WO2017217529A1 - 酸化物焼結体及びスパッタリングターゲット - Google Patents

酸化物焼結体及びスパッタリングターゲット Download PDF

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井上　一吉
重和 笘井
雅敏 柴田
基浩 竹嶋
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Definitions

  • the present invention relates to an oxide sintered body and a sputtering target.
  • Amorphous (amorphous) oxide semiconductors used for thin film transistors (TFTs) have higher carrier mobility than general-purpose amorphous silicon (a-Si), a large optical band gap, and can be formed at low temperatures. It is expected to be applied to next-generation displays that require large size, high resolution, and high-speed driving, and resin substrates with low heat resistance.
  • a sputtering method of sputtering a sputtering target is preferably used. This is because the thin film formed by the sputtering method has a component composition, film thickness, etc. in the film surface direction (in the film surface) as compared with the thin film formed by the ion plating method, vacuum evaporation method, or electron beam evaporation method. This is because the internal uniformity is excellent and a thin film having the same component composition as the sputtering target can be formed.
  • Patent Document 1 discloses an oxide sintered body comprising In, Y and O, wherein Y / (Y + In) is 2.0 to 40 atomic% in atomic concentration and volume resistivity is 5 ⁇ 10 ⁇ 2 ⁇ cm or less. Is used as a sputtering target. In addition, it is described that the Sn element content is Sn / (In + Sn + all other metal atoms) in an atomic concentration of 2.8 to 20 atomic%.
  • Patent Document 2 discloses an oxide sintered body composed of In, Sn, Y, and O, in which Y / (In + Sn + Y) is 0.1 to 2.0 atomic% in atomic concentration, and a sputtering target using the oxide sintered body. Are listed.
  • Patent Document 3 describes a sintered body having a lattice constant intermediate between the lattice constants of YInO 3 and In 2 O 3 and using this as a sputtering target.
  • Patent Document 4 describes a sputtering target containing an A 3 B 5 O 12 type garnet structure compound obtained by sintering a raw material containing indium oxide, yttrium oxide, and aluminum oxide or gallium oxide. .
  • An object of the present invention is to provide a novel oxide sintered body and a sputtering target.
  • Patent Document 4 it has been considered that a compound composed of yttrium oxide and gallium oxide includes an A 3 B 5 O 12 type garnet phase.
  • the oxide sintered body mainly composed of a bixbite phase represented by In 2 O 3 instead of the garnet phase of A 3 B 5 O 12 type Y 3
  • the following oxide sintered body and sputtering target are provided.
  • In / (In + Y + Ga) is 0.60 or more and 0.97 or less Ga / (In + Y + Ga) is 0.01 or more and 0.20 or less Y / (In + Y + Ga) is 0.02 or more and 0.20 or less
  • the peak intensity ratio of the maximum peak intensity of the bixbite phase represented by In 2 O 3 to the maximum peak intensity of the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 is 1 to 500 Or the oxide sintered compact of 2. 4).
  • the oxide sintered body according to any one of 1 to 3, further comprising a positive tetravalent metal element. 5. 5.
  • the oxide sintered body according to 4 wherein the positive tetravalent metal element is solid-solved in a bixbite phase represented by In 2 O 3 or a garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12. . 6). 6. The oxide sintered body according to 4 or 5, wherein the content of the positive tetravalent metal element is 100 to 10,000 ppm in terms of atomic concentration with respect to all the metal elements in the oxide sintered body. 7). The oxide sintered body according to any one of 4 to 6, wherein the positive tetravalent metal element is Sn. 8). 8. The oxide sintered body according to any one of 1 to 7, wherein the relative density is 95% or more. 9. 9. 9.
  • a sputtering target comprising the oxide sintered body according to any one of 10.1 to 9.
  • a novel oxide sintered body and sputtering target can be provided.
  • FIG. 2 is an X-ray diffraction pattern of the oxide sintered body of Example 1.
  • FIG. 3 is an X-ray diffraction pattern of an oxide sintered body of Example 12.
  • FIG. It is a figure which shows one Embodiment of TFT of this invention. It is a figure which shows one Embodiment of TFT of this invention.
  • the oxide sintered body of the present invention includes a bixbite phase represented by In 2 O 3 and a garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 .
  • a sintered compact density (relative density) and reduction of volume resistivity (bulk resistance) are realizable.
  • the linear expansion coefficient can be reduced and the thermal conductivity can be increased.
  • a sintered body having a low volume resistivity and a high sintered body density is obtained. be able to.
  • a high-strength sputtering target (target) can be obtained, microcracks are not generated by thermal stress, chipping and abnormal discharge do not occur, and high power A sputtering target capable of sputtering is obtained.
  • the sintered body of the present invention has high target strength.
  • the thermal conductivity is high and the linear expansion coefficient is small, thermal stress can be suppressed.
  • generation of microcracks and chipping of the target can be suppressed, and generation of nodules and abnormal discharge can be suppressed.
  • the sintered body of the present invention has high mobility and heat in a chemical vapor deposition process (CVD process) performed after stacking the oxide semiconductor layer in the TFT manufacturing process or in heat treatment after TFT fabrication. Therefore, a high-performance TFT can be obtained.
  • CVD process chemical vapor deposition process
  • the bixbite phase represented by In 2 O 3 and the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 can be detected from the XRD chart by, for example, the X-ray diffraction (XRD) method.
  • XRD X-ray diffraction
  • the sintered body of the present invention preferably has a bixbite phase represented by In 2 O 3 as a main component.
  • the peak intensity ratio (In 2 O 3 / Y 3 In 2 Ga 3 O 12 ) is preferably 1 to 500, more preferably 5 to 300, and even more preferably 7 to 290. By being in the above range, stable sputtering can be performed.
  • the peak intensity ratio (In 2 O 3 / Y 3 In 2 Ga 3 O 12 ) can be calculated from, for example, XRD measurement.
  • the Vix represented by In 2 O 3 It can be determined by dividing the peak intensity at which the maximum peak of the bite phase appears by the peak intensity at which the maximum peak of the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 appears.
  • Y, Ga, or Y and Ga may be dissolved in the bixbite phase represented by In 2 O 3 . It is preferable that Y and Ga are dissolved in the bixbite phase represented by In 2 O 3 .
  • the solid solution is preferably a substitutional solid solution. Thereby, stable sputtering can be performed.
  • the solid solution of Y, Ga, or Y and Ga can be identified from the lattice constant of the bixbite phase using, for example, XRD measurement.
  • XRD measurement for example, if smaller than the lattice constant of the bixbyite phase only represented by In 2 O 3, the solid solution is superior to the action of Ga If it is larger than the lattice constant of only the bixbite phase represented by In 2 O 3 , the solid solution of Y acts predominantly.
  • the “lattice constant” is defined as the length of the lattice axis of the unit cell, and can be obtained by, for example, the X-ray diffraction method.
  • Y, In, Ga, or Y, In, and Ga may be dissolved in each site constituting the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 .
  • the solid solution of these metal elements can be confirmed by the fact that the garnet phase contained in the oxide sintered body appears slightly deviated from the composition represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 . Specifically, it can be confirmed by lead belt analysis. Thereby, stable sputtering can be performed.
  • the average particle size of the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 is preferably 15 ⁇ m or less, more preferably 10 ⁇ m or less, still more preferably 8 ⁇ m or less, and particularly preferably 5 ⁇ m or less. Although there is no restriction
  • the average particle diameter of the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 is, for example, specified by the electron probe microanalyzer (EPMA), and the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 Assuming a circle whose maximum diameter is the diameter, it can be obtained as an average value of the diameters.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the atomic ratio In / (In + Y + Ga) of In element to In element, Y element and Ga element contained in the oxide sintered body is preferably 0.60 or more and 0.97 or less, and 0.70 or more and 0.96. The following is more preferable, and 0.75 or more and 0.95 or less is more preferable.
  • In / (In + Y + Ga) is less than 0.60, the movement of the TFT including the oxide semiconductor thin film to be formed may be reduced.
  • In / (In + Y + Ga) is more than 0.97, there is a possibility that the stability of the TFT cannot be obtained, or that it becomes difficult to become a semiconductor by conducting.
  • the atomic ratio Ga / (In + Y + Ga) of Ga element to In element, Y element and Ga element contained in the oxide sintered body is preferably 0.01 or more and 0.20 or less, and 0.02 or more and 0.15. The following is more preferable, and 0.02 or more and 0.12 or less is more preferable.
  • Ga / (In + Y + Ga) is less than 0.01, the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 is not formed, and the bulk resistance of the sintered body is increased, or the sintered body density and sintering are increased. Since the body strength is low, there is a possibility that cracking due to heat during sputtering is likely to occur, or that stable sputtering cannot be performed.
  • Ga / (In + Y + Ga) exceeds 0.20, there is a possibility that the movement of the TFT including the oxide semiconductor thin film to be formed becomes small.
