TWI786069B - 氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、及半導體裝置之製造方法 - Google Patents

氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、及半導體裝置之製造方法 Download PDF

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粟田英章
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日商住友電氣工業股份有限公司
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Abstract

本發明提供一種氧化物燒結體及其製造方法、及包含使用該氧化物燒結體所形成之氧化物半導體膜14的半導體裝置10之製造方法，該氧化物燒結體含有In、W及Zn，含有包含方鐵錳礦型結晶相之第1結晶相、與Zn之含有率高於第1結晶相之第2結晶相，構成第2結晶相之粒子之平均長軸直徑為3～50 μm、平均縱橫比為1.5～50，上述氧化物燒結體之視密度超過6.4 g/cm3 且為7.5 g/cm3 以下，W相對於In、W及Zn之合計之含有率超過0.01原子%且為5.0原子%以下，Zn之含有率為1.2原子%以上且未達50原子%，Zn相對於W之原子比大於1.0且小於20000。

Description

氧化物燒結體及其製造方法、濺鍍靶、及半導體裝置之製造方法
本發明係關於一種可較佳地作為用以藉由濺鍍法形成氧化物半導體膜之濺鍍靶而使用之氧化物燒結體及其製造方法、包含該氧化物燒結體之濺鍍靶(sputter target、sputtering target)、及包含使用該濺鍍靶藉由濺鍍法(sputter method、sputtering method)所形成之氧化物半導體膜的半導體裝置之製造方法。本申請案係主張基於2017年2月20日提出申請之日本專利申請特願2017-028971號之優先權。該日本專利申請所記載之全部記載內容係以參照之形式援用至本說明書中。
先前，在液晶顯示裝置、薄膜EL(電致發光)顯示裝置、有機EL顯示裝置等中，作為半導體裝置TFT(薄膜電晶體)之通道層發揮功能之半導體膜主要使用非晶矽(a-Si)膜。 近年來，作為a-Si之替代材料，含有銦(In)、鎵(Ga)及鋅(Zn)之複合氧化物、即In-Ga-Zn系複合氧化物(亦稱為「IGZO」)受到關注。IGZO系氧化物半導體與a-Si相比，可期待更高之載子遷移率。 例如日本專利特開2008-199005號公報(專利文獻1)中揭示，藉由使用氧化物燒結體作為靶之濺鍍法而形成以IGZO為主成分之氧化物半導體膜。 日本專利特開2008-192721號公報(專利文獻2)中揭示，作為藉由濺鍍法等而形成氧化物半導體膜時之材料，適宜使用包含In及鎢(W)之氧化物燒結體。 又，日本專利特開平09-071860號公報(專利文獻3)中揭示包含In及Zn之氧化物燒結體。 [先前技術文獻] [專利文獻] [專利文獻1]日本專利特開2008-199005號公報 [專利文獻2]日本專利特開2008-192721號公報 [專利文獻3]日本專利特開平09-071860號公報 [專利文獻4]日本專利特開2008-163441號公報
本發明之一態樣之氧化物燒結體係含有銦、鎢及鋅者，含有作為該氧化物燒結體之主成分的包含方鐵錳礦型結晶相之第1結晶相、與鋅之含有率高於第1結晶相之第2結晶相，構成第2結晶相之粒子其平均長軸直徑為3 μm以上且50 μm以下，平均縱橫比為1.5以上且50以下，該氧化物燒結體之視密度大於6.4 g/cm3 且為7.5 g/cm3 以下，該氧化物燒結體中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率大於0.01原子%且為5.0原子%以下，該氧化物燒結體中之鋅相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率為1.2原子%以上且未達50原子%，該氧化物燒結體中之鋅相對於鎢之原子比大於1.0且小於20000。 本發明之另一態樣之濺鍍靶包含上述態樣之氧化物燒結體。 本發明之又一態樣之半導體裝置之製造方法係製造包含氧化物半導體膜之半導體裝置之方法，包括準備上述態樣之濺鍍靶之步驟、與使用濺鍍靶藉由濺鍍法形成氧化物半導體膜之步驟。 本發明之又一態樣之氧化物燒結體之製造方法係上述態樣之氧化物燒結體之製造方法，其包括如下步驟：製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對該1次混合物進行熱處理而形成預燒粉末；製備包含該預燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將該2次混合物進行成形而形成成形體；及藉由對該成形體進行燒結而形成氧化物燒結體；該形成預燒粉末之步驟包括如下操作：於含氧環境下，以700℃以上且未達1400℃之溫度對該1次混合物進行熱處理，藉此形成作為該預燒粉末之包含銦與鎢之複合氧化物之粉末。 本發明之又一態樣之氧化物燒結體之製造方法係上述態樣之氧化物燒結體之製造方法，其包括如下步驟：製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對該1次混合物進行熱處理而形成預燒粉末；製備包含該預燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將該2次混合物進行成形而形成成形體；及藉由對該成形體進行燒結而形成氧化物燒結體；該形成預燒粉末之步驟包括如下操作：於含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對該1次混合物進行熱處理，藉此形成作為該預燒粉末之包含鋅與鎢之複合氧化物之粉末。
＜本揭示所欲解決之課題＞ 於將氧化物燒結體應用於濺鍍靶之情形時，通常藉由研削、切削加工等將濺鍍靶加工為所需形狀。專利文獻4中有減小濺鍍靶製作時之表面粗糙度之記載。然而，實際使用時，對剛製成靶後之表面藉由濺鍍進行蝕刻，使用過程中係以蝕刻之同時所形成之表面粗糙度繼續使用。若受蝕刻之靶表面之粗糙度較大，則以該靶進行濺鍍獲得之膜之粗糙度亦變大。若所獲得之膜之表面較粗糙，則其後形成之其他種類之薄膜、例如源極電極、汲極電極、閘極絕緣膜、或蝕刻終止層等容易發生剝離，又，可能導致半導體裝置之特性變差。因此，為了減小所獲得之膜之表面粗糙度，較理想為減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。 本發明之目的在於提供一種氧化物燒結體及其製造方法、包含該氧化物燒結體之濺鍍靶、及包含使用該濺鍍靶所形成之氧化物半導體膜之半導體裝置之製造方法，上述氧化物燒結體在應用於濺鍍靶時，可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。 ＜本發明之效果＞ 如上所述，本發明可提供一種氧化物燒結體及其製造方法，該氧化物燒結體在應用於濺鍍靶時，可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。又，如上所述，可提供一種可兼具高場效遷移率與光照射下之高可靠性之半導體裝置。 ＜本發明之實施形態之說明＞ 首先，列舉說明本發明之實施形態。 [1]本發明之一態樣之氧化物燒結體係含有銦(In)、鎢(W)及鋅(Zn)者，並且含有作為該氧化物燒結體之主成分的包含方鐵錳礦型結晶相之第1結晶相、與鋅之含有率高於第1結晶相之第2結晶相，構成第2結晶相之粒子其平均長軸直徑為3 μm以上且50 μm以下，平均縱橫比為1.5以上且50以下。第2結晶相包含於氧化物燒結體之一部分中。本實施形態之氧化物燒結體之視密度大於6.4 g/ cm3 且為7.5 g/ cm3 以下，氧化物燒結體中之W相對於In、W及Zn之合計之含有率(以下亦稱為氧化物燒結體之「W含有率」)大於0.01原子%且為5.0原子%以下，氧化物燒結體中之Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率(以下亦稱為氧化物燒結體之「Zn含有率」)為1.2原子%以上且未達50原子%，氧化物燒結體中之Zn相對於W之原子比(以下亦稱為氧化物燒結體之「Zn/W比」)大於1.0且小於20000。 根據本實施形態之氧化物燒結體，在應用於濺鍍靶時，可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。又，本實施形態之氧化物燒結體即便於相對較低之燒結溫度下亦可表現出較高之視密度(意指燒結後之視密度，亦稱為燒結密度)。視密度為上述範圍而有利於將本實施形態之氧化物燒結體用作濺鍍靶。本實施形態之氧化物燒結體可較佳地作為用以形成半導體裝置所具有之氧化物半導體膜(例如作為通道層發揮功能之氧化物半導體膜)之濺鍍靶而使用。根據本實施形態之氧化物燒結體，可形成表面粗糙度較小之氧化物半導體膜。又，根據本實施形態之氧化物燒結體，可獲得場效遷移率及光照射下之可靠性較高之半導體裝置。 [2]本實施形態之氧化物燒結體可於X射線繞射中之2θ大於34.74 deg且小於34.97 deg之位置具有第1繞射峰，且於2θ大於31.77 deg且小於32.00 deg之位置具有第2繞射峰。於該情形時，第1繞射峰之峰強度Ia與第2繞射峰之峰強度Ib之比Ia/Ib較佳為0.05以上且3以下。Ia/Ib為該範圍而有利於實現在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體，又，亦有利於提高上述半導體裝置之場效遷移率及光照射下之可靠性。 [3]本發明之另一實施形態之濺鍍靶包含上述實施形態之氧化物燒結體。根據本實施形態之濺鍍靶，可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度，因此，結果可減小所形成之氧化物半導體膜之表面粗糙度。本實施形態之濺鍍靶由於包含上述實施形態之氧化物燒結體，故而適於藉由濺鍍法形成場效遷移率及光照射下之可靠性較高之半導體裝置之氧化物半導體膜。 [4]本發明之又一實施形態之半導體裝置之製造方法係製造包含氧化物半導體膜之半導體裝置之方法，其包括如下步驟：準備上述實施形態之濺鍍靶；及使用該濺鍍靶藉由濺鍍法形成上述氧化物半導體膜。藉由本實施形態之製造方法所獲得之半導體裝置由於包含使用上述實施形態之濺鍍靶藉由濺鍍法所形成之氧化物半導體膜，故而可具有表面粗糙度較小之氧化物半導體膜，又，可表現出較高之場效遷移率及光照射下之可靠性。此處所謂半導體裝置並無特別限制，較佳之例為包含使用上述實施形態之濺鍍靶藉由濺鍍法所形成之氧化物半導體膜作為通道層的TFT(薄膜電晶體)。 [5]本實施形態之半導體裝置之製造方法中，較佳為所獲得之氧化物半導體膜中之W相對於In、W及Zn之合計之含有率(以下亦稱為氧化物半導體膜之「W含有率」)大於0.01原子%且為5.0原子%以下，氧化物半導體膜中之Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率(以下亦稱為氧化物半導體膜之「Zn含有率」)為1.2原子%以上且未達50原子%，氧化物半導體膜中之Zn相對於W之原子比(以下亦稱為氧化物半導體膜之「Zn/W比」)大於1.0且小於20000。藉由本實施形態之製造方法所獲得之半導體裝置由於包含使用上述實施形態之濺鍍靶所形成之氧化物半導體膜，故而可表現出較高之場效遷移率及光照射下之可靠性。 [6]本實施形態之半導體裝置之製造方法中，所獲得之氧化物半導體膜可由奈米結晶氧化物及非晶氧化物之至少任一者所構成。如此對於例如包含氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置而言，有利於提高場效遷移率，且有利於提高光照射下之可靠性。 [7]本發明之又一實施形態之氧化物燒結體之製造方法係上述實施形態之氧化物燒結體之製造方法，其包括如下步驟：製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對1次混合物進行熱處理而形成預燒粉末；製備包含預燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將2次混合物進行成形而形成成形體；及藉由對成形體進行燒結而形成氧化物燒結體；形成預燒粉末之步驟包括如下操作：於含氧環境下，以700℃以上且未達1400℃之溫度對1次混合物進行熱處理，藉此形成作為預燒粉末之包含銦與鎢之複合氧化物之粉末。