JP2008010801A - ソース−ドレイン電極、薄膜トランジスタ基板およびその製造方法、並びに表示デバイス - Google Patents

Abstract

【課題】下部バリアメタル層を省略しても優れたＴＦＴ特性を発揮し得、ソース−ドレイン配線をＴＦＴの半導体層に直接かつ確実に接続することができる技術を提供する。
【解決手段】本発明のソース−ドレイン電極３４は、窒素含有層と純ＡｌまたはＡｌ合金の薄膜とからなる。窒素含有層の窒素は、薄膜トランジスタの半導体層３３のＳｉと結合しており、純ＡｌまたはＡｌ合金の薄膜は、窒素含有層を介して薄膜トランジスタの半導体層３３と接続している。
【選択図】図３

Description

本発明は、液晶ディスプレイ、半導体、光学部品などに使用される薄膜トランジスタ用ソース−ドレイン電極、薄膜トランジスタ基板およびその製法、並びに表示デバイスに関し、特に、純ＡｌまたはＡｌ合金の薄膜を構成要素として含む新規なソース−ドレイン電極に関するものである。

小型の携帯電話から、３０インチを超す大型のテレビに至るまで様々な分野に用いられる液晶表示装置は、画素の駆動方法によって、単純マトリクス型液晶表示装置とアクティブマトリクス型液晶表示装置とに分けられる。このうちスイッチング素子として薄膜トランジスタ（Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍ Ｔｒａｎｓｉｔｏｒ、以下、ＴＦＴと呼ぶ。）を有するアクティブマトリクス型液晶表示装置は、高精度の画質を実現でき、高速の画像などにも対応できるため、汎用されている。

図１を参照しながら、アクティブマトリクス型液晶表示装置に適用される代表的な液晶パネルの構成および動作原理を説明する。ここでは、活性半導体層として水素アモルファスシリコンを用いたＴＦＴ基板（以下、アモルファスシリコンＴＦＴ基板と呼ぶ場合がある。）の例を説明する。

図１に示すように、液晶パネル１００は、ＴＦＴ基板１と、ＴＦＴ基板１に対向して配置された対向基板２と、ＴＦＴ基板１と対向基板２との間に配置され、光変調層として機能する液晶層３とを備えている。ＴＦＴ基板１は、絶縁性のガラス基板１ａ上に配置されたＴＦＴ４、透明画素電極５、走査線や信号線を含む配線部６を有している。透明画素電極５は、酸化インジウム（Ｉｎ_２Ｏ_３）中に酸化錫（ＳｎＯ）を１０質量％程度含む酸化インジウム錫（ＩＴＯ）膜などから形成されている。ＴＦＴ基板１は、ＴＡＢテープ１２を介して連結されたドライバ回路１３および制御回路１４によって駆動される。

対向基板２は、ＴＦＴ基板１側に、絶縁性のガラス基板１ｂの全面に形成された共通電極７と、透明画素電極５に対向する位置に配置されたカラーフィルタ８と、ＴＦＴ基板１上のＴＦＴ４および配線部６に対向する位置に配置された遮光膜９とを有している。対向基板２は、液晶層３に含まれる液晶分子（不図示）を所定の向きに配向させるための配向膜１１を更に有している。

ＴＦＴ基板１および対向基板２の外側（液晶層３側とは反対側）には、それぞれ、偏光板１０ａ，１０ｂが配置されている。

液晶パネル１００では、対向電極２と透明画素電極５との間に形成される電界によって液晶層３における液晶分子の配向方向が制御され、液晶層３を通過する光が変調される。これにより、対向基板２を透過する光の透過量が制御されて画像が表示される。

次に、図２を参照しながら、液晶パネルに好適に用いられる従来のアモルファスシリコンＴＦＴ基板の構成および動作原理を詳しく説明する。図２は、図１中、Ａの要部拡大図である。

図２に示すように、ガラス基板（不図示）上には、走査線（ゲート薄膜配線）２５が形成され、走査線２５の一部は、ＴＦＴのオン・オフを制御するゲート電極２６として機能する。ゲート電極２６を覆うようにしてゲート絶縁膜（Ｓｉ窒化膜）２７が形成されている。ゲート絶縁膜２７を介して走査線２５と交差するように信号線（ソース−ドレイン配線）３４が形成され、信号線３４の一部は、ＴＦＴのソース電極２８として機能する。ゲート絶縁膜２７上に、アモルファスシリコンチャネル膜（活性半導体膜）３３、信号線（ソース−ドレイン配線）３４、層間絶縁Ｓｉ窒化膜（保護膜）３０が順次形成されている。このタイプは一般にボトムゲート型とも呼ばれる。

アモルファスシリコンチャネル膜３３は、Ｐ（リン）がドープされたドープト層（ｎ層）と、Ｐがドープされていないイントリンシック層（ｉ層、ノンドーピング層とも呼ばれる。）とからなる。ゲート絶縁膜２７上の画素領域には、例えばＩｎ_２Ｏ_３中にＳｎＯを含むＩＴＯ膜によって形成された透明画素電極５が配置されている。ＴＦＴのドレイン電極２９は、透明画素電極５に直接コンタクトして電気的に接続される。

走査線２５を介してゲート電極２６にゲート電圧が供給されると、ＴＦＴ４はオン状態となり、予め信号線３４に供給された駆動電圧は、ソース電極２８から、ドレイン電極２９を介して透明画素電極５へ供給される。そして、透明画素電極５に所定レベルの駆動電圧が供給されると、図１で説明したように、透明画素電極５と対向電極２との間に電位差が生じる結果、液晶層３に含まれる液晶分子が配向して光変調が行われる。

ＴＦＴ基板１において、ソース−ドレイン電極に電気的に接続されるソース−ドレイン配線３４、透明画素電極５に電気的に接続される信号線（画素電極用信号線）、ゲート電極２６に電気的に接続される走査線２５は、比抵抗が低く、加工が容易であるなどの理由により、いずれも、純ＡｌまたはＡｌ−ＮｄなどのＡｌ合金（以下、これらをまとめてＡｌ系合金と呼ぶ。）の薄膜から形成されており、その上または下には、図２に示すように、Ｍｏ、Ｃｒ，Ｔｉ，Ｗ等の高融点金属からなるバリアメタル層５１、５２、５３、５４が形成されている。代表的には、例えば、厚さ約５０ｎｍのＭｏ層（下部バリアメタル層）、厚さ約１５０ｎｍの純ＡｌやＡｌ−Ｎｄ合金薄膜、および厚さ約５０ｎｍのＭｏ層（上部バリアメタル層）が順次形成された三層構造の積層配線が挙げられる。

以下、アモルファスシリコンチャネル薄膜３３に接続されるソース−ドレイン配線３４として、上記三層の積層配線を用いる理由を説明する。

まず、図２に示すように、アモルファスシリコンチャネル薄膜３３とＡｌ系合金との間に下部バリアメタル層５３を介在させる主な理由は、Ａｌ系合金薄膜とアモルファスシリコンチャネル薄膜との界面（以下、単に界面と呼ぶ場合がある。）において、Ｓｉとアルミニウムとの相互拡散を防止するためである。

Ａｌ系合金をアモルファスシリコンチャネル薄膜と直接接合した状態で、ＴＦＴの後工程において、シンタリングやアニールなどの熱処理を行うと、Ａｌ系合金のＡｌがアモルファスシリコン中に拡散したり、アモルファスシリコンのＳｉがＡｌ系合金中に拡散したりする。その結果、アモルファスシリコンの半導体性能が著しく劣化し、オン電流が低下したり、ＴＦＴのスイッチングのオフ時に流れるリーク電流（オフ電流）が上昇したり、ＴＦＴのスイッチング速度の低下を招く。そのため、所望のＴＦＴ特性を得ることができず、表示装置としての性能や品質が低下する。下部バリアメタル層５３は、このようなＡｌとＳｉとの相互拡散を抑制するのに有効である。

一方、Ａｌ系合金の上に上部バリアメタル層５４を形成する主な理由は、Ａｌ系合金薄膜の表面にヒロック（コブ状の突起物）が形成されるのを防止すること、及び上部に形成されるＩＴＯ層とのコンタクトをとるためである。ヒロックは、ＴＦＴ基板の製造工程において、Ａｌ系合金薄膜を形成した後、Ｓｉ窒化膜（保護膜）を形成するときに施される加熱処理（一般に、約３００℃から４００℃）によって形成されると考えられている。すなわち、Ａｌ系合金薄膜が形成された基板は、その後、ＣＶＤ法などによってＳｉ窒化膜（保護膜）が形成されるが、このとき、Ａｌ系合金薄膜に施される高温の熱によってＡｌ系合金薄膜とガラス基板との間に熱膨張の差が生じ、ヒロックが形成されると推察されている。上部バリアメタル層５４は、このようなヒロックの形成を防止するのに有効である。

しかし、上部および下部のバリアメタル層を形成するためには、Ａｌ系合金配線形成用の成膜装置に加え、バリアメタル形成用の成膜装置が別途必要になる。具体的には、バリアメタル形成用の成膜チャンバーをそれぞれ余分に装備した成膜装置（代表的には、複数の成膜チャンバーがトランスファーチャンバーに接続されたクラスタツール）を用いなければならない。液晶パネルの大量生産に伴って低コスト化が進むにつれて、バリアメタル層の形成に伴う製造コストの上昇や生産性の低下は軽視できなくなっている。

次に、図２に示すように、透明画素電極５に対し、バリアメタル層５１を介してＡｌ系合金薄膜を接続する理由は、Ａｌ系合金薄膜を透明画素電極と直接接続すると接触抵抗が上昇し、画面の表示品位が低下するからである。透明画素電極用配線材料として用いられるＡｌは非常に酸化され易い。そのため、液晶パネルの成膜過程で生じる酸素や成膜時に添加する酸素などにより、Ａｌ系合金薄膜と透明画素電極との界面にＡｌ酸化物の絶縁層が生成してしまう。また、透明画素電極材料のＩＴＯは導電性の金属酸化物であるが、上記のようにＡｌ酸化物層が生成すると、電気的なオーミック接続を行うことができない。

ところが、バリアメタル層を形成するためには、ゲート電極やソース電極、更にはドレイン電極の形成に必要な成膜用スパッタ装置に加えて、バリアメタル形成用の成膜チャンバーを余分に装備しなければならず、製造コストの上昇や生産性の低下を招く。

また、バリアメタル層として用いられる金属と、純ＡｌまたはＡｌ合金とは、薬液を用いたウェットエッチングなどの加工工程での加工速度が異なるため、加工工程における横方向の加工寸法を制御することが極めて困難となる。したがって、バリア層の形成は、成膜の観点だけでなく加工の観点でも工程の複雑化を招き、製造コストの上昇や生産性の低下をもたらす。

そこで、バリアメタル層の形成を省略でき、ソース−ドレイン電極を透明画素電極と直接接合し得る電極材料、更には、ソース−ドレイン電極をアモルファスシリコンチャネル薄膜などの半導体層と直接接合し得る電極材料が提案されている。

特許文献１には、透明画素電極の材料として、酸化インジウムに酸化亜鉛を１０質量％程度含む酸化インジウム亜鉛（ＩＺＯ）膜を用いた技術が開示されている。しかし、この技術によれば、現在、最も普及しているＩＴＯ膜をＩＺＯ膜に変更しなければならないため、材料コストが上昇する。

特許文献２には、ドレイン電極にプラズマ処理やイオン注入を行い、ドレイン電極の表面を改質する方法が開示されている。しかし、この方法によれば、表面処理のための工程が付加されるため、生産性が低下する。

また、特許文献３には、ゲート電極、ソース電極およびドレイン電極として、純ＡｌまたはＡｌの第１層と、純ＡｌまたはＡｌにＮ，Ｏ，Ｓｉ，Ｃ等の不純物を含む第２層とを用いる方法が開示されている。この方法によれば、ゲート電極、ソース電極、およびドレイン電極を構成する薄膜を同じ成膜チャンバーを用いて連続して形成できるという利点はあるが、上述した不純物を含む第２層を形成する工程が余分に増える。しかも、ソース−ドレイン配線に不純物を導入する過程で、不純物が混入した膜と混入していない膜との熱膨張係数の差に起因して、チャンバーの壁面からソース−ドレイン配線が剥がれ落ちる現象が頻発する。この現象を防ぐため、成膜工程を頻繁に停止してメンテナンスを行う必要があり、生産性が著しく低下する。

このような事情に鑑み、本願出願人は、バリアメタル層の省略を可能にすると共に、工程数を増やすことなく簡略化し、Ａｌ系合金膜を透明画素電極に対して直接かつ確実に接触させ得る方法を開示している（特許文献４）。特許文献４では、合金成分として、Ａｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｒ、Ｇｅ、Ｓｍ、およびＢｉよりなる群から選ばれる少なくとも一種を０．１〜６原子％含むＡｌ系合金を使用しており、これら合金成分の少なくとも一部を当該Ａｌ系合金膜と透明画素電極との界面で析出物または濃化層として存在させることによって上記課題を解決している。

一方、特許文献５には、Ａｌ系合金薄膜の上層及び下層に、それぞれ、導電性の上層窒化Ａｌ層（ＡｌＮ層）および下層窒化Ａｌ層が設けられた三層のＡｌ配線用薄膜が開示されている。上層窒化Ａｌ層は、ＩＴＯ膜と直接接続することができるため、良好なコンタクト抵抗が得られる。また、下層窒化Ａｌ層は、アモルファスシリコンなどの半導体層と直接接続することができるため、優れたオーミックコンタクトが得られる。しかしながら、このような窒化Ａｌ層を形成するためには、反応ガスの組成や割合などを適切に制御してスパッタリングを行わなければならず、高度な制御技術が必要である。更に、上記方法によるコンタクト抵抗およびオーミックコンタクトの改善効果は不十分であり、更なる改善が望まれている。

