TWI498436B - InGa-Zn-O oxide sintered body sputtering target with excellent stability at long time - Google Patents

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TWI498436B TW099140075A TW99140075A TWI498436B TW I498436 B TWI498436 B TW I498436B TW 099140075 A TW099140075 A TW 099140075A TW 99140075 A TW99140075 A TW 99140075A TW I498436 B TWI498436 B TW I498436B
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Description

長期成膜時穩定性優異之InGa-Zn-O系氧化物燒結體濺鍍靶材
本發明係關於一種氧化物半導體或透明導電膜等氧化物薄膜製作用，尤其是薄膜電晶體製作用之濺鍍靶材。
含有氧化銦及氧化鋅，或者含有氧化銦、氧化鋅及氧化鎵之非晶質氧化物膜具有可見光穿透性，且具有導電體、半導體至絕緣體之廣泛電氣特性，因此著眼於用作透明導電膜或(薄膜電晶體等所使用之)半導體膜。
作為上述氧化物膜之成膜方法，有濺鍍、脈衝雷射沈積(PLD，pulsed laser deposition)、蒸鍍等物理成膜，或者溶膠凝膠法等化學成膜，作為可於相對低溫下均勻形成大面積之膜的方法，目前正圍繞濺鍍法等物理成膜進行研究。
於藉由濺鍍等物理成膜形成氧化物薄膜時，為了均勻、穩定、高效(以較高之成膜速度)地形成膜，通常使用包含氧化物燒結體之靶材。
作為具代表性之氧化物膜(導電膜‧半導體膜)，例如可列舉含有氧化銦、氧化鋅、氧化鎵之氧化物膜。作為用以製作該等氧化物膜(通常為非晶質膜)之靶材(主要為濺鍍靶材)，目前正圍繞InGaZnO4 、In2 Ga2 ZnO7 等眾所周知之結晶型之組成或者與其接近之組成的靶材進行研究。
例如，專利文獻1中揭示有具有InGaZnO4 (InGaO3 (ZnO))之同源結構之靶材。又，專利文獻2中，對不生成絕緣性較高之Ga2 O3 結晶相之製造法進行了研究。又，專利文獻3及4中揭示有以ZnO作為主成分之濺鍍靶材，但僅對光記錄媒體用、透明電極用進行了研究，未對使用上述靶材形成薄膜電晶體時對電晶體特性之影響進行研究。又，專利文獻5中對含有InGaZnO4 之六方晶層狀化合物與ZnGa2 O4 之尖晶石結構之混合物的靶材等有效利用混合物之特性的靶材之開發進行了研究。然而，該等研究中並未對靶材之表面與內部之結晶型等之性狀進行研究，亦未對使該等結晶型一致進行研究。
又，專利文獻6中揭示有使用金屬組成比In：Ga：Zn=30：15：55之In-Ga-Zn-O燒結體而形成非晶質氧化物半導體膜及薄膜電晶體的例子。但是，未對適宜之濺鍍靶材之性狀或製造方法進行研究，若使用上述燒結體作為靶材，則存在薄膜之Ga之含有比率極度減少至靶材之Ga之含有比率的三分之二之程度的問題。此情況提示靶材內包括組成之各種性狀存在較大分佈，但對靶材性狀之均勻性尚無研究。
隨著使用濺鍍靶材來製作薄膜電晶體步入實用化，其與先前使用藉由供氣之電漿輔助化學氣相沈積(PECVD，Plasma-Enhanced Chemical Vapor Deposition)來製作矽系薄膜電晶體不同，如下問題變得明顯：由於係使用一個靶材長期連續濺鍍，會使所獲得之薄膜之特性發生變化或成膜速度等發生變動，從而使薄膜電晶體之性能發生變化，或必需微調成膜條件等長期成膜時不穩定之問題。又，亦明確與形成透明導電膜之情形相比，以薄膜電晶體(TFT，thin-film transistor)為代表之半導體元件尤其明顯受到該問題影響。如上所述，對於用以製作氧化物薄膜之靶材已有各種研究，但尚未考慮到長期使用一個靶材形成膜時所獲得之薄膜之性狀、以及薄膜電晶體之性能的穩定性。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2007-73312號公報
專利文獻2：日本專利特開2007-223849號公報
專利文獻3：WO 2004/079038
專利文獻4：日本專利3644647號公報
專利文獻5：WO 2008/072486
專利文獻6：日本專利特開2008-53356號公報
本發明之目的在於提供一種長期成膜時，所獲得之薄膜之特性之穩定性優異的濺鍍靶材。
為了實現上述目的，本發明者等人反覆進行努力研究，結果發現：長期成膜時薄膜特性之不穩定性係由長期連續濺鍍導致靶材之性狀(比電阻等)發生變化所引起。進而發現：含有氧化銦、氧化鋅及氧化鎵之濺鍍靶材若長時間進行成膜，則表面受到濺鍍之面之結晶形態會發生變化(結晶型之變化)，此情況會導致上述不穩定性。
該問題於先前之包含氧化銦及氧化錫之濺鍍靶材、或包含氧化銦及氧化鋅之濺鍍靶材中並不明顯。推測原因在於：由於同時含有鎵及鋅，使包括層狀化合物在內的可生成之結晶型存在多樣性，因其生成溫度存在差異，故而條件稍有不同或成分蒸發等引起之組成比變動會導致結晶型發生變化。
進而發現可藉由如下方式解決上述問題：選定合適獲得適宜之組成比的製造方法或製造條件，例如以較慢之速度將厚度加厚之成形體升溫，而製作燒結體，並對表面充分研削而製成靶材；或針對各組成，採用可生成適當之結晶型之條件等。
並且，藉由使用以上述方式所製作之表面部分與內部之結晶形態相同(結晶型為兩種以上之情形時，結晶型之組合相同)之濺鍍靶材，即使進行長時間成膜，其成膜速度之變化亦較小，成功地抑制了使用所獲得之薄膜而製作之TFT之特性變化，從而完成本發明。
另外發現：若使用本發明，則靶材與薄膜之組成之差異亦減小，且薄膜之Ga之含有比率變得遠小於靶材之Ga之含有比率的問題亦獲得改善。
根據本發明，可提供以下之濺鍍靶材及濺鍍靶材之製造方法。
1.　一種濺鍍靶材，其包含氧化物燒結體，該氧化物燒結體含有In、Zn、及Ga，且表面與內部之化合物之結晶型實質上相同。
2.　如上述1之濺鍍靶材，其中上述氧化物燒結體之表面之比電阻(R1)與距表面t/2 mm(t為濺鍍靶材之平均厚度)之深部之比電阻(R2)的比R1/R2為0.4以上、2.5以下。