  • the atomic ratio Y / (In + Y + Ga) of Y element to In element, Y element, and Ga element contained in the oxide sintered body is preferably 0.02 or more and 0.20 or less, and 0.02 or more and 0.0. 18 or less is more preferable, and 0.03 or more and 0.16 or less is more preferable.
  • Y / (In + Y + Ga) is less than 0.02
  • the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 is not formed, the bulk resistance of the sintered body increases, the sintered body density and the sintered body Since the body strength is low, there is a possibility that cracking due to heat during sputtering is likely to occur, or that stable sputtering cannot be performed.
  • Y / (In + Y + Ga) exceeds 0.20, the movement of the TFT including the oxide semiconductor thin film to be formed may be reduced.
  • the oxide sintered body of the present invention preferably further contains a positive tetravalent metal element. Thereby, sputtering can be performed more stably.
  • Examples of the positive tetravalent metal element include Sn, Ti, Zr, Hf, Ce, and Ge. Of the positive tetravalent metal elements, Sn is preferable. Bulk resistance decreases due to the Sn doping effect, and sputtering can be performed more stably.
  • the positive tetravalent metal element is preferably dissolved in a bixbite phase represented by In 2 O 3 or a garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 , and is represented by In 2 O 3. More preferably, it is dissolved in the bixbite phase.
  • the solid solution is preferably a substitutional solid solution. Thereby, sputtering can be performed more stably.
  • the solid solution of the positive tetravalent metal element can be identified from the bulk resistance of the oxide sintered body, for example.
  • the bulk resistance of the oxide sintered body when the positive tetravalent metal element is not added or not dissolved is high, and may cause abnormal discharge.
  • a positive tetravalent metal element is added and dissolved, the bulk resistance of the oxide sintered body is reduced, and a stable sputtering state can be obtained.
  • the content of the positive tetravalent metal element is preferably 100 to 10,000 ppm in terms of atomic concentration with respect to all metal elements in the oxide sintered body, more preferably 500 ppm to 8000 ppm, and still more preferably 800 ppm to 6000 ppm. It is. When the content of the positive tetravalent metal element is less than 100 ppm, the bulk resistance may not be reduced. On the other hand, when the content of the positive tetravalent metal element is more than 10,000 ppm, the oxide semiconductor thin film to be formed may be in a high carrier state and the TFT may be conducted or the on / off value may be reduced.
  • the oxide sintered body of the present invention preferably has a relative density of 95% or more, more preferably 96% or more, still more preferably 97% or more, and particularly preferably 98% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is usually 100%.
  • the relative density can be calculated, for example, by dividing the measured density of the oxide sintered body measured by the Archimedes method by the theoretical density of the oxide sintered body as a percentage.
  • oxide A, oxide B, oxide C, and oxide D are used as the raw material powder of the oxide sintered body
  • amount of oxide A, oxide B, oxide C, and oxide D used Assuming that (charge amount) is a (g), b (g), c (g), and d (g), the theoretical density can be calculated by applying as follows.
  • Theoretical density (a + b + c + d) / ((a / density of oxide A) + (b / density of oxide B) + (c / density of oxide C) + (d / density of oxide D))
  • the value of the specific gravity of the oxide described in the Chemistry Handbook Fundamentals I Nihon Kagaku Revised 2nd edition (Maruzen Co., Ltd.) is used. Good.
  • the theoretical density can also be calculated as follows using the weight ratio of each oxide.
  • Theoretical density 1 / ((weight ratio of oxide A / density of oxide A) + (weight ratio of oxide B / density of oxide B) + (weight ratio of oxide C / density of oxide C) + (Weight ratio of oxide D / density of oxide D))
  • the oxide sintered body of the present invention has a bulk resistance of preferably 30 m ⁇ ⁇ cm or less, more preferably 15 m ⁇ ⁇ cm or less, and further preferably 10 m ⁇ ⁇ cm or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is usually 1 m ⁇ ⁇ cm or more.
  • the bulk resistance of the oxide sintered body is 30 m ⁇ ⁇ cm or less, abnormal discharge due to charging of the target is less likely to occur during film formation with high power, and the plasma state is stabilized and spark is less likely to occur. Further, when a pulse DC sputtering apparatus is used, the plasma is further stabilized, and it becomes possible to perform sputtering stably without problems such as abnormal discharge.
  • the bulk resistance can be measured based on, for example, a four-probe method.
  • the oxide sintered body of the present invention preferably has a three-point bending strength of 120 MPa or more, more preferably 140 MPa or more, and further preferably 150 MPa or more.
  • the target strength is weak when the sputter film is formed with high power, the target is cracked or chipped, and the chipped fragments are scattered on the target. However, it may cause abnormal discharge.
  • the three-point bending strength can be tested in accordance with, for example, JIS R 1601 “Room temperature bending strength test of fine ceramics”. Specifically, using a standard test piece having a width of 4 mm, a thickness of 3 mm, and a length of 40 mm, the test piece is placed on two fulcrums arranged at a fixed distance (30 mm), and the crosshead speed is 0 from the center between the fulcrums. The bending strength can be calculated from the maximum load at the time of breaking by applying a load of 0.5 mm / min.
  • the oxide sintered body of the present invention preferably has a linear expansion coefficient of 9.0 ⁇ 10 ⁇ 6 K ⁇ 1 or less, more preferably 8.5 ⁇ 10 ⁇ 6 K ⁇ 1 or less, and 8.0 ⁇ More preferably, it is 10 ⁇ 6 K ⁇ 1 or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is usually 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 K ⁇ 1 or more.
  • the linear expansion coefficient is, for example, a standard test piece having a width of 5 mm, a thickness of 5 mm, and a length of 10 mm.
  • the temperature increase rate is set to 5 ° C./min. It can be obtained by detecting with a detector.
  • the oxide sintered body of the present invention preferably has a thermal conductivity of 5.0 W / m ⁇ K or more, more preferably 5.5 W / m ⁇ K or more, and further 6.0 W / m ⁇ K or more. Preferably, 6.5 W / m ⁇ K or more is most preferable.
  • the upper limit is not particularly limited, but is usually 10 W / m ⁇ K or less.
  • the thermal conductivity can be calculated by, for example, obtaining a specific heat capacity and a thermal diffusivity by a laser flash method using a standard test piece having a diameter of 10 mm and a thickness of 1 mm, and multiplying this by the density of the test piece.
  • the oxide sintered body of the present invention preferably has a Young's modulus of 200 GPa or less, more preferably 190 GPa or less, further preferably 185 GPa or less, and most preferably 180 GPa or less.
  • the lower limit of the Young's modulus is not particularly limited, but is usually 100 GPa or more. If the Young's modulus of the oxide sintered body is 200 GPa or less, it is preferable that the thermal stress generated during sputtering does not crack.
  • the Young's modulus can be obtained by, for example, sound speed measurement by an ultrasonic pulse reflection method.
  • the oxide sintered body of the present invention is essentially composed of In, Y, Ga, and optionally a positive tetravalent metal element, and may contain other inevitable impurities as long as the effects of the present invention are not impaired. .
  • 90 atomic% or more, 95 atomic% or more, 98 atomic% or more, 99 atomic% or more, or 100 atomic% of the metal element of the oxide sintered body of the present invention is In, Y and Ga, or In, Y , Ga and a positive tetravalent metal element.
  • the oxide sintered body of the present invention may include a bixbite phase represented by In 2 O 3 and a garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 as crystal phases, and from only these crystal phases. It may be.
  • the oxide sintered body of the present invention is a step of preparing a mixed powder of a raw material powder containing In element, a raw material powder containing Y element, and a raw material powder containing Ga element, and molding the mixed powder to produce a molded body. It can manufacture by the process and the process of baking a molded object.
  • the mixed powder may include a raw material powder containing a positive tetravalent metal element.
  • the raw material powder is preferably an oxide powder. That is, the raw material powder containing In element is preferably indium oxide powder, the raw material powder containing Y element is preferably yttrium oxide powder, and the raw material powder containing Ga element is preferably gallium oxide powder.
  • the raw material powder containing a positive tetravalent metal element is preferably an oxide powder of a positive tetravalent metal element, and more preferably a tin oxide powder.
  • the mixing ratio of the raw material powder corresponds to, for example, the atomic ratio of the sintered body to be obtained.
  • the average particle diameter of the raw material powder is preferably 0.1 to 1.2 ⁇ m, more preferably 0.5 to 1.0 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of the raw material powder can be measured with a laser diffraction type particle size distribution apparatus or the like.
  • the method for mixing and forming the raw materials is not particularly limited, and can be performed using a known method.
  • a binder may be added when mixing.
  • the mixing of the raw materials can be performed using a known device such as a ball mill, a bead mill, a jet mill, or an ultrasonic device.
  • the pulverization time may be appropriately adjusted, but is preferably about 6 to 100 hours.
  • the molding method may be, for example, pressing a mixed powder into a molded body. By this process, it can be formed into a product shape (for example, a shape suitable as a sputtering target).
