TWI622568B - 氧化物燒結體及濺鍍用靶 - Google Patents
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Abstract
提供一種濺鍍用靶及最適合獲得該濺鍍用靶之由銦及鎵構成的氧化物燒結體，該濺鍍用靶可利用與以往相比更低溫之退火處理而製造具有高載子移動率之由銦及鎵構成的非晶質或結晶質之氧化物半導體薄膜。
一種氧化物燒結體，由銦及鎵之氧化物構成，其特徵在於：鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下，CIE1976表色系統中之L*值為50以上且68以下，由方鐵錳礦型結構之In2O3相，與作為In2O3相以外之生成相的β-Ga2O3型結構之GaInO3相或β-Ga2O3型結構之CaInO3相與(Ga,In)2O3相構成。
Description
本發明係關於一種氧化物燒結體及濺鍍用靶，更詳細而言，係關於一種濺鍍用靶及最適合獲得該濺鍍用靶之由銦及鎵構成的氧化物燒結體，該濺鍍用靶即便利用與以往相比較低溫度之退火處理，亦可形成具有高載子移動率之由銦及鎵構成的非晶質或結晶質之氧化物半導體薄膜。
薄膜電晶體(Thin Film Transistor，TFT)係場效電晶體(Field Effect Transistor，以下FET)之1種。TFT係具備閘極端子、源極端子及汲極端子作為基本構成之3端子元件，且係具有如下功能之主動元件，即使用已於基板上成膜之半導體薄膜作為電子或電洞移動之通道層，對閘極端子施加電壓，控制於通道層流動之電流，並切換源極端子與汲極端子間之電流。TFT係目前最被實用化之電子裝置，作為其具代表性之用途，有液晶驅動用元件。
作為TFT，目前最廣泛使用的是以多晶矽膜或非晶矽膜為通道層材料之金屬絕緣半導體場效電晶體(MIS-FET，Metal-Insulator-Semiconductor-FET)。使用矽之MIS-FET對可見光不透明，因此無法構成透明電路。因此，於將MIS-FET應用作為液晶顯示器之液晶驅
動用切換元件之情形時，該裝置之顯示器像素之開口比會變小。
又，最近，伴隨著要求液晶之高清化，亦對液晶驅動用切換元件要求高速驅動。為了實現高速驅動，而必須將作為載子之電子或電洞之移動率至少高於非晶矽之載子移動率的半導體薄膜用於通道層。
針對此種狀況，於專利文獻1中提出有一種透明半絕緣性非晶質氧化物薄膜、及一種薄膜電晶體，上述透明半絕緣性非晶質氧化物薄膜之特徵在於：其係利用氣相成膜法成膜且由In、Ga、Zn及O之元素構成之透明非晶質氧化物薄膜，且該氧化物之組成係結晶化時的組成為InGaO3(ZnO)m(m係未達6之自然數)，於不添加雜質離子之情況下載子移動率(亦稱為載子電子移動率)超過1cm2V-1‧sec-1且載子濃度(亦稱為載子電子濃度)為1016cm-3以下，為半絕緣性；上述薄膜電晶體之特徵在於：將該透明半絕緣性非晶質氧化物薄膜設為通道層。
然而，業界指出：專利文獻1中所提出之利用濺鍍法、脈衝雷射蒸鍍法中之任一種氣相成膜法成膜且由In、Ga、Zn及O之元素構成之透明非晶氧化物薄膜(a-IGZO膜)其電子載子移動率大概限於1~10cm2V-1sec-1之範圍內，而對於顯示器之進一步高清化，載子移動率不足。
又，於專利文獻2中揭示有一種濺鍍靶，以形成專利文獻1所記載之非晶質氧化物薄膜為目的，即至少含有In、Zn、Ga之燒結體靶，其特徵在於：其組成中含有In、Zn、Ga，相對密度為75%以上，且電阻值ρ為50Ωcm以下。然而，專利文獻2之靶為顯示同型相之晶體結構的多晶氧化物燒結體，因此由其獲得之非晶質氧化物薄膜係與專利文獻1同樣地，其載子移動率大概限於10cm2V-1sec-1左右。
作為實現高載子移動率之材料，於專利文獻3中提出有一種薄膜電晶體，其特徵在於：使用下述之氧化物薄膜：鎵固溶於氧化銦，原子數比Ga/(Ga+In)為0.001~0.12，銦及鎵相對於全部金屬原子之含有率為80原子%以上，具有In2O3之方鐵錳礦結構；且作為其原料，提出有一種下述之氧化物燒結體，其特徵在於：鎵固溶於氧化銦，原子比Ga/(Ga+In)為0.001~0.12，銦及鎵相對於全部金屬原子之含有率為80原子%以上，具有In2O3之方鐵錳礦結構。
