TW202100487A - 濺鍍靶以及濺鍍靶的製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明的課題在於提供一種用以取代IGZO之高特性的氧化物半導體薄膜製造用的濺鍍靶以及濺鍍靶的製造方法。為了達成上述目的，本發明的一個形態的濺鍍靶係由包含銦、錫以及鍺之氧化物燒結體所構成，鍺相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.07以上至0.40以下，錫相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.04以上至0.60以下。藉此，能獲得10cm2 ／Vs以上的移動率之電晶體特性。

Description

濺鍍靶以及濺鍍靶的製造方法
本發明係有關於一種濺鍍靶以及濺鍍靶的製造方法。
與以往將非晶矽(amorphous silicon)膜使用於活性層之TFT(Thin－Film Transistor；薄膜電晶體)相比，由於將In(銦)－Ga(鎵)－Zn(鋅)－O(氧)系氧化物半導體膜(IGZO(銦鎵鋅氧))使用於活性層之TFT係能獲得高移動率(mobility)，因此近年來廣泛地應用於各種顯示器(參照例如專利文獻1至專利文獻3)。
例如於專利文獻1揭示有一種有機EL(electroluminescence；電致發光)顯示裝置，用以驅動有機EL元件之TFT的活性層係由IGZO所構成。於專利文獻2揭示有一種薄膜電晶體，通道(channel)層(活性層)係由a－IGZO所構成，移動率為5cm2 ／Vs以上。於專利文獻3揭示有一種薄膜電晶體，活性層係由IGZO所構成，接通(ON)／斷開(OFF)電流比為5位數以上。 [先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2009－31750號公報。 [專利文獻2]日本特開2011－216574號公報。 [專利文獻3]WO2010／092810號公報。
[發明所欲解決之課題]
近年來，由於各種顯示器中的高解析度化、低消耗電力化以及高訊框速率(frame rate)化之要求，對用以顯示更高的移動率之氧化物半導體的要求逐漸提高。然而，在活性層使用IGZO之薄膜電晶體中，移動率難以超過10cm2 ／Vs，故尋求開發用以顯示更高的移動率之薄膜電晶體用途的材料。
有鑑於上述問題，本發明的目的在於提供一種用以取代IGZO之高特性的氧化物半導體薄膜製造用的濺鍍靶以及濺鍍靶的製造方法。 [用以解決課題之手段]
為了達成上述目的，本發明的一個形態的濺鍍靶係由包含銦(In)、錫(Sn)以及鍺(Ge)之氧化物燒結體(sintered body)所構成，鍺相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.07以上至0.40以下，錫相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.04以上至0.60以下。 藉此，能獲得10cm2 ／Vs以上的移動率之電晶體特性。 將Ge／(In＋Sn＋Ge)的原子比設定成0.07以上，藉此無須依存(dependency)於Sn的含有量即能獲得非晶質(amorphous)的氧化物半導體薄膜。 將Sn／(In＋Sn＋Ge)的原子比設定成0.04以上，藉此能獲得載體(carrier)濃度為5×1019 以下的氧化物半導體薄膜。 將Sn／(In＋Sn＋Ge)的原子比設定成0.60以下，藉此無須依存於Ge的含有量即能獲得移動率10cm2 ／Vs以上的氧化物半導體薄膜。
亦可為在上述濺鍍靶中，銦相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.3以上，鍺相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.10以上至0.25以下。 藉此，無須依存於Sn的含有量即能獲得非晶質的氧化物半導體薄膜。
亦可為在上述濺鍍靶中，上述氧化物燒結體係進一步含有從矽(Si)、鈦(Ti)、鎂(Mg)、鈣(Ca)、鋇(Ba)、鋯(Zr)、鋁(Al)、鎢(W)、鉭(Ta)、鉿(Hf)以及硼(B)所選擇的至少一個元素的第一元素。
亦可為在上述濺鍍靶中，上述第一元素相對於銦、錫、鍺以及上述第一元素的總和之原子比為0.10以下。
亦可為在上述濺鍍靶中，上述氧化物燒結體係進一步含有從鍶(Sr)、鎵(Ga)以及鋅(Zn)所選擇的至少一個元素的第二元素。
亦可為在上述濺鍍靶中，將上述第二元素設為β時，上述第二元素相對於銦、錫、鍺以及上述第二元素的總和之原子比為0.25以下。
亦可為在上述濺鍍靶中，相對密度為97%以上。
亦可為在上述濺鍍靶中，比電阻值為0.1mΩ．cm以上至10mΩ．cm以下。
亦可為在上述濺鍍靶中，厚度方向中的比電阻值相對於體比電阻值(bulk specific resistance value)的平均值收斂在0.8以上至1.2以下。
亦可在上述濺鍍靶中，上述氧化物燒結體係包含銦－氧相(In－O)、銦－錫－氧(In－Sn－O)相以及銦－鍺－氧(In－Ge－O)相的至少一個化合物相。
為了達成上述目的，在本發明的一個形態的濺鍍靶的製造方法中，混合氧化銦粉末、氧化錫粉末以及氧化鍺粉末形成成形體，在1500℃以上至1600℃以下的氧氛圍(oxygen atmosphere)中燒製(firing)上述成形體，製造具有氧化物燒結體的濺鍍靶。 [發明功效]
如上所述，依據本發明，能提供一種用以取代IGZO之高特性的氧化物半導體薄膜製造用的濺鍍靶以及濺鍍靶的製造方法。
以下參照圖式說明本發明的實施形態。會有於各個圖式導入了XYZ軸座標之情形。此外，會有於具有相同的構件或者相同的構成之構件附上相同的元件符號之情形，且會有在說明這些構件後適當地省略說明之情形。
首先，在說明本實施形態的濺鍍靶(氧化物半導體濺鍍靶)之前，說明使用濺鍍靶所形成的氧化物半導體薄膜的特性。
[氧化物半導體薄膜]
氧化物半導體薄膜係例如使用於所謂的底閘極(bottom gate)型的場效型電晶體(Field Effect Transistor)等薄膜電晶體中的活性層(反轉層)。
作為高移動率的氧化物半導體材料，一般而言代表性為ITO(Indium Tin Oxide；氧化銦錫)(In－Sn－O)系、IGZO(In－Ga－Zn－O)系等。由於這些氧化物半導體材料在剛成膜後的結晶性為非晶質，因此能藉由濕蝕刻(wet etching)法容易地進行圖案化(patterning)。圖案化後藉由熱處理使這些氧化物半導體材料活性化，藉此顯現期望的電晶體特性。
一般而言，高移動率氧化物會有下述問題：由於伴隨著移動率上升而難以將閘極臨限值電壓的變動抑制在預定值以下，因此難以長期間地確保可靠性高的切換(switching)動作。由於氧的缺損是導致這些問題的原因，因此廣泛地進行下述對策：將鉿(Hf)、鈦(Ti)或者鎢(W)此類之與氧的結合性強的材料作為載體抑制劑(carrier killer)少量地添加。然而，為了確保期望的可靠性需要充分地添加這些元素，然而載體抑制劑元素的過量添加反而會導致移動率的降低。
另一方面，研究出下述事項：將In作為基底並對In添加預定量以上之作為載體抑制劑的功效高且移動率的降低率低之Ge，藉此能比以往的ITO系材料以及IGZO系材料還提高移動率以及可靠性雙方。
例如，圖1係顯示針對以濺鍍法所成膜的In－Ge－O系材料中的Ge的含有量(原子%)以及所獲得的薄膜的結晶性進行評價的實驗結果。
在此，評價成膜後在大氣中以350℃進行了一小時的退火(anneal)處理的薄膜樣品。如同圖所示，Ge的含有量為4.3原子%的樣品為結晶質，而Ge的含有量為7%以及20%的樣品分別為非晶質。
另一方面，圖2以及圖3係顯示藉由霍爾效應測定器測定上面所說明的各個樣品的移動率以及載體濃度的測定結果。
如圖2所示，移動率係有Ge的含有量愈多則移動率愈降低之傾向。如圖3所示，Ge的含有量為4.3原子%以及11原子%的樣品係顯示載體濃度為1×1020 (／cm3 )之高的值，然而Ge的含有量為20原子%的樣品的載體濃度係降低至1×1018 (／cm3 )。一般而言，載體濃度的較佳範圍為1018 (／cm3 )至1019 (／cm3 )的等級(order)；未滿1×1018 (／cm3 )時移動率會顯著地降低，超過1×1020 (／cm3 )時切換動作的可靠性會顯著地降低。
從圖1至圖3的結果確認到下述事項：將Ge的含有量設定成7原子%以上，藉此能獲得非晶質的氧化物薄膜，且作為載體抑制劑能獲得充分的功效。
接著，圖4以及圖5係顯示In－Sn－Ge－O系材料中的結晶性以及移動率的Sn濃度依存性。在移動率的測定中使用霍爾效應測定器。在此，評價將Ge的含有量固定於12原子%且成膜後在大氣中以350℃(圖5中的「◆」)以及400℃(圖5中的「◇」)進行了一小時的退火處理的薄膜樣品。
如圖4所示，Sn的含有量為2.4原子%、4.3原子%以及7.5原子%的樣品皆為非晶質。由此推測不依存於Sn的含有量且藉由濺鍍法所成膜的In－Sn－Ge－O系氧化物薄膜為非晶質。另一方面，如圖5所示，Sn的含有量至30原子%為止未確認到移動率顯著地降低(大概在30cm2 ／Vs前後)，即使在已使Sn的含有量增加至60原子%為止之情形中亦能獲得10cm2 ／Vs以上的移動率。
接著，圖6及圖7係顯示已將Sn的含有量固定於5原子%所成膜的In－Sn－Ge－O系材料中的移動率以及載體濃度的Ge濃度依存性。在移動率以及載體濃度的測定中使用霍爾效應測定器。在此，採用三維濺鍍法，該三維濺鍍法係在氧氛圍中同時地濺鍍氧化銦、氧化鍺以及氧化錫這三個靶。評價成膜後在大氣中以350℃(各圖中的「◆」)以及400℃(各圖中的「◇」)進行了一小時的退火處理的薄膜樣品。
如圖6所示，確認到所有樣品的移動率皆為10cm2 ／Vs以上。此外，如圖6以及圖7所示，確認到：Ge的含有量在10原子%至25原子%的範圍，移動率在15 cm2 ／Vs以上，載體濃度在1×1018 (／cm3 )至1×1019 (／cm3 )。