上記では、液晶表示装置を代表的に取上げて説明したが、前述した課題は液晶表示装置に限定されず、アモルファスシリコンＴＦＴ基板に共通して見られる。また、上記課題は、ＴＦＴの半導体層として、アモルファスシリコンのほか、多結晶シリコンを用いたＴＦＴ基板においても見られる。
特開平１１−３３７９７６号公報 特開平１１−２８３９３４号公報 特開平１１−２８４１９５号公報 特開２００４−２１４６０６号公報 特開２００３−２７３１０９号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、下部バリアメタル層を省略しても優れたＴＦＴ特性を発揮し得、ソース−ドレイン配線をＴＦＴの半導体層に直接かつ確実に接続することができる技術を提供することにある。

本発明の他の目的は、下部バリアメタル層および上部バリアメタル層を省略しても、ＴＦＴ特性、耐熱性、コンタクト抵抗率に優れており、ソース−ドレイン配線を、ＴＦＴの半導体層に対してだけでなく透明画素電極に対しても直接かつ確実に接続し得る技術を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明のソース−ドレイン電極は、窒素含有層の窒素は、該薄膜トランジスタの半導体層のＳｉと結合しており、該純ＡｌまたはＡｌ合金の薄膜は、該窒素含有層を介して該薄膜トランジスタの半導体層と接続していることに特徴がある。

好ましい実施形態において、前記窒素含有層は、Ｓｉ窒化物を主に含有する。

好ましい実施形態において、前記窒素含有層は、Ｓｉの酸窒化物を含有する。

好ましい実施形態において、前記窒素含有層の窒素は、１０^１４ｃｍ^−２以上２×１０^１６ｃｍ^−２以下の面密度（Ｎ１）を有している。

好ましい実施形態において、前記窒素含有層の窒素の面密度（Ｎ１）と酸素の面密度（Ｏ１）との比（Ｎ１／Ｏ１）は１．０以上である。

好ましい実施形態において、前記窒素含有層の窒素は、前記半導体層を構成するＳｉの有効ボンドの面密度と同じか、該有効ボンドの面密度よりも高い面密度を有している。

好ましい実施形態において、前記窒素含有層の厚さは、０．１８ｎｍ以上２０ｎｍ以下の範囲内である。

好ましい実施形態において、前記窒素含有層中の窒素原子数とＳｉ原子数との比（Ｎ／Ｓｉ）の最大値は、０．５以上１．５以下の範囲内である。

好ましい実施形態において、前記薄膜トランジスタの半導体層は、アモルファスシリコンまたは多結晶シリコンからなる。

好ましい実施形態において、前記Ａｌ合金は、合金成分として、Ｎｉを６原子％以下の範囲内で含有する。

好ましい実施形態において、前記Ａｌ合金の薄膜は、更に、前記透明画素電極と直接接続しており、該Ａｌ合金は、合金成分として、Ｎｉを０．３原子％以上６原子％以下の範囲内で含有する。

好ましい実施形態において、前記Ａｌ合金は、合金成分として、更に、Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，およびＷよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を０．１原子％以上１．０原子％以下の範囲内で含有する。

好ましい実施形態において、前記Ａｌ合金は、合金成分として、更に、Ｍｇ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｐｔ，Ｌａ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｎｄ，Ｙ，Ｃｏ，およびＦｅよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を０．１原子％以上２．０原子％以下の範囲内で含有する。

本発明の薄膜トランジスタ基板は、上記のいずれかに記載のソース−ドレイン電極を備えている。

本発明の表示デバイスは、上記の薄膜トランジスタ基板を備えている。

上記の薄膜トランジスタ基板を製造する方法は、半導体層が形成された薄膜トランジスタ基板を用意する工程（ａ）と、該半導体層上に窒素含有層を形成する工程（ｂ）と、該窒素含有層上に純ＡｌまたはＡｌ合金層を形成する工程（ｃ）とを含んでいる。
好ましい実施形態において、前記工程（ｂ）は、前記工程（ａ）で用いられる半導体層形成装置と同一の装置で行われる。

好ましい実施形態において、前記工程（ｂ）は、前記工程（ａ）で用いられる半導体層形成用チャンバーと同一のチャンバーで行われる。

好ましい実施形態において、前記工程（ｂ）は、前記工程（ａ）における半導体層の成膜温度と実質的に同じ温度で行われる。

好ましい実施形態において、前記工程（ｂ）は、窒素含有ガスを前記工程（ａ）で用いられるガスと混合した条件下で行われる。

好ましい実施形態において、前記工程（ｂ）は、窒素含有ガスを還元性元素含有ガスと混合した条件下で行なわれる。

好ましい実施形態において、前記工程（ｂ）はプラズマ窒化法である。

前記工程（ｂ）がプラズマ窒化法の場合、前記工程（ｂ）は、５５Ｐａ以上の圧力下で行なわれることが好ましい。

前記工程（ｂ）がプラズマ窒化法の場合、前記工程（ｂ）は、３００℃以上の温度で行なわれることが好ましい。

前記工程（ｂ）がプラズマ窒化法の場合、窒素含有ガスを還元性元素含有ガスと混合した条件下で行われることが好ましい。

前記工程（ｂ）がプラズマ窒化法の場合、窒素含有ガスを前記工程（ａ）で用いられるガスと混合した条件下で行われることが好ましい。

好ましい実施形態において、前記工程（ｂ）は熱窒化法である。

好ましい実施形態において、前記熱窒化法は、４００℃以下の温度で行われる。

好ましい実施形態において、前記工程（ｂ）はアミノ化法である。

好ましい実施形態において、前記アミノ化法は、紫外線を用いる。

好ましい実施形態において、前記アミノ化法は、窒素原子を含有する液体を用いる。

好ましい実施形態において、前記工程（ｃ）はスパッタリング法を含む。

本発明のソース−ドレイン電極は、上記のような構成を有しているため、従来のようにバリアメタル層を形成しなくても、これまでに汎用されている純ＡｌまたはＡｌ系合金を用い、窒素含有層を介してＴＦＴの半導体層と接続することができる。このようなソース−ドレイン電極は、良好なＴＦＴ特性を有している。

更に、本発明によれば、Ａｌ系合金として、所定量のＮｉを含有するＡｌ−Ｎｉ合金を用いることにより、ＴＦＴの半導体層のみならず、透明画素電極と直接接続することができるソース−ドレイン電極を提供できる。このようなソース−ドレイン電極は、ＴＦＴ特性、コンタクト抵抗率、および耐熱性のすべてに優れている。

従って、本発明のソース−ドレイン電極を用いれば、生産性に優れ、安価で且つ高性能の表示デバイスが得られる。

本発明者は、ＴＦＴの半導体層に接続される新規なソース−ドレイン電極を提供するため、検討してきた。詳細には、従来のように、半導体層との間にバリアメタル層を介在させなくても優れたＴＦＴ特性を発揮し得、しかも、ソース−ドレイン電極用の配線材料として汎用されている純ＡｌまたはＡｌ系合金（以下、これら従来のＡｌ材料をまとめて、「Ａｌ系合金」と呼ぶ。）をそのまま用いることができる新規なソース−ドレイン電極を提供するため、検討した。その結果、窒素含有層とＡｌ系合金の薄膜とからなる材料であって、窒素含有層のＮ（窒素）が半導体層のＳｉと結合している材料をソース−ドレイン電極として用いれば、所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。これにより、Ａｌ系合金の薄膜は、窒素含有層を介してＴＦＴの半導体層と接続されるようになる。

更に、Ａｌ系合金として、Ｎｉを６原子％以下の範囲で含有するＡｌ系合金（以下、従来のＡｌ系合金と区別するため、Ａｌ−Ｎｉ合金と呼ぶ場合がある。）を用いれば、従来のようにバリアメタル層を形成しなくても、良好な電気特性を備えたソース−ドレイン電極を提供することができる。

なお、Ｎｉ量の下限は、後記する実施例に示すように、ＴＦＴ特性に関する限り、特に限定されないが、耐熱性の改善を目指す場合には、Ａｌ−Ｎｉ合金の組成によって若干相違する。例えば、ＡｌとＮｉのみからなり、第三成分を含有しない二元合金では、Ｎｉ量の下限は０．３原子％であり、これにより、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜を透明画素電極と直接接続することができる。一方、Ａｌ−Ｎｉ合金に、更に第三成分（後述するグループＸ１またはグループＸ２に属する耐熱性向上元素）を含有する場合は、Ｎｉ量の下限を０．０５原子％とすることができ、これによっても、優れたＴＦＴ特性および耐熱性が得られるため、Ａｌ−Ｎｉ−Ｘ１合金薄膜やＡｌ−Ｎｉ−Ｘ２合金薄膜を透明画素電極と直接接続することができる。

本明細書において、「ソース−ドレイン電極」は、ソース−ドレイン電極自体と、ソース−ドレイン配線の両方を含んでいる。すなわち、本発明のソース−ドレイン電極は、ソース−ドレイン電極とソース−ドレイン配線とが一体に形成されたものであり、ソース−ドレイン配線はソース−ドレイン領域に接している。

以下、本発明のソース−ドレイン電極を詳しく説明する。以下では、説明の便宜上、バリアメタル層を形成させなくてもＴＦＴの半導体層と接合し得るソース−ドレイン電極を「本発明による第１のソース−ドレイン電極」と呼び、一方、バリアメタル層を形成させなくてもＴＦＴの半導体層と接合し得、且つ透明画素電極とも直接接続し得るソース−ドレイン電極を「本発明による第２のソース−ドレイン電極」と呼び、両者を区別する。本発明による第２のソース−ドレイン電極は、Ａｌ材料の組成が異なること以外、本発明による第１のソース−ドレイン電極と同じ構成からなる。

（本発明による第１のソース−ドレイン電極）
本発明による第１のソース−ドレイン電極は、窒素含有層とＡｌ系合金薄膜とからなる。窒素含有層は、ＴＦＴの半導体層を覆うように形成されており、窒素含有層の窒素（Ｎ）は、半導体層のＳｉと結合している。この窒素含有層は、Ａｌ系合金とＴＦＴの半導体層との界面におけるＡｌとＳｉとの相互拡散を防止するためのバリアとして作用する。従って、本発明によれば、後記する実施例で実証するように、従来のようにＭｏなどのバリアメタル層を形成しなくても、優れたＴＦＴ特性が得られる。後で詳しく説明するように、窒素含有層は、半導体層を形成した後であって、Ａｌ系合金層を形成する前に、プラズマ窒化法などによって簡便に作製できるため、従来のように、バリアメタル形成用の特別な成膜装置は不要である。

本発明を特徴付ける窒素含有層の詳細は、以下のとおりである。

前述したとおり、窒素含有層の窒素（Ｎ）は、半導体層のＳｉと結合し、Ｓｉ窒化物を主に含有しているが、Ｓｉの酸窒化物も含み得る。Ｓｉの酸窒化物は、例えば、窒素含有層の形成過程などで不可避的に導入される酸素（Ｏ）と結合して得られる。

窒素含有層は、後記する実施例で実証したように、以下の要件を更に満足していることが好ましい。

まず、窒素含有層の窒素は、ＴＦＴの半導体層材料（代表的にはＳｉ）の有効ボンドの面密度と同じか、該有効ボンドの面密度よりも高い面密度を有していることが好ましい。前述したように、金属配線材料と半導体材料との相互拡散を防止するためには、半導体層の表面を窒素含有層で覆う必要がある。この場合、半導体層表面に存在する未結合手（ダングリングボンド）は、窒素と結合していることが好ましい。「有効ボンド」とは、窒素原子の立体障害も考慮したうえで、半導体層表面に配置し得る結合手を意味し、「有効ボンドの面密度」とは、半導体層の表面全体を窒素含有層で覆ったときの面密度を意味する。有効ボンドの面密度は、半導体材料の種類によって異なるが、例えば、シリコンの場合、結晶の面方位によっても若干相違するが、おおむね、１０^１４ｃｍ^−２〜１０^１５ｃｍ^−２の範囲内にある。

具体的には、例えば、窒素含有層がＳｉ窒化物を主に含有している場合、およびＳｉ窒化物を主に含有し、Ｓｉの酸窒化物を更に含有している場合のいずれにおいても、窒素含有層の窒素は、Ａｌ系合金層と接触する界面において、１０^１４ｃｍ^−２以上２×１０^１６ｃｍ^−２以下の面密度（Ｎ１）を有していることが好ましい。所望のＴＦＴ特性などを確保するためには、窒素含有層の窒素の面密度の下限は、２×１０^１４ｃｍ^−２がより好ましく、４×１０^１４ｃｍ^−２がさらにより好ましい。窒素含有層は、Ｓｉ−Ｎ結合を含む層を少なくとも一層以上有していればよい。ここで、Ｓｉ−Ｎ結合のＳｉとＮとの距離（原子間隔）は約０．１８ｎｍであり、実質的には０．２ｎｍ以上が好ましく、０．３ｎｍ以上がより好ましい。ただし、窒素含有層の窒素の面密度（Ｎ１）が高くなり過ぎると、窒素含有層に含まれる絶縁性のＳｉ窒化物も多くなり、電気抵抗が上昇し、ＴＦＴ性能が劣化する。窒素含有層の窒素の面密度の上限は、１×１０^１６ｃｍ^−２であることがより好ましい。

なお、窒素含有層が、Ｓｉの酸窒化物を含有している場合（すなわち、Ｓｉ窒化物のほかにＳｉの酸化物を更に含有している場合）、窒素の面密度（Ｎ１）は上記要件を満足していると共に、窒素の面密度（Ｎ１）と酸素の面密度（Ｏ１）との比（Ｎ１／Ｏ１）は１．０以上であることが好ましく、これにより、ＴＦＴ特性が一層高められる。Ｓｉの窒化物やＳｉの酸窒化物は、本来、絶縁物であるが、窒素含有層の厚さは、後述するように、０．１８ｎｍ以上２０ｎｍ以下と極めて薄いため、電気抵抗を低く抑えられる。