根據本實施形態之氧化物燒結體之製造方法，可相對容易地獲得於相對較低之燒結溫度下視密度亦較高、且在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體。 [8]如上述[7]之實施形態之氧化物燒結體之製造方法中，上述複合氧化物可包含In6 WO12 型結晶相。如此有利於獲得視密度較高、且在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體。 [9]本發明之又一實施形態之氧化物燒結體之製造方法係上述實施形態之氧化物燒結體之製造方法，其包括如下步驟：製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對1次混合物進行熱處理而形成預燒粉末；製備包含預燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將2次混合物進行成形而形成成形體；及藉由對成形體進行燒結而形成氧化物燒結體；形成預燒粉末之步驟包括如下操作：於含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對1次混合物進行熱處理，藉此形成作為預燒粉末之包含鋅與鎢之複合氧化物之粉末。根據本實施形態之氧化物燒結體之製造方法，可相對容易地獲得於相對較低之燒結溫度下視密度亦較高、且在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體。 [10]如上述[9]之實施形態之氧化物燒結體之製造方法中，上述複合氧化物可包含ZnWO4 型結晶相。如此有利於獲得視密度較高、且在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體。 [11]如上述[7]至[10]之實施形態之氧化物燒結體之製造方法中，鎢氧化物粉末可包含選自由WO3 結晶相、WO2 結晶相、及WO2.72 結晶相所組成之群中之至少1種結晶相。如此有利於獲得視密度較高、且在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體，並且對於例如包含氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置而言，亦有利於提高場效遷移率，且有利於提高光照射下之可靠性。 [12]如上述[7]至[11]之實施形態之氧化物燒結體之製造方法中，鎢氧化物粉末之中值粒徑d50可為0.1 μm以上且4 μm以下。如此有利於獲得視密度較高、且在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體。 ＜本發明之詳細之實施形態＞ [實施形態1：氧化物燒結體] 本實施形態之氧化物燒結體係含有銦(In)、鎢(W)及鋅(Zn)之氧化物燒結體。本實施形態之氧化物燒結體含有作為該氧化物燒結體之主成分的包含方鐵錳礦型結晶相之第1結晶相、與鋅之含有率高於第1結晶相之第2結晶相，構成第2結晶相之粒子其平均長軸直徑為3 μm以上且50 μm以下，平均縱橫比為1.5以上且50以下。第2結晶相包含於氧化物燒結體之一部分中。本實施形態之氧化物燒結體之視密度大於6.4 g/cm3 且為7.5 g/cm3 以下，W含有率大於0.01原子%且為5.0原子%以下，Zn含有率為1.2原子%以上且未達50原子%，Zn/W比大於1.0且小於20000。 本實施形態之氧化物燒結體可較佳地作為用以形成半導體裝置之氧化物半導體膜(例如作為通道層發揮功能之氧化物半導體膜)之濺鍍靶而使用。根據本實施形態之氧化物燒結體，在應用於濺鍍靶時，可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。又，根據本實施形態之氧化物燒結體，可形成表面粗糙度較小之氧化物半導體膜。進而，根據本實施形態之氧化物燒結體，可獲得場效遷移率及光照射下之可靠性較高之半導體裝置。 (1)第1結晶相 第1結晶相係氧化物燒結體之主成分，為至少包含方鐵錳礦型結晶相之下述銦高含有型結晶相。本說明書中，所謂「方鐵錳礦型結晶相」係與方鐵錳礦結晶相具有相同晶體結構者之統稱，包括方鐵錳礦結晶相、及於方鐵錳礦結晶相之至少一部分包含至少1種In以外之金屬元素之相。方鐵錳礦結晶相為銦氧化物(In2 O3 )之結晶相之一，係指JCPDS(Joint Committee of Powder Diffraction Standard，粉末繞射標準聯合委員會)卡片之6-0416所規定之晶體結構，亦稱為稀土類氧化物C型相(或C-稀土結構相)。 包含方鐵錳礦型結晶相之情況可藉由X射線繞射進行鑑定。即，可藉由X射線繞射，確認存在方鐵錳礦型結晶相，測定各面間隔。X射線繞射之測定條件係採用下述「(4)氧化物燒結體之X射線繞射特性」所示之條件。 所謂「包含方鐵錳礦型結晶相之第1結晶相為氧化物燒結體之主成分」意指於氧化物燒結體中，方鐵錳礦型結晶相或鎢酸銦化合物結晶相等以高含有率含有In之銦高含有型結晶相所占之比率(銦高含有型結晶相佔有率)達到50%以上。 「銦高含有型結晶相」係以如下方式鑑定。首先，自氧化物燒結體之一部分採集樣品，對該樣品之表面進行研磨而使其變得平滑。繼而，使用SEM-EDX(附帶能量分散型矽光X射線分析計之掃描式二次電子顯微鏡)，利用SEM(掃描式二次電子顯微鏡)觀察樣品之該表面，利用EDX(能量分散型矽光X射線分析計)分析各結晶粒子之金屬元素之組成比。進而，根據該等結晶粒子之金屬元素之組成比之傾向，將結晶粒子進行分組。具體而言，分為A組與B組(銦高含有型結晶相)，A組係Zn含有率[Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率(原子%)]高於下述B組之結晶粒子，B組(銦高含有型結晶相)係Zn含有率非常低或不含Zn、且In含有率[In相對於In、W及Zn之合計之含有率(原子%)]高於A組之結晶粒子。此時，判斷B組之結晶粒為第1結晶相(In2 O3 相等)。第1結晶相除了方鐵錳礦型結晶相以外，亦可包含鎢酸銦化合物結晶相等。進而，氧化物燒結體中之「銦高含有型結晶相佔有率」係定義為銦高含有型結晶相(B組)之面積於氧化物燒結體之上述測定表面中所占之比率(百分率)。包含第1結晶相(銦高含有型結晶相)作為主成分之本實施形態之氧化物燒結體中，基於該定義之銦高含有型結晶相佔有率為50%以上。 關於第1結晶相，其至少一部分中可固溶有W及/或Zn。本實施形態之氧化物燒結體中，若W及/或Zn固溶於第1結晶相所包含之方鐵錳礦型結晶相之至少一部分中，則面間隔相較於JCPDS卡片之6-0416所規定之面間隔而變寬或變窄。X射線繞射中，峰位置向高角度側偏移或向低角度側偏移。對該峰位偏移進行確認，並利用SEM-EDX(附帶能量分散型矽光X射線分析計之掃描式二次電子顯微鏡)或TEM-EDX(附帶能量分散型矽光X射線分析計之穿透式二次電子顯微鏡)進行面分析，於確認存在In與W及/或Zn混存之區域時，可判斷第1結晶相所包含之方鐵錳礦型結晶相中固溶有W及/或Zn。 或者，採用ICP(感應耦合電漿)質譜法、SEM-EDX、其他元素鑑定方法對存在元素進行鑑定，確認存在In與W及/或Zn，但於X射線繞射中未確認到W及/或Zn之氧化物，據此亦可判斷W及/或Zn固溶於第1結晶相所包含之方鐵錳礦型結晶相中。 第1結晶相可進而包含鎢酸銦化合物結晶相。於下述「(4)氧化物燒結體之X射線繞射特性」所示條件下之X射線繞射測定中，方鐵錳礦型結晶相(400)面之峰強度I400與鎢酸銦化合物(122)面之峰強度I122之峰強度比(I122/I400)通常為0以上且0.3以下。就有利於實現在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體之方面而言，上述峰強度比較佳為0以上且0.1以下。 本說明書中，所謂「鎢酸銦化合物結晶相」係以In、W及O作為主成分之結晶相。例如可列舉：In6 WO12 結晶相、InW3 O9 結晶相等。In6 WO12 結晶相係具有三方晶系之晶體結構、具有JCPDS卡片之01-074-1410所規定之晶體結構的鎢酸銦化合物結晶相。只要顯示該晶系，則存在氧空位缺陷、或存在固溶金屬而引起晶格常數變化亦無妨。InW3 O9 結晶相係具有六方晶系之晶體結構、具有JCPDS卡片之33-627所規定之晶體結構的鎢酸銦化合物結晶相。只要顯示該晶系，則存在氧空位缺陷、或存在固溶金屬而引起晶格常數變化亦無妨。 鎢酸銦化合物結晶相之存在可藉由在X射線繞射中獲得屬於鎢酸銦化合物結晶相之波峰而得到確認。 (2)第2結晶相 本實施形態之氧化物燒結體進而包含Zn含有率(Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率(原子%))高於第1結晶相之第2結晶相。第2結晶相包含於氧化物燒結體之一部分中。第2結晶相較佳為Zn含有率為50原子%以上。就實現可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體之觀點而言，第2結晶相之Zn含有率更佳為60原子%以上，進而較佳為70原子%以上。第2結晶相之Zn含有率亦可為100原子%。 第2結晶相之存在可藉由在求出銦高含有型結晶相佔有率時所實施之使用SEM-EDX之表面分析而得到確認，構成根據該表面分析而分為上述A組之結晶粒子的結晶相為第2結晶相。 第2結晶相可為例如六方晶纖鋅礦型結晶相、鎢酸鋅化合物結晶相、六方晶層狀結晶相及該等之組合等。本說明書中，所謂「六方晶纖鋅礦型結晶相」係與六方晶纖鋅礦結晶相具有相同晶體結構者之統稱，包括六方晶纖鋅礦結晶相、及於六方晶纖鋅礦結晶相之至少一部分包含至少1種Zn以外之金屬元素之相。六方晶纖鋅礦結晶相為鋅氧化物(ZnO)之結晶相之一，係指以空間群：P63mc、空間群No.：186表示之JCPDS卡片之01-079-0207所規定之晶體結構。六方晶纖鋅礦型結晶相之存在可藉由在X射線繞射中獲得屬於六方晶纖鋅礦型結晶相之波峰而得到確認。 六方晶纖鋅礦型結晶相包含ZnO作為主成分，其至少一部分中可以置換型、侵入型之形式固溶有W及/或In。關於固溶之確認，可與上述「第1結晶相之至少一部分中固溶有W及/或Zn」之確認方法同樣地應用利用X射線繞射、SEM-EDX、TEM-EDX之方法。 本說明書中，所謂「鎢酸鋅化合物結晶相」係以Zn、W及O作為主成分之結晶相。例如可列舉ZnWO4 型結晶相。所謂「ZnWO4 型結晶相」係與ZnWO4 結晶相具有相同晶體結構者之統稱，包括ZnWO4 結晶相、及於ZnWO4 結晶相之至少一部分包含至少1種Zn及W以外之元素之相。ZnWO4 結晶相係具有空間群P12/c1(13)所表示之晶體結構、具有JCPDS卡片之01-088-0251所規定之晶體結構的鎢酸鋅化合物結晶相。只要顯示該晶系，則存在氧空位缺陷、或存在固溶金屬而引起晶格常數變化亦無妨。 鎢酸鋅化合物結晶相之存在可藉由在X射線繞射中獲得屬於鎢酸鋅化合物結晶相之波峰而得到確認。又，其存在比率可藉由在求出銦高含有型結晶相佔有率時所實施之使用SEM-EDX之表面分析而進行確認。具體而言，根據該表面分析而分出之上述A組中，將含有Zn及W之結晶粒、更典型而言以Zn含有率[Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率(原子%)]及W含有率[W相對於In、W及Zn之合計之含有率(原子%)]於上述X射線繞射中接近鎢酸鋅化合物結晶相之比率混合之結晶粒設為鎢酸鋅化合物結晶相，可確認其存在比率。 作為六方晶層狀結晶相，可列舉In2 O3 (ZnO)5 等。In2 O3 (ZnO)5 等六方晶層狀結晶相之存在可藉由在X射線繞射中獲得屬於六方晶層狀結晶相之波峰而得到確認。六方晶層狀結晶之至少一部分中可以置換型、侵入型之形式固溶有W及/或In。關於固溶之確認，可與上述「第1結晶相之至少一部分中固溶有W及/或Zn」之確認方法同樣地應用利用X射線繞射、SEM-EDX、TEM-EDX之方法。 如上所述，第2結晶相之存在可藉由在求出銦高含有型結晶相佔有率時所實施之使用SEM-EDX之表面分析而得到確認，構成根據該表面分析而分為上述A組之結晶粒子的結晶相為第2結晶相。