本發明涉及可以適合用作通過濺射法形成氧化物半導體膜的濺射靶的氧化物燒結體、制造氧化物燒結體的方法、包含氧化物燒結體的濺射靶、以及包含使用所述濺射靶并通過所述濺射法形成的所述氧化物半導體膜的半導體器件。

背景技術：

在液晶顯示器件中，常規地主要將薄膜EL(電致發光)顯示器件、有機EL顯示器件等、無定形硅(a-Si)膜用作作為TFT(薄膜晶體管)的溝道層的半導體膜，所述TFT(薄膜晶體管)為半導體器件。

近年來，作為a-Si的替代材料，包含銦(In)、鎵(Ga)和鋅(Zn)的復合氧化物即In-Ga-Zn基復合氧化物(也稱為“IGZO”)已經受到了關注。與a-Si相比，預期在IGZO基氧化物半導體中可以有更高的載流子遷移率。

例如，日本特開2008-199005號公報(專利文獻1)公開了，通過使用氧化物燒結體作為靶并通過濺射法形成主要由IGZO構成的氧化物半導體膜。

日本特開2008-192721號公報(專利文獻2)公開了一種作為在通過濺射法等形成氧化物半導體膜時適合使用的材料的包含銦和鎢(W)的氧化物燒結體。

另外，作為在通過真空氣相淀積法如電子束氣相淀積法、離子鍍法和高密度等離子體輔助氣相淀積法形成氧化物透明導電膜時適合使用的材料，日本特開2006-347807號公報(專利文獻3)公開了一種包含具有固溶在其中的W的銦氧化物的氧化物燒結體，所述氧化物燒結體以W相對于In的原子數比為0.001以上且0.034以下的方式包含W且密度(表觀密度)為4.0g/cm³以上且6.5g/cm³以下。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2008-199005號公報

專利文獻2：日本特開2008-192721號公報

專利文獻3：日本特開2006-347807號公報

技術實現要素：

技術問題

包含專利文獻1中所述的IGZO基氧化物半導體膜作為溝道層的TFT的問題在于：場效應遷移率低，即為約10cm²/Vs。

另外，專利文獻2提出了一種TFT，所述TFT包含通過使用包含In和W的氧化物燒結體而形成的氧化物半導體膜作為溝道層。然而，未對TFT的可靠性進行研究。

在專利文獻3中所述的氧化物燒結體存在的問題在于：密度(表觀密度)低即6.5g/cm³以下，并且因此所述氧化物燒結體不能用作用于作為形成氧化物半導體膜的最佳方法的濺射法的濺射靶。

因此，本發明的目的是提供氧化物燒結體、制造所述氧化物燒結體的方法、包含所述氧化物燒結體的濺射靶以及包含使用濺射靶通過濺射法形成的氧化物半導體膜的半導體器件，所述氧化物燒結體可以適合用作通過濺射法形成半導體器件的氧化物半導體膜的濺射靶，所述半導體器件可以實現高的場效應遷移率和高的可靠性兩者。

解決技術問題的技術方案

本發明的一個方面的氧化物燒結體為包含銦、鎢和鋅的氧化物燒結體，其中所述氧化物燒結體包含紅綠柱石型晶相作為主要成分并具有大于6.6g/cm³且小于等于7.5g/cm³的表觀密度，所述氧化物燒結體中的鎢相對于銦、鎢和鋅的總計的含量比率為大于0.5原子％且小于等于5.0原子％，所述氧化物燒結體中的鋅相對于銦、鎢和鋅的總計的含量比率為1.2原子％以上且19原子％以下，且鋅對鎢的原子比為大于1.0且小于60。

本發明另一個方面的濺射靶包含上述方面的氧化物燒結體。

本發明還另一個方面的半導體器件包含使用上述方面的濺射靶通過濺射法形成的氧化物半導體膜。

本發明另外方面的制造氧化物燒結體的方法為制造上述方面的氧化物燒結體的方法，所述方法包括：制備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末的一次混合物；通過對所述一次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；制備包含所述煅燒粉末的原料粉末的二次混合物；通過對所述二次混合物進行成型而形成成型體；以及通過對所述成型體進行燒結而形成所述氧化物燒結體，其中形成煅燒粉末包括通過在含氧氣氛下在700℃以上且低于1200℃的溫度下對所述一次混合物進行熱處理而形成包含銦和鎢的復合氧化物粉末作為所述煅燒粉末。

本發明另外方面的制造氧化物燒結體的方法為制造上述方面的氧化物燒結體的方法，所述方法包括：制備鋅氧化物粉末和鎢氧化物粉末的一次混合物；通過對所述一次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；制備包含所述煅燒粉末的原料粉末的二次混合物；通過對所述二次混合物進行成型而形成成型體；以及通過對所述成型體進行燒結而形成所述氧化物燒結體，其中形成煅燒粉末包括通過在含氧氣氛下在550℃以上且低于1200℃的溫度下對所述一次混合物進行熱處理而形成包含鋅和鎢的復合氧化物粉末作為所述煅燒粉末。

發明的有益效果

根據上述，可以提供氧化物燒結體、制造所述氧化物燒結體的方法、包含所述氧化物燒結體的濺射靶以及包含使用濺射靶并通過濺射法形成的氧化物半導體膜的半導體器件，所述氧化物燒結體可以適合用作通過濺射法形成半導體器件的氧化物半導體膜的濺射靶，所述半導體器件可以實現高的場效應遷移率和高的可靠性兩者。

附圖說明

圖1為顯示本發明一個方面的半導體器件的一個實例的示意圖，其中圖1(A)顯示示意平面圖且圖1(B)顯示沿圖1(A)中所示的直線IB-IB取的示意剖視圖。

圖2為顯示本發明一個方面的半導體器件的另一個實例的示意剖視圖。

圖3為顯示本發明一個方面的半導體器件的還另一個實例的示意剖視圖。

圖4為顯示制造圖1中所示半導體器件的方法的一個實例的示意剖視圖。

圖5為顯示制造圖2中所示半導體器件的方法的一個實例的示意剖視圖。

具體實施方式

<本發明實施方案的說明>

首先，將列出本發明的實施方案并進行說明。

[1]本發明的一個方面的氧化物燒結體為包含銦(In)、鎢(W)和鋅(Zn)的氧化物燒結體，其中所述氧化物燒結體包含紅綠柱石型晶相作為主要成分并具有大于6.6g/cm³且小于等于7.5g/cm³的表觀密度。因此，本實施方案的氧化物燒結體可以適合用作通過濺射法形成半導體器件的氧化物半導體膜的濺射靶，所述半導體器件具有高的場效應遷移率和可靠性。

在本實施方案的所述氧化物燒結體中，氧化物燒結體中的W相對于In、W和Zn的總計的含量比率為大于0.5原子％且小于等于5.0原子％，所述氧化物燒結體中的Zn相對于In、W和Zn的總計的含量比率為1.2原子％以上且19原子％以下，且Zn對W的原子比為大于1.0且小于60。結果，在包含通過使用包含上述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件中，可以提高場效應遷移率并且還可以提高可靠性。

[2]在本實施方案的氧化物燒結體中，所述紅綠柱石型晶相可以包含銦氧化物作為主要成分，并且包含固溶在紅綠柱石型晶相的至少一部分中的W和Zn中的至少一種。這在提高半導體器件的場效應遷移率和可靠性方面是有利的，所述半導體器件包含通過使用包含上述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層。

[3]本實施方案的氧化物燒結體還可以包含六方纖鋅礦型晶相。這在提高半導體器件的場效應遷移率和可靠性方面是有利的，所述半導體器件包含通過使用包含上述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層。

[4]本實施方案的氧化物燒結體還可以包含鎢酸鋅化合物晶相。這在提高半導體器件的場效應遷移率和可靠性方面是有利的，所述半導體器件包含通過使用包含上述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層。

[5]作為本發明另一個實施方案的濺射靶包含上述實施方案的氧化物燒結體。由于本實施方案的濺射靶包含上述實施方案的氧化物燒結體，所以本實施方案的濺射靶可以適合用于通過濺射法形成半導體器件的氧化物半導體膜，所述半導體器件具有高的場效應遷移率和可靠性。

[6]作為本發明還另一個實施方案的半導體器件包含使用上述實施方案的濺射靶并通過濺射法而形成的氧化物半導體膜。由于本實施方案的半導體器件包含使用上述實施方案的濺射靶并通過濺射法而形成的氧化物半導體膜，所以本實施方案的半導體器件可以顯示高的場效應遷移率和可靠性。盡管在此所述的半導體器件沒有特別限制，但包含使用上述實施方案的濺射靶并通過濺射法而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的TFT(薄膜晶體管)是合適的實例。

[7]在本實施方案的半導體器件中，氧化物半導體膜中的W相對于In、W和Zn的總計的含量比率可以為大于0.5原子％且小于等于5.0原子％，所述氧化物半導體膜中的Zn相對于In、W和Zn的總計的含量比率可以為1.2原子％以上且19原子％以下，且Zn相對于W的原子比的值可以為大于1.0且小于60。這在提高半導體器件的場效應遷移率和可靠性方面是有利的，所述半導體器件包含所述氧化物半導體膜作為溝道層。

[8]在本實施方案的半導體器件中，優選所述氧化物半導體膜具有10^-1Ωcm以上的電阻率。至今，已經對包含銦氧化物的許多透明導電膜進行了研究。然而，在這些透明導電膜的用途中，要求電阻率小于10^-1Ωcm。優選本實施方案的半導體器件的氧化物半導體膜具有10^-1Ωcm以上的電阻率，由此所述氧化物半導體膜可以適合用作半導體器件的溝道層。當所述電阻率小于10^-1Ωcm時，難以將所述氧化物半導體膜用作半導體器件的溝道層。

[9]在本實施方案的半導體器件中，所述氧化物半導體膜可以由納米晶氧化物或無定形氧化物構成。這對提高包含所述氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的場效應遷移率和可靠性是有利的。

[10]在本實施方案的半導體器件中，所述氧化物半導體膜的膜厚度為2nm以上且25nm以下。這對提高包含所述氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的場效應遷移率和可靠性是有利的。

[11]本實施方案的半導體器件還可以包含以與所述氧化物半導體膜的至少一部分接觸的方式配置的層。在這種情況下，所述層可以為納米晶層和無定形層中的至少一種。額外包含所述層對提高包含所述氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的場效應遷移率和可靠性是有利的。

