之結晶，如此，於微細區域中之奈米結晶在某一方向上配向之情形時，觀察到點狀之圖案。於氧化物半導體膜14由奈米結晶氧化物構成之情形時，該奈米結晶至少於進行垂直於膜面內之面(膜剖面)之觀察時，為對該膜之表面不配向結晶之無配向且具有隨機之配向性。即，膜厚方向上未配向結晶軸。
由於氧化物半導體膜14係由奈米結晶氧化物或非晶氧化物構成，故而於包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置中，能夠達成較高之場效遷移率。於提高場效遷移率之方面，氧化物半導體膜14更佳為由非晶氧化物構成。氧化物半導體膜14之膜厚例如為2nm以上且60nm以下。
於本實施形態之半導體裝置中，氧化物半導體膜14之電阻率較佳為10-1Ωcm以上。至今為止較多地研究了使用銦氧化物之透明導電膜，於該等透明導電膜之用途中，要求電阻率小於10-1Ωcm。另一方面，本實施形態之半導體裝置所具有之氧化物半導體膜之電阻率較佳為10-1Ωcm以上，藉此，可較佳地用作半導體裝置之通道層。於電阻率小於10-1Ωcm之情形時，難以用作半導體裝置之通道層。
氧化物半導體膜14可藉由包含利用濺鍍法成膜之步驟之製造方法而獲得。關於濺鍍法之含義係如上所述。作為形成氧化物半導體膜 之方法，除了濺鍍法以外，提出有脈衝雷射蒸鍍(PLD)法、加熱蒸鍍法等，但自生產性之方面而言，較佳為使用濺鍍法。
作為濺鍍法，可使用磁控濺鍍法、對向靶型磁控濺鍍法等。作為濺鍍時之環境氣體，可使用氬氣、氪氣、氙氣，亦可與該等氣體一併混合氧氣而使用。
又，氧化物半導體膜14亦可藉由在利用濺鍍法之成膜後進行加熱處理，或一面利用濺鍍法進行成膜一面進行加熱處理而獲得。藉此，容易獲得由奈米結晶氧化物或非晶氧化物構成之氧化物半導體膜。又，利用該方法而獲得之氧化物半導體膜係於在包含其作為通道層之半導體裝置(例如TFT)中提高場效遷移率及可靠性之方面有利。
一面利用濺鍍法進行成膜一面實施之加熱處理可藉由於該成膜中對基板進行加熱而實施。基板溫度較佳為100℃以上且250℃以下。加熱處理之時間相當於成膜時間，成膜時間依賴於形成之氧化物半導體膜14之膜厚，例如可為10秒~10分鐘左右。
藉由濺鍍法進行成膜後實施之加熱處理亦同樣地可藉由對基板進行加熱而實施。為了獲得較高之可靠性，較佳為於利用濺鍍法之成膜之後進行加熱處理。於該情形時，既可於形成氧化物半導體膜14之後即刻進行加熱處理，亦可於形成源極電極、汲極電極、蝕刻終止層(ES層)、鈍化層等之後進行加熱處理。為了獲得較高之可靠性，更佳為於形成蝕刻終止層之後進行加熱處理。
於在形成氧化物半導體膜14之後進行加熱處理之情形時，基板溫度較佳為100℃以上且500℃以下。加熱處理之環境可為大氣中、氮氣中、氮氣-氧氣中、氬氣中、氬氣-氧氣中、含有水蒸氣之大氣中、含有水蒸氣之氮中等各種環境。環境壓力除了大氣壓以外，亦可為減壓條件下(例如未達0.1Pa)、加壓條件下(例如0.1Pa~9MPa)，但較佳為大氣壓。加熱處理之時間例如可為3分鐘~2小時左右，較佳為10 分鐘~90分鐘左右。
圖1A、圖1B、圖2及圖3係表示本實施形態之半導體裝置(TFT)之若干例之概略圖。圖1A及圖1B所示之半導體裝置10包含：基板11；閘極電極12，其配置於基板11上；閘極絕緣膜13，其作為絕緣層配置於閘極電極12上；氧化物半導體膜14，其作為通道層配置於閘極絕緣膜13上；以及源極電極15及汲極電極16，其等以相互不接觸之方式配置於氧化物半導體膜14上。
圖2所示之半導體裝置20進而包含配置於閘極絕緣膜13及氧化物半導體膜14上且具有接觸孔之蝕刻終止層17、及配置於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上之鈍化膜18，除此以外具有與圖1A及圖1B所示之半導體裝置10相同之構成。於圖2所示之半導體裝置20中，亦可如圖1A及圖1B所示之半導體裝置10般省略鈍化膜18。圖3所示之半導體裝置30進而包含配置於閘極絕緣膜13、源極電極15及汲極電極16上之鈍化膜18，除此以外具有與圖1A及圖1B所示之半導體裝置10相同之構成。
本實施形態之半導體裝置較佳為，包含上述之氧化物半導體膜14，且進而包含與該氧化物半導體膜14之至少一部分相接而配置之層，即作為非晶層之層(以下，亦將該層稱為「非晶相鄰層」)。根據包含非晶相鄰層之半導體裝置，即便為上述之加熱處理之溫度較高之情形時亦可維持氧化物半導體膜14由非晶氧化物構成之狀態，此情形時可保持較高之場效遷移率，且可實現較高之可靠性。作為非晶相鄰層，可列舉閘極絕緣膜13、鈍化層18、蝕刻終止層17。
非晶相鄰層既可為作為氧化物半導體膜14之基底(下層)而與氧化物半導體膜14相接而形成之層，亦可為與氧化物半導體膜14之上相接而形成之上層。又，本實施形態之半導體裝置可包含2層以上之相鄰層，於該情形時，該等相鄰層可為氧化物半導體膜14之下層與上層。
例如，於圖1A及圖1B所示之半導體裝置10中，閘極絕緣膜13可為非晶相鄰層。於圖2所示之半導體裝置20中，閘極絕緣膜13及/或蝕刻終止層17可為非晶相鄰層。於圖3所示之半導體裝置30中，閘極絕緣膜13及/或鈍化膜18可為非晶相鄰層。
非晶相鄰層較佳為包含矽及鋁之至少任一者之氧化物層。非晶相鄰層為包含矽及鋁之至少任一者之氧化物層於提高半導體裝置之場效遷移率及可靠性之方面有利，尤其於提供即便為上述之加熱處理之溫度較高之情形時亦可維持較高之場效遷移率之半導體裝置之方面有利。又，非晶相鄰層為包含矽及鋁之至少任一者之氧化物層亦可有利於OFF(斷開)電流之降低。作為包含矽及鋁之至少任一者之氧化物，並不特別限制，可列舉氧化矽(SiOx)、氧化鋁(AlmOn)等。