即，於存在Zn含有率高於第1結晶相之區域之情形時，可判定包含第2結晶相。第2結晶相亦可為上述列舉之六方晶纖鋅礦型結晶相、鎢酸鋅化合物結晶相、六方晶層狀結晶相以外之結晶相。 構成第2結晶相之結晶粒子較佳為平均長軸直徑為3 μm以上且50 μm以下，平均縱橫比為1.5以上且50以下。如此有利於實現可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體，又，亦有利於提高包含使用氧化物燒結體所形成之氧化物半導體膜作為通道層的半導體裝置之場效遷移率及光照射下之可靠性。 上述平均長軸直徑及平均縱橫比係藉由如下方式求出。若於求出銦高含有型結晶相佔有率時所實施之使用SEM-EDX之表面分析中之SEM觀察時使用反射電子像，則與分類為第1結晶相之B組相比，觀察到作為第2結晶相之A組呈深灰色。針對構成於以500倍拍攝之反射電子像中觀察到呈深灰色之第2結晶相的結晶粒子，測定長軸長度及短軸長度，算出作為長軸長度與短軸長度之比(長軸長度/短軸長度)的縱橫比。短軸長度係於長軸長度之1/2之位置進行測定。再者，作為測定對象之第2結晶相無需為單晶，亦可為多結晶集合而成之粒子，將被第1結晶相包圍之獨立之第2結晶相之區域視為一個粒子而進行計測。 針對位於SEM觀察時以500倍拍攝之反射電子像之170 μm×250 μm視野中之第2結晶相之短軸長度、長軸長度，分別隨機計測100個，將長軸長度從大到小依序排列，取第3位至第22位之20個之平均值作為平均長軸直徑。 同樣地，針對100個位於SEM觀察時以500倍拍攝之反射電子像之170 μm×250 μm視野中之第2結晶相之短軸長度、長軸長度，分別隨機計測100個，並分別算出縱橫比(長軸長度/短軸長度)，從大到小依序排列所獲得之縱橫比，取第3位至第22位之20個之平均值作為平均縱橫比。 平均長軸直徑為3 μm以上且50 μm以下而有利於實現可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體。於平均長軸直徑小於3 μm之情形時，無法獲得充分小之表面粗糙度。於平均長軸直徑大於50 μm之情形時，有無法獲得充分小之表面粗糙度之傾向。平均長軸直徑較佳為10 μm以上，更佳為15 μm以上。又，平均長軸直徑較佳為40 μm以下，更佳為30 μm以下。 平均縱橫比為1.5以上且50以下而有利於實現可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體。於平均縱橫比小於1.5之情形時，無法獲得充分小之表面粗糙度。於平均縱橫比大於50之情形時，有無法獲得充分高之視密度、且無法獲得充分小之表面粗糙度之傾向。平均縱橫比較佳為4以上，更佳為6以上，進而較佳為8以上。又，平均縱橫比較佳為40以下，更佳為30以下。 (3)氧化物燒結體之視密度、W含有率、Zn含有率及Zn/W比 本實施形態之氧化物燒結體之視密度大於6.4 g/cm3 且為7.5 g/cm3 以下。又，本實施形態之氧化物燒結體較佳為其視密度相對於理論密度之比即相對密度(相對密度/理論密度)為94%以上。本實施形態之氧化物燒結體之理論密度取決於其In含有率、W含有率及Zn含有率，計算上取6.8 g/cm3 ～7.5 g/cm3 之範圍之值。 視密度為上述範圍有利於將本實施形態之氧化物燒結體用作濺鍍靶。認為於使用氧化物燒結體作為濺鍍靶之情形時，該氧化物燒結體之視密度越高越理想。氧化物燒結體之視密度較低意味著氧化物燒結體中大量存在空孔。濺鍍靶於使用時係一面由氬離子蝕刻表面一面使用。因此，若氧化物燒結體中存在空孔，則於成膜中空孔露出而釋出內部之氣體，因此所析出之氧化物半導體薄膜中會混入自靶釋出之氣體，而導致膜特性變差。又，已知若氧化物燒結體之視密度較低，則成膜時會於靶上生成所謂結核之In之絕緣體，而有損良好之濺鍍放電，就該觀點而言亦期望提高氧化物燒結體之視密度。 本實施形態之氧化物燒結體之W含有率大於0.01原子%且為5.0原子%以下，Zn含有率為1.2原子%以上且未達50原子%，Zn/W比大於1.0且小於20000。W含有率、Zn含有率及Zn/W比為上述範圍而有利於實現可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體，又，亦有利於提高包含使用氧化物燒結體所形成之氧化物半導體膜作為通道層的半導體裝置之場效遷移率及光照射下之可靠性。 就提高場效遷移率及光照射下之可靠性之觀點而言，氧化物燒結體之W含有率較佳為0.05原子%以上且3原子%以下，更佳為2原子%以下。於氧化物燒結體之W含有率為0.01原子%以下之情形時，包含使用該氧化物燒結體所形成之氧化物半導體膜作為通道層的半導體裝置於光照射下之可靠性會變低。於氧化物燒結體之W含有率超過5.0原子%之情形時，含有使用包含該氧化物燒結體之濺鍍靶所形成之氧化物半導體膜作為通道層的半導體裝置之場效遷移率會變低。 如此，較佳為根據包含使用本實施形態之氧化物燒結體所形成之氧化物半導體膜作為通道層的半導體裝置之特性而決定氧化物燒結體之W含有率之範圍，氧化物半導體膜之W含有率通常表示與氧化物燒結體之W含有率對應之值。但氧化物半導體膜之W含有率與氧化物燒結體之W含有率並非必須一致。 就減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度之觀點而言，氧化物燒結體之W含有率大於0.01原子%且為5.0原子%以下，較佳為大於0.01原子%且為3原子%以下，更佳為大於0.01原子%且為1原子%以下，進而較佳為小於0.5原子%。於氧化物燒結體之W含有率為0.01原子%以下之情形時，有氧化物燒結體之視密度變得過低之傾向。於氧化物燒結體之W含有率超過5.0原子%之情形時，在將該氧化物燒結體應用於濺鍍靶時，濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度變大，結果所形成之氧化物半導體膜之表面粗糙度亦變大。 W元素由於原子量較大，故而濺鍍率較低，因此含有W之結晶相在濺鍍時與其他相相比不易被蝕刻，容易成為靶表面之凸部。若氧化物燒結體之W含有率變低，則靶表面所存在之含有W之結晶相之面積比率變小，因此濺鍍中凸部變少，而可減小表面粗糙度。 將銦氧化物與鎢氧化物混合而獲得之氧化物燒結體一般而言視密度較小。藉由含有Zn而增加W與Zn之接觸點可提高視密度，但考慮到半導體裝置之特性所決定之所需之W含有率大於0.01原子%且為5.0原子%以下而為少量，因此為了實現具有更高視密度之氧化物燒結體，較佳為增大Zn含有率。於Zn含有率未達1.2原子%之情形時，有難以獲得充分高之視密度之傾向。於Zn含有率為50原子%以上之情形時，有氧化物燒結體之電阻變高，難以藉由施加直流電壓而進行濺鍍之傾向。又，難以藉由測定來確認構成第2結晶相之結晶粒子彼此是否相互連接、平均長軸直徑及/或平均縱橫比是否處於上述特定範圍。Zn含有率較佳為11原子%以上，更佳為15原子%以上。藉此，容易獲得1.5以上之平均縱橫比。又，於Zn/W比為1.0以下之情形時，有難以獲得充分高之視密度之傾向。於Zn/W比為20000以上之情形時，有氧化物燒結體之電阻變高，難以藉由施加直流電壓而進行濺鍍之傾向。Zn/W比較佳為2000以下，更佳為200以下。氧化物燒結體中之In、Zn及W之含量可藉由ICP質譜法而測定。 本實施形態之氧化物燒結體即便於相對較低之燒結溫度下亦可表現出較高之視密度，並且在應用於濺鍍靶時可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。本實施形態之氧化物燒結體可較佳地作為用以形成半導體裝置之氧化物半導體膜(例如作為通道層發揮功能之氧化物半導體膜)之濺鍍靶而使用，根據本實施形態之氧化物燒結體，可獲得場效遷移率及光照射下之可靠性較高之半導體裝置。 (4)氧化物燒結體之X射線繞射特性 本實施形態之氧化物燒結體較佳為於X射線繞射中之2θ大於34.74 deg且小於34.97 deg之位置具有第1繞射峰、且於2θ大於31.77 deg且小於32.00 deg之位置具有第2繞射峰，第1繞射峰之峰強度Ia與第2繞射峰之峰強度Ib之比Ia/Ib為0.05以上且3以下。Ia/Ib為該範圍而有利於實現可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的氧化物燒結體，又，亦有利於提高包含使用氧化物燒結體所形成之氧化物半導體膜作為通道層的半導體裝置之場效遷移率及光照射下之可靠性。第1繞射峰與第2繞射峰亦有可能係由相同之結晶相獲得。於第1繞射峰與第2繞射峰無法由相同之結晶相獲得之情形時，具有第2繞射峰之結晶相可能為In2 O3 (ZnO)5 ，但目前尚不確定。 若Ia/Ib未達0.05，則有濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度未變小之傾向。就該觀點而言，Ia/Ib更佳為0.1以上，進而較佳為0.2以上。製備Ia/Ib大於3之氧化物燒結體並不容易。就使濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度變小之觀點而言，Ib/Ia更佳為2以下。 X射線繞射之測定係於以下條件或與其同等之條件下實施。 (X射線繞射之測定條件) θ-2θ法 X射線源：Cu Kα射線 X射線管電壓：45 kV X射線管電流：40 mA 步進寬度：0.03 deg 步進時間：1秒/步 測定範圍2θ：10 deg～90 deg X射線繞射中之峰強度Ia及Ib分別藉由如下方式求出。首先，算出2θ為32.15 deg以上且32.90 deg以下之範圍中之X射線繞射之訊號強度I之平均值Iave。繼而，計測第1繞射峰之訊號強度Ia'及第2繞射峰之訊號強度Ib'，根據下述式： Ia＝Ia'－Iave 求出第1繞射峰之峰強度Ia。同樣地，根據下述式： Ib＝Ib'－Iave 求出第2繞射峰之峰強度Ib。本計算之目的在於去除X射線繞射中之背景雜訊。 於試樣無配向之情形時Ia/Ib顯示物質所固有之值，但本實施形態之氧化物燒結體存在Ia/Ib顯示與物質所固有之值不同之值之情況。於該情形時，認為第2結晶相具有配向性。濺鍍中之濺鍍靶(氧化物燒結體)之表面粗糙度可能因結晶方位之差異而不同，本實施形態之氧化物燒結體若Ia/Ib為0.05以上且3以下，則有利於減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。 再者，本實施形態之氧化物燒結體可進而含有鋯(Zr)。其含量例如為1×1017 atms/cm3 以上且1×1020 atms/cm3 以下。Zr為有可能於氧化物燒結體之製造步驟中混入之元素，但不會對氧化物燒結體達成較高視密度、或減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度造成阻礙。Zr之存在及其含量可藉由二次離子質譜儀進行確認。 (5)氧化物燒結體向濺鍍靶之應用 本實施形態之氧化物燒結體可較佳地用作濺鍍靶。所謂濺鍍靶係濺鍍法之原料。所謂濺鍍法指如下方法：於成膜室內，將濺鍍靶與基板對向配置，對濺鍍靶施加電壓，利用稀有氣體離子濺射靶之表面，藉此使構成靶之原子自靶釋出而堆積至基板上，由此形成由構成靶之原子所構成之膜。 原本構成濺鍍靶之元素應當於稀有氣體離子之撞擊下成為原子級離散狀態，但若表面存在凸部，則微粒子自凸部飛出而混入至膜中，或因電場集中於凸部而僅該部分飛出之原子之數量變多，與此相對應地，膜厚於面內方向上變化。因此，若濺鍍靶之表面較粗糙，則有以其為原料所形成之薄膜亦變粗糙之情況。 又，視密度較低意味著濺鍍靶中存在多個次微米尺寸之空孔(pore)。若存在空孔，則有於包圍空孔之周邊部發生與上述凸部相同之現象，結果所形成之薄膜亦變粗糙之情況。 發現包含以氧化物燒結體作為濺鍍靶而藉由濺鍍法所形成之氧化物半導體膜之半導體裝置中，為了進一步提高場效遷移率並進一步提高光照射下之可靠性，較理想為減小所形成之氧化物半導體膜之表面粗糙度。 氧化物半導體膜會與閘極絕緣膜、蝕刻終止層、源極電極、汲極電極、鈍化膜等各種膜形成界面，認為若該界面存在凹凸，則會阻礙電子之遷移而導致場效遷移率降低。上述界面容易產生各種缺陷能階，認為界面之面積會隨表面粗糙度之變大而變大，因此缺陷數亦隨之增多，結果於光照射下容易發生載子之激發、消失，光照射下之可靠性變差。 