此外，圖6以及圖7的評價結果係針對藉由三維濺鍍所成膜的樣品，且於圖6以及圖7一併顯示針對使用Ge的含有量為15原子%(Sn的含有量為5原子%)的In－Sn－Ge－O系燒結體靶所成膜的樣品進行測定的移動率以及載體濃度。各圖中的「▲」係顯示在大氣中以350℃進行了一小時的退火處理的薄膜樣品，各圖中的「△」係顯示在大氣中以400℃進行了一小時的退火處理的薄膜樣品。如圖6以及圖7所示，即使在燒結體靶中亦顯示與藉由三維濺鍍法所成膜的樣品同等的電性特性，確認到移動率為約20 cm2 ／Vs至30 cm2 ／Vs、載體濃度為約5×1018 (／cm3 )至1×1019 (／cm3 )。
另一方面，如上所述，雖然已說明在Ge的含有量為12原子%以上處獲得非晶質的薄膜，但由於在Ge的含有量為7原子%處無法獲得非晶質的薄膜，因此即使增加Sn的含有量以取代Ge的含有量，亦能獲得非晶質的薄膜。圖8係顯示針對將Ge的含有量固定於5原子%並將Sn的含有量調整成5原子%、20原子%以及40原子%時的薄膜的結晶性的評價結果。在此，評價成膜後在大氣中以350℃進行了一小時的退火處理的薄膜樣品。如同圖所示，將Sn的含有量設定成20原子%以上，藉此能獲得非晶質的In－Sn－Ge－O系薄膜。
[濺鍍靶]
接著，說明本實施形態的濺鍍靶。
濺鍍靶係可為平面(planer)型的靶，亦可為圓筒狀的旋轉(rotary)靶。濺鍍靶係由包含In、Sn以及Ge之氧化物半導體薄膜所構成。將In、Sn以及Ge的總和設定成In＋Sn＋Ge時，Ge／(In＋Sn＋Ge)的原子比為0.07以上至0.4以下。此外，組成的上限值以及下限值係將小數第三位經過四捨五入的值(以下皆相同)。
以上述組成範圍的In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜構成濺鍍靶，藉此能獲得具有10 cm2 ／Vs以上的移動率的電晶體特性。
作為濺鍍靶，將In、Sn以及Ge的總和設定成In＋Sn＋Ge時，將Sn／(In＋Sn＋Ge)的原子比設定成0.04以上至0.60以下，藉此能獲得非晶質的In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，因此能使用例如草酸系蝕刻液等將該氧化物半導體容易地圖案化。
將Sn相對於In、Sn以及Ge的總和之原子比設定成0.04以上時，能獲得載體濃度為5×1019 (／cm3 )以下的氧化物半導體薄膜。將Sn相對於In、Sn以及Ge的總和之原子比設定成0.60以下時，能獲得不依存於Ge的含有量且移動率為10 cm2 ／Vs以上的氧化物半導體薄膜。
再者，當以含有Sn的氧化物半導體薄膜構成活性層時，能提高活性層的耐藥品性。因此，在薄膜電晶體的源極電極以及汲極電極的圖案化工序中變得無須設置用以保護活性層不受蝕刻液影響之蝕刻阻止(etching stopper)層。藉此，形成將活性層作為基底膜之金屬層後，以濕蝕刻法將該金屬層圖案化，藉此能容易地形成源極電極以及汲極電極。
作為蝕刻液，典型而言能使用草酸系蝕刻劑(etchant)(草酸為95%)，例如能例舉ITO－06N(日本關東化學製造)等。
在用以構成濺鍍靶之氧化物半導體薄膜中，Ge／(In＋Sn＋Ge)的原子比為0.07以上至0.40以下，較佳為0.10以上至0.25以下。藉此，無須依存於Sn的含有量即能獲得非晶質的氧化物半導體薄膜。此外，將Ge的含有量設定成上述範圍，藉此能在In／(In＋Sn＋Ge)的原子比為0.3以上之情形中兼具15cm2 ／Vs至35cm2 ／Vs的高移動率以及1019 (／cm3 )等級以下的低載體濃度。
濺鍍靶亦可進一步含有從矽(Si)、鈦(Ti)、鎂(Mg)、鈣(Ca) 、鋇(Ba)、鋯(Zr)、鋁(Al)、鎢(W)、鉭(Ta)、鉿(Hf)以及硼(B)所選擇的至少一個元素的第一元素(α)。這些第一元素(α)為作為活性層的載體抑制劑而發揮作用之元素，有助於降低薄膜中的載體濃度，能提高薄膜電晶體的切換動作的可靠性。
第一元素(α)的添加量並未特別限定，在將In、Sn、Ge以及α的總和設定成In＋Sn＋Ge＋α之情形中，例如α／(In＋Sn＋Ge＋α)的原子比為0.10以下。藉此，能將載體濃度降低至1018 (／cm3 )等級以下，並能穩定地實現10cm2 ／Vs以上的高移動率。
或者，濺鍍靶亦可進一步含有從鍶(Sr)、鎵(Ga)以及鋅(Zn)所選擇的至少一個元素的第二元素(β)。這些第二元素(β)亦為雖然作為載體抑制劑的性能不充分但移動率降低少之添加元素，有助於結晶性的改善以及降低薄膜中的載體濃度，能提高切換動作的可靠性。
第二元素(β)的添加量並未特別限定，在將In、Sn、Ge以及β的總和設定成In＋Sn＋Ge＋β之情形中，例如β／(In＋Sn＋Ge＋β)的原子比為0.25以下。藉此，能將載體濃度降低至1018 (／cm3 )等級以下，並能穩定地實現10cm2 ／Vs以上的高移動率。
此外，相對於濺鍍靶的理論密度之相對密度為97%以上。濺鍍靶的體比電阻值為0.1mΩ．cm以上至10mΩ．cm以下。濺鍍靶的厚度方向中的體比電阻值係相對於體比電阻值的平均值收斂在0.8以上至1.2以下。在濺鍍靶中，氧化物燒結體係包含銦－氧(In－O)相、銦－錫－氧(In－Sn－O)相以及銦－鍺－氧(In－Ge－O)相的至少一個化合物相。
在使用濺鍍靶所形成的薄膜電晶體中，由於將臨限值電壓的變動抑制在預定電壓以下，因此可長期地確保可靠性高的切換動作。例如，在用以對閘極電極與源極電極之間(或者閘極電極與源極電極之間以及汲極電極與源極電極之間)持續地施加固定電壓並評價此時的臨限值電壓的變動之BTS(Bias Temperature Stress；偏壓溫度應力)試驗中，針對PBTS(Positive Bias Temperature Stress；正偏壓溫度應力)以及NBTS(Negative Bias Temperature Stress；負偏壓溫度應力)皆能獲得良好的結果。
具體而言，在60℃的溫度下且在60分鐘的期間持續施加＋30V的閘極電壓之PBTS試驗的實施前與實施後中的臨限值電壓的變化量為0V以上至1V以下。此外，在60℃的溫度下且在60分鐘的期間持續施加－30V的閘極電壓之NBTS試驗的實施前與實施後中的臨限值電壓的變化量為－1V以上至0V以下。
活性層係由下述方式所形成：使用由In、Sn以及Ge各者的氧化物的燒結體所構成的濺鍍靶進行成膜後，以預定溫度進行熱處理(退火)，藉此形成活性層。在預定條件下濺鍍上述靶，藉此形成具有與靶的組成相同或者大致相同的組成的氧化物半導體薄膜。以預定溫度將該氧化物半導體薄膜施予退火處理，藉此形成具有例如移動率為10cm2 ／Vs以上的電晶體特性的活性層。
[濺鍍靶的製造]
濺鍍靶係由下述燒結體所構成：使用In2 O3 、SnO2 以及GeO2 等In、Sn以及Ge各者的氧化物作為原料粉末，並以上述組成比混合這些氧化物而形成燒結體。
濺鍍靶所含有的氧化物燒結體係由下述方式所形成：混合In2 O3 粉末、SnO2 粉末以及GeO2 粉末以形成成形體，且在1500℃以上至1600℃以下的氧氛圍中燒製成形體而形成燒結體。
在本實施形態中，藉由可一次地進行乾燥與造粒之噴霧乾燥(spray drying)方式對原料粉末進行造粒。由於無須會因為添加黏合劑(binder)導致粉碎性差之粉碎作業以及能使用流動性佳的球形的粉末等，因此濺鍍靶的組成分布容易變得均勻。
原料粉末係至少包含氧化銦粉末、氧化錫粉末以及氧化鍺。亦可進一步地混合從氧化矽粉末、氧化鈦粉末、氧化鎂粉末、氧化鈣粉末、氧化鋇粉末、氧化鋯粉末、氧化鋁粉末、氧化鎢粉末、氧化鉭粉末、氧化鉿粉末、氧化硼粉末、氧化鍶粉末、氧化鎵粉末以及氧化鋅粉末等所選擇的一種類以上的粉末。
造粒粉末的平均粒徑係設定成500μm以下。當造粒粉末的平均粒徑超過500μm時，成形體的龜裂和破裂的產生變得顯著，且於燒製體的表面產生粒狀的點。當將此種燒製體使用於濺鍍靶時，會有成為異常放電或者變成微粒(particle)產生的原因之虞。
造粒粉末的更佳平均粒徑為20μm以上至100μm以下。藉此，在CIP(Cold Isostatic Press；冷均壓)成形前以及CIP成形後之體積的變化(壓縮率)小，抑制成形體產生龜裂，從而穩定地製作長條的成形體。此外，在平均粒徑未滿20μm之情形中，粉末容易上飄從而難以作業。
在此，所謂「平均粒徑」係指藉由篩選式粒度分布測定器所測定的粒度分布的積算%為50%的值。此外，作為平均粒徑的值，能使用日本Seishin Enterprise Co., Ltd.製作的「Robot Sifter RPS-105M」所為的測定值。
造粒粉末係以100MPa／cm2 以上的壓力而成形。藉此，能獲得相對密度為97%以上的燒結體。在成形壓力未滿100MPa／cm2 之情形中，成形體容易崩壞、操控(handling)性困難、燒結體的相對密度降低。
採用CIP作為成形方法。CIP的形態係可為典型的垂直負載(vertical load)型的縱型方式，較佳為水平負載(horizontal load)型的橫型方式。此原因在於：當以縱型的CIP製作長條的板狀的成形體時，會因為模具中的粉末的偏差於厚度產生不均，或者在操控中因為自身重量而破裂。
粒粉末的成形體係以1500℃以上至1600℃以下的溫度被燒製。在燒製溫度未滿1500℃之情形中，導電性以及相對密度變低，變得不適合靶用途。另一方面，當燒製溫度超過1600℃時，導致一部分的成分蒸發，從而產生燒製體的組成偏差或者因為結晶粒的粗大化而降低燒製體的強度。
成形體係在大氣或者氧化性氛圍中被燒製。藉此，穩定地製造目標的氧化物燒結體。
在製造造粒粉末時，能使用一次粒子的平均粒徑分別為0.3μm以上至1.5μm以下的粉末。藉此，變得可縮短混合時間以及粉碎時間，並提升造粒粉末內的原料粉末的分散性。
造粒粉末的安息角(angle of repose)較佳為32˚以下。藉此，提高造粒粉末的流動性並提升成形性以及燒結性。
使用流程圖說明具體的製造方法。
圖9係顯示本實施形態的濺鍍靶的製造工序之流程圖。製造方法並未限定於此種方法。