3.　如上述1或2之濺鍍靶材，其中上述氧化物燒結體之In、Zn、及Ga之組成比(原子數比)滿足下述區域1~6中任一者，
區域1
Ga/(In+Ga+Zn)≦0.50
0.58≦In/(In+Zn)≦0.85
In/(In+Ga)≦0.58
區域2
Ga/(In+Ga+Zn)≦0.50
0.20≦In/(In+Zn)<0.58
In/(In+Ga)≦0.58
區域3
0.20<Ga/(In+Ga+Zn)
0.51≦In/(In+Zn)≦0.85
0.58<In/(In+Ga)
區域4
0.00<Ga/(In+Ga+Zn)<0.15
0.20≦In/(In+Zn)<0.51
0.58<In/(In+Ga)
區域5
0.00<Ga/(In+Ga+Zn)≦0.20
0.51≦In/(In+Zn)≦0.85
區域6
0.15≦Ga/(In+Ga+Zn)
In/(In+Zn)<0.51
0.58<In/(In+Ga)。
4.　如上述3之濺鍍靶材，其中上述實質上相同之結晶型僅包含一種結晶型。
5.　如上述4之濺鍍靶材，其中上述一種結晶型為In2 Ga2 ZnO7 所示之同源結晶結構，且滿足上述區域1之組成比。
6.　如上述4之濺鍍靶材，其中上述一種結晶型為InGaO3 (ZnO)所示之同源結晶結構，且滿足上述區域2或區域3之組成比。
7.　如上述4之濺鍍靶材，其中上述一種結晶型為於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°具有Cukα射線之X射線繞射波峰之結晶結構，且滿足上述區域4之組成比。
8.　如上述3之濺鍍靶材，其中上述實質上相同之結晶型具有ZnGa2 O4 所示之尖晶石結晶結構與In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，且滿足上述區域1或區域3之組成比。
9.　如上述3之濺鍍靶材，其中上述實質上相同之結晶型具有於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°具有Cukα射線之X射線繞射波峰的結晶結構，與In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，且滿足上述區域5之組成比。
10.　如上述3之濺鍍靶材，其中上述實質上相同之結晶型具有於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°具有Cukα射線之X射線繞射波峰的結晶結構，與InGaO3 (ZnO)所示之同源結晶結構，且滿足上述區域6之組成比。
11.　一種如上述4、5、6及8中任一項之濺鍍靶材之製造方法，其包括下述(a)~(e)之步驟，(a)　將原料化合物粉末加以混合而製備混合物之步驟；(b)　將上述混合物成形而製備厚度為6.0 mm以上之成形體的步驟；(c)　於升溫速度3℃/分鐘以下將氣體環境升溫的步驟；(d)　進而於1280℃以上、1520℃以下將上述已升溫之成形體燒結2小時以上、96小時以下，獲得厚度為5.5 mm以上之燒結體的步驟；以及(e)　將上述燒結體之表面研削0.25 mm以上之步驟。
12.　一種如上述5之濺鍍靶材之製造方法，其包括下述(a)~(e)之步驟，(a)　將原料化合物粉末加以混合而製備混合物之步驟；(b)　將上述混合物成形而製備厚度為6.0 mm以上之成形體的步驟；(c)　於升溫速度3℃/分鐘以下將氣體環境升溫之步驟；(d)　進而於超過1350℃且1540℃以下將上述已升溫之成形體燒結2小時以上、36小時以下，獲得厚度為5.5 mm以上之燒結體的步驟；以及(e)　將上述燒結體之表面研削0.25 mm以上之步驟。
13.　一種如上述8之濺鍍靶材之製造方法，其包括下述(f)~(i)之步驟，(f)　將原料化合物粉末加以混合而製備混合物之步驟；(g)　將上述混合物成形而製備成形體之步驟；(h)　於10℃/分鐘以下之升溫速度將氣體環境升溫之步驟；以及(i)　進而於1100℃以上、1350℃以下之溫度下將上述已升溫之成形體燒結4小時以上、96小時以下的步驟。
根據本發明，可提供一種長期成膜時，所獲得之薄膜特性之穩定性優異的濺鍍靶材。
根據本發明，可獲得即使長期成膜時亦穩定之薄膜電晶體特性。
本發明之濺鍍靶材(以下稱為本發明之靶材)之特徵在於：其含有氧化物燒結體，該氧化物燒結體含有In、Zn、及Ga，且表面與內部之化合物之結晶型的種類實質上相同。
若靶材之表面與內部之化合物之結晶型的種類實質上相同，則即使於使用一個靶材長期成膜之情形時，所獲得之薄膜之特性亦不產生變動。
此處，所謂「實質上」係指於藉由X射線繞射測定(XRD，X-ray diffraction)測定切割表面與內部之面時，所鑑定之結晶型之種類相同。
靶材之表面與內部之化合物之結晶型實質上相同之情況係藉由如下方式判斷，例如於平均厚度為t mm時，以距表面t/2 mm進行切割，藉由X射線繞射測定(XRD)分析表面之化合物之結晶型與距表面t/2 mm之深部的化合物之結晶型。
可藉由X射線繞射直接測定靶材表面，根據所獲得之X射線繞射圖案來確認濺鍍靶材之表面之結晶結構。
可將靶材於面上水平切割，藉由X射線繞射直接測定所獲得之切割面，根據所獲得之X射線繞射圖案來確認濺鍍靶材之深部之結晶結構。
靶材之切割方法例如下所示。
裝置：Maruto(股)Million-Cutter 2 MC-503N
條件：鑽石刀片Φ 200 mm
順序：
1.加熱吸收版(氧化鋁板)，於上表面塗佈Adfix(Maruto公司製造之接著劑)。
2.藉由放置靶材後，利用水進行驟冷而固定靶材。
3.將吸收版設置於裝置上，並切割靶材。
4.其後以形成任意之切削麵之方式重複1~3。
X射線繞射之測定條件例如下所示。
裝置：Rigaku(股)製造之Ultima-III
X射線：Cu-Kα射線(波長1.5406，以石墨單色器單色化)
2θ-θ反射法，連續掃描(1.0°/分鐘)
取樣間隔：0.02°
狹縫DS、SS：2/3°，RS：0.6 mm
JCPDS(Joint Committee of Powder Diffraction Standards，粉末繞射標準聯合委員會)卡有登記之結晶型可藉由參照JCPDS卡而鑑定。
若藉由結晶結構X射線繞射圖案可判斷結構，則氧可過量亦可不足(氧空位)(可如化學計量比所示，亦可有所偏差)，較佳為具有氧空位。若氧過量，則存在製成靶材時電阻過高之虞。