然而，於將如專利文獻3中所提出之結晶質之氧化物半導體薄膜應用於TFT之情形時，存在因晶粒界而導致TFT特性不均之問題。尤其是於第8代以上之大型玻璃基板上極難均勻地形成TFT。
於專利文獻4中提出有一種氧化物燒結體，其係將銦與鎵以氧化物之形式含有者，其特徵在於：方鐵錳礦型結構之In2O3相成為主要之結晶相，β-Ga2O3型結構之GaInO3相或GaInO3相與(Ga,In)2O3相以平均粒徑5μm以下之晶粒的形式微細地分散於其中，鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為10原子%以上且未達35原子%。
然而，專利文獻4之氧化物燒結體係以提供藍光吸收少之低電阻的透明導電膜為目的，而作為以形成非晶質之氧化物半導體薄膜為目的之氧化物燒結體未必最佳。於使用專利文獻4之氧化物燒結體而製造將銦與鎵以氧化物之形式含有之非晶質氧化物半導體薄膜的情形時，必須於例如濺鍍成膜後進行於500℃左右之高溫於氧化性環境之退火處理。通常而言，將非晶矽用於通道層之TFT的製程溫度為約350℃以下，但若應用將銦與鎵以氧化物之形式含有之非晶質氧化物半導體薄膜於此，則存在因上述
高溫之退火處理而導致TFT之良率降低或能量成本增加等問題。
[專利文獻1]日本專利特開2010-219538號公報
[專利文獻2]日本專利特開2007-073312號公報
[專利文獻3]WO2010/032422號公報
[專利文獻4]WO2009/008297號公報
本發明之目的在於提供一種濺鍍用靶及最適合獲得該濺鍍用靶之由銦及鎵構成的氧化物燒結體，該濺鍍用靶可利用與以往相比更低溫之退火處理而製造具有高載子移動率之由銦及鎵構成的非晶質或結晶質之氧化物半導體薄膜。
本發明人等新發現：藉由使用如下氧化物燒結體，並藉由與以往相比更低溫之退火處理，可獲得具有高載子移動率的由銦及鎵構成之非晶質或結晶質的氧化物半導體薄膜，上述氧化物燒結體由銦及鎵構成，鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下，且CIE1976表色系統中之L*值為50以上且68以下。即，本發明之氧化物燒結體之CIE1976表色系統中之L*值與使用該氧化物燒結體形成之氧化物半導體薄膜的載子移動率密切相關。查明了：藉由將L*值控制在上述範圍內，即便利用低溫之退火處理，亦可製造具有高載子移動率的由銦及鎵構成之非晶
質或結晶質的氧化物半導體薄膜。
本發明之第一發明係一種氧化物燒結體，由銦及鎵之氧化物構成，其特徵在於：上述鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下，CIE1976表色系統中之L*值為50以上且68以下，由方鐵錳礦型結構之In2O3相，與作為In2O3相以外之生成相的β-Ga2O3型結構之GaInO3相或β-Ga2O3型結構之GaInO3相與(Ga,In)2O3相構成。
本發明之第二發明係第一發明所記載之氧化物燒結體，其中，上述鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.15以上且0.30以下。
本發明之第三發明係第一或第二發明所記載之氧化物燒結體，其中，上述CIE1976表色系統中之L*值為58以上且65以下。
本發明之第四發明係第一或第二發明所記載之氧化物燒結體，其中，下述式1所定義之β-Ga2O3型結構的GaInO3相之X射線繞射峰強度比為24%以上且85%以下的範圍。
100×I[GaInO3相(111)]/{I[In2O3相(400)]+I[GaInO3相(111)]}[%]式1
本發明之第五發明係一種濺鍍用靶，係對第一或第二發明所記載之氧化物燒結體進行加工而獲得。
本發明之第六發明係一種氧化物燒結體之製造方法，將由氧化銦粉末與氧化鎵粉末構成之原料粉末進行混合後，藉由常壓燒製法將經混合之粉末進行燒結而獲得氧化物燒結體，其特徵在於：將上述原料粉末之平均粒徑設為1.3μm以下，將比表面積值設為10m2/g以上且17m2/g以下，並將上述利用常壓燒製法之燒結於存在氧氣的環境下以1200℃以上
且1550℃以下之溫度進行10小時以上且30小時以下。