濺鍍靶的製造方法係具有秤量工序(步驟S101)、粉碎及混合工序(步驟S102)、造粒工序(步驟S103)、成形工序(步驟S104)、燒製工序(步驟S105)以及加工工序(步驟S106)。
(秤量、粉碎及混合工序)
原料粉末係能使用氧化銦粉末、氧化錫粉末以及氧化鍺粉末。秤量這些粉末，藉由球磨機(ball mill)等將這些粉末粉碎及混合，並藉由水等進行濕式粉碎，從而製造漿料(slurry)(步驟S101、S102)。
作為原料粉末，例如使用一次粒子的平均粒徑已被調整至0.3μm以上至1.5μm以下的原料粉末。藉此，能以較短的時間進行粉碎及混合工序。此外，提升所獲得的造粒粉末內的各個氧化物粒子的分散性。
各者的原料粉末的混合比例係根據用以實施濺鍍之條件以及欲成膜的膜的用途等而適當地設定。例如，除了上面所說明的各種原料粉末之外，亦可進一步混合氧化矽粉末、氧化鈦粉末、氧化鎂粉末、氧化鈣粉末、氧化鋇粉末、氧化鋯粉末、氧化鋁粉末、氧化鎢粉末、氧化鉭粉末、氧化鉿粉末、氧化硼粉末、氧化鍶粉末、氧化鎵粉末以及氧化鋅粉末等金屬氧化物粉末的至少一種以上。此外，亦可於原料粉末的混合添加黏合劑、分散劑等。
作為原料粉末的粉碎及混合方法，除了球磨機之外，還能使用例如珠磨機(bead mill)、棒磨機(rod mill)等其他的媒體攪拌機。亦可於成為攪拌媒體之球或者珠的表面施予樹脂塗布等。藉此，有效地抑制雜質混入至粉體中。
(造粒工序)
將漿料乾燥並分級，藉此將原料粉末進行造粒(步驟S103)。造粒係以調配成分的比率固定化、原料粉末的操控性的提升等作為目的來實施。藉由進行造粒，變得可調整粉末的體密度(bulk density)、緊密度(tap density)以及安息角，從而在長條靶的CIP成形時抑制產生成形體的龜裂。
造粒方法並未特別限定，可使用噴霧乾燥機(spray dryer)等使漿料直接乾燥從而進行造粒。此外，亦可應用不使用漿料之乾式的造粒方法。
造粒粉末係以造粒粉末的平均粒徑為500μm以下的方式製作，較佳為以造粒粉末的平均粒徑為20μm以上至100μm以下之方式製作。藉此，穩定地製作比較長條的成形體。當造粒粉末的平均粒徑超過500μm時，於燒製體的表面產生粒狀的點。當將此種燒製體使用於濺鍍靶時，會有成為異常放電或者變成微粒產生的原因之虞。
造粒粉末係流動性愈高則愈佳，例如以安息角變成32˚以下之方式對原料粉末進行造粒。藉此，提高造粒粉末的流動性且提升成形性以及燒製性。在安息角大之情形中，在成形工序(CIP)中變得容易於成形體產生龜裂，且在燒製工序中變得容易於燒製體產生顏色不均。
造粒粉末的安息角係以下述方式進行控制。例如，以造粒方法而言，在將漿料乾燥並以輥磨機(roll mill)進行粉碎以及分級之情形中，以輥磨機所進行的粉末的處理時間以及處理次數來控制安息角。另一方面，以造粒方法而言，在使用噴霧乾燥機等直接進行乾燥之情形中，以漿料濃度、黏度以及噴霧乾燥機的條件等控制安息角。
造粒粉末的體密度係以下述方式進行控制。例如，以造粒方法而言，在將漿料乾燥並以輥磨機進行粉碎以及分級之情形中，以輥磨機將藉由一次性地衝壓(press)將乾燥體壓縮而成的壓縮體予以粉碎以及分級，藉此控制體密度。另一方面，以造粒方法而言，在使用噴霧乾燥機等直接進行乾燥之情形中，以漿料濃度、黏度以及噴霧乾燥機的條件等控制體密度。
[成形工序]
在成形工序中，造粒粉末係成形成預定形狀(步驟S104)。典型而言，成形成能獲得目標的長條的靶之矩形的板形狀。典型而言，成形方法係採用CIP法。除此之外亦可採用模具衝壓法等。
成形壓力係設定成100MPa／cm2 以上。在成形壓力未滿100MPa／cm2 之情形中，會有成形體容易崩壞、操控性困難、燒結體的相對密度降低之傾向。另一方面，將成形壓力設定成100 MPa／cm2 以上，藉此能獲得相對密度為97%以上的燒結體。
以成形而言，只要能獲得100 MPa／cm2 以上的壓力，則CIP以及模具衝壓的任一者皆可成形。當模具的面積變大時，模具會因為衝壓軸徑以及壓力的制約而於成形壓力產生限度。
CIP的典型的構造為垂直負載型(以下稱為縱型CIP)，該垂直負載型係將用以儲留壓力媒體之壓力容器配置成縱型。在縱型CIP之情形中，為了將造粒粉放入至模具中並插入至壓力容器，需要將造粒粉設定成垂直。在所使用的造粒粉由於流動性高而設定成垂直之情形中，會因為重力的影響而朝模具的下方偏差。在此種狀態下，當進行衝壓時，會變成於上下的厚度存在大的不均之成形體，從而導致製品的良率降低。當以縱型的狀態進行CIP成形時，由於等向性壓力衝壓的特性，故容易產生翹曲。在超過2000mm之成形體之情形中，此種翹曲會在後續的工序中因為操控性等因素而成為破裂的原因。
另一方面，在水平負載型(以下稱為橫型CIP)之情形中，由於重力作用於厚度方向，因此不會產生造粒粉的偏差。此外，由於在成形中重力向下作用，因此不會於成形體產生翹曲。
[燒製工序]
在燒製工序中，造粒粉末的成形體係以1500℃以上至1600℃以下的溫度被燒製(步驟S105)。在燒製溫度未滿1500℃之情形中，導電性以及相對密度皆變低，變得不適合靶用途。另一方面，當燒製溫度超過1600℃時，某些成分的蒸發變得劇烈，故變得容易產生燒製體的組成偏差。此外，會有因為結晶粒的粗大化導致燒製體的強度降低之情形。將燒製溫度設定成1500℃以上至1600℃以下，藉此穩定地製作高密度(相對密度為97%以上)的燒製體。
燒製時間(在燒製溫度下的保持時間)並未特別限定，例如設定成2小時以上至20小時以下。藉此，能獲得相對密度為97%以上的氧化物濺鍍靶用燒製體。
燒製時的爐內的氛圍係設定成大氣或者氧化性氛圍。藉此，能穩定地製造目標的氧化物燒結體。燒製時的壓力係設定成例如常壓。當在常壓燒製成形體時，能獲得具有0.1mΩ．cm以上至10mΩ．cm以下的比電阻的燒製體。此外，燒製體的比電阻係有燒製溫度愈高溫則比電阻愈降低之傾向。為了確保較高的導電性，燒製溫度較佳為高溫。
此外，在燒製爐內為還原性氛圍之情形中，會有於燒製體產生缺氧而變成相較於氧化物更接近金屬的特性之傾向。此外，當以氮氛圍或者氬氛圍進行燒製時，會有相對密度不會變高之疑慮。
[加工工序]
以上述方式所製作的燒製體係被機械加工成期望的形狀、大小以及厚度的板形狀，藉此製作由In－Sn－Ge－O系燒結體所構成的濺鍍靶(步驟S106)。濺鍍靶係藉由熔接而與底板(backing plate)一體化。
依據本實施形態，能製作長度方向的長度超過1000mm之長條的濺鍍靶。藉此，由於能製作不是分割構造之大型的濺鍍靶，因此能防止已侵入至分割部的間隙(接點)之接合(bonding)材料(焊接材料)被濺鍍從而可能產生的膜特性的劣化，從而能穩定的成膜。此外，變得難以產生成為已堆積的濺鍍粒子再次附著 (再沉積(redeposition))於上述間隙之原因的微粒。
此外，在秤量工序、粉碎及混合工序中，原料粉末中的GeO2 粉末會有因為結晶性導致漿料中的分散性不同之情形。
例如，GeO2 結晶中的正方晶的GeO2 結晶係與In2 O3 以及SnO2 同樣地具有難以溶入水的性質。另一方面，六方晶的GeO2 結晶會有溶入水的性質。因此，在濕式粉碎時能使六方晶的GeO2 粉末溶解於溶媒(例如純水)，藉此在濕式粉碎時進一步地提升漿料內的GeO2 成分的分散性。
藉此，能獲得GeO2 粉末已在溶媒內良好地分散的漿料並將該漿料乾燥並造粒，藉此在燒結體內抑制GeO2 成分的偏差並抑制厚度方向的比電阻的偏差，從而進一步地謀求燒結體的高密度化以及燒結體的粒徑的密緻化。
例如，針對濕式粉碎時所使用的GeO2 粉末適當地調整六方晶與正方晶的混合比，藉此變得不易導致燒結體中的GeO2 成分的局部性的偏析。藉此，抑制燒結體的厚度方向處的比電阻的偏差。
此外，濕式粉碎的分散性提升，藉此無須用以使燒結體的密度提升之過度的高溫處理，從而抑制燒結體中的結晶粒的粗大化。
例如，在本實施形態中作為一例，使用X線繞射適當地調整GeO2 結晶中的六方晶與正方晶的混合比。例如，作為GeO2 粉末，使用六方晶的主峰(2θ：25.91˚附近，(101)面)與正方晶的主峰(2θ：25.24˚附近，(110)面)之間的強度比(正方晶／六方晶)已調整成0.15以下的GeO2 粉末。在此，所謂強度比係指峰高度的比。
X線繞射所使用的裝置以及測定條件的一例係如下所述。
X 線繞射裝置：日本Rigaku Corporation公司製造的RINT。 掃描方法：2θ／θ法。 靶：銅。 管電壓：40kV。 管電流：20mA。 掃描速度：2.000˚／分鐘。 取樣寬度：0.050˚。 發散狹縫(divergence slit)：1˚。 散射狹縫(scattering slit)：1˚。 受光狹縫：0.3mm。
[濺鍍靶的評價]
[比電阻值分布]
圖10係顯示濺鍍靶的深度方向中的比電阻值的分布之圖表。
在藉由燒製氛圍以及燒製條件的調整作為製品所使用的範圍內，可製造在濺鍍靶表面起的深度方向(厚度方向)處均一的比電阻值(體比電阻)的氧化物靶。由於比電阻值在深度方向處均一，因此從成膜開始時至結束時形成有同質的膜。例如，厚度方向中的體比電阻值係相對於體比電阻值的平均值收斂在0.8以上至1.2以下。
在此，作為原料粉末中的氧化鍺粉末，係可使用六方晶的氧化鍺(GeO2 )與正方晶的氧化鍺(GeO2 )的混合粉末，亦可僅使用六方晶的氧化鍺(GeO2 )。在此，在使用了氧化鍺的混合粉末之情形中，使用已將六方晶的主峰與正方晶的主峰之間的強度比(正方晶／六方晶)調整至0.15以下的氧化鍺粉末。此外，使用立方晶的氧化銦(In2 O3 )作為氧化銦粉末，使用正方晶的氧化錫(SnO2 )作為氧化錫粉末。
然而，如上所述，相較於六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末，藉由使用已增加六方晶的氧化鍺的成分的混合粉末，能獲得深度方向中的比電阻值更均一的燒結體。例如，在僅使用了六方晶的氧化鍺的氧化鍺粉末之情形中，厚度方向中的體比電阻值係相對於體比電阻值的平均值收斂在0.97以上至1.05以下。
[相對密度]
[表1] [六方晶的氧化鍺]
