JPH06326103A - 電子部品及びその製造方法 - Google Patents
電子部品及びその製造方法Info
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- JPH06326103A JPH06326103A JP5230963A JP23096393A JPH06326103A JP H06326103 A JPH06326103 A JP H06326103A JP 5230963 A JP5230963 A JP 5230963A JP 23096393 A JP23096393 A JP 23096393A JP H06326103 A JPH06326103 A JP H06326103A
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Abstract
供する。 【構成】 基板1上に形成された非晶質薄膜3と、この
非晶質薄膜表面上に形成された金属配線2を備え、前記
非晶質薄膜3の回折測定で現れるハローパターンのピー
クに対応する原子間距離と、前記金属配線2の第一隣接
原子間距離で規定される所定の結晶面の面間隔とが、略
整合していることを特徴とする。
Description
り、特にエレクトロマイグレーション耐性等、金属配線
における信頼性の向上を図った電子部品とその製造方法
に関する。
代表されるようなメモリ−集積回路における高集積化は
著しく、これに伴って各素子間を電気的に結合する配線
の微細化が余儀無くされている。この微細化により、配
線にはより高い電流密度と動作温度とが要求されると同
時に、これに反比例するエレクトロマイグレーション耐
性を向上し、高い信頼性を確保することが要求される。
現在、この配線にはAlあるいはAl合金の金属薄膜が
最も頻繁に利用されている。このような金属配線のエレ
クトロマイグレーション耐性は、Cu、Ti等といった
遷移金属の微量添加や結晶粒成長による竹の節状の結晶
粒界構造(バンブー構造)化によって向上してきたが、
この耐性の向上だけでは、 0.1ミクロンレベルの配線の
信頼性を確保することが困難である。最近の研究によれ
ば、このエレクトロマイグレーション耐性あるいは配線
中に誘起される引っ張り応力によるストレスマイグレー
ションに対する耐性は、単結晶配線を用いることにより
著しく向上することが明らかとなり、金属薄膜の結晶性
をできる限り単結晶に近付けることが高い信頼性を実現
する手段として考えられている。
おいては、金属配線はバリア層の有無はあるが、通常S
iO2 層間絶縁膜に代表される非晶質薄膜表面上に形成
される。したがって、下地結晶配列を引き継いで単結晶
薄膜を形成させるという、いわゆるエピタキシャル結晶
成長法を用いて、高い結晶性を有する金属薄膜を形成す
ることができず、結果として極めて優れたエレクトロマ
イグレーション耐性を有し、信頼性の高い金属配線を得
ることは困難であった。
の電子部品においては、信頼性の高い金属配線を得るこ
とは困難であるという問題があった。
に、信頼性の高い金属配線を備えた電子部品とその製造
方法を提供することを目的とする。
金属薄膜を得るために最も問題となる点は、堆積する下
地上に、堆積初期に薄膜の成長の起点となる多くの結晶
核が同時に形成されてしまうことである。これらの結晶
核は膜成長段階で堆積粒子の吸収、あるいは核と核との
合体によって結晶成長が進んでいくが、この機構で結晶
粒が成長できる大きさには限界があり、最終的に得られ
る薄膜は、各結晶粒ごとに方位配列の異なった多結晶と
なる。したがって、高い結晶性を有する薄膜を大きな領
域に形成するためには核の発生を極力抑制することが重
要となる。
(1)式に表される堆積物質と下地物質との間の表面・
界面エネルギー相関、 γf≦γs−γi …(1) γf:堆積物質の表面エネルギー γs:下地物質の表面エネルギー γi:界面エネルギー が成立する(濡れ角がゼロ)場合には、いわゆる層状成
長が成立し、導かれる核発生密度がゼロとなる。
晶において1.堆積物質と下地物質との格子整合、2.