若將本實施形態之氧化物燒結體應用於濺鍍靶，則可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度，因此，結果可減小所形成之氧化物半導體膜之表面粗糙度。 又，若所形成之氧化物半導體膜之表面粗糙度較大，則有其上所形成之閘極絕緣膜、蝕刻終止層、源極電極、汲極電極、鈍化膜等各種膜容易發生剝離之傾向。其原因多在於，膜凸部或凹部發生應力集中，因此上述上層(閘極絕緣膜、蝕刻終止層、源極電極、汲極電極、鈍化膜等)遭到破壞。若將本實施形態之氧化物燒結體應用於濺鍍靶，則可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度，因此可抑制上述剝離。 本實施形態之氧化物燒結體尤其藉由具有特定之平均長軸直徑及平均縱橫比、且具有適宜之W含有率、Zn含有率、Zn/W比，而成為可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度之符合上述要求之氧化物燒結體。 [實施形態2：氧化物燒結體之製造方法] 本實施形態之氧化物燒結體之一製造方法係實施形態1之氧化物燒結體之製造方法，其包括如下步驟：製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對1次混合物進行熱處理而形成預燒粉末；製備包含預燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將2次混合物進行成形而形成成形體；及藉由對成形體進行燒結而形成氧化物燒結體。形成預燒粉末之步驟包括如下操作：於含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對1次混合物進行熱處理，藉此形成作為預燒粉末之包含Zn與W之複合氧化物之粉末。 根據上述製造方法，形成預燒粉末之步驟包括藉由將鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物於含氧環境下以550℃以上且未達1200℃之溫度進行熱處理而形成作為預燒粉末之包含Zn與W之複合氧化物粉末的操作，因此可獲得可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度而可較佳地用作濺鍍靶之氧化物燒結體。又，根據上述製造方法，可獲得於相對較低之燒結溫度下視密度亦較高之氧化物燒結體。複合氧化物存在氧空位缺陷或發生金屬置換亦無妨。 於熱處理之溫度未達550℃之情形時，有無法獲得包含Zn與W之複合氧化物粉末之傾向，於1200℃以上之情形時，有包含Zn與W之複合氧化物粉末發生分解、飛散，或複合氧化物粉末之粒徑過大而變得不適用之傾向。 又，藉由上述熱處理而形成作為預燒粉末之包含Zn與W之複合氧化物粉末，藉此對於含有使用包含所獲得之氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜作為通道層的半導體裝置，可更有效地提高場效遷移率及光照射下之可靠性。 包含Zn與W之複合氧化物較佳為包含ZnWO4 型結晶相。藉此，可更有效地提高氧化物燒結體之視密度，並可更有效地減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。ZnWO4 型結晶相係具有空間群P12/c1(13)所表示之晶體結構、具有JCPDS卡片之01-088-0251所規定之晶體結構的鎢酸鋅化合物結晶相。只要顯示該晶系，則存在氧空位缺陷、或存在固溶金屬而引起晶格常數變化亦無妨。ZnWO4 型結晶相係藉由X射線繞射測定而鑑定。 又，本實施形態之氧化物燒結體之另一製造方法係實施形態1之氧化物燒結體之製造方法，其包括如下步驟：製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物；藉由對1次混合物進行熱處理而形成預燒粉末；製備包含預燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將2次混合物進行成形而形成成形體；及藉由對成形體進行燒結而形成氧化物燒結體。形成預燒粉末之步驟包括如下操作：於含氧環境下，以700℃以上且未達1400℃之溫度對1次混合物進行熱處理，藉此形成作為預燒粉末之包含In與W之複合氧化物之粉末。 根據上述製造方法，形成預燒粉末之步驟包括藉由將銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物於含氧環境下以700℃以上且未達1400℃之溫度進行熱處理而形成作為預燒粉末之包含In與W之複合氧化物粉末的操作，因此可獲得可減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度而可較佳地用作濺鍍靶之氧化物燒結體。又，根據上述製造方法，可獲得於相對較低之燒結溫度下視密度亦較高之氧化物燒結體。複合氧化物存在氧空位缺陷或發生金屬置換亦無妨。 於熱處理之溫度未達700℃之情形時，有無法獲得包含In與W之複合氧化物粉末之傾向，於1400℃以上之情形時，有包含In與W之複合氧化物粉末發生分解、飛散，或複合氧化物粉末之粒徑過大而變得不適用之傾向。 又，藉由上述熱處理而形成作為預燒粉末之包含In與W之複合氧化物粉末，藉此對於含有使用包含所獲得之氧化物燒結體之濺鍍靶而形成之氧化物半導體膜作為通道層的半導體裝置，可更有效地提高場效遷移率及光照射下之可靠性。 包含In與W之複合氧化物較佳為包含In6 WO12 型結晶相。藉此，可更有效地提高氧化物燒結體之視密度，並可更有效地減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。In6 WO12 結晶相係具有三方晶系之晶體結構、具有JCPDS卡片之01-074-1410所規定之晶體結構的鎢酸銦化合物結晶相。只要顯示該晶系，則存在氧空位缺陷、或存在固溶金屬而引起晶格常數變化亦無妨。再者，日本專利特開2004-091265號公報中揭示之鎢酸銦化合物結晶相為InW3 O9 結晶相，具有六方晶系之晶體結構、具有JCPDS卡片之33-627所規定之晶體結構，因此晶體結構不同於In6 WO12 結晶相。In6 WO12 型結晶相係藉由X射線繞射測定而鑑定。 已知W會阻礙銦氧化物進行燒結，進而阻礙氧化物燒結體達成較高視密度。然而，根據本發明之製造方法，藉由使用包含In與W之複合氧化物之粉末、及/或包含Zn與W之複合氧化物之粉末、及/或包含In與Zn之複合氧化物之粉末，可於較低燒結溫度下獲得具有較高視密度之氧化物燒結體。又，所獲得之氧化物燒結體具有濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度較小之特徵。 為了提高包含In、W及Zn之氧化物燒結體之視密度，有效的是使燒結時存在熔點較低之包含Zn與W之複合氧化物。為此，較佳為於燒結時增加鎢氧化物與鋅氧化物之接觸點而形成包含Zn與W之複合氧化物。因此，就於較低燒結溫度下亦獲得較高視密度之觀點而言，或進而亦就減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度之觀點而言，較佳為採用於製造步驟中使用預先合成之包含Zn與W之複合氧化物之粉末的方法、或藉由使用預先合成之包含In與W之複合氧化物之粉末而增加與Zn之接觸點的方法。該等方法可單獨使用，亦可組合使用。例如可將於製造步驟中使用預先合成之包含Zn與W之複合氧化物之粉末的方法、和使用預先合成之包含銦與鎢之複合氧化物之粉末的方法加以併用。就可實現於較低燒結溫度下視密度亦較高、濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度較小的氧化物燒結體之觀點而言，更佳為至少採用於製造步驟中使用預先合成之包含Zn與W之複合氧化物之粉末的方法。 用於製造氧化物燒結體之鎢氧化物粉末較佳為包含選自由WO3 結晶相、WO2 結晶相、及WO2.72 結晶相所組成之群中之至少1種結晶相。藉此，可更有效地提高氧化物燒結體之視密度，並可更有效地減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。又，對於例如包含氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置而言，亦有利於提高場效遷移率，且有利於提高光照射下之可靠性。 又，鎢氧化物粉末之中值粒徑d50較佳為0.1 μm以上且4 μm以下，更佳為0.2 μm以上且2 μm以下，進而較佳為0.3 μm以上且1.5 μm以下。藉此，可更有效地提高氧化物燒結體之視密度，並可更有效地減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度。中值粒徑d50係藉由BET(Brunauer-Emmett-Teller，布厄特)比表面積測定而求出。於中值粒徑d50小於0.1 μm之情形時，有粉末難以處理，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地混合之傾向。 於中值粒徑d50大於4 μm之情形時，與鋅氧化物粉末混合後於含氧環境下以550℃以上1200℃且未達之溫度進行熱處理而獲得之包含Zn與W之複合氧化物粉末之粒徑亦變大，而有難以更有效地提高氧化物燒結體之視密度或更有效地減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度之傾向。又，同樣地，與銦氧化物粉末混合後於含氧環境下以700℃以上且未達1400℃之溫度進行熱處理而獲得之包含In與W之複合氧化物粉末之粒徑亦變大，而有難以更有效地提高氧化物燒結體之視密度或更有效地減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度之傾向。 本實施形態之氧化物燒結體之製造方法並無特別限制，就高效率地形成實施形態1之氧化物燒結體之觀點而言，例如包括以下步驟。 (1)準備原料粉末之步驟 作為氧化物燒結體之原料粉末，準備銦氧化物粉末(例如In2 O3 粉末)、鎢氧化物粉末(例如WO3 粉末、WO2.72 粉末、WO2 粉末)、鋅氧化物粉末(例如ZnO粉末)等構成氧化物燒結體之金屬元素之氧化物粉末。關於鎢氧化物粉末，不僅使用WO3 粉末且使用如WO2.72 粉末、WO2 粉末之相較於WO3 粉末而具有存在氧空位缺陷之化學組成之粉末作為原料，此就提高半導體裝置之場效遷移率及光照射下之可靠性之觀點而言較佳。就該觀點而言，更佳為鎢氧化物粉末之至少一部分使用WO2.72 粉末及WO2 粉末之至少1種。就防止氧化物燒結體中混入之非意圖之金屬元素及Si、獲得穩定物性之觀點而言，原料粉末之純度較佳為99.9質量%以上之高純度。 如上所述，鎢氧化物粉末之中值粒徑d50為0.1 μm以上且4 μm以下時就更有效地提高氧化物燒結體之視密度、並更有效地減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度的觀點而言較佳。 (2)製備1次混合物之步驟 (2-1)製備鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物之步驟 將上述原料粉末中之鋅氧化物粉末與鎢氧化物粉末加以混合(或粉碎混合)。此時，作為氧化物燒結體之結晶相，於欲獲得ZnWO4 型結晶相之情形時，將鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末以莫耳比計1：1之比率加以混合，於欲獲得Zn2 W3 O8 型結晶相之情形時，將鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末以莫耳比計3：2之比率加以混合。如上所述，就更有效地提高氧化物燒結體之視密度並減小濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度之觀點、及提高半導體裝置之場效遷移率及光照射下之可靠性之觀點而言，氧化物燒結體較佳為包含ZnWO4 型相。鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末之混合方法並無特別限制，可為乾式及濕式之任意方式，具體而言，使用球磨機、行星型球磨機、珠磨機等進行粉碎混合。如此獲得原料粉末之1次混合物。