較佳為本發明之靶材除了結晶型相同，於含有2種以上結晶型之情形時，波峰強度比亦大致相同。波峰強度比之比較係根據各個結晶型之最大波峰高度之比而進行。若對最大波峰高度之比進行比較，差值為±30%以下，則判斷為大致相同。差值更佳為±15%以下，尤佳為±5%以下。
最大波峰高度之比的差異越小，可期待於長期使用時所獲得之薄膜之特性的變動越小。
本發明之靶材於無損本發明之效果之範圍內，亦可含有上述In、Ga、Zn以外之金屬元素，例如Sn、Ge、Si、Ti、Zr及Hf等。
本發明中，靶材中所含有之金屬元素不含有原料或製造步驟等中不可避免地含有之雜質等以外之元素，亦可僅含有In、Ga及Zn，或僅含有In、Ga、Zn及Sn。
表面之結晶粒徑與距表面t/2 mm之深部的結晶粒徑均較佳為20 μm以下，更佳為10 μm以下，尤佳為5 μm以下。
若表面與深部之結晶粒徑大為不同，則存在放電條件產生差異之虞。
本發明之靶材中，氧化物燒結體之表面之比電阻(R1)與距表面t/2 mm之深部之比電阻(R2)的比R1/R2較佳為0.4以上、2.5以下。
R1/R2較佳為0.4以上、2.5以下，更佳為0.5以上、2以下，尤佳為0.67以上、1.5以下。
若R1/R2未達0.4或超過2.5，則有如下擔憂：於開始使用靶材時、及長期使用靶材而有所消耗時，存在靶材之性狀(比電阻等)發生變化，成膜速度發生變化，或所製作之TFT之特性發生變化等導致不穩定性的因素。
本發明之靶材中，較佳為氧化物燒結體之In、Zn、及Ga之組成比(原子數比)滿足下述區域1~6之任一者。
區域1
Ga/(In+Ga+Zn)≦0.50
0.58≦In/(In+Zn)≦0.85
In/(In+Ga)≦0.58
區域2
Ga/(In+Ga+Zn)≦0.50
0.20≦In/(In+Zn)<0.58
In/(In+Ga)≦0.58
區域3
0.20<Ga/(In+Ga+Zn)
0.51≦In/(In+Zn)≦0.85
0.58<In/(In+Ga)
區域4
0.00<Ga/(In+Ga+Zn)<0.15
0.20≦In/(In+Zn)<0.51
0.58<In/(In+Ga)
區域5
0.00<Ga/(In+Ga+Zn)≦0.20
0.51≦In/(In+Zn)≦0.85
區域6
0.15≦Ga/(In+Ga+Zn)
In/(In+Zn)<0.51
0.58<In/(In+Ga)
各區域之更佳範圍如下所述。
區域1
Ga/(In+Ga+Zn)≦0.45
0.58≦In/(In+Zn)≦0.80
In/(In+Ga)≦0.56
區域2
Ga/(In+Ga+Zn)≦0.40
0.35≦In/(In+Zn)<0.58
In/(In+Ga)≦0.58
區域3
0.20<Ga/(In+Ga+Zn)
0.60≦In/(In+Zn)≦0.85
0.60<In/(In+Ga)
區域4
0.09<Ga/(In+Ga+Zn)<0.15
0.35≦In/(In+Zn)<0.48
0.58<In/(In+Ga)
區域5
0.09<Ga/(In+Ga+Zn)≦0.20
0.53≦In/(In+Zn)≦0.75
區域6
0.17≦Ga/(In+Ga+Zn)
0.35≦In/(In+Zn)<0.48
0.60<In/(In+Ga)
區域6之更佳範圍如下所述。
區域6
0.18<Ga/(In+Ga+Zn)
0.38<Zn/(In+Ga+Zn)≦0.50
0.35≦In/(In+Zn)<0.48
0.60<In/(In+Ga)
又，各區域之特徵如下所述。
區域1：可製作光電流較小之TFT可製作耐混酸性較高之TFT可製作包含實質上單一之結晶型(In2 Ga2 ZnO7 )的靶材
區域1中，可藉由調整燒結溫度等製作條件，或使之含有Sn等微量摻雜物，而生成In2 Ga2 ZnO7 之結晶型。又，可生成藉由XRD未確認In2 Ga2 ZnO7 之結晶型以外之結晶型的氧化物燒結體。藉由具有In2 Ga2 ZnO7 之結晶型，可藉由層狀結構而提高導電性。
區域1中，可藉由調整燒結溫度等製作條件，而使之含有In2 O3 及ZnGa2 O4 之結晶型。藉由具有In2 O3 及ZnGa2 O4 之結晶型，即使不進行還原氣體環境下之熱處理亦可容易地使In2 O3 中生成氧空位，而降低比電阻。又，若含有該結晶型，則研削量較少，或即使不進行研削，亦可容易地使表面與中心部之結晶型一致。認為其原因在於，該結晶型於相對低溫下較為穩定。
區域2：可製作光電流較小之TFT可製作包含實質上單一之結晶型(InGaZnO4 )的靶材
區域3：可製作遷移率稍大，S值稍小之TFT於製作TFT時，光電流較小
區域3中，可藉由調整燒結溫度等之製作條件，而使之含有In2 O3 之結晶型。藉由具有In2 O3 之結晶型，即使不進行還原氣體環境下之熱處理亦可容易地使In2 O3 中生成氧空位，而降低比電阻。
區域3中，雖然In與Ga之比率不為1：1，但可藉由調整燒結溫度等製作條件，而生成In2 Ga2 ZnO7 或InGaZnO4 所示之同源結構之結晶型。藉由具有同源結構之結晶型，可藉由層狀結構而提高導電性。
區域4：可製作遷移率較大，S值較小之TFT可製作包含實質上單一之結晶型的靶材
靶材之比電阻容易降低
區域4中，可藉由調整燒結溫度等製作條件，而製作包含實質上單一之結晶型的靶材。藉由使結晶型實質上單一，可提高靶材之均勻性。又，提高導電性。
區域5：可製作遷移率非常大，S值較小之TFT靶材之比電阻容易下降
區域5中，可製作具有於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°具有Cukα射線之X射線繞射波峰之結晶結構與In2 O3 所示結晶型的靶材。藉由該結晶型之組合，即使不進行還原氣體環境下之熱處理，亦可容易地使In2 O3 中生成氧空位，而降低比電阻。
又，具有區域5之組成之濺鍍靶材適合獲得將半導體層薄膜化而成之較高遷移率之薄膜電晶體。
區域6：可製作遷移率稍大，S值較小之TFT(光電流、耐混酸性、耐濕性優於區域4)
區域6中，可製作具有於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°具有Cukα射線之X射線繞射波峰之結晶結構與InGaZnO4 所示結晶型的靶材。藉由同源結構使導電性提高。
於使用本發明之靶材製作TFT時，Ga/(In+Zn+Ga)大於0，可期待該值越大則光電流越減少。
又，Ga/(In+Zn+Ga)為0.50以下，可期待該值越小則遷移率或S值越提高。