堆積物質と下地物質との間の原子間の結合エネルギーに
支配される、と言われている。しかしながら、半導体装
置における金属配線形成時のように、下地物質として非
晶質物質が用いられる場合、この界面エネルギーや下地
物質の表面エネルギーが何に支配されるか明らかでなか
った。
面での原子配列相関を詳細に調べた結果、非晶質物質を
下地とする場合においても界面の原子あるいは分子配列
が、堆積物質の結晶配列に重要な影響を与えていること
を見出した。すなわち、非晶質物質においてもその構造
は完全に無秩序ではなく、短範囲の規則構造が成立して
いることがX線あるいは電子線等の回折現象により明ら
かにされている。前述のように、界面における原子配列
を決定する界面エネルギーの大小は、 2〜 3周期の格子
整合の度合いで定まり、ここでこの格子の大きさは非晶
質物質の回折測定で現れるハローパターンの頂点に対応
する原子間距離とほぼ等しい。したがって本発明におい
ては、この原子間距離を堆積物質の原子あるいは分子の
ある面間隔と一致させることにより界面エネルギーの減
少が実現され、結果として非常に結晶性の高い薄膜を形
成できるという知見が得られた。すなわち、本発明は、
基板上に形成された非晶質薄膜と、この表面上に形成さ
れた高配向の金属配線を備え、前記非晶質薄膜の回折測
定で現れるハローパターンのピークに対応する原子間距
離と、前記金属配線の第一隣接原子間距離で規定される
所定の結晶面の面間隔が略整合していることを特徴とす
る電子部品を提供するものである。
金属配線の面間隔dfが整合していることが最も好まし
いが多少のズレは許容でき、 |df−ds|/ds≦0.25 であることが望ましい。また、金属配線の第一隣接原子
間距離で規定される特定結晶面は、たとえばfcc構造
であれば(111) 、(200) 、(220) 、bcc構造では(20
0) 、(110) 、六方晶構造では(002) 、(110) であり、
必ずしも配向面とは限らない。なお、非晶質薄膜の組成
により整合の度合は変化し、このとき、非晶質薄膜中に
金属配線を構成する主たる元素を含有することにより、
より整合させることができる。
の要素として、結晶−結晶系と同様に結合エネルギーが
挙げられる。すなわち、結合エネルギーを強くすること
により、界面エネルギーを低減することができる。その
ためには、やはり非晶質薄膜中に金属配線の主成分とな
る金属元素Mを含有させればよい。あるいは非晶質薄膜
中に、前記元素Mと金属間化合物を形成する元素Aを含
有する、または非晶質薄膜中に、前記元素Mと全率固溶
するか、完全固溶領域を有する元素Bを含有することが
望ましい。なお金属配線の主成分となる金属元素Mとし
ては、通常Al、Cu、Au、Ag、Wなどが用いられ
る。
大きい程堆積物質が層状成長し易い。しかしながら、表
面エネルギーは被測定物質の融点付近の状態で測定され
るため、結晶化温度<融点である非晶質物質の表面エネ
ルギーを測定することは実質不可能である。そこで、非
晶質物質の表面エネルギーが何に影響されているのかを
検討した結果、その結晶状態における表面エネルギーと
相関があることがわかった。すなわち、下地物質の表面
エネルギーγsを大きくするためには、非晶質薄膜を構
成する物質の結晶状態における表面エネルギーが、少な
くとも堆積物質である金属配線を構成する物質の表面エ
ネルギーより高いことが好ましく、そのため、表面エネ
ルギーと相関のある融点は高いことが望ましい。ただ
し、複数の元素から成る物質の表面エネルギーは、各構
成元素の表面エネルギーを原子比により平均した値とす
る。
ものではなく、通常のSi基板、GaAs基板等の半導
体基板、ITO等を具備したガラス基板等を用いること
ができる。その形状は平坦であっても溝を有していても
良い。
非晶質化可能な単金属、合金あるいは導電性を示す化合
物等が用いられる。さらに前述のように、元素M、A、
Bの少なくとも1種を含有する組成が望ましく、非晶質
形成能を考えると遷移金属、半金属(メタロイド)、半
導体の合金あるいは化合物であることがより好ましい。
具体的には、金属元素M、III B族元素(Sc、Y、
La系列)、IVB族元素(Ti、Zr、Hf)、VB族
元素(V、Nb、Ta)、VIB族元素(Cr、Mo、
W)、VIII族元素(Fe、Ru、Os、Co、Rh、I
r、Ni、Pd、Pt、)及びB、C、N、O、P、S
i、Geより選ばれた2種以上を含有する組成が挙げら
れる。また非晶質薄膜としてペロブスカイト型酸化物組
成を有する化合物を用いてもよい。
EED等の電子線回折やX線回折に代表される回折測定
