TWI552342B - Thin film transistor and manufacturing method thereof - Google Patents

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Mototaka Ochi
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Toshihiro Kugimiya
Kenta Hirose
Hiroaki Tao
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Description

薄膜電晶體及其製造方法
本發明係關於液晶顯示器或有機EL顯示器等之顯示裝置所用之薄膜電晶體(Thin Film Transistor，TFT)及其製造方法。
非晶質(amorphous)氧化物半導體與泛用之非晶矽(a-Si)相較，具有高的載子移動度(亦稱為場效移動度，以下有時簡稱為「移動度」)，且光學帶隙較大，可低溫成膜。因此，被期待應用於要求大型．高解像度．高速驅動之次世代顯示器、或耐熱性低之樹脂基板等。
至於前述氧化物半導體，由銦(In)、鎵(Ga)、鋅(Zn)及氧(O)所成之非晶質氧化物半導體(In-Ga-Zn-O，以下有時稱為「IGZO」)、或由銦(In)、鋅(Zn)、錫(Sn)及氧(O)所成之非晶質氧化物半導體(In-Zn-Sn-O，以下有時稱為「IZTO」)由於具有高移動度故已被使用。
此外，使用前述氧化物半導體之底閘極型 TFT之構造大致分成如圖1(a)所示之具有蝕刻阻止層9之蝕刻阻止型(ESL型)，與圖1(b)所示之不具有蝕刻阻止層之背通道蝕刻型(BCE型)之2種。
前述圖1(b)之不具有蝕刻阻止層之BCE型 TFT，於製造步驟中，由於不需要形成蝕刻阻止層之步驟，故生產性優異。
然而，該BCE型TFT之製造步驟有如下問 題。亦即，於氧化物半導體層上形成源極-汲極電極用薄膜，且在進行圖型化時對該源極-汲極電極用薄膜使用濕式蝕刻液(例如含磷酸、硝酸、乙酸等之酸系蝕刻液)。 氧化物半導體層暴露於前述酸系蝕刻液中之部分遭受削減損傷，其結果，可能發生TFT特性下降之問題。
例如前述之IGZO，對於作為源極-汲極電極 之濕式蝕刻液使用之無機酸系濕式蝕刻液之可溶性高，極容易因無機酸系濕式蝕刻液而被蝕刻。因此，有IGZO膜消失、難以製作TFT、TFT特性降低等問題。另外，圖形化時對源極-汲極電極進行乾式蝕刻時，亦認為氧化物半導體層會受損傷，使TFT特性下降(又，以下針對進行濕式蝕刻蝕刻之情況加以描述)。
上述BCE型TFT中，作為抑制氧化物半導體 層損傷之技術已提案有例如下述專利文獻1~3之技術。該等技術係藉由在氧化物半導體層與源極-汲極電極之間形成犧牲層(或陷入部)，而抑制對氧化物半導體層之損傷者。然而，為形成上述犧牲層(或陷入部)，有必要增加 步驟。且，非專利文獻1中雖顯示去除氧化物半導體層表面之受損層，但難以均勻地去除該受損層。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本特開2012-146956號公報
專利文獻2：日本特開2011-54812號公報
專利文獻3：日本特開2009-4787號公報
[非專利文獻]
非專利文獻1：C.-J.Kim等人，Electrochem. Solid-State Lett. 12(4), H95-H97 (2009)
本發明係鑑於上述問題而完成者，其目的係提供一種TFT，其係不具有蝕刻阻止層之BCE型TFT，其具備維持了高的場效移動度並且應力耐性優異(亦即，對於光或偏壓應力等之閾值電壓變化量小)之氧化物半導體層。
可解決前述課題之本發明之薄膜電晶體之特徵係於基板上至少依序具有閘極電極、閘極絕緣膜、氧化 物半導體層、源極-汲極電極、及保護前述源極-汲極電極之保護膜的薄膜電晶體，且前述氧化物半導體層係由Sn、及由In、Ga、及Zn所組成之群選出之1種以上之元素與O所構成，薄膜電晶體之層合方向剖面中，以[100×(源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚-氧化物半導體層中央部之膜厚)/源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚]求出之值為5%以下。
本發明之較佳實施形態中，以X射線光電子 分光法測定前述氧化物半導體層之表面時，氧1s光譜中之強度最高的波峰之能量在529.0~531.3eV之範圍內。
本發明之較佳實施形態中，前述氧化物半導 體層之Sn含量相對於全部金屬元素滿足5原子%以上且50原子%以下。
本發明之較佳實施形態中，前述氧化物半導 體層係由In、Ga、Zn及Sn與O構成，且將In、Ga、Zn及Sn之合計量作為100原子%時，滿足In之含量為15原子%以上且25原子%以下，Ga之含量為5原子%以上且20原子%以下，Zn之含量為40原子%以上且60原子%以下，及Sn之含量為5原子%以上且25原子%以下。
本發明之較佳實施形態中，前述氧化物半導 體層含有Zn，且其表層之Zn濃度(單位：原子%)為該氧化物半導體層之Zn含量(單位：原子%)之1.0~1.6倍。
本發明之較佳實施形態中，前述源極-汲極電 極含有導電性氧化物層，且該導電性氧化物層與前述氧化物半導體層直接接合。
本發明之較佳實施型態中，前述源極-汲極電 極係由前述導電性氧化物層所成。
本發明之較佳實施形態中，前述源極-汲極電 極具有自前述氧化物半導體層側起依序為下述層之層合構造：前述導電性氧化物層；含有選自Al、Cu、Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素的1層以上之金屬層(X層，包含Al合金層)。
本發明之較佳實施形態中，前述金屬層(X 層)具有自前述氧化物半導體層側起依序為下述層之層合構造：含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素的金屬層(X2層)；與選自純Al層、Al合金層、純Cu層及Cu合金層所組成之群之1層以上的金屬層(X1層)。
本發明之較佳實施形態中，前述金屬層(X 層)具有自前述氧化物半導體層側起依序具有下述層之層合構造：選自純Al層、Al合金層、純Cu層及Cu合金層所組成之群之1層以上的金屬層(X1層)；與含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成群之1種以上元素之金屬層(X2層)。
本發明之較佳實施形態中，前述金屬層(X 層)具有自前述氧化物半導體層側起依序具有下述層之層合構造：含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之 1種以上元素的金屬層(X2層)；選自由純Al層、Al合金層、純Cu層及Cu合金層所組成之群之1層以上的金屬層(X1層)；與含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素的金屬層(X2層)。
本發明之較佳實施形態中，前述Al合金層含 有0.1原子%以上之選自由Ni、Co、Cu、Ge、Ta、Mo、Hf、Zr、Ti、Nb、W及稀土類元素所組成之群之1種以上的元素。
本發明之較佳實施形態中，前述導電性氧化 物層為非晶質構造。
本發明之較佳實施形態中，前述導電性氧化 物層係由選自由In、Ga、Zn及Sn所組成之群之1種以上元素與O構成。
本發明之較佳實施形態中，前述源極-汲極電 極具有自前述氧化物半導體層側起依序具有下述層之層合構造：由選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素構成的障壁金屬層；與Al合金層。
本發明之較佳實施形態中，前述源極-汲極電 極中之前述障壁金屬層係由純Mo或Mo合金所成。
本發明之較佳實施形態中，前述源極-汲極電 極中之Al合金層含有合計為0.1~4原子%之選自由Ni及Co所組成之群之1種以上的元素。
本發明之較佳實施形態中，前述源極-汲極電 極中之Al合金層含有合計為0.05~2原子%之選自由Cu 及Ge所組成之群之1種以上的元素。
本發明之較佳實施形態中，前述源極-汲極電 極中之Al合金層進一步含有選自由Nd、Y、Fe、Ti、V、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、Mg、Cr、Mn、Ru、Rh、Pd、Ir、Pt、La、Gd、Tb、Dy、Sr、Sm、Ge及Bi所組成之群之至少1種元素。
本發明之較佳實施形態中，前述源極-汲極電 極中之前述Al合金層含選自由Nd、La及Gd所組成之群之至少一種元素。
本發明亦包含前述薄膜電晶體之製造方法。 該製造方法具有之特徵係使用酸系蝕刻液進行於前述氧化物半導體層上形成之前述源極-汲極電極之圖型化，隨後，對於前述氧化物半導體層之至少暴露於前述酸系蝕刻液之部分進行氧化處理後，形成前述保護膜。