於使用本發明之靶材製作TFT時，In/(In+Zn)為0.20以上，可期待該值越大則遷移率越提高。
又，In/(In+Zn)為0.80以下，可期待該值越小則越易於調整為常斷開。
Ga量較多之區域1及2於藉由濺鍍形成膜時，由於成膜速度或載子密度之變化對氧分壓相對敏感，因此有時稍許變動或不均會破壞所獲得之薄膜特性之均勻性，或降低再現性。
就成膜速度或載子密度對氧分壓變化之靈敏度方面而言，較佳為區域3~區域6，尤佳為區域4及區域5。
本發明之靶材中，實質上相同之結晶型可僅含有一種結晶型。
於僅含有一種結晶型之情形時，可期待靶材物性之均勻性之提高或外觀(抑制色斑或白點、黑點之產生等)之提高。又，有時亦可期待靶材之強度(抗彎強度或衝擊強度)之提高。
本發明之靶材中，較佳為上述一種結晶型為In2 Ga2 ZnO7 所示之同源結晶結構，且滿足上述區域1之組成比。
顯示(YbFeO3 )2 FeO型結晶結構之In2 Ga2 ZnO7 (或(InGaO3 )2 ZnO)所示之結晶結構稱為「六方晶層狀化合物」或「同源相之結晶結構」，係包含數層不同物質之結晶層重疊而成之長週期之「自然超晶格」結構的結晶。於奈米級之情形時，藉由結晶週期或各薄膜層之厚度與該等各層之化學組成或層之厚度的組合，可獲得與單一物質或各層均勻混合之混晶之性質不同的固有特性。並且，同源相之結晶結構例如可藉由如下方式確定：測定將靶材粉碎而獲得之粉或直接測定靶材而獲得之X射線繞射圖案，與根據組成比推測之同源相之結晶結構X射線繞射圖案一致。具體而言，可根據與由JCPDS(Joint Committee of Powder Diffraction Standards，粉末繞射標準聯合委員會)卡所獲得之同源相之結晶結構X射線繞射圖案一致而確認。
In2 Ga2 ZnO7 所示之結晶結構為JCPDS卡No.38-1097。
本結晶型可藉由於區域1之組成中以下述組成比(原子數比)含有Sn(錫)而容易地獲得。
0.005<Sn/(In+Ga+Zn+Sn)<0.10上述Sn含量之範圍更佳為下述範圍。
0.01<Sn/(In+Ga+Zn+Sn)<0.05
為了獲得本結晶型(In2 Ga2 ZnO7 所示之同源結晶結構)，燒結溫度較佳為1350℃~1540℃，更佳為1380~1500℃。
本發明之靶材中，較佳為一種結晶型為InGaO3 (ZnO)所示之同源結晶結構，且滿足上述區域2或區域3之組成比。
InGaO3 (ZnO)m (m為1~20之整數)所示之結晶結構亦為「六方晶層狀化合物」或「同源相之結晶結構」。
InGaO3 (ZnO)所示之結晶結構為JCPDS卡No.38-1104。
InGaO3 (ZnO)係InGaO3 (ZnO)m (m為1~20之整數)之m=1之情形，亦有時記述為InGaZnO4 。
本發明之靶材中，較佳為一種結晶型為於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°中具有Cukα射線之X射線繞射波峰之結晶結構，且滿足上述區域4之組成比。
該結晶型之氧化物結晶在JCPDS(Joint Committee of Powder Diffraction Standards)卡中未登記，係目前尚未確認之新穎結晶。
該氧化物之結晶之X射線繞射圖與InGaO3 (ZnO)2 (JCPDS：40-0252)所示之結晶結構及In2 O3 (ZnO)2 (JCPDS：20-1442)所示之結晶結構類似。然而，本發明之氧化物具有InGaO3 (ZnO)2 特有之波峰(上述區域A之波峰)、及In2 O3 (ZnO)2 特有之波峰(上述區域D及E之波峰)，且具有InGaO3 (ZnO)2 及In2 O3 (ZnO)2 中未觀測到之波峰(上述區域B)。因此，本發明之氧化物與InGaO3 (ZnO)2 及In2 O3 (ZnO)2 不同。
該新結晶型之特徵滿足下述條件1。
藉由X射線繞射測定(Cukα射線)所獲得之圖中，於下述A~E之區域觀測到繞射波峰。
條件1
A.　入射角(2θ)=7.0°~8.4°(較佳為7.2°~8.2°)
B. 2θ=30.6°~32.0°(較佳為30.8°~31.8°)
C. 2θ=33.8°~35.8°(較佳為34.5°~35.3°)
D. 2θ=53.5°~56.5°(較佳為54.1°~56.1°)
E. 2θ=56.5°~59.5°(較佳為57.0°~59.0°)
進而，較佳為滿足下述條件2。
條件2
於2θ為30.6°~32.0°(上述區域B)及33.8°~35.8°(上述區域C)之位置所觀測的繞射波峰中之一個為主波峰，另一個為副波峰。再者，此處所謂主波峰係指結晶型之XRD圖案之最大波峰的高度最高者，所謂副波峰係指高度第二高者。
又，本發明之靶材中，實質上相同之結晶型亦可包含兩種以上之結晶型。
本發明之靶材中，較佳為實質上相同之結晶型具有ZnGa2 O3 所示之尖晶石結晶結構與In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，且滿足上述區域1或區域3之組成比。
藉由具備ZnGa2 O4 所示之尖晶石結晶結構，可期待抑制作為絕緣體之Ga2 O3 之生成。若生成作為絕緣體之Ga2 O3 ，則存在異常放電之頻率提高，靶材之電阻提高之虞。
藉由含有In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，即使不進行還原處理，亦可容易地製造比電阻較低之靶材。
較佳為In含量較多之組織的含氧率低於周圍其他部分之含氧率。各組織之含氧率可藉由利用電子探針微量分析儀(EPMA，electron probe micro analyzer)所獲得之組成分佈而確認。
又，In2 O3 所示之紅綠柱石結構之晶格常數a較佳為10.14以下，更佳為10.10以下，尤佳為10.08以下。晶格常數a係藉由XRD之擬合而求出。晶格常數較小則可期待藉由遷移率之提高而降低比電阻。
可期待藉由採用區域1或區域3之組成，於1100℃~1350℃下進行燒結等而獲得本結晶型(具有尖晶石結晶結構及紅綠柱石結晶結構)。
若可生成本結晶型，則於氧化物燒結體之平均厚度未達5.5 mm之情形或燒結體之表面研削未達0.3 mm之情形時，有時亦可製造表面與深部之結晶型之種類實質上相同之濺鍍靶材。