其次，對本實施形態之半導體裝置之製造方法進行說明。半導體裝置之製造方法包含如下步驟：準備上述實施形態之濺鍍靶；及使用該濺鍍靶藉由濺鍍法而形成上述氧化物半導體膜。首先，若對圖1A及圖1B所示之半導體裝置10之製造方法進行說明，則該製造方法並不特別限制，但自高效率地製造高特性之半導體裝置10之觀點而言，較佳為參照圖4A~圖4D，包含如下步驟：於基板11上形成閘極電極12(圖4A)；於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層(圖4B)；於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層(圖4C)；及於氧化物半導體膜14上以相互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16(圖4D)。
(1)形成閘極電極之步驟
參照圖4A，於基板11上形成閘極電極12。基板11並不特別限制，但自提高透明性、價格穩定性、及表面平滑性之觀點而言，較佳為石英玻璃基板、無鹼玻璃基板、鹼玻璃基板等。閘極電極12並不特別限制，但自耐氧化性較高且電阻較低之方面而言，較佳為Mo電 極、Ti電極、W電極、Al電極、Cu電極等。閘極電極12之形成方法並不特別限制，但自可於基板11之主面上大面積地均勻地形成之方面而言，較佳為真空蒸鍍法、濺鍍法等。如圖4A所示，於在基板11之表面上局部地形成閘極電極12之情形時，可使用利用光阻劑之蝕刻法。
(2)形成閘極絕緣膜之步驟
參照圖4B，於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層。閘極絕緣膜13之形成方法並無特別限制，但自可大面積地均勻地形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(Chemical Vapor Deposition，化學氣相沈積)法等。
閘極絕緣膜13之材質並不特別限制，但自絕緣性之觀點而言，較佳為氧化矽(SiOx)、氮化矽(SiNy)等。又，於將閘極絕緣膜13設為上述之非晶相鄰層之情形時，較佳為氧化矽(SiOx)、氧化鋁(AlmOn)等包含矽及鋁之至少任一者之氧化物。
(3)形成氧化物半導體膜之步驟
參照圖4C，於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層。如上所述，氧化物半導體膜14較佳為包含藉由濺鍍法進行成膜之步驟而形成，例如較佳為藉由於利用濺鍍法之成膜後進行加熱處理，或一面利用濺鍍法進行成膜一面進行加熱處理而形成。作為濺鍍法之原料靶(濺鍍靶)，使用上述實施形態1之氧化物燒結體。
為了獲得較高之可靠性，較佳為於利用濺鍍法之成膜之後進行加熱處理。於該情形時，既可於形成氧化物半導體膜14之後即刻進行加熱處理，亦可於形成源極電極15、汲極電極16、蝕刻終止層17、鈍化層18等之後進行加熱處理。為了獲得較高之可靠性，更佳為於形成蝕刻終止層17之後進行加熱處理。於在形成蝕刻終止層17之後進行加熱處理之情形時，該加熱處理既可為源極電極15、汲極電極16形成之前亦可為之後，但較佳為形成鈍化層18之前。
(4)形成源極電極及汲極電極之步驟
參照圖4D，於氧化物半導體膜14上以相互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16。源極電極15及汲極電極16並無特別限制，但自耐氧化性較高、電阻較低、且與氧化物半導體膜14之接觸電阻較低之方面而言，較佳為Mo電極、Ti電極、W電極、Al電極、Cu電極等。形成源極電極15及汲極電極16之方法並無特別限制，但自可於形成有氧化物半導體膜14之基板11之主面上大面積地均勻地形成之方面而言，較佳為真空蒸鍍法、濺鍍法等。以相互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16之方法並無特別限制，但自可大面積地形成均勻之源極電極15與汲極電極16之圖案之方面而言，較佳為藉由使用光阻劑之蝕刻法而形成。
其次，若對圖2所示之半導體裝置20之製造方法進行說明，則該製造方法較佳為進而包含形成具有接觸孔17a之蝕刻終止層17之步驟及形成鈍化膜18之步驟，除此以外與圖1A及圖1B所示之半導體裝置10之製造方法相同，具體而言，參照圖4A~圖4D及圖5A~圖5D，包含如下步驟：於基板11上形成閘極電極12(圖4A)；於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層(圖4B)；於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層(圖4C)；於氧化物半導體膜14及閘極絕緣膜13上形成蝕刻終止層17(圖5A)；於蝕刻終止層17形成接觸孔17a(圖5B)；於氧化物半導體膜14及蝕刻終止層17上以相互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16(圖5C)；及於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上形成鈍化膜18(圖5D)。
蝕刻終止層17之材質並不特別限制，但自絕緣性之觀點而言，較佳為氧化矽(SiOx)、氮化矽(SiNy)、氧化鋁(AlmOn)等。又，於將蝕刻終止層17設為上述之非晶相鄰層之情形時，較佳為氧化矽(SiOx)、氧化鋁(AlmOn)等包含矽及鋁之至少任一者之氧化物。蝕刻終止層17 亦可為由不同材質構成之膜之組合。蝕刻終止層17之形成方法並無特別限制，但自可大面積地均勻地形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(化學氣相沈積)法、濺鍍法、真空蒸鍍法等。