本發明之較佳實施形態中，前述氧化處理係 熱處理及N2O電漿處理之至少一種(更好為熱處理及N2O電漿處理)。
本發明之較佳實施形態中，前述熱處理係在 130℃以上(更好為250℃以上)且700℃以下之加熱溫度下進行。
依據本發明，在BCE型TFT之製造步驟中，使暴露於源極-汲極電極形成時使用之酸系蝕刻液中之氧 化物半導體層成為含Sn者，且該氧化物半導體層在暴露於前述酸系蝕刻液中後施以氧化處理，故可提供該氧化物半導體層之膜厚均勻且該氧化物半導體層之表面狀態良好、應力耐性優異之BCE型TFT。
此外，依據本發明之方法，由於可以濕式蝕 刻進行源極-汲極電極之形成，故可容易且以低成本獲得特性高之顯示裝置。
另外本發明之TFT由於不具有如上述之蝕刻 阻止層，故TFT製造步驟中之遮罩形成步驟數少，可充分削減成本。且BCE型TFT由於並無如ESL型TFT之蝕刻阻止層與源極-汲極電極之重疊部分，故相較於ESL型TFT可使TFT更小型化。
1‧‧‧基板
2‧‧‧閘極電極
3‧‧‧閘極絕緣膜
4‧‧‧氧化物半導體層
5‧‧‧源極-汲極電極(S/D)
6‧‧‧保護膜(絕緣膜)
7‧‧‧接觸孔
8‧‧‧透明導電膜
9‧‧‧蝕刻阻止層
11‧‧‧導電性氧化物層
X‧‧‧X層
X1‧‧‧X1層
X2‧‧‧X2層
12‧‧‧Si基板
13‧‧‧碳蒸鍍膜
圖1(a)係用於說明過去之薄膜電晶體(ESL型)之概略剖面圖，圖1(b)係用於說明本發明之薄膜電晶體(BCE型)之概略剖面圖。
圖2(a)~(e)係示意性顯示本發明之薄膜電晶體中之源極-汲極電極之剖面構造之圖。
圖3係用於說明本發明之薄膜電晶體之概略剖面圖。
圖4係實施例中之本發明例的FE-SEM(場發射-掃描電子顯微鏡(Field Emission-Scanning Electron Microscope))觀察照片，圖4(b)係將圖4(a)之虛線框放大之 照片。
圖5係實施例中之比較例之FE-SEM觀察照片，圖5(b)係將圖5(a)之虛線框放大之照片。
圖6係顯示實施例中之應力耐性試驗結果(比較例，未經氧化處理)。
圖7係顯示實施例中之應力耐性試驗結果(本發明例，氧化處理為熱處理)。
圖8係顯示實施例中之應力耐性試驗結果(本發明例，氧化處理為N2O電漿處理)。
圖9係顯示實施例中之應力耐性試驗結果(本發明例，氧化處理為熱處理及N2O電漿處理)。
圖10係顯示實施例中之X射線光電子分光分析(X-ray Photoelectron Spectroscopy，XPS)觀察結果。
圖11係顯示實施例中TFT(No.1)之Id-Vg特性之圖。
圖12係顯示實施例中TFT(No.2)之Id-Vg特性之圖。
圖13係顯示實施例中TFT(No.4)之Id-Vg特性之圖。
圖14係顯示實施例中TFT(No.5)之Id-Vg特性之圖。
圖15係顯示實施例中之應力耐性試驗結果(No.4)之圖。
圖16係顯示實施例中之應力耐性試驗結果(No.5) 之圖。
圖17係顯示實施例中，使用純Mo電極作為源極-汲極電極時之熱處理溫度與(移動度，△Vth)之關係之圖。
圖18係顯示實施例中，使用IZO電極作為源極-汲極電極時之熱處理溫度與(移動度，△Vth)之關係之圖。
圖19為實施例中之分析試料1之XPS(X射線光電子分光分析)觀察結果。
圖20係顯示實施例中之分析試料2之XPS(X射線光電子分光分析)觀察結果。
圖21係顯示實施例中之XPS(X射線光電子分光分析)觀察結果(氧化物半導體層之膜厚方向之組成分佈測定結果)。
圖22係顯示實施例中之熱處理溫度與表層Zn濃度比關係之圖。
本發明人等為解決前述課題而對BCE型TFT重複積極的研究。結果藉由下述處理，可去除因濕式蝕刻(酸蝕刻)造成之污染或損傷：．使暴露於形成源極-汲極電極時之酸系蝕刻液的氧化物半導體層成為尤其含Sn者；及．在TFT製造步驟中，於源極-汲極電極形成後(亦即進行酸蝕刻後)，對於前述氧化物半導體層之至少暴露 於酸系蝕刻液之部分施以後述之氧化處理。因此其結果，發現可獲得氧化物半導體層之膜厚均勻且具有良好應力耐性之TFT，因而完成本發明。
首先，針對本發明之氧化物半導體層之成分組成與構成加以說明。
本發明之TFT中之氧化物半導體層具有之特徵為含Sn作為必要成分。藉由如此含Sn，而抑制因酸系蝕刻液所致之該氧化物半導體層之蝕刻，可使氧化物半導體層之表面保持平滑。
氧化物半導體層之Sn量(意指相對於氧化物半導體層中所含全部金屬元素之比例。以下關於其他金屬元素量亦同)為了可充分發揮上述效果，較好設為5原子%以上，更好設為9原子%以上。又更好為15原子%以上，再更好為19原子%以上。
另一方面，氧化物半導體層之Sn量過多時，會有應力耐性下降，並且對於氧化物半導體層之加工用濕式蝕刻液之蝕刻速率下降之情況。因此上述Sn量較好為50原子%以下，更好為30原子%以下，又更好為28原子%以下，再更好為25原子%以下。
用於形成源極-汲極電極之濕式蝕刻時，氧化物半導體層係暴露於酸系蝕刻液中。然而藉由使如上述之氧化物半導體層成為含Sn者，抑制了該氧化物半導體層之蝕刻(更具體而言，將酸系蝕刻液所致之氧化物半導體層之蝕刻速率抑制在1Å/sec以下)。結果，所得TFT之 源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚，與氧化物半導體層中央部(意指連結源極電極端與汲極電極端之最短線之中間地點)之膜厚的差[100×(源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚一氧化物半導體層中央部之膜厚)/源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚]抑制在5%以下。上述膜厚之差大於5%時，會有無法均勻蝕刻之情況，而在氧化物半導體層之同一面內之金屬元素間產生蝕刻差，導致組成偏移。前述膜厚的差較好為3%以下，最好沒有膜厚差，亦即為0%。
前述氧化物半導體層除Sn以外，含選自由 In、Ga、及Zn所組成之群之1種以上之元素作為金屬元素。
In係能有效減低氧化物半導體層之電阻之元 素。為了有效地展現該等效果而含有In時，In量較好為1原子%以上，更好為3原子%以上，又更好為5原子%以上。又再更好為15原子%以上。另一方面，In量過多時容易使應力耐性下降，故In量較好設為25原子%以下，更好為23原子%以下，又更好為20原子%以下。
Ga係抑制氧缺損發生、有效提高應力耐性之 元素。為了欲有效展現該等效果而含有Ga時，Ga量較好設為5原子%以上，更好為10原子%以上，又更好為15原子%以上。另一方面，Ga量過多時，負責電子之電導通路之In或Sn之含量相對較低，其結果，會有移動度下降之情況。因此Ga量較好設為40原子%以下，更好為30 原子%以下，又更好為25原子%以下，再更好為20原子%以下。
Zn係對濕式蝕刻速率造成影響之元素，且係有助於氧化物半導體層加工時之濕式蝕刻性提高之元素。且Zn亦係獲得安定之非晶質構造之氧化物半導體層，能有效確保TFT之安定且良好切換動作之元素。為了充分發揮該等效果而含有Zn時，Zn量較好設為35原子%以上，更好為40原子%以上，又更好為45原子%以上。另一方面，Zn量過多時，氧化物半導體層加工時之濕式蝕刻速率過快，容易變得難以成為期望之圖型形狀。且，會有使氧化物半導體結晶化，使In或Sn等之含量相對減少，使應力耐性惡化之情況。因此Zn量較好設為65原子%以下，更好為60原子%以下。
至於前述氧化物半導體層，列舉為In-Ga-Zn-Sn-O(IGZTO)等。
前述第1氧化物半導體層為前述In-Ga-Zn-Sn-O(IGZTO)，亦即由In、Ga、Zn、及Sn與O構成時，以In、Ga、Zn及Sn之合計量作為100原子%時，較好滿足In之含量為15原子%以上且25原子%以下，Ga之含量為5原子%以上且20原子%以下，Zn之含量為40原子%以上且60原子%以下，及Sn之含量為5原子%以上且25原子%以下。
前述氧化物半導體層之組成考慮上述各金屬元素之均衡，較好以有效發揮期望之特性之方式，設定適 當之範圍。列舉為例如使前述氧化物半導體層中所含之In、Ga及Sn之比率滿足In：Ga：Sn(原子比)=1：1：1~2：2：1。
前述氧化物半導體層含Zn，且其表層之Zn 濃度(表層Zn濃度，單位為原子%，以下同)較好為該氧化物半導體層之Zn含量(單位為原子%，以下同)之1.0~1.6倍。以下，關於氧化物半導體層表層之Zn濃度，包含至對該等之控制加以說明。
氧化物半導體層因TFT製造步驟之源極-汲極 電極加工時所使用之酸系蝕刻液而受到損傷，而容易發生該氧化物半導體層表面之組成變動。尤其Zn氧化物容易溶解於酸系蝕刻液中，因此氧化物半導體層表面之Zn濃度容易變低。經本發明者確認之結果，首先發現因該氧化物半導體層表面之Zn濃度變低，可能使氧化物半導體層表面發生許多氧缺損，使TFT特性(移動度或信賴性)下降。
