JP2016046448A - Semiconductor element manufacturing method - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、炭化シリコン（ＳｉＣ）基板にオーミック電極を形成する半導体素子の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for manufacturing a semiconductor element in which an ohmic electrode is formed on a silicon carbide (SiC) substrate.
半導体パワーデバイス用の半導体材料として、シリコンよりも広いバンドギャップを有するＳｉＣが注目されている。ＳｉＣを用いたショットキバリアダイオード、ＭＯＳＦＥＴ、ＪＦＥＴ等のパワー半導体デバイスが実用化されている。ＳｉＣは、Ｓｉに比べて欠陥の少ないウエハを作製することが困難である。このため、ＳｉＣウエハの上に形成された欠陥の少ないエピタキシャル層が、ドリフト層として利用される。エピタキシャル層の厚さは、必要とされる耐圧に合わせて設定される。ドリフト層としてＳｉＣを用いる場合には、Ｓｉを用いる場合に比べて、約１／１０の厚さで同等の耐圧を確保することができる。例えば、厚さ１０μｍのＳｉＣからなるエピタキシャル層により、厚さ１００μｍのＳｉウエハと同程度の耐圧を確保することができる。 As a semiconductor material for a semiconductor power device, SiC having a wider band gap than silicon has attracted attention. Power semiconductor devices such as Schottky barrier diodes, MOSFETs, and JFETs using SiC have been put into practical use. SiC makes it difficult to produce a wafer with fewer defects than Si. For this reason, the epitaxial layer with few defects formed on the SiC wafer is used as the drift layer. The thickness of the epitaxial layer is set according to the required breakdown voltage. In the case of using SiC as the drift layer, an equivalent breakdown voltage can be ensured with a thickness of about 1/10 compared to the case of using Si. For example, an epitaxial layer made of SiC having a thickness of 10 μm can ensure a breakdown voltage equivalent to that of a Si wafer having a thickness of 100 μm.
ショットキバリアダイオードにおいては、エピタキシャル層の表面にアノード電極が形成される。スイッチング素子においては、エピタキシャル層の表面にスイッチング機能を有する素子構造が形成される。エピタキシャル層の下地となっているＳｉＣウエハは、エピタキシャル層の支持基板としての役割を持つ。通電ロスを低減するために、ＳｉＣウエハを薄くすることが好ましい。エピタキシャル層の表面に素子構造を形成する前に、ＳｉＣウエハを薄くすると、プロセス中の破損や反りにより、素子構造を形成することが困難になる。従って、エピタキシャル層の表面に素子構造を形成した後、ＳｉＣウエハを削って薄くすることが好ましい。 In the Schottky barrier diode, an anode electrode is formed on the surface of the epitaxial layer. In the switching element, an element structure having a switching function is formed on the surface of the epitaxial layer. The SiC wafer that is the base of the epitaxial layer serves as a support substrate for the epitaxial layer. In order to reduce energization loss, it is preferable to make the SiC wafer thinner. If the SiC wafer is thinned before the element structure is formed on the surface of the epitaxial layer, it becomes difficult to form the element structure due to damage or warpage during the process. Accordingly, it is preferable to thin the SiC wafer after forming the element structure on the surface of the epitaxial layer.
薄くされたＳｉＣウエハの裏側の表面に、オーミック電極が形成される。オーミック電極の形成時にレーザアニールを適用すると、電気炉でアニールする場合に比べて、表側の表面に形成されている素子構造への熱影響を軽減することができる。オーミック電極として、ニッケルシリサイド等の金属シリサイドが用いられる。 An ohmic electrode is formed on the back surface of the thinned SiC wafer. When laser annealing is applied during the formation of the ohmic electrode, the thermal effect on the element structure formed on the surface on the front side can be reduced as compared with the case where annealing is performed in an electric furnace. A metal silicide such as nickel silicide is used as the ohmic electrode.
特許文献１〜３に、ＳｉＣ基板上にニッケル等の金属膜を形成した後、レーザアニールを行うことにより金属シリサイド膜を形成する方法が開示されている。特許文献１に開示された方法では、波長が２４８ｎｍ〜３０８ｎｍのパルスレーザビームを用い、パルス幅が約３０ｎｓ、１パルス当たりのエネルギ密度（以下、「フルエンス」という。）が約２．８Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールが行われる。この波長のパルスレーザビームを出力する光源として、エキシマレーザが用いられていると推測される。特許文献２に開示された方法では、波長が４５５ｎｍ〜５９７ｎｍのパルスレーザビームを用い、パルス幅が５０ｎｓ〜５μｓ、フルエンスが３．６Ｊ／ｃｍ２以上の条件でレーザアニールが行われる。特許文献３に開示された方法では、ＸｅＣｌエキシマレーザ（波長３０８ｎｍ）を用い、パルス幅が５０ｎｓ以下、フルエンスが１０ｍＪ／ｃｍ２、パルスの照射数が１０〜２００回程度、複数パルスの周期５ｍｓの条件でレーザアニールが行われる。 Patent Documents 1 to 3 disclose a method of forming a metal silicide film by performing laser annealing after forming a metal film such as nickel on a SiC substrate. In the method disclosed in Patent Document 1, a pulse laser beam having a wavelength of 248 nm to 308 nm is used, a pulse width is about 30 ns, and an energy density per pulse (hereinafter referred to as “fluence”) is about 2.8 J / cm. Laser annealing is performed under the condition of 2 . It is presumed that an excimer laser is used as a light source that outputs a pulse laser beam of this wavelength. In the method disclosed in Patent Document 2, laser annealing is performed using a pulse laser beam having a wavelength of 455 nm to 597 nm, a pulse width of 50 ns to 5 μs, and a fluence of 3.6 J / cm 2 or more. In the method disclosed in Patent Document 3, a XeCl excimer laser (wavelength 308 nm) is used, the pulse width is 50 ns or less, the fluence is 10 mJ / cm 2 , the number of pulse irradiations is about 10 to 200 times, and the period of multiple pulses is 5 ms. Laser annealing is performed under conditions.