由於源極電極15、汲極電極16必須與氧化物半導體膜14接觸，故而於在氧化物半導體膜14上形成蝕刻終止層17之後，於蝕刻終止層17形成接觸孔17a(圖5B)。作為接觸孔17a之形成方法，可列舉乾式蝕刻或濕式蝕刻。藉由利用該方法將蝕刻終止層17蝕刻而形成接觸孔17a，而於蝕刻部使氧化物半導體膜14之表面露出。
於圖2所示之半導體裝置20之製造方法中，與圖1A及圖1B所示之半導體裝置10之製造方法同樣地，於氧化物半導體膜14及蝕刻終止層17上以相互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16之後(圖5C)，於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上形成鈍化膜18(圖5D)。
鈍化膜18之材質並不特別限制，但自絕緣性之觀點而言，較佳為氧化矽(SiOx)、氮化矽(SiNy)、氧化鋁(AlmOn)等。又，於將鈍化膜18設為上述之非晶相鄰層之情形時，較佳為氧化矽(SiOx)、氧化鋁(AlmOn)等包含矽及鋁之至少任一者之氧化物。鈍化膜18亦可為由不同材質構成之膜之組合。鈍化膜18之形成方法並無特別限制，但自可大面積地均勻地形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(化學氣相沈積)法、濺鍍法、真空蒸鍍法等。
又，亦可如圖3所示之半導體裝置30般，不形成蝕刻終止層17而採用後通道蝕刻(BCE)構造，於閘極絕緣膜13、氧化物半導體膜14、源極電極15及汲極電極16之上直接形成鈍化膜18。關於該情形時之鈍化膜18，引用關於圖2所示之半導體裝置20所具有之鈍化膜18之上文之記述。
(5)其他步驟
最後，通常實施加熱處理。加熱處理可藉由對基板進行加熱而 實施。基板溫度較佳為100℃以上且250℃以下。加熱處理之環境可為大氣中、氮氣中、氮氣-氧氣中、氬氣中、氬氣-氧氣中、含有水蒸氣之大氣中、含有水蒸氣之氮中等各種環境。較佳為氮氣、氬氣中等惰性環境。環境壓力除了大氣壓以外，可為減壓條件下(例如未達0.1Pa)、加壓條件下(例如0.1Pa~9MPa)，但較佳為大氣壓。加熱處理之時間例如為3分鐘~2小時左右，較佳為10分鐘~90分鐘左右。
[實施例]
<實施例1~實施例20>
(1)氧化物燒結體之製作
(1-1)粉末原料之準備
準備具有表1所示之組成與中值粒徑d50(於表1中記為「W粒徑」)且純度為99.99質量%之鎢氧化物粉末(於表1中記為「W」)、中值粒徑d50為1.0μm且純度為99.99質量%之ZnO粉末(於表1中記為「Z」)、及中值粒徑d50為1.0μm且純度為99.99質量%之In2O3粉末(於表1中記為「I」)。
(1-2)原料粉末之1次混合物之製備
首先，將所準備之原料粉末中之鎢氧化物粉末與ZnO粉末、或鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末放入至球磨機，並粉碎混合18小時，藉此製備原料粉末之1次混合物。鎢氧化物粉末與ZnO粉末之莫耳混合比率大致設為鎢氧化物粉末：ZnO粉末=1：1。鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末之莫耳混合比率大致設為鎢氧化物粉末：In2O3粉末=1：3。粉碎混合時，使用乙醇作為分散介質。使所獲得之原料粉末之1次混合物於大氣中乾燥。
(1-3)藉由1次混合物之熱處理形成煅燒粉末
其次，將所獲得之原料粉末之1次混合物放入至氧化鋁製坩堝，於空氣環境中，以表1所示之煅燒溫度煅燒8小時，獲得由ZnWO4型結 晶相構成之煅燒粉末或由In6WO12型結晶相構成之煅燒粉末。表1表示構成所獲得之煅燒粉末之結晶相之組成(種類)。
(1-4)包含煅燒粉末之原料粉末之2次混合物之製備
其次，將所獲得之煅燒粉末與所準備之其餘之原料粉末即In2O3粉末或ZnO粉末一併投入坩堝，進而放入至粉碎混合球磨機粉碎混合12小時，藉此製備原料粉末之2次混合物。該等粉末之混合比以混合物中之W、Zn及In之莫耳比成為如表1所示之方式設定。粉碎混合時，使用乙醇作為分散介質。利用噴霧乾燥使所獲得之混合粉末乾燥。
(1-5)藉由2次混合物之成形而形成成形體
其次，將所獲得之2次混合物藉由壓製而成形，進而藉由CIP而於室溫(5℃~30℃)之靜水中，以190MPa之壓力進行加壓成形，獲得直徑為100mm且厚度約9mm之圓板狀之成形體。
(1-6)藉由成形體之燒結而形成氧化物燒結體
其次，將所獲得之成形體於大氣壓下，於空氣環境中以表1所示之燒結溫度燒結8小時，獲得包含第1結晶相之氧化物燒結體，該第1結晶相包含固溶有鎢及鋅之方鐵錳礦型結晶相(In2O3型相)。固溶有鎢及鋅之判斷係基於確認在X射線繞射之測定中峰位置自由JCPDS卡之6-0416所規定之峰位置偏移而進行。
(1-7)氧化物燒結體之物性評價
〔A〕X射線繞射之測定
自氧化物燒結體之一部分採取樣本，藉由粉末X射線繞射法而進行結晶解析，確認有無方鐵錳礦型結晶相與於2θ大於34.74度且小於34.97度位置出現之第1繞射峰、及於2θ大於31.77度且小於32.00度之位置出現之第2繞射峰之存在。X射線繞射之測定條件以下。
(X射線繞射之測定條件)
θ-2θ法，X射線源：Cu Kα線，X射線管電壓：45kV，X射線管電流：40mA，步進寬度：0.03度，步進時間：1秒/步，測定範圍2θ：10度~90度。