[12]在本實施方案的半導體器件中，以與所述氧化物半導體膜的至少一部分接觸的方式配置的層可以為包含硅(Si)和鋁(A1)中的至少一種的氧化物層。所述層為包含Si和Al中的至少一種的氧化物層的特征對提高包含氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的場效應遷移率和可靠性是有利的。

[13]作為本發明另外的實施方案的制造氧化物燒結體的方法為制造上述實施方案的氧化物燒結體的方法，所述方法包括：制備銦氧化物粉末和鎢氧化物粉末的一次混合物；通過對所述一次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；制備包含所述煅燒粉末的原料粉末的二次混合物；通過對所述二次混合物進行成型而形成成型體；以及通過對所述成型體進行燒結而形成所述氧化物燒結體，其中形成煅燒粉末包括通過在含氧氣氛下在700℃以上且低于1200℃的溫度下對所述一次混合物進行熱處理而形成包含In和W的復合氧化物粉末作為所述煅燒粉末。根據本實施方案的制造氧化物燒結體的方法，使氧化物燒結體的表觀密度升高并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。

[14]作為本發明另外的實施方案的制造氧化物燒結體的方法為制造上述實施方案的氧化物燒結體的方法，所述方法包括：制備鋅氧化物粉末和鎢氧化物粉末的一次混合物；通過對所述一次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；制備包含所述煅燒粉末的原料粉末的二次混合物；通過對所述二次混合物進行成型而形成成型體；以及通過對所述成型體進行燒結而形成所述氧化物燒結體，其中形成煅燒粉末包括通過在含氧氣氛下在550℃以上且低于1200℃的溫度下對所述一次混合物進行熱處理而形成包含Zn和W的復合氧化物粉末作為所述煅燒粉末。根據本實施方案的制造氧化物燒結體的方法，使氧化物燒結體的表觀密度升高并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。

[15]在制造上述實施方案的氧化物燒結體的方法中，所述鎢氧化物粉末可以包含選自由WO₃晶相、WO₂晶相和WO_2.72晶相組成的組中的至少一種晶相。結果，使氧化物燒結體的表觀密度升高并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。

[16]在制造上述實施方案的氧化物燒結體的方法中，鎢氧化物粉末的中值粒徑d50可以為0.1μm以上且4μm以下。結果，使氧化物燒結體的表觀密度升高并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。

[17]在制造上述實施方案的氧化物燒結體的方法中，所述復合氧化物可以包含ZnWO₄型晶相和In₆WO₁₂型晶相中的至少一種。結果，使氧化物燒結體的表觀密度升高并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。

<本發明實施方案的詳情>

[第一實施方案：氧化物燒結體]

由于本實施方案的氧化物燒結體為包含In、W和Zn的氧化物燒結體，其中所述氧化物燒結體包含紅綠柱石型晶相作為主要成分并具有大于6.6g/cm³且小于等于7.5g/cm³的表觀密度，因此本實施方案的氧化物燒結體適合用作通過濺射法形成半導體器件的氧化物半導體膜的濺射靶，所述半導體器件具有高的場效應遷移率和可靠性。

在本說明書中，“紅綠柱石型晶相”為用于紅綠柱石晶相以及具有與紅綠柱石晶相相同的晶體結構的相的通用術語，其中在至少一部分紅綠柱石晶相中包含In之外的金屬元素中的至少一種元素。紅綠柱石晶相為銦氧化物(In₂O₃)的晶相中的一種并且是指在JCPDS卡片的6-0416中規定的晶體結構，并且還稱作“稀土氧化物C型相(或C-稀土結構相)”。

紅綠柱石型晶相可以通過X射線衍射來確認。即，通過X射線衍射，可以確認紅綠柱石型晶相的存在并且可以測定晶格間距。

另外，“包含紅綠柱石型晶相作為主要成分”是指氧化物燒結體中的紅綠柱石型晶相的比例(下述紅綠柱石型晶相的占有率)為60％以上的情況。所述氧化物燒結體可以包含紅綠柱石型晶相之外的晶相。從提高包含通過使用包含氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的場效應遷移率和可靠性的觀點考慮，優選所述氧化物燒結體包含選自六方纖鋅礦型晶相和鎢酸鋅化合物晶相中的至少一種晶相作為紅綠柱石型晶相之外的晶相。

在本說明書中，“六方纖鋅礦型晶相”為用于六方纖鋅礦晶相以及具有與六方纖鋅礦晶相相同的晶體結構的相的通用術語，其中在至少一部分六方纖鋅礦晶相中包含Zn之外的金屬元素中的至少一種元素。所述六方纖鋅礦晶相為鋅氧化物(ZnO)的晶相中的一種并且是指由P63mc的空間群和編號：186的空間群表達并在JCPDS卡片的01-079-0207中規定的晶體結構。

另外，在本說明書中，“鎢酸鋅化合物晶相”為主要由Zn、W和氧(O)構成的晶相。鎢酸鋅化合物晶相的實例包括ZnWO₄型晶相。在此，“ZnWO₄型晶相”為用于ZnWO₄晶相以及具有與ZnWO₄晶相相同的晶體結構的相的通用術語，其中在至少一部分ZnWO₄晶相中包含Zn和W之外的元素中的至少一種元素。所述ZnWO₄晶相為具有由P12/c1(13)的空間群表達的晶體結構并且具有在JCPDS卡片的01-088-0251中規定的晶體結構的鎢酸鋅化合物晶相。

氧化物燒結體有時可能會包含其它晶相如不可避免包含的晶相。將紅綠柱石型晶相、六方纖鋅礦型晶相和鎢酸鋅化合物晶相與這些晶相之外的晶相區分開的方法為例如如下的方法。

首先，通過X射線衍射確認紅綠柱石型晶相、六方纖鋅礦型晶相和鎢酸鋅化合物晶相的存在、以及這些晶相之外的晶相的存在。在某些情況下，通過X射線衍射僅確認紅綠柱石型晶相。當僅確認紅綠柱石型晶相時，確定紅綠柱石型晶相為主要成分。

當通過X射線衍射確認紅綠柱石型晶相、六方纖鋅礦型晶相和鎢酸鋅化合物晶相的存在、以及這些晶相之外的晶相的存在時，實施如下測定以確認紅綠柱石型晶相是否是主要成分。首先，從氧化物燒結體的一部分得到試樣并將試樣表面拋光以使得表面光滑。然后，通過使用SEM-EDX(帶有能量彌散X射線熒光光譜儀的掃描二次電子顯微鏡)，通過SEM(掃描二次電子顯微鏡)觀察試樣的表面并通過EDX(能量彌散X射線熒光光譜儀)分析各晶粒的金屬元素的組成比。然后，基于這些晶粒的金屬元素的組成比的趨勢對晶粒進行分組。具體地，可以將晶粒分為具有高的Zn含量比率[Zn相對于In、W和Zn的總計的含量比率(原子％)]并具有非常低的W含量比率或不包含W的A組晶粒、具有高的Zn含量比率和高的W含量比率[W相對于In、W和Zn的總計的含量比率(原子％)]的B組晶粒、以及具有非常低的Zn含量比率和非常低的W含量比率并具有高的In含量比率[In相對于In、W和Zn的總計的含量比率(原子％)]的C組晶粒。A組可以斷定為六方纖鋅礦晶相，B組可以斷定為鎢酸鋅化合物晶相，C組可以斷定為紅綠柱石型In₂O₃相且其它組可以斷定為其它晶相。

將氧化物燒結體中紅綠柱石型晶相的占有率(氧化物燒結體中紅綠柱石型晶相的比例)定義為紅綠柱石型晶相(C組)對氧化物燒結體的上述測定表面的面積之比(百分數)。在本實施方案的包含紅綠柱石型晶相作為主要成分的氧化物燒結體中，該定義的紅綠柱石型晶相的占有率為60％以上。

本實施方案的氧化物燒結體具有大于6.6g/cm³且小于等于7.5g/cm³的表觀密度。

考慮到由銦氧化物制成的紅綠柱石型晶相的理論密度為7.28g/cm³，并且假定紅綠柱石型晶相(由In、W和O構成)和六方纖鋅礦型晶相(由Zn和O構成)混合存在于氧化物燒結體中的情況下，當W相對于In、W和Zn的總計的含量比率(W含量比率)為0.5原子％且Zn相對于In、W和Zn的總計的含量比率(Zn含量比率)為19原子％時作為本實施方案的氧化物燒結體的主要成分的紅綠柱石型晶相的理論密度最小，且此時的理論密度計算為6.99g/cm³，因為在本實施方案中W含量比率為大于0.5原子％且小于等于5.0原子％，Zn含量比率為1.2原子％以上且19原子％以下，且Zn相對于W的原子比(Zn/W之比)為大于1.0且小于60。另一方面，當W含量比率為5原子％且Zn含量比率為5原子％時理論密度最大，且此時的理論密度計算為7.3g/cm³。

當氧化物燒結體由紅綠柱石晶相(由In和O構成)、六方纖鋅礦型晶相(由Zn和O構成)和ZnWO₄晶相(由Zn、W和O構成)形成時，ZnWO₄晶相的理論密度高，即7.8g/cm³，并且可以認為在該比例最高時理論密度最高。當W含量比率為可能是最大值的5原子％且Zn含量比率為與W含量比率相同的5原子％時，氧化物燒結體的理論密度顯示最高值。在這種情況下，理論密度為7.5g/cm³。

在本實施方案的氧化物燒結體中，優選作為表觀密度對上述理論密度之比的相對密度(相對密度/理論密度)為94％以上。

在使用氧化物燒結體作為濺射靶的情況下，認為可期望更高的氧化物燒結體的表觀密度。氧化物燒結體的表觀密度低意味著在氧化物燒結體中存在許多空隙。在使用濺射靶的過程中，其表面被氬離子蝕刻。因此，如果在氧化物燒結體中存在空隙，則在成膜過程中這些空隙露出且釋放內部的氣體，由此，從靶釋放的氣體進入淀積的氧化物半導體膜且膜的特性劣化。此外，如果氧化物燒結體的表觀密度低，則已知的是在膜形成時在靶上產生稱作“結節(ノヅユール)”的銦的絕緣體并由此使良好的濺射放電受到抑制。另外從這個角度考慮，期望提高氧化物燒結體的表觀密度。