  • the molding material can be obtained by filling the raw material into a mold and molding it by a die press or cold isostatic press (CIP), for example, at a pressure of 1000 kg / cm 2 or more.
  • CIP cold isostatic press
  • molding aids such as polyvinyl alcohol, polyethylene glycol, methylcellulose, polywax, oleic acid, and stearic acid may be used.
  • the obtained molded body can be sintered at a sintering temperature of 1200 to 1650 ° C. for 10 hours or more, for example, to obtain a sintered body.
  • the sintering temperature is preferably 1350 to 1600 ° C, more preferably 1400 to 1600 ° C, still more preferably 1450 to 1600 ° C.
  • the sintering time is preferably 10 to 50 hours, more preferably 12 to 40 hours, still more preferably 13 to 30 hours.
  • the sintering temperature is less than 1200 ° C. or the sintering time is less than 10 hours, the sintering does not proceed sufficiently, and the electrical resistance of the target is not sufficiently lowered, which may cause abnormal discharge.
  • the sintering temperature exceeds 1650 ° C. or the sintering time exceeds 50 hours, the average crystal grain size increases due to remarkable crystal grain growth and the generation of coarse vacancies has occurred. May cause a drop or abnormal discharge.
  • the compact is usually sintered in an air atmosphere or an oxygen gas atmosphere.
  • the oxygen gas atmosphere is preferably an atmosphere having an oxygen concentration of, for example, 10 to 50% by volume. Even if the temperature raising process is performed in an air atmosphere, the density of the sintered body can be increased.
  • the heating rate during sintering is from 50 ° C. to 150 ° C./hour from 800 ° C. to the sintering temperature (1200 to 1650 ° C.).
  • the temperature range above 800 ° C. is the range where the sintering proceeds most.
  • the rate of temperature rise in this temperature range is slower than 50 ° C./hour, crystal grain growth becomes significant, and there is a possibility that densification cannot be achieved.
  • the rate of temperature increase is higher than 150 ° C./hour, a temperature distribution is generated in the molded body, and the sintered body may be warped or cracked.
  • the rate of temperature increase from 800 ° C. to the sintering temperature is preferably 60 to 140 ° C./hour, more preferably 70 to 130 ° C./hour.
  • the sputtering target of the present invention can be produced using the oxide sintered body described above. Thereby, an oxide semiconductor thin film can be manufactured by vacuum processes, such as sputtering method.
  • a sputtering target can be produced by cutting or polishing a sintered body and bonding the sintered body to a backing plate. For example, by cutting, it is possible to remove a highly oxidized sintered portion or an uneven surface on the surface of the sintered body. Also, it can be specified size. The surface may be polished with # 200, # 400, or # 800. Thereby, abnormal discharge and generation of particles during sputtering can be suppressed.
  • a bonding method for example, bonding with metal indium can be mentioned.
  • the sputtering target of the present invention can be applied to a direct current (DC) sputtering method, a radio frequency (RF) sputtering method, an alternating current (AC) sputtering method, a pulsed DC sputtering method, and the like.
  • DC direct current
  • RF radio frequency
  • AC alternating current
  • DC pulsed DC
  • An oxide semiconductor thin film can be obtained by forming a film using the above sputtering target. Thereby, a thin film that exhibits excellent TFT performance when used in a TFT can be formed.
  • Film formation can be performed by vapor deposition, sputtering, ion plating, pulse laser vapor deposition, or the like.
  • the TFT of the present invention includes the above-described oxide semiconductor thin film.
  • the oxide semiconductor thin film can be suitably used as a channel layer, for example.
  • the element configuration of the TFT is not particularly limited, and various known element configurations can be employed.
  • the TFT of the present invention can be used for display devices such as a liquid crystal display and an organic electroluminescence display.
  • FIG. 3 shows an example of the TFT of the present invention.
  • a semiconductor film 40 obtained by using the sputtering target of the present invention is formed on a gate insulating film 30 on a silicon wafer (gate electrode) 20, and interlayer insulating films 70 and 70a are formed.
  • 70a on the semiconductor film 40 also functions as a channel layer protective layer.
  • a source electrode 50 and a drain electrode 60 are provided on the semiconductor film.
  • FIG. 4 shows an example of the TFT of the present invention.
  • a semiconductor film 40 obtained by using the sputtering target of the present invention is formed on a gate insulating film (for example, SiO 2 ) 30 on a silicon wafer (gate electrode) 20, and a source electrode 50 is formed on the semiconductor film 40.
  • a drain electrode 60, and a protective layer 70 b is provided on the semiconductor film 40, the source electrode 50, and the drain electrode 60.
  • the silicon wafer 20 and the gate insulating film 30 may be a silicon wafer with a thermal oxide film, the silicon wafer may be used as a gate electrode, and the thermal oxide film (SiO 2 ) may be used as a gate insulating film.
  • the gate electrode 20 may be formed on a substrate such as glass.
  • the semiconductor film preferably has a band gap of 3.0 eV or more.
  • the band gap is 3.0 eV or more, light on the long wavelength side from a wavelength near 420 nm is not absorbed.
  • light from the light source of the organic EL or TFT-LCD is not absorbed, and when used as a TFT channel layer, there is no malfunction due to the light of the TFT, and light stability can be improved.
  • it can.
  • it is 3.1 eV or more, More preferably, it is 3.3 eV or more.
  • the material for forming each of the drain electrode, the source electrode and the gate electrode is not particularly limited, and a commonly used material can be arbitrarily selected.
  • transparent electrodes such as indium tin oxide (ITO), indium zinc oxide (IZO), ZnO, SnO 2 , metal electrodes such as Al, Ag, Cu, Cr, Ni, Mo, Au, Ti, Ta, or these
  • metal electrode or a laminated electrode of an alloy containing can be used.
  • a silicon wafer may be used as a substrate, and in that case, the silicon wafer also acts as an electrode.
  • a protective film on the drain electrode, the source electrode, and the channel layer.
  • the durability is easily improved even when the TFT is driven for a long time.
  • a top gate type TFT has a structure in which a gate insulating film is formed on a channel layer, for example.
  • the protective film or the insulating film can be formed by, for example, CVD, but at that time, the process may be performed at a high temperature.
  • the protective film or the insulating film often contains an impurity gas immediately after film formation, and it is preferable to perform heat treatment (annealing treatment).
  • the oxide semiconductor thin film of the present invention By removing these impurity gases by heat treatment, a stable protective film or insulating film is obtained, and a highly durable TFT element can be easily formed.
  • the oxide semiconductor thin film of the present invention it becomes difficult to be affected by the temperature in the CVD process and the subsequent heat treatment, so that the TFT characteristics can be stabilized even when a protective film or an insulating film is formed. Can be improved.
  • Examples 1-14 Manufacture of oxide sintered bodies
  • Indium oxide powder, gallium oxide powder, yttrium oxide powder and tin oxide powder are weighed so as to have the atomic ratio and Sn atomic concentration of the oxide sintered bodies shown in Tables 1 and 2, and placed in a polyethylene pot.
  • the mixture was pulverized for 72 hours using a dry ball mill to produce a mixed powder.
  • This mixed powder was put into a mold and formed into a press-molded body at a pressure of 500 kg / cm 2 .
  • This molded body was densified by CIP at a pressure of 2000 kg / cm 2 .
  • this molded body was placed in a normal pressure firing furnace, held at 350 ° C. for 3 hours in an air atmosphere, then heated at 100 ° C./hour, sintered at 1450 ° C. for 20 hours, Then, it was left to cool and an oxide sintered body (sintered body) was obtained.
  • FIG. 1 An XRD chart of the obtained sintered body in Example 1 is shown in FIG. In FIG. 1, a portion having an intensity of 5500 or more is omitted. From FIG. 1, it was found that the sintered body of Example 1 had “a bixbite phase represented by In 2 O 3 ” and “a garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 ”. Further, for Example 12, an XRD chart of the obtained sintered body is shown in FIG. In FIG. 2, a portion having an intensity of 10500 or more is omitted. From FIG. 2, it was found that the sintered body of Example 12 had “a bixbite phase represented by In 2 O 3 ” and “a garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 ”.
  • the maximum peak intensity of the bixbite phase represented by In 2 O 3 and the maximum of the garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12 The peak intensity ratio (In 2 O 3 / Y 3 In 2 Ga 3 O 12 ) with respect to the peak intensity was similarly determined. The results are shown in Tables 1 and 2.
  • the sintered bodies of Examples 2 to 11 and 13 to 14 were obtained from the XRD chart according to “Bixbite phase represented by In 2 O 3 ” and “Garnet phase represented by Y 3 In 2 Ga 3 O 12. ".
  • the lattice constant of the bixbyite structure of “the bixbyite phase represented by In 2 O 3 ” was obtained.