實施例之氧化物燒結體均具有方鐵錳礦型結晶相、第1繞射峰及第2繞射峰。將第1繞射峰之角度及第2繞射峰之角度示於表2。又，基於該X射線繞射之測定結果，按照上述之式測定Ia及Ib，算出Ia/Ib。將結果示於表2。
〔B〕第1結晶相為主成分之確認及富含銦型結晶相佔有率之測定
自氧化物燒結體之一部分採取樣本，對該樣本之表面進行研磨而使之平滑。繼而，使用SEM-EDX(附帶能量分散型螢光X射線分析計之掃描式二次電子顯微鏡)，利用SEM(掃描式二次電子顯微鏡)觀察樣本之該表面，利用EDX(能量分散型螢光X射線分析計)分析各結晶粒子之金屬元素之組成比。然後，基於該等結晶粒子之金屬元素之組成比之傾向，進行結晶粒子之分組。具體而言，分為Zn含有率〔Zn相對於In、W及Zn之合計的含有率(原子%)〕高於下述組B之結晶粒子之組A、及Zn含有率非常低或不含有Zn且與組A相比In含有率(In相對於In、W及Zn之合計的含有率(原子%))較高之結晶粒子之組B(富含銦型結晶相)。判斷為組B之結晶粒為第1結晶相。
將氧化物燒結體中之「富含銦型結晶相佔有率」定義為富含銦型結晶相(組B)之面積占氧化物燒結體之上述測定表面之比例(百分率)。實施例之氧化物燒結體均係富含銦型結晶相佔有率為50%以上，且第1結晶相為主成分。
〔C〕第2結晶相之存在確認、以及構成其之結晶粒子之平均長軸直徑及平均縱橫比之測定
於上述之〔B〕第1結晶相為主成分之確認及富含銦型結晶相佔有率之測定中，將被分為組A之結晶相判斷為第2結晶相。又，於利用該表面分析之SEM觀察中測定500倍之反射電子像，對於構成與分類為第1結晶相之組B相比被觀察為深灰之第2結晶相之結晶粒子，按照上述之方法測定平均長軸直徑及平均縱橫比。將結果示於表2。
〔D〕鎢酸鋅化合物結晶相、鎢酸銦化合物結晶相、六方晶纖鋅礦型結晶相及In2O3(ZnO)5之存在確認
於上述之〔A〕X射線繞射之測定中，一併確認有無鎢酸鋅化合物結晶相、鎢酸銦化合物結晶相、六方晶纖鋅礦型結晶相及In2O3(ZnO)5之存在。於任一實施例、比較例中，均未確認到鎢酸銦化合物結晶相之存在。
於表2之「結晶相」之欄，總結存在於氧化物燒結體之結晶相。關於結晶相，表中之簡稱係指以下之結晶相。再者，於表2之「結晶相」之欄，表示有可藉由上述之X射線繞射之測定而鑑定者，並非係指氧化物燒結體僅由記載於「結晶相」之欄者構成。
I：方鐵錳礦型結晶相(第1結晶相)，Z：六方晶纖鋅礦型結晶相(第2結晶相)，ZW：鎢酸鋅化合物結晶相(第2結晶相)，IZ：In2O3(ZnO)5(第2結晶相)。
〔E〕氧化物燒結體中之In、Zn及W之含量之測定
所獲得之氧化物燒結體中之In、Zn及W之含量係藉由ICP質量分析法而測定。基於該等含量，分別求出氧化物燒結體之W含有率(原子%)、Zn含有率(原子%)、及Zn/W比(原子數比)。將結果示於表2。
〔F〕氧化物燒結體之視密度之測定
所獲得之氧化物燒結體之視密度係藉由阿基米德法而求出。
〔G〕氧化物燒結體之拉伸強度之測定
按照由JIS R 1606：1995而規定之方法，進行拉伸試驗。試驗係於室溫(25℃)下進行。表2表示將比較例1之拉伸強度設為1之情形時之各實施例及比較例之拉伸強度比。
〔H〕氧化物燒結體之熱導率之測定
按照由JIS R 1611：2010規定之方法，測定熱擴散率、比熱容量及熱導率。表2表示將比較例1之熱導率設為1之情形時之各實施例及比較例之熱導率比。
<比較例1~比較例2>
作為原料粉末之鎢氧化物粉末、ZnO粉末及In2O3粉末之混合比如表1所示，以及不形成煅燒粉末，而將該等原料粉末一次混合並以表1所示之溫度燒結，除此以外利用與實施例相同之方法製作氧化物燒結體，進行物性評價。比較例之氧化物燒結體均具有第1結晶相，但構成第2結晶相之粒子並非平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下、平均縱橫比為4以上且50以下之粒子。關於比較例2之氧化物燒結體，第2結晶相未分散於富含銦型結晶相，而為相互接觸之形式，無法特定出第2結晶相之粒子形狀，故而無法測定平均長軸直徑及平均縱橫比。於任一比較例中，為了提高視密度均必須使燒結溫度與實施例相比較高。除了使燒結溫度為1160℃以外，與比較例1、比較例2同樣地製作氧化物燒結體，結果該等氧化物燒結體之視密度均為6.3g/cm3。
(1-8)濺鍍靶之製作
將所獲得之氧化物燒結體加工為直徑3英吋(76.2mm)×厚度6mm之後，使用銦金屬貼附於銅之背襯板。
(2)具備氧化物半導體膜之半導體裝置(TFT)之製作與評價
(2-1)濺鍍電力之最大極限值(斷裂電力)之測量
將所製作之濺鍍靶設置於濺鍍裝置(未圖示)之成膜室內。濺鍍靶經由銅之背襯板而被水冷。將成膜室內設為6×10-5Pa左右之真空度，以如下方式對靶進行濺鍍。
向成膜室內導入Ar(氬)氣體與O2(氧)氣體之混合氣體直至0.5Pa之壓力為止。混合氣體中之O2氣體含有率為20體積%。對靶施加300W之DC(Direct Current，直流)電力而引起濺鍍放電，保持60分鐘。60分鐘後，進行冷卻10分鐘之後，使成膜室大氣開放，確認濺鍍靶之氧化物燒結體是否未產生斷裂。自300W起逐次增加50W，對各階段進行60分鐘之濺鍍，確認濺鍍靶之氧化物燒結體是否未產生斷裂。於氧化物燒結體產生斷裂之情形時，停止實驗，將其濺鍍電力設為斷裂電力(W)。表2中表示實施例與比較例之斷裂電力。實施例之濺鍍靶均在達到較高之濺鍍電力之前未產生斷裂。認為其原因在於，藉由包含具有特定之平均長軸直徑及平均縱橫比之第2結晶相，而熱導率及機械強度提高。