で、散漫(ブロード)な回折強度、換言すればハローピ
ークが観測されるものであればよく、非晶質の不完全さ
に起因する金属間化合物等微結晶からの回折線が現れて
も何ら問題ない。さらに、全体が非晶質である必要もな
く、結晶質の薄膜の表面のみが非晶質化していてもよ
い。
露出しない程度で、10〜1000オングストロームが望まし
い。ただしそれ以上であっても、この上に形成される金
属薄膜の結晶性を向上することは可能である。
3は単層配線の下地として用いられるのみならず、多層
配線においても各配線層を構成する金属配線2の下地と
して用いられ、また、縦方向の導電接続部位、たとえば
ビア4あるいはスルーホールの下地としても用いられ
る。さらに、基板1上に直接形成されても、SiO2 熱
酸化膜等の絶縁層5、Ti、TiN等のバリア層6、密
着層あるいは別の配線等の介在層を介して形成されてい
てもよい。このとき、これらの介在層は平坦であっても
溝を有していても良い。なお図中、5´は素子分離領域
となるSiO2 等の絶縁膜7はドープ層である。
として非晶質薄膜を形成したことで、熱処理あるいはエ
レクトロマイグレーションによって発生するヒロック数
をも激減させることが出来る。
配線中に誘起される圧縮応力によって発生すると考えら
れており、圧縮応力を発生する余剰な体積がヒロックと
して放出される。このときヒロックの発生点は応力集中
部であり、ここでの薄膜の変形に対する抵抗がヒロック
発生の有無を決定する。従来のWあるいはTiN薄膜の
被覆では、これら薄膜が多結晶よりなるため、どうして
も結晶粒界部が応力集中部となり亀裂を生じ、ここから
ヒロックが発生する。
非晶質化することによって回避できることを見出した。
すなわち、非晶質薄膜を用いることによって、ヒロック
発生点である応力集中部での変形抵抗を上昇させ、ヒロ
ック発生を著しく抑止することが出来た。特にこの効果
は、非晶質薄膜中に先に述べた元素M、A、Bを含む場
合に顕著となる。何となればこの場合、金属配線を構成
する主たる元素と非晶質薄膜中の元素との結合力が増大
するため、金属配線に生じた圧縮応力集中を非晶質薄膜
に均一に分散させることが可能となり、結果としてヒロ
ックの発生頻度が激減すると考えられる。
観点からは、非晶質薄膜は特に金属配線の下地として形
成される必要はなく、金属配線の一部を被覆していれば
よい。例えば、図3(a)(b)(c)(d)に示され
るように、非晶質薄膜101を金属配線100の上部あ
るいは周囲等に形成してもよい。また、非晶質薄膜を金
属配線の上部に形成する場合、ヒロック発生防止の効果
は、前述のように非晶質薄膜と金属配線との原子間の結
合力に起因するために、当然この非晶質薄膜を形成する
前の金属配線の表面状態にも依存する。例えばAlを主
体とする金属配線の場合、通常その表面は反射型高速電
子線回折(RHEED)によって確認出来るようにAl
酸化物に覆われている。すなわち、一度大気に晒したA
l配線表面をRHEEDで観察すると、表面に生成した
非晶質の酸化被膜によって、非晶質特有のハローパター
ンしか得られない。これに対して、この表面層をArの
スパッタなどによって除去すると、Al薄膜に起因する
リングあるいは配向した回折パターンが得られるように
なる。従ってこのようなAl金属表面を実現した後に非
晶質薄膜を形成すると、ヒロック抑制能力はさらに向上
する。
属配線に用いた場合には、レジスト除去工程におけるO
2 アッシャーに対する耐酸化性が問題となる。このと
き、特にTi、Zr、Hf、V、Ta、Nbを含有した
非晶質薄膜は、結晶粒界を経路とする酸素の膜内への拡
散を抑制し、Cuの耐酸化性を向上させる。
の間に非晶質薄膜を形成することによって従来技術で生
じていた粒界拡散による反応を抑制することができる。
なかでも非晶質薄膜としてAl非晶質合金は、Alを主
体とする金属配線との間で高抵抗の反応層を形成しない
ため、信頼性の高いコンタクト部を提供できる。さら
に、Al非晶質合金としてTa、Nb、V、Mo、Wの
うち1種を含む合金を用いることによりAlを主体とす
る金属配線と同時に微細加工が可能であり、他の非晶質
合金に比べて工程数を削減することができる。このと
き、Alの含有量は非晶質化を図る上で15at% 以上で
あることが好ましく、さらに非晶質薄膜の表面エネルギ
ーを高く保持するためより好ましくは15〜80at% が
よい。このようなAl非晶質合金としては、具体的には
Tax Al1-x (0.20≦x≦0.85)、Nbx A
l1-x (0.20≦x≦0.85)、Vx Al
1-x (0.20≦x≦0.60)、Wx Al1-x (0.