因此，欲抑制上述氧缺損之發生，而著眼於 氧化物半導體層表面(與保護膜接觸之面)之Zn濃度(表層Zn濃度)進行檢討。結果瞭解到該表層Zn濃度若為氧化物半導體層之Zn含量之1.0倍以上，則可充分地恢復氧缺損故較佳。前述表層Zn濃度相對於前述氧化物半導體層之Zn含量之倍率(「表層Zn濃度/氧化物半導體層之Zn含量」(原子比)，以下稱該倍率為「表層Zn濃度比」)較好為1.1倍以上，更好為1.2倍以上。前述 表層Zn濃度比愈高則前述效果愈高故較佳，但考量本發明所推薦之製造條件時，其上限設為1.6倍以下。前述表層Zn濃度比更好為1.5倍以下，又更好為1.4倍以下。 前述表層Zn濃度比係以後述實施例中所記載之方法求出。且前述表層Zn濃度比可藉由進行後述之氧化處理(熱處理或N2O電漿處理，尤其是熱處理，較好如後述之在更高溫之熱處理)，使Zn朝氧化物半導體層表面側擴散．濃化而達成。
氧化物半導體層之厚度並無特別限制。列舉 為例如將該厚度設為較好20nm以上，更好為30nm以上，較好為200nm以下，更好為100nm以下。
本發明中，如上述，為了確保對於源極-汲極 電極形成時所使用之酸系蝕刻液之耐性，將氧化物半導體層設為特別含Sn者。然而僅以此，與具有蝕刻阻止層之ESL型TFT比較，仍無法獲得良好的應力耐性。因此本發明進一步在TFT製造步驟中，於源極-汲極電極形成後且保護膜形成前，施以下文詳述之氧化處理。
藉由該氧化處理，使暴露於酸系蝕刻液而受 到損傷等之氧化物半導體層之表面回復到酸蝕刻前之狀態。
詳言之如下。亦即，在用於源極-汲極電極形 成之濕式蝕刻(酸蝕刻)時，於暴露於酸系蝕刻液之氧化物半導體層之表面納入OH或C之污染物。因該等OH或C之污染物而產生氧缺陷，且以氧欠缺為原因而形成電子 阱，容易使TFT特性劣化。然而藉由於上述濕式蝕刻後施以氧化處理，將上述污染物置換成氧，亦即，去除OH或C等而恢復(回復)到濕式蝕刻前之表面狀態，故即使是BCE型之TFT亦可獲得優異之TFT特性。
本發明人等如後述實施例(後述之圖10)詳 述般，藉由以XPS(X射線光電子分光分析)等觀察「氧化物半導體層剛形成後(剛沉積(as-deposited))」、「酸蝕刻後」、及「氧化處理後」之各階段之氧化物半導體層之表面，並比對O1s光譜中之強度最高之波峰能量而確認此論點。
前述氧化物半導體層剛形成後(剛沉積之狀 態)之表面的O(氧)1s光譜波峰(後述圖10之(1))約為530.8eV。然而，對上述剛沉積狀態之氧化物半導體層施以上述酸蝕刻時(未進行氧化處理之狀態。亦即，相當於過去的TFT製造方法之情況)，氧化物半導體層表面之O1s光譜波峰(後述圖10之(2))趨近532.3eV(氧有缺損)，自剛沉積狀態之情況(約530.8eV)位移。該波峰位移意味著構成氧化物半導體層之金屬氧化物中之O置換成附著之OH或C，使氧化物半導體層之表面處於氧缺損之狀態。
另一方面，上述蝕刻後，進一步進行氧化處 理時，亦即，本發明之TFT中之氧化物半導體層表面之O1s光譜波峰(後述圖10之(3))之能量比上述酸蝕刻後之氧化物半導體層表面之O1s光譜波峰之能量小，而朝 剛沉積狀態之波峰方向位移。上述氧化處理後之氧化物半導體層表面之O1s光譜波峰為例如529.0~531.3eV之範圍內。又，後述之實施例中，位於約530.8eV(530.8±0.5eV之範圍內)，位於與前述氧化物半導體層剛形成後之O1s光譜波峰大致相同之位置。因此，認為藉由氧化處理，於氧化物半導體層表面，如上述OH或C等被去除，回復到濕式蝕刻前之表面狀態。
作為前述氧化處理列舉為熱處理及N2O電漿 處理之至少一種。較好進行熱處理與N2O電漿處理兩者。該情況下，熱處理與N2O電漿處理之順序並無特別限制。
前述熱處理列舉為以下述條件進行。亦即， 列舉為將加熱氛圍設為例如水蒸氣氛圍、氧氛圍。加熱溫度較好設為130℃以上。更好為250℃以上，又更好為300℃以上，再更好為350℃以上。另一方面，加熱溫度過高時，構成源極-汲極電極之材料容易變質。因此加熱溫度較好設為700℃以下。更好為650℃以下。又，基於抑制構成源極-汲極電極之材料變質之觀點，更好為600℃以下。在上述加熱溫度之保持時間(加熱時間)較好設為5分鐘以上。更好為60分鐘以上。上述加熱時間太長亦會使處理量變差，亦無法期待一定以上之效果，故上述加熱時間較好設為120分鐘以下，更好為90分鐘以下。
前述N2O電漿處理，亦即利用N2O進行之電 漿處理列舉為例如以功率：100W、氣體壓力：133Pa、處 理溫度：200℃、處理時間：10秒~20分鐘之條件實施。
本發明之TFT只要是氧化物半導體層滿足上 述要件即可，關於其他構成並無特別限制。亦即，例如，只要於基板上至少具有閘極電極、閘極絕緣膜、上述氧化物半導體層、源極-汲極電極、及保護膜即可。因此，構成TFT之上述閘極電極等只要是通常使用者即無特別限制，但基於確實提高TFT特性之觀點，較好如下述般控制上述之源極-汲極電極之構成。
源極-汲極電極由純Al或純Mo、Al合金、 Mo合金等構成時，施以後述之氧化處理時，會有該電極之表面或經蝕刻加工之端部被氧化之情況。電極表面被氧化形成氧化物時，會有與進一步於其上形成之光阻劑或保護膜之密著性下降、與像素電極之接觸電阻上升等之對於TFT特性或製造製程造成不良影響之情況。且亦有變色問題。再者，電極之端部氧化時，會有氧化物半導體層與源極-汲極電極間之電阻上升之虞。依據本發明人之檢討，因電極材料端部被氧化，而容易使Id-Vg特性中之S值增加，容易發生TFT特性(尤其是靜特性)之劣化。
基於上述理由，本發明人等發現若含有對於 氧化之電特性等之物性變化較少的導電性氧化物層作為源極-汲極電極者，且該導電性氧化物層成為與前述氧化物半導體層直接接合之形態，則可抑制S值增加等之劣化現象，其結果，不會使TFT之靜特性(尤其是S值)劣化，可提高光應力耐性。
構成前述導電性氧化物層之材料只要為顯示 導電性之氧化物且可溶解於源極-汲極電極形成時所用之酸系蝕刻液(例如，後述之實施例所用之PAN系蝕刻液)者即可並無限制。
前述導電性氧化物層較好由選自由In、Ga、 Zn、及Sn所組成之群之1種以上之元素與O構成。至於導電性氧化物雖以例如ITO或IZO為代表，但亦可使用ZAO(添加Al之ZnO)、GZO(添加Ga之ZnO)等。較好為ITO(In-Sn-O)或IZO(In-Zn-O)。
前述導電性氧化物層較好為非晶質構造。其 原因係為多結晶時因濕式蝕刻而產生殘渣，易使蝕刻變困難，但為非晶質構造時則不易產生該等問題。
如圖2(a)示意地顯示，形成於氧化物半導 體層4上之前述源極-汲極電極5除了設為導電性氧化物層11之單層以外，亦可為後述之圖2(b)~(e)所示之含有導電性氧化物層11之層合構造。
構成前述源極-汲極電極之前述導電性氧化物 層之膜厚於僅為導電性氧化物層(單層)時可設為10~500nm，於導電性氧化物層與以下詳述之X層層合時可設為10~100nm。
前述源極-汲極電極成為層合構造時，前述源極-汲極電極可如圖2(b)中示意性所示，成為下述各層之層合構造：前述導電性氧化物層11； 含有選自Al、Cu、Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素的1層以上之金屬層(X層)(符號X)。
又，源極-汲極電極為單層．層合任一情況時，導電性氧化物層較好與氧化物半導體層直接接合。
導電性氧化物之電阻率比金屬材料高。因此，基於降低源極-汲極電極之電阻之觀點，推薦使源極-汲極電極成為如上述之前述導電性氧化物層與金屬層(X層)之層合構造。
前述「含1種以上之元素」包含由該元素所成之純金屬及以該元素為主成分(例如50原子%以上)之合金。
前述X層若包含由純Al層、Al合金層、純Cu層及Cu合金層所成之群選出之1層以上之金屬層(X1層，以下有時將純Al層及Al合金層總稱為「Al系層」，將純Cu層及Cu合金層總稱為「Cu系層」)，則可進一步減低源極-汲極電極之電阻故較佳。
至於前述X1層，若為含Al合金層，則可防止該層因加熱所致之突丘(hillock)、或可提高耐腐蝕性、提高與和源極-汲極電極連接之像素電極(ITO、IZO)之電氣接合性。作為該Al合金層，宜使用以較好0.1原子%以上，更好0.5原子%以上，較好6原子%以下含有由Ni、Co、Cu、Ge、Ta、Mo、Hf、Zr、Ti、Nb、W及稀土類元素所組成之群選出之1種以上之元素者。該情 況下，其餘部分為Al及不可避免之雜質。所謂上述稀土類元素意指包含鑭系元素(La至Lu之15種元素)及Sc(鈧)及Y(釔)。
至於該Al合金層，尤其如下述(i)、(ii)所示，更好依據目的使用Al合金層。
(i)為了提高Al合金層之耐腐蝕性、耐熱性，較好含Nd、La、Y等稀土類元素、或Ta、Zr、Nb、Ti、Mo、Hf等高熔點金屬元素作為合金元素。該等元素之含量可根據TFT之製造製程溫度與配線電阻值調整最適之量。
(ii)為了提高Al合金層與像素電極之電氣接合性，較好含有Ni、Co作為合金元素。再者藉由含有Cu或Ge，可使析出物微細化，可進一步提高耐腐蝕性或電氣接合性。