エキシマレーザ等のガスレーザは、ＹＡＧレーザ等の固体レーザに比べて、レーザビームの品質が不安定であるため、高品質のアニールを再現性よく行うことが困難である。高品質のアニールを再現性よく行うために、固体レーザを用いることが好ましい。一般的な固体レーザを用いる場合、５０ｎｓよりも長いパルス幅を実現することは困難である。 A gas laser such as an excimer laser has an unstable laser beam quality as compared with a solid-state laser such as a YAG laser, and it is difficult to perform high-quality annealing with high reproducibility. In order to perform high-quality annealing with high reproducibility, it is preferable to use a solid-state laser. When a general solid-state laser is used, it is difficult to realize a pulse width longer than 50 ns.
高いフルエンスを実現するためにビーム断面を小さく絞ると、レーザアニール時の走査速度を遅くしなければならなくなるため、スループットが低下する。高いフルエンスを実現するために、複数台のレーザ発振器を使用することは、装置コストの増大に繋がる。従って、フルエンスを低くしても十分なシリサイド化を行うことができるアニール条件を見出すことが望まれる。 If the beam cross-section is narrowed down to achieve high fluence, the scanning speed during laser annealing must be slowed, resulting in a decrease in throughput. Use of a plurality of laser oscillators to achieve a high fluence leads to an increase in apparatus cost. Therefore, it is desired to find an annealing condition that can perform sufficient silicidation even if the fluence is lowered.
本発明の目的は、固体レーザを用い、実用性の高いパルス幅、及び低いフルエンスの条件で十分なシリサイド化を行うことが可能な半導体素子の製造方法を提供することである。 An object of the present invention is to provide a method of manufacturing a semiconductor device that can perform sufficient silicidation using a solid-state laser under a highly practical pulse width and low fluence conditions.
本発明の一観点によると、
炭化シリコンからなる基板の第１の表面にニッケル、チタンまたはタングステンからなる金属膜を形成する工程と、
前記金属膜に、波長が３３０ｎｍ〜３７０ｎｍの範囲内のパルスレーザビームを、パルス幅が２０ｎｓ〜５０ｎｓの範囲内、フルエンスが２Ｊ／ｃｍ２〜３Ｊ／ｃｍ２の範囲内の条件で入射させることにより、前記金属膜を溶融させて、前記基板と前記金属膜とをシリサイド反応させることにより、前記基板の前記第１の表面に金属シリサイド膜を形成する工程と
を有する半導体素子の製造方法が提供される。
According to one aspect of the invention,
Forming a metal film made of nickel, titanium or tungsten on a first surface of a substrate made of silicon carbide;
On the metal film, a pulsed laser beam of a wavelength in the range of 330Nm～370nm, within the pulse width is 20Ns～50ns, by fluence is incident under the condition of the range of 2J / cm 2 ~3J / cm 2 And a method of manufacturing a semiconductor device, comprising: a step of forming a metal silicide film on the first surface of the substrate by melting the metal film and causing a silicide reaction between the substrate and the metal film. The
上述のアニール条件で、金属膜と基板との間で十分なシリサイド反応を生じさせることができる。これにより、炭化シリコンの基板の表面に、金属シリサイド膜を形成することができる。 Under the above-described annealing conditions, a sufficient silicide reaction can be caused between the metal film and the substrate. Thus, a metal silicide film can be formed on the surface of the silicon carbide substrate.
図１Ａ〜図１Ｆを参照して、実施例による半導体素子の製造方法について説明する。 With reference to FIGS. 1A to 1F, a method of manufacturing a semiconductor device according to an embodiment will be described.
図１Ａに示すように、ｎ型ＳｉＣからなる基板の表面にｎ型ＳｉＣをエピタキシャル成長させることにより、ＳｉＣからなる基板１０を形成する。基板１０には、例えば４Ｈ−ＳｉＣ、６Ｈ−ＳｉＣ、３Ｃ−ＳｉＣを用いることができる。エピタキシャル層の表層部に、イオン注入によりｐ型のガードリング１１を形成する。ガードリング１１が形成された表面とは反対側の表面を「第１の表面」１０Ａといい、ガードリング１１が形成された表面を「第２の表面」１０Ｂということとする。図１Ｂに示すように、第２の表面１０Ｂに、酸化シリコンからなる絶縁膜１２を形成する。絶縁膜１２には、ガードリング１１に囲まれた領域を露出させる開口が形成されている。 As shown in FIG. 1A, a substrate 10 made of SiC is formed by epitaxially growing n-type SiC on the surface of a substrate made of n-type SiC. For the substrate 10, for example, 4H—SiC, 6H—SiC, or 3C—SiC can be used. A p-type guard ring 11 is formed in the surface layer portion of the epitaxial layer by ion implantation. The surface opposite to the surface on which the guard ring 11 is formed is referred to as a “first surface” 10A, and the surface on which the guard ring 11 is formed is referred to as a “second surface” 10B. As shown in FIG. 1B, an insulating film 12 made of silicon oxide is formed on the second surface 10B. The insulating film 12 has an opening that exposes a region surrounded by the guard ring 11.
図１Ｃに示すように、絶縁膜１２に形成されている開口の底面に露出している基板１０の表面に、ショットキ電極１３を形成する。一例として、チタン膜を形成した後、熱処理を行うことにより、ショットキコンタクトが実現される。ショットキ電極１３の上に表面電極１４を形成する。表面電極１４には、例えばアルミニウムが用いられる。ガードリング１１、ショットキ電極１３、及び表面電極１４をまとめて、素子構造１５ということとする。 As shown in FIG. 1C, a Schottky electrode 13 is formed on the surface of the substrate 10 exposed at the bottom surface of the opening formed in the insulating film 12. As an example, Schottky contact is realized by performing a heat treatment after forming a titanium film. A surface electrode 14 is formed on the Schottky electrode 13. For example, aluminum is used for the surface electrode 14. The guard ring 11, the Schottky electrode 13, and the surface electrode 14 are collectively referred to as an element structure 15.
図１Ｄに示すように、基板１０を第１の表面１０Ａから研削することにより、基板１０を薄くする。図１Ｅに示すように、基板１０の第１の表面１０Ａに、金属膜１６を形成する。金属膜１６には、例えばニッケル（Ｎｉ）またはチタン（Ｔｉ）が用いられる。 As shown in FIG. 1D, the substrate 10 is thinned by grinding the substrate 10 from the first surface 10A. As shown in FIG. 1E, a metal film 16 is formed on the first surface 10A of the substrate 10. For example, nickel (Ni) or titanium (Ti) is used for the metal film 16.