本發明之靶材中，較佳為實質上相同之結晶型具有於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°具有Cukα射線之X射線繞射波峰之結晶結構與In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，且滿足上述區域5之組成比。
藉由含有In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，即使不進行還原處理，亦可容易地製造比電阻較低之靶材。
較佳為In含量較多之組織之含氧率低於周圍其他部分之含氧率。各組織之含氧率可藉由利用電子探針微量分析儀(EPMA)所獲得之組成分佈而確認。
又，In2 O3 所示之紅綠柱石結構之晶格常數a較佳為10.14以下，更佳為10.10以下，尤佳為10.08以下。晶格常數a係藉由XRD之擬合而求出。若晶格常數較小則可期待藉由遷移率之提高而降低比電阻。
本發明之靶材中，實質上相同之結晶型較佳為具有於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°具有Cukα射線之X射線繞射波峰之結晶結構與InGaO3 (ZnO)所示之同源結晶結構，且滿足上述區域6之組成比。
藉由同時含有推測為上述同源結晶結構之新結晶型與InGaO3 (ZnO)所示之同源結晶結構，可期待於用作靶材時成膜速度之變動較少、白點之生成較少而外觀良好、抗彎強度較高、異常放電較少等效果。
其次，對本發明之第一之濺鍍靶材之製造方法(以下，稱為本發明之第一製造方法)進行說明。
本發明之第一製造方法之特徵在於：包括下述(a)~(e)之步驟，
(a)　將原料化合物粉末加以混合而製備混合物之步驟；
(b)　將上述混合物成形而製備厚度為6.0 mm以上之成形體的步驟；
(c)　於升溫速度3℃/分鐘以下將氣體環境升溫之步驟；
(d)　進而於1280℃以上、1520℃以下將上述已升溫之成形體燒結2小時以上、96小時以下，獲得厚度為5.5 mm以上之燒結體的步驟；以及
(e)　將上述燒結體之表面研削0.25 mm以上之步驟。
上述本發明之第一製造方法係用於製造上述本發明之靶材中具有如下條件之靶材：實質上相同之結晶型僅包含一種結晶型，該一種結晶型為In2 Ga2 ZnO7 所示之同源結晶結構，且滿足上述區域1之組成比；一種結晶型為InGaO3 (ZnO)所示之同源結晶結構，且滿足上述區域2之組成比；及實質上相同之結晶型具有ZnGa2 O3 所示之尖晶石結晶結構與In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，且滿足上述區域1或區域3之組成比；及實質上相同之結晶型具有於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°具有Cukα射線之X射線繞射波峰之結晶結構與In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，且滿足上述區域5之組成比。
成形體之平均厚度通常為6.0 mm以上，較佳為8 mm以上。若為6.0 mm以上，則可期待面內之溫度不均減少，表面與深部之結晶型之種類不易產生變動。
升溫速度通常為3.0℃/分鐘以下，較佳為2.5℃/分鐘以下，尤佳為1.5℃/分鐘以下。再者，升溫速度之下限值為0.3℃/分鐘左右。若慢於0.3℃/分鐘，則存在燒結過度耗時而導致成本增加之虞。
若升溫速度超過3℃/分鐘，則存在表面與深部之結晶型之種類發生變動之虞。認為其原因在於升溫時靶材之厚度方向上產生溫度不均等。
燒結溫度通常為1280℃以上、1520℃以下，較佳為1300℃以上、1500℃以下。
燒結時間通常為2小時以上、96小時以下，較佳為4小時以上、48小時以下，更佳為6小時以上、24小時以下。
研削之深度通常為0.25 mm以上，較佳為0.3 mm以上，更佳為0.5 mm以上，尤佳為2 mm以上。若未達0.25 mm，則存在未充分除去表面附近之結晶結構的變動部分之虞。
本發明之第二製造方法之特徵在於：包括下述(a)~(e)之步驟，
(a)　將原料化合物粉末加以混合而製備混合物之步驟；
(b)　將上述混合物成形而製備厚度為6.0 mm以上之成形體的步驟；
(c)　於升溫速度3℃/分鐘以下將氣體環境升溫之步驟；
(d)　進而於超過1350℃且1540℃以下將上述已升溫之成形體燒結2小時以上、36小時以下，獲得厚度為5.5 mm以上之燒結體的步驟；以及
(e)　將上述燒結體之表面研削0.25 mm以上之步驟。
本發明之第二製造方法係用於製造上述本發明之靶材中具有如下條件之靶材：實質上相同之結晶型包含一種結晶型，該一種結晶型為In2 Ga2 ZnO7 所示之同源結晶結構，且滿足上述區域1之組成比。
燒結溫度通常為超過1350℃且1540℃以下，較佳為1380~1510℃，更佳為1400~1490℃。若燒結溫度為1350℃以下或超過1540℃，則存在形成上述結晶型(In2 Ga2 ZnO7 所示之同源結晶結構)以外之結晶型之虞。
又，燒結時間通常為2小時以上、36小時以下，較佳為4~24小時，更佳為8~12小時。若燒結時間超過36小時，則存在形成上述結晶型(In2 Ga2 ZnO7 所示之同源結晶結構)以外之結晶型之虞。
其他條件與本發明之第一製造方法相同，故而此處省略。
本發明之第三製造方法之特徵在於：包括下述(f)~(i)之步驟，
(f)　將原料化合物粉末加以混合而製備混合物之步驟；
(g)　將上述混合物成形而製備成形體之步驟；
(h)　於10℃/分鐘以下之升溫速度將氣體環境升溫之步驟；以及
(i)　進而於1100℃以上、1350℃以下之溫度下將上述已升溫之成形體燒結4小時以上、96小時以下的步驟。
本發明之第三製造方法係用於製造上述本發明之靶材中具有如下條件之濺鍍靶材：實質上相同之結晶型具有ZnGa2 O3 所示之尖晶石結晶結構與In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，且滿足上述區域1或區域3之組成比。
升溫速度通常為10℃/分鐘以下，較佳為6℃/分鐘以下，更佳為3℃/分鐘以下。若升溫速度超過10℃/分鐘，則存在表面部分與內部之結晶型等之性狀發生改變，或靶材產生龜裂之虞。再者，升溫速度之下限值為0.3℃/分鐘左右。