15≦x≦0.50)、Mox Al1-x(0.25≦x
≦0.80)が挙げられる。またCu非晶質合金は、C
uを主体とする金属配線との密着性が良好で信頼性の高
いコンタクト部を提供できる。このようなCu非晶質合
金としては具体的にはTix Cu1-x (0.18≦x≦
0.70)、Zrx Cu1-x (0.18≦x≦0.7
0)、Hfx Cu1-x (0.20≦x≦0.70)、Y
x Cu1-x (0.10≦x≦0.53)、Tax Cu
1-x (0.20≦x≦0.80)が挙げられる。さら
に、低抵抗が要求されるCuを主体とする金属配線にお
いては、Vx Co1-x (0.15≦x≦0.80)、N
bx Cr1-x (0.25≦x≦0.45)、Nbx Co
1-x (0.22≦x≦0.55)、Tax Cr
1-x (0.25≦x≦0.40)、Tax Co
1-x (0.25≦x≦0.45)、Crx Co
1-x (0.50≦x≦0.70)、Mox Co
1-x (0.20≦x≦0.60)、Wx Co1-x (0.
20≦x≦0.60)などの非晶質合金も、Cuを主体
とする金属配線との間で固溶体を生成することがなく、
反応による抵抗上昇を抑制でき好ましく用いることがで
きる。また、これらの非晶質合金においては、Si、G
e、P、B等のいわゆるメタロイド元素を含有すること
により非晶質としての安定性をさらに改善することがで
きる。
を積層した複層構造であってもよい。このとき、最表面
が上述したような表面エネルギーの高い非晶質合金等で
構成されることが好ましく、複層構造の下層側ではB、
Pを含むSiO2 、ポリイミド、TEOS、SiN等を
用いても構わない。
金属配線は、特定の面方向に配向した結晶性の高い高配
向結晶からなるものであり、高配向結晶の場合、各結晶
粒の最稠密面の法線方向と金属配線の底面の法線方向と
の成す角が80°以内であることが好ましい。さらに単結
晶からなる場合は、最稠密面と配線長手方向との成す角
度が20°以下がよい。このとき金属配線の結晶構造がf
cc構造の場合は最稠密面である(111)面、bcc
構造の場合は(110)面、六方晶構造の場合は(00
01)面をそれぞれ配線長手方向と平行に近い形で金属
配線を形成する。また、配線の設計上の自由度を考えた
場合、最稠密面が上面、つまり、最稠密面配向の金属配
線を形成することが望ましい。
粒界エネルギーが固体の表面エネルギーの1/3で定義
される多結晶における通常のランダム粒界の 88%以下の
亜粒界を分散させた高配向結晶からなることが好まし
い。このような低い粒界エネルギーを持つ亜粒界として
は、たとえば、隣り合う結晶粒の配向軸を中心とした傾
斜、回転およびその組み合わせでの相対角度が10度以内
で規定される小角粒界や、粒界のΣ値が10以下の対応粒
界、その対応粒界からのずれが 3度以内の粒界が挙げら
れる。ここで、この亜粒界は全粒界の 1/2以上あればよ
く、より好ましくは 90%以上である。本発明ではこのよ
うな亜粒界の存在によって、ストレスマイグレーション
によりボイドが発生するサイトが金属配線中に意図的に
設けられ、しかも粒界エネルギーが小さいために1個当
りのボイド体積を小さく抑えられ、ボイドの一部集中に
よる金属配線の断線を避けることができる。従って、こ
のような高配向結晶からなる金属配線は、下地の非晶質
薄膜の存在しない状態においても良好な信頼性が得られ
る。
線や、その縦方向の導電接続部位、すなわちビアあるい
はスルーホールにも用いることができる。特に縦方向の
導電接続部位とその上下の配線層が異なる材料のときで
も金属配線の結晶配向性の連続性を保つことができ、信
頼性を向上することができる。また、この金属配線は、
異種の金属や結晶状態の異なる金属を積層した複層構造
でもよい。
電気抵抗であり、fcc構造を有する純Al、純Cu、
純Au、純Ag、Al−Cu、Al−Ti、Al−C