比較例2之濺鍍靶斷裂嚴重，無法藉由使用DC電力之濺鍍而進行成膜。
(2-2)具有氧化物半導體膜之半導體裝置(TFT)之製作
按照以下之順序製作具有與圖3所示之半導體裝置30類似之構成之TFT。參照圖4A，首先，準備50mm×50mm×厚度0.6mm之合成石英玻璃基板作為基板11，於該基板11上藉由濺鍍法而形成厚度100nm之Mo電極作為閘極電極12。繼而，如圖4A所示，藉由使用光阻劑之蝕刻而將閘極電極12設為特定之形狀。
參照圖4B，繼而於閘極電極12及基板11上藉由電漿CVD法而形成非晶氧化物層之厚度200nm之SiOx膜作為閘極絕緣膜13。
參照圖4C，繼而於閘極絕緣膜13上，藉由DC(直流)磁控濺鍍法，而形成厚度35nm之氧化物半導體膜14。靶之直徑3英吋(76.2mm)之平面為濺鍍面。作為所使用之靶，使用上述(1)中所獲得之氧化物燒結體。
若對氧化物半導體膜14之形成更具體地進行說明，則將形成有上述閘極電極12及閘極絕緣膜13之基板11以閘極絕緣膜13露出之方式配置於濺鍍裝置(未圖示)之成膜室內之已被水冷之基板座上。將上述靶以與閘極絕緣膜13對向之方式以90mm之距離配置。將成膜室內設為6×10-5Pa左右之真空度，以如下方式對靶進行濺鍍。
首先，於將擋板放入至閘極絕緣膜13與靶之間的狀態下，向成膜室內導入Ar(氬)氣體與O2(氧)氣體之混合氣體直至達到0.5Pa之壓力為止。混合氣體中之O2氣體含有率為20體積%。於實施例3、5、14及16以外之實施例以及比較例1中，對靶施加較上述(2-1)中求出之斷裂電力低50W之DC電力而引起濺鍍放電，藉此進行5分鐘之靶表面之清潔(預濺鍍)。於實施例3、5、14及16中，將DC電力設為500W而引起濺鍍放電，進行5分鐘之預濺鍍。將預濺鍍時之DC電力示於表3。
繼而，對相同之靶施加相同之值之DC電力，於直接維持成膜室內之環境之狀態下，將上述擋板卸除，藉此於閘極絕緣膜13上成膜氧化物半導體膜14。再者，對基板座不特別施加偏壓電壓。又，將基板座水冷或加熱，而調整成膜時及成膜後之基板11之溫度。實施例及比較例中，於下述之表3中之「成膜時熱處理」之欄記載有「有/120℃」等之例中，藉由於成膜時將基板座加熱而將基板溫度調整為120℃等而與成膜同時實施加熱處理。於該情形時，加熱處理之時間相當於成膜時間。於與成膜同時實施加熱處理之情形時，亦於成膜後(如下所述，鈍化層形成後)將基板加熱而進行250℃ 10分鐘、或350℃ 10分鐘之加熱處理，測定下述半導體裝置特性。另一方面，實施例及比 較例中，於下述之表3中之「成膜時熱處理」之欄記載有「無」之情形時，於成膜時將基板座水冷將基板溫度設為20℃左右，於成膜後(如下所述，鈍化層形成後)將基板加熱而進行250℃ 10分鐘、或350℃ 10分鐘之加熱處理，測定下述半導體裝置特性。
如以上方式，藉由使用自上述(1)中所獲得之氧化物燒結體加工之靶之DC(直流)磁控濺鍍法而形成氧化物半導體膜14。氧化物半導體膜14於TFT中作為通道層而發揮功能。將各實施例及比較例中所形成之氧化物半導體膜14之膜厚設為35nm。
其次，藉由對所形成之氧化物半導體膜14之一部分進行蝕刻，而形成源極電極形成用部14s、汲極電極形成用部14d、及通道部14c。將源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面之大小設為50μm×50μm，將通道長度CL(參照圖1A及圖1B，通道長度CL係指源極電極15與汲極電極16之間之通道部14c之距離)設為30μm，將通道寬度CW(參照圖1A及圖1B，通道寬度CW係指通道部14c之寬度)設為40μm。通道部14c係以TFT於75mm×75mm之基板主面內以3mm間隔配置縱25個×橫25個之方式，於75mm×75mm之基板主面內以3mm間隔配置縱25個×橫25個。
氧化物半導體膜14之一部分之蝕刻係藉由製備以體積比計草酸：水=5：95之蝕刻水溶液，將依序形成有閘極電極12、閘極絕緣膜13及氧化物半導體膜14之基板11以40℃浸漬於該蝕刻水溶液而進行。
參照圖4D，繼而於氧化物半導體膜14上將源極電極15及汲極電極16相互分離地形成。
具體而言，首先，以僅氧化物半導體膜14之源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面露出之方式，於氧化物半導體膜14上塗佈光阻劑(未圖示)，進行曝光及顯影。繼而，藉由濺鍍法，於氧 化物半導體膜14之源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面上，分別形成作為源極電極15、汲極電極16之厚度為100nm之Mo電極。然後，將氧化物半導體膜14上之光阻劑剝離。作為源極電極15之Mo電極及作為汲極電極16之Mo電極分別以TFT於75mm×75mm之基板主面內以3mm間隔配置縱25個×橫25個之方式，相對於一個通道部14c各配置1個。
參照圖3，繼而於閘極絕緣膜13、氧化物半導體膜14、源極電極15及汲極電極16之上形成鈍化膜18。鈍化膜18構成為於藉由電漿CVD法而形成作為非晶氧化物層之厚度為200nm之SiOx膜之後，於其上藉由電漿CVD法而形成厚度為200nm之SiNy膜，或者構成為於藉由濺鍍法而形成作為非晶氧化物層之厚度為120nm之AlmOn膜之後，於其上藉由電漿CVD法而形成厚度為200nm之SiNy膜。於非晶氧化物層為SiOx膜之情形時，於下述之表3中之「PV層」之欄記載為「SiOx」，於非晶氧化物層為AlmOn膜之情形時，於「PV層」之欄記載為「AlmOn」。自提高可靠性向上之觀點而言，較理想為SiOx膜之原子組成比係更接近Si：O=1：2之含氧量，AlmOn膜之原子組成比係更接近Al：O=2：3之含氧量。