燒製溫度(℃) 1400 1450 1500 1550 1600
相對密度(%) 85 94 98 99 100
比電阻(mΩ．cm) - 10 4 2 1
[六方晶的氧化鍺＋正方晶的氧化鍺]
燒製溫度(℃) 1400 1450 1500 1550 1600
相對密度(%) 83 90 96 98 99
比電阻(mΩ．cm) - - 6 3 2
表1係顯示燒製溫度(℃)與相對密度(%)的關係之表。此外，在表1中，作為六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末，使用六方晶的主峰與正方晶的主峰之間的強度比(正方晶／六方晶)比0.15還大的六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末。
可知作為原料粉末中的氧化鍺粉末，相較於六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末(表1中的下段)，藉由僅使用六方晶的氧化鍺(表1中的上段)能提升燒結體的相對密度。此外，將燒製溫度設定成1500℃以上，藉此能獲得具有97%以上的相對密度的燒結體。再者，將燒製溫度設定成1500℃以上，藉此燒結體的比電阻變成10 mΩ．cm以下。
[結晶構造]
圖11係燒結體的XRD測定結果。
在圖11中，於最上段顯示氧化物燒結體的XRD圖案，從XRD圖案往下依序顯示源自In2 O3 相、In2 (Ge2 O7 )相、In4 Sn3 O12 的各個固相的峰位置(2θ)。
從圖11所示的燒結體的XRD結果可知濺鍍靶係包含In－O相、In－Sn－O相以及In－Ge－O相的至少一個化合物相。
圖12係GeO2 原料粉末的XRD測定結果。
於圖12的最上段顯示六方晶的GeO2 原料粉末的XRD圖案，最上段的下方顯示將六方晶的GeO2 原料粉末浸泡於純水中十二小時後再經過乾燥的六方晶的GeO2 原料粉末的XRD圖案，在更下方顯示源自六方晶的GeO2 相的峰位置(2θ)。
圖12的結果係顯示浸水前以及浸水後經過乾燥的六方晶的GeO2 原料粉末的XRD圖案未變化之情形。亦即，意味著在本實施形態的製造方法中利用包含六方晶的GeO2 原料粉末的漿料乃是有效的。
圖13係顯示造粒粉末的加熱溫度與燒結體的收縮率之間的關係之圖表。
在已加熱造粒粉末時的TMA(Thermomechanical Analyzer；熱機械分析裝置)結果(收縮率)中，可知因為原料粉末中的GeO2 原料粉末的結晶的種類造成差異。例如，作為氧化鍺的原料粉末，相較於使用了六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末之情形，在僅使用了六方晶的氧化鍺之情形中收縮率係變高。在此，作為六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末，使用六方晶的主峰與正方晶的主峰之間的強度比(正方晶／六方晶)比0.15還大的六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末(以下皆相同)。亦即，作為氧化鍺的原料粉末，在僅使用了六方晶的氧化鍺之情形中，可知收縮率變得更高從而提升燒結性。
圖14中的(a)、(b)係顯示濕式粉碎後的一次粒子的粒徑分布之圖表。於圖14中的(a)顯示使用了六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末作為原料粉末中的氧化鍺的原料粉末之情形的結果，於圖14中的(b)顯示僅使用了六方晶的氧化鍺作為原料粉末中的氧化鍺的原料粉末之情形的結果。
如圖14中的(a)、(b)所示，相較於使用了六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末作為原料粉末中的氧化鍺的原料粉末之情形相比，僅使用了六方晶的氧化鍺作為原料粉末中的氧化鍺的原料粉末之情形的粒徑小且粉碎性提升。
圖15中的(a)、(b)為燒結體的研磨表面的電子顯微鏡影像。於圖15中的(a)顯示使用了六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末作為原料粉末中的氧化鍺的原料粉末之情形的結果，於圖15中的(b)顯示僅使用了六方晶的氧化鍺作為原料粉末中的氧化鍺的原料粉末之情形的結果。圖15中的(a)、(b)中的燒製條件係相同。
如圖15中的(a)、(b)所示，相較於使用了六方晶的氧化鍺與正方晶的氧化鍺的混合粉末作為原料粉末中的氧化鍺的原料粉末之情形(圖15中的(a))，僅使用了六方晶的氧化鍺作為原料粉末中的氧化鍺的原料粉末之情形的粒徑係變小，能獲得原料粉末的分散性高的燒結體(圖15中的(b))。
圖16係顯示利用了本實施形態的靶的薄膜電晶體的構成之概略剖視圖。在本實施形態中，將所謂的底閘極型的場效型電晶體作為例子來說明。
[薄膜電晶體]
本實施形態的薄膜電晶體100係具有閘極電極11、閘極絕緣膜12、活性層13、源極電極14S以及汲極電極14D。
閘極電極11係由形成於基材10的表面的導電膜所構成。典型而言，基材10為透明的玻璃基板。典型而言，閘極電極11係由鉬(Mo)、鈦 (Ti)、鋁(Al)、銅(Cu)等金屬單層膜或者金屬多層膜所構成，且例如藉由濺鍍法所形成。在本實施形態中，閘極電極11係由鉬所構成。閘極電極11的厚度並未特別限定，例如為200nm。閘極電極11係例如藉由濺鍍法、真空蒸鍍法等進行成膜。
活性層13係作為薄膜電晶體100的通道層而發揮作用。活性層13的膜厚係例如為10nm至200nm。活性層13係由包含In(銦)、Sn(錫)以及Ge(鍺)之In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜所構成。活性層13係例如藉由濺鍍法所成膜。針對上述氧化物半導體薄膜的具體性的組成係容後述。
閘極絕緣膜12係形成於閘極電極11與活性層13之間。閘極絕緣膜12係例如由氧化矽膜(SiOx)、氮化矽膜(SiNx)或者氧化矽膜(SiOx)與氮化矽膜(SiNx)的積層膜所構成。成膜方法並未特別限定，係可為CVD(chemical vapor phase deposition；化學氣相沈積)法，亦可為濺鍍法、蒸鍍法等。閘極絕緣膜12的厚度並未特別限定，例如為200nm至400nm。
源極電極14S以及汲極電極14D係相互分開地形成於活性層13上。源極電極14S以及汲極電極14D係例如能由鋁、鉬、銅、鈦等金屬單層膜或者這些金屬的多層膜所構成。如後所述，源極電極14S以及汲極電極14D係能藉由將金屬膜予以圖案化而同時地形成。該金屬膜的厚度係例如為100nm至200nm。源極電極14S以及汲極電極14D係例如藉由濺鍍法、真空蒸鍍法等進行成膜。
源極電極14S以及汲極電極14D係被保護膜15被覆。保護膜15係例如由氧化矽膜、氮化矽膜或者氧化矽膜與氮化矽膜的積層膜等電性絕緣材料所構成。保護膜15係用以將包含活性層13之構件部與外氣阻隔。保護膜15的膜厚並未特別限定，例如為100nm至300nm。保護膜15係例如藉由CVD法進行成膜。
形成保護膜15後，實施退火處理。藉此，活性層13被活性化。退火條件並未特別限定，在本實施形態中在大氣中以約300℃實施一小時。
於保護膜15的適當位置設置有層間連接孔，該層間連接孔係用以將源極電極14S以及汲極電極14D與配線層(未圖示)連接。上述配線層係用以將薄膜電晶體100朝未圖示的周邊電路連接，且例如由ITO等透明導電膜所構成。
[實驗例] 使用濺鍍靶(ψ4吋×6mmt)，藉由濺鍍法分別形成In－Sn－Ge－O系氧化物薄膜，使用霍爾效應測定器評價這些膜的基本的電性特性(移動率、載體濃度)。
移動率以及載體濃度係將剛成膜後的氧化物半導體薄膜在大氣中以350℃退火一小時後藉由霍爾效應測定器進行測定所得。結晶性係使用X線繞射測定裝置測定薄膜的X線繞射圖案，在確認到有意義的峰之情形中評價成結晶質，在為未具有有意義的峰之寬幅(broad)的圖案(暈環圖案(halo pattern))之情形中評價成非晶質。
作為成膜條件，基板溫度設定成100℃，濺鍍氣體設定成氬以及氧的混合氣體(氧含有比率為7%)，膜厚設定成50nm。
[實驗例1]
[樣品號碼2-1] 使用In－Sn－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In以及Sn的合計量之原子比分別為：In為94.7原子%，Sn為5.3原子%。所獲得的薄膜為結晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為31.0cm2 ／Vs，載體濃度為6.4E＋20(6.4×1020 )／cm3 。
[樣品號碼2-2] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為90.2原子%，Sn為4.9原子%，Ge為4.9原子%。所獲得的薄膜為結晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為36.5cm2 ／Vs，載體濃度為1.6E＋20(1.6×1020 )／cm3 。
[樣品號碼2-3] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為88.5原子%，Sn為4.5原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為33.2cm2 ／Vs，載體濃度為9.8E＋18(9.8×1018 )／cm3 。
[樣品號碼2-4] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為83.5原子%，Sn為4.3原子%，Ge為12.2原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為31.7cm2 ／Vs，載體濃度為7.4E＋18(7.4×1018 )／cm3 。