  • the results are shown in Tables 1 and 2. From the obtained lattice constant, it can be seen that the sintered bodies of Examples 1 and 2 have Y and Ga dissolved in the bixbite phase represented by In 2 O 3 , and the sintered body of Example 1 is It turned out that the solid solution of Y acts preferentially, and the solid solution of Ga acts preferentially in the sintered body of Example 2. In the sintered bodies of Examples 3 to 14, it was found from the lattice constants obtained that Y, Ga and Sn were dissolved in the bixbite phase represented by In 2 O 3 .
  • the bulk resistance (conductivity) of the above-mentioned sintered body was measured based on the four-probe method (JISR1637) using a resistivity meter Loresta (Mitsubishi Chemical Corporation, Loresta AX MCP-T370). The results are shown in Tables 1 and 2.
  • the firing method in an atmospheric atmosphere using an atmospheric firing furnace is a sintered body rather than a technique using HIP (Hot Isostatic Press), discharge plasma sintering (SPS), or an atmospheric firing furnace.
  • HIP Hot Isostatic Press
  • SPS discharge plasma sintering
  • an atmospheric firing furnace high-density sintered bodies of Examples 1 to 14 were obtained by firing in an air atmosphere using a simple atmospheric pressure firing furnace.
  • the linear expansion coefficient was obtained by cutting the obtained sintered body into a width of 5 mm, a thickness of 5 mm, and a length of 10 mm as a standard test piece, setting the heating rate to 10 ° C./min, and 30 to 300 ° C.
  • the average thermal expansion coefficient at 0 ° C. was measured by a thermomechanical analysis method from a thermomechanical analyzer TMA7100 (Hitachi High-Tech Science Co., Ltd.).
  • the thermal conductivity was determined by measuring the specific heat capacity with a thermal constant measuring device (TC-9000 specially manufactured by ULVAC-RIKO) using a laser flash method using the obtained sintered body cut to a diameter of 10 mm and a thickness of 2 mm as a standard test piece.
  • Type and thermal diffusivity were calculated using a thermophysical property measuring apparatus (LFA501 manufactured by Kyoto Electronics Industry Co., Ltd.), and this was calculated by multiplying this by the outer dimensions of the test piece and the density determined from the weight measurement.
  • the Young's modulus is obtained by cutting the obtained sintered body into a diameter of 20 mm and a thickness of 5 mm as a standard test piece, and using an ultrasonic flaw detector (Panametrics, 5900PR) at room temperature, in the atmosphere, in the thickness direction. Obtained by measurement.
  • Example 2 An oxide sintered body (sintered body) was obtained.
  • the crystal structure of the obtained sintered body was only a bixbite structure represented by In 2 O 3 .
  • the lattice constant ( ⁇ ) of the bixbite structure was 10.0686 ⁇
  • the relative density (%) was 96.0%
  • the bulk resistance was 3.6 m ⁇ cm.
  • the obtained oxide sintered body was evaluated for the linear expansion coefficient and the thermal conductivity in the same manner as in Example 2. Table 3 shows the results of the measured linear expansion coefficient and thermal conductivity.
  • Sputtering targets were prepared for the sintered bodies of Examples 1 to 14.
  • Example 15 Using the sputtering target of Example 5 obtained, an oxide semiconductor layer (channel layer) was formed by sputtering on a silicon substrate with a thermal oxide film using a channel-shaped metal mask.
  • a gold electrode was formed to a thickness of 50 nm using a source / drain shaped metal mask.
  • annealing was performed in air at 300 ° C. for 1 hour to obtain a simple TFT having a bottom gate and top contact with a channel length of 200 ⁇ m and a channel width of 1000 ⁇ m.
  • the oxide sintered body of the present invention can be used for a sputtering target, and the sputtering target of the present invention can be used for manufacturing an oxide semiconductor thin film and a thin film transistor.

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Abstract

Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相、及びＹ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相を含む酸化物焼結体。

Description

酸化物焼結体及びスパッタリングターゲット
　本発明は、酸化物焼結体及びスパッタリングターゲットに関する。
　薄膜トランジスタ（ＴＦＴ）に用いられるアモルファス（非晶質）酸化物半導体は、汎用のアモルファスシリコン（ａ－Ｓｉ）に比べて高いキャリア移動度を有し、光学バンドギャップが大きく、低温で成膜できるため、大型・高解像度・高速駆動が要求される次世代ディスプレイや、耐熱性の低い樹脂基板等への適用が期待されている。
　上記酸化物半導体（膜）の形成に当たっては、スパッタリングターゲットをスパッタリングするスパッタリング法が好適に用いられている。これは、スパッタリング法で形成された薄膜が、イオンプレーティング法や真空蒸着法、電子ビーム蒸着法で形成された薄膜に比べ、膜面方向（膜面内）における成分組成や膜厚等の面内均一性に優れており、スパッタリングターゲットと同じ成分組成の薄膜を形成できるためである。
　特許文献１には、Ｉｎ，Ｙ及びＯからなり、Ｙ／（Ｙ＋Ｉｎ）が、原子濃度で２．０～４０原子％、体積抵抗率が５×１０－２Ωｃｍ以下である酸化物焼結体をスパッタリングターゲットとして用いることが記載されている。また、Ｓｎ元素の含有量は、Ｓｎ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋他の全金属原子）が、原子濃度で２．８～２０原子％であることが記載されている。
　特許文献２には、Ｉｎ，Ｓｎ，Ｙ及びＯからなり、Ｙ／（Ｉｎ＋Ｓｎ＋Ｙ）が、原子濃度で０．１～２．０原子％である酸化物焼結体、これを用いたスパッタリングターゲットが記載されている。
　特許文献３には、ＹＩｎＯ３とＩｎ２Ｏ３の格子定数の中間の格子定数を有する焼結体、及びこれをスパッタリングターゲットとして用いることが記載されている。