前述X1層之厚度可設為例如50~500nm。
且作為前述X層亦可含選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素之金屬層(X2層)。該X2層一般稱為障壁金屬(層)。前述X2層有助於如下詳述之電氣接合性等之提升。
於組合導電性氧化物層與X1層使用時，為提高該等層之密著性或電氣接合性、防止相互擴散，可於該等層之間形成前述X2層。
具體而言，使用作為源極-汲極電極之導電性氧化物層與作為X1層之Al系層時，為了防止因加熱所致 之Al系層之突丘或提高於後續步驟中與和源極-汲極電極連接之像素電極(ITO、IZO)之電氣接合性，亦可在導電性氧化物層與Al系層之間形成X2層。
此外，使用作為源極-汲極電極之導電氧化物 層與作為X1層之Cu系層時，為了抑制上述Cu系層表面之氧化，亦可於該等之間形成X2層。
且如後述之形態(III)，亦可於X1層之氧化 物半導體層側及相反側之兩側形成X2層。
X2層(障壁金屬層)之厚度可設為例如 50~500nm。
至於前述X層之形態，列舉有僅由X1層(單 層或層合)所成之情況，以及組合X1層(單層或層合)與X2層(單層或層合)之情況。
X層為X1層與X2層之組合時，具體可列舉 為下述(I)~(III)之形態作為源極-汲極電極之形態。
(I)如圖2(c)所示，自氧化物半導體層4側起依序具有導電性氧化物層11；X2層(符號X2)；與X1層(符號X1)之層合構造。
(II)如圖2(d)所示，自氧化物半導體層4側起依序具有導電性氧化物層11；X1層(符號X1)；與X2層(符號X2)之層合構造。
(III)如圖2(e)所示，自氧化物半導體層4側起依序具有導電性氧化物層11；X2層(符號X2)；X1層(符號X1)；與X2層(符號X2)之層合構造。
且廣泛使用由選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W 所組成之群之1種以上之元素所成之障壁金屬層作為前述源極-汲極電極。然而，以上述障壁金屬層構成源極-汲極電極之表面(與基板相反側之表面)時，藉由進行上述氧化處理，容易使電極表面或經蝕刻加工之端部氧化而形成厚的氧化膜，有發生TFT特性(尤其是靜特性)劣化或因與上層(保護膜等)之密著性降低導致之膜剝落。另外，亦有發生如下述般異常之情況。例如一般雖使用純Mo膜單層、或純Mo/純Al/純Mo之3層構造之層合膜作為前述障壁金屬層，但該等膜使用於源極-汲極電極時，在源極-汲極電極加工步驟中之水洗步驟中，會有氧化物(例如Mo氧化物)溶解於水中，於玻璃基板表面(未以閘極絕緣膜被覆之部分)或源極-汲極電極表面上存在上述氧化物殘渣之情況。
該氧化物(例如Mo氧化物)之殘渣成為洩漏 電流增加之原因，並且導致成為作為比源極-汲極電極更上層而成膜之保護絕緣膜或光阻劑等與源極-汲極電極之密著性下降，亦成為上述保護絕緣膜等剝落之原因。
基於上述之理由，本發明人等發現作為源極- 汲極電極若為自氧化物半導體層側起依序具有障壁金屬層(例如Mo層)與Al合金層之層合膜即可。若為上述層合膜，則在上述源極-汲極電極加工步驟中之水洗步驟中可極力減少純Mo層之露出量，其結果，可抑制因水洗處理所致之Mo氧化物之溶解。此外，可使構成源極-汲極電 極之障壁金屬層(例如純Mo層)之膜厚變得比該障壁金屬層單層之情況相對較薄。結果，可抑制與氧化物半導體直接接觸部分之上述氧化物之成長，不使TFT之靜特性劣化(尤其是不會使S值增加)，可提高光應力耐性。
前述源極-汲極電極中之Al合金層較好含有下述A群元素者：A群元素：合計為0.1~4原子%之由Ni及Co所組成之群選出之1種以上之元素；或者代替上述A群元素或與上述A群元素一起含有B群元素者：B群元素：合計為0.05~2原子%之由Cu及Ge所組成之群選出之1種以上元素。以下，針對該Al合金層加以說明。
源極-汲極電極表面(與基板相反側之面)之一部分與作為像素電極使用之ITO膜或IZO膜等之透明導電性氧化物膜直接接合。上述源極-汲極電極之表面為純Al時，會有於該純Al與上述透明導電性氧化物膜之間形成氧化鋁之絕緣膜，變得無法進行歐姆接觸而使接觸電阻上升之虞。
本發明中，作為構成源極-汲極電極表面(與基板相反側之面)之Al合金層，較好設為包含上述A群元素：由Ni及Co所組成之群選出之1種以上之元素者。藉此，使Ni或Co之化合物析出於Al合金層與前述像素電極(透明導電性氧化物膜)之界面，可降低與上述透明 導電性氧化物膜直接接合時之接觸電阻。因此其結果可省略由上述純Mo/純Al/純Mo之3層構造之層合膜所成之源極-汲極電極之上部障壁金屬層(純Mo層)。為了發揮該效果，較好將上述A群元素之總含量設為0.1原子%以上。更好為0.2原子%以上，又更好為0.4原子%以上。另一方面，上述A群元素之總含量過多時，Al合金層之電阻率變高，故較好設為4原子%以下。更好為3.0原子%以下，又更好為2.0原子%以下。
上述B群元素的Cu、Ge係提高Al基合金膜 之耐腐蝕性之有效元素。為了發揮該效果較好將上述B群元素之總含量設為0.05原子%以上。更好為0.1原子%以上，又更好為0.2原子%以上。另一方面，上述B群元素之總含量過多時，Al合金層之電阻率變高，故較好設為2原子%以下。更好為1原子%以下，又更好為0.8原子%以下。
前述Al合金層亦可進一步含有選自由Nd、 Y、Fe、Ti、V、Zr、Nb、Mo；Hf、Ta、Mg、Cr、Mn、Ru、Rh、Pd、Ir、Pt、La、Gd、Tb、Dy、Sr、Sm、Ge及Bi所組成之群(C群)之至少1種元素(C群元素)。
上述C群元素係有效提高Al合金層之耐熱性、防止於該Al合金層之表面形成突丘之元素。為發揮該效果，較好將C群元素之總含量設為0.1原子%以上。更好為0.2原子%以上，又更好為0.3原子%以上。另一方面，C群元素之總含量過多時，Al合金層之電阻率變高， 故較好設為1原子%以下，更好為0.8原子%以下，又更好為0.6原子%以下。
上述C群元素中，較好為選自由Nd、La及Gd所組成之群之至少1種元素。
至於前述Al合金層，列舉為包含上述A群元素、上述A群元素+上述B群元素、上述A群元素+上述C群元素、上述A群元素+上述B群元素+上述C群元素、上述B群元素、或上述B群元素+上述C群元素，其餘部分由Al及不可避免之雜質所成者。
前述障壁金屬層之膜厚，基於膜厚均勻性之觀點，較好為3nm以上。更好為5nm以上，又更好為10nm以上。然而過厚時，障壁金屬相對於總膜厚之比例變多而增加配線電阻。因此前述膜厚較好為100nm以下，更好為80nm以下，又更好為60nm以下。
前述Al合金層之膜厚，基於配線之低電阻化之觀點，較好為100nm以上。更好為150nm以上，又更好為200nm以上。然而過厚時，成膜或蝕刻加工時需要花費時間，而產生製造成本增加之缺點，因此前述膜厚較好為1000nm以下，更好為800nm以下，又更好為600nm以下。
障壁金屬層相對於總膜厚之膜厚比，基於障壁金屬之障壁性觀點，較好為0.02以上，更好為0.04以上，又更好為0.05以上。然而上述膜厚比過大時，配線電阻增加，故上述膜厚比較好為0.5以下，更好為0.4以 下，又更好為0.3以下。
以下，邊參照圖3邊說明包含上述氧化處理 之本發明TFT之製造方法。圖3及以下說明係表示本發明之較佳實施形態之一例者，但並無受限於該等之意涵。
圖3係於基板1上形成閘極電極2及閘極絕 緣膜3，且於其上形成氧化物半導體層4。進而於其上形成源極-汲極電極5，且於其上形成保護膜(絕緣膜)6，透過接觸孔7使透明導電膜8與汲極電極5電性連接。
於基板1上形成閘極電極2及閘極絕緣膜3 之方法並無特別限制，可採用通常使用之方法。且，閘極電極2及閘極絕緣膜3之種類亦未特別限制，可使用廣泛使用者。例如可適當地使用電阻率低的Al或Cu之金屬、或耐熱性高的Mo、Cr、Ti等高熔點金屬、或該等之合金作為閘極電極2。此外，閘極絕緣膜3代表性例示為矽氮化膜(SiN)、矽氧化膜(SiO2)、矽氧氮化膜(SiON)等。此外，亦可使用Al2O3或Y2O3等之氧化物、或層合該等而成者。
接著形成氧化物半導體層4。氧化物半導體層 4較好藉由濺鍍法(DC濺鍍法或RF濺鍍法)，使用濺鍍靶材(以下有時稱為「靶材」)成膜。依據濺鍍法，可容易地形成成分或膜厚之膜面內均勻性優異之薄膜。此外，藉由塗佈法等化學成膜法，亦可形成氧化物半導體層4。
至於濺鍍法所用之靶材，較好使用含前述元 素、與期望之氧化物相同組成之濺鍍靶材。藉此，可形成 組成偏差少之期望成分組成之薄膜。
具體而言，作為前述氧化物半導體層之成膜 所用之靶材，只要使用由金屬元素(Sn及選自由In、Ga、及Zn所組成之群之至少1種以上之元素)之氧化物構成，且與期望之氧化物相同組成之氧化物靶材即可。 且，亦可藉由使組成不同之兩種靶材同時放電之組合濺鍍法成膜。上述靶材可藉由例如粉末燒結法製造。
上述濺鍍列舉為藉以下述條件進行。基板溫 度列舉為約室溫~200℃。氧添加量只要能顯示作為半導體之動作，依據濺鍍裝置之構成或靶材之組成等適當控制即可。氧添加量較好以使半導體載子濃度成為約1015~1016cm-3之方式控制。