採用濕式之粉碎混合方式所獲得之混合物之乾燥可使用自然乾燥或噴霧乾燥之類的乾燥方法。 (2-2)製備銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末之1次混合物之步驟 將上述原料粉末中之銦氧化物粉末與鎢氧化物粉末加以混合(或粉碎混合)。此時，作為氧化物燒結體之結晶相，於欲獲得In6 WO12 型結晶相之情形時，將鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末以莫耳比計1：3之比率加以混合。鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末之混合方法並無特別限制，可為乾式及濕式之任意方式，具體而言，使用球磨機、行星型球磨機、珠磨機等進行粉碎混合。如此獲得原料粉末之1次混合物。採用濕式之粉碎混合方式所獲得之混合物之乾燥可使用自然乾燥或噴霧乾燥之類的乾燥方法。 (3)形成預燒粉末之步驟 (3-1)形成鎢酸鋅氧化物之預燒粉末之步驟 對所獲得之1次混合物進行熱處理(預燒)而形成預燒粉末(包含Zn與W之複合氧化物粉末)。1次混合物之預燒溫度較佳為未達1200℃，以避免預燒物之粒徑變得過大、氧化物燒結體之視密度降低，避免濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度變大，又，較佳為550℃以上，以作為預燒生成物而獲得包含Zn與W之複合氧化物粉末，以獲得ZnWO4 型結晶相。更佳為550℃以上且未達1000℃，進而較佳為550℃以上且900℃以下。預燒溫度只要為可形成結晶相之溫度即可，就儘可能減小預燒粉之粒徑之方面而言宜較低。如此可獲得包含ZnWO4 型結晶相之預燒粉末。預燒環境只要為含氧環境即可，較佳為大氣壓下或壓力高於大氣壓之空氣環境、或者大氣壓下或壓力高於大氣壓之含氧25體積%以上之氮氧混合環境。就生產性較高之方面而言，更佳為大氣壓下或壓力接近其之空氣環境。 (3-2)形成鎢酸銦氧化物之預燒粉末之步驟 對所獲得之1次混合物進行熱處理(預燒)而形成預燒粉末(包含In與W之複合氧化物粉末)。1次混合物之預燒溫度較佳為未達1400℃，以避免預燒物之粒徑變得過大、氧化物燒結體之視密度降低，避免濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度變大，又，較佳為700℃以上，以作為預燒生成物而獲得包含In與W之複合氧化物粉末，以獲得In6 WO12 型結晶相。更佳為800℃以上且未達1300℃。預燒溫度只要為可形成結晶相之溫度即可，就儘可能減小預燒粉之粒徑之方面而言宜較低。如此可獲得包含In6 WO12 型結晶相之預燒粉末。預燒環境只要為含氧環境即可，較佳為大氣壓下或壓力高於大氣壓之空氣環境、或者大氣壓下或壓力高於大氣壓之含氧25體積%以上之氮氧混合環境。就生產性較高之方面而言，更佳為大氣壓下或壓力接近其之空氣環境。 (4)製備包含預燒粉末之原料粉末之2次混合物之步驟 其次，藉由與製備1次混合物相同之方式，將所獲得之預燒粉末與上述原料粉末中剩餘之粉末[銦氧化物粉末(例如In2 O3 粉末)或鋅氧化物粉末(例如ZnO粉末)]進行混合(或粉碎混合)。如此獲得原料粉末之2次混合物。鎢氧化物較佳為藉由上述預燒步驟而以複合氧化物之形式存在。 (5)藉由將2次混合物進行成形而形成成形體之步驟 其次，將所獲得之2次混合物進行成形。2次混合物之成形方法並無特別限制，就提高氧化物燒結體之視密度之方面而言，較佳為單軸加壓法、CIP(冷均壓處理)法、鑄軋法等。 (6)藉由對成形體進行燒結而形成氧化物燒結體之步驟 其次，對所獲得之成形體進行燒結而形成氧化物燒結體。此時，就生產性方面而言，較佳為不採用熱壓燒結法。成形體之燒結溫度並無特別限制，為了獲得視密度大於6.4 g/cm3 且濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度較小的氧化物燒結體，較佳為900℃以上且低於1200℃。燒結環境亦無特別限制，就防止氧化物燒結體之構成結晶之粒徑變大、獲得濺鍍中之濺鍍靶之表面粗糙度較小之氧化物燒結體的觀點而言，較佳為大氣壓下或壓力接近其之空氣環境。 [實施形態3：濺鍍靶] 本實施形態之濺鍍靶包含實施形態1之氧化物燒結體。因此，本實施形態之濺鍍靶可較佳地用於藉由濺鍍法形成場效遷移率較高、光照射下之可靠性亦較高之半導體裝置之氧化物半導體膜。 本實施形態之濺鍍靶較佳為包含實施形態1之氧化物燒結體，更佳為僅包含實施形態1之氧化物燒結體，以可較佳地用於藉由濺鍍法形成場效遷移率及光照射下之可靠性較高之半導體裝置之氧化物半導體膜。 [實施形態4：半導體裝置及其製造方法] 參照圖1A及圖1B，本實施形態之半導體裝置10包含氧化物半導體膜14，該氧化物半導體膜14係使用實施形態1之氧化物燒結體所形成、或使用實施形態3之濺鍍靶藉由濺鍍法所形成。由於包含該氧化物半導體膜14，故而本實施形態之半導體裝置可具有場效遷移率較高、光照射下之可靠性亦較高之特性。 本實施形態之半導體裝置10並無特別限定，例如就具有較高之場效遷移率與光照射下較高之可靠性之方面而言，較佳為TFT(薄膜電晶體)。TFT所包含之氧化物半導體膜14由於具有較高之場效遷移率與光照射下較高之可靠性，故而作為通道層較佳。 本實施形態之半導體裝置10中，氧化物半導體膜14之W含有率較佳為大於0.01原子%且為5.0原子%以下，氧化物半導體膜14之Zn含有率較佳為1.2原子%以上且未達50原子%，且氧化物半導體膜14之Zn/W比較佳為大於1.0且小於20000。藉此，可提高半導體裝置10之場效遷移率及光照射下之可靠性。 就提高場效遷移率及光照射下之可靠性之觀點而言，氧化物半導體膜14之W含有率更佳為0.05原子%以上且3原子%以下，進而較佳為2原子%以下。於氧化物半導體膜14之W含有率為0.01原子%以下之情形時，有包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置於光照射下之可靠性變低之傾向。於氧化物半導體膜14之W含有率超過5.0原子%之情形時，有包含該氧化物半導體膜作為通道層之半導體裝置之場效遷移率變低之傾向。 就減小氧化物半導體膜14之表面粗糙度之觀點而言，氧化物半導體膜14之W含有率大於0.01原子%且為5.0原子%以下，較佳為大於0.01原子%且為3原子%以下，更佳為大於0.01原子%且為1原子%以下，進而較佳為小於0.5原子%。藉由使W含有率為上述範圍，容易獲得表面粗糙度較小之氧化物半導體膜14。 於氧化物半導體膜14之Zn含有率為1.2原子%以上且未達50原子%、且氧化物半導體膜14之Zn/W比大於1.0且小於20000之情形時，可提高包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置之場效遷移率，並且可提高光照射下之可靠性。 就提高場效遷移率及光照射下之可靠性之觀點而言，氧化物半導體膜14之Zn含有率更佳為大於3原子%且為40原子%以下，進而較佳為5原子%以上且小於20原子%，進而更佳為11原子%以上，尤佳為15原子%以上。 於氧化物半導體膜14之Zn含有率小於1.2原子%之情形時，有包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置於光照射下之可靠性變低之傾向。於氧化物半導體膜14之Zn含有率為50原子%以上之情形時，有包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置之場效遷移率變低之傾向。 於氧化物半導體膜14中之Zn/W比為1.0以下之情形時，有包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置於光照射下之可靠性變低之傾向。Zn/W比更佳為3.0以上，進而較佳為5.0以上。於氧化物半導體膜14中之Zn/W比為20000以上之情形時，有包含該氧化物半導體膜14作為通道層之半導體裝置之場效遷移率變低之傾向。Zn/W比更佳為2000以下，進而較佳為200以下，進而更佳為小於20。 氧化物半導體膜14之化學組成、即各種元素之含有率係藉由RBS(拉塞福逆散射譜法)進行測定。基於該測定結果，算出W含有率、Zn含有率及Zn/W比。於無法實施RBS分析之情形時，藉由TEM-EDX(附帶能量分散型矽光X射線分析計之穿透式電子顯微鏡)進行測定。就化學組成測定之準確性而言，較理想為藉由RBS進行測定。於使用TEM-EDX之情形時，首先，作為校準曲線製作用試樣，準備至少3片以上之能夠實施RBS分析之氧化物半導體膜，該等氧化物半導體膜包含In、W、Zn及O，具有與測定對象之氧化物半導體膜近似之組成。繼而，對該等試樣藉由RBS測定In、W及Zn之含量，並藉由TEM-EDX測定In、W及Zn之含量。根據該等測定值，製作顯示藉由TEM-EDX獲得之In、W及Zn之含量之測定值與藉由RBS獲得之In、W及Zn之含量之測定值之關係的校準曲線。進而，對於測定對象之氧化物半導體膜，藉由TEM-EDX測定In、W及Zn之含量後，基於上述校準曲線，將該測定值轉換成藉由RBS獲得之In、W及Zn之含量之測定值。該經轉換所得之值即為測定對象之氧化物半導體膜之In、W及Zn之含量。 氧化物半導體14可進而含有鋯(Zr)。其含量例如為1×1017 atms/cm3 以上且1×1020 atms/cm3 以下。Zr為有可能於氧化物燒結體之製造步驟中混入之元素，亦有可能混入至以該氧化物燒結體作為原料進行成膜而成之氧化物半導體膜14，但Zr之存在不會損害較高之場效遷移率與光照射下之較高之可靠性。鋯之存在及其含量可藉由二次離子質譜儀進行確認。 氧化物半導體膜14係由奈米結晶氧化物及非晶氧化物之至少任一者所構成之情況對於包含其作為通道層之半導體裝置(例如TFT)而言，可使場效遷移率變高、且可使光照射下之可靠性亦變高，因此較佳。 本說明書中，所謂「奈米結晶氧化物」係指如下情況之氧化物：藉由下述條件下之X射線繞射測定亦未觀測到源於結晶之波峰而僅觀測到稱作暈圈之出現於低角度側之寬峰，且使用穿透式電子顯微鏡於下述條件下實施微細區域之穿透電子束繞射測定之情形時，觀察到環狀圖案。所謂環狀圖案包括點集合而形成環狀圖案之情況。 又，本說明書中，所謂「非晶氧化物」係指如下情況之氧化物：藉由下述條件下之X射線繞射測定亦未觀測到源於結晶之波峰而僅觀測到稱作暈圈之出現於低角度側之寬峰，且即便使用穿透式電子顯微鏡於下述條件下實施微細區域之穿透電子束繞射測定，仍觀察到稱作暈圈之不清晰之圖案。 (X射線繞射測定條件) 測定方法：面內(In-plane)法(狹縫準直法) X射線產生部：相對陰極Cu，輸出：50 kV、300 mA 檢測部：閃爍計數器 入射部：狹縫準直器 索拉狹縫(Solar Slit)：入射側 縱向發散角0.48° 受光側 縱向發散角0.41° 狹縫：入射側 S1＝1 mm*10 mm 受光側 S2＝0.2 mm*10 mm 掃描條件：掃描軸2θχ/f、 掃描模式：步進測定、掃描範圍10～80°、步進寬度0.1°、 步進時間8 sec. (穿透電子束繞射測定條件) 測定方法：極微電子束繞射法 加速電壓：200 kV 束徑：與作為測定對象之氧化物半導體膜之膜厚相同或同等 於氧化物半導體膜14係由奈米結晶氧化物構成之情形時，若於上述條件下進行微細區域之穿透電子束繞射測定，則如上所述觀察到環狀圖案，未觀察到點狀圖案。相對於此，例如日本專利第5172918號所揭示之氧化物半導體膜包含沿相對於該膜表面之垂直方向進行c軸配向之結晶，如此於微細區域中之奈米結晶沿某方向配向之情形時，觀察到點狀圖案。於氧化物半導體膜14係由奈米結晶氧化物構成之情形時，該奈米結晶至少於對垂直於膜面內之面(膜剖面)進行觀察時，具有結晶相對於該膜之表面不配向之無配向且無規之配向性。即，結晶軸於膜厚方向上不配向。 氧化物半導體膜14係由奈米結晶氧化物或非晶氧化物構成，因此包含其作為通道層之半導體裝置可達成較高之場效遷移率。就提高場效遷移率之方面而言，氧化物半導體膜14更佳為由非晶氧化物構成。氧化物半導體膜14之膜厚例如為2 nm以上且60 nm以下。 本實施形態之半導體裝置中，氧化物半導體膜14之電阻率較佳為10-1 Ωcm以上。迄今為止業界對使用銦氧化物之透明導電膜多有研究，但該等透明導電膜之用途中要求電阻率小於10-1 Ωcm。另一方面，本實施形態之半導體裝置所具有之氧化物半導體膜較佳為電阻率為10-1 Ωcm以上，藉此可較佳地用作半導體裝置之通道層。