本発明者の実験結果によれば、ＴＦＴ特性はＮ１／Ｏ１の比によって影響を受け、より優れたＴＦＴ特性を得るためには、Ｎ１／Ｏ１の比を１．０以上と大きくすれば良いことが判明した（後記する実施例を参照）。Ｎ１／Ｏ１の比が大きくなると、窒素含有層中の抵抗成分が少なくなるため、良好なトランジスタ特性が得られると考えられる。Ｎ１／Ｏ１の比は大きい程よく、例えば、１．０５以上であることがより好ましく、１．１以上であることが更に好ましい。

Ｎ１／Ｏ１の比は、例えば、プラズマ窒化法を用いて窒素含有層を形成するに当たり、プラズマのガス圧力やガス組成、処理温度などのプラズマ発生条件を適切に制御することによって調節することができる（詳細は後述する。）。

前述した窒素含有層の窒素の面密度（Ｎ１）および窒素の面密度（Ｏ１）は、例えば、ＲＢＳ（Ｒｕｔｈｅｒｆｏｒｄ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ラザフォード後方散乱分光）法を用いて算出することができる。

窒素含有層の厚さは、０．１８ｎｍ以上２０ｎｍ以下の範囲内であることが好ましい。前述したように、窒素含有層は、Ａｌ系合金層とＴＦＴの半導体層との界面におけるＡｌとＳｉとの相互拡散を防止するためのバリア層として有用であるが、窒素含有層が厚くなり過ぎるとＴＦＴ性能が劣化する。窒素含有層の厚さを上記範囲内に制御することにより、窒素含有層の形成による電気抵抗の上昇を、ＴＦＴ性能に悪影響を及ぼさない範囲内に抑えられる。窒素含有層の厚さは、１５ｎｍ以下であることがより好ましく、１０ｎｍ以下がさらに好ましい。窒素含有層の厚さは、種々の物理分析手法によって求めることができ、例えば、前述のＲＢＳ法のほか、ＸＰＳ（Ｘ線光電子分光分析）法、ＳＩＭＳ（二次イオン質量分析）法、ＧＤ−ＯＥＳ（高周波グロー放電発光分光分析）法などを利用することができる。後記する実施例では、ＲＢＳ法およびＸＰＳ法を用いて窒素含有層の厚さを測定している。

窒素含有層中のＮ原子数とＳｉ原子数との比（Ｎ／Ｓｉ）の最大値は、０．５以上１．５以下の範囲内であることが好ましい。これにより、ＴＦＴ特性を劣化させることなく、窒素含有層によるバリア作用を有効に発揮させることができる。（Ｎ／Ｓｉ）は、０．６以上であることがより好ましく、０．７以上であることがさらに好ましい。

（Ｎ／Ｓｉ）は、例えば、プラズマ照射時間をおおむね１分間から１０分間の範囲内に制御することによって調節することができる（詳細は後述する。）。

（Ｎ／Ｓｉ）は、窒素含有層の深さ方向の元素（ＮおよびＳｉ）をＲＢＳ法によって分析することによって算出される。

このような窒素含有層は、半導体層の上部を窒化処理することなどによって形成される。窒化処理の方法は特に限定されず、以下に詳述するように、（ｉ）プラズマ窒化法、（ｉｉ）熱窒化法、（ｉｉｉ）アミノ化法などの方法を採用することができる。

（ｉ）プラズマ窒化法
プラズマ窒化法は、プラズマを利用するものであり、後記する実施形態および実施例１に示すように、窒素含有ガスを用いることが好ましい。窒素含有ガスとしては、Ｎ_２、ＮＨ_３、ＮＦ_３などの非酸化性ガスが挙げられ、これらは、単独で、若しくは二種以上の混合ガスとして使用される。半導体層がシリコンの場合、その表面は極めて容易に酸化されるため、Ｎ_２Ｏなどの酸化性ガスを用いると、ＮとＳｉとの反応よりも酸化性ガス中のＯ（酸素）とＳｉとの反応が優先され、所望のＳｉ窒化物層を形成できないからである。具体的には、窒素を含有するプラズマ源の近傍にＴＦＴの半導体層を設置することが好ましい。ここで、プラズマ源と半導体層との距離は、プラズマの種類や、プラズマ発生条件（パワー、圧力、温度、ガス組成など）などに応じて適宜適切な範囲に設定すればよいが、おおむね、数十ｃｍの範囲であることが好ましい。このようなプラズマ近傍には、高エネルギーの窒素原子が存在しており、これにより、半導体層表面に所望の窒素含有層を容易に形成することができる。

窒素含有プラズマ源などから窒素を供給する場合、イオン注入法を利用することもできる。イオン注入法によれば、電界によって加速されたイオンは、長距離を移動できるため、プラズマ源と半導体層との距離を任意に設定することが可能である。イオン注入法は、プラズマ近傍に設置された半導体層に負の高電圧パルスを印加することにより、半導体層の表面全体にイオンを注入することが好ましい。あるいは、専用のイオン注入装置を用いてイオン注入を行ってもよい。

なお、ＴＦＴ特性の更なる向上を目的として、窒素含有層の窒素の面密度（Ｎ１）と酸素の面密度（Ｏ１）との比（Ｎ１／Ｏ１）を１．０以上にするためには、例えば、プラズマのガス圧力やガス組成、処理温度などのプラズマ発生条件を以下のように制御して行なうことが好ましい（後記する実施例を参照）。これにより、半導体層の酸化が効果的に抑えられるほか、窒化反応が促進され、生成効率が高められる。

まず、圧力に関しては、５５Ｐａ以上の圧力下で行うことが好ましい。圧力が５５Ｐａ未満の場合、窒化反応の進行が遅く、拡散バリアとして有効に作用し得る窒素含有層の形成に長時間を要するほか、窒化反応よりも酸化反応が顕著に進行し、ＴＦＴ特性が低下する。上記の観点からすれば、圧力は高いほど良く、例えば、６０Ｐａ以上であることがより好ましく、６６Ｐａ以上であることが更に好ましい。なお、圧力の上限は、使用する装置の性能などに依存するために一義的に決定し難いが、プラズマを安定して供給するという観点からすれば、おおむね、４００Ｐａ以下であることが好ましく、２６６Ｐａ以下であることがより好ましい。例えば、後記する実施例１１に用いられる装置では、プラズマを安定して供給し得る圧力の上限は１３３Ｐａであった。

また、処理温度は、３００℃以上であることが好ましい。処理温度が３００℃未満の場合、窒化反応の進行が遅く、拡散バリアとして有効に作用し得る窒素含有層の形成に長時間を要するほか、窒化反応よりも酸化反応が顕著に進行し、ＴＦＴ特性が低下する。ただし、温度が高くなり過ぎると、処理対象である半導体層の変質や半導体層への損傷を招くため、おおむね、３６０℃以下であることが好ましい。

ガス組成は、前述した窒素含有ガス（Ｎ_２、ＮＨ_３、ＮＦ_３など）のみであっても良いが、窒素含有ガスと、還元性元素含有ガスとの混合ガスであることが好ましく、これにより、半導体層の酸化が一層有効に抑えられる。還元性元素としては、例えば、ＮＨ_３やＨ_２などが挙げられる。このうち、ＮＨ_３は、還元作用を有するだけでなく窒素含有ガスとしても作用するため、単独で用いることもできるが、Ｈ_２と混合して用いることもできる。

あるいは、ガス組成は、前述した窒素含有ガスと、半導体層形成に用いられる原料ガス（ＳｉＨ_４）との混合ガスであることが好ましい。窒素含有ガスのみを用いて窒素含有層を形成する場合、半導体層の形成後、チャンバー内をパージするために、使用した半導体層形成用ガスを全て一旦排除する必要があるが、上記のように混合ガスの条件下で行なえば、ガスを排除する必要はなくなるため、処理時間を短縮できる。

（ｉｉ）熱窒化法
熱窒化法は、皮膜のつきまわりが良いなどの理由によって汎用されている。具体的には、後記する実施例２に記載のように、例えば、窒素ガス雰囲気下で、４００℃以下の温度で加熱することが好ましい。加熱温度が高いと、半導体層への損傷が大きくなり、一方、加熱温度が低い場合、所望の窒素含有層を充分形成できない恐れがある。加熱温度は、２００℃以上３８０℃以下に制御することがより好ましく、２５０℃以上３５０℃以下に制御することがさらに好ましい。上記の加熱処理は、後記する実施例３に示すように、前述したプラズマ窒化法と併用しても良く、これにより、窒素含有層の形成をさらに促進することができる。

（ｉｉｉ）アミノ化法
アミノ化法は、光の作用によってガスの分解または反応を促進し、窒素含有層を生成する方法であり、通常、紫外線領域の波長（約２００ｎｍ〜４００ｎｍ）の光が用いられる。光源としては、水銀ランプ（低圧水銀灯：波長２５４ｎｍ、高圧水銀灯：３６５ｎｍ）やエキシマレーザ（ＡｒＦ：１９４ｎｍ、ＫｒＦ：２４８ｎｍ）などを利用すればよい。具体的には、後記する実施例４に示すように、窒素含有ガス雰囲気下でより短波長の紫外線を用いることが好ましく、これにより、高いエネルギーを付与することができる。

アミノ化法は、例えば、アミノ基などを含有する液体のように、窒素原子を含有する液体（以下、窒素含有液と呼ぶ場合がある。）を用いて行うことが好ましい。このような窒素含有液を半導体層と接触した状態で紫外線を更に照射すると、半導体層に対し、窒素をより効率よく供給することができる。具体的には、後記する実施例４を参照することができる。

このように、窒素含有層は、好ましくは、前述した（ｉ）〜（ｉｉｉ）の方法によって形成されるが、更に、製造工程の簡略化や処理時間の短縮などの観点から、窒素含有層の形成に用いる装置やチャンバー、温度やガス組成を、以下のように制御して行なうことが好ましい。

まず、装置は、製造工程の簡略化のため、半導体層形成装置と同一装置で行うことが好ましく、同一装置の同一チャンバーで行うことがより好ましい。これにより、装置間もしくは装置内で、処理対象のワークが余分に移動する必要がなくなる。

また、温度に関しては、半導体層の成膜温度と実質的に同じ温度（約±１０℃の範囲を含み得る。）で行うことが好ましく、これにより、温度変動に伴う調節時間を省略することができる。

更に、ガス組成に関しては、窒素含有ガス（Ｎ_２、ＮＨ_３、ＮＦ_３など）のみを用いて行っても良いが、窒素含有ガスと、半導体層形成に用いられる原料ガス（ＳｉＨ_４）との混合ガスであることが好ましい。窒素含有ガスのみを用いて窒素含有層を形成すると、半導体層の形成後、チャンバー内をパージするために、使用した半導体層形成用ガスを全て一旦排除する必要があるが、上記のように混合ガスの条件下で行なえば、ガスを排除する必要はなくなるため、処理時間を短縮できる。

あるいは、ガス組成は、前述した窒素含有ガスと、還元性元素含有ガスとの混合ガスであることが好ましく、これにより、半導体層の酸化が一層有効に抑えられる。還元性元素としては、例えば、ＮＨ_３やＨ_２などが挙げられる。このうち、ＮＨ_３は、還元作用を有するだけでなく窒素含有ガスとしても作用するため、単独で用いることもできるが、Ｈ_２と混合して用いることもできる。

このようにしてＴＦＴの半導体層上に窒素含有層を形成した後、例えば、スパッタリング法によってＡｌ系合金を形成すると、所望のソース−ドレイン用配線が得られる。本発明のソース−ドレイン電極は、単一のスパッタリングターゲットおよび単一のスパッタリングガスを用いて形成できるため、前述した特許文献５のように、スパッタリングガスの組成を変化させる必要はない。そのため、本発明によれば、従来よりも、工程の簡略化を更に図ることができる。

本発明のソース−ドレイン電極は、ＴＦＴの半導体層とＡｌ系合金との間に、ＴＦＴの半導体層を覆うように上記の窒素含有層を設けたところに特徴がある。従って、Ａｌ系合金や半導体層の種類は特に限定されず、ＴＦＴ特性に悪影響を及ぼさない限り、ソース−ドレイン電極に通常使用されるものを用いることができる。例えば、半導体層は、代表的には、アモルファスシリコンまたは多結晶シリコンが挙げられる。Ａｌ系合金は、純Ａｌや、合金成分として、例えば、Ｓｉ、Ｃｕ，希土類元素（代表的には、ＮｄやＹなど）を含有するＡｌ合金などのように、従来汎用されているＡｌ材料を用いることができる。

本発明による第１のソース−ドレイン電極において、Ａｌ配線材料は、前述したように従来のＡｌ系合金をそのまま用いることもできるが、あるいは、Ｎｉを６原子％以下の範囲で含有するＡｌ−Ｎｉ合金を用いてもよい。これによっても、バリアメタル層を形成させなくても、従来のＡｌ系合金と同程度のＴＦＴ特性を実現することができる（後記する実施例を参照）。上記のＡｌ−Ｎｉ合金において、Ｎｉの含有量が６原子％を超えると、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜の電気抵抗が高くなって画素の応答速度が遅くなり、消費電力が増大してディスプレイとしての品位が低下し、実用に供し得なくなる。Ｎｉ量の上限は、５原子％にすることが好ましい。なお、Ｎｉの下限は、ＴＦＴ特性に関する限り、特に限定されないが、例えば、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜をＩＴＯ薄膜と更に直接接続する場合には、Ｎｉを０．３原子％以上添加することが好ましく、これにより、ＴＦＴ特性や耐熱性に優れたソース−ドレイン電極が得られる（後記する実施例を参照）。ただし、Ａｌ−Ｎｉ合金中に、以下に記載の第三成分（グループＸ１またはグループＸ２に属する元素）を更に含有する場合は、Ｎｉの下限を０．０５原子％（好ましくは、０．１原子％）とすることができ、これによっても、ＴＦＴ特性や耐熱性に優れたソース−ドレイン電極が得られる（後記する実施例を参照）。