　特許文献４には、酸化インジウム、酸化イットリウム、及び酸化アルミニウム又は酸化ガリウムを含む原料を焼結して得られる、Ａ３Ｂ５Ｏ１２型ガーネット構造の化合物を含有するスパッタリングターゲットが記載されている。
特開平０９－２０９１３４号公報 特開２０００－１６９２１９号公報 国際公開２０１０－０３２４３２号 国際公開２０１５－０９８０６０号
　本発明の目的は、新規な酸化物焼結体及びスパッタリングターゲットを提供することである。
　従来、特許文献４に記載されるように、酸化イットリウムと酸化ガリウムからなる化合物は、Ａ３Ｂ５Ｏ１２型のガーネット相を含むと考えられていた。しかしながら、本発明者らが鋭意研究の結果、Ａ３Ｂ５Ｏ１２型のガーネット相ではなく、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相を主成分とする酸化物焼結体において、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相が出現することを見出し、本発明を完成させた。
　本発明によれば、以下の酸化物焼結体及びスパッタリングターゲット等が提供される。
１．Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相、及び
　Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相を含む酸化物焼結体。
２．Ｉｎ、Ｇａ及びＹの原子比が、下記の範囲である１に記載の酸化物焼結体。
　　　　Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．６０以上０．９７以下
　　　　Ｇａ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．０１以上０．２０以下
　　　　　Ｙ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．０２以上０．２０以下
３．前記Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度の、前記Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度に対する、ピーク強度比が、１～５００である１又は２に記載の酸化物焼結体。
４．さらに、正四価の金属元素を含む１～３のいずれかに記載の酸化物焼結体。
５．前記正四価の金属元素が、前記Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相又はＹ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相に固溶している４に記載の酸化物焼結体。
６．前記正四価の金属元素の含有量が、酸化物焼結体中の全金属元素に対して、原子濃度で１００～１００００ｐｐｍである、４又は５に記載の酸化物焼結体。
７．前記正四価の金属元素がＳｎである４～６のいずれかに記載の酸化物焼結体。
８．相対密度が９５％以上である１～７のいずれかに記載の酸化物焼結体。
９．バルク抵抗が、３０ｍΩ・ｃｍ以下である１～８のいずれかに記載の酸化物焼結体。
１０．１～９のいずれかに記載の酸化物焼結体を含むスパッタリングターゲット。
１１．１０に記載のスパッタリングターゲットを用いる酸化物半導体薄膜の製造方法。
１２．１１に記載の酸化物半導体薄膜を含む薄膜トランジスタの製造方法。
　本発明によれば、新規な酸化物焼結体及びスパッタリングターゲットを提供できる。
実施例１の酸化物焼結体のＸ線回折パターンである。 実施例１２の酸化物焼結体のＸ線回折パターンである。 本発明のＴＦＴの一実施形態を示す図である。 本発明のＴＦＴの一実施形態を示す図である。
　本発明の酸化物焼結体は、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相、及びＹ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相を含む。
　これにより、焼結体密度（相対密度）の向上及び体積抵抗率（バルク抵抗）の低減を実現することができる。また、線膨張係数を小さく、熱伝導率を大きくすることができる。また、雰囲気焼成炉を用いて酸素雰囲気下という特殊な条件下や、大気下等で行うような簡便な方法で焼成した場合でも、体積抵抗率も低く焼結体密度も高い焼結体とすることができる。
　本発明の焼結体（酸化物焼結体）により、強度が高いスパッタリングターゲット（ターゲット）を得ることができ、熱応力によりマイクロクラックを発生せず、チッピングや異常放電をおこさず、大パワーでのスパッタリングが可能なスパッタリングターゲットを得ることができる。
　本発明の焼結体は、ターゲットの強度が高い。また熱伝導率が高く、線膨張係数が小さいため、熱応力を抑えることができ、その結果、ターゲットのマイクロクラックやチッピングの発生を抑制し、ノジュールや異常放電の発生を抑制することができる。
　加えて、本発明の焼結体により、高移動度で、ＴＦＴ製造プロセス過程で酸化物半導体層の積層後に行われる化学気相成長プロセス（ＣＶＤプロセス）やＴＦＴ作製後の加熱処理等での熱による特性への劣化が少なく、高性能のＴＦＴを得ることができる。
　Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相及びＹ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相は、例えばＸ線回折（ＸＲＤ）法により、ＸＲＤチャートから検出することができる。
　本発明の焼結体は、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相が主成分であることが好ましい。
　Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度の、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度に対する、ピーク強度比（Ｉｎ２Ｏ３／Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２）は、１～５００が好ましく、より好ましくは５～３００であり、さらに好ましくは７～２９０である。
　上記範囲内であることにより、安定したスパッタを行うことができる。
　Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度の、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度に対する、ピーク強度比（Ｉｎ２Ｏ３／Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２）は、例えばＸＲＤ測定から算出することができる。
　具体的には、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピークが現れるピーク強度(２θ/θ＝３０～３１°付近、例えば、２９．５～３１°)と、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピークが現れるピーク強度（２θ/θ＝３２°付近、例えば、３１．１～３２．５°）とを用いて、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピークが現れるピーク強度を、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピークが現れるピーク強度で除することで求めることができる。
　Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相に、Ｙ、Ｇａ、又はＹ及びＧａが固溶していてもよい。Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相に、Ｙ及びＧａが固溶していることが好ましい。固溶は、置換型固溶が好ましい。
　これにより、安定したスパッタを行うことができる。
　Ｙ、Ｇａ、又はＹ及びＧａの固溶は、例えばＸＲＤ測定を用いて、ビックスバイト相の格子定数から同定することができる。
　Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の格子定数が、例えば、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相のみの格子定数よりも小さくなっていれば、Ｇａの固溶が優位的に作用しており、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相のみの格子定数よりも大きくなっていれば、Ｙの固溶が優位的に作用している。
　ここで、「格子定数」とは、単位格子の格子軸の長さと定義され、例えばＸ線回折法によって求めることができる。
　また、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相を構成する各サイトに、Ｙ、Ｉｎ、Ｇａ、又はＹ、Ｉｎ及びＧａが固溶していてもよい。
　これら金属元素が固溶していることは、酸化物焼結体に含まれるガーネット相が、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表される組成から少し外れて現れることにより確認できる。具体的には、リードベルト解析で確認することができる。
　これにより、安定したスパッタを行うことができる。
　Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の平均粒径は、１５μｍ以下が好ましく、より好ましくは１０μｍ以下であり、さらに好ましくは８μｍ以下であり、特に好ましくは５μｍ以下である。下限値に特に制限はないが、通常０．１μｍ以上である。
　Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の平均粒径が１５μｍ以下の場合、放電を安定化しやすくなる。
　Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の平均粒径は、例えば、電子プローブ微小分析器（ＥＰＭＡ）により、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相を特定し、その最大径を直径とする円を仮定し、その直径の平均値として、求めることができる。
　酸化物焼結体に含まれるＩｎ元素、Ｙ元素及びＧａ元素に対するＩｎ元素の原子比Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）は、０．６０以上０．９７以下であることが好ましく、０．７０以上０．９６以下がより好ましく、０．７５以上０．９５以下がさらに好ましい。
　Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．６０未満の場合、形成する酸化物半導体薄膜を含むＴＦＴの移動動が小さくなるおそれがある。Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．９７超の場合、ＴＦＴの安定性が得られないおそれや、導電化して半導体になりにくいおそれがある。