如上所述，本實施方案的具有大于6.6g/cm³且小于等于7.5g/cm³的表觀密度的氧化物燒結體可以適合用作通過濺射法形成半導體器件中所使用的氧化物半導體膜的濺射靶，所述半導體器件具有高的場效應遷移率和可靠性。

在本實施方案的所述氧化物燒結體中，氧化物燒結體中的W相對于In、W和Zn的總計的含量比率(氧化物燒結體中的W含量比率)為大于0.5原子％且小于等于5.0原子％，所述氧化物燒結體中的Zn相對于In、W和Zn的總計的含量比率(氧化物燒結體中的Zn含量比率)為1.2原子％以上且19原子％以下，且氧化物燒結體中的Zn相對于W的原子比(氧化物燒結體中的Zn/W之比)為大于1.0且小于60。根據該氧化物燒結體，在包含通過使用包含所述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件(例如TFT)中，可以提高場效應遷移率并且還可以提高可靠性。

從提高場效應遷移率和可靠性的觀點考慮，優選氧化物燒結體中的W含量比率為0.6原子％以上，并且優選為3原子％以下，且更優選為2原子％以下。如果氧化物燒結體中的W含量比率為0.5原子％以下，則包含通過使用所述氧化物燒結體而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的可靠性下降。如果氧化物燒結體中的W含量比率超過5原子％，則包含通過使用包含所述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的場效應遷移率下降。

如果所述氧化物燒結體中的Zn含量比率為1.2原子％以上且19原子％以下，且氧化物燒結體中的Zn/W之比為大于1.0且小于60，則對于包含通過使用所述氧化物燒結體而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件，可以提高場效應遷移率并且還可以提高可靠性。

從提高場效應遷移率和可靠性的觀點考慮，優選氧化物燒結體中的Zn含量比率為3原子％以上，并且更優選為10原子％以上且優選為18原子％以下。從提高場效應遷移率的觀點考慮，期望In/(In+Zn)的原子比大于0.8。

如果氧化物燒結體中的Zn含量比率小于1.2原子％，則包含通過使用所述氧化物燒結體而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的可靠性下降。如果氧化物燒結體中的Zn含量比率超過19原子％，則包含通過使用包含所述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的場效應遷移率下降。

如果氧化物燒結體中的Zn/W之比為1.0以下，則包含通過使用所述氧化物燒結體而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的可靠性下降。優選所述Zn/W之比為3.0以上，且更優選為5.0以上。如果氧化物燒結體中的Zn/W之比為60以上，則包含通過使用包含所述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件的場效應遷移率下降。優選所述Zn/W之比為20以下，且更優選為15以下。

通常，氧化物半導體的可靠性隨制造半導體器件期間的加熱處理溫度而變化。通過升高加熱處理的溫度，可以提高可靠性。然而，當升高包含In、W和Zn的氧化物半導體的加熱處理溫度時，場效應遷移率降低。因此，期望的是，即使當加熱處理溫度高時，場效應遷移率也不降低。在本說明書中，高的場效應遷移率和高可靠性是指即使當加熱處理溫度高時，場效應遷移率也不下降，且由于高的加熱處理溫度而獲得高可靠性。

在本實施方案的氧化物燒結體中，優選所述紅綠柱石型晶相包含銦氧化物作為主要成分，并且包含固溶在紅綠柱石型晶相的至少一部分中的鎢和鋅中的至少一種。根據該氧化物燒結體，對于包含通過使用包含所述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件(例如TFT)，可以更有效地提高場效應遷移率和可靠性。

在本實施方案的氧化物燒結體中，“所述紅綠柱石型晶相包含銦氧化物作為主要成分，且鎢和鋅中的至少一種固溶在所述紅綠柱石型晶相的至少一部分中”是指如下構造：其中W和Zn中的至少一種以置換型方式固溶在具有紅綠柱石晶相的銦氧化物的至少一部分晶格中的構造；或其中W和Zn中的至少一種以填隙型方式固溶在晶格之間的構造；或其中W和Zn中的至少一種以置換型方式和填隙型方式兩種方式固溶的構造。

在本實施方案的氧化物燒結體中，當W和Zn中的至少一種固溶在紅綠柱石型晶相的至少一部分中時，晶格間距比JCPDS卡片的6-0416中規定的晶格間距寬或窄。在X射線衍射中，峰位置向高角度側偏移或向低角度側偏移。當觀察到這種峰偏移并且通過使用SEM-EDX(帶有能量彌散X射線熒光光譜儀的掃描二次電子顯微鏡)或TEM-EDX(帶有能量彌散X射線熒光光譜儀的透射二次電子顯微鏡)的表面分析觀察到存在其中In與W和Zn中的至少一種混合存在的區域時，可以認為W和Zn中的至少一種固溶在紅綠柱石型晶相中。

或者，當通過使用ICP(感應耦合等離子)質譜法、SEM-EDX或其它元素確認法對存在的元素進行確認而觀察到W和Zn中的至少一種與In一起存在時，盡管在X射線衍射中未觀察到W和Zn中的至少一種的氧化物，但仍可以確定W和Zn中的至少一種固溶在紅綠柱石型晶相中。

類似地，六方纖鋅礦型晶相包含鋅氧化物作為主要成分，且W和In中的至少一種可以以置換型方式或填隙型方式固溶在六方纖鋅礦型晶相的至少一部分中。可以以與如上所述用于確認“所述紅綠柱石型晶相包含銦氧化物作為主要成分，且W和Zn中的至少一種固溶在所述紅綠柱石型晶相的至少一部分中”的方法類似的方法使用X射線衍射、SEM-EDX和TEM-EDX對此進行確認。

類似地，鎢酸鋅化合物晶相包含Zn、W和O作為主要成分，且In可以以置換型方式或填隙型方式固溶在鎢酸鋅化合物晶相的至少一部分中。可以以與如上所述用于確認“所述紅綠柱石型晶相包含銦氧化物作為主要成分，且W和Zn中的至少一種固溶在所述紅綠柱石型晶相的至少一部分中”的方法類似的方法使用X射線衍射、SEM-EDX和TEM-EDX對此進行確認。

作為構成氧化物燒結體的晶體，包含紅綠柱石型晶相作為主要成分，并包含六方纖鋅礦型晶相和/或鎢酸鋅化合物晶相。因此，對于包含通過使用包含所述氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件，可以更有效地提高場效應遷移率和可靠性。

優選氧化物燒結體中的In、W和Zn之外的不可避免的金屬相對于In、W和Zn的總計的含量比率為1原子％以下。

[第二實施方案：制造氧化物燒結體的方法]

一種本實施方案的制造氧化物燒結體的方法為制造第一實施方案的氧化物燒結體的方法，所述方法包括：制備鋅氧化物粉末和鎢氧化物粉末的一次混合物；通過對所述一次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；制備包含所述煅燒粉末的原料粉末的二次混合物；通過對所述二次混合物進行成型而形成成型體；以及通過對所述成型體進行燒結而形成所述氧化物燒結體。形成煅燒粉末包括通過在含氧氣氛下在550℃以上且低于1200℃的溫度下對所述一次混合物進行熱處理而形成包含Zn和W的復合氧化物粉末作為所述煅燒粉末。

根據上述制造方法，形成煅燒粉末包括通過在含氧氣氛下在550℃以上且低于1200℃的溫度下對鋅氧化物粉末和鎢氧化物粉末的一次混合物進行熱處理而形成包含Zn和W的復合氧化物粉末作為所述煅燒粉末，由此使氧化物燒結體的表觀密度升高并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。所述復合氧化物可以缺氧或任意金屬可以被置換。

如果熱處理溫度小于550℃，則得不到包含Zn和W的復合氧化物粉末。如果熱處理溫度為1200℃以上，則包含Zn和W的復合氧化物粉末分解并飛散，或復合氧化物粉末的粒徑變得太大且復合氧化物粉末傾向于變得不適合使用。

另外，由于通過上述熱處理形成包含Zn和W的復合氧化物粉末作為煅燒粉末，所以對于包含通過使用包含得到的氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件，可以更有效地提高場效應遷移率和可靠性。

優選包含Zn和W的復合氧化物包含ZnWO₄型晶相。這使得可以更有效地提高氧化物燒結體的表觀密度，且這對于提高場效應遷移率和可靠性也是有利的。所述ZnWO₄型晶相為具有由P12/c1(13)的空間群表達的晶體結構并且具有在JCPDS卡片的01-088-0251中規定的晶體結構的鎢酸鋅化合物晶相。只要顯示這些晶系，則晶格常數可以缺氧或金屬的固溶而變化。通過X射線衍射測定對ZnWO₄型晶相進行確認。

另一種本實施方案的制造氧化物燒結體的方法為制造第一實施方案的氧化物燒結體的方法，所述方法包括：制備銦氧化物粉末和鎢氧化物粉末的一次混合物；通過對所述一次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末；制備包含所述煅燒粉末的原料粉末的二次混合物；通過對所述二次混合物進行成型而形成成型體；以及通過對所述成型體進行燒結而形成所述氧化物燒結體。形成煅燒粉末包括通過在含氧氣氛下在700℃以上且低于1200℃的溫度下對所述一次混合物進行熱處理而形成包含In和W的復合氧化物粉末作為所述煅燒粉末。

根據上述制造方法，形成煅燒粉末包括通過在含氧氣氛下在700℃以上且低于1200℃的溫度下對銦氧化物粉末和鎢氧化物粉末的一次混合物進行熱處理而形成包含In和W的復合氧化物粉末作為所述煅燒粉末，由此使氧化物燒結體的表觀密度升高并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并且得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。所述復合氧化物可以缺氧或任意金屬可以被置換。

如果熱處理溫度小于700℃，則得不到包含In和W的復合氧化物粉末。如果熱處理溫度為1200℃以上，則包含In和W的復合氧化物粉末分解并飛散，或包含In和W的復合氧化物粉末的粒徑變得太大且復合氧化物粉末傾向于變得不適合使用。

另外，由于通過上述熱處理形成包含In和W的復合氧化物粉末作為煅燒粉末，所以對于包含通過使用包含得到的氧化物燒結體的濺射靶而形成的氧化物半導體膜作為溝道層的半導體器件，可以更有效地提高場效應遷移率和可靠性。