本発明に用いられるＡｌ−Ｎｉ合金は、第三成分として、Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，およびＷよりなる群（以下、グループＸ１ということがある。）から選択される少なくとも一種の元素（以下、Ａｌ−Ｎｉ−Ｘ１合金と呼ぶ。）を０．１原子％以上１．０原子％以下の範囲内で含んでも良い。あるいは、Ｍｇ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｐｔ，Ｌａ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｎｄ，Ｙ，Ｃｏ，およびＦｅよりなる群（以下、グループＸ２ということがある。）から選択される少なくとも一種の元素（以下、Ａｌ−Ｎｉ−Ｘ２合金と呼ぶ。）を０．１原子％以上２．０原子％以下の範囲内で含んでもよい。本発明では、グループＸ１とグループＸ２に属する元素の両方を含むＡｌ−Ｎｉ−Ｘ１−Ｘ２合金を用いることもできる。

Ａｌ−Ｎｉ合金中に、上記のグループＸ１またはグループＸ２に属する元素の少なくとも一種を更に添加することにより、例えば、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜をＩＴＯ膜と直接接合したとき、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜の表面にヒロック（コブ状の突起物）が形成され、耐熱性が低下するのも有効に防止できる。詳細には、上記グループＸ１およびＸ２の作用は相違するが、この相違点（好ましい含有量を含む。）は、後記する第２のソース−ドレイン電極のなかで詳しく説明する。

本発明による第１のソース−ドレイン電極を用いれば、従来のように、Ａｌ系合金の薄膜とＴＦＴの半導体層との間に下部バリアメタル層を介在させることは不要になり、当該Ａｌ系合金を、窒素含有層を介して半導体層と接合することができる。後記する実施例に示すように、純ＡｌまたはＡｌ−Ｎｉ合金の薄膜を用いて試作されたＴＦＴは、Ｃｒなどのバリアメタル層を介在させた従来のＡｌ系合金薄膜を用いた場合と同等レベル以上のＴＦＴ特性を実現できることが確認された。従って、本発明によれば、バリアメタル層の省略によって製造工程を簡略化することができ、製造コストを低減できる。

（本発明による第２のソース−ドレイン電極）
本発明による第２のソース−ドレイン電極は、窒素含有層とＡｌ−Ｎｉの薄膜とからなる。第２のソース−ドレイン電極は、Ａｌ材料として、所定のＡｌ−Ｎｉ合金（後記する。）を用いたことを除き、前述した第１のソース−ドレイン電極と同じである。以下では、第１のソース−ドレイン電極と重複する構成（窒素含有層など）の説明は省略する。

このようなＡｌ−Ｎｉ合金を用いると、窒素含有層を介してＴＦＴの半導体層とＡｌ−Ｎｉ合金を接続できるだけでなく、当該Ａｌ−Ｎｉ合金を透明画素電極と直接接続することもできる。その理由は、以下に詳しく説明するように、Ａｌ−Ｎｉ合金と透明画素電極との界面に、導電性の酸化物（ＡｌＯｘ、０＜ｘ≦０．８）やＮｉ濃化層が形成されるためと考えられる。

まず、第２のソース−ドレイン電極に用いられるＡｌ−Ｎｉ合金を説明する。

ここでは、Ｎｉを０．３原子％以上６原子％以下含有するＡｌ−Ｎｉ合金を用いている。Ｎｉ含有量の下限（０．３原子％）は、主に、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜と透明画素電極との界面におけるコンタクト抵抗率の低減および耐熱性の確保という観点から定めている。ただし、後記する実施例に示すように、Ａｌ−Ｎｉ合金中に、第三成分として、グループＸ１またはグループＸ２に属する元素を更に含有するＡｌ−Ｎｉ−Ｘ１合金またはＡｌ−Ｎｉ−Ｘ２合金（三元合金）、あるいは、グループＸ１およびグループＸ２に属する元素を両方含有するＡｌ−Ｎｉ−Ｘ１−Ｘ２合金（四元合金）を用いる場合、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％（好ましくは、０．１％）とすることができ、これによっても、ＴＦＴ特性や耐熱性に優れたソース−ドレイン電極が得られる。

本発明による第２のソース−ドレイン電極において、Ｎｉが０．３原子％未満では、後記する実施例に示すように、上記界面のコンタクト抵抗率がやや高くなり、耐熱性も低下する。ただし、Ｎｉの含有量が６原子％を超えると、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜の電気抵抗が高くなって画素の応答速度が遅くなり、消費電力が増大してディスプレイとしての品位が低下し、実用に供し得なくなる。これらの利害得失を考慮すると、Ｎｉの含有量は０．５原子％以上５原子％以下であることが好ましい。

上記Ａｌ−Ｎｉ合金は、第三成分として、前述したグループＸ１に属する元素の少なくとも一種を０．１原子％以上１．０原子％以下の範囲で含有することが好ましい。上記グループＸ１に属する元素の含有量が０．１原子％未満の場合、上記作用を有効に発揮することができない。一方、上記グループＸ１に属する元素の含有量が１．０原子％を超えると、上記作用は向上する反面、Ａｌ−Ｎｉ−Ｘ１合金薄膜の電気抵抗率が高くなる。これらの両面を考慮すると、グループＸ１に属する元素の含有量は、０．２原子％以上、０．８原子％以下であることが好ましい。これらの元素は、単独で添加しても良く、２種以上を併用してもよい。２種以上の元素を添加するときは、各元素の合計の含有量が上記範囲を満足すればよい。

あるいは、上記Ａｌ−Ｎｉ合金は、第三成分として、グループＸ２に属する元素の少なくとも一種を０．１原子％以上２．０原子％以下の範囲で含有することもできる。これにより、前述したＡｌ−Ｎｉ−Ｘ１合金と同様、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜の表面に形成されるヒロック（コブ状の突起物）による耐熱性の低下を有効に防止することができる。上記グループＸ２に属する元素の含有量が０．１原子％未満の場合、上記作用が有効に発揮されない。ただし、上記グループＸ１に属する元素の含有量が２．０原子％を超えると、上記作用は向上する反面、Ａｌ−Ｎｉ−Ｘ２合金薄膜の電気抵抗率が高くなる。これらの両面を考慮すると、グループＸ２に属する元素の含有量は、０．３原子％以上、１．８原子％以下であることが好ましい。これらの元素は、単独で添加しても良く、２種以上を併用してもよい。２種以上の元素を添加するときは、各元素の合計の含有量が上記範囲を満足すればよい。

本発明では、上記Ａｌ−Ｎｉ合金に、これらグループＸ１の元素およびグループＸ２の元素を両方添加したＡｌ−Ｎｉ−Ｘ１−Ｘ２合金を用いることもできる。

このように、上記グループＸ１，Ｘ２に属する元素は、いずれも、耐熱性とＡｌ−Ｎｉ−Ｘ１合金薄膜／Ａｌ−Ｎｉ−Ｘ２合金薄膜の電気抵抗率との観点から選択したものであるが、耐熱性に対するメカニズムは、上記グループＸ１とグループＸ２との間で、若干相違している。以下、図８を用いて詳しく説明する。

図８は、Ａｌ薄膜の温度と応力（ストレス）との関係を模式的に説明する図である。図８において、「Ａ」は純Ａｌを、「Ｂ」はグループＸ２に属する元素が添加されたＡｌ−Ｘ２合金を、「Ｃ」はグループＸ１に属する元素が添加されたＡｌ−Ｘ１合金を、それぞれ、示している。

図８に示すように、グループＸ２に属する元素が添加されたＡｌ−Ｘ２合金膜「Ｂ」は、温度の上昇と共に圧縮応力が増大する。温度上昇の初期には粒成長抑制効果を示すものの、比較的低い温度で粒成長が開始し、狭い温度域で急激にストレスが緩和される。このときに、当該合金中に含まれる固溶元素が短時間のうちに金属間化合物として析出し、それに合わせてＡｌの粒成長が進行し電気抵抗率が低下すると考えられる。即ち、相対的に低い加熱温度で十分な電気抵抗率の低減化が達成される。一方、完全にストレスが緩和した状態で更に加熱すると、薄膜内部で発生した圧縮応力によりヒロック等が発生し易くなる。当該合金の耐熱温度は、このストレスが緩和される温度付近であると考えられる。

一方、グループＸ１に属する元素が添加されたＡｌ−Ｘ１合金膜も、Ａｌ−Ｘ２合金膜と同様に温度の上昇と共に圧縮応力が高まり、上記と同様の温度域でＡｌの粒成長が開始される。しかしながら、図８に示すように、グループＸ１に属する元素は、固溶状態から拡散し金属間化合物として析出する速度が相対的に遅く、広い温度域で徐々に金属間化合物が析出し、この析出に伴ってストレスが徐々に緩和される。そのため、ストレスが十分に緩和されて固溶元素の殆どが金属間化合物として析出し、同時にＡｌの粒成長が進行して膜母材が十分に電気伝導率が低減されるまでには、かなりの加熱と時間を必要とし、その分、耐熱性は高まる。即ち、グループＸ１に属する元素は、上記グループＸ２に属する元素に較べると、金属間化合物の析出が遅れる分だけ耐熱性を高める効果がより高いと考えられ、よって添加量を相対的に少なく抑えても十分な耐熱性改善効果が得られる。

このようにグループＸ１とグループＸ２に属する元素は、耐熱性のメカニズムが相違するため、添加量（上限）も相違している。

また、コンタクト抵抗率についても、後記実施例で実証したように、グループＸ１に属する元素は、グループＸ２に属する元素よりも添加量を少なくしてもコンタクト抵抗率を基準値レベルにまで下げることができる。このような作用は、相対的に低い加熱温度で処理した場合でも、同様に見られた。

しかもグループＸ１に属する元素は、グループＸ２に属する元素に比べると、添加量をあまり多くすることはできないが、電極膜にボイド（空隙）が生成し難いという特徴を有している。即ち、グループＸ２に属する元素の如く、加熱時の狭い温度域で一気に金属間化合物が析出する元素を選択した場合、粒成長が進むほど、加熱後に室温まで降温したときに膜内部に強い引張応力が生じてボイド発生の原因になる恐れがある。しかし、グループＸ１に属する元素の如く、昇温と共に金属間化合物が時間をかけて徐々に析出する合金系では、グループＸ２と同じ温度域まで加熱すると析出と粒成長が中断されるので応力の緩和が十分に進まず、その後に室温まで降温したときの当該膜に残る引張応力は小さくなる。引張応力に起因するボイドの発生を防止するという観点に基づけば、グループＸ１に属する元素を選択することが好ましい。

次に、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜と透明画素電極との界面に形成される酸化物（ＡｌＯｘ、ｘは０＜ｘ≦０．８）について説明する。

上記の酸化物は、化学量論組成のＡｌ₂Ｏ₃に比べて酸素の量が少なく、導電性である。その結果、本発明によれば、バリアメタル層を省略してもコンタクト抵抗率の上昇を防止することができる。すなわち、従来のＡｌ配線材料を、バリアメタル層を介さずに透明画素電極と直接接合すると、その界面にＡｌ₂Ｏ₃とほぼ同程度の酸素を含む高抵抗の膜が厚く形成されるため、コンタクト抵抗率が増加したが、本発明によれば、このような問題は生じない。

上記ＡｌＯｘの厚さは、１〜１０ｎｍの範囲内であることが好ましく、２〜８ｎｍの範囲内であることがより好ましく、おおむね、５ｎｍ前後であることが最も好ましい。

このような導電性の酸化皮膜（ＡｌＯｘ）は、２段階以上の成膜法を用いて形成することが好ましい。具体的には、例えば、基板温度を好ましくは１００〜２００℃の範囲に設定し、アルゴン等の非酸化性ガスを用い、例えば厚さ５〜２０ｎｍ（好ましくは１０ｎｍ程度）の成膜を行う。この間、すなわち、透明画素電極を構成するＩＴＯ膜の成膜初期段階では、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜の表面を極力酸化しないよう、酸素無添加の雰囲気下で成膜する。なお、酸素無添加の雰囲気下で成膜を行うと、スパッタリング法によって形成されるＩＴＯ膜内の酸素含量が少なくなり、当該ＩＴＯ膜そのものの導電率は低下する。しかし、このときに、基板に対して適度の加熱を行なうとＩＴＯの結晶性が高まり、ＩＴＯ膜としての導電率の低下を補うことができる。

次に、上記基板の温度を維持しつつ、雰囲気ガスを、非酸化性ガスから、非酸化性ガスに酸素を混入した酸素含有ガスに変更し、例えば厚さ２０〜２００ｎｍ程度（好ましくは４０ｎｍ前後）の成膜を行う。このとき雰囲気ガスへの酸素の添加量は特に制限されないが、代表的な条件としては、例えばアルゴン１〜５ｍＴｏｒｒ程度（好ましくは３ｍＴｏｒｒ前後）に対し、酸素１０〜５０μＴｏｒｒ（好ましくは２０μＴｏｒｒ前後）に制御することが好ましい。この様な条件を採用すると、形成されるＩＴＯ膜の電気抵抗率は最も低くなり、１×１０^-4Ω・ｃｍ^２程度以下になることを実験によって確認している。尚、酸素を添加する代わりに、水蒸気を添加することによっても同様の効果が得られる。このようにスパッタリング法によるＩＴＯ膜の形成を、雰囲気ガスの酸素含量を変えて２段階（または多段回）で行うことにより、ＩＴＯ成膜初期のＡｌ合金膜の酸化を抑制しつつ、一方でＩＴＯ膜自体は十分な高導電率を確保することが可能となる。

次に、Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜と透明画素電極との界面に形成されるＮｉ濃化層について説明する。Ｎｉ濃化層も、上記のＡｌＯｘ皮膜と同様、導電性を有しているため、コンタクト抵抗率の低減化に寄与する。

Ｎｉ濃化層中の平均Ｎｉ濃度は、Ａｌ−Ｎｉ合金中の平均Ｎｉ濃度の２倍以上（より好ましくは２．５倍以上）であることが好ましい。Ｎｉ濃化層の厚さは、０．５ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であることが好ましく、１．０ｎｍ以上、５ｎｍ以下であることがより好ましい。