繼而，藉由利用反應性離子蝕刻對源極電極15、汲極電極16上之鈍化膜18進行蝕刻形成接觸孔而使源極電極15、汲極電極16之表面之一部分露出。
最後，於大氣壓氮環境中實施加熱處理。該加熱處理係對於所有實施例及比較例進行，具體而言，實施氮環境中250℃ 10分鐘，或氮環境中350℃ 10分鐘之加熱處理。根據以上，獲得具備氧化物半導體膜14作為通道層之TFT。
(2-3)氧化物半導體膜之結晶性、W含有率、Zn含有率及Zn/W比
將所製作之TFT所具備之氧化物半導體膜14之結晶性根據上述之 測定方法及定義進行評價。於表3中之「結晶性」之欄中，於為奈米結晶之情形時記載為「奈米結晶」，於為非晶之情形時記載為「非晶」。又，將氧化物半導體膜14中之In、W及Zn之含量藉由RBS(拉塞福逆散射譜法)而測定。基於該等含量分別求出氧化物半導體膜14之W含有率(原子%)、Zn含有率(原子%)、及Zn/W比(原子數比)。將結果示於表3。
(2-4)半導體裝置之特性評價
將作為半導體裝置10之TFT之特性以如下方式進行評價。首先，使閘極電極12、源極電極15及汲極電極16與測定針接觸。對源極電極15與汲極電極16之間施加0.2V之源極-汲極間電壓Vds，使對源極電極15與閘極電極12之間施加之源極-閘極間電壓Vgs自-10V變化為15V，測定此時之源極-汲極間電流Ids。然後將源極-閘極間電壓Vgs與源極-汲極間電流Ids之平方根〔(Ids)1/2〕之關係圖表化(以下，亦將該圖表稱為「Vgs-(Ids)1/2曲線」)。對Vgs-(Ids)1/2曲線畫切線，將以其切線之斜率成為最大之點為切點之切線與x軸(Vgs)相交之點(x切片)設為閾值電壓Vth。閾值電壓Vth係對於實施大氣壓氮環境中250℃ 10分鐘之加熱處理之後(Vth(250℃))與實施大氣壓氮環境中350℃ 10分鐘之加熱處理之後(Vth(350℃))之TFT進行測定。Vth較理想為0V以上，進而，於將TFT用於顯示裝置之情形時，自與a-Si之驅動電壓之同一性而言，較理想為更接近1.0V者。
又，按照下述式〔a〕：
gm=dIds/dVgs 〔a〕，藉由將源極-汲極間電流Ids對於源極-閘極間電壓Vgs進行微分而導出gm。然後，使用Vgs=10.0V時之gm之值，基於下述式〔b〕：μfe=gm‧CL/(CW‧Ci‧Vds) 〔b〕，算出場效遷移率μfe。上述式〔b〕中之通道長度CL為30μm，通 道寬度CW為40μm。又，將閘極絕緣膜13之電容Ci設為3.4×10-8F/cm2，將源極-汲極間電壓Vds設為0.5V。
將實施大氣壓氮環境中250℃ 10分鐘之加熱處理之後之場效遷移率μfe示於表3之「遷移率(250℃)」之欄。又，將實施大氣壓氮環境中350℃ 10分鐘之加熱處理之後之場效遷移率μfe示於表3之「遷移率(350℃)」之欄。如表3所示，Zn/W比較大者存在遷移率(250℃)與遷移率(350℃)之差較小之傾向。
進而，進行以下可靠性評價試驗。將對源極電極15與閘極電極12之間施加之源極-閘極間電壓Vgs固定為+35V，將其持續施加1小時。自施加開始於1s、10s、100s、300s、3600s後藉由上述之方法求出閾值電壓Vth，並求出其最大閾值電壓Vth與最小閾值電壓Vth之差ΔVth。判斷為ΔVth越小，則可靠性越高。將實施大氣壓氮環境中250℃ 10分鐘之加熱處理後之ΔVth示於表3之「ΔVth(250℃)」之欄。又，將實施大氣壓氮環境中350℃ 10分鐘之加熱處理後之ΔVth示於表3之「ΔVth(350℃)」之欄。實施例2與3、4與5、13與14、15與16分別使用相同之濺鍍靶，僅DC電力不同，但DC電力較高者可靠性變高。
應認為此次所揭示之實施形態全部內容均為例示，而非對本發明之限制。本發明之範圍並非由上述實施形態表示而是由申請專利範圍所表示，且意欲包含與申請專利範圍均等之含義及範圍內之全部變更。
10‧‧‧半導體裝置(TFT)
11‧‧‧基板
12‧‧‧閘極電極
13‧‧‧閘極絕緣膜
14‧‧‧氧化物半導體膜
14c‧‧‧通道部
14d‧‧‧汲極電極形成用部
14s‧‧‧源極電極形成用部
15‧‧‧源極電極
16‧‧‧汲極電極

Claims (13)

  1. 一種氧化物燒結體，其係含有銦、鎢及鋅者，包含：第1結晶相，其係上述氧化物燒結體之主成分，且包含方鐵錳礦型結晶相；及第2結晶相，其鋅之含有率較上述第1結晶相高；且構成上述第2結晶相之粒子之平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下，平均縱橫比為4以上且50以下。
  2. 如請求項1之氧化物燒結體，其中於X射線繞射中2θ大於34.74度且小於34.97度之位置具有第1繞射峰，並且於2θ大於31.77度且小於32.00度之位置具有第2繞射峰，上述第1繞射峰之峰強度Ia與上述第2繞射峰之峰強度Ib之比Ia/Ib為0.05以上且3以下。
  3. 如請求項1或2之氧化物燒結體，其中上述氧化物燒結體之視密度大於6.4g/cm3且為7.5g/cm3以下，上述氧化物燒結體中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計的含有率大於0.5原子%且為5.0原子%以下，上述氧化物燒結體中之鋅相對於銦、鎢及鋅之合計的含有率為1.2原子%以上且未達50原子%，上述氧化物燒結體中之鋅相對於鎢的原子比大於1.0且小於100。
  4. 一種濺鍍靶，其包含如請求項1至3中任一項之氧化物燒結體。