且濺鍍成膜時之氣體壓力較好在約1~3mTorr之範圍內。對濺鍍靶材施加之功率推薦設定在約200W以上。
如上述，成膜氧化物半導體層4後，對該氧化物半導體層4進行濕式蝕刻，進行圖型化。前述圖型化後，較好進行用於改善氧化物半導體層4之膜質的熱處理(預退火)。藉由該熱處理，而提高電晶體特性之導通電流及場效移動度，且提高電晶體性能。預退火之條件列舉為例如在大氣氛圍下或水蒸氣氛圍下，設為例如加熱溫度：約250~400℃，加熱時間：約10分鐘~1小時等。
前述預退火後，形成源極-汲極電極5。源極-汲極電極5之種類並無特別限制，可使用廣泛使用者。源 極-汲極電極可在使用濺鍍法成膜後，使用光微影法及濕式蝕刻法或乾式蝕刻法形成。本發明由於在用於形成源極-汲極電極5之圖型化中使用酸系蝕刻液，故構成源極-汲極電極5之材料較好使用Al合金、純Mo、Mo合金等。且如上述，就確保更優異之TFT特性之觀點而言，較好使源極-汲極電極5成為含導電性氧化物層11且該導電性氧化物層11與前述氧化物半導體層4直接接合之構造。該情況下，源極-汲極電極5可成為僅前述導電性氧化物層11，或者進一步層合導電性氧化物層11與X層(X1層、X1層及X2層)之構造。
在源極-汲極電極5僅由金屬薄膜構成之情況下，例如可在以磁控濺鍍法使金屬薄膜成膜後，使用光微影法及酸系蝕刻液之濕式蝕刻(酸蝕刻)予以圖型化而形成。於源極-汲極電極5由上述導電性氧化物層11之單層膜構成時，該導電性氧化物層11可藉與前述之氧化物半導體層4之形成同樣地濺鍍法成膜後使用光微影法及酸系蝕刻液，藉濕式蝕刻(酸蝕刻)圖型化。且源極-汲極電極5為導電性氧化物層11與X層(金屬膜)之層合時，可在層合前述導電性氧化物層11之單層及X層(X1層、X1層及X2層)後，使用光微影法及酸系蝕刻液，利用濕式蝕刻(酸蝕刻)予以圖型化而形成。亦可使用乾式蝕刻法作為源極-汲極電極之前述蝕刻法。
且形成障壁金屬層與Al合金層之層合膜作為源極-汲極電極5時，可藉由例如磁控濺鍍法成膜個別層 (金屬薄膜)後，使用光微影法及酸系蝕刻液，利用濕式蝕刻(酸蝕刻)予以圖型化而形成。
接著，進行如上述詳述之氧化處理。進而於氧化物半導體層4、源極-汲極電極5之上利用CVD(化學蒸氣沉積(Chemical Vapor Deposition)法成膜保護膜6。作為保護膜6可使用矽氮化膜(SiN)、矽氧化膜(SiO2)、矽氧氮化膜(SiON)、或者層合該等而成者。上述保護膜6亦可藉濺鍍法形成。
接著，基於常用方法，透過接觸孔7使透明導電膜8與汲極電極5電性連接。前述透明導電膜8之種類並無特別限制，可使用通常使用者。
本發明之TFT之製造方法由於不含蝕刻阻止層，故減少TFT製造步驟中形成之遮罩數。因此，可充分降低成本。
本申請案係基於2012年12月28日提出申請之日本專利申請案第2012-288944號及2013年3月5號提出申請之日本專利申請案第2013-043058號主張優先權之利益者。2012年12月28日提出申請之日本專利申請案第2012-288944號之說明書之全部內容及2013年3月5號提出申請之日本專利申請案第2013-043058號之說明書全部內容援用作為本申請案之參考。
實施例
以下，列舉實施例更具體說明本發明，但本 發明並不因下述實施例而受任何限制，當然可在適於前．後所述之意涵之範圍內施加適當之變更予以實施，該等均包含於本發明之技術範圍內。
[實施例1] [本發明例之TFT之製作]
基於前述方法，製備前述圖3所示之薄膜電晶體(TFT)並評價TFT特性(應力耐性)。
首先，於玻璃基板1(Corning公司製之EAGLE XG，直徑100mm×厚度0.7mm)上依序成膜100nm之作為閘極電極2之純Mo膜、及作為閘極絕緣膜3之SiO2膜(膜厚250nm)。上述閘極電極2係使用純Mo之濺鍍靶材，藉DC濺鍍法，在成膜溫度：室溫、成膜功率：300W、載體氣體：Ar、氣體壓力：2mTorr之條件下成膜。此外，上述閘極絕緣膜3係使用電漿CVD法、在載體氣體：SiH4與N2O之混合氣體、成膜功率：300W、成膜溫度：350℃之條件下成膜。
接著，如下述般使氧化物半導體層4成膜。亦即，於上述閘極絕緣膜3上成膜氧化物半導體層4(Ga-In-Zn-Sn-O，原子比為Ga：In：Zn：Sn=16.8：16.6：47.2：19.4)。
前述氧化物半導體層4的成膜中，金屬元素使用上述比率的Ga-In-Zn-Sn-O濺鍍。
前述氧化物半導體層4係使用DC濺鍍法成 膜。濺鍍所使用之裝置為ULVAC(股)公司製之「CS-200」，濺鍍條件如下述。
(濺鍍條件)
基板溫度：室溫
成膜功率：DC 200W
氣體壓力：1mTorr
氧分壓：100×O2/(Ar+O2)=4%
如上述成膜氧化物半導體層4後，利用光微影法及濕式蝕刻(酸蝕刻)進行圖型化。酸系蝕刻液(濕式蝕刻液)係使用關東化學公司製「ITO-07N」(草酸與水之混合液)，液溫設為室溫。本實施例中，關於進行實驗之所有氧化物薄膜，均確認到沒有因濕式蝕刻造成之殘渣，而可適當地蝕刻。
如上述使氧化物半導體層4圖型化後，為了提高氧化物半導體層4之膜質，而進行預退火。預退火處理係在大氣氛圍中，於350℃進行60分鐘。
接著形成源極-汲極電極5。具體而言，首先以與前述閘極電極同樣之DC濺鍍法使純Mo薄膜成膜(膜厚為100nm)，隨後，藉光微影法及濕式蝕刻進行圖型化。酸系蝕刻液係使用磷酸：硝酸：乙酸：水=70：1.9：10：12(體積比)之混合酸(PAN系)且液溫為室溫者。藉圖形化使TFT之通道長度成為10μm，通道寬度成為25μm。應確實地進行圖型化以防止源極-汲極電極5之短路，進而於上述酸系蝕刻液中浸漬(過度蝕刻)相當 於蝕刻掉相對於源極-汲極電極5之膜厚為50%之時間。
接著，在大氣氛圍中於350℃下實施60分鐘 之熱處理作為氧化處理。且另一實施樣態為於該熱處理後，以功率：100W、氣體壓力：133Pa、處理溫度：200℃、處理時間：1分之條件實施N2O電漿處理代替該熱處理。
隨後，形成保護膜6。使用SiO2(膜厚 100nm)與SiN(膜厚150nm)之層合膜(合計膜厚250nm)作為保護膜6。上述SiO2及SiN之形成係使用SAMCO製之「PD-220NL」，使用電漿CVD法進行。本實施例係以N2O氣體進行電漿處理60秒作為前處理後，依序形成SiO2膜及SiN膜。此時利用N2O氣體之電漿條件設為功率100W、氣體壓力133Pa、處理溫度200℃。 SiO2膜之形成中係使用N2O及SiH4之混合氣體，SiN膜之形成係使用SiH4、N2、NH3之混合氣體。所有情況均將成膜功率設為100W，成膜溫度設為200℃。
接著利用光微影法及濕式蝕刻，於保護膜6 上形成用於電晶體特性評價用探測之接觸孔7，獲得相當於本發明例之TFT。
[對於酸系蝕刻液之耐性評價]
如下述般評價氧化物半導體層對於源極-汲極電極形成時所使用之酸系蝕刻液之耐性。又，供評價之TFT係僅為確認成分組成(有無Sn)對前述耐性之影響，故未 進行前述氧化處理。
首先，除未進行氧化處理以外，餘與前述本 發明例同樣，製作TFT。又，如後述之圖4及圖5所示，本評價所用之TFT具有於Si基板12上依序層合氧化物半導體層4、源極-汲極電極5、碳蒸鍍膜13、保護膜6而成之構造。上述碳蒸鍍膜13係用於樣品觀察(電子顯微鏡觀察)而設置之保護膜，並非構成本發明之TFT者。且作為比較例，除了形成IGZO(In-Ga-Zn-O，原子比為In：Ga：Zn=1：1：1，不含Sn)單層作為氧化物半導體層且不進行氧化處理以外，餘與前述本發明例同樣，製作TFT。
接著，以FE-SEM觀察所得各TFT之層合方 向剖面。其觀察照片分別示於圖4(形成含Sn之氧化物半導體層)、圖5(形成不含Sn之氧化物半導體層)。
由圖4可知暴露於酸系蝕刻液之氧化物半導 體層為含Sn者時，並未發生因前述過度蝕刻所致之該氧化物半導體層4之膜厚減少(減膜)。亦即，以源極-汲極電極5端正下方之氧化物半導體層4之膜厚與氧化物半導體層4中央部之膜厚的差(以(100×[源極-汲極電極5端正下方之氧化物半導體層4之膜厚-氧化物半導體層4中央部之膜厚]/源極-汲極電極5端正下方之氧化物半導體層4之膜厚)求出之值。以下同)為0%。因此，可製作氧化物半導體層4之面內均勻之TFT。
相對於此由圖5可知，於暴露至酸系蝕刻液 之氧化物半導體層4為不含Sn者時，會發生因前述過度蝕刻所致之減膜。亦即，源極-汲極電極5端正下方之氧化物半導體層4之膜厚與前述氧化物半導體層4中央部之膜厚的差超過50%。
[應力耐性之評價]
使用前述TFT(進行前述氧化處理之本發明例之TFT)，如下述般進行應力耐性之評價。
又，作為比較例，係除了形成前述源極-汲極電極5後，未進行氧化處理外，餘與前述本發明例同樣製作之TFT亦進行應力耐性評價。
應力耐性係進行邊對閘極電極施加負的偏壓邊照射光之應力施加試驗予以評價。應力施加條件如下。
．閘極電壓：-20V
．源極/汲極電壓：10V