[樣品號碼2-5] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為77.1原子%，Sn為4.2原子%，Ge為18.7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為24.5cm2 ／Vs，載體濃度為8.9E＋18(8.9×1018 )／cm3 。
[樣品號碼2-6] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為71.9原子%，Sn為4原子%，Ge為24.1原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為17.1cm2 ／Vs，載體濃度為9.5E＋17(9.5×1017 )／cm3 。
[樣品號碼2-7] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為55.5原子%，Sn為4.5原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為10.2cm2 ／Vs，載體濃度為4.5E＋16(4.5×1016 )／cm3 。
將實驗例1的結果彙整地顯示於表2。
[表2]
號碼 組成at% 載體濃度 (／cm3 ) 移動率(cm2 ／Vs) 非晶質
In Sn Ge
2-1 94.7 5.3 0 6.4E＋20 31.0 ╳
2-2 90.2 4.9 4.9 1.6E＋20 36.5 ╳
2-3 88.5 4.5 7 9.8 E＋18 33.2 ○
2-4 83.5 4.3 12.2 7.4E＋18 31.7 ○
2-5 77.1 4.2 18.7 8.9E＋18 24.5 ○
2-6 71.9 4 24.1 9.5E＋17 17.1 ○
2-7 55.5 4.5 40 4.5E＋16 10.2 ○
[實驗例2]
[樣品號碼3-1] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為88原子%，Sn為7原子%，Ge為50原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為31.5cm2 ／Vs，載體濃度為2.9E＋20(2.9×1020 )／cm3 。
[樣品號碼3-2] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為86原子%，Sn為7原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為30.2cm2 ／Vs，載體濃度為1.0E＋19(1.0×1019 )／cm3 。
[樣品號碼3-3] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為80原子%，Sn為7原子%，Ge為13原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為27.1cm2 ／Vs，載體濃度為7.3E＋18(7.3×1018 )／cm3 。
[樣品號碼3-4] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為53原子%，Sn為7原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為11.0cm2 ／Vs，載體濃度為8.1E＋16(8.1×1016 )／cm3 。
將實驗例2的結果彙整地顯示於表3。
[表3]
號碼 組成at% 載體濃度 (／cm3 ) 移動率(cm2 ／Vs) 非晶質
In Sn Ge
3-1 88 7 5 2.9E＋20 31.5 ○
3-2 86 7 7 1.0E＋19 30.2 ○
3-3 80 7 13 7.3E＋18 27.1 ○
3-4 53 7 40 8.1E＋16 11.0 ○
[實驗例3]
[樣品號碼4-1] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為77.1原子%，Sn為18原子%，Ge為4.9原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為31.5cm2 ／Vs，載體濃度為5.2E＋20(5.2×1020 )／cm3 。
[樣品號碼4-2] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為75原子%，Sn為18原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為32.0cm2 ／Vs，載體濃度為3.1E＋19(3.1×1019 )／cm3 。
[樣品號碼4-3] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為71.4原子%，Sn為18原子%，Ge為10.6原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為31.6cm2 ／Vs，載體濃度為1.7E＋19(1.7×1019 )／cm3 。
[樣品號碼4-4] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為42原子%，Sn為18原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為10.5cm2 ／Vs，載體濃度為6.6E＋11(6.6×1011 )／cm3 。
將實驗例3的結果彙整地顯示於表4。
[表4]
號碼 組成at% 載體濃度 (／cm3 ) 移動率(cm2 ／Vs) 非晶質
In Sn Ge
4-1 77.1 18 4.9 5.2E＋20 31.5 ○
4-2 75 18 7 3.1E＋19 32.0 ○
4-3 71.4 18 10.6 1.7E＋19 31.6 ○
4-4 42 18 40 6.6E＋11 10.5 ○
[實驗例4]
[樣品號碼5-1] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為67原子%，Sn為30原子%，Ge為3原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為30.2cm2 ／Vs，載體濃度為5.6E＋20(5.6×1020 )／cm3 。
[樣品號碼5-2] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為63原子%，Sn為30原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為32.8cm2 ／Vs，載體濃度為3.3E＋19(3.3×1019 )／cm3 。
[樣品號碼5-3] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為60原子%，Sn為30原子%，Ge為10原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為30.0cm2 ／Vs，載體濃度為1.5E＋19(1.5×1019 )／cm3 。
[樣品號碼5-4] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為30原子%，Sn為30原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為11.5cm2 ／Vs，載體濃度為7.7E＋16(7.7×1016 )／cm3 。
將實驗例4的結果彙整地顯示於表5。
[表5]
號碼 組成at% 載體濃度 (／cm3 ) 移動率(cm2 ／Vs) 非晶質
In Sn Ge
5-1 67 30 3 5.6E＋20 30.2 ○
5-2 63 30 7 3.3E＋19 32.8 ○
5-3 60 30 10 1.5E＋19 30.0 ○
5-4 30 30 40 7.7E＋16 11.5 ○
[實驗例5]
[樣品號碼6-1] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為36原子%，Sn為60原子%，Ge為4原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為25.2cm2 ／Vs，載體濃度為6.0E＋20(6.0×1020 )／cm3 。
[樣品號碼6-2] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為33原子%，Sn為60原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為18.2cm2 ／Vs，載體濃度為2.2E＋19(2.2×1019 )／cm3 。
[樣品號碼6-3] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為31原子%，Sn為60原子%，Ge為9原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為11.3cm2 ／Vs，載體濃度為1.6E＋19(1.6×1019 )／cm3 。
[樣品號碼6-4] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為2原子%，Sn為58原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為3.5cm2 ／Vs，載體濃度為7.3E＋16(7.3×1016 )／cm3 。
將實驗例5的結果彙整地顯示於表6。
[表6]
號碼 組成at% 載體濃度 (／cm3 ) 移動率(cm2 ／Vs) 非晶質
In Sn Ge