燒結溫度通常為1100℃以上、1350℃以下，較佳為1200℃以上、1300℃以下。若未達1100℃，則存在相對密度不提高或燒結耗時之虞。若超過1350℃，則存在生成高溫下生成之其他結晶型，未穩定獲得上述結晶型(ZnGa2 O3 所示之尖晶石結晶結構及In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構)之虞。
燒結時間通常為4小時以上、96小時以下，較佳為4小時以上、48小時以下，更佳為6小時以上、24小時以下。若未達4小時，則存在相對密度未提高之虞。若為96小時以上，則存在組成之一部分蒸發而導致組成比發生變動，或製造過度耗時而難以於工業上應用之虞。
其他條件與本發明之第一或第二製造方法相同，故而此處省略。
<靶材之各製造步驟之說明>
(1)　調配步驟
調配步驟係將作為濺鍍靶材之原料之金屬氧化物加以混合的步驟。
作為原料，可使用銦化合物之粉末、鎵化合物之粉末、鋅化合物之粉末等粉末。成為靶材之原料之各金屬化合物的比表面積(BET(Brunauer-Emmett-Tellern，布厄特)比表面積)可藉由JIS Z 8830中記載之方法測定。作為銦化合物，例如可列舉：氧化銦、氫氧化銦等。作為鎵化合物，例如可列舉：氧化鎵、氫氧化鎵等。作為鋅化合物，例如可列舉：氧化鋅、氫氧化鋅等。作為各種化合物，就易燒結之程度、不易殘留副產物之程度方面而言，較佳為氧化物。又，作為原料之一部分較佳為使用金屬鋅(鋅粉末)。若原料之一部分使用鋅粉末則可降低白點之生成。
又，原料之純度通常為2 N(99質量%)以上，較佳為3 N(99.9質量%)以上，尤佳為4 N(99.99質量%)以上。若純度低於2 N，則存在所獲得之薄膜之耐久性下降，或用於液晶顯示器時雜質混入液晶側，而引起燒接之虞。
較佳為將金屬氧化物等靶材之製造所使用之原料加以混合，使用通常之混合粉碎機例如濕式球磨機或珠磨機或者超音波裝置，均勻地混合、粉碎。
(2)　預燒步驟
預燒步驟係獲得作為濺鍍靶材之原料之化合物的混合物後，將該混合物預燒的視需要設置之步驟。
若進行預燒，則易於提高密度，故而較佳，但存在成本提高之虞。因此，更佳為不進行預燒而提高密度。
預燒步驟中，較佳為於500~1200℃、1~100小時之條件下對金屬氧化物之混合物進行熱處理。其原因在於：在未達500℃或未達1小時之熱處理條件下，銦化合物或鋅化合物、錫化合物之熱分解有時變得不充分。另一方面，在熱處理條件超過1200℃或超過100小時之情形時，有時會引起粒子之粗大化。
因此，尤佳為於800~1200℃之溫度範圍、2~50小時之條件下進行熱處理(預燒)。
再者，較佳為此處所獲得之預燒物於下述成形步驟及煅燒步驟之前進行粉碎。
(3)　成形步驟
成形步驟係對金屬氧化物之混合物(於設置有上述預燒步驟之情形時為預燒物)進行加壓成形而製成成形體的步驟。藉由該步驟，成形為適合靶材之形狀。於設置有預燒步驟之情形時，可將所獲得之預燒物之微粉末造粒後，藉由成形處理而成形為所需形狀。
作為本步驟中可使用之成形處理，例如亦可列舉：壓製成形(單軸壓製)、模具成形、澆鑄成形、射出成形等，為了獲得燒結密度較高之燒結體(靶材)，較佳為藉由冷均壓(CIP，cold isostatic pressure)等進行成形。
又，就提高再現性方面而言，較佳為於壓製成形(單軸壓製)後，進行冷均壓(CIP)、熱均壓(HIP，hot isostatic pressure)等，而設置2個階段以上之成形步驟。
於使用CIP(冷均壓、或均壓加壓裝置)之情形時，較佳為於面壓800~4000 kgf/cm2 下保持0.5~60分鐘。更佳為於面壓2000~3000 kgf/cm2 下保持2~30分鐘。又，若面壓未達800 kgf/cm2 ，則存在燒結後之密度不提高或電阻提高之虞。若面壓超過4000 kgf/cm2 ，則存在裝置過大而不經濟之虞。若保持時間未達0.5分鐘，則存在燒結後之密度不提高或電阻提高之虞。若超過60分鐘，則存在過度耗時而不經濟之虞。
再者，於成形處理時，亦可使用聚乙烯醇或甲基纖維素、Polywax、油酸等成形助劑。
(4)　燒結步驟
燒結步驟係將上述成形步驟中所獲得之成形體煅燒的步驟。
作為該情形時之燒結條件，較佳為於氧氣環境或氧氣加壓下進行。若於不含有氧氣之氣體環境下燒結，則有時無法充分提高所獲得之靶材之密度，變得無法充分抑制濺鍍時之異常放電之產生。
燒結時係於上述特定之氣體環境升溫速度下進行升溫。又，可於升溫之中途暫時停止升溫以保持溫度，而以2個階段以上進行燒結。
又，煅燒時氣體環境之降溫速度(冷卻速度)通常為4℃/分鐘以下，較佳為2℃/分鐘以下，更佳為1℃/分鐘以下，更佳為0.8℃/分鐘以下，尤佳為0.5℃/分鐘以下。若為4℃/分鐘以下，則易於獲得所需之本發明之結晶型。又，降溫時不易產生龜裂。
(5)　還原步驟
還原步驟係為了降低上述燒結步驟所獲得之燒結體之塊狀電阻以降低整個靶材之電阻而進行還原處理的視需要設置的步驟。
作為本步驟中可應用之還原方法，例如可列舉利用還原性氣體之方法或利用真空煅燒或惰性氣體之還原等。
於利用還原性氣體進行還原處理之情形時，可使用氫氣、甲烷、一氧化碳、或該等氣體與氧氣之混合氣體等。
於藉由於惰性氣體中之煅燒而進行還原處理之情形時，可使用氮氣、氬氣、或該等氣體與氧氣之混合氣體等。
本發明中，較佳為不進行還原處理(氬氣或氮氣等惰性氣體環境、氫氣環境、或者真空或低壓下之熱處理)。若進行還原處理，則存在產生或增大表面部與深部之電阻值之差異的情況。
(6)加工步驟
加工步驟係用以將如上所述方式燒結而獲得之燒結體進而切削加工成適合安裝至濺鍍裝置上的形狀，或安裝靶座等安裝用夾具的視需要設置的步驟。
較佳為於以氧化物燒結體作為濺鍍靶素材時，例如利用平面研削盤對該燒結體進行研削，使表面粗糙度Ra為5 μm以下。較佳為靶素材之表面粗糙度Ra為0.5 μm以下，具備無方向性之研削麵。若Ra大於0.5 μm或研磨面存在方向性，則存在引起異常放電或產生微粒之虞。
此處，亦可進而對濺鍍靶材之濺鍍面實施鏡面加工，使平均表面粗糙度Ra為1000埃以下。該鏡面加工(研磨)可使用機械研磨、化學研磨、機械化學研磨(機械研磨與化學研磨之併用)等眾所周知之研磨技術。例如可藉由利用固定研磨粒拋光機(拋光液：水)拋光成#2000以上，或利用游離研磨粒研磨機(研磨材料：SiC漿料等)進行研磨後，將研磨材料換為鑽石膏進行研磨而獲得。
表面較佳為利用200~10,000號鑽石砂輪進行精加工，尤佳為利用400~5,000號鑽石砂輪進行精加工。若使用小於200號或大於10,000號之鑽石砂輪，則存在靶材易於破裂之虞。