本發明之氧化物燒結體例如於用作濺鍍用靶之情形時，藉由濺鍍成膜而形成，然後進行熱處理，藉此可獲得非晶質或結晶質之氧化物半導體薄膜，該氧化物燒結體由銦及鎵構成，鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下，且CIE1976表色系統中之L*值為50以上且68以下。所形成之非晶質或結晶質的氧化物半導體薄膜藉由本發明之氧化物燒結體含有特定量的鎵且L*值為特定範圍之效果，而會表現出低載子濃度及高載子移動率，於將其應用於TFT之情形時，可提高TFT之傳輸特性。因此，本發明之氧化物燒結體及濺鍍用靶於工業上極為有用。
以下，對本發明之氧化物燒結體、濺鍍用靶及使用其所獲得之氧化物半導體薄膜詳細地進行說明。
1.氧化物燒結體
(a)組成
本發明之氧化物燒結體由銦及鎵構成，其特徵在於：鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下，且CIE1976表色系統中之L*值為50以上且68以下。
鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下，更佳為0.10以上且0.30以下。關於鎵，只要與本發明之氧化物燒結體相同，以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下，則具有提高藉此形成的非晶質或結晶質之氧化物半導體薄膜的結晶溫度之效果。又，鎵與氧之結合力強，而具有使本發明的非晶質或結晶質之氧化物半導體薄膜的氧缺陷量降低之效果。於鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計未達0.10的情形時，無法充分獲得該等效果。另一方面，於超過0.49之情形時，無法獲得作為氧化物半導體薄膜之夠高的載子移動率。
再者，於本發明之氧化物燒結體中，實質上不含有銦與鎵以外之正一價至正六價的元素即元素M。此處，所謂實質上不含有元素M，係指各單獨之M以M/(In+Ga+M)之原子數比計，為500ppm以下，較佳為200ppm以下，更佳為100ppm以下。作為具體之M之例示，作為正一價元素，可例示Li、Na、K、Rb、Cs；作為正二價元素，可例示Mg、Ni、Co、Cu、Ca、Sr、Pb；作為正三價元素，可例示Al、Y、Sc、B、鑭系元素；作為正四價元素，可例示Sn、Ge、Ti、Si、Zr、Hf、C、Ce；作為正五價元素，可例示Nb、Ta；作為正六價元素，可例示W、Mo。
(b)色差
本發明之氧化物燒結體其CIE1976表色系統中之L*值為50以上且68以下，較佳為58以上且65以下。於L*值未達50之情形時，為了使用本發明之由銦及鎵構成的氧化物燒結體而最後形成之非晶質或結晶質的氧化物半導體薄膜會表現出高載子移動率，而必須於較上述L*值範圍之情形更高溫下進行退火處理。相對於此，於L*值超過68之情形時，非晶質或結晶質
的氧化物半導體薄膜之載子移動率會降低。
(c)燒結體組織
本發明的氧化物燒結體較佳為由方鐵錳礦型結構之In2O3相及β-Ga2O3型結構之GaInO3相構成。此處，鎵較佳固溶於In2O3相或者構成GaInO3相。於作為正三價離子的鎵基本上固溶於In2O3相之情形時，會取代同樣為正三價離子之銦的晶格位置。於構成GaInO3相之情形時，基本上Ga佔據原本之晶格位置，但亦可以缺陷之形式若干取代固溶至In之晶格位置。又，由於燒結未進展等原因，鎵不易固溶於In2O3相，或者β-Ga2O3型結構之GaInO3相以及(Ga,In)2O3相不易生成，作為其結果，會形成β-Ga2O3型結構之Ga2O3相，該情況欠佳。Ga2O3相缺乏導電性，因此成為異常放電之原因。
關於由銦及鎵構成的氧化物燒結體，視原料粉末或燒結條件而存在生成該等以外之相即(Ga,In)2O3相之情況，但本發明之氧化物燒結體較佳為實質上不含有(Ga,In)2O3相。於本發明中，藉由氧化物燒結體實質上不含有(Ga,In)2O3相，而獲得如下效果，即所獲得之氧化物半導體薄膜會表現出高載子移動率。再者，所謂實質上不含有(Ga,In)2O3相，係指(Ga,In)2O3相相對於構成本發明的氧化物燒結體之全部相的例如利用裏特沃爾德(Rietveld)分析所求出之重量比為8%以下，較佳為5%以下，更佳為3%以下，進而較佳為1%以下，進一步更佳為0%。