　酸化物焼結体に含まれるＩｎ元素、Ｙ元素及びＧａ元素に対するＧａ元素の原子比Ｇａ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）は、０．０１以上０．２０以下であることが好ましく、０．０２以上０．１５以下がより好ましく、０．０２以上０．１２以下がさらに好ましい。
　Ｇａ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．０１未満の場合、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相が形成されず、焼結体のバルク抵抗が高くなったり、焼結体密度及び焼結体強度が低く、そのためスパッタ時の熱による割れ等が発生しやすくなったり、安定したスパッタリングができなくなるおそれがある。一方、Ｇａ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．２０超の場合、形成する酸化物半導体薄膜を含むＴＦＴの移動動が小さくなるおそれがある。
　酸化物焼結体に含まれるＩｎ元素、Ｙ元素及びＧａ元素に対すＹ元素の原子比Ｙ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）は、０．０２以上０．２０以下であることが好ましく、０．０２以上０．１８以下がより好ましく、０．０３以上０．１６以下がさらに好ましい。
　Ｙ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．０２未満の場合、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相が形成されず、焼結体のバルク抵抗が高くなったり、焼結体密度及び焼結体強度が低く、そのためスパッタ時の熱による割れ等が発生しやすくなったり、安定したスパッタリングができなくなるおそれがある。一方、Ｙ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．２０超の場合、形成する酸化物半導体薄膜を含むＴＦＴの移動動が小さくなるおそれがある。
　本発明の酸化物焼結体は、さらに、正四価の金属元素を含むことが好ましい。
　これにより、より安定的にスパッタリングを行うことができる。
　正四価の金属元素としては、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｃｅ、Ｇｅ等が挙げられる。
　上記正四価の金属元素のうちＳｎが好ましい。Ｓｎのドーピング効果によりバルク抵抗が低下し、より安定的にスパッタリングを行うことができる。
　正四価の金属元素は、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相又はＹ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相に固溶していることが好ましく、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相に固溶していることがより好ましい。固溶は、置換型固溶が好ましい。
　これにより、より安定的にスパッタリングを行うことができる。
　正四価の金属元素の固溶については、例えば、酸化物焼結体のバルク抵抗からから同定することができる。正四価の金属元素を加えない場合や固溶していない時の酸化物焼結体のバルク抵抗は高く、異常放電の原因となる場合もある。正四価の金属元素を添加し、固溶した場合は、酸化物焼結体のバルク抵抗が低下し、安定したスパッタリング状態が得られるようになる。
　正四価の金属元素の含有量は、酸化物焼結体中の全金属元素に対して、原子濃度で１００～１００００ｐｐｍが好ましく、より好ましくは５００ｐｐｍ以上８０００ｐｐｍ以下であり、さらに好ましくは８００ｐｐｍ以上６０００ｐｐｍ以下である。
　正四価の金属元素の含有量が１００ｐｐｍ未満の場合、バルク抵抗が低下しないおそれがある。一方、正四価の金属元素の含有量が１００００ｐｐｍ超の場合、形成する酸化物半導体薄膜が高キャリア状態になりＴＦＴが導通するおそれや、オン／オフ値が小さくなるおそれがある。
　本発明の酸化物焼結体は、相対密度が９５％以上であることが好ましく、より好ましくは９６％以上であり、さらに好ましくは９７％以上であり、特に好ましくは９８％以上である。上限値は、特に制限はないが、通常１００％である。
　酸化物焼結体の相対密度が９５％以上の場合、ターゲットとして用いた際に、異常放電の原因やノジュール発生の起点となる空隙を減少させることができる。
　相対密度は、例えば、アルキメデス法で測定した酸化物焼結体の実測密度を、酸化物焼結体の理論密度で除した値を、百分率にして、算出することができる。
　例えば、酸化物焼結体の原料粉末として酸化物Ａ、酸化物Ｂ、酸化物Ｃ、酸化物Ｄを用いた場合において、酸化物Ａ、酸化物Ｂ、酸化物Ｃ、酸化物Ｄの使用量（仕込量）をそれぞれａ（ｇ）、ｂ（ｇ）、ｃ（ｇ）、ｄ（ｇ）とすると、理論密度は、以下のように当てはめることで算出できる。
　　理論密度＝（ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ）／（（ａ／酸化物Ａの密度）＋（ｂ／酸化物Ｂの密度）＋（ｃ／酸化物Ｃの密度）＋（ｄ／酸化物Ｄの密度））
　尚、各酸化物の密度は、密度と比重はほぼ同等であることから、化学便覧　基礎編Ｉ日本化学編　改定２版（丸善株式会社）に記載されている酸化物の比重の値を用いるとよい。なお、理論密度は、各酸化物の重量比を用いて以下のように算出することもできる。
　理論密度＝１／（（酸化物Ａの重量比／酸化物Ａの密度）＋（酸化物Ｂの重量比／酸化物Ｂの密度）＋（酸化物Ｃの重量比／酸化物Ｃの密度）＋（酸化物Ｄの重量比／酸化物Ｄの密度））
　本発明の酸化物焼結体は、バルク抵抗が、好ましくは３０ｍΩ・ｃｍ以下であり、より好ましくは１５ｍΩ・ｃｍ以下であり、さらに好ましくは１０ｍΩ・ｃｍ以下である。下限値は、特に制限はないが、通常１ｍΩ・ｃｍ以上である。
　酸化物焼結体のバルク抵抗が３０ｍΩ・ｃｍ以下の場合、大パワーでの成膜時に、ターゲットの帯電による異常放電が発生しにくく、また、プラズマ状態が安定し、スパークが発生しにくくなる。また、パルスＤＣスパッタ装置を用いる場合、さらにプラズマが安定し、異常放電等の問題もなく、安定してスパッタできるようになる。
　バルク抵抗は、例えば、四探針法に基づき測定することができる。
　本発明の酸化物焼結体は、３点曲げ強度が、１２０ＭＰａ以上であることが好ましく、１４０ＭＰａ以上がより好ましく、１５０ＭＰａ以上がさらに好ましい。
　酸化物焼結体の３点曲げ強度が１２０ＭＰａ未満の場合、大パワーでスパッタ成膜した際に、ターゲットの強度が弱く、ターゲットが割れたり、チッピングを起こして、チッピングした破片がターゲット上に飛散し、異常放電の原因となるおそれがある。
　３点曲げ強度は、例えばＪＩＳ　Ｒ　１６０１「ファインセラミックスの室温曲げ強さ試験」に準じて、試験することができる。
　具体的には、幅４ｍｍ、厚さ３ｍｍ、長さ４０ｍｍの標準試験片を用いて、一定距離（３０ｍｍ）に配置された２支点上に試験片を置き、支点間の中央からクロスヘッド速度０．５ｍｍ／分荷重を加え、破壊した時の最大荷重より、曲げ強さを算出することができる。
　本発明の酸化物焼結体は、線膨張係数が９．０×１０－６Ｋ－１以下であることが好ましく、８．５×１０－６Ｋ－１以下がより好ましく、８．０×１０－６Ｋ－１以下がさらに好ましい。下限値は、特に制限はないが、通常５．０×１０－６Ｋ－１以上である。
　酸化物焼結体の線膨張係数が９．０×１０－６Ｋ－１を超える場合、大パワーでスパッタリング中に加熱され、ターゲットが膨張し、ボンディングされている銅版側との間で変形が起こり、応力によりターゲットにマイクロクラックが入ったり、割れやチッピングにより、異常放電の原因となるおそれがある。
　線膨張係数は、例えば幅５ｍｍ、厚さ５ｍｍ、長さ１０ｍｍの標準試験片を用いて、昇温速度を５℃／分にセットし、３００℃に到達した時の熱膨張による変位を、位置検出機で検出することにより求めることができる。
　本発明の酸化物焼結体は、熱伝導率が５．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上であることが好ましく、５．５Ｗ／ｍ・Ｋ以上がより好ましく、６．０Ｗ／ｍ・Ｋ以上がさらに好ましく、６．５Ｗ／ｍ・Ｋ以上が最も好ましい。
　上限値は、特に制限はないが、通常１０Ｗ／ｍ・Ｋ以下である。
　酸化物焼結体の熱伝導率が５．０Ｗ／ｍ・Ｋ未満の場合、大パワーでスパッタリング成膜した際に、スパッタ面とボンディングされた面の温度が異なり、内部応力によりターゲットにマイクロクラックや割れ、チッピングが発生するおそれがある。
　熱伝導率は、例えば直径１０ｍｍ、厚さ１ｍｍの標準試験片を用いて、レーザーフラッシュ法により比熱容量と熱拡散率を求め、これに試験片の密度を乗算することにより算出できる。
　本発明の酸化物焼結体は、ヤング率が２００ＧＰａ以下であることが好ましく、１９０ＧＰａ以下がより好ましく、１８５ＧＰａ以下がさらに好ましく、１８０ＧＰａ以下が最も好ましい。
　ヤング率の下限値は、特に制限はないが、通常１００ＧＰａ以上である。
　酸化物焼結体のヤング率が２００ＧＰａ以下であれば、スパッタリング中に発生する熱応力でも割れなくなり好ましい。
　ヤング率は、例えば超音波パルス反射法による音速測定より求めることができる。
　本発明の酸化物焼結体は、本質的に、Ｉｎ、Ｙ、Ｇａ、及び任意に正四価の金属元素からなっており、本発明の効果を損なわない範囲で他に不可避不純物を含んでもよい。
　本発明の酸化物焼結体の金属元素の、例えば、９０原子％以上、９５原子％以上、９８原子％以上、９９原子％以上又は１００原子％が、Ｉｎ、Ｙ及びＧａ、又はＩｎ、Ｙ、Ｇａ及び正四価の金属元素からなっていてもよい。
　本発明の酸化物焼結体は、結晶相としてＩｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相、及びＹ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相を含めばよく、これら結晶相のみからなってもよい。
　本発明の酸化物焼結体は、Ｉｎ元素を含む原料粉末、Ｙ元素を含む原料粉末、及びＧａ元素を含む原料粉末の混合粉末を調製する工程、混合粉末を成形して成形体を製造する工程、及び成形体を焼成する工程により、製造できる。
　混合粉末は、正四価の金属元素を含む原料粉末を含んでもよい。
　原料粉末は、酸化物粉末が好ましい。即ち、Ｉｎ元素を含む原料粉末は、酸化インジウム粉末が好ましく、Ｙ元素を含む原料粉末は、酸化イットリウム粉末が好ましく、Ｇａ元素を含む原料粉末は、酸化ガリウム粉末が好ましい。正四価の金属元素を含む原料粉末は、正四価の金属元素の酸化物粉末が好ましく、なかでも酸化スズ粉末が好ましい。
　原料粉末の混合比は、例えば得ようとする焼結体の原子比に対応させる。
　原料粉末の平均粒径は、好ましくは０．１～１．２μｍであり、より好ましくは０．５～１．０μｍ以下である。原料粉末の平均粒径はレーザー回折式粒度分布装置等で測定することができる。
　原料の混合、成形方法は特に限定されず、公知の方法を用いて行うことができる。また、混合する際にはバインダーを添加してもよい。