  5. 一種半導體裝置之製造方法，其係包含氧化物半導體膜之半導體裝置之製造方法，且包括如下步驟：準備如請求項4之濺鍍靶；及使用上述濺鍍靶藉由濺鍍法而形成上述氧化物半導體膜。
  6. 如請求項5之半導體裝置之製造方法，其中上述氧化物半導體膜中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計的含有率大於0.5原子%且為5.0原子%以下，上述氧化物半導體膜中之鋅相對於銦、鎢及鋅之合計的含有率為1原子%以上且未達50原子%，上述氧化物半導體膜中之鋅相對於鎢的原子比大於1.0且小於100。
  7. 如請求項5或6之半導體裝置之製造方法，其中上述氧化物半導體膜係由奈米結晶氧化物及非晶氧化物之至少任一者構成。
  8. 一種氧化物燒結體之製造方法，其係如請求項1之氧化物燒結體之製造方法，且包括如下步驟：製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對上述1次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；製備包含上述煅燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將上述2次混合物成形而形成成形體；及藉由將上述成形體燒結而形成氧化物燒結體；上述形成煅燒粉末之步驟包含藉由在含氧環境下，以700℃以上且未達1400℃之溫度對上述1次混合物進行熱處理，而形成包含銦與鎢之複合氧化物之粉末作為上述煅燒粉末。
  9. 如請求項8之氧化物燒結體之製造方法，其中上述複合氧化物包含In6WO12型結晶相。
  10. 一種氧化物燒結體之製造方法，其係如請求項1之氧化物燒結體之製造方法，且包括如下步驟：製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對上述1次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；製備包含上述煅燒粉末之原料粉末之2次混合物； 藉由將上述2次混合物成形而形成成形體；及藉由將上述成形體燒結而形成氧化物燒結體；上述形成煅燒粉末之步驟包含藉由在含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對上述1次混合物進行熱處理，而形成包含鋅與鎢之複合氧化物之粉末作為上述煅燒粉末。
  11. 如請求項10之氧化物燒結體之製造方法，其中上述複合氧化物包含ZnWO4型結晶相。
  12. 如請求項8至11中任一項之氧化物燒結體之製造方法，其中上述鎢氧化物粉末包含選自由WO3結晶相、WO2結晶相、及WO2.72結晶相所組成之群中之至少一種結晶相。
  13. 如請求項8至11中任一項之氧化物燒結體之製造方法，其中上述鎢氧化物粉末之中值粒徑d50為0.1μm以上且4μm以下。
TW105120063A 2015-09-16 2016-06-24 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法 TWI704123B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-182931 2015-09-16
JP2015182931A JP6308191B2 (ja) 2015-09-16 2015-09-16 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201711982A true TW201711982A (zh) 2017-04-01
TWI704123B TWI704123B (zh) 2020-09-11

Family

ID=58288632

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW105120063A TWI704123B (zh) 2015-09-16 2016-06-24 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10655213B2 (zh)
EP (1) EP3345881A1 (zh)
JP (1) JP6308191B2 (zh)
KR (2) KR101919268B1 (zh)
CN (1) CN107001146B (zh)
TW (1) TWI704123B (zh)
WO (1) WO2017047152A1 (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7024774B2 (ja) 2017-02-20 2022-02-24 住友電気工業株式会社 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法
WO2018150621A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 住友電気工業株式会社 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法
MX2020004605A (es) * 2017-10-31 2020-10-19 Corning Inc Cuerpo en forma de panal y filtro de partículas que comprende un cuerpo en forma de panal.