図１Ｆに示すように、金属膜１６にパルスレーザビーム２０を照射することにより、レーザアニールを行う。パルスレーザビーム２０のビームプロファイルはトップフラットである。このレーザアニールは、パルスレーザビーム２０の入射領域を金属膜１６の表面内で移動させながら（走査しながら）行われる。入射領域のオーバラップ率は、例えば５０％〜９０％とする。このレーザアニールにより、金属膜１６がシリサイド化され、金属シリサイド膜１７が形成される。このレーザアニールは、金属膜１６が溶融する条件で行われる。 As shown in FIG. 1F, laser annealing is performed by irradiating the metal film 16 with a pulsed laser beam 20. The beam profile of the pulse laser beam 20 is top flat. This laser annealing is performed while moving (scanning) the incident region of the pulsed laser beam 20 within the surface of the metal film 16. For example, the overlap ratio of the incident region is 50% to 90%. By this laser annealing, the metal film 16 is silicided and a metal silicide film 17 is formed. This laser annealing is performed under the condition that the metal film 16 is melted.
図２に、レーザアニール時の金属膜１６と基板１０との界面の温度変化のシミュレーション結果を示す。金属膜１６として厚さ１００ｎｍのニッケル（Ｎｉ）膜を用いた。横軸は、レーザパルスの立ち上がり時点からの経過時間を単位「ｎｓ」で表し、縦軸は、金属膜１６と基板１０との界面の温度を単位「Ｋ」で表す。図２の実線は、下から順番に、金属膜１６の表面におけるフルエンスが１．２Ｊ／ｃｍ２、１．４Ｊ／ｃｍ２、１．６Ｊ／ｃｍ２、１．８Ｊ／ｃｍ２、２．０Ｊ／ｃｍ２、２．２Ｊ／ｃｍ２、２．４Ｊ／ｃｍ２、２．６Ｊ／ｃｍ２、２．８Ｊ／ｃｍ２、及び３．０Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザ照射を行った時の温度変化を示す。Ｎｉのシリサイド反応温度ＲＴはＮｉとＳｉとの組成比に依存す
るが、最も低いシリサイド反応温度ＲＴは１２１９Ｋであり、Ｎｉの融点ＭＴは１７２８Ｋであり、Ｎｉの沸点ＢＴは３１８６Ｋである。
FIG. 2 shows a simulation result of a temperature change at the interface between the metal film 16 and the substrate 10 during laser annealing. A 100 nm thick nickel (Ni) film was used as the metal film 16. The horizontal axis represents the elapsed time from the rise time of the laser pulse in the unit “ns”, and the vertical axis represents the temperature of the interface between the metal film 16 and the substrate 10 in the unit “K”. 2, in order from the bottom, the fluence on the surface of the metal film 16 is 1.2 J / cm 2 , 1.4 J / cm 2 , 1.6 J / cm 2 , 1.8 J / cm 2 , 2.0 J / Cm 2 , 2.2 J / cm 2 , 2.4 J / cm 2 , 2.6 J / cm 2 , 2.8 J / cm 2 , and temperature when laser irradiation is performed under the conditions of 3.0 J / cm 2 Showing change. The silicide reaction temperature RT of Ni depends on the composition ratio of Ni and Si, but the lowest silicide reaction temperature RT is 1219K, the melting point MT of Ni is 1728K, and the boiling point BT of Ni is 3186K.
パルスレーザビームの波長は３５５ｎｍとし、パルス幅は５０ｎｓとした。ここで、パルス幅は、パルスの時間波形の半値全幅で定義される。波長３５５ｎｍのパルスレーザビームの例として、Ｎｄ：ＹＡＧレーザの第３高調波が挙げられる。 The wavelength of the pulse laser beam was 355 nm, and the pulse width was 50 ns. Here, the pulse width is defined by the full width at half maximum of the time waveform of the pulse. As an example of a pulsed laser beam having a wavelength of 355 nm, the third harmonic of an Nd: YAG laser can be cited.
レーザパルスが入射している期間、すなわち図２において経過時間が０ｎｓから５０ｎｓまでの期間は、時間の経過とともに、界面温度が上昇する。レーザパルスの立ち下がり後は、界面温度が徐々に低下する。Ｎｉの融点ＭＴ及び沸点ＢＴにおいて、界面温度の時間変化がほぼフラットになっているのは、潜熱の吸収または放出による。 In the period in which the laser pulse is incident, that is, in the period from 0 ns to 50 ns in FIG. 2, the interface temperature rises with time. After the fall of the laser pulse, the interface temperature gradually decreases. In the melting point MT and boiling point BT of Ni, the temporal change in the interface temperature is almost flat due to absorption or release of latent heat.
図２から、フルエンスが１．２Ｊ／ｃｍ２以上の条件で、金属膜１６と基板１０との界面温度がシリサイド反応温度ＲＴを超えていることがわかる。従って、図２に示したシミュレーション結果からは、フルエンスを１．２Ｊ／ｃｍ２以上とすることにより、Ｎｉシリサイド膜を形成することができると予測される。フルエンスを１．４Ｊ／ｃｍ２にすると、界面の温度がＮｉの融点ＭＴに到達する。ただし、界面温度が融点ＭＴを超えないため、界面においては、金属膜１６がほぼ固体の状態であり、界面から離れた領域が溶融すると考えられる。フルエンスを１．６Ｊ／ｃｍ２以上にすると、界面において金属膜１６が溶融する。 2 that the interface temperature between the metal film 16 and the substrate 10 exceeds the silicide reaction temperature RT under the condition that the fluence is 1.2 J / cm 2 or more. Therefore, from the simulation results shown in FIG. 2, it is predicted that the Ni silicide film can be formed by setting the fluence to 1.2 J / cm 2 or more. When the fluence is 1.4 J / cm 2 , the interface temperature reaches the melting point MT of Ni. However, since the interface temperature does not exceed the melting point MT, it is considered that the metal film 16 is almost solid at the interface, and the region away from the interface is melted. When the fluence is 1.6 J / cm 2 or more, the metal film 16 melts at the interface.