優選包含In和W的復合氧化物包含In₆WO₁₂型晶相。這使得可以更有效地提高氧化物燒結體的表觀密度，且這對于提高場效應遷移率和可靠性也是有利的。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并且得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。所述In₆WO₁₂晶相為具有三方晶體結構并且具有在JCPDS卡片的01-074-1410中規定的晶體結構的鎢酸銦化合物晶相。只要顯示這些晶系，則晶格常數可以因缺氧或金屬的固溶而變化。由于在日本特開2004-091265號公報中公開的鎢酸銦化合物晶相為InW₃O₉相、具有六方晶體結構并具有在JCPDS卡片的33-627中規定的晶體結構，所以鎢酸銦化合物晶相具有與In₆WO₁₂相不同的晶體結構。通過X射線衍射測定對In₆WO₁₂型晶相進行確認。

在任一種上述制造方法中，優選所述鎢氧化物粉末包含選自由WO₃晶相、WO₂晶相和WO_2.72晶相組成的組中的至少一種晶相。這使得可以更有效地提高氧化物燒結體的表觀密度，且這對于提高場效應遷移率和可靠性也是有利的。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。從這些觀點考慮，更優選所述鎢氧化物粉末為選自由WO₃粉末、WO₂粉末和WO_2.72粉末組成的組中的至少一種粉末。

另外，優選鎢氧化物粉末的中值粒徑d50為0.1μm以上且4μm以下，更優選為0.2μm以上且2μm以下，并且進一步優選為0.3μm以上且1.5μm以下。這使得可以更有效地提高氧化物燒結體的表觀密度。通過BET比表面積測定得到中值粒徑d50。如果中值粒徑d50小于0.1μm，則難以對粉末進行處理且傾向于難以將鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末或銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末均勻混合。

如果中值粒徑d50大于4μm，則通過與鋅氧化物粉末混合且其后在含氧氣氛下在550℃以上且低于1200℃的溫度下對混合物進行熱處理而得到的包含Zn和W的復合氧化物粉末的粒徑變大并且變得難以提高氧化物燒結體的表觀密度。類似地，通過與銦氧化物粉末混合且其后在含氧氣氛下在700℃以上且低于1200℃的溫度下對混合物進行熱處理而得到的包含In和W的復合氧化物粉末的粒徑變大并且變得難以提高氧化物燒結體的表觀密度。

本實施方案的制造氧化物燒結體的方法沒有特別限制。然而，從有效地形成第一實施方案的氧化物燒結體的觀點考慮，本實施方案的制造氧化物燒結體的方法包括例如如下步驟。

(1)準備原料粉末的步驟

作為氧化物燒結體的原料粉末，準備構成氧化物燒結體的金屬元素的氧化物粉末如銦氧化物粉末(例如In₂O₃粉末)、鎢氧化物粉末(例如WO₃粉末、WO_2.72粉末、WO₂粉末)和鋅氧化物粉末(例如ZnO粉末)。對于鎢氧化物粉末，從提高場效應遷移率和可靠性的觀點考慮，優選不僅將WO₃粉末、還將與所述WO₃粉末相比具有缺氧的化學組成的粉末如WO_2.72粉末和WO₂粉末用作原料。從該觀點考慮，更優選將WO_2.72粉末和WO₂粉末中的至少一種用作鎢氧化物粉末的至少一部分。從防止金屬元素和Si意外地進入氧化物燒結體和獲得穩定的性質的觀點考慮，優選原料粉末的純度高，即99.9質量％以上。

如上所述，從提高氧化物燒結體的表觀密度的觀點考慮，優選鎢氧化物粉末的中值粒徑d50為0.1μm以上且4μm以下。

(2)制備一次混合物的步驟

(2-1)制備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末的一次混合物的步驟

在上述原料粉末中，將鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末混合(或磨碎并混合)。此時，當期望獲得ZnWO₄型相作為氧化物燒結體的晶相時，以1∶1的摩爾比將鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末混合。當期望獲得Zn₂W₃O₈型相作為氧化物燒結體的晶相時，以3∶2的摩爾比將鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末混合。從更有效地提高氧化物燒結體的表觀密度和提高場效應遷移率和可靠性的觀點考慮，優選氧化物燒結體包含ZnWO₄型相。另外，通過在大氣壓下的空氣氣氛中對成型體進行燒結，可以將氧化物燒結體的電阻率設定為1Ωcm以下，并且得到可以適合用作濺射靶的氧化物燒結體。用于混合鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末的方法沒有特別限制，并且可以使用干式法或濕式法中的任一種。具體地，通過使用球磨機、行星式球磨機、珠磨機等將原料粉末磨碎并混合。以這種方式，獲得原料粉末的一次混合物。可以使用諸如自然干燥或噴霧干燥器的干燥方法對通過使用濕式粉碎和混合法獲得的混合物進行干燥。

(2-2)制備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末的一次混合物的步驟

在上述原料粉末中，將銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末混合(或磨碎并混合)。此時，當期望獲得In₆WO₁₂型晶相作為氧化物燒結體的晶相時，以1∶3的摩爾比將鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末混合。用于混合鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末的方法沒有特別限制，并且可以使用干式法或濕式法中的任一種。具體地，通過使用球磨機、行星式球磨機、珠磨機等將原料粉末磨碎并混合。以這種方式，獲得原料粉末的一次混合物。可以使用諸如自然干燥或噴霧干燥器的干燥方法對通過使用濕式粉碎和混合法獲得的混合物進行干燥。

(3)形成煅燒粉末的步驟

(3-1)形成鎢酸鋅氧化物的煅燒粉末的步驟

對得到的一次混合物進行熱處理(煅燒)以形成煅燒粉末(包含Zn和W的復合氧化物粉末)。優選對一次混合物進行煅燒的溫度低于1200℃以防止煅燒產物的粒徑變得太大并且防止燒結體的表觀密度下降。為了得到包含Zn和W的復合氧化物粉末作為煅燒產物并獲得ZnWO₄型晶相，優選所述溫度為550℃以上。更優選所述溫度為550℃以上且低于1000℃，且進一步優選為550℃以上且900℃以下。從使得煅燒粉末的粒徑盡可能小的觀點考慮，更優選較低的煅燒溫度，只要所述煅燒溫度為形成所述晶相的溫度即可。以這種方式，得到包含ZnWO₄型晶相的煅燒粉末。可以將任意氣氛用作煅燒氣氛，只要所述煅燒氣氛為含氧氣氛即可。然而，優選大氣壓下的空氣氣氛或具有比空氣高的壓力的空氣氣氛、或大氣壓下或具有比空氣高的壓力下的包含25體積％以上氧氣的氧氣-氮氣混合氣氛。大氣壓或接近其的壓力因高產率而是更優選的。

(3-2)形成鎢酸銦氧化物的煅燒粉末的步驟

對得到的一次混合物進行熱處理(煅燒)以形成煅燒粉末(包含In和W的復合氧化物粉末)。優選對一次混合物進行煅燒的溫度低于1200℃以防止煅燒產物的粒徑變得太大并且防止燒結體的表觀密度下降。為了得到包含In和W的復合氧化物粉末作為煅燒產物并獲得In₆WO₁₂型晶相，優選所述溫度為700℃以上。更優選所述溫度為800℃以上且低于1100℃。從使得煅燒粉末的粒徑盡可能小的觀點考慮，更優選較低的煅燒溫度，只要所述煅燒溫度為形成所述晶相的溫度即可。以這種方式，得到包含In₆WO₁₂型晶相的煅燒粉末。可以將任意氣氛用作煅燒氣氛，只要所述煅燒氣氛為含氧氣氛即可。然而，優選大氣壓下的空氣氣氛或具有比空氣高的壓力的空氣氣氛、或大氣壓下或具有比空氣高的壓力下的包含25體積％以上氧氣的氧氣-氮氣混合氣氛。大氣壓或接近其的壓力因高產率而是更優選的。

(4)制備包含煅燒粉末的原料粉末的二次混合物的步驟

接著，以類似于制備一次混合物的方式，將得到的煅燒粉末與上述原料粉末中的其余粉末[銦氧化物粉末(例如In₂O₃粉末)或鋅氧化物粉末(例如ZnO粉末)]混合。以這種方式，得到原料粉末的二次混合物。

(5)通過對二次混合物進行成型而形成成型體的步驟

接著，對得到的二次混合物進行成型。對二次混合物進行成型的方法沒有特別限制。然而，從提高燒結體的表觀密度的觀點考慮，優選單軸壓制法、CIP(冷等靜壓)法、澆鑄法等。

(6)通過對成型體進行燒結而形成氧化物燒結體的步驟

接著，對得到的成型體進行燒結以形成氧化物燒結體。此時優選不使用熱壓燒結法。對成型體進行燒結的溫度沒有特別限制。然而，為了使得形成的氧化物燒結體的表觀密度大于6.6g/cm³，優選所述溫度為900℃以上且1200℃以下。另外，對燒結氣氛沒有特別限制。然而，從防止構成氧化物燒結體的晶體的粒徑變大并且防止產生裂紋的觀點考慮，優選大氣壓或接近其的壓力。為了使得氧化物燒結體適合作為濺射靶，期望氧化物燒結體具有1Ωcm以下的電阻率。為了提高表觀密度，可以考慮提高燒結溫度。然而，如果燒結溫度為1200℃以上，則存在鎢氧化物升華并從氧化物燒結體消失的問題。以往，為了提高表觀密度，通常在燒結期間通過氧氣以提高燒結期間的氧氣分壓。另外，為了實現1Ωcm以下的燒結體的電阻率，通常在燒結之后在真空氣氛或還原氣氛如氮氣氛中實施熱處理。在本發明中，僅通過在大氣壓下的空氣氣氛中實施燒結，可以在不在還原氣氛中實施熱處理的條件下實現具有高表觀密度和1Ωcm以下的電阻率的氧化物燒結體。

[第三實施方案：濺射靶]

本實施方案的濺射靶包含第一實施方案的氧化物燒結體。因此，本實施方案的濺射靶可以適合用于通過濺射法形成具有高場效應遷移率和可靠性的半導體器件的氧化物半導體膜。

優選本實施方案的濺射靶包含第一實施方案的氧化物燒結體，并更優選由第一實施方案的氧化物燒結體形成，以使本實施方案的濺射靶適合用于通過濺射法形成具有高場效應遷移率和可靠性的半導體器件的氧化物半導體膜。