上述研磨方法並無特別限制。將所獲得之濺鍍靶素材焊接至靶座。
靶素材之厚度通常為2~20 mm，較佳為3~12 mm，尤佳為4~6 mm。又，亦可將複數個靶材安裝於一個靶座上，實質上製成一個靶材。
其次，淨化處理可使用鼓風或流水清洗等。藉由鼓風除去異物時，若自朝向噴嘴之側利用吸塵器進行吸氣，則可更有效地除去。再者，以上之鼓風或流水清洗存在極限，因此亦可進而進行超音波清洗等。有效的是於頻率25~300 KHz之間進行多重振盪而進行該超音波清洗的方法。例如可於頻率25~300 KHz之間，以25 KHz為間隔以12種頻率進行多重振盪而進行超音波清洗。
再者，所製作之靶材之組成比(原子數比)可藉由利用感應電漿發光分析裝置(ICP-AES)進行分析而求出。
實施例
以下，使用實施例對本發明進行更具體之說明，但本發明並不受該等實施例之任何限定。
實施例1
(1)　靶材之製作
以下述條件同時製作2個以上相同之氧化物燒結體，將1個用於破壞試驗(切割並評價)。
(a)　原料
In2 O3 　純度4 N，Asia物性材料(股)製造
Ga2 O3 　純度4 N，Asia物性材料(股)製造
ZnO　純度4 N，高純度化學(股)製造
(b)　混合：利用球磨機混合24小時。
(c)　造粒：自然乾燥
(d)　成形：
壓製成形，面壓400 kgf/cm2 ，保持1分鐘
CIP(均壓加壓裝置)，面壓2200 kgf/cm2 ，保持5分鐘
(e)　燒結：電爐
升溫速度　1℃/分鐘
燒結溫度　1300℃
燒結時間　20小時
燒結氣體環境　氧氣環境
冷卻速度　0.3℃/分鐘
(f)　後處理：不進行還原條件下之熱處理(還原處理)。
(g)　加工：將厚度為6 mm之燒結體研削、研磨成厚度5 mm。
再者，利用金剛石切割機對上下表面、側邊進行切割，利用平面研削盤研削表面，製成表面粗糙度Ra為5 μm以下之靶素材。
(h)　將所獲得之靶材用燒結體中之1個用於深部測定，於厚度為2.5 mm之部位進行切割。
(i)　對所獲得之靶材用燒結體之表面鼓風，進而進行3分鐘之超音波清洗後，利用銦焊料，焊接至無氧銅製之靶座上，製成靶材。靶材之表面粗糙度Ra為0.5 μm以下，具備無方向性之研削麵。
(2)　靶材用燒結體之評價
藉由下述方法對所獲得之靶材用燒結體進行評價。
(a)比電阻
使用電阻儀(三菱化學(股)製造，LORESTA)，基於四探針法(JIS R1637)進行測定，將10處之平均值設為比電阻值。由所獲得之靶材用燒結體表面之比電阻(R1)及內部之比電阻(R2)算出比(R1/R2)。
(b) X射線繞射測定(XRD)
以下述條件直接測定靶材用燒結體及其切割片，確定結晶型。
‧裝置：Rigaku(股)製造之Ultima-III
‧X射線：Cu-Kα射線(波長1.5406，以石墨單色器單色化)
‧2θ-θ反射法，連續掃描(1.0°/分鐘)
‧取樣間隔：0.02°
‧狹縫DS、SS：2/3°，RS：0.6 mm
氧化物燒結體中所含化合物之結晶型係藉由與表3所示JCPDS卡對照而確定。
(c)　粒徑(μm)
氧化物結晶之粒徑係利用電子探針微量分析儀(EPMA)測定，以平均粒徑示於表1。
(d)　組成比(原子數比)
自靶材採集試料，利用感應電漿發光分析裝置(ICP-AES)進行分析而求出原子數比。
關於結晶型之相同性，係將XRD中所鑑定之結晶型中並無僅其中之一含有之結晶型(所鑑定之結晶型完全一致)的情形判定為「相同」，具有僅其中之一含有之結晶型的情形判定為「不相同」(若滿足上述情況，則波峰強度有差別者(±50%左右)亦判斷為相同)。
又，關於靶材用燒結體表面及內部之元素組成比(原子數比)之相同性，係將各金屬元素之±0.01以內判斷為相同。
關於靶材用燒結體表面及內部之粒徑之相同性，係將均為5 μm以內之情形判斷為相同。
關於靶材用燒結體表面及內部之比電阻之相同性，係將±50%以內判斷為相同。
關於元素組成比之相同性，係自表面及內部(切割後之表面)採集試料，藉由ICP(Inductively Coupled Plasma，感應耦合電漿)分析法進行分析，對組成比(原子數比)進行比較而判斷。
(3) TFT之製作
使用已完成之濺鍍靶材，製作圖1之通道截斷環型薄膜電晶體(逆交錯型薄膜電晶體)，並進行評價。
基板10係使用玻璃基板(Corning 1737)。首先，藉由電子束蒸鍍法，於基板10上依序積層厚度為10 nm之Mo、厚度為80 nm之Al及厚度為10 nm之Mo。使用光微影法及剝離法將積層膜形成閘極電極20。
藉由TEOS-CVD(四乙氧基矽烷-化學氣相沈積)法，於閘極電極20及基板10上形成厚度為200 nm之SiO2 膜，而形成閘極絕緣層30。再者，閘極絕緣層之成膜可採用濺鍍法，較佳為利用TEOS-CVD法或電漿輔助化學氣相沈積(PECVD)法等CVD法而形成。濺鍍法存在斷開電流提高之虞。
繼而，藉由RF(radio frequency，射頻)濺鍍法，使用上文(1)中所製作之靶材，形成厚度為50 nm之半導體膜40(通道層)。其後，於大氣中於300℃下熱處理60分鐘。
藉由濺鍍法，於半導體膜40上沈積SiO2 膜作為蝕刻阻擋層60(保護膜)。再者，保護膜之成膜方法亦可採用CVD法。
本實施例中，投入RF功率為200 W。成膜時之氣體環境為全壓力0.4 Pa，此時之氣體流量比為Ar：O2 =95：5。又，基板溫度為50℃。沈積之氧化物半導體膜與保護膜係藉由光微影法及蝕刻法加工成適當大小。
於形成蝕刻阻擋層60後，依序積層厚度為5 nm之Mo、厚度為50 nm之Al及厚度為5 nm之Mo，藉由光微影法及乾式蝕刻而形成源極電極50及汲極電極52。
其後，於大氣中，於300℃下進行60分鐘之熱處理，獲得通道長度為20 μm、通道寬度為20 μm之電晶體。
(4) TFT之評價
藉由如下方式實施薄膜電晶體之評價。
(a)　遷移率(場效遷移率(μ))
使用半導體參數分析儀(Keithley4200)，於室溫下，於遮光環境下進行測定。
(b) S值(V/decade)
使用半導體參數分析儀(Keithley4200)，於室溫下，於遮光環境下進行測定。
(c)　耐混酸性
(i)　耐混酸性評價用簡易元件之製作
使用蔽陰遮罩製作簡易元件。於附帶熱氧化膜(100 nm)之矽基板上附上半導體層形成用之蔽陰遮罩，以與上述(3)相同之條件形成半導體膜。其次，附上源極、汲極電極形成用之蔽陰遮罩，藉由濺鍍形成金電極之膜作為源極、汲極電極，而製成通道長度(L)為200 μm、通道寬度(W)為1000 μm之耐混酸性評價用簡易元件(TFT)。