6-1 36 60 4 6.0E＋20 25.2 ○
6-2 33 60 7 2.2E＋19 18.2 ○
6-3 31 60 9 1.6E＋19 11.3 ○
6-4 2 58 40 7.3E＋16 3.5 ○
[實驗例6]
[樣品號碼7-1] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為91原子%，Sn為2原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為結晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為35.2cm2 ／Vs，載體濃度為8.9E＋19(8.9×1019 )／cm3 。
[樣品號碼7-2] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為89原子%，Sn為4原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為33.2cm2 ／Vs，載體濃度為9.8E＋18(9.8×1018 )／cm3 。
[樣品號碼7-3] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為86原子%，Sn為7原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為30.2cm2 ／Vs，載體濃度為1.0E＋19(1.0×1019 )／cm3 。
[樣品號碼7-4] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為73原子%，Sn為20原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為32.0cm2 ／Vs，載體濃度為3.1E＋19(3.1×1019 )／cm3 。
[樣品號碼7-5] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為63原子%，Sn為30原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為30.8cm2 ／Vs，載體濃度為3.3E＋19(3.3×1019 )／cm3 。
[樣品號碼7-6] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為33原子%，Sn為60原子%，Ge為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為18.2cm2 ／Vs，載體濃度為2.2E＋19(2.2×1019 )／cm3 。
將實驗例6的結果彙整地顯示於表7。
[表7]
號碼 組成at% 載體濃度 (／cm3 ) 移動率(cm2 ／Vs) 非晶質
In Sn Ge
7-1 91 2 7 8.9E＋19 35.2 ╳
7-2 89 4 7 9.8E＋18 33.2 ○
7-3 86 7 7 1.0E＋19 30.2 ○
7-4 73 20 7 3.1E＋19 32.0 ○
7-5 63 30 7 3.3E＋19 30.8 ○
7-6 33 60 7 2.2E＋19 18.2 ○
[實驗例7]
[樣品號碼8-1] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為58原子%，Sn為2原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為8.2cm2 ／Vs，載體濃度為3.8E＋16(3.8×1016 )／cm3 。
[樣品號碼8-2] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為56原子%，Sn為4原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為10.2cm2 ／Vs，載體濃度為4.5E＋16(4.5×1016 )／cm3 。
[樣品號碼8-3] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為53原子%，Sn為7原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為11.0cm2 ／Vs，載體濃度為8.1E＋16(8.1×1016 )／cm3 。
[樣品號碼8-4] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為40原子%，Sn為20原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為10.5cm2 ／Vs，載體濃度為6.6E＋16(6.6×1016 )／cm3 。
[樣品號碼8-5] 使用In－Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為30原子%，Sn為30原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為11.5cm2 ／Vs，載體濃度為7.7E＋16(7.7×1016 )／cm3 。
[樣品號碼8-6] 使用Sn－Ge－O靶，在玻璃基板上製作Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：Sn為60原子%，Ge為40原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為3.5cm2 ／Vs，載體濃度為7.3E＋16(7.3×1016 )／cm3 。
將實驗例7的結果彙整地顯示於表8。
[表8]
號碼 組成at% 載體濃度 (／cm3 ) 移動率(cm2 ／Vs) 非晶質
In Sn Ge
8-1 58 2 40 3.8E＋16 8.2 ○
8-2 56 4 40 4.5E＋16 10.2 ○
8-3 53 7 40 8.1E＋16 11.0 ○
8-4 40 20 40 6.6E＋16 10.5 ○
8-5 30 30 40 7.7E＋16 11.5 ○
8-6 0 60 40      7.3E＋16 3.5 ○
[實驗例8]
[樣品號碼9-1] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第一元素(α)的Ti之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ti－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ti－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ti的合計量之原子比分別為：In為80原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ti為3原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為21.8cm2 ／Vs，載體濃度為2.3E＋18(2.3×1018 )／cm3 。
[樣品號碼9-2] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第一元素(α)的Ti之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ti－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ti－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ti的合計量之原子比分別為：In為79原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ti為4原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為18.8cm2 ／Vs，載體濃度為1.9E＋18(1.9×1018 )／cm3 。
[樣品號碼9-3] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第一元素(α)的Ti之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ti－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ti－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ti的合計量之原子比分別為：In為76原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ti為7原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為15.0cm2 ／Vs，載體濃度為7.9E＋17(7.9×1017 )／cm3 。
[樣品號碼9-4] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第一元素(α)的Ti之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ti－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ti－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ti的合計量之原子比分別為：In為71原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ti為12原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為6.5cm2 ／Vs，載體濃度為1.2E＋17(1.2×1017 )／cm3 。