[第四實施方案：半導體器件]

參照圖1，本實施方案的半導體器件10包含通過使用第一實施方案的氧化物燒結體作為濺射靶并通過濺射法而形成的氧化物半導體膜14。由于本實施方案的半導體器件10包含氧化物半導體膜14，所以本實施方案的半導體器件10可以具有高場效應遷移率和高可靠性的特性。

盡管本實施方案的半導體器件10沒有特別限制，但本實施方案的半導體器件10例如為包含通過使用第一實施方案的氧化物燒結體作為濺射靶并通過濺射法而形成的氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件，且該半導體器件可以例如為TFT(薄膜晶體管)。由于作為本實施方案的半導體器件10的一個實例的TFT包含通過使用第一實施方案的氧化物燒結體作為靶并通過濺射法而形成的氧化物半導體膜14作為溝道層，所以可以提高場效應遷移率且還可以提高可靠性。

在本實施方案的半導體器件10中，氧化物半導體膜14中的W相對于In、W和Zn的總計的含量比率(氧化物半導體膜中的W含量比率)優選為大于0.5原子％且小于等于5.0原子％，氧化物半導體膜14中的Zn相對于In、W和Zn的總計的含量比率(氧化物半導體膜中的Zn含量比率)優選為1.2原子％以上且19原子％以下，且氧化物半導體膜14中的Zn相對于W的原子比(氧化物半導體膜中的Zn/W之比)優選為大于1.0且小于60。結果，可以提高場效應遷移率和可靠性。

從提高場效應遷移率和可靠性的觀點考慮，氧化物半導體膜14中的W含量比率更優選為0.6原子％以上，并且更優選為3原子％以下，且進一步優選為2原子％以下。如果氧化物半導體膜14中的W含量比率為0.5原子％以下，則包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10因熱處理而導致場效應遷移率下降且可靠性也下降。如果氧化物半導體膜14中的W含量比率超過5原子％，則包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10的場效應遷移率下降。

如果氧化物半導體膜14中的Zn含量比率為1.2原子％以上且19原子％以下，且氧化物半導體膜14中的Zn/W之比為大于1.0且小于60，則對于包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10，可以提高場效應遷移率且還可以提高可靠性。

從提高場效應遷移率和可靠性的觀點考慮，氧化物半導體膜14中的Zn含量比率更優選為3原子％以上，并進一步優選為10原子％以上，且更優選為18原子％以下。從提高場效應遷移率的觀點考慮，期望In/(In+Zn)的原子比大于0.8。

如果氧化物半導體膜14中的Zn含量比率小于1.2原子％，則包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10的可靠性下降。如果氧化物半導體膜14中的Zn含量比率超過19原子％，則包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10的場效應遷移率下降。

如果氧化物半導體膜14中的Zn/W之比為1.0以下，則包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10的可靠性下降。所述Zn/W之比更優選為3.0以上，且進一步優選為5.0以上。如果氧化物半導體膜14中的Zn/W之比為60以上，則包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10的場效應遷移率下降。所述Zn/W之比更優選為20以下，且進一步優選為15以下。

通過RBS(盧瑟福背散射分析)對氧化物半導體膜14中的化學組成即各種元素的含量比率進行測定。基于該測定結果，計算W含量比率、Zn含量比率和Zn/W之比。當不能通過RBS實施分析時，通過TEM-EDX(帶有能量彌散X射線熒光光譜儀的透射電子顯微鏡)測定所述化學組成。從化學組成測定的精確度的觀點考慮，期望通過RBS進行測定。當使用TEM-EDX時，首先準備至少三種以上氧化物半導體膜作為用于制作校準曲線的試樣，且這些氧化物半導體膜各自由In、W、Zn和O制成，具有接近待測氧化物半導體膜的組成，并且可以通過RBS進行分析。然后，對于這些試樣，通過RBS測定In、W和Zn的含量并通過TEM-EDX測定In、W和Zn的含量。基于這些測定值，制作表示通過TEM-EDX測定的In、W和Zn的含量的測定值與通過RBS測定的In、W和Zn的含量的測定值之間的關系的校準曲線。然后，對于待測氧化物半導體膜，通過TEM-EDX測定In、W和Zn的含量，其后，基于上述校準曲線將該測定值換算為通過RBS測定的In、W和Zn的含量的測定值。將該換算值視為待測氧化物半導體膜的In、W和Zn的含量。

氧化物半導體膜14的電阻率優選為10^-1Ωcm以上。已知包含銦的氧化物為透明導電膜，并且如日本特開2002-256424號公報中所述的，用作所述透明導電膜的膜的電阻率通常小于10^-1Ωcm。另一方面，當將氧化物半導體膜14用作本發明中的半導體器件的溝道層時，期望氧化物半導體膜14的電阻率為10^-1Ωcm以上。為了實現該電阻率值，優選綜合考慮上述膜厚度、W含量比率、Zn含量比率和Zn/W之比。另外，期望在通過濺射法形成氧化物半導體膜14之后在含氧氣氛中實施加熱處理，和/或在將氧化物用于與氧化物半導體膜14的至少一部分接觸的層(蝕刻終止層、柵絕緣層、鈍化層)的同時實施加熱處理。

優選氧化物半導體膜14由納米晶氧化物或無定形氧化物構成，因為對于包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10(例如TFT)，可以提高場效應遷移率并且還可以提高可靠性。

在本說明書中，“納米晶氧化物”是指如下所述的氧化物：其中按照如下條件并通過X射線衍射測定未觀察到由晶體造成的峰并且僅觀察到在低角度側出現的稱作“暈環(ハロ一)”的寬峰，且其中當通過按照如下條件使用透射電子顯微鏡對微小區域實施透射電子束衍射測定時觀察到環狀圖案。所述環狀圖案包括斑點聚集而形成環狀圖案的情況。

在本說明書中，“無定形氧化物”是指如下所述的氧化物：其中按照如下條件并通過X射線衍射測定未觀察到由晶體造成的峰并且僅觀察到在低角度側出現的稱作“暈”的寬峰，且其中當通過按照如下條件使用透射電子顯微鏡對微小區域實施透射電子束衍射測定時再次觀察到稱作“暈”的模糊圖案。

(X射線衍射測定條件)

測定方法：面內法(狹縫準直法)

X射線產生部：對陰極Cu，50kV的輸出，300mA

檢測部：閃爍計數器

入射部：狹縫準直

索勒狹縫(ソ一ラ一スリツト)：入射側縱向發散角0.48°

光接收側縱向發散角0.41°

狹縫：入射側S1＝1mm*10mm

光接收側S2＝0.2mm*10mm

掃描條件：2θχ/φ的掃描軸

掃描模式：步長測定，掃描范圍10°～80°，步長0.1°，步進時間(ステツプ時間)8秒。

(透射電子束衍射測定條件)

測定方法：微電子束衍射方法

加速電壓：200千伏

束直徑：與待測氧化物半導體膜的膜厚度相同或相當

在氧化物半導體膜14由納米晶氧化物構成的情況下，當按照上述條件對微小區域實施透射電子束衍射測定時如上所述觀察到環狀圖案并且未觀察到斑點狀圖案。相比之下，在日本專利5172918號中公開的氧化物半導體膜包含沿垂直于膜表面的方向的c軸取向的晶體，且當微小區域內的納米晶體取向在如上所述的特定方向上時，觀察到斑點狀圖案。在氧化物半導體膜14由納米晶氧化物構成的情況下，當至少對垂直于膜表面的表面(膜剖面)進行觀察時，納米晶體具有非取向性質，即納米晶體相對于膜的表面無取向，并且具有隨機取向。換而言之，晶軸相對于膜厚度方向無取向。

因為氧化物半導體膜14由納米晶氧化物或無定形氧化物構成，所以在包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10中可以實現高的場效應遷移率。為了提高遷移率，更期望氧化物半導體膜14由無定形氧化物構成。當上述的Zn含量比率為10原子％以上和/或上述的W含量比率為0.4原子％以上時，氧化物半導體膜14易于由無定形氧化物構成且在達到較高的加熱處理溫度之前無定形氧化物是穩定的。

優選氧化物半導體膜14的膜厚度為2nm以上且25nm以下。當膜厚度為2nm以上且25nm以下時，在包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10中可以實現更高的場效應遷移率且還可以提高可靠性。如果膜厚度超過25nm，則氧化物半導體膜14傾向于不由納米晶氧化物或無定形氧化物構成，且提高場效應遷移率傾向于變得不可能。通過提高上述Zn含量比率和/或提高上述W含量比率，在達到較大的膜厚度之前可以保持納米晶氧化物或無定形氧化物。

當氧化物半導體膜14的膜厚度為2nm以上且25nm以下時，氧化物半導體膜14可以由納米晶氧化物或無定形氧化物構成。結果，在包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10中，可以實現高的場效應遷移率。從實現較高的場效應遷移率的觀點考慮，氧化物半導體膜14的膜厚度更優選為5nm以上，且更優選為18nm以下。

通過用透射電子顯微鏡觀察膜剖面、測定從膜的最下表面到最上表面的距離、并將所述距離除以放大倍率，可以計算氧化物半導體膜14的膜厚度。在五個點處實施所述距離測定并由其平均值計算膜厚度。

通過包括通過濺射法成膜的步驟的制造方法可以得到氧化物半導體膜14。這在提高包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10(例如TFT)的場效應遷移率和可靠性方面是有利的。

濺射法是指通過以相互面對的方式將靶與基板配置在成膜室中，對所述靶施加電壓，且使用惰性氣體離子對靶的表面進行濺射，從而從靶釋放形成靶的原子并將所述原子淀積在所述基板上，從而形成由形成靶的原子構成的膜的方法。

除了濺射法之外，作為形成氧化物半導體膜的方法還提出了脈沖激光淀積(PLD)法、加熱淀積法等。然而，由于上述原因，優選使用濺射法。

作為濺射法，可以使用磁控濺射法、面向靶型磁控濺射法等。作為濺射期間的氣氛氣體，可以使用Ar氣、Kr氣和Xe氣，并且還可以使用這些氣體與氧氣的混合物。

另外，通過在通過濺射法成膜后實施加熱處理，或通過在通過濺射法成膜期間實施加熱處理，也可以得到氧化物半導體膜14。結果，易于得到由納米晶氧化物或無定形氧化物構成的氧化物半導體膜14。另外，通過該方法得到的氧化物半導體膜14在提高包含氧化物半導體膜14作為溝道層的半導體器件10(例如TFT)的場效應遷移率和可靠性方面是有利的。