於電阻率小於10-1 Ωcm之情形時，難以用作半導體裝置之通道層。 氧化物半導體膜14可藉由包括藉由濺鍍法進行成膜之步驟之製造方法而獲得。濺鍍法之含義如上所述。作為形成氧化物半導體膜之方法，除濺鍍法以外，亦提出有脈衝雷射蒸鍍(PLD)法、加熱蒸鍍法等，但採用濺鍍法於生產性方面較佳。 作為濺鍍法，可採用磁控濺鍍法、對向靶型磁控濺鍍法等。作為濺鍍時之環境氣體，可使用氬氣、Kr氣、Xe氣，亦可將該等氣體與氧氣混合使用。 又，氧化物半導體膜14亦可藉由在藉由濺鍍法進行成膜後進行加熱處理、或一面利用濺鍍法成膜一面進行加熱處理而獲得。藉此，容易獲得由奈米結晶氧化物或非晶氧化物構成之氧化物半導體膜。又，藉由該方法所獲得之氧化物半導體膜有利於包含其作為通道層之半導體裝置(例如TFT)提高場效遷移率及光照射下之可靠性。 一面利用濺鍍法成膜一面實施之加熱處理可藉由在該成膜過程中對基板進行加熱而實施。基板溫度較佳為100℃以上且250℃以下。加熱處理之時間相當於成膜時間，成膜時間取決於所要形成之氧化物半導體膜14之膜厚，例如可為10秒～10分鐘左右。 藉由濺鍍法進行成膜後實施之加熱處理亦同樣地可藉由對基板進行加熱而實施。為了獲得光照射下之較高可靠性，較佳為藉由濺鍍法進行成膜後進行加熱處理。於該情形時，可於剛形成氧化物半導體膜14後即進行加熱處理，亦可於形成源極電極、汲極電極、蝕刻終止層(ES層)、鈍化層等後進行加熱處理。為了獲得光照射下之較高可靠性，更佳為於形成蝕刻終止層後進行加熱處理。 於形成氧化物半導體膜14後進行加熱處理之情形時，基板溫度較佳為100℃以上且500℃以下。加熱處理之環境可為大氣中、氮氣中、氮氣-氧氣中、氬氣中、氬氣-氧氣中、含水蒸氣之大氣中、含水蒸氣之氮氣中等各種環境。環境壓力除為大氣壓外，亦可為減壓條件下(例如未達0.1 Pa)、加壓條件下(例如0.1 Pa～9 MPa)，較佳為大氣壓。加熱處理之時間例如可為3分鐘～2小時左右，較佳為10分鐘～90分鐘左右。 圖1A、圖1B、圖2及圖3係表示本實施形態之半導體裝置(TFT)之若干例之概略圖。圖1A及圖1B所示之半導體裝置10包含：基板11、配置於基板11上之閘極電極12、作為絕緣層而配置於閘極電極12上之閘極絕緣膜13、作為通道層而配置於閘極絕緣膜13上之氧化物半導體膜14、以互不接觸之方式配置於氧化物半導體膜14上之源極電極15及汲極電極16。 圖2所示之半導體裝置20進而包含：配置於閘極絕緣膜13及氧化物半導體膜14上之具有接觸孔之蝕刻終止層17、與配置於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上之鈍化膜18，除此以外，具有與圖1A及圖1B所示之半導體裝置10相同之構成。圖2所示之半導體裝置20中，亦可如圖1A及圖1B所示之半導體裝置10般省略鈍化膜18。圖3所示之半導體裝置30進而包含配置於閘極絕緣膜13、源極電極15及汲極電極16上之鈍化膜18，除此以外，具有與圖1A及圖1B所示之半導體裝置10相同之構成。 本實施形態之半導體裝置較佳為包含上述氧化物半導體膜14，且進而包含與該氧化物半導體膜14之至少一部分接觸而配置之作為非晶層之層(以下亦將該層稱為「非晶鄰接層」)。藉由為包含非晶鄰接層之半導體裝置，即便於上述加熱處理之溫度較高之情形時亦可維持氧化物半導體膜14由非晶氧化物構成之狀態，於此情況下可保持較高之場效遷移率，且可實現光照射下之較高可靠性。作為非晶鄰接層，可列舉：閘極絕緣膜13、鈍化層18、蝕刻終止層17。 非晶鄰接層可為作為氧化物半導體膜14之底層(下層)與氧化物半導體膜14接觸而形成之層，亦可為接觸於氧化物半導體膜14之上而形成之上層。又，本實施形態之半導體裝置可包含2層以上之鄰接層，於該情形時，該等鄰接層可為氧化物半導體膜14之下層與上層。 例如，於圖1A及圖1B所示之半導體裝置10中，閘極絕緣膜13可為非晶鄰接層。於圖2所示之半導體裝置20中，閘極絕緣膜13及/或蝕刻終止層17可為非晶鄰接層。於圖3所示之半導體裝置30中，閘極絕緣膜13及/或鈍化膜18可為非晶鄰接層。 非晶鄰接層較佳為包含矽及鋁之至少任一者之氧化物層。非晶鄰接層為包含矽及鋁之至少任一者之氧化物層而有利於提高半導體裝置之場效遷移率及光照射下之可靠性，尤其有利於提供即便於上述加熱處理之溫度較高之情形時亦可維持較高場效遷移率之半導體裝置。又，非晶鄰接層為包含矽及鋁之至少任一者之氧化物層亦可能有利於減小OFF電流。作為包含矽及鋁之至少任一者之氧化物，並無特別限制，可列舉：氧化矽(SiOx )、氧化鋁(Alm On )等。 其次，對本實施形態之半導體裝置之製造方法進行說明。半導體裝置之製造方法包括：準備上述實施形態之濺鍍靶之步驟；與使用該濺鍍靶藉由濺鍍法形成上述氧化物半導體膜之步驟。首先，對圖1A及圖1B所示之半導體裝置10之製造方法進行說明，該製造方法並無特別限制，就高效率地製造高特性之半導體裝置10之觀點而言，參照圖4A～圖4D，較佳為包括如下步驟：於基板11上形成閘極電極12(圖4A)；於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層(圖4B)；於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層(圖4C)；及於氧化物半導體膜14上以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16(圖4D)。 (1)形成閘極電極之步驟 參照圖4A，於基板11上形成閘極電極12。基板11並無特別限制，就透明性、價格穩定性、及提高表面平滑性之觀點而言，較佳為石英玻璃基板、無鹼玻璃基板、鹼玻璃基板等。閘極電極12並無特別限制，就耐氧化性較高且電阻較低之方面而言，較佳為Mo電極、Ti電極、W電極、Al電極、Cu電極等。閘極電極12之形成方法並無特別限制，就可大面積地均勻形成於基板11之主面上之方面而言，較佳為真空蒸鍍法、濺鍍法等。如圖4A所示，於基板11之表面上局部形成閘極電極12之情形時，可採用使用光阻劑之蝕刻法。 (2)形成閘極絕緣膜之步驟 參照圖4B，於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層。閘極絕緣膜13之形成方法並無特別限制，就可大面積地均勻形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(化學氣相沈積)法等。 閘極絕緣膜13之材質並無特別限制，就絕緣性之觀點而言，較佳為氧化矽(SiOx )、氮化矽(SiNy )等。又，於以閘極絕緣膜13作為上述非晶鄰接層之情形時，較佳為氧化矽(SiOx )、氧化鋁(Alm On )等包含矽及鋁之至少任一者之氧化物。 (3)形成氧化物半導體膜之步驟 參照圖4C，於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層。如上所述，氧化物半導體膜14較佳為包括藉由濺鍍法進行成膜之步驟而形成，例如較佳為藉由在藉由濺鍍法進行成膜後進行加熱處理、或一面利用濺鍍法成膜一面進行加熱處理而形成。作為濺鍍法之原料靶(濺鍍靶)，使用上述實施形態1之氧化物燒結體。 為了獲得光照射下之較高可靠性，較佳為於藉由濺鍍法進行成膜後進行加熱處理。於該情形時，可於剛形成氧化物半導體膜14後即進行加熱處理，亦可於形成源極電極15、汲極電極16、蝕刻終止層17、鈍化層18等後進行加熱處理。為了獲得光照射下之較高可靠性，更佳為於形成蝕刻終止層17後進行加熱處理。於形成蝕刻終止層17後進行加熱處理之情形時，該加熱處理可於源極電極15、汲極電極16形成前或形成後，較佳為形成鈍化層18之前。 (4)形成源極電極及汲極電極之步驟 參照圖4D，於氧化物半導體膜14上以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16。源極電極15及汲極電極16並無特別限制，就耐氧化性較高、電阻較低、且與氧化物半導體膜14之接觸電阻較低之方面而言，較佳為Mo電極、Ti電極、W電極、Al電極、Cu電極等。源極電極15及汲極電極16之形成方法並無特別限制，可大面積地均勻形成於形成有氧化物半導體膜14之基板11之主面上之方面而言，較佳為真空蒸鍍法、濺鍍法等。以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16之方法並無特別限制，就可形成大面積且均勻之源極電極15與汲極電極16之圖案之方面而言，較佳為藉由使用光阻劑之蝕刻法而形成。 其次，對圖2所示之半導體裝置20之製造方法進行說明，該製造方法進而包括形成具有接觸孔17a之蝕刻終止層17之步驟及形成鈍化膜18之步驟，除此以外，可與圖1A及圖1B所示之半導體裝置10之製造方法相同，具體而言，參照圖4A～圖4D及圖5A～圖5D，較佳為包括如下步驟：於基板11上形成閘極電極12(圖4A)；於閘極電極12及基板11上形成閘極絕緣膜13作為絕緣層(圖4B)；於閘極絕緣膜13上形成氧化物半導體膜14作為通道層(圖4C)；於氧化物半導體膜14及閘極絕緣膜13上形成蝕刻終止層17(圖5A)；於蝕刻終止層17形成接觸孔17a(圖5B)；於氧化物半導體膜14及蝕刻終止層17上以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16(圖5C)；及於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上形成鈍化膜18(圖5D)。 蝕刻終止層17之材質並無特別限制，就絕緣性之觀點而言，較佳為氧化矽(SiOx )、氮化矽(SiNy )、氧化鋁(Alm On )等。又，於以蝕刻終止層17作為上述非晶鄰接層之情形時，較佳為氧化矽(SiOx )、氧化鋁(Alm On )等包含矽及鋁之至少任一者之氧化物。蝕刻終止層17亦可為包含不同材質之膜之組合。蝕刻終止層17之形成方法並無特別限制，就可大面積地均勻形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(化學氣相沈積)法、濺鍍法、真空蒸鍍法等。 源極電極15、汲極電極16由於需要與氧化物半導體膜14接觸，故而於氧化物半導體膜14上形成蝕刻終止層17後，於蝕刻終止層17形成接觸孔17a(圖5B)。作為接觸孔17a之形成方法，可列舉乾式蝕刻或濕式蝕刻。藉由該方法對蝕刻終止層17進行蝕刻而形成接觸孔17a，藉此於蝕刻部使氧化物半導體膜14之表面露出。 圖2所示之半導體裝置20之製造方法中，與圖1所示之半導體裝置10之製造方法同樣地，於氧化物半導體膜14及蝕刻終止層17上以互不接觸之方式形成源極電極15及汲極電極16後(圖5C)，於蝕刻終止層17、源極電極15及汲極電極16上形成鈍化膜18(圖5D)。 鈍化膜18之材質並無特別限制，就絕緣性之觀點而言，較佳為氧化矽(SiOx )、氮化矽(SiNy )、氧化鋁(Alm On )等。又，於以鈍化膜18作為上述非晶鄰接層之情形時，較佳為氧化矽(SiOx )、氧化鋁(Alm On )等包含矽及鋁之至少任一者之氧化物。鈍化膜18亦可為包含不同材質之膜之組合。鈍化膜18之形成方法並無特別限制，就可大面積地均勻形成之方面及確保絕緣性之方面而言，較佳為電漿CVD(化學氣相沈積)法、濺鍍法、真空蒸鍍法等。 又，亦可如圖3所示之半導體裝置30般，不形成蝕刻終止層17而採用背通道蝕刻(BCE)結構，於閘極絕緣膜13、氧化物半導體膜14、源極電極15及汲極電極16之上直接形成鈍化膜18。關於該情形時之鈍化膜18，引用上文針對圖2所示之半導體裝置20所具有之鈍化膜18之記述。 (5)其他步驟 最後，通常實施加熱處理。加熱處理可藉由對基板進行加熱而實施。基板溫度較佳為100℃以上且250℃以下。加熱處理之環境可為大氣中、氮氣中、氮氣-氧氣中、氬氣中、氬氣-氧氣中、含水蒸氣之大氣中、含水蒸氣之氮氣中等各種環境。較佳為氮氣、氬氣中等惰性氣體環境。環境壓力除為大氣壓外，亦可為減壓條件下(例如未達0.1 Pa)、加壓條件下(例如0.1 Pa～9 MPa)，較佳為大氣壓。加熱處理之時間例如可為3分鐘～2小時左右，較佳為10分鐘～90分鐘左右。 [實施例] ＜實施例1～實施例22＞ (1)氧化物燒結體之製作 (1-1)粉末原料之準備 準備具有表1所示之組成與中值粒徑d50(表1中記為「W粒徑」)且純度99.99質量%之鎢氧化物粉末(表1中記為「W」)、中值粒徑d50為1.0 μm且純度99.99質量%之ZnO粉末(表1中記為「Z」)、及中值粒徑d50為1.0 μm且純度99.99質量%之In2 O3 粉末(表1中記為「I」)。 (1-2)原料粉末之1次混合物之製備 首先，向球磨機內添加所準備之原料粉末中之鎢氧化物粉末與ZnO粉末、或鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末，進行18小時之粉碎混合，藉此製備原料粉末之1次混合物。鎢氧化物粉末與ZnO粉末之莫耳混合比率約設為鎢氧化物粉末：ZnO粉末＝1：1。鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末之莫耳混合比率約設為鎢氧化物粉末：In2 O3 粉末＝1：3。粉碎混合時，使用乙醇作為分散介質。將所獲得之原料粉末之1次混合物於大氣中加以乾燥。 (1-3)藉由1次混合物之熱處理而進行之預燒粉末之形成 其次，將所獲得之原料粉末之1次混合物放入氧化鋁製坩堝內，於空氣環境中，於表1所示之預燒溫度下預燒8小時，獲得由ZnWO4 型結晶相構成之預燒粉末或由In6 WO12 型結晶相構成之預燒粉末。表1中揭示構成所獲得之預燒粉末之結晶相之組成(種類)。實施例7～14中，製作由ZnWO4 型結晶相構成之預燒粉末及由In6 WO12 型結晶相構成之預燒粉末該兩種預燒粉末而供於使用。 (1-4)包含預燒粉末之原料粉末之2次混合物之製備 其次，將所獲得之預燒粉末與所準備之剩餘之原料粉末即In2 O3 粉末或ZnO粉末一併投入坩堝內，進而放入粉碎混合球磨機內進行12小時之粉碎混合，藉此製備原料粉末之2次混合物。以使混合物中之W、Zn及In之莫耳比成為表1所示之方式設定該等粉末之混合比。粉碎混合時，使用乙醇作為分散介質。利用噴霧乾燥器將所獲得之混合粉末加以乾燥。 (1-5)藉由2次混合物之成形而進行之成形體之形成 其次，藉由加壓將所獲得之2次混合物加以成形，進而藉由CIP於室溫(5℃～30℃)之靜水中、190 MPa之壓力下進行加壓成形，而獲得直徑100 mm且厚度約9 mm之圓板狀成形體。 (1-6)藉由成形體之燒結而進行之氧化物燒結體之形成 其次，將所獲得之成形體於大氣壓下、空氣環境中，於表1所示之燒結溫度下燒結8小時，而獲得含有包含固溶有鎢及鋅之方鐵錳礦型結晶相(In2 O3 型相)之第1結晶相的氧化物燒結體。判斷有鎢及鋅發生固溶係基於X射線繞射之測定中確認到峰位置較JCPDS卡片之6-0416所規定之峰位置有所偏移。 (1-7)氧化物燒結體之物性評價 [A]X射線繞射之測定 自氧化物燒結體之一部分採集樣品，藉由粉末X射線繞射法進行結晶解析，確認是否存在方鐵錳礦型結晶相、於2θ大於34.74 deg且小於34.97 deg之位置出現之第1繞射峰、及於2θ大於31.77 deg且小於32.00 deg之位置出現之第2繞射峰。X射線繞射之測定條件如下。 (X射線繞射之測定條件) θ-2θ法 X射線源：Cu Kα射線 X射線管電壓：45 kV X射線管電流：40 mA 步進寬度：0.03 deg 步進時間：1秒/步 測定範圍2θ：10 deg～90 deg 實施例之氧化物燒結體均具有方鐵錳礦型結晶相、第1繞射峰及第2繞射峰。將第1繞射峰之角度及第2繞射峰之角度示於表2。又，基於該X射線繞射之測定結果，根據上述式而測定Ia及Ib，算出Ia/Ib。將結果示於表2。 [B]第1結晶相為主成分之確認及銦高含有型結晶相佔有率之測定 自氧化物燒結體之一部分採集樣品，對該樣品之表面進行研磨而使其變得平滑。繼而，使用SEM-EDX(附帶能量分散型矽光X射線分析計之掃描式二次電子顯微鏡)，利用SEM(掃描式二次電子顯微鏡)觀察樣品之該表面，利用EDX(能量分散型矽光X射線分析計)分析各結晶粒子之金屬元素之組成比。進而，根據該等結晶粒子之金屬元素之組成比之傾向，將結晶粒子進行分組。具體而言，分為A組與B組(銦高含有型結晶相)，A組係Zn含有率[Zn相對於In、W及Zn之合計之含有率(原子%)]高於下述B組之結晶粒子，B組(銦高含有型結晶相)係Zn含有率非常低或不含Zn、且In含有率[In相對於In、W及Zn之合計之含有率(原子%)]高於A組之結晶粒子。判斷B組之結晶粒為第1結晶相。 氧化物燒結體中之「銦高含有型結晶相佔有率」係定義為銦高含有型結晶相(B組)之面積於氧化物燒結體之上述測定表面中所占之比率(百分率)。實施例之氧化物燒結體均銦高含有型結晶相佔有率達到50%以上，第1結晶相為主成分。 [C]存在第2結晶相之確認、及構成其之結晶粒子之平均長軸直徑及平均縱橫比之測定 上述[B]第1結晶相為主成分之確認及銦高含有型結晶相佔有率之測定中，判斷分為A組之結晶相為第2結晶相。又，該表面分析中之SEM觀察時對500倍之反射電子像進行測定，針對構成與分類為第1結晶相之B組相比觀察到呈深灰色之第2結晶相的結晶粒子，藉由上述方法而測定平均長軸直徑及平均縱橫比。將結果示於表2。 [D]存在鎢酸鋅化合物結晶相、鎢酸銦化合物結晶相、六方晶纖鋅礦型結晶相及In2 O3 (ZnO)5 之確認 上述[A]X射線繞射之測定中，同時確認是否存在鎢酸鋅化合物結晶相、鎢酸銦化合物結晶相、六方晶纖鋅礦型結晶相及In2 O3 (ZnO)5 。各實施例、比較例中均未確認到存在鎢酸銦化合物結晶相及六方晶纖鋅礦型結晶相。 表2之「鑑定出之結晶相」一欄彙總揭示氧化物燒結體中所存在之結晶相。關於結晶相，表中之簡稱意指以下之結晶相。再者，表2之「鑑定出之結晶相」一欄中揭示可藉由上述X射線繞射之測定而鑑定出者，但並非指氧化物燒結體僅由「鑑定出之結晶相」一欄所記載者所構成。 I：方鐵錳礦型結晶相(第1結晶相) ZW：鎢酸鋅化合物結晶相(第2結晶相) IZ：In2 O3 (ZnO)5 (第2結晶相) [E]氧化物燒結體中之In、Zn及W之含量之測定 所獲得之氧化物燒結體中之In、Zn及W之含量係藉由ICP質譜法進行測定。基於該等含量，分別求出氧化物燒結體之W含有率(原子%)、Zn含有率(原子%)、及Zn/W比(原子數比)。將結果示於表2。 [F]氧化物燒結體之視密度之測定 所獲得之氧化物燒結體之視密度係藉由阿基米德法而求出。 ＜比較例1～比較例4＞ 使作為原料粉末之鎢氧化物粉末、ZnO粉末及In2 O3 粉末之混合比成為如表1所示，且不形成預燒粉末而將該等原料粉末一次性混合，於表1所示之溫度下進行燒結，除此以外，藉由與實施例相同之方法製作氧化物燒結體，並進行物性評價。關於比較例3之氧化物燒結體，由於第2結晶相未分散於銦高含有型結晶相中而為相互接觸之形態，無法特定出第2結晶相之粒子形狀，故而無法測定平均長軸直徑及平均縱橫比。各比較例中，為了提高視密度，均需使燒結溫度高於實施例。將燒結溫度設為1170℃，除此以外，藉由與比較例1至比較例4相同之方式製作氧化物燒結體，結果該等氧化物燒結體之視密度均為6.3 g/cm3 。 (2)濺鍍靶之製作 (2-1)濺鍍靶之製作 將所獲得之氧化物燒結體加工為直徑3英吋(76.2 mm)×厚度6 mm後，使用銦金屬貼附於銅製背板。 (2-2)濺鍍靶之表面粗糙度之測定 將所製作之濺鍍靶設置於濺鍍裝置(未作圖示)之成膜室內。濺鍍靶已隔著銅製背板而經水冷。以與濺鍍靶對向之形態設置作為基板之2英吋尺寸之鏡面Si晶圓。使成膜室內成為6×10-5 Pa左右之真空度，藉由如下方式對靶進行濺鍍。 於靶與基板之間插入擋板，在此狀態下，向成膜室內導入氬氣(Ar)與氧氣(O2 )之混合氣體直至壓力達到0.5 Pa。混合氣體中之氧氣含有率為25體積%。對靶施加250 W之DC電力而引發濺鍍放電。進行20小時之濺鍍。藉此，靶表面之加工痕跡消失而成為濺鍍中之表面粗糙。20小時之濺鍍可連續進行亦可間斷進行。 上述操作結束後，自真空槽拆下靶，使用觸針式表面粗糙度計(東京精密公司製造之「Surfcom 480B」)，對經濺射之靶表面，依據JIS B 0601：2013測定算術平均粗糙度Ra。所謂經濺射之靶表面係稱為剝蝕之與設置於濺鍍蒸發源上之磁石之磁場設計對應之軌狀之蝕刻痕跡之部分。以軌寬之中心作為測定中心位置，測定寬度設為0.4 mm，於沿著軌寬之方向上進行測定。所獲得之結果係以將比較例1之算術平均粗糙度設為「1」時之相對值之形式示於表2。 [表1]
Figure 106137554-A0304-0001
 [表2]
Figure 106137554-A0304-0002
 (3)具備氧化物半導體膜之半導體裝置(TFT)之製作與評價、及氧化物半導體膜之表面粗糙度之測定 (3-1)具備氧化物半導體膜之半導體裝置(TFT)之製作 依照下述順序，製作具有與圖3所示之半導體裝置30類似之構成之TFT。參照圖4A，首先準備50 mm×50 mm×厚度0.6 mm之合成石英玻璃基板作為基板11，藉由濺鍍法於該基板11上形成厚度100 nm之Mo電極作為閘極電極12。繼而，如圖4A所示，藉由使用光阻劑之蝕刻而使閘極電極12成為特定形狀。 其次，參照圖4B，藉由電漿CVD法於閘極電極12及基板11上形成非晶氧化物層即厚度200 nm之SiOx 膜作為閘極絕緣膜13。 其次，參照圖4C，藉由DC(直流)磁控濺鍍法於閘極絕緣膜13上形成厚度25 nm之氧化物半導體膜14。靶之直徑3英吋(76.2 mm)之平面為濺鍍面。作為所使用之靶，使用上述(1)中所獲得之氧化物燒結體。 關於氧化物半導體膜14之形成，若更具體地進行說明，則於濺鍍裝置(未作圖示)之成膜室內之經水冷之基板座上，以使閘極絕緣膜13露出之方式配置上述形成有閘極電極12及閘極絕緣膜13之基板11。將上述靶與閘極絕緣膜13對向配置且使之相距90 mm。使成膜室內成為6×10-5 Pa左右之真空度，藉由如下方式對靶進行濺鍍。 首先，於閘極絕緣膜13與靶之間插入擋板，在此狀態下，向成膜室內導入氬氣(Ar)與氧氣(O2 )之混合氣體直至壓力達到0.5 Pa。混合氣體中之氧氣含有率為25體積%。施加250 W之DC電力而引發濺鍍放電，藉此進行5分鐘之靶表面清潔(預濺鍍)。 繼而，對同一靶施加相同值之DC電力，維持成膜室內之環境不變，於此狀態下，撤除上述擋板，藉此於閘極絕緣膜13上成膜氧化物半導體膜14。再者，未對基板座特別施加偏壓電壓。又，對基板座進行水冷或加熱而調整成膜時及成膜後之基板11之溫度。實施例及比較例之中，下述表3中之「成膜時熱處理」一欄中記載「有/120℃」之例係於成膜時對基板座進行加熱而將基板溫度調整為120℃，藉此於成膜之同時實施加熱處理。於該情形時，加熱處理之時間相當於成膜時間。於成膜之同時實施有加熱處理之情形時，亦於成膜後(如下所述，鈍化層形成後)加熱基板而進行250℃、10分鐘或350℃、10分鐘之加熱處理，測定下述半導體裝置特性。另一方面，實施例及比較例之中，下述表3中之「成膜時熱處理」一欄中記載「無」之情形時，成膜時對基板座進行水冷而使基板溫度成為20℃左右，成膜後(如下所述，鈍化層形成後)加熱基板而進行250℃、10分鐘或350℃、10分鐘之加熱處理，測定下述半導體裝置特性。 如此，使用由上述(1)中所獲得之氧化物燒結體加工而成之靶，藉由DC(直流)磁控濺鍍法而形成氧化物半導體膜14。氧化物半導體膜14於TFT中係作為通道層而發揮功能。各實施例及比較例中所形成之氧化物半導體膜14之膜厚設為25 nm。 其次，對所形成之氧化物半導體膜14之一部分進行蝕刻，藉此形成源極電極形成用部14s、汲極電極形成用部14d、及通道部14c。源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面之大小設為50 μm×50 μm，通道長度CL (參照圖1A及圖1B，所謂通道長度CL 係指源極電極15與汲極電極16之間之通道部14c之距離)設為30 μm，通道寬度CW (參照圖1A及圖1B，所謂通道寬度CW 係指通道部14c之寬度)設為40 μm。通道部14c係以於75 mm×75 mm之基板主面內以3 mm為間隔以縱25個×橫25個配置TFT之方式，於75 mm×75 mm之基板主面內以3 mm為間隔以縱25個×橫25個進行配置。 氧化物半導體膜14之一部分之蝕刻係藉由如下方式進行：製備以體積比計草酸：水＝5：95之蝕刻水溶液，於該蝕刻水溶液中於40℃下浸漬依序形成有閘極電極12、閘極絕緣膜13及氧化物半導體膜14之基板11。 其次，參照圖4D，於氧化物半導體膜14上相互分離地形成源極電極15及汲極電極16。 