．基板溫度：60℃
．光應力條件
應力施加時間：2小時
光強度：25000NIT
光源：白色LED
其結果示於圖6(比較例、無氧化處理)、圖7(本發明例，有氧化處理)，圖8(本發明例，氧化處理為N2O電漿處理)，及圖9(本發明例，氧化處理為熱處理及N2O電漿處理)。由圖6可知，比較例隨著應力 施加時間經過閾值電壓朝負側移動，於2小時之閾值電壓變化量△Vth為7.50V。此認為係由於因光照射生成之電洞藉由施加偏壓而累積在閘極絕緣膜與半導體界面或半導體背通道與鈍化界面處，因此使閾值電壓偏移者。
相對於此施加熱處理作為氧化處理時，如圖7 所了解，TFT之閾值電壓變化量△Vth於2小時時為3.50V，Vth之變化量相對於前述比較例相當小，可知應力耐性優異。又僅實施利用N2O氣體進行之電漿處理作為氧化處理時，如圖8所示，TFT之閾值電壓變化量△Vth為2.50V，Vth之變化量相對於前述比較例相當小，可知應力耐性優異。另外，實施前述熱處理與前述利用N2O氣體進行之電漿處理作為氧化處理時，如圖9所示，TFT之閾值電壓變化量△Vth為1.25V，Vth之變化量相對於前述比較例更小，可知應力耐性相當的優異。
如此，欲確認藉由進行前述氧化處理而獲得 優異之應力耐性之理由，而如下述進行利用XPS之氧化物半導體層之表面分析。
[利用XPS之氧化物半導體層之表面分析]
下述表面分析係進行曝露於上述酸系蝕刻液中之氧化物半導體層之表面分析。該表面分析係使用進行氧化處理(350℃下60分鐘，大氣氛圍之條件下熱處理)之TFT。
因此，為了確認該TFT製作之過程中之下述表面之個別狀態，以XPS進行O1s光譜波峰之觀察： (1)氧化物半導體層剛形成後(剛沉積狀態)之氧化物半導體層表面、(2)氧化物半導體層之表面剛經過濕式蝕刻(酸蝕刻，使用PAN系蝕刻液)後之氧化物半導體層之表面、及(3)前述(2)之濕式蝕刻(酸蝕刻)後，施以前述氧化處理(熱處理)後之氧化物半導體層之表面。
該等觀察結果一併示於圖10。又，圖10中分別以縱虛線顯示，530.8eV係表示無氧缺陷時之O1s光譜波峰值，532.3eV係表示有氧缺陷時之O1s光譜波峰值，533.2eV係表示OH基之光譜波峰值(關於後述之圖19及圖20亦同)。
由該圖10了解如下。亦即，比較氧化物半導體層表面之(1)剛沉積狀態、(2)濕式蝕刻後(酸蝕刻後)、及(3)氧化處理後(熱處理後)之各O1s光譜波峰之位置時，(1)剛沉積狀態之O1s光譜波峰約為530.8eV，相對於此，(2)濕式蝕刻後(酸蝕刻後)之O1s光譜波峰比前述(1)剛沉積狀態更朝左側位移。然而，(3)於前述濕式蝕刻後(酸蝕刻後)施以氧化處理(熱處理)時，O1s光譜波峰位於與(1)剛沉積狀態之波峰相同位置。
由該圖10之結果可知，關於上述氧化處理之有無對表面狀態帶來之影響如下。藉濕式蝕刻(酸蝕刻)之O1s光譜波峰比剛沉積狀態更朝左位移。此意味著因濕 式蝕刻(酸蝕刻)使OH或C之污染物附著於氧化物半導體層之表面，使構成氧化物半導體層之金屬氧化物之氧與該等污染物結合，使構成氧化物半導體層之氧缺損之狀態。然而，認為藉由於上述濕式蝕刻(酸蝕刻)後施以熱處理，將前述OH或C之污染物置換成氧，去除成為電子阱之OH或C，故O1s光譜波峰恢復到剛沉積之狀態。此種現象於進行N2O電漿處理作為氧化處理之情況亦可確認。
[實施例2] [TFT之製作]
如下述形成源極-汲極電極5；以及於進行形成源極-汲極電極後進行之氧化處理時，如表1所示，在大氣氛圍中於350℃下進行60分鐘之熱處理，或者以功率：100W、氣體壓力：133Pa、處理溫度：200℃、處理時間：1分鐘之條件實施N2O電漿處理，除此以外，與實施例1同樣製作TFT。又，表1之氧化物半導體(IGZTO)係與實施例1之氧化物半導體層4(Ga-In-Zn-Sn-O，原子比為Ga：In：Zn：Sn=16.8：16.6：47.2：19.4)相同。所有例在薄膜電晶體之層合方向剖面中之源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚與前述氧化物半導體層中央部之膜厚之差確認為5%以下。
如下述般形成源極-汲極電極5。如表1所 示，形成導電性氧化物層(IZO、GZO、或ITO)之單 層、或該導電性氧化物層與X1層(Al系層、Cu系層)作為源極-汲極電極，進而形成純Mo層作為X2層(障壁金屬層)。
形成IZO(In：Zn(質量比)=70：30)、 GZO(Ga：Zn(質量比)=10：90)、或ITO(In：Sn(質量比)=90：10)作為前述導電性氧化物層。前述導電性氧化物層之膜厚均為20nm。前述導電性氧化物層係使用DC濺鍍法，以靶材尺寸： 101.6mm、施加功率：DC200W、氣體壓力：2mTorr、氣體流量：Ar/O2=24/1sccm之條件下成膜。且，前述X1層或X2層係使用構成皮膜之金屬元素之濺鍍靶材，以DC濺鍍法，在成膜溫度：室溫、成膜功率：300W、載體氣體：Ar、氣體壓力：2mTorr之條件下成膜。前述X1層或X2層之膜厚分別為80nm。
又，層合源極-汲極電極時，係於氧化物半導 體層正上方自表1中之「源極-汲極電極」欄之左至右依序形成各層。
使用所得TFT，如下述般進行靜特性之評價 與應力耐性。
[靜特性(場效移動度(移動度，FE)、閾值電壓Vth、S值)之評價]
使用前述TFT測定Id-Vg特性。Id-Vg特性係如下述般設定閘極電壓、源極-汲極電極之電壓，使用探針及半 導體參數分析儀(Keithley 4200SCS)進行測定。
閘極電壓：-30~30V(步進0.25V)
源極電壓：0V
汲極電壓：10V
測定溫度：室溫
由測定之Id-Vg特性，算出場效移動度(FE)、閾值電壓Vth、S值。其結果示於表1。另圖11~14表示TFT之Id-Vg特性。圖11顯示表1之No.1、圖12表示表1之No.2、圖13表示表1之No.4、且圖14表示表1之No.5之測定結果。
[應力特性之評價]
應力特性之評價係與實施例1同樣進行。結果示於表1。另圖15及圖16顯示應力耐性之結果。圖15顯示表1之No.4，圖16顯示表1之No.5之測定結果。
表1中，將S值為1.0以下時記為S值之判定「○」(良好)，S值超過1.0時記為S值之判定「△」(稍良好)。且，△Vth為6V以下時，記為應力耐性(光應力耐性)之判定「○」(良好)，△Vth超過6V時記為應力耐性(光應力耐性)之判定「×」(不良)。接著作為綜合判斷，於S值與應力耐性均為○時評價為「◎」(相當良好)，S值為△但應力耐性為○時評價為「○」(良好)，S值為○且應力耐性為×時評價為「×」(不良)。
[利用XPS之氧化物半導體層之表面分析]
與前述實施例1同樣，利用XPS進行剛沉積之狀態、濕式蝕刻後(酸蝕刻後)及氧化處理後(No.1與No.4係無氧化處理之狀態)之氧化物半導體層之表面分析，求出O(氧)1s光譜中強度最高之波峰(O1s光譜波峰)之能量值。而且，於前述氧化處理後之O1s光譜波峰之能量值變得小於前述酸蝕刻後之O1s光譜波峰時評價為「有波峰位移」，不為該情況時評價為「無波峰位移」。且前述氧化處理後之強度最高之波峰確認在529.0~531.3eV之範圍內時評價為「有」，在該範圍內未確認有上述波峰之情況評價為「無」。其結果一併記於表1。
由表1及圖11~16可知如下。首先針對靜特性加以描述。
由表1可知，形成純Mo層作為源極-汲極電極之情況(No.1~3)中，未進行氧化處理時(No.1)，S值雖低，但氧化物半導體層表面之O1s光譜波峰相較於酸蝕刻後之氧化物半導體層表面之O1s光譜波峰並未朝能量小之方向位移，氧缺損之恢復不充分，無法獲得優異之應力耐性。且，進行氧化處理時(No.2及3)，S值變高。
比對顯示上述No.1之Id-Vg特性之圖11，與顯示No.2之Id-Vg特性之圖12時，可知源極-汲極電極僅為純Mo層時，進行大氣熱處理時S值增加，且Id-Vg特性之上升鈍化。S值增加時，由於必須加大使汲極電流變化所需之電壓，故上述S值之增加意指靜特性降低。
相對於此，如表1之No.4及No.5所示，可知於源極-汲極電極使用導電性氧化物層(IZO層)時(且該導電性氧化物層與前述氧化物半導體層直接接合)，由顯示該等Id-Vg特性之圖13及圖14之對比可知如下。亦即，S值並未因大氣熱處理之有無而變化，進行大氣熱處理時Id-Vg特性之上升急遽，可知獲得低的S值。又，No.4由於未進行氧化處理，故氧化物半導體層表面之O1s光譜波峰相較於酸蝕刻後之氧化物半導體層表面之O1s光譜波峰並未朝能量小之方向位移，氧缺損之恢復不充分，成為應力耐性差之結果。
前述圖12所示之S值之增加認為係構成源 極-汲極電極之Mo因大氣中之熱處理而氧化，使源極-汲極電極端部中之傳導特性下降所致。相對於此，源極-汲極電極使用如IZO之導電性氧化物時，認為因氧化(熱處理)所致之導電性變化小而可抑制靜特性降低者。