通過在這種成膜期間對基板進行加熱，可以實施在通過濺射法成膜期間實施的加熱處理。優選基板的溫度為100℃以上且250℃以下。加熱處理時間與成膜時間相當且成膜時間取決于要形成的氧化物半導體膜14的膜厚度。成膜時間可以例如為約10秒～約10分鐘。

也可以通過對基板進行加熱實施在通過濺射法成膜后實施的加熱處理。優選基板溫度為100℃以上且350℃以下。加熱處理的氣氛可以為各種類型的氣氛如在空氣中、在氮氣中、在氮氣-氧氣中、在Ar氣中、在Ar氣-氧氣中、在含水蒸氣的空氣中以及在含水蒸氣的氮氣中。在大氣中的壓力可以為大氣壓之外的在減壓條件下的壓力(例如小于0.1Pa)或在加壓條件下的壓力(例如0.1Pa～9MPa)，并且優選大氣壓。加熱處理時間可以例如為約3分鐘～約2小時，優選為約10分鐘～約90分鐘。在本實施方案的半導體器件10中，期望在氧化物層(蝕刻終止層、柵絕緣膜、鈍化膜)不與氧化物半導體膜14的至少一部分接觸時，在含氧氣氛中實施加熱處理。

圖1～3為顯示本實施方案的半導體器件(TFT)的幾個實例的示意圖。在圖1中所示的半導體器件10包含基板11、配置在基板11上的柵電極12、作為絕緣層配置在柵電極12上的柵絕緣膜13、作為溝道層配置在柵絕緣膜13上的氧化物半導體膜14以及以相互不接觸的方式配置在氧化物半導體膜14上的源電極15和漏電極16。

圖2中所示的半導體器件20除了還包含配置在氧化物半導體膜14上并具有接觸孔的蝕刻終止層17、和配置在蝕刻終止層17、源電極15和漏電極16上的鈍化膜18之外，具有類似于圖1中所示的半導體器件10的構造。在圖2中所示的半導體器件20中，可以如圖1中所示的半導體器件10中一樣省略鈍化膜18。圖3中所示的半導體器件30除了還包含配置在氧化物半導體膜14、源電極15和漏電極16上的鈍化膜18之外，具有類似于圖1中所示的半導體器件10的構造。

優選本實施方案的半導體器件包含上述氧化物半導體膜14并且還包含以與該氧化物半導體膜14的至少一部分接觸的方式配置且為納米晶層和無定形層中的至少一種的層(下文中，也將這個層稱為“相鄰層”)。通過設置相鄰層，以與相鄰層接觸的方式形成的氧化物半導體膜14受到相鄰層的結晶度的影響并且易于成為由納米晶氧化物或無定形氧化物構成的膜。由此，還可以對半導體器件提供優異的場效應遷移率。根據包含相鄰層的半導體器件，即使當上述加熱處理溫度高時，仍可以保持高的場效應遷移率。在即使當加熱處理溫度較高時仍可以保持由無定形氧化物構成的膜的情況下，可以保持高場效應遷移率并且可以實現高可靠性。

上述相鄰層的整體可以為納米晶或無定形中的至少任一種，或者上述相鄰層的與氧化物半導體膜14接觸的部分可以為納米晶或無定形中的至少任一種。在后一種情況下，為納米晶或無定形中的至少任一種的部分可以為在相鄰層中的膜表面的方向上的全體，或可以為與氧化物半導體膜14接觸的表面的一部分。

作為納米晶層和無定形層中的至少一種的相鄰層可以為作為氧化物半導體膜14的底層(或下層)以與氧化物半導體膜14接觸的方式形成的層，或可以為以與氧化物半導體膜14的上部接觸的方式形成的上層。此外，本實施方案的半導體器件可以包含兩個以上的相鄰層，并且在這種情況下，這些相鄰層可以為氧化物半導體膜14的下層和上層。

例如，在圖1中所示的半導體器件10中，柵絕緣膜13可以為上述相鄰層。在圖2中所示的半導體器件20中，柵絕緣膜13和/或蝕刻終止層17可以為上述相鄰層。在圖3中所示的半導體器件30中，柵絕緣膜13和/或鈍化膜18可以為上述相鄰層。

優選上述相鄰層為包含硅(Si)和鋁(A1)中的至少一種的氧化物層。相鄰層為包含Si和A1中的至少一種的氧化物層的特征在提高半導體器件的場效應遷移率和可靠性方面是有利的，尤其是該特征在即使當上述加熱處理溫度高時仍提供可以保持高場效應遷移率的半導體器件方面是有利的。此外，相鄰層為包含Si和A1中的至少一種的氧化物層的特征在降低截止電流方面是有利的，并且在將氧化物半導體膜14的電阻率設定為10^-1Ωcm以上方面也是有利的。盡管包含Si和A1中的至少一種的氧化物沒有特別限制，但所述氧化物的實例可以包括硅氧化物(SiOx)、鋁氧化物(Al_mO_n)等。

下面，將對制造本實施方案的半導體器件的方法進行說明。制造半導體器件的方法包括如下步驟：準備上述實施方案的濺射靶；以及使用所述濺射靶并通過濺射法形成上述氧化物半導體膜。首先，將對制造圖1中所示的半導體器件10的方法進行說明。這樣的制造方法沒有特別限制。然而，從有效地制造具有高特性的半導體器件10的觀點考慮，參照圖4，優選制造圖1中所示的半導體器件10的方法包括如下步驟：在基板11上形成柵電極12(圖4(A))；在柵電極12上形成作為絕緣層的柵絕緣膜13(圖4(B))；在柵絕緣膜13上形成作為溝道層的氧化物半導體膜14(圖4(C))；以及以相互不接觸的方式在氧化物半導體膜14上形成源電極15和漏電極16(圖4(D))。

(1)形成柵電極的步驟

參照圖4(A)，在基板11上形成柵電極12。盡管基板11沒有特別限制，但從提高透明度、價格穩定性和表面光滑度的觀點考慮，優選石英玻璃基板、無堿玻璃基板、堿玻璃基板等。盡管柵電極12沒有特別限制，但從高抗氧化性和低電阻的觀點考慮，優選Mo電極、Ti電極、W電極、Al電極、Cu電極等。盡管形成柵電極12的方法沒有特別限制，但從使得在基板11的主表面上以大面積并且均勻地形成的觀點考慮，優選真空氣相淀積法、濺射法等。

(2)形成柵絕緣膜的步驟

參照圖4(B)，在柵電極12上形成作為絕緣層的柵絕緣膜13。盡管形成柵絕緣膜13的方法沒有特別限制，但從使得以大面積并且均勻地形成以及確保絕緣性質的觀點考慮，優選等離子體CVD(化學氣相淀積)法等。

盡管柵絕緣膜13的材料沒有特別限制，但從絕緣性質的觀點考慮，優選硅氧化物(SiO_x)、氮化硅(SiN_y)等。當柵絕緣膜13為上述的相鄰層時，優選包含Si和A1中的至少一種的氧化物如硅氧化物(SiO_x)和鋁氧化物(Al_mO_n)。

(3)形成氧化物半導體膜的步驟

參照圖4(C)，在柵絕緣膜13上形成作為溝道層的氧化物半導體膜14。如上所述，優選由包括通過濺射法成膜的步驟的工序形成氧化物半導體膜14，并且優選例如通過在通過濺射法成膜后實施加熱處理而形成氧化物半導體膜14，或通過在通過濺射法成膜期間實施加熱處理而形成氧化物半導體膜14。將上述第一實施方案的氧化物燒結體用作用于濺射法的原料靶。

(4)形成源電極和漏電極的步驟

參照圖4(D)，以相互不接觸的方式在氧化物半導體膜14上形成源電極15和漏電極16。盡管源電極15和漏電極16沒有特別限制，但從高抗氧化性、低電阻和低的與氧化物半導體膜14的接觸電阻的觀點考慮，優選Mo電極、Ti電極、W電極、Al電極、Cu電極等。盡管形成源電極15和漏電極16的方法沒有特別限制，但從使得在其上形成有氧化物半導體膜14的基板11的主表面上以大面積并且均勻地形成的觀點考慮，優選真空氣相淀積法、濺射法等。盡管以相互不接觸的方式形成源電極15和漏電極16的方法沒有特別限制，但從以大面積并且均勻地形成源電極15和漏電極16的圖案的觀點考慮，優選通過使用光刻膠的蝕刻法形成。

下面，將對制造圖2中所示的半導體器件20的方法進行說明。除了還包括形成具有接觸孔17a的蝕刻終止層17以及形成鈍化膜18的步驟之外，該制造方法可以類似于制造圖1中所示的半導體器件10的方法。具體地，參照圖4和5，優選制造圖2中所示的半導體器件20的方法包括如下步驟：在基板11上形成柵電極12(圖4(A))；在柵電極12上形成作為絕緣層的柵絕緣膜13(圖4(B))；在柵絕緣膜13上形成作為溝道層的氧化物半導體膜14(圖4(C))；在氧化物半導體膜14上形成蝕刻終止層17(圖5(A))；在蝕刻終止層17中形成接觸孔17a(圖5(B))；以相互不接觸的方式在氧化物半導體膜14和蝕刻終止層17上形成源電極15和漏電極16(圖5(C))；以及在蝕刻終止層17、源電極15和漏電極16上形成鈍化膜18(圖5(D))。

盡管蝕刻終止層17的材料沒有特別限制，但從絕緣性質的觀點考慮，優選硅氧化物(SiO_x)、氮化硅(SiN_y)、鋁氧化物(Al_mO_n)等。當蝕刻終止層17為上述相鄰層時，優選包含Si和Al中的至少一種的氧化物如硅氧化物(SiO_x)和鋁氧化物(Al_mO_n)。蝕刻終止層17可以為由不同材料制成的膜的組合。盡管形成蝕刻終止層17的方法沒有特別限制，但從使得以大面積并且均勻地形成以及確保絕緣性質的觀點考慮，優選等離子體CVD(化學氣相淀積)法、濺射法、真空氣相淀積法等。