(ii)　耐混酸性之評價
將可確認驅動之耐混酸性評價用簡易元件(TFT)浸入混酸(磷酸系水溶液，30℃)中10秒鐘後，於乾燥空氣及150℃下乾燥15分鐘後，測定TFT特性。將於閘極電壓(Vg)為15 V、汲極電壓(Vd)為15 V之條件下可確認10-6 A以上之汲極電流(Id)者設為A，將未能確認者設為B，而以2個等級進行評價。
(d)　光電流之評價
將光照射下與遮光環境下之測定加以比較，將臨界電壓(Vth)之變動未達2 V者設為A，將2 V以上者設為B，而以2個等級進行評價。
(5)　濺鍍靶材於長期使用時之穩定性的評價
(a)　成膜速度之穩定性(變動)
比較1000小時連續放電(成膜)前後之成膜速度。
將變動未達5%者評價為A，將5%以上未達10%者評價為B，將10%以上者評價為C。
成膜速度(濺鍍率)係用利用觸針式表面形狀測定器Dectak(Ulvac(股)公司製造)測得之膜厚除以成膜時間而求出。
(b) TFT特性之穩定性(變動)
於1000小時連續放電(成膜)前後製作TFT，評價TFT特性(接通電流)之變動。將變動未達10%者評價為A，將10%以上未達20%者評價為B，將20%以上者評價為C。
(6)　其他
利用電子探針微量分析儀(EPMA)測定組成分佈，可確認表面、深部之富銦部分的含氧量均低於周圍。
使用同樣製作之薄膜對與靶材之組成比之差異進行評價。組成比係藉由ICP分析法進行分析而求出。靶材與薄膜之組成比大致相同(薄膜之各元素之組成比為靶材之各元素的組成比之±2%以內)。
實施例2~9及比較例1~8
除了採用表2-1及表2-2所示之組成及條件以外，以與實施例1相同之方式製作氧化物燒結體、濺鍍靶材及TFT，並進行評價。將結果示於表2-1及表2-2。
再者，實施例3及下述參考例1~3、5及6中所使用之Sn化合物如下所述。
SnO2 純度4 N，高純度化學(股)製造
再者，實施例8中，藉由XRD求出之In2 O3 之紅綠柱石結構的晶格常數為晶格常數a=10.074。
實施例10及11
於利用半導體膜50 nm進行製作之情形時，由於成為常導通，因此將半導體膜之厚度設為15 nm並製作TFT。除了將半導體膜之厚度設為15 nm，且採用表2-1所示之組成及條件以外，以與實施例1相同之方式製作氧化物燒結體、濺鍍靶材及TFT，並進行評價。將結果示於表2-1。
再者，根據藉由EPMA之測定，可確認實施例10及11之表面、深部之In含量較多之組織的含氧量均低於周圍。
又，根據藉由EPMA之測定，可確認實施例3之表面、深部之In含量較多之組織的含錫(Sn)量均高於周圍。
參考例1~6
將不含Ga之燒結體之參考例示於表2-3。得知不含Ga燒結體難以引起靶材之厚度方向之結晶型的變動。由該結果可確認本發明之長期穩定性之課題在為含有Ga之燒結體之情形時(含有氧化銦、氧化鎵及氧化鋅作為原料之濺鍍靶材之情形)變得明顯。
將實施例1及比較例1中所製作之靶材用燒結體之元素組成比(原子數比)、粒徑及比電阻示於表1。
將實施例、比較例及參考例中所製作之靶材用燒結體及TFT之各種特性等示於表2-1~2-3。再者，靶材之結晶型中之「△」意指微量成分(雜質成分，主波峰之高度為主成分之主波峰之高度的50%以下)。
將結晶型與JCPDS卡No.之對比示於表3。
產業上之可利用性
根據本發明，可提供長期成膜時，所獲得之薄膜特性之穩定性優異的濺鍍靶材。
根據本發明，可有效提供一種具有穩定之TFT特性之薄膜電晶體。
上文已對數個本發明之實施形態及/或實施例進行了詳細說明，但只要實質上不脫離本發明之新穎之教示及效果，則業者可容易地對該等例示即實施形態及/或實施例進行大量變更。因此，該等大量變更包括在本發明之範圍內。
該說明書中記載之文獻之內容全部引用於本文中。
1．．．通道截斷環型薄膜電晶體(逆交錯型薄膜電晶體)
10．．．基板
20．．．閘極電極
30．．．閘極絕緣層
40．．．半導體膜(通道層)
50．．．源極電極
52．．．汲極電極
60．．．蝕刻阻擋層(保護膜)
圖1係表示本發明之通道截斷環型薄膜電晶體(逆交錯型薄膜電晶體)之結構的示意圖。

Claims (7)

  1. 一種濺鍍靶材，其包含氧化物燒結體，該氧化物燒結體含有In、Zn、及Ga，且表面與內部之化合物之結晶型相同，其中上述氧化物燒結體之In、Zn、及Ga之組成比(原子數比)滿足下述區域4~6之任一者，且上述相同之結晶型包含於2θ=7.0°~8.4°、30.6°~32.0°、33.8°~35.8°、53.5°~56.5°及56.5°~59.5°中具有Cukα射線之X射線繞射波峰的結晶結構，區域4 0.00<Ga/(In+Ga+Zn)<0.15 0.20≦In/(In+Zn)<0.51 0.58<In/(In+Ga)區域5 0.00<Ga/(In+Ga+Zn)≦0.20 0.51≦In/(In+Zn)≦0.85區域6 0.15≦Ga/(In+Ga+Zn)In/(In+Zn)<0.51 0.58<In/(In+Ga)。
  2. 如請求項1之濺鍍靶材，其中上述氧化物燒結體之表面之比電阻(R1)與距表面t/2mm(t為濺鍍靶材之平均厚度)之深部之比電阻(R2)的比R1/R2為0.4以上、2.5以下。
  3. 如請求項1之濺鍍靶材，其中上述相同之結晶型僅包含 一種結晶型。
  4. 如請求項3之濺鍍靶材，其滿足上述區域4之組成比。
  5. 如請求項1之濺鍍靶材，其中上述相同之結晶型進而包含In2 O3 所示之紅綠柱石結晶結構，且滿足上述區域5之組成比。
  6. 如請求項1之濺鍍靶材，其中上述相同之結晶型進而包含InGaO3 (ZnO)所示之同源結晶結構，且滿足上述區域6之組成比。
  7. 一種如請求項3之濺鍍靶材之製造方法，其包括下述(a)~(e)之步驟，(a)將原料化合物粉末加以混合而製備混合物；(b)將上述混合物成形而製備厚度為6.0mm以上之成形體；(c)於3℃/分鐘以下之升溫速度將氣體環境升溫；(d)進而於1280℃以上、1520℃以下之溫度將上述已升溫之成形體燒結2小時以上、96小時以下，獲得厚度為5.5mm以上之燒結體；以及(e)將上述燒結體之表面研削0.25mm以上。
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