[樣品號碼9-5] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第一元素(α)的Ca之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ca－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ca－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ca的合計量之原子比分別為：In為82原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ca為1原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為25.9cm2 ／Vs，載體濃度為9.0E＋18(9.0×1018 )／cm3 。
[樣品號碼9-6] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第一元素(α)的Ca之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ca－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ca－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ca的合計量之原子比分別為：In為80原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ca為3原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為20.5cm2 ／Vs，載體濃度為3.4E＋18(3.4×1018 )／cm3 。
[樣品號碼9-7] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第一元素(α)的Ca之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ca－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ca－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ca的合計量之原子比分別為：In為78原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ca為5原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為18.9cm2 ／Vs，載體濃度為1.9E＋18(1.9×1018 )／cm3 。
[樣品號碼9-8] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第一元素(α)的Ca之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ca－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ca－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ca的合計量之原子比分別為：In為71原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ca為12原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為8.9cm2 ／Vs，載體濃度為6.1E＋17(6.1×1017 )／cm3 。
[樣品號碼9-9] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第二元素(β)的Ga之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ga－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ga－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ga的合計量之原子比分別為：In為79.5原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ga為3.5原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為26.6cm2 ／Vs，載體濃度為7.2E＋18(7.2×1018 )／cm3 。
[樣品號碼9-10] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第二元素(β)的Ga之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ga－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ga－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ga的合計量之原子比分別為：In為75.6原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ga為7.4原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為22.4cm2 ／Vs，載體濃度為3.6E＋18(3.6×1018 )／cm3 。
[樣品號碼9-11] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第二元素(β)的Ga之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ga－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ga－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ga的合計量之原子比分別為：In為69.7原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ga為13.3原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為17.6cm2 ／Vs，載體濃度為2.4E＋18(2.4×1018 )／cm3 。
[樣品號碼9-12] 使用在In－Sn－Ge－O系材料添加了作為第二元素(β)的Ga之靶，在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－Ga－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－Ga－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn、Ge以及Ga的合計量之原子比分別為：In為59原子%，Sn為7原子%，Ge為10原子%，Ga為24原子%。所獲得的薄膜為非晶質。評價所製作的氧化物半導體薄膜的電性特性之結果，移動率為10.2cm2 ／Vs，載體濃度為1.0E＋18(1.0×1018 )／cm3 。
將實驗例8的結果彙整地顯示於表9。
[表9]
號碼 組成at% 載體濃度 (／cm3 ) 移動率 (cm2 ／Vs)
In Sn Ge α／β
9-1 80 7 10 Ti 3 2.3E＋18 21.8
9-2 79 7 10 Ti 4 1.9E＋18 18.8
9-3 76 7 10 Ti 7 7.9E＋17 15.0
6-4 71 7 10 Ti 12 1.2E＋17 6.5
9-5 82 7 10 Ca 1 9.0E＋18 25.9
9-6 80 7 10 Ca 3 3.4E＋18 20.5
9-7 78 7 10 Ca 5 1.9E＋18 18.9
9-8 71 7 10 Ca 12 6.1E＋17 8.9
9-9 79.5 7 10 Ga 3.5 7.2E＋18 26.6
9-10 75.6 7 10 Ga 7.4 3.6E＋18 22.4
9-11 69.7 7 10 Ga 13.3 2.4E＋18 17.6
9-12 59 7 10 Ga 24 1.0E＋18 10.2
依據實驗例1至實驗例8的結果，存在In的含有量愈多則移動率愈變高之傾向，且存在Ge的含有量愈多則載體濃度愈變低之傾向。尤其是將Ge的含有量設定成7原子%以上，藉此能將膜中的載體濃度抑制在1019 ／cm3 等級以下。此外，將Ge的含有量設定成40原子%以下，藉此能獲得約20 cm2 ／Vs至35 cm2 ／Vs的高移動率。此外，將Ge的含有量抑制在40原子%以下，藉此容易獲得10 cm2 ／Vs以上的移動率。
另一方面，Sn的含有量愈多則愈容易獲得非晶質的薄膜，例如將Sn的含有量設定成4原子%以上，藉此即使是Ge的含有量為7原子%的樣品亦能獲得非晶質的薄膜(參照樣品2-3)。再者，Sn的含有量愈多則愈能抑制移動率伴隨著Ge的含有量的增加而降低。Sn的含有量係適合因應Ge的含有量而最佳化，為了確保10 cm2 ／Vs以上的移動率，Sn的含有量較佳為60原子%以下。
再者，依據實驗例8的結果，由於第一元素(α)或者第二元素(β)的含有量愈多則載體濃度愈降低，因此確認到在In－Sn－Ge系的氧化物半導體中作為載體抑制劑發揮作用。此外，由於移動率亦會因為第一元素(α)或者第二元素(β)的添加而降低，因此為了確保10 cm2 ／Vs以上的移動率，較佳為第一元素(α)的含有量為10原子%以下且第二元素(β)的含有量為25原子%以下。此外，第一元素(α)或者第二元素(β)的最小含有量只要為能確認作為載體抑制劑的功效之量則無特別限定，亦可為1原子%以下。