由于源電極15和漏電極16需要與氧化物半導體膜14接觸，所以在氧化物半導體膜14上形成蝕刻終止層17，其后，在蝕刻終止層17中形成接觸孔17a(圖5(B))。形成接觸孔17a的方法的一個實例可以包括干法蝕刻或濕法蝕刻。通過經由該方法蝕刻蝕刻終止層17并形成接觸孔17a，使氧化物半導體膜14的表面在蝕刻部露出。

與制造圖1中所示的半導體器件10的方法類似，在制造圖2中所示的半導體器件20的方法中，以相互不接觸的方式在氧化物半導體膜14和蝕刻終止層17上形成源電極15和漏電極16(圖5(C))，其后，在蝕刻終止層17、源電極15和漏電極16上形成鈍化膜18(圖5(D))。

盡管鈍化膜18的材料沒有特別限制，但從絕緣性質的觀點考慮，優選硅氧化物(SiO_x)、氮化硅(SiN_y)、鋁氧化物(Al_mO_n)等。當鈍化膜18為上述相鄰層時，優選包含Si和Al中的至少一種的氧化物如硅氧化物(SiO_x)和鋁氧化物(Al_mO_n)。鈍化膜18可以為由不同材料制成的膜的組合。盡管形成鈍化膜18的方法沒有特別限制，但從使得以大面積并且均勻地形成以及確保絕緣性質的觀點考慮，優選等離子體CVD(化學氣相淀積)法、濺射法、真空氣相淀積法等。

與圖3中所示的半導體器件30類似，可以使用背溝道蝕刻(BCE)結構而不形成蝕刻終止層17，并且可以在氧化物半導體膜14、源電極15和漏電極16上直接形成鈍化膜18。對于在這種情況下的鈍化膜18，引用關于圖2中所示的半導體器件20的鈍化膜18的上述說明。

實施例

<實施例1～11和比較例1～10>

(1)氧化物燒結體的制作

(1-1)準備粉末原料

準備具有表1中所示的組成和中值粒徑d50(在表1中表示為“W粒徑”)并具有99.99質量％純度的鎢氧化物粉末(在表1中表示為“W”)、具有1.0μm中值粒徑d50并具有99.99質量％純度的ZnO粉末(在表1中表示為“Z”)和具有1.0μm中值粒徑d50并具有99.99質量％純度的In₂O₃粉末(在表1中表示為“I”)。

(1-2)制備原料粉末的一次混合物

首先，將準備的原料粉末中的鎢氧化物粉末和ZnO粉末、或鎢氧化物粉末和銦氧化物粉末放入球磨機中，并粉碎混合18小時以制備原料粉末的一次混合物。將鎢氧化物粉末與ZnO粉末之間的摩爾混合比設定為大約鎢氧化物粉末：ZnO粉末＝1∶1。將鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末之間的摩爾混合比設定為大約鎢氧化物粉末：In₂O₃粉末＝1∶3。將乙醇用作粉碎混合時的分散介質。將得到的原料粉末的一次混合物在大氣中進行干燥。

(1-3)通過對一次混合物進行熱處理而形成煅燒粉末

接著，將得到的原料粉末的一次混合物放入由氧化鋁制成的坩堝中，并在表1中所示的煅燒溫度下在空氣氣氛中煅燒8小時，以獲得由ZnWO₄型晶相構成的煅燒粉末或由In₆WO₁₂型晶相構成的煅燒粉末。表1顯示構成得到的煅燒粉末的晶相的組成。

(1-4)制備包含煅燒粉末的原料粉末的二次混合物

接著，將得到的煅燒粉末與作為準備的其余原料粉末的In₂O₃粉末或ZnO粉末一起放入罐中，并進一步放入粉碎混合球磨機內，并粉碎混合12小時以制備原料粉末的二次混合物。以混合物中的W、Zn與In之間的摩爾比如表1中所示的方式設定這些粉末的混合比。將乙醇用作粉碎和混合時的分散介質。通過噴霧干燥對得到的混合粉末進行干燥。

(1-5)通過對二次混合物進行成型而形成成型體

接著，通過壓制將得到的二次混合物成型，并進一步在室溫(5℃～30℃)下的靜態水中在190MPa的壓力下通過CIP進行加壓成型。由此得到具有100mm直徑和約9mm厚度的盤狀成型體。

(1-6)通過對成型體進行燒結形成氧化物燒結體

接著，將得到的成型體在表1中所示的燒結溫度下在大氣壓下的空氣氣氛中燒結8小時。由此得到包含紅綠柱石型晶相(In₂O₃型相)的氧化物燒結體，所述紅綠柱石型晶相具有固溶在其中的鎢(在某些情況中，還有鋅)。

(1-7)氧化物燒結體性質的評價

通過從氧化物燒結體的一部分獲得試樣并通過粉末X射線衍射法進行晶體分析，確認得到的氧化物燒結體的晶相。X射線衍射測定條件為如下。將存在于氧化物燒結體中的晶相示于表1中。

(X射線衍射測定條件)

θ-2θ方法

X射線源：Cu Kα射線

X射線管電壓：45kV

X射線管電流：40mA

步長：0.03°

步進時間：1秒/步

測定范圍2θ：10°～90°

可以通過如下方式確認作為紅綠柱石型晶相的In₂O₃型相為得到的氧化物燒結體中的主要成分。首先，通過X射線衍射確認紅綠柱石型晶相、六方纖鋅礦結構型晶體和鎢酸鋅型晶相的存在，以及這些晶相之外的晶相的存在。

通過X射線衍射按照如下確認紅綠柱石型晶相、六方纖鋅礦型晶相和鎢酸鋅化合物晶相的存在；這些晶相之外的晶相的存在；以及各種晶相的比例。從氧化物燒結體的一部分得到試樣并將試樣表面拋光以使得表面光滑。然后，通過使用SEM-EDX(帶有能量彌散X射線熒光光譜儀的掃描二次電子顯微鏡)，通過SEM(掃描二次電子顯微鏡)觀察試樣的表面并通過EDX(能量彌散X射線熒光光譜儀)分析各晶粒的金屬元素的組成比。然后，基于這些晶粒的金屬元素的組成比的趨勢對晶粒進行分組。具體地，將晶粒分為：具有高的Zn含量比率并具有非常低的W含量比率或不包含W的A組晶粒、具有高的Zn含量比率和高的W含量比率的B組晶粒、以及具有非常低的Zn含量比率和非常低的W含量比率并具有高的In含量比率的C組晶粒。A組被斷定為六方纖鋅礦型晶相，B組被斷定為鎢酸鋅化合物晶相，C組被斷定為紅綠柱石型In₂O₃相且其它組被斷定為其它晶相。

將氧化物燒結體中的紅綠柱石型晶相的占有率(氧化物燒結體中的紅綠柱石型晶相的比例)定義為紅綠柱石型晶相(C組)對氧化物燒結體的上述測定表面的面積之比(百分數)。在本實施方案的氧化物燒結體中，該定義的紅綠柱石型相的占有率為60％以上。

當紅綠柱石型晶相的占有率為60％以上時，可以確定，作為紅綠柱石型晶相的In₂O₃型晶相為主要成分。實施例1～11和比較例1～10中的氧化物燒結體全部主要由作為紅綠柱石型晶相的In₂O₃型晶相構成。

通過ICP質譜法對得到的氧化物燒結體中的In、Zn和W的含量進行了測定。基于這些含量，得到了氧化物燒結體中的W含量比率(原子％，在表1中表示為“W含量比率”)、Zn含量比率(原子％，在表1中表示為“Zn含量比率”)和Zn/W之比(原子數比，表1中表示為“Zn/W之比”)。將結果示于表1中。

通過阿基米德(Archimedes)法獲得了得到的氧化物燒結體的表觀密度。通過使用電阻率計(由三菱油化株式會社制造的Loresta)根據四探針法對得到的氧化物燒結體的電阻率進行測定。將獲得的電阻率示于表1中。在比較例10中，在不實施煅燒步驟(步驟1-2和1-3)的條件下，將In₂O₃粉末、ZnO粉末和WO₃粉末混合，并進行成型和燒結。然后，電阻率為1Ωcm以上且不可能應用于DC(直流)磁控濺射法。

(2)包含氧化物半導體膜的半導體器件(TFT)的制作和評價

(2-1)包含氧化物半導體膜的半導體器件(TFT)的制作

根據如下工序制作了具有與圖3中所示的半導體器件30類似的構造的TFT。參照圖4(A)，首選準備合成石英玻璃基板作為基板11，并通過濺射法在基板11上形成具有100nm厚度的Mo電極作為柵電極12。

參照圖4(B)，接著通過等離子體CVD法在柵電極12上形成作為無定形氧化物層的厚度為200nm的SiO_x膜或SiN_y膜作為柵絕緣膜13。在下表2中的“GI層”欄中，對用于各個實施例和比較例的柵絕緣膜13的材料進行說明。

參照圖4(C)，接著通過DC(直流)磁控濺射法在柵絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14。具有3英寸(76.2mm)直徑的靶的平面為濺射面。將上述(1)中得到的氧化物燒結體用作靶。

將對氧化物半導體膜14的形成進行更具體的說明。以柵絕緣膜13露出的方式將具有上述柵電極12和在其上形成的柵絕緣膜13的基板11配置在濺射設備(未示出)的成膜室中的水冷卻的基板固定器上。將上述靶以面對柵絕緣膜13的方式配置在90mm距離處。將成膜室中的真空度設定為約6×10^-5Pa并且按照如下對靶進行濺射。

首先，使用置于柵絕緣膜13與靶之間的閘門(シヤツター)，將Ar(氬)氣和O₂(氧)氣的混合氣體引入成膜室中，直至壓力達到0.5Pa。混合氣體中的O₂氣的含量比率為20體積％。將110W的直流電力施加到所述靶以引起濺射放電，從而將靶表面的清潔(預濺射)實施5分鐘。