構成本發明的氧化物燒結體之方鐵錳礦型結構之In2O3相及β-Ga2O3型結構之GaInO3相中，至少GaInO3相的晶粒較佳為平均粒徑5μm以下。GaInO3相之晶粒與方鐵錳礦型結構之In2O3相的晶粒相比不易濺鍍，因此存在因蝕刻殘留而產生結核(nodule)從而成為電弧(arcing)之原因
之情況。即，藉由將GaInO3相之晶粒的平均粒徑控制為5μm以下而可防止電弧。
2.氧化物燒結體之製造方法
於本發明的氧化物燒結體之製造中，將由氧化銦粉末與氧化鎵粉末構成之氧化物粉末用作原料粉末。
於本發明之氧化物燒結體之製造步驟中，將該等原料粉末混合後，進行成形，藉由常壓燒結法將成形物進行燒結。本發明的氧化物燒結體之CIE1976表色系統中的L*值十分依賴於此種氧化物燒結體之各步驟中的製造條件、例如原料粉末之BET值、粒徑、混合條件及燒結條件。
用於製造本發明的氧化物燒結體的氧化銦粉末與氧化鎵粉末的原料粉末均較佳將平均粒徑設為1.3μm以下，更佳設為1.0μm以下。藉由將原料粉末之平均粒徑規定為1.3μm以下，而會如下述般確實地得到控制，即如上述般於本發明的氧化物燒結體之組織中至少β-Ga2O3型結構之GaInO3相之晶粒成為5μm以下。進而藉由將平均粒徑設為1.0μm以下，而將上述結晶粒徑控制為3μm以下。氧化銦粉末係ITO(添加錫之銦氧化物)之原料，燒結性優異之微細的氧化銦粉末之開發係與ITO之改良一同進展。氧化銦粉末係作為ITO用原料被大量地連續使用，因此最近可獲取平均粒徑1.0μm以下之原料粉末。但是，於氧化鎵粉末之情形時，與氧化銦粉末相比，使用量依然較少，因此，存在難以獲取平均粒徑1.3μm以下的原料粉末之情況。於只能獲取粗大之氧化鎵粉末之情形時，較佳為將其粉碎至平均粒徑1.3μm以下。
又，上述原料粉末之氧化銦粉末以及氧化鎵粉末的比表面積
(BET)值較佳為10m2/g以上且17m2/g以下之範圍，更佳為12m2/g以上且15m2/g以下之範圍。無論何種粉末，於BET值低於10m2/g之情形時，均不會表現出充分之燒結性。於燒結未進展之情形時，即便於下述含有氧氣之環境下氧化物燒結體之還原亦未充分地進展。於該情形時，例如於氧化物燒結體之L*值超過68而用作濺鍍靶之情形時，有所形成之氧化物半導體薄膜之載子移動率降低之顧慮。另一方面，於BET值超過17m2/g之情形時，氧化物燒結體之L*值會低於50，其結果為，有所形成的氧化物半導體薄膜之載子濃度變得過高之情況。
於本發明的氧化物燒結體之燒結步驟中，較佳為應用常壓燒結法。常壓燒結法係簡便且於工業上有利之方法，且就低成本之觀點而言，亦為較佳之手段。
於使用常壓燒結法之情形時，如上所述，首先製作成形體。將原料粉末放入樹脂製坩堝中，與黏合劑(例如，PVA(polyvinyl alcohol，聚乙烯醇))等一起利用濕式球磨機等進行混合。存在本發明的氧化物燒結體由方鐵錳礦型結構之In2O3相及β-Ga2O3型結構之GaInO3相構成，且進而含有(Ga,In)2O3相之情況，但較佳為將該等相之晶粒控制為平均粒徑5μm以下且微細地分散。又，較佳為儘量地抑制(Ga,In)2O3相之生成。此外，除該等相以外，亦必須不使會成為電弧之原因的β-Ga2O3型結構之Ga2O3相生成。為了滿足該等必要條件，較佳為將上述球磨機混合進行18小時以上。此時，作為混合用球珠，只要使用硬質ZrO2球珠即可。混合後，取出漿料，進行過濾、乾燥、造粒。然後，利用冷均壓加壓施加9.8MPa(0.1ton/cm2)~294MPa(3ton/cm2)左右之壓力，將所獲得之造粒物進行成形而製成成
形體。
於常壓燒結法之燒結步驟中，較佳為設為存在氧氣之環境，更佳為環境中之氧氣體積分率超過20%。尤其是藉由氧氣體積分率超過20%，而氧化物燒結體會更進一步高密度化。由於環境中過量之氧氣，而於燒結初期成形體表面之燒結會先進行。繼而，成形體內部之還原狀態下之燒結進行，最後獲得高密度的氧化物燒結體。
於不存在氧氣之環境，成形體表面之燒結不會先進行，因此作為結果，燒結體之高密度化未進展。若氧氣不存在，則尤其是於900~1000℃左右，氧化銦會分解而生成金屬銦，因此難以獲得設為目標之氧化物燒結體。
常壓燒結之溫度範圍只要設為1200℃以上且1550℃以下即可，但於將原料粉末控制為上述BET值之範圍、即10m2/g以上且17m2/g以下之情形時，更佳為於將氧氣導入至燒結爐內的大氣中之環境下為1460℃以上且1490℃以下。燒結時間較佳為10小時以上且30小時以下，更佳為15小時以上且25小時以下。