図３Ａ〜図６Ｂに、波長３５５ｎｍのパルスレーザビームを用い、パルス幅が５０ｎｓの条件で、フルエンスを変化させてレーザ照射を行って形成した試料の写真を示す。 FIGS. 3A to 6B show photographs of samples formed by laser irradiation using a pulse laser beam having a wavelength of 355 nm and changing the fluence under the condition of a pulse width of 50 ns.
図３Ａに、フルエンスが１．２Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った後の基板の断面及び表面のＳＥＭ写真を示す。金属膜１６の厚さは、図２に示したシミュレーション条件と同一の１００ｎｍとした。金属膜１６は溶融しておらず、平坦な表面のままであり、金属膜１６と基板１０との界面にＮｉシリサイド膜が形成されていないことがわかる。基板１０の表層部に観察される黒い長方形の領域は、ＳＥＭ撮像時の処理に起因するものであり、シリサイド反応とは無関係である。 FIG. 3A shows an SEM photograph of the cross section and surface of the substrate after laser annealing was performed under the condition that the fluence was 1.2 J / cm 2 . The thickness of the metal film 16 was set to 100 nm, which is the same as the simulation condition shown in FIG. It can be seen that the metal film 16 is not melted and remains a flat surface, and no Ni silicide film is formed at the interface between the metal film 16 and the substrate 10. The black rectangular region observed in the surface layer portion of the substrate 10 is caused by processing at the time of SEM imaging, and is irrelevant to the silicide reaction.
図３Ｂに、フルエンスが１．４Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った後の基板の断面及び表面のＳＥＭ写真を示す。基板１０の表面に、ほとんど金属膜１６が残っておらず、表面の領域１８において基板１０がほぼ露出している。露出した領域１８の奥側に、Ｎｉが溶融して再固化したＮｉ膜１９が観察される。 FIG. 3B shows a SEM photograph of the cross section and surface of the substrate after laser annealing under the condition of a fluence of 1.4 J / cm 2 . The metal film 16 hardly remains on the surface of the substrate 10, and the substrate 10 is almost exposed in the surface region 18. A Ni film 19 in which Ni is melted and re-solidified is observed on the back side of the exposed region 18.
図４に、フルエンスが１．６Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った後の基板の断面及び表面のＳＥＭ写真を示す。基板１０の表層部の一部に、Ｎｉシリサイド膜２３が形成されており、基板１０の表面に、Ｎｉが凝集した尾根状のＮｉ領域２４が現れている。Ｎｉ領域２４は、基板１０に入射したビーム断面の縁の軌跡に対応して形成されると考えられる。Ｎｉが凝集したＮｉ領域２４の直下及びその近傍には、Ｎｉシリサイド膜２３が形成されていない。 FIG. 4 shows an SEM photograph of the cross section and surface of the substrate after laser annealing under the condition of a fluence of 1.6 J / cm 2 . A Ni silicide film 23 is formed on a part of the surface layer portion of the substrate 10, and a ridge-like Ni region 24 in which Ni is aggregated appears on the surface of the substrate 10. The Ni region 24 is considered to be formed corresponding to the locus of the edge of the beam cross section incident on the substrate 10. The Ni silicide film 23 is not formed immediately below and in the vicinity of the Ni region 24 where Ni is agglomerated.
図２に示したシミュレーション結果からは、フルエンスが１．２Ｊ／ｃｍ２以上の条件でシリサイド反応が生じると予測されるが、図３Ａ及び図３Ｂに示した実験結果からは、フルエンスが１．２Ｊ／ｃｍ２及び１．４Ｊ／ｃｍ２の条件ではシリサイド反応が生じていないことがわかる。シリサイド反応が生じない理由として、加熱時間が短いうえに、Ｎｉからなる金属膜１６とＳｉＣからなる基板１０との界面の温度が十分高くなっていなかったため、ＮｉとＳｉとの十分な相互拡散が生じていないことが挙げられる。 From the simulation results shown in FIG. 2, it is predicted that a silicidation reaction occurs under the condition that the fluence is 1.2 J / cm 2 or more, but from the experimental results shown in FIGS. 3A and 3B, the fluence is 1.2 J. It can be seen that no silicidation occurs under the conditions of / cm 2 and 1.4 J / cm 2 . The reason why the silicide reaction does not occur is that the heating time is short and the temperature at the interface between the metal film 16 made of Ni and the substrate 10 made of SiC is not sufficiently high, so that sufficient mutual diffusion between Ni and Si occurs. It does not occur.
フルエンスを１．６Ｊ／ｃｍ２まで高めると、一部の領域でＮｉシリサイド膜２３が形成されるが、表面の全域に亘ってＮｉシリサイド膜を形成することはできない。 When the fluence is increased to 1.6 J / cm 2 , the Ni silicide film 23 is formed in a part of the region, but the Ni silicide film cannot be formed over the entire surface.
図５Ａ及び図５Ｂに、それぞれフルエンスが１．６Ｊ／ｃｍ２及び１．８Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った後の基板の断面及び表面のＳＥＭ写真を示す。図５Ａに示した試料は、図４に示した試料と同一である。図５Ａ及び図５Ｂのいずれの基板の表面にも、Ｎｉの凝集によって尾根状のＮｉ領域２４が形成されている。ただし、図５Ａに比べて図５Ｂの方が、Ｎｉ領域２４が不鮮明である。これは、フルエンスを高めたことにより、界面の温度が高くなってシリサイド反応の速度が速くなり、Ｎｉの凝集が生じるよりも早くシリサイド化が進むようになったためと考えられる。 Figure 5A and 5B, shows a SEM photograph of a cross section and the surface of the substrate after the laser annealing in each fluence of 1.6 J / cm 2 and 1.8 J / cm 2 conditions. The sample shown in FIG. 5A is the same as the sample shown in FIG. A ridge-like Ni region 24 is formed by aggregation of Ni on the surface of any of the substrates in FIGS. 5A and 5B. However, the Ni region 24 is unclear in FIG. 5B compared to FIG. 5A. This is presumably because the increase in fluence increases the interface temperature and increases the speed of the silicidation reaction so that silicidation progresses faster than Ni aggregation occurs.