r、Al−Ta、Al−Mg、Al−In、Al−L
i、Cu−Be、Cu−Ag、Au−Pt、Au−A
g、Au−Pd、Au−Cu、bcc構造を有する純W
等が挙げられ、合金の場合、その溶質添加量は完全固溶
範囲であることが望ましい。なお、この場合、Siを1w
t%程度まで含有していてもよい。また、合金化により、
金属配線の表面エネルギー(堆積物質の表面エネルギー
γf)を下げることもできる。
の粒界や上層、下層に、配線材料より低融点で、金属配
線を構成する元素と金属間化合物をつくらないもので、
かつ、基板あるいは介在層との親和力が金属配線を構成
する元素より小さい元素を含有してもよい。例えば、A
l又はAl合金を金属配線に用いる場合、Ga、In、
Cd、Bi、Pb、Sn、Tlのうち少なくとも一種の
元素、また、Cu又はCu合金のときにはPb、Tlの
うち少なくとも一種の元素が挙げられる。
は高融点金属の珪化物、窒化物、酸化物、炭化物で被覆
してもよい。
は以下のように製造することができる。
ア層、密着層等を設けた後、スパッタ法等公知の堆積方
法により、この上に形成される金属配線の特定結晶面の
面間隔と整合するように非晶質薄膜を形成する。次に、
真空を破ることなく、金属配線を形成する。あるいは、
非晶質薄膜を形成後一度大気に晒した場合は、通常Ar
のバイアススパッタ等で表面をクリーニングした後、金
属配線を形成する。ただし、非晶質薄膜がB、C、N、
O等を含有し、非晶質薄膜の高い表面エネルギ−状態が
酸素あるいは窒素雰囲気中でも保持される場合は、非晶
質薄膜を大気に晒しても表面に酸化層等がほとんど形成
されないので、表面をクリ−ニングすることなく、金属
配線を形成してもよい。金属配線を形成するにあたって
の成膜方法は、物理蒸着としてはスパッタ成膜、バイア
ススパッタ成膜、イオンビーム成膜が望ましい。また、
化学蒸着としては、たとえばAlCVD法の場合は、T
IBAなどアルキルアルミニウムや、DMAHなどアル
キルアルミニウムハイドライドなどをソースガスとし、
熱CVD法により成膜することが望ましい。このとき、
SiやCu等を成膜中にソースガス中に混入させたり、
成膜後、イオンインプランテーションあるいはスパッタ
等で積層し熱処理することにより合金化を行っても構わ
ない。
非晶質薄膜及び金属配線を形成して多層配線としてもよ
い。また、このとき、成膜後熱処理を加え、シードから
結晶を成長させても良い。この場合、シードがたとえば
Siの場合、前処理として最終的に希HF処理を施した
後、水洗を行わないか、溶存酸素量が 10ppb以下の超純
水環境下で洗浄し、その後、露点が−90℃以下の窒素中
で乾燥することが望ましい。
タキシー法を用いても良い。先に、本発明では表面エネ
ルギーの高い下地の非晶質薄膜上に成膜した金属薄膜の
結晶配向性が極めて高く、しかも特定の面方向に配向す
ることを述べた。これは下地の表面エネルギーが高いと
蒸着した核の下地との濡れ角が小さく、例えばAlの場
合エネルギーの低い(111)面が安定して成長するた
めと考える。しかしながらこの時成長核の面内方位はラ
ンダムであり、配線信頼性をさらに向上させるためには
さらに面内方位の制御が必須であった。これに対し本発
明では、表面に溝が形成された非晶質薄膜を下地とする
ことにより、成膜される金属薄膜の結晶配向性のみなら
ず面内方位の制御性が充分に向上する。ここで、非晶質
薄膜は溝の底部及び側壁部が同一の物質で構成されても
異なる物質で構成されてもよいが、特に溝の底部及び側
壁部を異なる物質で構成して、金属薄膜の成膜時にこれ
らの部分での表面エネルギ−の差を利用することが望ま
しい。何となればこのような構成によれば、溝の底部及
び側壁部のうち、表面エネルギ−がより高い部分に堆積
物質が優先的に核発生し配向成長する一方、他の表面エ
ネルギ−が低い部分との境界でもう一軸の方位制御を受
ける結果、単結晶に近い金属薄膜を成膜できるからであ