上述したＡｌ−Ｎｉ合金薄膜を用いて試作したＴＦＴは、後記する実施例に示すように、Ｃｒなどのバリアメタル層を介在させた従来のＡｌ系合金薄膜を用いた場合と同等レベル以上のＴＦＴ特性、コンタクト抵抗率、および耐熱性を実現できることが確認された。従って、本発明によれば、バリアメタル層の省略によって製造工程を簡略化することができ、製造コストを低減できる。しかも、本発明によれば、約２００℃といった比較的低い熱プロセス温度で電気抵抗率を充分低減できるので、表示デバイス構成素材の種類や処理条件の選択の幅を一段と拡大することが可能となる。

（実施形態）
以下、図面を参照しながら、本発明に係るＴＦＴ基板の好ましい実施形態を説明する。以下では、アモルファスシリコンＴＦＴ基板を備えた液晶表示装置を代表的に挙げて説明するが、本発明はこれに限定されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。本発明に用いられるソース−ドレイン電極は、例えば、反射型液晶表示デバイス等の反射電極、外部への信号入出力のために使用されるＴＡＢ（タブ）接続電極にも同様に適用できることを実験により確認している。

図３を参照しながら、本発明に係るアモルファスシリコンＴＦＴ基板の実施形態を詳細に説明する。

図３は、本発明に係るＴＦＴ基板の好ましい実施形態を説明する概略断面図である。図３では、従来のＴＦＴ基板を示す前述した図２と同じ参照番号を付している。

図３において、ソース２８およびドレイン電極２９に電気的に接続されるソース−ドレイン配線３４は、窒素含有層（不図示）とＡｌ−２．０原子％Ｎｉ合金（不図示）とからなり、窒素含有層は、アモルファスシリコンチャネル薄膜３３を覆うように形成されている。ソース−ドレイン配線３４の構成は、後記する図４（ｅ）および図４（ｆ）に詳しく示している。

図２と図３とを対比すると明らかなように、従来のＴＦＴ基板では、図２に示すように、ソース−ドレイン電極の下および上に、それぞれ、Ｍｏなどの下部バリアメタル層５３および上部バリアメタル層５４が形成されているのに対し、本発明のＴＦＴ基板では、下部バリアメタル層５３および上部バリアメタル層５４を省略することができる。

本実施形態によれば、従来のように下部バリアメタル層を介在させることなく、窒素含有層を介してＡｌ系合金をアモルファスシリコンチャネル薄膜と接続することができ、これによっても、従来のＴＦＴ基板と同程度以上の良好なＴＦＴ特性を実現できる（後記する実施例１から２を参照）。更に、本発明によれば、従来のように上部バリアメタル層を介在させることなく、Ａｌ系合金を透明画素電極と直接接続することができ、これによっても、従来のＴＦＴ基板と同程度以上の良好なコンタクト抵抗率および耐熱性を確保することができる（後記する実施例を参照）。

従って、本発明によれば、配線材料に不可欠であったバリアメタル層をすべて省略することが可能である。

次に、図４を参照しながら、図３に示す本発明に係るＴＦＴ基板の製造方法を説明する。図４には、図３と同じ参照符号を付している。

まず、図４（ａ）に示すように、ガラス基板１ａ上に、スパッタリング等の方法を用いて、厚さ２００ｎｍ程度のＡｌ系合金薄膜（Ａｌ−２．０原子％Ｎｄ）６１および厚さ５０ｎｍ程度のＭｏ薄膜（不図示）を順次積層する。スパッタリングの成膜温度は、室温とした。この積層薄膜上に、図４（ｂ）に示すように、フォトリソグラフィによってレジスト６２をパターニングした後、レジスト６２をマスクとしてＡｌ系合金薄膜６１およびＭｏ薄膜５２の積層膜をエッチングすることにより、ゲート電極２６を形成する（図４（ｃ））。このとき、後に成膜されるゲート絶縁膜２７のカバレッジ性が良くなるように、上記積層薄膜の周縁を約３０°〜６０°のテーパー状にエッチングしておくのがよい。

次いで、図４（ｄ）に示すように、例えばプラズマＣＶＤ法などの方法を用いて、厚さ約３００ｎｍ程度のＳｉ窒化膜（ゲート絶縁膜）２７を形成する。プラズマＣＶＤ法の成膜温度は、約３５０℃とした。続いて、例えば、プラズマＣＶＤ法等の方法を用いて、Ｓｉ窒化膜（ゲート絶縁膜）２７の上に、厚さ２００ｎｍ程度のアンドープト水素化アモルファスシリコン膜（ａ−Ｓｉ−Ｈ）５５および厚さ約８０ｎｍのリンをドーピングしたｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜（ｎ^＋ａ−Ｓｉ−Ｈ）５６を順次積層する。ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜は、ＳｉＨ_４、ＰＨ_３を原料としたプラズマＣＶＤを行うことによって形成される。

次に、図４（ｅ）に示すように、Ｓｉ窒化膜の形成に用いたのと同じプラズマＣＶＤ装置の同一チャンバー内にて、上記のようにして得られたｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜（ｎ^＋ａ−Ｓｉ−Ｈ）５６の上に窒素含有層６０を形成する。具体的には、チャンバー内に基板を保持したまま、アモルファスシリコン膜の成膜に用いた原料ガスを排除した。次いで、チャンバー内に、キャリアガスとして窒素のみを供給してプラズマを発生させ、ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜５６の表面を３分間処理し、窒素含有層を形成した。高周波（ＲＦ）パワー密度は０．２４Ｗ／ｃｍ^２、成膜温度は３２０℃、ガス圧力は６７Ｐａとした。表面をＲＢＳ法およびＸＰＳ法で分析した結果、厚さ約５．８ｎｍの窒素含有層が形成されていることが確認された。

本実施形態では、プラズマ窒化法によって窒素含有層６０を形成したが、これに限定されず、前述した（ｉｉ）の熱窒化法や（ｉｉｉ）のアミノ化法を採用しても、所望の窒素含有層が得られることを実験によって確認している（後記する実施例１から４を参照）。

次いで、図４（ｆ）に示すように、窒素含有層６０の上に、スパッタリング等の方法を用いて、厚さ３００ｎｍ程度のＡｌ−２．０原子％Ｎｉ合金膜６３を形成する。スパッタリングの成膜温度は、室温とした。次に、フォトリソグラフィによってレジストをパターニングした後、レジストをマスクとしてＡｌ−２．０原子％Ｎｉ合金膜６３をエッチングすることにより、ソース電極２８と、ドレイン電極２９とが形成される（図４（ｆ））。更に、ソース電極２８およびドレイン電極２９をマスクとして、ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜５６をドライエッチングして除去する（図４（ｇ））。

次に、例えばプラズマ窒化装置などを用いて厚さ３００ｎｍ程度のＳｉ窒化膜（保護膜）を形成する（不図示）。このときの成膜は、約２００℃で行なった。次に、Ｓｉ窒化膜３０上にレジストをパターニングし、ドライエッチング等を行うことによってコンタクトホール５７を形成する。

次に、例えば酸素プラズマによるアッシング工程を経た後、例えばアミン系等の剥離液を用いてフォトレジスト層（不図示）を剥離する。最後に、厚さ５０ｎｍ程度のＩＴＯ膜（酸化インジウムに１０質量％の酸化スズを添加）を成膜する。次いで、ウェットエッチングによるパターニングを行って透明画素電極５を形成すると、ＴＦＴ基板が完成する。

本実施形態によれば、アモルファスシリコンチャネル薄膜が窒素含有層を介してＡｌ−Ｎｉ合金薄膜と接続されているだけでなく、当該Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜は、更にＩＴＯ膜とも直接接続されたＴＦＴ基板が得られる。

上記では、透明画素電極５として、ＩＴＯ膜を用いたが、ＩＺＯ膜を用いてもよい。また、活性半導体層としてアモルファスシリコンの代わりにポリシリコンを用いてもよい。

このようにして得られるＴＦＴ基板を使用し、例えば、以下に記載の方法によって、前述した図１に示す液晶表示装置を作製する。

まず、上記のようにして作製したＴＦＴ基板１の表面に、例えばポリイミドを塗布し、乾燥してからラビング処理を行って配向膜を形成する。

一方、対向基板２は、ガラス基板上に、例えばクロムをマトリスク状にパターニングすることによって遮光膜９を形成する。次に、遮光膜９の間隙に、樹脂製の赤、緑、青のカラーフィルタ８を形成する。遮光膜９とカラーフィルタ８上に、ＩＴＯ膜のような透明導電性膜を共通電極７として配置することによって対向電極を形成する。そして、対向電極の最上層に例えばポリイミドを塗布し、乾燥した後、ラビング処理を行って配向膜１１を形成する。

次いで、ＴＦＴ基板１と対向基板２の配向膜１１が形成されている面とを夫々対向するように配置し、樹脂製などのシール材１６により、液晶の封入口を除いてＴＦＴ基板１と対向基板２２枚とを貼り合わせる。このとき、ＴＦＴ基板１と対向基板２との間には、スペーサー１５を介在させるなどして２枚の基板間のギャップを略一定に保つ。

このようにして得られる空セルを真空中に置き、封入口を液晶に浸した状態で徐々に大気圧に戻していくことにより、空セルに液晶分子を含む液晶材料を注入して液晶層を形成し、封入口を封止する。最後に、空セルの外側の両面に偏光板１０を貼り付けて液晶パネルを完成させる。

次に、図１に示したように、液晶表示装置を駆動するドライバ回路１３を液晶パネルに電気的に接続し、液晶パネルの側部あるいは裏面部に配置する。そして、液晶パネルの表示面となる開口を含む保持フレーム２３と、面光源をなすバックライト２２と導光板２０と保持フレーム２３によって液晶パネルを保持し、液晶表示装置を完成させる。

（実施例１）
以下の実施例１〜実施例５では、本発明のように窒素含有層を含むソース−ドレイン電極を用いれば、バリアメタル層を省略しても優れたＴＦＴ特性が得られることを調べる目的で、種々の実験を行った。実験条件および評価方法は以下のとおりである。

（ソース−ドレイン電極）
実施例１から４では、前述した実施形態１に記載のソース−ドレイン電極（Ａｌ−２．０原子％Ｎｉを使用）を用いた。実施例５では、前述した実施形態１において、Ａｌ−２．０原子％Ｎｉの代わりに純Ａｌを用いた。実施例１と、実施例２から実施例４とは、以下に説明するように、ソース−ドレイン電極用の窒素含有層の形成方法のみが相違しており、実施例１は、実施形態１に詳述したプラズマ窒化法を、実施例２は熱窒化法を、実施例３および４はアミノ化法を、それぞれ、採用している。

（実施例２）
前述した実施形態１において、窒素含有層を以下のようにして作製した。

まず、実施形態１と同様にしてｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜（ｎ^＋ａ−Ｓｉ−Ｈ）５６を形成する。次に、Ｓｉ窒化膜の形成に用いたのと同じプラズマ窒化装置内にて、キャリアガスとして窒素を用い、３５０℃で３０分間加熱した。加熱後、前述した実施形態１と同様にして表面を分析した結果、厚さ約６ｎｍの窒素含有層が形成されていることが確認された。

（実施例３）
前述した実施形態１において、窒素含有層を以下のようにして作製した。

まず、実施形態１と同様にしてｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜（ｎ^＋ａ−Ｓｉ−Ｈ）５６を形成する。次に、これを紫外線照射装置に設置し、窒素ガスを供給しながら、波長２５４ｎｍの紫外線を６０分間照射した。加熱後、前述した実施形態１と同様にして表面を分析した結果、厚さ約３ｎｍの窒素含有層が形成されていることが確認された。

（実施例４）
前述した実施形態１において、窒素含有層を以下のようにして作製した。

まず、実施形態１と同様にしてｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜（ｎ^＋ａ−Ｓｉ−Ｈ）５６を形成する。次に、これをアンモニア水溶液（濃度１ｖｏｌ％）中に浸漬し、波長２５４ｎｍの紫外線を表面に６０分間照射した。加熱後、前述した実施形態１と同様にして表面を分析した結果、厚さ約２ｎｍの窒素含有層が形成されていることが確認された。

（実施例５）
前述した実施形態１において、Ａｌ−２．０原子％Ｎｉの代わりに純Ａｌを用いたこと以外は、実施形態１と同様にしてＴＦＴを作製した（窒素含有層の厚さ約５．８ｎｍ）。

（実験に供したＴＦＴ）
ここでは、ＴＦＴ特性を簡易に調べるため、実施形態１の図４（ｇ）に示すＴＦＴに対し、３００℃で３０分間のアニールを行ったものを実験に供した。このアニール条件は、ＴＦＴ基板の製造工程で、熱履歴が最大となるＳｉ窒化膜（保護膜）の成膜工程の加熱処理を想定して設定されたものである。本実施例に供したＴＦＴは、現実のＴＦＴ基板のように種々の成膜工程が施されて完成されたものではないが、上記のアニールを行ったＴＦＴは、実際のＴＦＴ基板のＴＦＴ特性をほぼ反映していると考えられる。

（ＳｉとＡｌとの相互拡散の評価）
上記のＴＦＴを用い、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ−Ｎｉ合金または純Ａｌとの界面を観察してＳｉとＡｌとの相互拡散の有無を調べた。詳細には、上記界面を断面ＴＥＭ（cross-sectional Transmission Electron Microscopy、倍率６０万倍）を用いて観察するとともに、上記界面におけるＳｉとＡｌとの相互拡散をＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray Fluorescence Spectroscopy）法で定量分析した。

（ＴＦＴ特性の評価）
上記のＴＦＴを用い、ＴＦＴのドレイン電流−ゲート電圧のスイッチング特性を調べた。これによっても、ＳｉとＡｌとの相互拡散を間接的に評価することができる。ここでは、ＴＦＴのスイッチングのオフ時に流れるリーク電流（ゲート電圧に負電圧を印加したときのドレイン電流値、オフ電流）と、ＴＦＴのスイッチングのオン時に流れるオン電流とを以下のようにして測定した。