図６Ａに、フルエンスが２．０Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った後の基板の断面ＴＥＭ写真を示す。基板１０の上に、Ｎｉシリサイド膜２３が形成されていることがわかる。Ｎｉシリサイド膜２３よりも上の領域は、ＴＥＭ写真を撮像するために形成した保護膜に相当する。フルエンスを２．０Ｊ／ｃｍ２以上にすると、Ｎｉの凝集はほとんど生じなくなる。これは、温度の上昇によってシリサイド反応速度が増大したためと考えられる。 FIG. 6A shows a cross-sectional TEM photograph of the substrate after laser annealing under the condition that the fluence is 2.0 J / cm 2 . It can be seen that the Ni silicide film 23 is formed on the substrate 10. The region above the Ni silicide film 23 corresponds to a protective film formed for taking a TEM photograph. When the fluence is 2.0 J / cm 2 or more, Ni aggregation hardly occurs. This is presumably because the silicide reaction rate increased due to an increase in temperature.
基板１０とＮｉシリサイド膜２３との界面に白色の領域２５が観察される。これは、シリサイド反応で余剰になった炭素が析出していることを表している。 A white region 25 is observed at the interface between the substrate 10 and the Ni silicide film 23. This indicates that excess carbon is deposited by the silicide reaction.
図６Ｂに、フルエンスが２．５Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った後の基板の断面ＴＥＭ写真を示す。フルエンスを２．５Ｊ／ｃｍ２にすると、基板１０とＮｉシリサイド膜２３との界面への炭素の析出が観察されなくなる。その代わりに、Ｎｉシリサイド膜２３の上に、炭素の析出を示す白色の領域２６が観察される。白色の領域２６は、シリサイド反応で余剰になった炭素が、溶融状態のＮｉ膜を通って浮上し、Ｎｉシリサイド膜２３の表面に析出したことを示している。 FIG. 6B shows a cross-sectional TEM photograph of the substrate after laser annealing under the condition of a fluence of 2.5 J / cm 2 . When the fluence is 2.5 J / cm 2 , carbon deposition at the interface between the substrate 10 and the Ni silicide film 23 is not observed. Instead, a white region 26 indicating carbon deposition is observed on the Ni silicide film 23. The white region 26 indicates that excess carbon due to the silicidation floats up through the molten Ni film and is deposited on the surface of the Ni silicide film 23.
図２に示したシミュレーション結果、及び図３Ａ〜図６Ｂに示した実験結果から、以下の結論が導き出される。 The following conclusions are derived from the simulation results shown in FIG. 2 and the experimental results shown in FIGS. 3A to 6B.
フルエンスを１．８Ｊ／ｃｍ２にした場合には、基板の表面にＮｉが凝集してしまうため、Ｎｉシリサイド膜を形成するために、フルエンスを２Ｊ／ｃｍ２以上にすることが好ましい。この条件は、図２のシミュレーション結果から、界面温度を２５００Ｋ以上にすることとほぼ等価である。基板１０とＮｉシリサイド膜２３との界面への炭素の析出を抑制するために、フルエンスを２．５Ｊ／ｃｍ２以上にすることがより好ましい。フルエンスを高くし過ぎると、界面の温度が高くなり、シリサイド化が起こる前にＮｉ膜が蒸発してしまう量が多くなる。さらに、フルエンスが高い場合には、ＳｉＣからなる基板１０が昇華してしまい、ＮｉからなるＮｉ膜及びＮｉシリサイド膜２３を吹き飛ばしてしまう。これらの現象が生じることにより、シリサイド膜の厚さが面内で不均一になる。均一な厚さのＮｉシリサイド膜を形成するために、フルエンスを３Ｊ／ｃｍ２以下にすることが好ましい。 When the fluence is set to 1.8 J / cm 2 , Ni aggregates on the surface of the substrate. Therefore, in order to form the Ni silicide film, the fluence is preferably set to 2 J / cm 2 or more. This condition is almost equivalent to setting the interface temperature to 2500 K or higher based on the simulation result of FIG. In order to suppress the deposition of carbon at the interface between the substrate 10 and the Ni silicide film 23, it is more preferable that the fluence be 2.5 J / cm 2 or more. If the fluence is increased too much, the temperature of the interface increases, and the amount of the Ni film that evaporates before silicidation occurs increases. Further, when the fluence is high, the substrate 10 made of SiC is sublimated, and the Ni film made of Ni and the Ni silicide film 23 are blown off. When these phenomena occur, the thickness of the silicide film becomes non-uniform in the plane. In order to form a Ni silicide film having a uniform thickness, the fluence is preferably 3 J / cm 2 or less.
上記シミュレーション及び実験では、波長が３５５ｎｍのパルスレーザビームを用いた。波長が変わると、金属膜１６（図１Ｆ）の表面の反射率が変化するため、好ましいフルエンスの範囲も変化する。ただし、波長が３３０ｎｍ〜３７０ｎｍの範囲内であれば、反射率の変化は僅かであり、好ましいフルエンスの範囲はほぼ同一であると考えられる。この範囲の波長のパルスレーザビームを出力する光源として、Ｎｄ：ＹＡＧレーザ、Ｙｂ：ＹＡＧレーザ、Ｎｄ：ＹＬＦレーザ、Ｙｂ：ＹＬＦ、Ｎｄ：ＹＶＯ４レーザ、Ｙｂ：ＹＶＯ４レーザ等が使用可能である。 In the simulation and experiment, a pulse laser beam having a wavelength of 355 nm was used. When the wavelength changes, the reflectance of the surface of the metal film 16 (FIG. 1F) changes, so that the preferable fluence range also changes. However, if the wavelength is in the range of 330 nm to 370 nm, the change in reflectance is slight, and the preferable fluence range is considered to be almost the same. Nd: YAG laser, Yb: YAG laser, Nd: YLF laser, Yb: YLF, Nd: YVO 4 laser, Yb: YVO 4 laser, etc. can be used as a light source that outputs a pulse laser beam having a wavelength in this range. .