る。さらにこの場合は、金属薄膜の成膜前あるいは成膜
後に非晶質薄膜に熱処理を施して結晶化させても、高い
結晶性を有する金属薄膜を得ることが可能である。
形、正方形、正三角形のいずれかあるいはその組み合わ
せが多数個並んだ状態が望ましく、しかもそれぞれの一
辺が±5度以内の精度で平行に並んでおり、また、各々
の溝の面積が、金属配線の平均結晶面積以下で、凸部の
面積も溝と同様に金属配線の平均結晶面積以下が良い。
なお、短冊状の溝の場合、溝幅、凸部幅が金属配線の平
均結晶粒径以下であることが望ましい。
前述のように非晶質薄膜に表面酸化膜が形成されていな
いことが重要である。非晶質薄膜の表面酸化膜を除去す
る方法としては金属薄膜成膜直前にプラズマエッチング
することが望ましく、エッチング後は真空度が1×10
-6Torr以下に保たれる事が重要である。金属薄膜の成膜
方法としてはCVD法、PVD法いずれでもかまわない
が、基板温度を上げて蒸着粒子のマイグレーションを促
進することが望ましく、抵抗加熱以外に電子線照射、レ
ーザービーム照射でも構わない。また、基板に対して斜
めに蒸着粒子流が入射する斜め蒸着法も望ましい。
金属配線は、AlまたはAl合金あるいはCuまたはC
u合金からなる導電体層を堆積して金属薄膜を成膜する
に際し、前記導電体層の堆積前または堆積中に表面エネ
ルギ−の小さい元素を供給することによっても実現可能
である。
合金からなる金属配線を形成する場合には、Ga,I
n,Cd,Bi,Pb,Sn,Tlからなる群より選ば
れた1種類または2種類以上の元素、CuまたはCu合
金からなる金属配線を形成する場合には、Pb,Tlか
らなる群より選ばれた1種類または2種類の元素を供給
する。ここで、このような元素を供給して一原子層以上
の制御層を形成したときのγfとγiの相関関係を図1
を用いて考える。図1において1は基板、5は熱酸化膜
からなる絶縁層、50は制御層、2は金属配線を示す。
この場合には制御層を構成する元素の表面エネルギ−が
小さいことから、図1(a)の状態よりも(b)の状態
の方がγfとγiの和は小さくなる。従って上述したよ
うな元素を基板上に供給し、その上に金属配線となる導
電体層を堆積させると、自由エネルギ−を最小にするた
めに前記元素が導電体層表面に拡散する。この結果、堆
積物質の表面エネルギ−が見かけ上減少してその結晶成
長が層状成長に近づき、ひいては下地が基板上に形成さ
れた絶縁層、バリア層、密着層、非晶質薄膜層のいずれ
であっても、結晶性の高い金属薄膜を成膜することがで
きる。これは、特に導電体層の堆積中に前記元素を供給
する場合に著しく、前記元素の供給量は1/2原子層以
上あれば充分である。さらに前記元素を供給することに
より、堆積物質の表面拡散が著しく促進され、結晶の大
粒径化も併せて達成される。これを図29を用いて説明
する。図29(a)は、SiO2 絶縁層上にAlを50
0オングストローム蒸着したときの表面SEM写真であ
り、図29(b)はAlの蒸着時に1原子層のBiを供
給したときの表面SEM写真である。図に見られるよう
に、導電体層の堆積中にBiを供給すると、Biを供給
しない場合には、400℃、3時間の真空中熱処理で得
られる薄膜形態(膜凝集)が、基板を加熱することなく
しかも堆積直後に得ることができる。
ア層、密着層などを下地層として成膜し、さらに熱処理
をした後導電体層を堆積する場合、導電体層を堆積する
前処理として、前記化合物あるいは合金を構成する元素
を少なくとも一種類含有させたプラズマで下地層をエッ
チングすることによっても結晶性、配向性の高い金属薄
膜を成膜することが可能となる。この理由は前記エッチ
ングにより化合物や合金からなる下地層表面の酸化が防
止され、かつ表面の活性種をなくし安定な界面を形成で
きるためである。例えば、下地層が窒化物の場合、不活
性ガスに窒素を混合したプラズマで表面をエッチング