於燒結溫度未達1200℃之情形時，燒結反應未充分地進行。另一方面，若燒結溫度超過1550℃，則高密度化變得不易進展，另一方面，燒結爐之構件會與氧化物燒結體進行反應，而得不到設為目標之氧化物燒結體。尤其是於鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計超過0.15之情形時，較佳為將燒結溫度設為未達1500℃。於1500℃以上之溫度區域中，存在(Ga,In)2O3相之生成變得顯著之情況。於將本發明的氧化物燒結體用於氧化物半導體薄膜之成膜的情形時，如上所述，較佳不生成(Ga,In)2O3相。
關於直至燒結溫度之升溫速度，為了防止燒結體破裂並使脫黏合劑進行，較佳為將升溫速度設為0.2~5℃/分鐘之範圍。只要為該範圍，則亦可視需要，組合不同之升溫速度而升溫至燒結溫度。於升溫過程中，亦可為了使脫黏合劑或燒結進行，而於特定溫度下保持一定時間。燒結後進行冷卻時，較佳為停止氧氣導入，並以0.2~5℃/分鐘(尤其是0.2℃/分鐘以上且1℃/分鐘以下)之範圍的降溫速度降溫至1000℃。
3.靶
本發明之靶係藉由將本發明的氧化物燒結體加工為特定之尺寸而獲得。於用作靶之情形時，可進而對表面進行研磨加工，並接著於背板而獲得。靶形狀較佳為平板形，但亦可為圓筒形。於使用圓筒形靶之情形時，較佳為抑制由靶旋轉引起之微粒產生。又，可將上述氧化物燒結體加工為例如圓柱形狀而製成平板，從而用於利用蒸鍍法或離子鍍覆法之成膜。
於用作濺鍍用靶之情形時，本發明的氧化物燒結體之密度較佳為6.3g/cm3以上，更佳為6.7g/cm3以上。
於密度未達6.3g/cm3之情形時，會成為量產使用時的結核產生之原因。又，於用作離子鍍覆用平板之情形時，較佳為未達6.3g/cm3，若為3.4g/cm3以上且5.5g/cm3以下，則更佳。於該情形時，存在較佳為將燒結溫度設為未達1200℃之情況。
4.氧化物半導體薄膜與其成膜方法
本發明之氧化物半導體薄膜例如藉由如下方式而獲得，即，使用自本發明的氧化物燒結體獲得之濺鍍用靶，利用濺鍍法於基板上暫時先形成非晶質之氧化物薄膜，繼而實施退火處理。
本發明的氧化物燒結體基本上由方鐵錳礦型結構之In2O3相及β-Ga2O3型結構之GaInO3相構成，藉此上述退火處理前之氧化物薄膜容易成為非晶質膜。於TFT製造步驟中，由於容易被草酸等相對較弱之酸系蝕刻劑濕式蝕刻，故而較佳。
對於良好之濕式蝕刻性，重要的是非晶質的氧化物半導體薄膜之結晶溫度高，其係與氧化物燒結體組織相關。即，於如本發明之氧化物燒結體般，不僅包含方鐵錳礦型結構之In2O3相，亦包含β-Ga2O3型結構之GaInO3相之情形時，由其獲得之以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下的氧化物薄膜會表現出230℃以上(更佳為300℃以上，進而較佳為350℃以上)之結晶溫度，而成為穩定之非晶質膜。相對於此，於氧化物燒結體僅由方鐵錳礦型結構之In2O3相構成之情形時，由此獲得的氧化物薄膜其結晶溫度低至200℃左右，而未表現出充分之非晶質性。於該情形時，由於成膜後已生成微結晶且非晶質與結晶質之部分混雜在一起，故而利用濕式蝕刻的圖案化加工會因殘渣等之產生而變困難。
本發明中之成膜步驟並無特別限制，較佳為通常之濺鍍法。尤其是若為直流(DC)濺鍍法，則成膜時之熱影響較少，而可實現高速成膜，故而於工業上有利。於利用直流濺鍍法形成本發明的氧化物半導體薄膜時，較佳為使用由惰性氣體與氧氣、尤其是氬氣與氧氣構成之混合氣體作為濺鍍氣體。又，較佳為將濺鍍裝置之腔室內設為0.1~1Pa(尤其是0.2~0.8Pa)之壓力而進行濺鍍。
關於基板，玻璃基板具代表性，較佳為無鹼玻璃，但只要為樹脂板或樹脂膜中可耐受上述製程條件者，則可使用。
上述成膜步驟例如可於真空排氣至2×10-4Pa以下後，導入由氬氣與氧氣構成之混合氣體，將氣壓設為0.2~0.8Pa，以相對於靶之面積的直流電力、即直流電力密度成為1~7W/cm2左右之範圍的方式施加直流電力，使直流電漿產生，而實施預濺鍍。較佳為進行該預濺鍍5~30分鐘後，視需要修正基板位置後進行濺鍍。
於上述成膜步驟之濺鍍成膜中，為了使成膜速度提昇而提高輸入之直流電力。