上記シミュレーション及び実験では、パルス幅が５０ｎｓのパルスレーザビームを用いた。パルス幅が長くなると、Ｎｉ膜に投入された熱エネルギのうち、ＳｉＣ基板の深い領域に拡散するエネルギの割合が多くなる。このため、Ｎｉ膜とＳｉＣ基板との界面の温度が上昇しにくい。パルス幅を長くして、界面温度を十分な温度まで加熱するためには、より大きなフルエンスが必要とされる。フルエンスを大きくするためには大出力のレーザ発振器を準備する必要があるため、フルエンスを大きくすることは、装置コストの点で好ましくない。小さなフルエンスで、十分な界面温度を得るために、パルス幅は５０ｎｓ以下とすることが好ましい。 In the simulation and experiment, a pulse laser beam having a pulse width of 50 ns was used. As the pulse width increases, the proportion of the energy that diffuses into the deep region of the SiC substrate in the thermal energy input to the Ni film increases. For this reason, the temperature at the interface between the Ni film and the SiC substrate is unlikely to rise. In order to increase the pulse width and heat the interface temperature to a sufficient temperature, a larger fluence is required. In order to increase the fluence, it is necessary to prepare a high-power laser oscillator. Therefore, increasing the fluence is not preferable in terms of apparatus cost. In order to obtain a sufficient interface temperature with a small fluence, the pulse width is preferably 50 ns or less.
パルス幅が短すぎると、Ｎｉ膜の表面のみが局所的に加熱され、ＳｉＣ基板とＮｉ膜との界面が加熱されにくくなる。パルス幅を短くすると、Ｎｉ膜の表面温度が沸点を大幅に超えることなく、かつ界面温度を十分高くするためのフルエンスの範囲が狭くなってしまうか、または存在しなくなってしまう場合がある。従って、パルス幅は２０ｎｓ以上にすることが好ましい。 If the pulse width is too short, only the surface of the Ni film is locally heated, and the interface between the SiC substrate and the Ni film becomes difficult to be heated. When the pulse width is shortened, the surface temperature of the Ni film does not significantly exceed the boiling point, and the fluence range for sufficiently increasing the interface temperature may be narrowed or may not exist. Therefore, the pulse width is preferably 20 ns or more.
上記シミュレーション及び実験では、Ｎｉからなる金属膜１６の厚さを１００ｎｍにしたが、オーミック電極を安定的に形成するために、金属膜１６の厚さは７０ｎｍ〜１００ｎｍとすることが好ましい。 In the simulation and experiment, the thickness of the metal film 16 made of Ni is set to 100 nm. However, in order to stably form the ohmic electrode, the thickness of the metal film 16 is preferably set to 70 nm to 100 nm.
図７に、金属膜１６（図１Ｆ）として厚さ１００ｎｍのチタン（Ｔｉ）膜を用いた場合におけるレーザアニール時の金属膜１６と基板１０との界面の温度変化のシミュレーション結果を示す。横軸は、レーザパルスの立ち上がり時点からの経過時間を単位「ｎｓ」で表し、縦軸は、金属膜１６と基板１０との界面の温度を単位「Ｋ」で表す。図７の実線は、下から順番に、金属膜１６の表面におけるフルエンスが１．２Ｊ／ｃｍ２、１．４Ｊ／ｃｍ２、１．６Ｊ／ｃｍ２、１．８Ｊ／ｃｍ２、２．０Ｊ／ｃｍ２、２．５Ｊ／ｃｍ２、及び３．０Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った時の温度変化を示す。Ｔｉのシリサイド反応温度ＲＴは１６０３Ｋであり、Ｔｉの融点ＭＴは１９４１Ｋである。Ｔｉの沸点ＢＴは３５６０Ｋであり、図７のグラフの縦軸の範囲外である。 FIG. 7 shows a simulation result of a temperature change at the interface between the metal film 16 and the substrate 10 during laser annealing when a 100 nm thick titanium (Ti) film is used as the metal film 16 (FIG. 1F). The horizontal axis represents the elapsed time from the rise time of the laser pulse in the unit “ns”, and the vertical axis represents the temperature of the interface between the metal film 16 and the substrate 10 in the unit “K”. The solid line in FIG. 7 indicates that the fluence on the surface of the metal film 16 is 1.2 J / cm 2 , 1.4 J / cm 2 , 1.6 J / cm 2 , 1.8 J / cm 2 , 2.0 J in order from the bottom. The temperature change when laser annealing is performed under the conditions of / cm 2 , 2.5 J / cm 2 , and 3.0 J / cm 2 is shown. The silicide reaction temperature RT of Ti is 1603K, and the melting point MT of Ti is 1941K. The boiling point BT of Ti is 3560K, which is outside the range of the vertical axis of the graph of FIG.
パルスレーザビームの波長及びパルス幅は、図２に示したシミュレーションと同様に、それぞれ３５５ｎｍ及び５０ｎｓとした。 The wavelength and pulse width of the pulse laser beam were set to 355 nm and 50 ns, respectively, as in the simulation shown in FIG.
フルエンスが１．４Ｊ／ｃｍ２以上の条件で、界面温度がシリサイド反応温度ＲＴを超えることがわかる。従って、フルエンス１．４Ｊ／ｃｍ２以上の条件でアニールを行うことにより、Ｔｉシリサイドが形成されると予測される。フルエンス２．５Ｊ／ｃｍ２以上の条件でアニールを行うと、界面温度が融点ＭＴを超え、Ｔｉ膜が溶融すると予測される。 It can be seen that the interface temperature exceeds the silicide reaction temperature RT under the condition that the fluence is 1.4 J / cm 2 or more. Therefore, it is predicted that Ti silicide is formed by annealing under the condition of a fluence of 1.4 J / cm 2 or more. When annealing is performed at a fluence of 2.5 J / cm 2 or more, the interface temperature is expected to exceed the melting point MT, and the Ti film is expected to melt.