接著，將110W的直流電力施加到相同的靶，并且在保持成膜室內的氣氛的狀態下，除去上述的閘門并在柵絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14。不將偏置電壓特別地施加到基板固定器。對基板固定器進行水冷卻或加熱并對成膜期間和成膜后的基板11的溫度進行調節。在實施例和比較例中，在其中在下表2中的“加熱處理”欄中對“成膜期間”進行說明的實施例中，對基板固定器進行加熱并在成膜期間將基板溫度調節至表2中的“處理溫度”欄中所述的溫度，從而在成膜的同時實施加熱處理。在這種情況下，加熱處理時間相當于成膜時間。另一方面，在實施例和比較例中，在其中在下表2中的“加熱處理”欄中對“成膜后”進行說明的情況下，在成膜期間對基板固定器進行水冷卻并且將基板溫度調節至約20℃，并且在成膜后(如下所述，具體為在形成源電極15和漏電極16之后)，對基板固定器進行加熱并將基板溫度調節至表2中“處理溫度”欄中所述的溫度，從而實施加熱處理。在這種情況下，當氧化物半導體膜14的膜厚度例如為5nm(實施例11)時成膜時間為約14秒，并且當氧化物半導體膜14的膜厚度為28nm(比較例1)時成膜時間為約70秒。另外，在其中在下表2中的“加熱處理”欄中描述為“無”的情況下，在成膜期間和成膜后都不實施加熱處理。在這種情況下，成膜期間的基板溫度為約20℃。在任一實施例和比較例中，以氧化物半導體膜14的厚度具有下表2中所示值的方式對成膜時間進行調節。

如上所述，通過使用對上述(1)中得到的氧化物燒結體進行加工而得到的靶并通過DC(直流)磁控濺射法形成氧化物半導體膜14。氧化物半導體膜14在TFT中作為溝道層。將在各個實施例和比較例中形成的氧化物半導體膜14的膜厚度示于表2中。通過用透射電子顯微鏡觀察膜剖面、測定從膜的最下表面到最上表面的距離、并將所述距離除以放大倍率，計算氧化物半導體膜14的膜厚度。在五個點處實施距離測定并由其平均值計算膜厚度。

接著，對由此形成的氧化物半導體膜14的一部分進行蝕刻以形成源電極形成部14s、漏電極形成部14d和溝道部14c。將源電極形成部14s和漏電極形成部14d的主表面的尺寸各自設定為50μm×50μm并將溝道長度C_L(參照圖1(A)和1(B)，溝道長度C_L是指在源電極15與漏電極16之間的溝道部14c的距離)設定為30μm，并將溝道寬度C_W(參照圖1(A)和1(B)，溝道寬度C_W是指溝道部14c的寬度)設定為40μm。在75mm×75mm的基板主表面內以3mm的間隔配置在長度上的25個溝道部14c和在寬度上的25個溝道部14c，使得在75mm×75mm的基板主表面內以3mm的間隔配置在長度上的25個TFT和在寬度上的25個TFT。

通過制備以草酸∶水＝5∶95的體積比包含草酸和水的蝕刻水溶液，并將在基板11上依次形成有柵電極12、柵絕緣膜13和氧化物半導體膜14的基板11浸入40℃下的該蝕刻水溶液中，對氧化物半導體膜14的一部分實施蝕刻。

參照圖4(D)，接著以相互分開的方式在氧化物半導體膜14上形成源電極15和漏電極16。

具體地，首先將抗蝕劑(未示出)涂布到氧化物半導體膜14并以僅氧化物半導體膜14的源電極形成部14s和漏電極形成部14d的主表面露出的方式進行曝光和顯影。接著，通過濺射法分別在氧化物半導體膜14的源電極形成部14s和漏電極形成部14d的主表面上形成厚度為100nm的作為源電極15的Mo電極和厚度為100nm的作為漏電極16的Mo電極。其后，將氧化物半導體膜14上的抗蝕劑剝離。對于作為源電極15的Mo電極和作為漏電極16的Mo電極，以在75mm×75mm的基板主表面內以3mm的間隔配置在長度上的25個TFT和在寬度上的25個TFT的方式，將一個源電極15和一個漏電極16各自配置于一個溝道部14c。

在實施例和比較例中，在其中在下表2中的“加熱處理”欄中對“成膜后”進行說明的情況下，對基板固定器進行加熱并在形成源電極15和漏電極16之后將基板溫度調節至在表2中的“處理溫度”欄中所述的溫度，從而在空氣氣氛中實施加熱處理。加熱處理時間為約14分鐘。

參照圖3，接著在氧化物半導體膜14、源電極15和漏電極16上形成鈍化膜18。所述鈍化膜18具有如下構造：通過等離子體CVD法形成100nm厚度的作為無定形氧化物層的SiO_x膜，其后，通過等離子體CVD法在SiO_x膜上形成200nm厚度的SiN_y膜而得到的構造；或通過濺射法形成100nm厚度的作為無定形氧化物層的Al_mO_n膜，其后，通過等離子體CVD法在Al_mO_n膜上形成200nm厚度的SiN_y膜而得到的構造。當無定形氧化物層為SiO_x膜時，在下表2中的“PV層”欄中對“SiO_x”進行說明。當無定形氧化物層為Al_mO_n膜時，在“PV層”欄中對“Al_mO_n”進行說明。

接著，通過反應性離子蝕刻對源電極15和漏電極16上的鈍化膜18進行蝕刻并形成接觸孔，從而使源電極15和漏電極16的表面的一部分露出。

最后，在氮氣氛中實施退火處理(熱處理)。在所有實施例和比較例中都進行這種退火處理。具體地，在氮氣氛中于280℃下實施30分鐘的退火處理后，在氮氣氛中于350℃下實施30分鐘的退火處理。如上所述，得到包含氧化物半導體膜14作為溝道層的TFT。

(2-2)氧化物半導體膜的結晶度、W含量比率、Zn含量比率和Zn/W之比

根據上述的測定方法和定義對制造的TFT的氧化物半導體膜14的結晶度進行評價。在表2中的“結晶度”欄中，當氧化物半導體膜14為納米晶時描述為“納米晶”，且當氧化物半導體膜14為無定形的時描述為“無定形”。另外，通過RBS(盧瑟福背散射分析)對氧化物半導體膜14中的In、W和Zn的含量進行了測定。基于這些含量，得到了氧化物半導體膜14中的W含量比率(原子％，在表1中表示為“Zn含量比率”)、Zn含量比率(原子％，在表2中表示為“Zn含量比率”)和Zn/W之比(原子數比，在表2中表示為“Zn/W之比”)。將結果示于表2中。

(2-3)電阻率的測定

使測定針與源電極15和漏電極13接觸。接著，在將電壓從1V變化到20V并將電壓施加到源電極15與漏電極16之間的同時，測定源漏電流I_ds。當繪制I_ds-V_gs圖時，斜率是指電阻R。根據該電阻R以及溝道長度C_L(30μm)、溝道寬度C_W(40μm)和膜厚度t，可以將電阻率確定為R×C_W×t/C_L。經確認，實施例的氧化物半導體膜都具有10^-1Ωcm以上的電阻率。

(2-4)半導體器件的特性評價

按照如下對作為半導體器件10的TFT的特性進行了評價。首先，使測定針與柵電極12、源電極15和漏電極16接觸。將0.2V的源漏電壓V_ds施加到源電極15與漏電極16之間，并將施加到源電極15與柵電極12之間的柵源電壓V_gs從-30V變化到20V并測定此時的源漏電流I_ds。然后，繪制柵源電壓V_gs與源漏電流I_ds的平方根[(I_ds)^1/2]之間的關系圖(下文中，該圖也將被稱為“V_gs-(I_ds)^1/2曲線”)。在V_gs-(I_ds)^1/2曲線上繪制切線，并將與具有最大切線斜率的點相切的切線與x軸(V_gs)相交的交點(x截距)定義為閾值電壓V_th。測定在氮氣氛中于280℃下進行了30分鐘退火處理的TFT的閥值電壓V_th(V_th(280℃)和在氮氣氛中于350℃下進行了30分鐘退火處理的TFT的閥值電壓V_th(V_th(350℃)。

另外，通過根據如下方程式[a]關于柵源電壓V_gs對源漏電流I_ds進行微分而導出g_m：

g_m＝dI_ds/dV_gs [a]。

然后，通過使用V_gs＝15.0V時的gm值，基于如下方程式[b]計算場效應遷移率μ_fe：

μ_fe＝g_m×C_L/(C_W×C_i×V_ds) [b]。

在上述方程式[b]中，溝道長度C_L為30μm且溝道寬度C_W為40μm。此外，柵絕緣膜13的電容C_i為3.4×10^-8F/cm²，且源漏電壓V_ds為0.3V。

在表2中的“遷移率(280℃)”欄中對在氮氣氛中于280℃下進行了30分鐘退火處理后的場效應遷移率μ_fe進行說明。在表2中的“遷移率(350℃)”欄中對在氮氣氛中于350℃下進行了30分鐘退火處理后的場效應遷移率μ_fe進行說明。如表2中所示，可以看出，隨著Zn/W之比變大，遷移率(280℃)與遷移率(350℃)之差變小。此外，當In/(In+Zn)之比大于0.8時，進行了在280℃下的退火處理的TFT的場效應遷移率μ_fe大。

此外，實施了如下可靠性評價試驗。在將施加到源電極15與柵電極12之間的柵源電壓V_gs固定為-25V的狀態下，將該柵源電壓V_gs持續施加1小時。通過使用上述方法，得到了在開始施加之后1秒、10秒、100秒、300秒和3600秒的閾值電壓V_th，并得到了最大閾值電壓V_th與最小閾值電壓V_th之差ΔV_th。可以確定，隨著ΔV_th變小，可靠性變高。在表2中的“ΔV_th(280℃)”欄中對在氮氣氛中于280℃下進行了30分鐘退火處理后的ΔV_th進行了說明。在表2中的“ΔV_th(350℃)”欄中對在氮氣氛中于350℃下進行了30分鐘退火處理后的ΔV_th進行了說明。

應理解，在此所公開的實施方案在各個方面都是示例性的和非限制性的。本發明的范圍由權利要求書的權項限定，而不是由上述實施方案限定，并且旨在包括與權利要求書的權項等價的含義和范圍內的所有變體。

標號說明

10、20、30：半導體器件(TFT)；11：基板；12：柵電極；13：柵絕緣膜；14：氧化物半導體膜；14c：溝道部；14d：漏電極形成部；14s：源電極形成部；15：源電極；16：漏電極；17：蝕刻終止層；17a：接觸孔；18：鈍化膜。