ゲート長（Ｌ）１０μｍ、ゲート幅（Ｗ）１００μｍ、Ｗ／Ｌの比が１０のＴＦＴを用い、ドレイン電流およびゲート電圧を測定した。測定時のドレイン電圧は１０Ｖとした。オフ電流はゲート電圧（−３Ｖ）を印加したときの電流と定義し、オン電流はゲート電圧が２０Ｖとなるときの電圧と定義した。

このようにして測定される各ＴＦＴ特性は、従来例のＴＦＴ特性を基準値として以下のように評価した。従来例として、純Ａｌの薄膜とＣｒのバリアメタル層とからなるソース−ドレイン電極を用いて上記と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を測定した。従来例のオン電流は１．２×１０^−５Ａであり、従来例のオフ電流は４．０×１０^−１３Ａであった。この値を基準値とし、オフ電流が、上記基準値の１桁の増加の範囲内（４．０×１０^−１２Ａ以下）に含まれるものを良好（○）、上記範囲を超えるものを不良（×）とした。また、オン電流は、上記基準値の２０％以内の減少の範囲内（９．６×１０^−６Ａ以下）に含まれるものを良好（○）、上記範囲を超えるものを不良（×）とした。

（結果）
図５に、実施例１における断面ＴＥＭ写真を示す。図５に示すように、アモルファスシリコンチャネル薄膜とソース−ドレイン電極用Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜との界面付近に窒素含有層（窒化物層）が形成されている。図５において、白く光っている部分（矢印部分）はＡｌ_３Ｎｉの析出物である。

また、上記界面をＥＤＸ法によって分析した結果、ＳｉとＡｌとの相互拡散は見られず、平坦な界面が形成されていることが確認された。

上記と同様の結果は、他の実施例２から５においても、同様に認められた（写真の添付は省略する）。

次に、実施例１から５のＴＦＴ特性の結果を表１にまとめて示す。

表１に示すように、本実施例のＴＦＴを用いれば、いずれの方法によって窒素含有層を形成したとしても、従来例とほぼ同程度の良好なＴＦＴ特性が得られた。

これらの結果より、本実施形態のソース−ドレイン電極を用いれば、下部バリアメタル層を省略しても、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ系合金膜との界面におけるＳｉとＡｌとの相互拡散を有効に防止できる結果、良好なＴＦＴ特性を実現できることが確認された。

なお、比較のため、前述した特許文献５に記載の方法に基づき、純Ａｌ薄膜の下層にＡｌＮ層を形成したところ、Ａｌ薄膜が剥離した。そのため、ＴＦＴ特性の評価は行わなかった。Ａｌ薄膜が剥離した理由は、ＡｌＮ層がＡｌ薄膜の下層にのみ形成されているため、Ａｌ合金に大きな応力が生じたためと考えられる。

（実施例６）
本実施例では、上記実施例１において、プラズマ窒化法の条件（プラズマ照射時間）を表２に示すように種々変化させたときのＴＦＴ特性を実施例１と同様にして評価した。表２において、窒素含有層の厚さ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比、およびＮの面密度は、前述した方法によって測定した。

比較のため、前述した実施例１において、窒素含有層の形成を行わなかったこと以外は実施例１と同様にして比較例のＴＦＴを作製した。次に、このＴＦＴを用い、実施例１と同様にして、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ−Ｎｉ合金薄膜との界面を観察するとともに、ＴＦＴ特性を評価した。

図６に、比較例の断面写真を示す。図６に示すように、アモルファスシリコンチャネル薄膜内およびソース−ドレイン電極用Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜内には、いずれも、多くのボイド（図６の矢印部分）が観察されており、このことは、上記界面でＡｌとＳｉとの相互拡散が頻繁に行われたことを示唆している。また、上記界面をＥＤＸ法によって分析した結果、ＳｉとＡｌとの相互拡散が顕著に見られた。

次に、実施例６および比較例（窒素含有層なし）のＴＦＴ特性の結果を表２にまとめて示す。表２には、参考のため、表１の従来例の結果を併記している（Ｎｏ．１）。

表２において、Ｎｏ．４から７および９は、窒素含有層が本発明の好ましい要件を満足する本発明例であり、Ｎｏ．２は窒素含有層を有しない比較例、Ｎｏ．３および８は、窒素含有層が本発明の好ましい要件を満足しない比較例である。本発明例のうち、Ｎｏ．４から７はＡｌ−Ｎｉ合金層を含み、Ｎｏ．９は純Ａｌ層を含んでいる。

表２より、本発明例のように、プラズマ照射時間をおおむね１分間から１０分間の範囲内に設定し、窒素含有層の厚さ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比、およびＮの面密度が適切に制御されたものは、いずれも、従来例と同程度の良好なＴＦＴ特性が得られた。

これに対し、比較例では、従来例に比べてＴＦＴ特性の劣化が著しく見られた。比較例のＮｏ．８において、ＴＦＴ特性が低下した原因は、詳細には不明であるが、プラズマ照射時間が長くなると窒素含有層も厚くなり、アモルファスシリコンチャネル薄膜に損傷が生じたこと、プラズマ中に微量の酸素が混入してアモルファスシリコンチャネル薄膜の表面でＳｉの酸化が生じたことなどが主に考えられる。

（実施例７）
本実施例では、上記実施例１において、Ａｌ−Ｎｉ合金のＮｉ含有量の範囲を表３に示すように変化させたこと以外は実施例１と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を評価した。プラズマ窒化法の条件は実施例１と同じであり、プラズマ照射時間は３分間、窒素含有層の厚さは約５．８ｎｍ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比は１．０、Ｎの面密度は６．８×１０^１５ｃｍ^−２である。

これらの結果を表３にまとめて示す。

表３に示すように、Ｎｉ含有量を０．１原子％から６原子％の範囲内に変化させたＡｌ−Ｎｉ合金を用いて作製したＴＦＴは、いずれも、良好なＴＦＴ特性が見られた。

（実施例８）
本実施例では、上記実施例１において、Ａｌ−２．０原子％Ｎｉ合金に第三成分としてＬａまたはＮｄを添加し、ＬａおよびＮｄの含有量を表４に示すように変化させたこと以外は実施例１と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を評価した。更に、Ａｌ−０．１原子％Ｎｉ合金に第三成分としてＬａまたはＮｄを添加し、ＬａおよびＮｄの含有量を表４に示すように変化させたこと以外は実施例１と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を評価した。プラズマ窒化法の条件は実施例１と同じであり、プラズマ照射時間は３分間、窒素含有層の厚さは約５．８ｎｍ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比は１．０、Ｎの面密度は６．８×１０^１５ｃｍ^−２である。

これらの結果を表４にまとめて示す。

表４に示すように、Ｌａを０．１原子％から２．０原子％の範囲で含むＡｌ−０．１原子％Ｎｉ−Ｌａ合金およびＡｌ−２．０原子％Ｎｉ−Ｌａ合金、並びにＮｄを０．１原子％から２．０原子％の範囲で含むＡｌ−０．１原子％Ｎｉ−Ｎｄ合金およびＡｌ−２．０原子％Ｎｉ−Ｎｄ合金を用いて作製したＴＦＴは、いずれも、良好なＴＦＴ特性が見られた。

（実施例９）
本実施例では、上記実施例１において、Ａｌ−２．０原子％Ｎｉ合金に第三成分として表５に示す種々の元素（前述したグループＸ１に属する元素）を０．３原子％添加したこと以外は実施例１と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を評価した。プラズマ窒化法の条件は実施例１と同じであり、プラズマ照射時間は３分間、窒素含有層の厚さは約５．８ｎｍ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比は１．０、Ｎの面密度は６．８×１０^１５ｃｍ^−２である。

これらの結果を表５にまとめて示す。

表５に示すように、グループＸ１の元素を含むＡｌ−Ｎｉ−Ｘ１合金を用いて作製したＴＦＴは、いずれも、良好なＴＦＴ特性が見られた。

（実施例１０）
本実施例では、上記実施例１において、Ａｌ−２．０原子％Ｎｉ合金に第三成分として表６に示す種々の元素（前述したグループＸ２に属する元素）を１．０原子％添加したこと以外は実施例１と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を評価した。プラズマ窒化法の条件は実施例１と同じであり、プラズマ照射時間は３分間、窒素含有層の厚さは約５．８ｎｍ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比は１．０、Ｎの面密度は６．８×１０^１５ｃｍ^−２である。

これらの結果を表６にまとめて示す。

表６に示すように、グループＸ２の元素を含むＡｌ−Ｎｉ−Ｘ２合金を用いて作製したＴＦＴは、いずれも、良好なＴＦＴ特性が見られた。

（実施例１１）
以下の実施例１１〜実施例１３では、窒素含有層の窒素の面密度（Ｎ１）と酸素の面密度（Ｏ１）との比（Ｎ１／Ｏ１）がＴＦＴ特性に及ぼす影響を調べるため、窒素含有層の作製条件（ガス圧力、成膜温度、ガスの組成）を以下のように変化させて実験を行なった。

本実施例では、圧力を３３〜３９９Ｐａの範囲で変化させたときの、Ｎ１／Ｏ１の比に及ぼす影響を調べた。

実験は、前述した実施形態に記載の方法を若干変更して行なった。以下では、前述した実施形態と同様、図４を参照しながら、ソース−ドレイン電極を作製する方法を詳しく説明する。

まず、図４（ａ）に示すように、ガラス基板１ａ上に、スパッタリング等の方法を用いて、厚さ２００ｎｍ程度のＡｌ系合金薄膜（Ａｌ−２．０原子％Ｎｄ）６１および厚さ５０ｎｍ程度のＭｏ薄膜（不図示）を順次積層する。スパッタリングの成膜温度は、室温とした。この積層薄膜上に、図４（ｂ）に示すように、フォトリソグラフィによってレジスト６２をパターニングした後、レジスト６２をマスクとしてＡｌ系合金薄膜６１およびＭｏ薄膜５２の積層膜をエッチングすることにより、ゲート電極２６を形成する（図４（ｃ））。このとき、後に成膜されるゲート絶縁膜２７のカバレッジ性が良くなるように、上記積層薄膜の周縁を約３０°〜６０°のテーパー状にエッチングしておくのがよい。

次いで、図４（ｄ）に示すように、プラズマＣＶＤ法を用いて、厚さ約３００ｎｍ程度のＳｉ窒化膜（ゲート絶縁膜）２７を形成する。プラズマＣＶＤ法の成膜温度は、約３２０℃とした。続いて、例えば、プラズマＣＶＤ法等の方法を用いて、Ｓｉ窒化膜（ゲート絶縁膜）２７の上に、厚さ約２００ｎｍのアンドープト水素化アモルファスシリコン膜（ａ−Ｓｉ−Ｈ）５５および厚さ約８０ｎｍのリンをドーピングしたｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜（ｎ^＋ａ−Ｓｉ−Ｈ）５６を順次積層する。ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜は、ＳｉＨ_４、ＰＨ_３を原料としたプラズマＣＶＤを行うことによって形成される。このときの成膜温度は、３２０℃とした。

次に、Ｓｉ窒化膜の形成に用いたのと同じプラズマＣＶＤ装置の同一のチャンバー内に基板を保持したまま、アモルファスシリコン膜の成膜に用いた原料ガスを排除した。次いで、チャンバー内に、キャリアガスとして窒素のみを供給してプラズマを発生させ、低抵抗アモルファスシリコン膜（ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜５６）の表面を１分間処理し、図４（ｅ）に示すように、窒素含有層６０を形成した。プラズマに印加した高周波（ＲＦ）パワー密度は０．７２Ｗ／ｃｍ^２とであり、基板の温度はアモルファスシリコンの成膜温度と同じ３２０℃とした。

なお、本実施例では、ガス圧力を３３〜３９９Ｐａの範囲で変化させたが、プラズマを安定して供給できたのは、せいぜい、１３３Ｐａまでであったため、１３３Ｐａを超える圧力下で行なったものについては、以下のＴＦＴ作製工程を行なわなかった。

次いで、図４（ｆ）に示すように、窒素含有層６０の上に、スパッタリング等の方法を用いて、厚さ３００ｎｍ程度のＡｌ−２．０原子％Ｎｉ合金膜６３を形成する。スパッタリングの成膜温度は、室温とした。次に、フォトリソグラフィによってレジストをパターニングした後、レジストをマスクとしてＡｌ−２．０原子％Ｎｉ合金膜６３をエッチングすることにより、ソース電極２８と、ドレイン電極２９とが形成される（図４（ｆ））。更に、ソース電極２８およびドレイン電極２９をマスクとして、ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜５６をドライエッチングして除去する（図４（ｇ））。

このようにして作製したＴＦＴに対し、３００℃で３０分間のアニールを行った。このアニール条件は、ＴＦＴ基板の製造工程で、熱履歴が最大となるＳｉ窒化膜（保護膜）の成膜工程の加熱処理を想定して設定されたものである。本実施例に供したＴＦＴは、現実のＴＦＴ基板のように種々の成膜工程が施されて完成されたものではないが、上記のアニールを行ったＴＦＴは、実際のＴＦＴ基板のＴＦＴ特性をほぼ反映していると考えられる。

（ＴＦＴ特性の評価）
上記のＴＦＴを用い、ＴＦＴのドレイン電流−ゲート電圧のスイッチング特性を調べた。詳細には、前述した実施例１と同様にして、オフ電流およびオン電流を測定し、スイッチング特性を評価した。

実施例１１のＴＦＴ特性の結果を表７にまとめて示す。参考のため、従来例として、純Ａｌの薄膜とＣｒのバリアメタル層とからなるソース−ドレイン電極を用いて上記と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を測定した結果を表７に併記している。

表７に示すように、５５〜１３３Ｐａの圧力下で窒素プラズマ処理を行い、Ｎ１／Ｏ１の比が１．０以上に制御されたＮｏ．６〜１１では、従来例のＮｏ．１とほぼ同程度の良好なＴＦＴ特性が得られた。