[實驗例9]
[樣品號碼10-1] 使用In－Sn－Ge－O靶，以濺鍍法在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為83原子%，Sn為10原子%，Ge為7原子%。將所製作的氧化物半導體薄膜作為活性層並製作如圖16所示的構造的薄膜電晶體，評價各種電晶體特性(移動率、臨限值電壓(Vth)、PBTS(ΔVth)、NBTS(ΔVth))。
PBTS(ΔVth)為在60℃的溫度下施加＋30V的閘極電壓60分鐘後的臨限值電壓的變化量。 NBTS(ΔVth)為在60℃的溫度下施加－30V的閘極電壓60分鐘後的臨限值電壓的變化量。 作為成膜條件，基板溫度為100℃，濺鍍氣體為氬以及氧的混合氣體(氧含有率比率為7%)，膜厚為50nm。
評價的結果，移動率為44.3cm2 ／Vs，臨限值電壓(Vth)為3.6V，PBTS(Vth)為＋0.6V，NBTS(Vth)為－1.0V。
[樣品號碼10-2] 使用In－Sn－Ge－O靶，以濺鍍法在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為73原子%，Sn為20原子%，Ge為7原子%。將所製作的氧化物半導體薄膜作為活性層並製作如圖16所示的構造的薄膜電晶體，評價各種電晶體特性(移動率、臨限值電壓(Vth)、PBTS(ΔVth)、NBTS(ΔVth))。 評價的結果，移動率為40.2cm2 ／Vs，臨限值電壓(Vth)為3.5V，PBTS(Vth)為＋0.6V，NBTS(Vth)為－1.4V。
[樣品號碼10-3] 使用In－Sn－Ge－O靶，以濺鍍法在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為75原子%，Sn為10原子%，Ge為15原子%。將所製作的氧化物半導體薄膜作為活性層並製作如圖16所示的構造的薄膜電晶體，評價各種電晶體特性(移動率、臨限值電壓(Vth)、PBTS(ΔVth)、NBTS(ΔVth))。 評價的結果，移動率為37.2cm2 ／Vs，臨限值電壓(Vth)為3.8V，PBTS(Vth)為＋0.7V，NBTS(Vth)為－0.9V。
[樣品號碼10-4] 使用In－Sn－Ge－O靶，以濺鍍法在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為65原子%，Sn為20原子%，Ge為15原子%。將所製作的氧化物半導體薄膜作為活性層並製作如圖16所示的構造的薄膜電晶體，評價各種電晶體特性(移動率、臨限值電壓(Vth)、PBTS(ΔVth)、NBTS(ΔVth))。 評價的結果，移動率為31.2cm2 ／Vs，臨限值電壓(Vth)為4.0V，PBTS(Vth)為＋0.6V，NBTS(Vth)為－1.0V。
[樣品號碼10-5] 使用In－Sn－Ge－O靶，以濺鍍法在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為70原子%，Sn為10原子%，Ge為20原子%。將所製作的氧化物半導體薄膜作為活性層並製作如圖16所示的構造的薄膜電晶體，評價各種電晶體特性(移動率、臨限值電壓(Vth)、PBTS(ΔVth)、NBTS(ΔVth))。 評價的結果，移動率為20.1cm2 ／Vs，臨限值電壓(Vth)為4.1V，PBTS(Vth)為＋1.0V，NBTS(Vth)為－0.7V。
[樣品號碼10-6] 使用In－Sn－Ge－O靶，以濺鍍法在玻璃基板上製作In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜，該In－Sn－Ge－O系氧化物半導體薄膜的各個元素佔據In、Sn以及Ge的合計量之原子比分別為：In為60原子%，Sn為20原子%，Ge為20原子%。將所製作的氧化物半導體薄膜作為活性層並製作如圖16所示的構造的薄膜電晶體，評價各種電晶體特性(移動率、臨限值電壓(Vth)、PBTS(ΔVth)、NBTS(ΔVth))。 評價的結果，移動率為19.8cm2 ／Vs，臨限值電壓(Vth)為4.2V，PBTS(Vth)為＋0.9V，NBTS(Vth)為－0.6V。
將實驗例9的結果彙整地顯示於表10。
[表10]
號碼 組成at% 移動率 (cm2 ／Vs) Vth (V) PBTS (ΔVth) NBTS (ΔVth)
In Sn Ge
10-1 83 10 7 44.3 3.6 0.6 －1.0
10-2 73 20 7 40.2 3.5 0.6 －1.4
10-3 75 10 15 37.2 3.8 0.7 －0.9
10-4 65 20 15 31.2 4.0 0.6 －1.0
10-5 70 10 20 20.1 4.1 1.0 －0.7
10-6 60 20 20 19.8 4.2 0.9 －0.6
依據實驗例9的結果，確認到在將Ge的含有量為7原子%以上之In－Sn－Ge系氧化物半導體薄膜使用於活性層的薄膜電晶體中能獲得約20 cm2 ／Vs以上的高移動率。此外，確認到成為切換動作的可靠性的指標之PBTS特性以及NBTS特性皆為良好的值。
以上雖然已說明本發明的實施形態，然而本發明並未僅限定於上述實施形態，當然能施加各種變更。
例如雖然在上述實施形態中以所謂底閘極型(逆交錯(inversely-staggered)型)的電晶體為例子進行說明，但本發明亦可應用於頂閘極型(交錯型)的薄膜電晶體。
此外，上述薄膜電晶體係能作為液晶顯示器或者有機EL顯示器等主動矩陣(active matrix)型顯示面板用的TFT來使用。除此之外，上述薄膜電晶體係能作為各種半導體裝置或者電子機器的電晶體元件來使用。
以上，對本發明的實施形態進行了說明，但本發明並非僅限定於上述的實施形態，當然能夠施加各種變更。各實施形態不限於獨立的形態，只要技術上允許則能夠進行複合。
10:基材 11:閘極電極 12:閘極絕緣膜 13:活性層 14S:源極電極 14D:汲極電極 15:保護膜 100:薄膜電晶體
[圖1]係顯示針對以濺鍍法所成膜的In－Ge－O系材料中的Ge的含有量(原子%)以及所獲得的薄膜的結晶性進行評價的實驗結果之圖表(graphical chart)。 [圖2]係顯示藉由霍爾效應測定器(Hall effect measuring apparatus)測定各個樣品的移動率的測定結果之圖表。 [圖3] 係顯示藉由霍爾效應測定器測定各個樣品的載體濃度的測定結果之圖表。 [圖4]係顯示In－Sn－Ge－O系材料中的結晶性的Sn濃度依存性之圖表。 [圖5]係顯示In－Sn－Ge－O系材料中的移動率的Sn濃度依存性之圖表。 [圖6]係顯示將Sn的含有量固定於5原子%所成膜的In－Sn－Ge－O系材料中的移動率的Ge濃度依存性之圖表。 [圖7]係顯示將Sn的含有量固定於5原子%所成膜的In－Sn－Ge－O系材料中的載體濃度的Ge濃度依存性之圖表。 [圖8]係顯示針對將Ge的含有量固定於5原子%並將Sn的含有量調整成5原子%、20原子%以及40原子%時的薄膜的結晶性的評價結果之圖表。 [圖9]係顯示本實施形態的濺鍍靶的製造工序之流程圖。 [圖10]係顯示濺鍍靶的深度方向中的比電阻值的分布之圖表。 [圖11]係燒結體的XRD(X-ray diffraction；X射線繞射)測定結果。 [圖12]係GeO2 原料粉末的XRD測定結果。 [圖13]係顯示造粒粉末的加熱溫度與燒結體的收縮率之間的關係之圖表。 [圖14]係顯示濕式粉碎後的一次粒子的粒徑分布之圖表。 [圖15]係燒結體的研磨表面的電子顯微鏡影像。 [圖16]係顯示利用了本實施形態的濺鍍靶之薄膜電晶體的構成之概略剖視圖。

Claims (11)

  1. 一種濺鍍靶，係由包含銦、錫以及鍺之氧化物燒結體所構成； 鍺相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.07以上至0.40以下； 錫相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.04以上至0.60以下。
  2. 如請求項1所記載之濺鍍靶，其中銦相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.3以上； 鍺相對於銦、錫以及鍺的總和之原子比為0.10以上至0.25以下。
  3. 如請求項1或2所記載之濺鍍靶，其中前述氧化物燒結體係進一步含有從矽、鈦、鎂、鈣、鋇、鋯、鋁、鎢、鉭、鉿以及硼所選擇的至少一個元素的第一元素。
  4. 如請求項3所記載之濺鍍靶，其中前述第一元素相對於銦、錫、鍺以及前述第一元素的總和之原子比為0.10以下。
  5. 如請求項1或2所記載之濺鍍靶，其中前述氧化物燒結體係進一步含有從鍶、鎵以及鋅所選擇的至少一個元素的第二元素。
  6. 如請求項5所記載之濺鍍靶，其中將前述第二元素設為β時，前述第二元素相對於銦、錫、鍺以及前述第二元素的總和之原子比為0.25以下。
  7. 如請求項1或2所記載之濺鍍靶，其中相對密度為97%以上。
  8. 如請求項1或2所記載之濺鍍靶，其中比電阻值為0.1mΩ．cm以上至10mΩ．cm以下。
  9. 如請求項1或2所記載之濺鍍靶，其中厚度方向中的比電阻值相對於體比電阻值的平均值收斂在0.8以上至1.2以下。
  10. 如請求項1或2所記載之濺鍍靶，其中前述氧化物燒結體係包含銦－氧相、銦－錫－氧相以及銦－鍺－氧相的至少一個化合物相。
  11. 一種濺鍍靶的製造方法，係混合氧化銦粉末、氧化錫粉末以及氧化鍺粉末形成成形體，在1500℃以上至1600℃以下的氧氛圍中燒製前述成形體，製造具有氧化物燒結體的濺鍍靶。
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