し、その上に導電体層を堆積することが望ましく、この
時導電体層の堆積は、真空中でエッチングに連続して行
うことが望ましいが、短時間大気に晒すことは構わな
い。またエッチングにあたって混合ガスによるエッチン
グ後、化合物あるいは合金を構成する元素のみのプラズ
マに晒すことは構わない。また、これらのエッチングは
基板にバイアス電位を印加した状態で行うことが望まし
く、その電圧は、−100V以下が望ましい。その後の
導電体層の堆積方法はスパッタ蒸着法、抵抗加熱蒸着法
を始めとした物理蒸着法に加え、各種CVD法など問わ
ない。また、このとき導電体層を形成する物質は、Si
またはWSi、MoSi、純Al、Al合金、純Cu、
Cu合金、W、Au、Agいずれでも良い。なお、Al
合金の場合Al−Cu合金、Al−Cr合金、Al−M
g合金がとくに望ましい。またはこれら物質を積層状に
成膜しても構わない。
どのアルキルアルミニウムやDMAHなどアルキルアル
ミニウムハイドライドをソースガスとし、熱CVD法に
より成膜することが望ましい。このときSiやCuなど
を成膜中にソースガス中に混入させたり、成膜後イオン
インプランテーションあるいはスパッタ等で積層し熱処
理することにより合金化を行っても構わない。
せることにより、耐ストレスマイグレーションや耐エレ
クトロマイグレーション等、金属配線の信頼性に優れた
電子部品を得ることができる。
線を形成した後に金属配線に電流を通電することによ
り、金属配線のストレスマイグレーション耐性の向上、
サーマルエッチピットの発生の抑制が可能となる。な
お、この電流の通電によれば非晶質薄膜を形成しない場
合にも同様の効果が得られ、また他の膜が介在していて
も構わない。しかしながら、とくにこの様な処理による
効果がみられるのは、金属配線中の粒界が小傾角粒界や
双晶粒界エネルギーの低い粒界で形成されている場合で
あり、ここでも上記の低い粒界エネルギーを持つ亜粒界
を分散させた高配向結晶からなる金属配線を形成するこ
とが好ましい。何となれば、このような亜粒界では電流
を流すことで粒界が移動可能であり、上述したような通
電により粒界が金属配線から排出されて金属配線がより
単結晶に近づくからである。また、電流通電量としては
5×106 A/cm2 から2×107 A/cm2 の範囲
の電流を流すことが望ましい。
/cm2 以下であると、通電の効果が現れず、2×10
7 A/cm2 を越えると、金属配線自身のジュール加熱
が顕在化して誘起される温度分布により、原子流束の発
散量を増大して、エレクトロマイグレーションによるボ
イドが発生してしまい、配線形状を阻害し信頼性を悪化
させるからである。また、通電時間としては金属配線の
長さ形状により適性範囲が異なるが、通電による発熱の
安定性および転位排出速度の観点から1分以上が望まし
く、それ以上であれば問題はない。また、基板温度は室
温であっても加熱しても構わないが、300℃以下が望
ましくそれ以上に加熱するとサーマルエッチピットが生
じるおそれがある。
に行うことが望ましいが、2層以上の金属配線を同時に
通電しても構わない。この場合、望ましくはビアの埋め
込み部(導電接続部位)も金属配線と同種の材料を用い
るが、添加物量の差は添加総量の合計が10at%以内
であれば構わない。
基板上に非晶質薄膜および金属配線を順次形成して本発
明の電子部品を製造した後に、高配向結晶からなる金属
配線でのさらなる結晶粒成長を目的として、所定の熱処
理を施してもよい。このとき、前記熱処理により非晶質
薄膜が結晶化あるいは消失しても何ら問題はなく、むし
ろ前記高配向結晶の粒成長に起因してその結晶性が高め
られるため、金属配線の信頼性を一段と向上することが
できる。
信頼性向上に係るものであるが、同様の技術を電子部品
中のキャパシタや抵抗発熱体の電極部等にも応用するこ
とができる。
る際、その下地となる非晶質薄膜の回折測定で現れるハ