具體而言，首先，以僅氧化物半導體膜14之源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面露出之方式，於氧化物半導體膜14上塗佈阻劑(未作圖示)，進行曝光及顯影。繼而，藉由濺鍍法，於氧化物半導體膜14之源極電極形成用部14s及汲極電極形成用部14d之主面上分別形成作為源極電極15、汲極電極16之厚度100 nm之Mo電極。其後，將氧化物半導體膜14上之阻劑剝離。作為源極電極15之Mo電極及作為汲極電極16之Mo電極分別係以於75 mm×75 mm之基板主面內以3 mm為間隔以縱25個×橫25個配置TFT之方式，與各個通道部14c逐一對應地配置。 其次，參照圖3，於閘極絕緣膜13、氧化物半導體膜14、源極電極15及汲極電極16之上形成鈍化膜18。鈍化膜18之構成如下：藉由電漿CVD法而形成作為非晶氧化物層之厚度200 nm之SiOx 膜後，於其上藉由電漿CVD法而形成厚度200 nm之SiNy 膜；或者，藉由濺鍍法而形成作為非晶氧化物層之厚度120 nm之Alm On 膜後，於其上藉由電漿CVD法而形成厚度200 nm之SiNy 膜。於非晶氧化物層為SiOx 膜之情形時，下述表3中之「PV層」一欄中記載「SiOx 」，於非晶氧化物層為Alm On 膜之情形時，「PV層」一欄中記載「Alm On 」。就提昇光照射下之可靠性之觀點而言，較理想為SiOx 膜之原子組成比更接近Si：O＝1：2之含氧量，Alm On 膜之原子組成比更接近Al：O＝2：3之含氧量。 其次，藉由反應性離子蝕刻對源極電極15、汲極電極16上之鈍化膜18進行蝕刻而形成接觸孔，藉此使源極電極15、汲極電極16之表面之一部分露出。 最後，於大氣壓氮氣環境中實施加熱處理。對所有之實施例及比較例進行該加熱處理，具體而言，於氮氣環境中實施250℃、10分鐘之加熱處理，或於氮氣環境中實施350℃、10分鐘之加熱處理。由此，獲得具備氧化物半導體膜14作為通道層之TFT。 (3-2)氧化物半導體膜之結晶性、W含有率、Zn含有率及Zn/W比 依據上述測定方法及定義，評價所製作之TFT所具備之氧化物半導體膜14之結晶性。表3之「結晶性」一欄中，於為奈米結晶之情形時記載「奈米結晶」，於為非晶之情形時記載「非晶」。又，藉由RBS(拉塞福逆散射譜法)而測定氧化物半導體膜14中之In、W及Zn之含量。基於該等含量，分別求出氧化物半導體膜14之W含有率(原子%)、Zn含有率(原子%)、及Zn/W比(原子數比)。將結果示於表3。 (3-3)氧化物半導體膜之製作及其表面粗糙度之測定 依據上述(2-1)而製作濺鍍靶。繼而，與上述(2-2)同樣地進行20小時之濺鍍。其次，以與濺鍍靶對向之形態設置2英吋尺寸之鏡面Si晶圓。使成膜室內成為6×10-5 Pa左右之真空度，藉由如下方式對靶進行濺鍍。於靶與基板之間插入擋板，在此狀態下，向成膜室內導入氬氣(Ar)與氧氣(O2 )之混合氣體直至壓力達到0.5 Pa。混合氣體中之氧氣含有率為25體積%。對靶施加250 W之DC電力而引發濺鍍放電。保持10分鐘後，將基板與靶之間之擋板撤除，而於基板上形成氧化物半導體膜。以氧化物半導體膜之膜厚成為2 μm之方式調整成膜時間。 成膜後，進行10分鐘之冷卻，其後，自真空室內取出基板，使用觸針式表面粗糙度計(KLA Tencor公司製造之「P-16」)，對2英吋之Si晶圓中心部之氧化物半導體膜之表面，依據JIS B 0601：2013測定算術平均粗糙度Ra。所獲得之結果係以將比較例1之算術平均粗糙度設為「1」時之相對值之形式示於表3。 (3-4)半導體裝置之特性評價 藉由如下方式評價作為半導體裝置10之TFT之特性。首先，使測定針接觸閘極電極12、源極電極15及汲極電極16。對源極電極15與汲極電極16之間施加0.2 V之源極-汲極間電壓Vds ，使對源極電極15與閘極電極12之間施加之源極-閘極間電壓Vgs 自-10 V向15 V變化，測定此時之源極-汲極間電流Ids 。進而，將源極-閘極間電壓Vgs 與源極-汲極間電流Ids 之平方根[(Ids )1/2 ]之關係繪製成圖表(以下，亦將該圖表稱為「Vgs -(Ids )1/2 曲線」)。對Vgs -(Ids )1/2 曲線劃出切線，以該切線之斜率成為最大之點作為切點的切線與x軸(Vgs )相交之點(x截距)即為閾值電壓Vth 。閾值電壓Vth 係對於大氣壓氮氣環境中實施250℃、10分鐘之加熱處理後(Vth (250℃))、與於大氣壓氮氣環境中實施350℃、10分鐘之加熱處理後(Vth (350℃))之TFT進行測定而獲得。認為Vth 較理想為0 V以上，進而於將TFT用於顯示裝置之情形時，就與a-Si之驅動電壓之同一性而言，認為較理想為接近1.0 V。 又，根據下述式[a]： gm ＝dIds /dVgs [a] ，藉由源極-汲極間電流Ids 對源極-閘極間電壓Vgs 進行微分而導出gm 。進而，使用Vgs ＝10.0 V時之gm 之值，根據下述式[b]： μfe ＝gm ・CL /(CW ・Ci ・Vds ) [b] ，算出場效遷移率μfe 。上述式[b]中之通道長度CL 為30 μm，通道寬度CW 為40 μm。又，閘極絕緣膜13之電容Ci 設為3.4×10-8 F/cm2 ，源極-汲極間電壓Vds 設為0.5 V。 將於大氣壓氮氣環境中實施250℃、10分鐘之加熱處理後之場效遷移率μfe 示於表3之「遷移率(250℃)」一欄。又，將於大氣壓氮氣環境中實施350℃、10分鐘之加熱處理後之場效遷移率μfe 示於表3之「遷移率(350℃)」一欄。如表3所示，有Zn/W比較大時遷移率(250℃)與遷移率(350℃)之差較小之傾向。 進而，實施如下之光照射下之可靠性評價試驗。一面自TFT之上部以強度0.3 mW/cm2 照射波長460 nm之光，一面將對源極電極15與閘極電極12之間施加之源極-閘極間電壓Vgs 固定於-25 V，持續施加該電壓1小時。於施加開始後1 s、10 s、100 s、300 s、3600 s之時，藉由上述方法求出閾值電壓Vth ，並求出該最大閾值電壓Vth 與最小閾值電壓Vth 之差ΔVth 。ΔVth 越小，判斷光照射下之可靠性越高。將於大氣壓氮氣環境中實施250℃、10分鐘之加熱處理後之ΔVth 示於表3之「ΔVth (250℃)」一欄。又，將於大氣壓氮氣環境中實施350℃、10分鐘之加熱處理後之ΔVth 示於表3之「ΔVth (350℃)」一欄。再者，比較例1之半導體裝置未能作為TFT而驅動。 [表3]
Figure 106137554-A0304-0003
 本文所揭示之實施形態及實施例於所有方面均為例示，不應理解為對本發明加以限制者。本發明之範圍係由申請專利範圍示出而非上述實施形態及實施例，意在將與申請專利範圍同等之含義、及範圍內之各種變更包括在本發明之範圍內。
10‧‧‧半導體裝置(TFT)11‧‧‧基板12‧‧‧閘極電極13‧‧‧閘極絕緣膜14‧‧‧氧化物半導體膜14c‧‧‧通道部14d‧‧‧汲極電極形成用部14s‧‧‧源極電極形成用部15‧‧‧源極電極16‧‧‧汲極電極17‧‧‧蝕刻終止層17a‧‧‧接觸孔18‧‧‧鈍化膜20‧‧‧半導體裝置(TFT)30‧‧‧半導體裝置(TFT)CW‧‧‧通道寬度CL‧‧‧通道長度
圖1A係表示本發明之一態樣之半導體裝置之一例的概略俯視圖。 圖1B係圖1A中所示之IB-IB線處之概略剖視圖。 圖2係表示本發明之一態樣之半導體裝置之另一例的概略剖視圖。 圖3係表示本發明之一態樣之半導體裝置之又一例的概略剖視圖。 圖4A係表示圖1A及圖1B所示之半導體裝置之製造方法之一例的概略剖視圖。 圖4B係表示圖1A及圖1B所示之半導體裝置之製造方法之一例的概略剖視圖。 圖4C係表示圖1A及圖1B所示之半導體裝置之製造方法之一例的概略剖視圖。 圖4D係表示圖1A及圖1B所示之半導體裝置之製造方法之一例的概略剖視圖。 圖5A係表示圖2所示之半導體裝置之製造方法之一例的概略剖視圖。 圖5B係表示圖2所示之半導體裝置之製造方法之一例的概略剖視圖。 圖5C係表示圖2所示之半導體裝置之製造方法之一例的概略剖視圖。 圖5D係表示圖2所示之半導體裝置之製造方法之一例的概略剖視圖。
10‧‧‧半導體裝置(TFT)
11‧‧‧基板
12‧‧‧閘極電極
13‧‧‧閘極絕緣膜
14‧‧‧氧化物半導體膜
14c‧‧‧通道部
14d‧‧‧汲極電極形成用部
14s‧‧‧源極電極形成用部
15‧‧‧源極電極
16‧‧‧汲極電極

Claims (12)

  1. 一種氧化物燒結體，其係含有銦、鎢及鋅者，並且含有包含方鐵錳礦型結晶相之第1結晶相、與鋅之含有率高於上述第1結晶相之第2結晶相，構成上述第2結晶相之粒子之平均長軸直徑為3μm以上且50μm以下，平均縱橫比為1.5以上且50以下，上述氧化物燒結體之視密度大於6.4g/cm3且為7.5g/cm3以下，上述氧化物燒結體中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率大於0.01原子%且小於0.5原子%，上述氧化物燒結體中之鋅相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率為1.2原子%以上且未達50原子%，上述氧化物燒結體中之鋅相對於鎢之原子比大於1.0且小於20000。
  2. 如請求項1之氧化物燒結體，其於X射線繞射中之2θ大於34.74deg且小於34.97deg之位置具有第1繞射峰，且於2θ大於31.77deg且小於32.00deg之位置具有第2繞射峰，上述第1繞射峰之峰強度Ia與上述第2繞射峰之峰強度Ib之比Ia/Ib為0.05以上且3以下。
  3. 一種濺鍍靶，其僅包含如請求項1或2之氧化物燒結體。
  4. 一種半導體裝置之製造方法，其係製造包含氧化物半導體膜之半導 體裝置之方法，其包括如下步驟：準備如請求項3之濺鍍靶；及使用上述濺鍍靶藉由濺鍍法而形成上述氧化物半導體膜。
  5. 如請求項4之半導體裝置之製造方法，其中上述氧化物半導體膜中之鎢相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率大於0.01原子%且小於0.5原子%，上述氧化物半導體膜中之鋅相對於銦、鎢及鋅之合計之含有率為1.2原子%以上且未達50原子%，上述氧化物半導體膜中之鋅相對於鎢之原子比大於1.0且小於20000。
  6. 如請求項4或5之半導體裝置之製造方法，其中上述氧化物半導體膜係由奈米結晶氧化物及非晶氧化物之至少任一者所構成。
  7. 一種氧化物燒結體之製造方法，其係製造如請求項1之氧化物燒結體之方法，其包括如下步驟：藉由將鎢氧化物粉末與銦氧化物粉末以莫耳比計1：3之比例混合而製備1次混合物；藉由對上述1次混合物進行熱處理而形成預燒粉末；製備包含上述預燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將上述2次混合物進行成形而形成成形體；及藉由對上述成形體進行燒結而形成氧化物燒結體；上述形成預燒粉末之步驟包括如下操作：於含氧環境下，以700℃以 上且未達1400℃之溫度對上述1次混合物進行熱處理，藉此形成作為上述預燒粉末之包含銦與鎢之複合氧化物之粉末。
  8. 如請求項7之氧化物燒結體之製造方法，其中上述複合氧化物包含In6WO12型結晶相。
  9. 一種氧化物燒結體之製造方法，其係製造如請求項1之氧化物燒結體之方法，其包括如下步驟：藉由將鎢氧化物粉末與鋅氧化物粉末以莫耳比計1：1之比例或者以莫耳比計3：2之比例混合而製備1次混合物；藉由對上述1次混合物進行熱處理而形成預燒粉末；製備包含上述預燒粉末之原料粉末之2次混合物；藉由將上述2次混合物進行成形而形成成形體；及藉由對上述成形體進行燒結而形成氧化物燒結體；上述形成預燒粉末之步驟包括如下操作：於含氧環境下，以550℃以上且未達1200℃之溫度對上述1次混合物進行熱處理，藉此形成作為上述預燒粉末之包含鋅與鎢之複合氧化物之粉末。
  10. 如請求項9之氧化物燒結體之製造方法，其中上述複合氧化物包含ZnWO4型結晶相。
  11. 如請求項7至10中任一項之氧化物燒結體之製造方法，其中上述鎢氧化物粉末包含選自由WO3結晶相、WO2結晶相、及WO2.72結晶相所組成之 群中之至少1種結晶相。
  12. 如請求項7至10中任一項之氧化物燒結體之製造方法，其中上述鎢氧化物粉末之中值粒徑d50為0.1μm以上且4μm以下。
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