JP2020143359A (ja) * 2019-03-08 2020-09-10 Ｊｘ金属株式会社 スパッタリングターゲット部材の製造方法及びスパッタリングターゲット部材
JP2020153014A (ja) * 2019-03-15 2020-09-24 三菱マテリアル株式会社 酸化タングステンスパッタリングターゲット
KR102253914B1 (ko) * 2019-10-14 2021-05-20 가천대학교 산학협력단 금속산화물 타겟의 제조 방법, 및 이를 이용하여 제조된 다중 유전 박막

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3746094B2 (ja) 1995-06-28 2006-02-15 出光興産株式会社 ターゲットおよびその製造方法
JP4826066B2 (ja) * 2004-04-27 2011-11-30 住友金属鉱山株式会社 非晶質の透明導電性薄膜およびその製造方法、並びに、該非晶質の透明導電性薄膜を得るためのスパッタリングターゲットおよびその製造方法
JP2006160535A (ja) * 2004-12-02 2006-06-22 Sumitomo Metal Mining Co Ltd 酸化物焼結体、スパッタリングターゲットおよび透明導電性薄膜
CN103469167A (zh) * 2005-09-01 2013-12-25 出光兴产株式会社 溅射靶、透明导电膜、透明电极和电极基板及其制造方法
JP5593612B2 (ja) * 2006-06-08 2014-09-24 住友金属鉱山株式会社 酸化物焼結体、ターゲット、およびそれを用いて得られる透明導電膜、並びに透明導電性基材
JP5143410B2 (ja) * 2006-12-13 2013-02-13 出光興産株式会社 スパッタリングターゲットの製造方法
KR101699968B1 (ko) * 2006-12-13 2017-01-26 이데미쓰 고산 가부시키가이샤 스퍼터링 타겟 및 산화물 반도체막
JP4662075B2 (ja) 2007-02-02 2011-03-30 株式会社ブリヂストン 薄膜トランジスタ及びその製造方法
KR101312259B1 (ko) 2007-02-09 2013-09-25 삼성전자주식회사 박막 트랜지스터 및 그 제조방법
JP5591523B2 (ja) * 2009-11-19 2014-09-17 出光興産株式会社 長期成膜時の安定性に優れたＩｎ−Ｇａ−Ｚｎ−Ｏ系酸化物焼結体スパッタリングターゲット
JP5817327B2 (ja) * 2010-09-29 2015-11-18 東ソー株式会社 酸化物焼結体、その製造方法、それを用いて得られる酸化物透明導電膜及び太陽電池
JP5966840B2 (ja) * 2012-10-11 2016-08-10 住友金属鉱山株式会社 酸化物半導体薄膜および薄膜トランジスタ
JP2014214359A (ja) * 2013-04-26 2014-11-17 出光興産株式会社 スパッタリングターゲット、酸化物半導体薄膜及び当該酸化物半導体薄膜を備える薄膜トランジスタ
JP6137111B2 (ja) * 2013-10-23 2017-05-31 住友電気工業株式会社 酸化物焼結体および半導体デバイスの製造方法
WO2015118724A1 (ja) * 2014-02-07 2015-08-13 リンテック株式会社 透明導電性積層体、透明導電性積層体の製造方法、および透明導電性積層体を用いてなる電子デバイス
KR101816468B1 (ko) * 2014-10-22 2018-01-08 스미토모덴키고교가부시키가이샤 산화물 소결체 및 반도체 디바이스

Also Published As

Publication number Publication date
WO2017047152A1 (ja) 2017-03-23
CN107001146A (zh) 2017-08-01
KR101996778B1 (ko) 2019-07-04
JP2017057109A (ja) 2017-03-23
US10655213B2 (en) 2020-05-19
EP3345881A1 (en) 2018-07-11
CN107001146B (zh) 2020-03-03
KR101919268B1 (ko) 2018-11-15
TWI704123B (zh) 2020-09-11
KR20170072259A (ko) 2017-06-26
JP6308191B2 (ja) 2018-04-11
US20180023188A1 (en) 2018-01-25
KR20180123597A (ko) 2018-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6493502B2 (ja) 酸化物焼結体の製造方法
TWI704123B (zh) 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法
JP6593268B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法
JP6977769B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、酸化物半導体膜、ならびに半導体デバイスの製造方法
TWI772334B (zh) 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、及半導體裝置之製造方法
TWI786069B (zh) 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、及半導體裝置之製造方法
JP6350466B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法
TWI774687B (zh) 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、以及半導體裝置之製造方法
JP6458883B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法
JP6493601B2 (ja) 酸化物焼結体およびその製造方法、スパッタターゲット、ならびに半導体デバイスの製造方法