　原料の混合は、例えば、ボールミル、ビーズミル、ジェットミル又は超音波装置等の公知の装置を用いて行うことができる。粉砕時間は、適宜調整すればよいが、６～１００時間程度が好ましい。
　成形方法は、例えば、混合粉末を加圧成形して成形体とすることができる。この工程により、製品の形状（例えば、スパッタリングターゲットとして好適な形状）に成形することができる。
　原料を成形型に充填し、通常、金型プレス又は冷間静水圧プレス（ＣＩＰ）により、例えば１０００ｋｇ／ｃｍ２以上の圧力で成形を施して、成形体を得ることができる。
　尚、成形処理に際しては、ポリビニルアルコールやポリエチレングリコール、メチルセルロース、ポリワックス、オレイン酸、ステアリン酸等の成形助剤を用いてもよい。
　得られた成形体を、例えば１２００～１６５０℃の焼結温度で１０時間以上焼結して焼結体を得ることができる。
　焼結温度は、好ましくは１３５０～１６００℃、より好ましくは１４００～１６００℃、さらに好ましくは１４５０～１６００℃である。焼結時間は好ましくは１０～５０時間、より好ましくは１２～４０時間、さらに好ましくは１３～３０時間である。
　焼結温度が１２００℃未満又は焼結時間が１０時間未満であると、焼結が十分進行しないため、ターゲットの電気抵抗が十分下がらず、異常放電の原因となるおそれがある。一方、焼結温度が１６５０℃を超えるか、又は、焼結時間が５０時間を超えると、著しい結晶粒成長により平均結晶粒径の増大や、粗大空孔の発生を来たし、焼結体強度の低下や異常放電の原因となるおそれがある。
　常圧焼結法では、通常、成形体を大気雰囲気、又は酸素ガス雰囲気にて焼結する。酸素ガス雰囲気は、酸素濃度が、例えば１０～５０体積％の雰囲気であることが好ましい。昇温過程を大気雰囲気下で行ったとしても、焼結体密度を高くすることができる。
　さらに、焼結に際しての昇温速度は、８００℃から焼結温度（１２００～１６５０℃）までを５０～１５０℃／時間とすることが好ましい。
　本発明の酸化物焼結体において８００℃から上の温度範囲は、焼結が最も進行する範囲である。この温度範囲での昇温速度が５０℃／時間より遅くなると、結晶粒成長が著しくなって、高密度化を達成することができないおそれがある。一方、昇温速度が１５０℃／時間より速くなると、成形体に温度分布が生じ、焼結体が反ったり割れたりするおそれがある。
　８００℃から焼結温度における昇温速度は、好ましくは６０～１４０℃／時間、より好ましくは７０～１３０℃／時間である。
　本発明のスパッタリングターゲットは、上述の酸化物焼結体を用いて作製することができる。これにより、酸化物半導体薄膜を、スパッタリング法等の真空プロセスで製造することができる。
　例えば、焼結体を、切削又は研磨加工し、バッキングプレートにボンディングすることにより、スパッタリングターゲットを作製することができる。
　例えば、切断加工することで、焼結体表面の、高酸化状態の焼結部や、凸凹した面を除くことができる。また、指定の大きさにすることができる。
　表面を＃２００番、もしくは＃４００番、さらには＃８００番の研磨を行ってもよい。これにより、スパッタリング中の異常放電やパーティクルの発生を抑えることができる。
　ボンディングの方法としては、例えば金属インジウムにより接合することが挙げられる。
　本発明のスパッタリングターゲットは、直流（ＤＣ）スパッタリング法、高周波（ＲＦ）スパッタリング法、交流（ＡＣ）スパッタリング法、パルスＤＣスパッタリング法等に適用することができる。
　上記スパッタリングターゲットを用いて製膜することにより、酸化物半導体薄膜を得ることができる。これにより、ＴＦＴに用いたときに優れたＴＦＴ性能が発揮される薄膜を形成できる。
　製膜は、蒸着法、スパッタリング法、イオンプレーティング法、パルスレーザー蒸着法等により行うことができる。
　本発明のＴＦＴは、上述の酸化物半導体薄膜を含む。酸化物半導体薄膜は、例えばチャネル層として好適に使用できる。
　ＴＦＴの素子構成は特に限定されず、公知の各種の素子構成を採用することができる。本発明ＴＦＴは、例えば液晶ディスプレイや有機エレクトロルミネッセンスディスプレイ等の表示装置等に用いることができる。
　図３に本発明のＴＦＴの一例を示す。このＴＦＴでは、シリコンウエハー（ゲート電極）２０上にあるゲート絶縁膜３０に、本発明のスパッタリングターゲットを用いて得られる半導体膜４０を形成し、層間絶縁膜７０，７０ａが形成されている。半導体膜４０上の７０ａはチャネル層保護層としても作用するものである。半導体膜上にソース電極５０とドレイン電極６０が設けられている。
　図４に本発明のＴＦＴの一例を示す。このＴＦＴでは、シリコンウエハー（ゲート電極）２０上にあるゲート絶縁膜（例えばＳｉＯ２）３０に、本発明のスパッタリングターゲットを用いて得られる半導体膜４０を形成し、半導体膜４０上にソース電極５０とドレイン電極６０を設け、半導体膜４０、ソース電極５０及びドレイン電極６０上に保護層７０ｂ（例えばＣＶＤ成膜したＳｉＯ２膜）が設けられている。
　シリコンウエハー２０及びゲート絶縁膜３０は、熱酸化膜付きシリコンウエハーを用いて、シリコンウエハーをゲート電極とし、熱酸化膜（ＳｉＯ２）をゲート絶縁膜としてもよい。
　また、図３及び図４において、ガラス等の基板上にゲート電極２０を形成してもよい。
　半導体膜は、バンドギャップが３．０ｅＶ以上であることが好ましい。バンドギャップが３．０ｅＶ以上の場合、波長が４２０ｎｍ付近から長波長側の光を吸収しなくなる。これにより、有機ＥＬやＴＦＴ－ＬＣＤの光源からの光を光吸収することがなく、ＴＦＴのチャネル層として用いた際に、ＴＦＴの光による誤作動等がなく、光安定性を向上させることができる。好ましくは３．１ｅＶ以上、より好ましくは３．３ｅＶ以上である。
　本発明のＴＦＴにおいて、ドレイン電極、ソース電極及びゲート電極の各電極を形成する材料に特に制限はなく、一般に用いられている材料を任意に選択することができる。例えば、酸化インジウムスズ（ＩＴＯ）、酸化インジウム亜鉛（ＩＺＯ）、ＺｎＯ、ＳｎＯ２等の透明電極や、Ａｌ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ａｕ、Ｔｉ、Ｔａ等の金属電極、又はこれらを含む合金の金属電極や積層電極を用いることができる。また、シリコンウエハーを基板として用いてもよく、その場合はシリコンウエハーが電極としても作用する。
　本発明のＴＦＴにおいて、バックチャネルエッチ型(ボトムゲート型)のＴＦＴの場合、ドレイン電極、ソース電極及びチャネル層上に保護膜を設けることが好ましい。保護膜を設けることにより、ＴＦＴの長時間駆動した場合でも耐久性が向上しやすくなる。尚、トップゲート型のＴＦＴの場合、例えばチャネル層上にゲート絶縁膜を形成した構造となる。
　保護膜又は絶縁膜は、例えばＣＶＤにより形成することができるが、その際に高温度によるプロセスになる場合がある。また、保護膜又は絶縁膜は、成膜直後は不純物ガスを含有していることが多く、加熱処理（アニール処理）を行うことが好ましい。加熱処理によりそれらの不純物ガスを取り除くことにより安定した保護膜又は絶縁膜となり、耐久性の高いＴＦＴ素子を形成しやすくなる。
　本発明の酸化物半導体薄膜を用いることにより、ＣＶＤプロセスにおける温度の影響、及びその後の加熱処理による影響を受けにくくなるため、保護膜又は絶縁膜を形成した場合であっても、ＴＦＴ特性の安定性を向上させることができる。
　以下、本発明を、実施例を用いて説明する。しかしながら、本発明はこれら実施例に限定されない。
実施例１～１４
（酸化物焼結体の製造）
　酸化インジウム粉末、酸化ガリウム粉末、酸化イットリウム粉末及び酸化スズ粉末を、表１及び２に示す酸化物焼結体の原子比及びＳｎ原子濃度となるように、秤量し、ポリエチレン製のポットに入れて、乾式ボールミルにより７２時間混合粉砕し、混合粉末を作製した。
　この混合粉末を金型に入れ、５００ｋｇ／ｃｍ２の圧力でプレス成型体とした。この成型体を２０００ｋｇ／ｃｍ２の圧力でＣＩＰにより緻密化を行った。次に、この成型体を常圧焼成炉に設置して、大気雰囲気下で、３５０℃で３時間保持した後に、１００℃／時間にて昇温し、１４５０℃にて２０時間焼結し、その後、放置して冷却し、酸化物焼結体（焼結体）を得た。
（ＸＲＤの測定）
　得られた焼結体について、Ｘ線回折測定装置Ｓｍａｒｔｌａｂにより、以下の条件で、焼結体のＸ線回折（ＸＲＤ）を測定した。得られたＸＲＤチャートをＪＡＤＥ６により分析し、焼結体中の結晶相を求めた。結果を表１及び２に示す。表１及び２中、「Ｉｎ２Ｏ３」は「Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相」を示し、「Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２」は「Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相」を示す。
・装置：Ｓｍａｒｔｌａｂ（株式会社リガク製）
・Ｘ線：Ｃｕ－Ｋα線（波長１．５４１８Å、グラファイトモノクロメータにて単色化）
・２θ－θ反射法、連続スキャン（２．０°／分）
・サンプリング間隔：０．０２°
・スリットＤＳ（発散スリット）、ＳＳ（散乱スリット）、ＲＳ（受光スリット）：１．０ｍｍ
　実施例１について、得られた焼結体のＸＲＤチャートを図１に示す。図１中、強度５５００以上の部分は省略した。
　図１から、実施例１の焼結体は、「Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相」及び「Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相」を有することが分かった。
　また、実施例１２について、得られた焼結体のＸＲＤチャートを図２に示す。図２中、強度１０５００以上の部分は省略した。図２から、実施例１２の焼結体は、「Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相」及び「Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相」を有することが分かった。
　図１における、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク(２θ/θ＝３０～３１°付近)の強度と、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク（２θ/θ＝３２°付近）の強度とを、ベースの影響を排除して用いた。
　Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度の、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度に対する、ピーク強度比（Ｉｎ２Ｏ３／Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２）は、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度が現れる２θ/θ＝３０～３１°付近のピーク強度を、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度が現れる２θ/θ＝３２°付近のピーク強度で除することで求めた。