図８Ａ〜図８Ｄに、それぞれフルエンスが１．２Ｊ／ｃｍ２、１．４Ｊ／ｃｍ２、１．６Ｊ／ｃｍ２、及び１．８Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った後の基板の断面及び表面のＳＥＭ写真を示す。図８Ａでは、Ｔｉシリサイドの結晶粒が観察されず、シリサイド反応が生じていない。基板１０の上に、Ｔｉ膜２７ａが残っている。図８Ｂ、図８Ｃ、及び図８Ｄでは、それぞれ厚さ１３０ｎｍ、１６０ｎｍ、及び１９０ｎｍのＴｉシリサイド膜２７が形成されている。この実験結果は、図７に示したシミュレーション結果と整合する。 8A to 8D, the substrate after laser annealing was performed under the conditions of fluences of 1.2 J / cm 2 , 1.4 J / cm 2 , 1.6 J / cm 2 , and 1.8 J / cm 2 , respectively. An SEM photograph of a section and a surface is shown. In FIG. 8A, Ti silicide crystal grains are not observed, and no silicide reaction occurs. A Ti film 27 a remains on the substrate 10. 8B, 8C, and 8D, Ti silicide films 27 having a thickness of 130 nm, 160 nm, and 190 nm are formed, respectively. This experimental result is consistent with the simulation result shown in FIG.
図９に、図７のシミュレーションと同一の条件でシミュレーションを行ったときの、金属膜１６の表面の温度変化のシミュレーション結果を示す。横軸は、レーザパルスの立ち上がり時点からの経過時間を単位「ｎｓ」で表し、縦軸は、Ｔｉ膜の表面の温度を単位「
Ｋ」で表す。図９の実線は、図７と同様に、下から順番に、金属膜１６の表面におけるフルエンスが１．２Ｊ／ｃｍ２、１．４Ｊ／ｃｍ２、１．６Ｊ／ｃｍ２、１．８Ｊ／ｃｍ２、２．０Ｊ／ｃｍ２、２．５Ｊ／ｃｍ２、及び３．０Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザ照射を行った時の温度変化を示す。
FIG. 9 shows a simulation result of the temperature change of the surface of the metal film 16 when the simulation is performed under the same conditions as the simulation of FIG. The horizontal axis represents the elapsed time from the rise time of the laser pulse in the unit “ns”, and the vertical axis represents the temperature of the surface of the Ti film in the unit “ns”.
K ”. The solid line in Figure 9, similarly to FIG. 7, in order from the bottom, fluence 1.2 J / cm 2 at the surface of the metal film 16, 1.4J / cm 2, 1.6J / cm 2, 1.8J / A temperature change when laser irradiation is performed under conditions of cm 2 , 2.0 J / cm 2 , 2.5 J / cm 2 , and 3.0 J / cm 2 is shown.
フルエンスが２．０Ｊ／ｃｍ２以上の条件でアニールを行うと、Ｔｉ膜の表面の温度が融点ＭＴを超え、Ｔｉ膜が溶融することがわかる。ところが、図７を参照すると、フルエンスが２．０Ｊ／ｃｍ２の上面では、Ｔｉ膜とＳｉＣ基板との界面温度は融点ＭＴを超えない。このため、Ｔｉ膜の表層部は溶融するが、界面近傍のＴｉ膜は溶融しない。フルエンスを２．５Ｊ／ｃｍ２以上にすると、界面温度も融点ＭＴを超え、Ｔｉ膜は、その上面から、ＳｉＣ基板との界面まで溶融する。 It can be seen that when annealing is performed at a fluence of 2.0 J / cm 2 or more, the surface temperature of the Ti film exceeds the melting point MT and the Ti film is melted. However, referring to FIG. 7, on the upper surface where the fluence is 2.0 J / cm 2 , the interface temperature between the Ti film and the SiC substrate does not exceed the melting point MT. For this reason, the surface layer portion of the Ti film melts, but the Ti film near the interface does not melt. When the fluence is 2.5 J / cm 2 or more, the interface temperature also exceeds the melting point MT, and the Ti film melts from its upper surface to the interface with the SiC substrate.
図１０Ａ及び図１０Ｂに、それぞれフルエンスが２．０Ｊ／ｃｍ２、及び２．５Ｊ／ｃｍ２の条件でレーザアニールを行った後の基板の断面ＴＥＭ写真を示す。図１０Ａ及び図１０Ｂのいずれにおいても、Ｔｉシリサイドの結晶粒が観察され、Ｔｉシリサイド膜２７が形成されていることがわかる。図１０Ａでは、Ｔｉシリサイド膜２７の上面に析出物が観察されない。これに対し、図１０Ｂでは、Ｔｉシリサイド膜２７の上面に、析出した炭素を示す白色の領域２９が観察される。これは、フルエンスを２．５Ｊ／ｃｍ２まで高めたことにより、Ｔｉ膜の溶融時間が長くなり、余剰の炭素が、溶融状態のＴｉ膜の上面まで浮上したためである。 10A and 10B, shows fluence each sectional TEM photograph of the substrate after the laser annealing under the condition of 2.0 J / cm 2, and 2.5 J / cm 2. 10A and 10B, Ti silicide crystal grains are observed, and it can be seen that the Ti silicide film 27 is formed. In FIG. 10A, no precipitate is observed on the upper surface of the Ti silicide film 27. On the other hand, in FIG. 10B, a white region 29 indicating precipitated carbon is observed on the upper surface of the Ti silicide film 27. This is because increasing the fluence to 2.5 J / cm 2 increases the melting time of the Ti film, and surplus carbon floats up to the upper surface of the molten Ti film.
図１０Ａに示した試料では、Ｔｉシリサイド膜２７内に、黒色の大きな析出物が発生しているが、図１０Ｂに示した試料では、このような大きな析出物は観察されず、より均質性の高いＴｉシリサイド膜２７が形成されていることがわかる。 In the sample shown in FIG. 10A, large black precipitates are generated in the Ti silicide film 27. However, in the sample shown in FIG. 10B, such large precipitates are not observed and are more homogeneous. It can be seen that a high Ti silicide film 27 is formed.
図７及び図９に示したシミュレーション結果、及び図８Ａ〜図８Ｄ、図１０Ａ、図１０Ｂに示した実験結果から、以下の結論が導き出される。 The following conclusions are derived from the simulation results shown in FIGS. 7 and 9 and the experimental results shown in FIGS. 8A to 8D, 10A, and 10B.