由上述No.5以外之No.6~19之結果，可知源 極-汲極電極使用導電性氧化物層時，即使進行氧化處理S值仍降低。且如No.8~19，於導電性氧化物層上進一步層合金屬膜(亦即，純Mo層或Al系層、Cu系層)作為源極-汲極電極時、僅形成純Mo層作為源極-汲極電極時之樣態均未見到S值增加，可知獲得良好之靜特性。
以下針對應力耐性加以描述。由表1之No.4 與No.5~19之結果之比對，可知源極-汲極電極之與氧化物半導體相接之部分使用導電性氧化物，且在源極-汲極電極形成後進行大氣熱處理時(No.5~19)，所有閾值電壓位移量(△Vth)與未進行大氣熱處理時(No.4)比較獲得改善。
尤其，No.4(未熱處理)與No.5(有熱處 理)之應力耐性之評價結果分別示於圖15、圖16。由圖15與圖16之比對可知，形成IZO層作為源極-汲極電極，且未進行大氣熱處理時(圖15)，閾值電壓之位移量為11.5V之相當大。相對於此，形成IZO層作為源極-汲極電極，且進行大氣熱處理時(圖16)，閾值電壓位移量為4.7V，可知藉由進行大氣熱處理可大幅提高應力耐性。
由以上之結果可知，藉由於源極-汲極電極中 使用導電性氧化物，可抑制因氧化處理(大氣熱處理)造成之源極-汲極電極端部之電特性變化。亦即，可知藉由在源極-汲極電極之與氧化物半導體相接之部分中使用導電性氧化物，且在形成源極-汲極電極後進行大氣熱處理，可確實地同時實現TFT之優異靜特性與優異應力耐性。
[實施例3] [TFT之製作]
如下述形成源極-汲極電極5；及在進行形成源極-汲極電極後進行之氧化處理時，係如表2所示，在大氣氛圍中於350℃下進行60分鐘之熱處理，除此之外，與實施例1同樣製作TFT。所有例在薄膜電晶體之層合方向剖面中之源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚，與前述氧化物半導體層中央部之膜厚之差確認為5%以下。
如下述般形成源極-汲極電極5。如表2所示，自氧化物半導體層側起依序形成金屬層(障壁金屬層)、Al合金層作為源極-汲極電極。前述金屬層(障壁金屬層)與Al合金層係使用構成皮膜之金屬元素之濺鍍靶材，以DC濺鍍法，在成膜溫度：室溫、成膜功率：300W、載體氣體：Ar、氣體壓力：2mTorr之條件下成膜。前述金屬層(障壁金屬層)與Al合金層之膜厚分別如表2所示。
使用所得TFT，與實施例2同樣進行靜特性之評價(實施例3為場效移動度(移動度，FE)、S值) 與應力耐性之評價。又，本實施例中關於場效移動度係以6cm2/Vs以上為合格。該等結果示於表2。
由表2可知如下。亦即，如No.1、3、5及7所示，未進行規定之氧化處理時，顯示場效移動度為6cm2/Vs以上，且S值為0.3V/decade左右之良好切換特性，但成為△Vth大的光應力耐性差者。
相對於此，上述No.以外之例係進行氧化處理，可知光應力耐性(△Vth)為2~4V左右之良好者。
No.2之源極-汲極電極雖為純Mo膜之單層，但該情況下，光應力耐性係如上述為良好，但靜特性中之S值增加，且與No.1比較可知切換特性因氧化處理而稍差。
No.4、6、8~11係源極-汲極電極為障壁金屬層(純Mo膜、純Ti膜)與Al合金層之層合體之例。比較該等例與No.2(S值為0.95V/decade)時，該等例即使進行氧化處理，S值仍抑制為0.6~0.8V/decade，可知藉由將源極-汲極電極層設為前述層合體，可抑制因氧化處理造成之S值增加。該S值增加之抑制推測係因為藉由將源極-汲極電極設為前述層合體，且使層合體中所佔之純Mo膜之膜厚變薄，而以Al合金層充分地保護障壁金屬層，其結果，抑制了因氧化處理所致之純Mo膜端部之氧化。
由以上之結果可知，藉由將源極-汲極電極設為障壁金屬層(純Mo)與Al合金層之層合構造，可抑制形成源極-汲極電極時之水洗步驟中產生氧化物殘渣，且可抑制因上述氧化處理所致之源極-汲極電極端部之電特性變化，結果，可更確實地提高TFT之靜特性與應力耐 性之兩特性。
[實施例4] [TFT之製作]
構成源極-汲極電極5之薄膜係如下述般形成；於源極-汲極電極形成後進行之氧化處理如下述般實施；及如下述般進行保護膜6之形成，除此以外，與實施例1同樣製作TFT。
使用純Mo膜(純Mo電極)或IZO(In-Zn- O)薄膜(IZO電極)作為前述源極-汲極電極5。前述IZO薄膜之組成以質量比計為In：Zn=90：10。前述純Mo膜或IZO薄膜係使用純Mo之濺鍍靶材或IZO濺鍍靶材，以DC濺鍍法成膜(膜厚為100nm)。各電極之成膜條件如下。
(純Mo膜(純Mo電極)之形成)
施加功率(成膜功率)：DC200W、氣體壓力：2mTorr、氣體流量：Ar 20sccm、基板溫度(成膜溫度)：室溫
(IZO膜(IZO電極)之形成)
施加功率(成膜功率)：DC200W、氣體壓力：1mTorr、氣體流量：Ar 24sccm、O21sccm、基板溫度(成膜溫度)：室溫
在大氣氛圍中於300~600℃下實施60分鐘之熱處理作為形成源極-汲極電極後進行之氧化處理。且亦 製作未進行上述熱處理之樣品做為比較。
作為保護膜6係使用SiO2(膜厚100nm)與 SiN(膜厚150nm)之層合膜(合計膜厚250nm)。上述SiO2及SiN之形成係使用SAMCO製之「PD-220NL」，使用電漿CVD法進行。SiO2膜之形成係使用N2O及SiH4之混合氣體，SiN膜之形成係使用SiH4、N2、NH3之混合氣體。成膜溫度分別為230℃、150℃，成膜功率均為RF100W。
使用所得TFT，如下述進行靜特性及應力耐 性之評價。且，如下述製作分析試料，且進行氧化物半導體層表面之氧結合狀態之評價與氧化物半導體層表層之評價。
[靜特性與應力耐性之評價]
與前述實施例2同樣進行靜特性(場效移動度(移動度，μFE)、閾值電壓Vth)之評價。且為了進行應力耐性評價，與實施例1同樣進行應力施加試驗，求出△Vth。 其結果示於圖17及圖18。
圖17與圖18係依據源極-汲極電極之種類別 (純Mo電極、IZO電極)，整理源極-汲極電極圖型化後之熱處理(氧化處理)溫度對移動度與△Vth造成之影響之圖。
由圖17(使用Mo電極作為源極-汲極電極) 可知，移動度完全不受熱處理溫度之影響而為7cm2/Vs左 右。另一方面，△Vth在熱處理溫度100℃(相當於未熱處理。為未經熱處理時之TFT製造步驟中該熱履歷之最高溫度)時，△Vth=8.0V，但藉由在130℃以上，進一步在250℃以上進行熱處理，△Vth減少至約4.0V以下，且提高了對於光應力之信賴性。且，藉由在350℃以上之熱處理，△Vth減少至約3.0V以下，可知充分提高了對光應力之信賴性。
且，圖18係使用IZO電極作為源極-汲極電 極5之情況，與Mo電極之情況相同，移動度不依存於熱處理溫度。另一方面，圖18中△Vth係與前述圖17相同，在130℃以上，進而在250℃以上，尤其在300℃以上時顯示減少傾向。熱處理溫度為600℃時，可知減少至2.0V左右。由該圖18亦可知，源極-汲極電極形成後之熱處理愈為高溫愈好，熱處理溫度較好為300℃以上。
由以上之圖17與圖18之結果可知，使用純 Mo膜、IZO膜之任一種作為源極-汲極電極時，藉由於源極-汲極電極形成後較好在130℃以上，更好在250℃以上，又更在300℃以上之溫度下進行大氣中熱處理，亦可恢復信賴性。此推測係因為藉由如上述之熱處理，修復了形成源極-汲極電極之步驟中產生之氧化物半導體層表面之氧缺損。亦即，可知大氣中之熱處理為有效。且，可知熱處理溫度(加熱溫度)愈高溫信賴性恢復效果愈大，且藉由高溫化至600℃可獲得更高之信賴性。
[利用XPS之氧化物半導體層之表面分析]
欲調查TFT製作步驟中之氧化物半導體層表面之氧結合狀態，而使用XPS(X射線光電子分光法)，且如下述般準備分析試料1及2進行氧化物半導體層之表面分析(氧1s光譜之調查)。又，如上述，氧化物半導體層之氧缺損係因氧化物半導體層浸漬於酸系蝕刻液中而產生，故前述氧1s光譜之調查係如下述般，調查浸漬酸系蝕刻液前(1A)、浸漬酸系蝕刻液後(2A)、及浸漬酸系蝕刻液後進一步熱處理後(3A)之狀態。
分析試料1(使用純Mo電極作為源極-汲極電極)
於矽基板上成膜100nm之Ga-In-Zn-Sn-O系氧化物半導體層後，在大氣氛圍中於350℃下進行1小時之熱處理(預退火)(1A)。接著，於前述氧化物半導體層之表面成膜膜厚100nm之純Mo膜(源極-汲極電極)，隨後，使用PAN蝕刻液，完全去除前述純Mo膜(2A)。進而隨後，在大氣氛圍中於350℃加熱1小時進行熱處理(氧化處理)(3A)。進行至上述步驟(1A)、(2A)、(3A)之各處理，製作樣品，且進行各樣品之XPS測定。
分析試料2(使用IZO電極作為源極-汲極電極)
於矽基板上成膜100nm之Ga-In-Zn-Sn-O系氧化物半導體層後，在大氣中於350℃進行1小時之熱處理(預退 火)(1A)。接著，於前述氧化物半導體層之表面成膜膜厚100nm之IZO薄膜(源極-汲極電極)，隨後，使用PAN蝕刻液，完全去除前述IZO薄膜(2A)。進而隨後，在大氣氛圍中於350℃、500℃、600℃之各溫度加熱1小時進行熱處理(3A)。進行至上述步驟(1A)、(2A)、(3A)之各處理，製作樣品，且進行各樣品之XPS測定。