これに対し、５０Ｐａ以下の圧力下で窒素処理を行い、Ｎ１／Ｏ１の比が１．０未満のＮｏ．３〜５、および窒素プラズマ処理を行わなかったＮｏ．２では、ＴＦＴ特性が低下した。

このうち、４０〜５０Ｐａの圧力下で窒素プラズマ処理を行ったＮｏ．４、５ではオン電流が低下したが、これは、Ｎ１／Ｏ１の比が１．０未満に低下し、窒素含有層中の絶縁性が上昇したためと考えられる。

また、３３Ｐａの圧力下で窒素プラズマ処理を行ったＮｏ．３では、オン電流の低下とオフ電流の増加の両方が見られたが、これは、窒素プラズマ処理が不充分なため、拡散バリアとして有効に作用する層が得られず、ＳｉとＡｌとの相互拡散が発生したことに起因すると考えられる。

（実施例１２）
本実施例では、プラズマ処理温度を２８０〜３４０℃の範囲で変化させたときの、Ｎ１／Ｏ１の比に及ぼす影響を調べた。

実験は、前述した実施例１１において、圧力を６７Ｐａとし、処理温度を上記のように変化させたこと以外は実施例１１と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を評価した。

実施例１２のＴＦＴ特性の結果を表８にまとめて示す。参考のため、従来例（純Ａｌの薄膜とＣｒのバリアメタル層とからなるソース−ドレイン電極を使用）の結果を表８に併記している。

表８に示すように、３００〜３４０℃の温度で窒素プラズマ処理を行い、Ｎ１／Ｏ１の比が１．０以上に制御されたＮｏ．４〜８は、従来例のＮｏ．１とほぼ同程度の良好なＴＦＴ特性が得られた。

これに対し、３００℃未満の温度で窒素プラズマ処理を行い、Ｎ１／Ｏ１の比が１．０未満のＮｏ．２〜３では、オン電流が低下し、ＴＦＴ特性が低下した。これは、Ｎ１／Ｏ１の比が１．０未満に低下し、窒素含有層中の絶縁性が上昇したためと考えられる。

（実施例１３）
本実施例では、ガスの組成がＮ１／Ｏ１の比に及ぼす影響を調べた。
実験は、前述した実施例１１において、圧力を６７Ｐａ、温度を３２０℃とし、ガスの組成を、１００％Ｎ_２単独（表８のＮｏ．１）、および１００％Ｎ_２＋２５％のＮＨ_３の混合ガス（表８のＮｏ．２）の条件下で窒素プラズマ処理を行った。

実施例１３のＴＦＴ特性の結果を表９にまとめて示す。参考のため、従来例（純Ａｌの薄膜とＣｒのバリアメタル層とからなるソース−ドレイン電極を使用）の結果を表８に併記している。

表９に示すように、いずれのガスを用いた場合にも、良好なＴＦＴ特性が得られたが、特に、還元性元素含有ガス（ＮＨ_３）を含む混合ガス下で窒素プラズマ処理を行い、Ｎ１／Ｏ１の比が１．０以上に制御されたＮｏ．３では、還元性元素含有ガスを含まないＮｏ．２に比べ、オン電流が増加し、従来例のＮｏ．１とほぼ同程度の優れたＴＦＴ特性が得られた。これは、ＮＨ_３を添加することによって半導体層の酸化が一層抑えられたためと考えられる。

（実施例１４）
本実施例では、半導体形成装置と同一のチャンバー内で、半導体層の成膜温度と同じ温度で窒素含有層を作製したときのＴＦＴ特性を調べた。

実験は、前述した実施例１１に記載の方法を若干変更して行なった。以下では、前述した実施例１１と同様、図４を参照しながら、ソース−ドレイン電極を作製する方法を詳しく説明する。

まず、図４（ａ）に示すように、ガラス基板１ａ上に、スパッタリング等の方法を用いて、厚さ２００ｎｍ程度のＡｌ系合金薄膜（Ａｌ−２．０原子％Ｎｄ）６１および厚さ５０ｎｍ程度のＭｏ薄膜（不図示）を順次積層する。スパッタリングの成膜温度は、室温とした。この積層薄膜上に、図４（ｂ）に示すように、フォトリソグラフィによってレジスト６２をパターニングした後、レジスト６２をマスクとしてＡｌ系合金薄膜６１およびＭｏ薄膜５２の積層膜をエッチングすることにより、ゲート電極２６を形成する（図４（ｃ））。このとき、後に成膜されるゲート絶縁膜２７のカバレッジ性が良くなるように、上記積層薄膜の周縁を約３０°〜６０°のテーパー状にエッチングしておくのがよい。

次いで、図４（ｄ）に示すように、プラズマＣＶＤ法を用いて、厚さ約３００ｎｍ程度のＳｉ窒化膜（ＳｉＯｘ、ゲート絶縁膜）２７を形成する。プラズマＣＶＤ法の成膜温度は、約３２０℃とした。続いて、例えば、プラズマＣＶＤ法等の方法を用いて、Ｓｉ窒化膜（ゲート絶縁膜）２７の上に、厚さ約２００ｎｍのアンドープト水素化アモルファスシリコン膜（ａ−Ｓｉ−Ｈ）５５および厚さ約８０ｎｍのリンをドーピングしたｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜（ｎ^＋ａ−Ｓｉ−Ｈ）５６を順次積層する。ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜は、ＳｉＨ_４、ＰＨ_３を原料としたプラズマＣＶＤを行うことによって形成される。このときの成膜温度は、３２０℃とした。

次に、酸化シリコン膜の形成に用いたのと同じプラズマＣＶＤ装置の同一のチャンバー内に基板を保持したまま、アモルファスシリコン膜の成膜に用いた原料ガスを排除した。次いで、チャンバー内に、キャリアガスとして窒素のみを供給してプラズマを発生させ、低抵抗アモルファスシリコン膜（ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜５６）の表面を１分間処理し、図４（ｅ）に示すように、窒素含有層６０を形成した。プラズマに印加した高周波（ＲＦ）パワー密度は０．７２Ｗ／ｃｍ^２とであり、基板の温度はアモルファスシリコンの成膜温度と同じ３２０℃、ガス圧力は６７Ｐａとした。

表面をＲＢＳ法およびＸＰＳ法で分析した結果、表面から約４．０ｎｍの深さにわたって窒素含有層が存在することが確認された。すなわち、本実施例により、低抵抗アモルファスシリコン膜の表面に厚さ約４．０ｎｍの窒素含有層が形成されていることが確認された。

次いで、図４（ｆ）に示すように、窒素含有層６０の上に、スパッタリング等の方法を用いて、厚さ３００ｎｍ程度のＡｌ−２．０原子％Ｎｉ合金膜６３を形成する。スパッタリングの成膜温度は、室温とした。次に、フォトリソグラフィによってレジストをパターニングした後、レジストをマスクとしてＡｌ−２．０原子％Ｎｉ合金膜６３をエッチングすることにより、ソース電極２８と、ドレイン電極２９とが形成される（図４（ｆ））。更に、ソース電極２８およびドレイン電極２９をマスクとして、ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜５６をドライエッチングして除去する（図４（ｇ））。

このようにして作製したＴＦＴに対し、３００℃で３０分間のアニールを行った。このアニール条件は、ＴＦＴ基板の製造工程で、熱履歴が最大となるＳｉ窒化膜（保護膜）の成膜工程の加熱処理を想定して設定されたものである。本実施例に供したＴＦＴは、現実のＴＦＴ基板のように種々の成膜工程が施されて完成されたものではないが、上記のアニールを行ったＴＦＴは、実際のＴＦＴ基板のＴＦＴ特性をほぼ反映していると考えられる。

（ＳｉとＡｌとの相互拡散の評価）
上記のＴＦＴを用い、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ−Ｎｉ合金または純Ａｌとの界面を観察してＳｉとＡｌとの相互拡散の有無を調べた。詳細には、前述した実施例１と同様にして、上記界面を断面ＴＥＭ（倍率６０万倍）を用いて観察するとともに、上記界面におけるＳｉとＡｌとの相互拡散をＥＤＸ法で定量分析した。

（ＴＦＴ特性の評価）
上記のＴＦＴを用い、ＴＦＴのドレイン電流−ゲート電圧のスイッチング特性を調べた。詳細には、前述した実施例１１と同様にして作製したＴＦＴを用い、実施例１１と同様にしてオフ電流およびオン電流を測定し、評価した。

（結果）
図９に、実施例１４における断面ＴＥＭ写真を示す。図９に示すように、アモルファスシリコンチャネル薄膜とソース−ドレイン電極用Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜との界面付近に窒素含有層（窒化物層）が形成されている。図９において、黒く見える部分（矢印部分）はＡｌ_３Ｎｉの析出物である。

また、上記界面をＥＤＸ法によって分析した結果、ＳｉとＡｌとの相互拡散は見られず、平坦な界面が形成されていることが確認された。

ＴＦＴ特性の結果は以下のとおりであり、従来例とほぼ同程度の良好なＴＦＴ特性が得られた。
オフ電流４．０×１０^−１３Ａ、オン電流１．２×１０^−５Ａ

（実施例１５）
本実施例では、半導体形成装置と同一のチャンバー及び半導体層のガスに窒素を添加した混合ガスの条件下で行なった場合（実施例１５）について、これらがＴＦＴ特性に及ぼす影響を調べるために実験を行なった。

本実施例では、前述した実施例１４の条件下（半導体形成装置と同一のチャンバー内で、半導体層の成膜温度と同じ温度）で、且つ、ガス組成を、半導体層形成に用いられるガスと窒素含有ガスとの混合ガスとして、窒素含有層を作製したときのＴＦＴ特性を調べた。

実験は、前述した実施例１４と同様にして、アモルファスシリコン膜と、膜厚約８０ｎｍの低抵抗アモルファスシリコン膜を成膜した。

次に、プラズマの発生を一旦停止した後、チャンバー内にアモルファスシリコン膜を成膜するための原料ガス（ＳｉＨ_４）をそのまま流した状態で、キャリアガスとして窒素のみを供給してプラズマを発生させ、低抵抗アモルファスシリコン膜の表面を１０秒間処理した。プラズマに印加したＲＦパワー密度は０．０７Ｗ／ｃｍ^２、基板の温度は、アモルファスシリコンの成膜温度と同じ３２０℃、ガス圧は６７Ｐａとした。

表面をＲＢＳ法およびＸＰＳ法で分析した結果、表面から約６ｎｍの深さにわたって窒素含有層が存在することが確認された。すなわち、本実施例により、低抵抗アモルファスシリコン膜の表面に厚さ約７ｎｍの窒素含有層が形成されていることが確認された。

次いで、前述した実施例１４と同様にしてＴＦＴを作製した後、アニール処理を行った。

（評価）
前述した実施例１４と同様にして、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ−Ｎｉ合金または純Ａｌとの界面を、断面ＴＥＭ（倍率６０万倍）を用いて観察するとともに、上記界面におけるＳｉとＡｌとの相互拡散をＥＤＸ法で定量分析した。

また、前述した実施例１４と同様にしてオフ電流およびオン電流を測定し、ＴＦＴのドレイン電流−ゲート電圧のスイッチング特性を調べた。

（結果）
図１０に、実施例１５における断面ＴＥＭ写真を示す。図１０に示すように、アモルファスシリコンチャネル薄膜とソース−ドレイン電極用Ａｌ−Ｎｉ合金薄膜との界面付近に窒素含有層（窒化物層）が形成されている。図１０において、黒く見える部分（矢印部分）はＡｌ_３Ｎｉの析出物である。

また、上記界面をＥＤＸ法によって分析した結果、ＳｉとＡｌとの相互拡散は見られず、平坦な界面が形成されていることが確認された。

ＴＦＴ特性の結果は以下のとおりであり、従来例とほぼ同程度の良好なＴＦＴ特性が得られた。
オフ電流４．０×１０^−１３Ａ、オン電流１．０×１０^−５Ａ

（実施例１６）
以下の実施例では、本発明のようにＡｌ−Ｎｉ合金と窒素含有層とからなるソース−ドレイン電極を用いれば、バリアメタル層を省略してＡｌ−Ｎｉ合金薄膜を透明画素電極と直接接続しても、良好なダイレクト接触抵抗（コンタクト抵抗）および耐熱性が得られることを調べた。

具体的には、表１０に示す種々のソース−ドレイン電極の上（Ａｌ系合金の上）にＩＴＯ膜が形成された試料を以下のスパッタリング条件で形成した。アルゴンガス雰囲気下、３ｍＴｏｒｒの圧力、２００℃で２０分間の加熱。ソース−ドレイン電極は、表７に示すように、プラズマ窒化法の条件を種々変化させて窒素含有層の厚さなどを変えている。ＩＴＯ膜は、酸化インジウムに１０質量％の酸化スズを加えたものを使用した。

上記試料を用い、ダイレクト接触抵抗（コンタクト抵抗）およびヒロックの発生率（耐熱性）を以下のようにして測定し、評価した。

コンタクト抵抗率の測定法
図７に示すケルビンパターン（コンタクトホールサイズ：１０μｍ角）を作製し、４端子測定［ＩＴＯ−Ａｌ合金に電流を流し、別の端子でＩＴＯ（またはＩＺＯ）−Ａｌ合金間の電圧降下を測定する方法］を行った。すなわち、図７のＩ_１―Ｉ_２間に電流Ｉを流し、Ｖ₁−Ｖ₂間の電圧Ｖをモニターすることにより、接触部Ｃのダイレクト接触抵抗率Ｒを［Ｒ＝（Ｖ₂−Ｖ₁）／Ｉ₂］として求めた。コンタクト抵抗率は、Ｃｒ薄膜とＩＴＯとの
コンタクト抵抗率（２×１０^−４Ω・ｃｍ^２以下）を基準値とし、上記基準値の範囲内にあるものを良好（○）、上記基準値を超えるものを不良（×）とした。