　実施例１の焼結体において、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度の、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度に対する、ピーク強度比（Ｉｎ２Ｏ３／Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２）は７１．０９であった。
　図２から同様に算出した。実施例１２の焼結体において、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度の、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度に対する、ピーク強度比（Ｉｎ２Ｏ３／Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２）は１０．８６であった。
　上述の実施例２～１１及び１３～１４の焼結体において、Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度の、Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度に対する、ピーク強度比（Ｉｎ２Ｏ３／Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２）を同様に求めた。結果を表１及び２に示す。
　また、実施例２～１１及び１３～１４の焼結体は、ＸＲＤチャートから、「Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相」及び「Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相」を有することが分かった。
　また、ＸＲＤの測定から、「Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相」のビックスバイト構造の格子定数を求めた。結果を表１及び２に示す。
　得られた格子定数から、実施例１及び２の焼結体はＩｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相にＹ及びＧａが固溶していることが分かり、実施例１の焼結体はＹの固溶が優位的に作用しており、実施例２の焼結体はＧａの固溶が優位的に作用していることが分かった。
　また、実施例３～１４の焼結体においては、得られた格子定数からＩｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相にＹ、Ｇａ及びＳｎが固溶していることが分かった。
（Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の平均粒径の測定）
　上述の焼結体について、電子プローブ微小分析器（ＥＰＭＡ）により、焼結体中のＹ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相を５０μｍ×５０μｍの視野の中で特定し、ガーネット相の最大径を直径とする円（外接円）を仮定し、焼結体に含まれる複数のガーネット相の直径の平均値を、ガーネット相の平均粒径とした。結果を表１及び２に示す。
（相対密度の測定）
　上述の焼結体について、アルキメデス法で測定した実測密度を、各構成元素の酸化物の密度及び重量比から算出される理論密度で除した値を、百分率にして、算出した。結果を表１及び２に示す。
　尚、各原料粉末の密度は、密度と比重はほぼ同等であることから、化学便覧　基礎編Ｉ日本化学編　改定２版（丸善株式会社）に記載されている酸化物の比重の値を用いた。
（バルク抵抗の測定）
　上述の焼結体のバルク抵抗（導電性）を、抵抗率計ロレスタ（三菱化学株式会社製、ロレスタＡＸ　ＭＣＰ-Ｔ３７０）を使用して、四探針法（ＪＩＳＲ１６３７）に基づき測定した。結果を表１及び２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例１～１４について、常圧焼成炉を用いた大気雰囲気下での焼成方法は、ＨＩＰ（Ｈｏｔ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓ）、放電プラズマ焼結（ＳＰＳ）又は雰囲気焼成炉を用いる技術よりも、焼結体密度が上がりにくい方法にもかかわらず、簡便な常圧焼成炉を用いた大気雰囲気下での焼成で、高密度な実施例１～１４の焼結体が得られた。
（線膨張係数、熱伝導率及びヤング率の測定）
　実施例２及び実施例１１で製造した焼結体について、線膨張係数、熱伝導率及びヤング率をそれぞれ測定した。結果を表３に示す。
　線膨張係数は、得られた焼結体を幅５ｍｍ、厚さ５ｍｍ、長さ１０ｍｍに切り出したものを標準試験片として用いて、昇温速度を１０℃／分にセットし、３０℃～３００℃の平均熱膨張率を熱機械分析法により、熱機械分析装置ＴＭＡ７１００（（株）日立ハイテクサイエンス　）より計測した。
　熱伝導率は、得られた焼結体を直径１０ｍｍ、厚さ２ｍｍに切り出したものを標準試験片として用いて、レーザーフラッシュ法により、比熱容量を熱定数測定装置（アルバック理工製　ＴＣ－９０００特型）及び熱拡散率を熱物性測定装置（京都電子工業製　ＬＦＡ５０１）を用いて求め、これに試験片の外形寸法、重量測定より求めた密度を乗算することにより算出した。
　ヤング率は、得られた焼結体を直径２０ｍｍ、厚さ５ｍｍに切り出したものを標準試験片として用いて、超音波探傷装置（Ｐａｎａｍｅｔｒｉｃｓ社製、５９００ＰＲ）で室温、大気中、板厚方向の測定で求めた。
比較例１
　酸化インジウム粉末、酸化ガリウム粉末を、それぞれ、９５：５ｗｔ％（Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｇａ）＝０．９２８、Ｇａ／（Ｏｎ＋Ｇａ）＝０．０７２）なるように、秤量し、ポリエチレン製のポットに入れて、乾式ボールミルにより７２時間混合粉砕し、混合粉末を作製した。
　この混合粉末を金型に入れ、５００ｋｇ／ｃｍ２の圧力でプレス成型体とした。この成型体を２０００ｋｇ／ｃｍ２の圧力でＣＩＰにより緻密化を行った。次に、この成型体を常圧焼成炉に設置して、大気雰囲気下で、３５０℃で３時間保持した後に、１００℃／時間にて昇温し、１４３０℃にて２８時間焼結し、その後、放置して冷却し、酸化物焼結体（焼結体）を得た。
　得られた酸化物焼結体について、実施例１と同様の評価を行った。その結果、得られた焼結体の結晶構造はＩｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト構造のみであることを確認した。ビックスバイト構造の格子定数（Å）＝１０．０６８６Å、相対密度（％）＝９６．０％、バルク抵抗＝３．６ｍΩｃｍであった。
　また、得られた酸化物焼結体について、実施例２と同様にして線膨張係数及び熱伝導率を評価した。測定した線膨張係数、熱伝導率の結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（スパッタリングターゲットの製造）
　実施例１～１４の焼結体について、スパッタリングターゲットを作製した。
実施例１５
　得られた実施例５のスパッタリングターゲットを用いて、熱酸化膜付きシリコン基板上にチャネル形状のメタルマスクを用い、酸化物半導体層（チャネル層）をスパッタリングにより成膜した。スパッタリング条件は、スパッタ圧＝１Ｐａ，酸素分圧＝５％、基板温度＝室温で行い、膜厚は５０ｎｍに設定した。次に、ソース・ドレイン形状のメタルマスクを用い、金電極を５０ｎｍ成膜した。最後に、空気中３００℃、１時間の条件でアニールすることで、チャネル長２００μｍ、チャネル幅１０００μｍのボトムゲート、トップコンタクトの簡易型ＴＦＴを得た。アニール条件としては、２５０℃～４５０℃、０．５時間～１０時間の範囲でチャネルドーピングの効果を見ながら適宜選択した。アニール後の薄膜のＸ線回折結果より、薄膜は結晶化しており、その結晶構造はＩｎ２Ｏ３型のビックスバイト構造であった。
　得られたＴＦＴの特性を評価した結果、移動度＝２８ｃｍ２／Ｖ・ｓｅｃ、電流値が１０－８Ａを超えるゲート電圧の値Ｖｔｈ＞０．５１Ｖ、Ｓ値（Ｓｗｉｎｇ　Ｆａｃｔｏｒ）＝０．７１であった。
　本発明の酸化物焼結体はスパッタリングターゲットに利用でき、本発明のスパッタリングターゲットは、酸化物半導体薄膜及び薄膜トランジスタの製造に利用できる。
　上記に本発明の実施形態及び／又は実施例を幾つか詳細に説明したが、当業者は、本発明の新規な教示及び効果から実質的に離れることなく、これら例示である実施形態及び／又は実施例に多くの変更を加えることが容易である。従って、これらの多くの変更は本発明の範囲に含まれる。
　本願のパリ優先の基礎となる日本出願明細書の内容を全てここに援用する。

Claims (12)

  1. 　Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相、及び
    　Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相を含む酸化物焼結体。
  2. 　Ｉｎ、Ｇａ及びＹの原子比が、下記の範囲である請求項１に記載の酸化物焼結体。
    　　　　Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．６０以上０．９７以下
    　　　　Ｇａ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．０１以上０．２０以下
    　　　　　Ｙ／（Ｉｎ＋Ｙ＋Ｇａ）が０．０２以上０．２０以下
  3. 　前記Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相の最大ピーク強度の、前記Ｙ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相の最大ピーク強度に対する、ピーク強度比が、１～５００である請求項１又は２に記載の酸化物焼結体。
  4. 　さらに、正四価の金属元素を含む請求項１～３のいずれかに記載の酸化物焼結体。
  5. 　前記正四価の金属元素が、前記Ｉｎ２Ｏ３で表されるビックスバイト相又はＹ３Ｉｎ２Ｇａ３Ｏ１２で表されるガーネット相に固溶している請求項４に記載の酸化物焼結体。
  6. 　前記正四価の金属元素の含有量が、酸化物焼結体中の全金属元素に対して、原子濃度で１００～１００００ｐｐｍである、請求項４又は５に記載の酸化物焼結体。
  7. 　前記正四価の金属元素がＳｎである請求項４～６のいずれかに記載の酸化物焼結体。
  8. 　相対密度が９５％以上である請求項１～７のいずれかに記載の酸化物焼結体。
  9. 　バルク抵抗が、３０ｍΩ・ｃｍ以下である請求項１～８のいずれかに記載の酸化物焼結体。
  10. 　請求項１～９のいずれかに記載の酸化物焼結体を含むスパッタリングターゲット。
  11. 　請求項１０に記載のスパッタリングターゲットを用いる酸化物半導体薄膜の製造方法。
  12. 　請求項１１に記載の酸化物半導体薄膜を含む薄膜トランジスタの製造方法。
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