Ｔｉ膜を、基板との界面まで溶融させるために、フルエンスを２Ｊ／ｃｍ２を超える値に設定することが好ましい。余剰となった炭素をＴｉシリサイド膜２７の上面に析出させるため、及びＴｉシリサイド膜２７の均質性を高めるために、フルエンスを２．５Ｊ／ｃｍ２以上とすることが好ましい。 In order to melt the Ti film to the interface with the substrate, the fluence is preferably set to a value exceeding 2 J / cm 2 . In order to deposit excess carbon on the upper surface of the Ti silicide film 27 and to improve the homogeneity of the Ti silicide film 27, it is preferable that the fluence is 2.5 J / cm 2 or more.
金属膜１６（図１Ｆ）としてＴｉを用いた場合でも、Ｎｉを用いた場合と同様に、パルスレーザビームの波長を３３０ｎｍ〜３７０ｎｍの範囲内とすることが好ましい。パルス幅は２０ｎｓ以上、５０ｎｓ以下とすることが好ましい。金属膜１６の厚さは７０ｎｍ〜１００ｎｍとすることが好ましい。 Even when Ti is used as the metal film 16 (FIG. 1F), it is preferable that the wavelength of the pulse laser beam be in the range of 330 nm to 370 nm, as in the case of using Ni. The pulse width is preferably 20 ns or more and 50 ns or less. The thickness of the metal film 16 is preferably 70 nm to 100 nm.
上記実施例では、金属膜１６にＮｉまたはＴｉを用いたが、タングステン（Ｗ）を用いても、同様に金属シリサイド膜１７（図１Ｆ）を形成することができた。金属膜１６にＷを用いた場合には、フルエンスを２．５Ｊ／ｃｍ２〜３．０Ｊ／ｃｍ２の範囲内にすることが好ましい。 In the above embodiment, Ni or Ti was used for the metal film 16, but the metal silicide film 17 (FIG. 1F) could be similarly formed using tungsten (W). When W is used for the metal film 16, the fluence is preferably set in a range of 2.5 J / cm 2 to 3.0 J / cm 2 .
図１１に、ＳｉＣからなる基板１０及びＷシリサイド膜３０の断面及び表面のＳＥＭ写真を示す。Ｗからなる金属膜１６（図１Ｅ）の厚さは１００ｎｍであり、フルエンスは２．５Ｊ／ｃｍ２である。基板１０の上に、Ｗシリサイド膜３０が形成されていることがわかる。Ｗシリサイド膜３０の上に、析出した炭素３１が観察される。この観察結果は、Ｗ膜が溶融している期間に、基板１０内の炭素がＷ膜中を浮上したことにより、Ｗシリサイド膜３０の上面に炭素３１が析出したこと示している。 FIG. 11 shows SEM photographs of the cross section and surface of the substrate 10 made of SiC and the W silicide film 30. The metal film 16 made of W (FIG. 1E) has a thickness of 100 nm and a fluence of 2.5 J / cm 2 . It can be seen that a W silicide film 30 is formed on the substrate 10. Deposited carbon 31 is observed on the W silicide film 30. This observation result indicates that carbon 31 is deposited on the upper surface of the W silicide film 30 because carbon in the substrate 10 floats in the W film while the W film is melted.
フルエンスを３．０Ｊ／ｃｍ２よりも高くすると、Ｗシリサイド膜３０が形成されない領域が部分的に出現した。均質なＷシリサイド膜３０を形成するために、フルエンスを３．０Ｊ／ｃｍ２以下にすることが好ましい。 When the fluence was higher than 3.0 J / cm 2 , a region where the W silicide film 30 was not formed partially appeared. In order to form the homogeneous W silicide film 30, it is preferable to set the fluence to 3.0 J / cm 2 or less.
以上実施例に沿って本発明を説明したが、本発明はこれらに制限されるものではない。例えば、種々の変更、改良、組み合わせ等が可能なことは当業者に自明であろう。 Although the present invention has been described with reference to the embodiments, the present invention is not limited thereto. It will be apparent to those skilled in the art that various modifications, improvements, combinations, and the like can be made.
１０ 基板
１０Ａ 第１の表面
１０Ｂ 第２の表面
１１ ガードリング
１２ 絶縁膜
１３ ショットキ電極
１４ 表面電極
１５ 素子構造
１６ 金属膜
１７ 金属シリサイド膜
１８ 基板がほぼ露出した領域
１９ Ｎｉ膜
２０ パルスレーザビーム
２３ Ｎｉシリサイド膜
２４ Ｎｉ領域
２５、２６ 析出した炭素を示す白色の領域
２７ Ｔｉシリサイド膜
２７ａ Ｔｉ膜
２９ 析出した炭素を示す白色の領域
３０ Ｗシリサイド膜
３１ 析出した炭素
ＢＴ 沸点
ＭＴ 融点
ＲＴ シリサイド反応温度
DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 Substrate 10A 1st surface 10B 2nd surface 11 Guard ring 12 Insulating film 13 Schottky electrode 14 Surface electrode 15 Element structure 16 Metal film 17 Metal silicide film 18 Area | region where the board | substrate was almost exposed 19 Ni film 20 Pulse laser beam 23 Ni Silicide film 24 Ni region 25, 26 White region 27 showing precipitated carbon Ti Ti film 27a Ti film 29 White region 30 showing precipitated carbon W Silicide film 31 Precipitated carbon BT Boiling point MT Melting point RT Silicide reaction temperature
Claims (6)
前記金属膜に、波長が３３０ｎｍ〜３７０ｎｍの範囲内のパルスレーザビームを、パルス幅が２０ｎｓ〜５０ｎｓの範囲内、フルエンスが２Ｊ／ｃｍ２〜３Ｊ／ｃｍ２の範囲内の条件で入射させることにより、前記金属膜を溶融させて、前記基板と前記金属膜とをシリサイド反応させることにより、前記基板の前記第１の表面に金属シリサイド膜を形成する工程と
を有する半導体素子の製造方法。 Forming a metal film made of nickel, titanium or tungsten on a first surface of a substrate made of silicon carbide;
On the metal film, a pulsed laser beam of a wavelength in the range of 330Nm～370nm, within the pulse width is 20Ns～50ns, by fluence is incident under the condition of the range of 2J / cm 2 ~3J / cm 2 And a step of forming a metal silicide film on the first surface of the substrate by melting the metal film and causing a silicide reaction between the substrate and the metal film.
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