本發明之非晶質或結晶質之氧化物半導體薄膜係藉由成膜上述非晶質的氧化物薄膜後，對其進行退火處理而獲得。作為退火處理前的方法之一，例如於室溫附近等低溫暫時先形成非晶質的氧化物薄膜，然後於未達結晶溫度之溫度進行退火處理，而獲得維持非晶質狀態的氧化物半導體薄膜；或者於結晶溫度以上之溫度進行退火處理而獲得結晶質的氧化物半導體薄膜。作為另一種方法，係將基板加熱至未達結晶溫度之溫度、較佳為100~300℃，而成膜非晶質的氧化物半導體薄膜。亦可緊接著，進而於與上述同樣之條件進行退火處理而製成非晶質或結晶質的氧化物半導體薄膜。該等兩種方法中之加熱溫度大概為600℃以下即可，可設為無鹼玻璃基板之應變點以下。
關於上述退火處理條件，較佳為於氧化性環境下為未達結晶溫度或結晶溫度以上之溫度。作為氧化性環境，較佳為含有氧氣、臭氧、水蒸氣或氮氧化物等之環境。退火溫度只要為200~600℃，則可應用，但作為半導體製程，較佳為更低溫之200~500℃，更佳為200~350℃。關於退火時間，保持為退火溫度之時間為1~120分鐘，較佳為5~60分鐘。
本發明之非晶質或結晶質的氧化物半導體薄膜之銦及鎵之組成係與本發明的氧化物燒結體之組成大致相同。鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計較佳為0.10以上且0.49以下，更佳為0.10以上且0.30以下。
本發明之非晶質或結晶質的氧化物半導體薄膜係藉由將如上述之組成及組織得到控制的氧化物燒結體用於濺鍍靶等而進行成膜，且於上述適當之條件進行退火處理，而表現出降低至3.0×1018cm-3以下之載子濃度且為10cm2V-1sec-1以上之載子移動率。更佳為獲得15cm2V-1sec-1以上、尤佳為20cm2V-1sec-1以上之載子移動率。
本發明之非晶質或結晶質的氧化物半導體薄膜係藉由濕式蝕刻或乾式蝕刻而實施TFT等用途中所必需之微細加工。通常，可自未達結晶溫度之溫度、例如室溫直至300℃之範圍選擇適當之基板溫度而暫時先形成非晶質的氧化物薄膜，然後實施利用濕式蝕刻之微細加工。作為蝕刻劑，只要為弱酸，則大體可使用，但較佳為以草酸或鹽酸為主成分之弱酸。例如可使用關東化學製造之ITO-06N等市售品。亦可視TFT之構成而選擇乾式蝕刻。
本發明之非晶質或結晶質的氧化物半導體薄膜之膜厚並無限定，但為10~500nm，較佳為20~300nm，進而較佳為30~100nm。若未達10nm，則得不到充分之半導體特性，作為結果，未實現高載子移動率。另一方面，若超過500nm，則會產生生產性之問題，故而欠佳。
以下，使用本發明之實施例，進一步詳細地進行說明，但本發明並不受該等實施例限定。
<氧化物燒結體之評價>
藉由ICP發射光譜法調查所獲得的氧化物燒結體之金屬元素的組成。燒結體之密度係藉由阿基米德法而測得。生成相之鑑定係使用X射線繞射裝置(PHILIPS製造)並藉由粉末法而進行。氧化物燒結體之CIE1976表色系統中之L*值係利用分光光度計(BYK-Gardner GmbH公司製造)而測得。
<氧化物薄膜之基本特性評價>
藉由ICP發射光譜法調查所獲得的氧化物薄膜之組成。氧化物薄膜之膜厚係利用表面粗糙度計(Tencor公司製造)而測得。成膜速度係自膜厚與成膜時間算出。氧化物薄膜之載子濃度及移動率係藉由霍爾效應測量裝置(Toyo Corporation製造)而求出。膜之生成相係藉由X射線繞射測量而鑑定。
(實施例1~10)
以平均粒徑成為1.0μm以下之方式對氧化銦粉末及氧化鎵粉末進行調整而製成原料粉末。氧化銦粉末之比表面積(BET)值為13.2m2/g，氧化鎵粉末之BET值為12.4m2/g。以如表1之實施例1~10所示般，Ga/(In+Ga)原子數比成為0.10以上且0.49以下之方式調製該等原料粉末，與水一併放入樹脂製坩堝中，並利用濕式球磨機進行混合。此時，使用硬質ZrO2球珠，並將混合時間設為18小時。混合後，取出漿料，進行過濾、乾燥、造粒。利用冷均壓加壓施加294MPa之壓力而將造粒物成形。
其次，以下述方式對成形體進行燒結。於以爐內體積每0.1m3為5升/分鐘之比率將氧氣導入至燒結爐內之大氣中的環境下，以1460~1490℃之燒結溫度燒結20小時。此時，以1℃/分鐘進行升溫，於燒結後
之冷卻時停止導入氧氣，以1℃/分鐘降溫至1000℃。