針對分析試料1、2進行之前述各樣品之XPS 測定結果分別示於圖19、圖20。
由圖19可知如下。亦即，蝕刻處理前(1A) 之O(氧)1s光譜波峰位於530.0eV，顯示氧化物半導體層表面之氧缺損少之狀態。另一方面，進行蝕刻處理時(2A)，同一波峰朝高能量側位移至531.5eV。此認為係因進行濕式蝕刻(酸蝕刻)而增加氧化物半導體層表面之氧缺損之故。前述蝕刻處理後於350℃進行熱處理(3A)時，波峰位置再度朝530.8eV附近之低能量側位移。由該等結果可推測，藉由在前述蝕刻處理後進行前述熱處理，能使前述蝕刻處理產生之氧缺損被部分修復。
且由圖20可知如下。使用IZO電極作為源 極-汲極電極時，與前述圖19同樣，蝕刻處理前(1A)之O1s光譜波峰位於530.0eV，但蝕刻處理後(2A)之O1s光譜波峰朝高能量側位移至531.4eV，可知氧缺損增加。 蝕刻處理後在350℃或500℃進行熱處理時(3A)，可知波峰之頂點幾乎沒有變化者之波峰形狀變化為在530.8eV 附近具有肩部。據此，認為蝕刻處理後在350℃或500℃進行熱處理時，顯示氧缺損較少之狀態之在530.8eV附近具有波峰之成分的比例增加，氧缺損之一部分藉上述熱處理而得到修復。另一方面，蝕刻處理後在600℃進行熱處理時(3A)，波峰之頂點(波峰之主要成分)為530.8eV，可知藉由使熱處理溫度自500℃高溫化至600℃可進一步減低氧缺損量。與前述之TFT特性評價結果(前述圖18)對照時，使用IZO電極作為源極-汲極電極時，將熱處理溫度自500℃提高到600℃，亦大幅減低△Vth量，故認為高溫化至600℃對於信賴性的改善有效。
[氧化物半導體層之表層之組成分佈測定(有無Zn濃化層之測定)]
使用XPS調查氧化物半導體層表層之組成分佈。分析樣品係分別使用前述氧結合狀態評價中所用之分析試料2之進行至(2A)、(3A)(熱處理溫度600℃)之各處理之樣品。詳細而言，係自氧化物半導體層之表面朝膜厚方向測定Zn、Sn、In、Ga之各金屬元素相對於全部金屬元素之含量。其結果，針對酸蝕刻後(2A)、酸蝕刻後再經熱處理後(3A)之各者示於圖21(a)、圖21(b)。
由圖21(a)可知，酸蝕刻後(2A)之氧化 物半導體層之Zn、Ga及Sn之濃度隨越深而有較大差異，氧化物半導體層之最表層之Zn與Ga濃度比氧化物 半導體層之內部(指距氧化物半導體層之表面深度10~20nm左右，以下同)更大為減少。相對於此，可知酸蝕刻後再於600℃進行熱處理時(3A)，氧化物半導體層表層之Zn濃度與前述圖21(a)不同，比氧化物半導體層之內部更增加。又，圖21(b)之表層Zn濃度比為1.39倍。
接著，將酸蝕刻後之熱處理溫度(熱處理溫 度)設為100℃、500℃、350℃、或600℃時之前述表層Zn濃度比與熱處理溫度之關係加以整理之圖示於圖22。
由該圖22可知藉由提高熱處理溫度而增加氧化物半導體層表面之Zn濃度。認為藉由更提高熱處理溫度，Zn容易於表層擴散，如前述圖20所示般促進了氧化物半導體層表面之氧化(恢復氧缺損)，如前述圖18所示般提高了TFT特性。
1‧‧‧基板
2‧‧‧閘極電極
3‧‧‧閘極絕緣膜
4‧‧‧氧化物半導體層
5‧‧‧源極-汲極電極(S/D)
6‧‧‧保護膜(絕緣膜)
7‧‧‧接觸孔
8‧‧‧透明導電膜

Claims (21)

  1. 一種薄膜電晶體，其特徵係於基板上至少依序具有閘極電極、閘極絕緣膜、氧化物半導體層、源極-汲極電極、及保護前述源極-汲極電極之保護膜的薄膜電晶體，且前述氧化物半導體層係含有Zn，且其表層之Zn濃度(單位：原子%)為該氧化物半導體層之Zn含量(單位：原子%)之1.0~1.6倍，薄膜電晶體之層合方向剖面中，以[100×(源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚一氧化物半導體層中央部之膜厚)/源極-汲極電極端正下方之氧化物半導體層之膜厚]求出之值為5%以下。
  2. 如請求項1之薄膜電晶體，其中以X射線光電子分光法觀察前述氧化物半導體層之表面時，氧1s光譜中之強度最高的波峰之能量在529.0~531.3eV之範圍內。
  3. 如請求項1或2之薄膜電晶體，其中前述氧化物半導體層之Sn含量相對於全部金屬元素滿足5原子%以上且50原子%以下。
  4. 如請求項1或2之薄膜電晶體，其中前述氧化物半導體層係由In、Ga、Zn及Sn與O所構成，且將In、Ga、Zn及Sn之合計量作為100原子%時，滿足In之含量為15原子%以上且25原子%以下，Ga之含量為5原子%以上且20原子%以下，Zn之含量為40原子%以上且60原子%以下，及 Sn之含量為5原子%以上且25原子%以下。
  5. 如請求項1或2之薄膜電晶體，其中前述源極-汲極電極含有導電性氧化物層，且該導電性氧化物層與前述氧化物半導體層直接接合。
  6. 如請求項5之薄膜電晶體，其中前述源極-汲極電極具有自前述氧化物半導體層側起依序具有下述層之層合構造：前述導電性氧化物層；與含有選自Al、Cu、Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素的1層以上之金屬層(X層，包含Al合金層)。
  7. 如請求項6之薄膜電晶體，其中前述金屬層(X層)具有自前述氧化物半導體層側起依序具有下述層之層合構造：含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素的金屬層(X2層)；與選自純Al層、Al合金層、純Cu層及Cu合金層所組成之群之1層以上的金屬層(X1層)。
  8. 如請求項6之薄膜電晶體，其中前述金屬層(X層)具有自前述氧化物半導體層側起依序具有下述層之層合構造：選自純Al層、Al合金層、純Cu層及Cu合金層所組成之群之1層以上的金屬層(X1層)；與含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種 以上元素的金屬層(X2層)。
  9. 如請求項6之薄膜電晶體，其中前述金屬層(X層)具有自前述氧化物半導體層側起依序具有下述層之層合構造：含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素的金屬層(X2層)；選自由純Al層、Al合金層、純Cu層及Cu合金層所組成之群之1層以上的金屬層(X1層)；與含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素的金屬層(X2層)。
  10. 如請求項6之薄膜電晶體，其中前述Al合金層含有0.1原子%以上之選自由Ni、Co、Cu、Ge、Ta、Mo、Hf、Zr、Ti、Nb、W及稀土類元素所組成之群選出之1種以上的元素。
  11. 如請求項5之薄膜電晶體，其中前述導電性氧化物層係由選自由In、Ga、Zn及Sn所組成之群之1種以上元素與O所構成。
  12. 如請求項1或2之薄膜電晶體，其中前述源極-汲極電極係具有自前述氧化物半導體層側起依序具有下述層之層合構造：含有選自由Mo、Cr、Ti、Ta及W所組成之群之1種以上元素所構成之障壁金屬層；與Al合金層。
  13. 如請求項12之薄膜電晶體，其中前述源極-汲極 電極中之前述障壁金屬層係由純Mo或Mo合金所成。
  14. 如請求項12之薄膜電晶體，其中前述源極-汲極電極中之前述Al合金層含有合計0.1~4原子%之選自由Ni及Co所組成之群之1種以上的元素。
  15. 如請求項12之薄膜電晶體，其中前述源極-汲極電極中之前述Al合金層含有合計0.05~2原子%之選自由Cu及Ge所組成之群之1種以上的元素。
  16. 如請求項14之薄膜電晶體，其中前述源極-汲極電極中之Al合金層進一步含有選自由Nd、Y、Fe、Ti、V、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta、Mg、Cr、Mn、Ru、Rh、Pd、Ir、Pt、La、Gd、Tb、Dy、Sr、Sm、Ge及Bi所組成之群之至少1種元素。
  17. 一種薄膜電晶體之製造方法，其係如請求項1或2之薄膜電晶體之製造方法，其特徵為使用酸系蝕刻液進行於前述氧化物半導體層上形成之前述源極-汲極電極之圖型化，隨後，對於前述氧化物半導體層之至少暴露於前述酸系蝕刻液之部分進行氧化處理後，形成前述保護膜。
  18. 如請求項17之薄膜電晶體之製造方法，其中前述氧化處理係熱處理及N2O電漿處理之至少一種。
  19. 如請求項18之薄膜電晶體之製造方法，其中進行前述熱處理及前述N2O電漿處理。
  20. 如請求項18之薄膜電晶體之製造方法，其中前述熱處理係在130℃以上且700℃以下之加熱溫度下進 行。
  21. 如請求項20之薄膜電晶體之製造方法，其中前述加熱溫度為250℃以上。
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