ヒロックの発生率（耐熱性）
上記試料に対し、１０μｍ幅のラインアンドスペースパターンを形成し、２５０℃×３０分の真空熱処理を行った後、ＳＥＭで配線表面を観察し、直径０．１μｍ以上のヒロックの個数をカウントする。ヒロック密度が１×１０⁹個／ｍ²以下のものを良好（○）、１×１０⁹個／ｍ²超のものを不良（×）とした。

これらの結果を表１０にまとめて示す。表１０には、表２に示すＴＦＴ特性の結果も併記している。「総合評価」の欄には、コンタクト抵抗率およびＴＦＴ特性を総合的に評価した結果を示す。「総合評価」中、「○」は、コンタクト抵抗率およびＴＦＴ特性がいずれも良好（○）のものを意味し、「×」は、コンタクト抵抗率およびＴＦＴ特性の少なくとも一方が不良（×）のものを意味する。

表１０において、Ｎｏ．４から７は、Ａｌ−Ｎｉ合金を含み、且つ、窒素含有層が本発明の好ましい要件を満足する本発明例であり、Ｎｏ．２は窒素含有層を有しない比較例、Ｎｏ．３および８は、窒素含有層が本発明の好ましい要件を満足しない比較例である。Ｎｏ．９は純Ａｌ層を含む比較例である。

表１０より、本発明例のように、プラズマ照射時間をおおむね１分間から１０分間の範囲内に設定し、窒素含有層の厚さ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比、およびＮの面密度が適切に制御されたものは、いずれも、従来例と同程度の良好なコンタクト抵抗率および耐熱性が得られた。

これに対し、Ｎｏ．３、８、および９の比較例では、いずれも、従来例に比べて上記特性が著しく劣化した。このうち、所定の窒素含有層を含むが従来の純Ａｌ層を用いたＮｏ．９では、ＴＦＴ特性は良好であるたが、コンタクト抵抗率および耐熱性が低下するため、ＩＴＯ膜と直接接続させることはできなかった。

（実施例１７）
本実施例では、Ａｌ−Ｎｉ合金中のＮｉ含有量、およびＡｌ−Ｎｉ合金に第三成分としてＬａを含有するＡｌ−Ｎｉ−Ｌａ合金中のＮｉ含有量を表１１に示すように変化させたこと以外は実施例１６と同様にして試料を作製し、コンタクト抵抗率および耐熱性を評価した。プラズマ窒化法の条件は実施例１と同じであり、プラズマ照射時間は３分間、窒素含有層の厚さは約５．８ｎｍ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比は１．０、Ｎの面密度は６．８×１０^１５ｃｍ^−２である。

これらの結果を表１１にまとめて示す。

表１１より以下のように考察することができる。

まず、第三成分を含有しないＡｌ−Ｎｉ合金を用いて作製した試料では、Ｎｉ含有量を０．１原子％から６原子％の範囲内に変化させても、コンタクト抵抗率に優れており、更に、Ｎｉ含有量を０．３原子％以上にすると、耐熱性も改善された。

一方、第三成分を含有するＡｌ−Ｎｉ−Ｌａ合金を用いて作製した試料では、Ｎｉ含有量を０．１原子％から６原子％の範囲内に変化させても、コンタクト抵抗率および耐熱性の双方に優れていた。

（実施例１８）
本実施例では、上記実施例１６において、Ａｌ−２．０原子％Ｎｉ合金に第三成分としてＬａまたはＮｄを添加し、ＬａおよびＮｄの含有量を表９に示すように変化させたこと以外は実施例１６と同様にして試料を作製し、コンタクト抵抗率および耐熱性を評価した。プラズマ窒化法の条件は実施例１と同じであり、プラズマ照射時間は３分間、窒素含有層の厚さは約５．８ｎｍ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比は１．０、Ｎの面密度は６．８×１０^１５ｃｍ^−２である。

これらの結果を表１２にまとめて示す。

表１２に示すように、Ｌａを０．１原子％から２．０原子％の範囲で含むＡｌ−Ｎｉ−Ｌａ合金、およびＮｄを０．１原子％から２．０原子％の範囲で含むＡｌ−Ｎｉ−Ｎｄの合金を用いて作製した試料は、いずれも、良好な特性が見られた。

（実施例１９）
本実施例では、上記実施例１６において、Ａｌ−２．０原子％Ｎｉ合金に第三成分として表１３に示す種々の元素（前述したグループＸ１に属する元素）を０．３原子％添加したこと以外は実施例１と同様にしてＴＦＴを作製し、ＴＦＴ特性を評価した。プラズマ窒化法の条件は実施例１と同じであり、プラズマ照射時間は３分間、窒素含有層の厚さは約５．８ｎｍ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比は１．０、Ｎの面密度は６．８×１０^１５ｃｍ^−２である。

これらの結果を表１３にまとめて示す。

表１３に示すように、グループＸ１の元素を含むＡｌ−Ｎｉ−Ｘ１合金を用いて作製した試料は、いずれも、良好な特性が見られた。

（実施例２０）
本実施例では、上記実施例１において、Ａｌ−２．０原子％Ｎｉ合金に第三成分として表１４に示す種々の元素（前述したグループＸ２に属する元素）を１．０原子％添加したこと以外は実施例１６と同様にして試料を作製し、コンタクト抵抗率および耐熱性を評価した。プラズマ窒化法の条件は実施例１６と同じであり、プラズマ照射時間は３分間、窒素含有層の厚さは約５．８ｎｍ、（Ｎ原子数／Ｓｉ原子数）の比は１．０、Ｎの面密度は６．８×１０^１５ｃｍ^−２である。

これらの結果を表１４にまとめて示す。

表１４に示すように、グループＸ２の元素を含むＡｌ−Ｎｉ−Ｘ２合金を用いて作製した試料は、いずれも、良好な特性が見られた。

図１は、アモルファスシリコンＴＦＴ基板が適用される代表的な液晶パネルの構成を示す概略断面拡大説明図である。 図２は、従来の代表的なアモルファスシリコンＴＦＴ基板の構成を示す概略断面説明図である。 図３は、本発明の実施形態に係るＴＦＴ基板の構成を示す概略断面説明図である。 図４は、図３に示すＴＦＴ基板の製造工程の一部を示す工程図である。 図５は、実施例１において、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ−Ｎｉ合金薄膜との界面の断面ＴＥＭ写真である。 図６は、窒素含有層を有しない比較例において、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ−Ｎｉ合金薄膜との界面の断面ＴＥＭ写真である。 Ａｌ合金薄膜と透明画素電極との間のコンタクト抵抗率の測定に用いたケルビンパターンを示す図である。 Ａｌ合金膜の温度と応力との関係を示す図である。 図９は、実施例１４において、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ−Ｎｉ合金薄膜との界面の断面ＴＥＭ写真である。 図１０は、実施例１５において、アモルファスシリコンチャネル薄膜とＡｌ−Ｎｉ合金薄膜との界面の断面ＴＥＭ写真である。

符号の説明

１ ＴＦＴ基板
２ 対向電極
３ 液晶層
４ 薄膜トランジスタ（ＴＦＴ）
５ 透明画素電極
６ 配線部
７ 共通電極
８ カラーフィルタ
９ 遮光膜
１０ａ、１０ｂ 偏光板
１１ 配向膜
１２ ＴＡＢテープ
１３ ドライバ回路
１４ 制御回路
１５ スペーサー
１６ シール材
１７ 保護膜
１８ 拡散板
１９ プリズムシート
２０ 導光板
２１ 反射板
２２ バックライト
２３ 保持フレーム
２４ プリント基板
２５ 走査線
２６ ゲート電極
２７ ゲート絶縁膜（Ｓｉ窒化膜）
２８ ソース電極
２９ ドレイン電極
３０ 保護膜（Ｓｉ窒化膜）
３１ フォトレジスト
３２ コンタクトホール
３３ アモルファスシリコンチャネル膜（活性半導体膜）
３４ 信号線（ソース−ドレイン配線）
５１、５２、５３、５４ バリアメタル層
５５ アンドープト水素化アモルファスシリコン膜（ａ−Ｓｉ−Ｈ）
５６ ｎ^＋型水素化アモルファスシリコン膜（ｎ^＋ａ−Ｓｉ−Ｈ）
６０ 窒素含有層
６１ Ａｌ−２．０原子％Ｎｄ合金膜
６２ レジスト
６３ Ａｌ−２．０原子％Ｎｉ合金膜
１００ 液晶パネル

Claims (32)

1. 窒素含有層と純ＡｌまたはＡｌ合金の薄膜とからなり、該窒素含有層の窒素は、該薄膜トランジスタの半導体層のＳｉと結合しており、
   該純ＡｌまたはＡｌ合金の薄膜は、該窒素含有層を介して該薄膜トランジスタの半導体層と接続していることを特徴とするソース−ドレイン電極。
2. 前記窒素含有層は、Ｓｉ窒化物を主に含有する請求項１に記載のソース−ドレイン電極。
3. 前記窒素含有層は、Ｓｉの酸窒化物を含有する請求項１または２に記載のソース−ドレイン電極。
4. 前記窒素含有層の窒素は、１０^１４ｃｍ^−２以上２×１０^１６ｃｍ^−２以下の面密度（Ｎ１）を有している請求項１〜３のいずれかに記載のソース−ドレイン電極。
5. 前記窒素含有層の窒素の面密度（Ｎ１）と酸素の面密度（Ｏ１）との比（Ｎ１／Ｏ１）は１．０以上である請求項３に記載のソース−ドレイン電極。
6. 前記窒素含有層の窒素は、前記半導体層を構成するＳｉの有効ボンドの面密度と同じか、該有効ボンドの面密度よりも高い面密度を有している請求項１〜５のいずれかに記載のソース−ドレイン電極。
7. 前記窒素含有層の厚さは、０．１８ｎｍ以上２０ｎｍ以下の範囲内である請求項１〜６のいずれかに記載のソース−ドレイン電極。
8. 前記窒素含有層中の窒素原子数とＳｉ原子数との比（Ｎ／Ｓｉ）の最大値は、０．５以上１．５以下の範囲内である請求項１〜７のいずれかに記載のソース−ドレイン電極。
9. 前記薄膜トランジスタの半導体層は、アモルファスシリコンまたは多結晶シリコンからなる請求項１〜８のいずれかに記載のソース−ドレイン電極。
10. 前記Ａｌ合金は、合金成分として、Ｎｉを６原子％以下の範囲内で含有する請求項１〜９のいずれかに記載のソース−ドレイン電極。
11. 前記Ａｌ合金の薄膜は、更に、前記透明画素電極と直接接続しており、
    該Ａｌ合金は、合金成分として、Ｎｉを０．３原子％以上６原子％以下の範囲内で含有する請求項１〜９のいずれかに記載のソース−ドレイン電極。
12. 前記Ａｌ合金は、合金成分として、更に、Ｔｉ，Ｖ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｈｆ，Ｔａ，およびＷよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を０．１原子％以上１．０原子％以下の範囲内で含有する請求項１０または１１に記載のソース−ドレイン電極。
13. 前記Ａｌ合金は、合金成分として、更に、Ｍｇ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｒｕ，Ｒｈ，Ｐｄ，Ｉｒ，Ｐｔ，Ｌａ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｎｄ，Ｙ，Ｃｏ，およびＦｅよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を０．１原子％以上２．０原子％以下の範囲内で含有する請求項９〜１２のいずれかに記載のソース−ドレイン電極。
14. 請求項１〜１３のいずれかに記載のソース−ドレイン電極を備えた薄膜トランジスタ基板。
15. 請求項１４に記載の薄膜トランジスタ基板を備えた表示デバイス。
16. 請求項１４に記載の薄膜トランジスタ基板を製造する方法であって、
    半導体層が形成された薄膜トランジスタ基板を用意する工程（ａ）と、
    該半導体層上に窒素含有層を形成する工程（ｂ）と、
    該窒素含有層上に純ＡｌまたはＡｌ合金層を形成する工程（ｃ）と、
    を含む、薄膜トランジスタ基板の製造方法。
17. 前記工程（ｂ）は、前記工程（ａ）で用いられる半導体層形成装置と同一の装置で行われる請求項１６に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
18. 前記工程（ｂ）は、前記工程（ａ）で用いられる半導体層形成用チャンバーと同一のチャンバーで行われる請求項１６または１７記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
19. 前記工程（ｂ）は、前記工程（ａ）における半導体層の成膜温度と実質的に同じ温度で行われる請求項１６〜１８のいずれかに記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
20. 前記工程（ｂ）は、窒素含有ガスを前記工程（ａ）で用いられるガスと混合した条件下で行われる請求項１６〜１９のいずれかに記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
21. 前記工程（ｂ）は、窒素含有ガスを還元性元素含有ガスと混合した条件下で行われる請求項１６〜２０のいずれかに記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
22. 前記工程（ｂ）は、プラズマ窒化法である請求項１６に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
23. 前記工程（ｂ）は、５５Ｐａ以上の圧力下で行なわれる請求項２２に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
24. 前記工程（ｂ）は、３００℃以上の温度で行なわれる請求項２２または２３に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
25. 前記工程（ｂ）は、窒素含有ガスを還元性元素含有ガスと混合した条件下で行われる請求項２２〜２４のいずれかに記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
26. 前記工程（ｂ）は、窒素含有ガスを前記工程（ａ）で用いられるガスと混合した条件下で行われる請求項２２〜２５のいずれかに記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
27. 前記工程（ｂ）は、熱窒化法である請求項１６に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
28. 前記熱窒化法は、４００℃以下の温度で行われる請求項２７に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
29. 前記工程（ｂ）は、アミノ化法である請求項１６に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
30. 前記アミノ化法は、紫外線を用いる請求項２９に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
31. 前記アミノ化法は、窒素原子を含有する液体を用いる請求項２９または３０に記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。
32. 前記工程（ｃ）はスパッタリング法を含む請求項１６〜３１のいずれかに記載の薄膜トランジスタ基板の製造方法。