繼而，對所獲得之氧化物燒結體的各種特性進行調查。將結果示於表1。首先，利用ICP發射光譜法進行組成分析，結果，關於金屬元素，於任一實施例中均確認到與摻合原料粉末時之添加組成大致相同。繼而，藉由阿基米德法測量燒結體密度。繼而，進行利用X射線繞射測量之氧化物燒結體的相鑑定。再者，於含有β-Ga2O3型結構之GaInO3相的情形時，將下述式1所定義的β-Ga2O3型結構之GaInO3相的X射線繞射峰強度比示於表1及表2。
100×I[GaInO3相(111)]/{I[In2O3相(400)]+I[GaInO3相(111)]}[%]式1
(比較例1)
以如表1所示般Ga/(In+Ga)原子數比成為0.015之方式調製氧化銦粉末及氧化鎵粉末作為原料粉末，除此以外，利用與實施例1~10相同之方法製作氧化物燒結體。將各種特性示於表1。
(比較例2)
原料粉末的氧化銦粉末之比表面積(BET)值為5.7m2/g，氧化鎵粉末之BET值為6.2m2/g，以及，以如表1所示般Ga/(In+Ga)原子數比成為0.08之方式調製氧化銦粉末及氧化鎵粉末，除此以外，以與實施例1~10相同之方法製作氧化物燒結體。將各種特性示於表1。
(比較例3、4)
原料粉末之氧化銦粉末之比表面積(BET)值為18.2m2/g，氧化鎵粉末之BET值為17.6m2/g，除此以外，以與實施例3、6相同之方法製作氧化物燒結體。將各種特性示於表1。
(比較例5)
以如表1所示般Ga/(In+Ga)原子數比成為0.60之方式調製氧化銦粉末及氧化鎵粉末作為原料粉末，除此以外，以與實施例1~10相同之方法製作氧化物燒結體。將各種特性示於表1。
(實施例11)
將實施例6之氧化物燒結體加工為直徑152mm、厚度5mm之尺寸，利用杯形磨石以最大高度Rz成為3.0μm以下之方式對濺鍍面進行研磨。使用金屬銦將經加工之氧化物燒結體接合於無氧銅製之背板，而製成濺鍍
用靶。
使用所獲得之濺鍍用靶以及無鹼玻璃基板(康寧Eagle XG)，於基板溫度200℃進行利用直流濺鍍之成膜。將上述濺鍍靶安裝至無電弧抑制功能之配備有直流電源之直流磁控濺鍍裝置(tokki製造)之陰極。此時將靶-基板(保持器)間距離固定為60mm。真空排氣至2×10-4Pa以下後，以視靶中之鎵量，成為適當的氧氣比率之方式導入氬氣與氧氣的混合氣體，並將氣壓調整至0.6Pa。施加300W(1.64W/cm2)之直流電力，使直流電漿產生。預濺鍍10分鐘後，於濺鍍靶之正上方、即靜止對向位置配置基板，暫時先形成膜厚50nm之氧化物薄膜。確認到所獲得之氧化物薄膜的組成與靶大致相同。
繼而，對暫時先成膜之氧化物薄膜實施急速升溫退火(RTA，Rapid Thermal Annealing)處理，而獲得目標之氧化物半導體薄膜。RTA處理條件係如表2所記載般，設為於氧氣中且於350℃保持30分鐘。藉由X射線繞射測量調查熱處理後之結晶性，結果維持非晶質。進行所獲得之非晶質的氧化物半導體薄膜之霍爾效應測量，求出載子濃度及載子移動率。將所獲得之評價結果示於表2。
(比較例6)
將比較例4之氧化物燒結體製成濺鍍用靶，及RTA處理條件中僅將溫度變更為500℃，除此以外，以與實施例11相同之方法製作非晶質的氧化物半導體薄膜。
(實施例12)
使用實施例3之氧化物燒結體，及將成膜時之基板溫度設為150℃，除此以外，以與實施例11相同之方法製作濺鍍用靶，暫時先形成膜厚50nm之氧化物薄膜。
繼而，對暫時先成膜之氧化物薄膜實施RTA處理，而獲得目標之氧化物半導體薄膜。RTA處理條件中僅將溫度變更為350℃。藉由X射線繞射測量調查熱處理後之結晶性，結果判明已結晶化。進行所獲得之結晶質的氧化物半導體薄膜之霍爾效應測量，求出載子濃度及載子移動率。將所獲得之評價結果示於表2。
(比較例7)
將比較例3之氧化物燒結體製成濺鍍用靶，及RTA處理條件中僅將溫度變更為400℃，除此以外，以與實施例12相同之方法製作結晶質的氧化物半導體薄膜。
(比較例8)
將比較例1之氧化物燒結體製成濺鍍用靶，將成膜時之基板溫度設為25℃(室溫)，及RTA處理條件中僅將溫度變更為300℃，除此以外，以與實施例11相同之方法製作結晶質的氧化物半導體薄膜。
(比較例9)
將比較例5之氧化物燒結體製成濺鍍用靶，除此以外，以與實施例11相同之方法製作非晶質的氧化物半導體薄膜。
「評價」
由表1可知，於實施例1~10中，於鎵含量以Ga/(In+Ga)原子數比計為0.10以上且0.49以下之情形時，藉由將作為原料粉末之氧化銦粉末以及氧化鎵粉末的比表面積(BET)值控制在10~17m2/g之範圍內的13.2m2/g以及12.4m2/g，而使用其所製作之氧化物燒結體的CIE1976表色系統中之L*值為50以上且68以下之範圍。尤其是於鎵含量以Ga/(In+Ga)原子數比計為0.15以上且0.30以下之情形時，L*值為58以上且65以下之範圍。進而，實施例1~10之氧化物燒結體的燒結體密度滿足6.3g/cm3以上，於鎵含量以Ga/(In+Ga)原子數比計為0.15以上且0.30以下時顯示為6.7g/cm3以上。又，實施例1~10之氧化物燒結體實質上由方鐵錳礦型結構之In2O3相及β-Ga2O3型結構之GaInO3相構成。
相對於此，於比較例1、2中，氧化物燒結體之鎵含量少於本發明的範圍。因此，於比較例1中，成為僅由方鐵錳礦型結構之In2O3相構成的氧化物燒結體。又，於比較例5中，由於鎵含量過量，故而不生成In2O3相。即，於比較例1、2、5中，即便控制原料粉末之平均粒徑或BET值，亦得不到本發明之目標的氧化物燒結體。進而，比較例1、2、5之氧化物燒結體的CIE1976表色系統中之L*值滿足50以上且68以下之範圍。
繼而，將由銦及鎵構成之非晶質及結晶質的氧化物半導體薄膜之載子特性示於表2。
可知實施例11之氧化物半導體薄膜為非晶質，且滿足載子移動率10cm2V-1sec-1以上。實施例11之氧化物半導體薄膜藉由大氣中且350℃條件之RTA處理而使氧缺陷消失，而滿足載子濃度3.0×1018cm-3以下、即獲得1.7×1018cm-3之載子濃度。相對於此，於比較例6中，將CIE1976表色系統中之L*值不滿足本發明之範圍的氧化物燒結體用作濺鍍用靶，因此，藉由將RTA處理溫度提高至500℃，而總算獲得與實施例11同等之載子濃度及移動率。即，可知藉由使氧化物燒結體之L*值滿足本發明之50以上且68以下之範圍，而可進行低溫處理。
於實施例12與比較例7之對比中亦可明確，雖存在結晶質的氧化物半導體薄膜之一差異，但藉由使氧化物燒結體的CIE1976表色系統中之L*值滿足本發明之50以上且68以下之範圍，而可進行低溫處理。
又，可知於比較例8之鎵含量以Ga/(In+Ga)原子數比計未達0.10之情形時，載子濃度會超過3.0×1017cm-3。另一方面，可知於同一原子數比超過0.49之情形時，載子移動率限於未達10cm2V-1sec-1。
Claims (6)
- 一種氧化物燒結體，由銦及鎵之氧化物構成，其特徵在於：該鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.10以上且0.49以下，CIE1976表色系統中之L*值為50以上且68以下，由方鐵錳礦型結構之In2O3相，與作為In2O3相以外之生成相的β-Ga2O3型結構之GaInO3相或β-Ga2O3型結構之GaInO3相與(Ga,In)2O3相構成。
- 如申請專利範圍第1項之氧化物燒結體，其中，該鎵之含量以Ga/(In+Ga)原子數比計，為0.15以上且0.30以下。
- 如申請專利範圍第1或2項之氧化物燒結體，其中，該CIE1976表色系統中之L*值為58以上且65以下。
- 如申請專利範圍第1或2項之氧化物燒結體，其中，下述式1所定義之β-Ga2O3型結構之GaInO3相的X射線繞射峰強度比為24%以上且85%以下之範圍：100×I[GaInO3相(111)]/{I[In2O3相(400)]+I[GaInO3相(111)]}[%]式1。
- 一種濺鍍用靶，係對申請專利範圍第1或2項之氧化物燒結體進行加工而獲得。
- 一種氧化物燒結體之製造方法，係將由氧化銦粉末與氧化鎵粉末構成之原料粉末進行混合後，藉由常壓燒製法將經混合之粉末進行燒結而獲得氧化物燒結體，其特徵在於：將該原料粉末之平均粒徑設為1.3μm以下，將比表面積值設為10m2/g以上且17m2/g以下，將利用該常壓燒製法之燒結於存在氧氣之環境下，於1200℃以上且1550℃以下之溫度進行10小時以上且30小時以下。
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