ローパターンのピーク位置に対応する原子間距離と、下
部電極の第一隣接原子間距離で規定される特定結晶面の
面間隔が略整合していることにより、非晶質薄膜と下部
電極の間の界面エネルギーが減少され、非常に結晶性の
高い下部電極を形成できる。したがって、その上に形成
される誘電体薄膜の結晶性も向上する。
ることにより、均一かつ経時変化の少ない電気抵抗特性
が得られる。さらにこの非晶質薄膜上に非晶質薄膜の原
子間距離と電極の面間隔が略整合するように電極膜を堆
積すると、電極の結晶性が改善されて大電流印加時にも
劣化が抑えられる。
するパッド部を金属配線と同様単結晶あるいは先に述べ
た低い粒界エネルギ−を持つ亜粒界を有する高配向結晶
で構成し、かつその形状を金属配線から順次分岐した細
線の集合体とすることによって、パッド部の信頼性を高
めることができる。ここで順次分岐とは図4に示すよう
に金属配線を中心軸とし、上下方向に枝状に細線が増え
ていくものであり分岐の数は上下同数である必要はな
い。また、分岐は金属配線に直交する必要はなく、角度
θは90度以下であれば良い。このことにより配線内で
発生移動してきたボイドが、配線上側のものは次々にパ
ッド部の上方の細線に、また下側のボイドは次々にパッ
ド部の下方の細線に移動し配線幅以上にボイドは成長す
ること無くパッド部外周部の細線に溜る。そして最外周
部の細線においてボイドにより細線形成元素が無くなる
と、ボイドは隣接するつぎの細線に溜り、外部電源と繋
がるワイヤーがボンディングされたパッド部中心部には
欠陥を集結させないため、パッド部の寿命を極めて長く
することができる。
との接続部での電流密度の急激な変化を避けることがで
き、電流密度の変化に伴う(Flux Divergence 、原子流
束の発散)の緩和が可能であることより、(−)パッド
部のボイドのみならず、(+)パッド部でのヒロックの
分散にも効果がある。なお分岐する間隔は等間隔である
必要は無い。
結ばれていることが望ましい。なお、細線の幅は金属配
線幅以上が望ましい。
配線の1/10以上の領域を細線の集合体とすることが
効果的であり、それ以下の電流密度領域では連続膜で構
わない。
る。
を説明する。
O2 )からなる絶縁層5を有する6インチシリコンウェ
ハ基板1を用い、以下に示すように非晶質薄膜3及び金
属配線2を順次スパッタ形成した。すなわちまず、図5
に示すマルチターゲットスパッタ装置により非晶質薄膜
3としてAlTa膜を形成した。スパッタ条件を以下に
示す。図5において8は高周波電源、9は整合回路、1
0はマスフローコントローラ、11はターゲットを示
す。
(同心円状) 基板温度 :室温(25℃) スパッタガス:Ar ガス圧力 :0.20Pa 印加電力 :10W/cm2 膜厚 :500 オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はAl40Ta60(数値は
原子組成比で以下も同様とする)であった。また、X線
回折から膜は非晶質であり、ハローパターンの頂点に対
応する原子間距離dsは2.34オングストロームであっ
た。一方、Alの(111) の面間隔dfは2.34オングスト
ロームであることから、|df−ds|/ds=0 とな
り、金属配線を構成する主たる元素を非晶質薄膜中に含
有し、適当な組成とすることにより金属配線の特定結晶
面の面間隔と整合させることができることがわかった。
なお、本実施例ではモザイクターゲットを用いたが、2
元ターゲットを用いた同時スパッタ法や、各元素を積層
する等の方法で成膜しても同様に非晶質薄膜が得られ
た。
膜上にAlをスパッタした。スパッタ条件を以下に示
す。
結晶性を評価したところ、(111) ロッキング曲線の半値
幅(配向半値幅)は1.2°であり、また(hhh)反
射以外のブラッグ反射(例えば(200) 、(220) 等)は、
一切観測されなかった。
れる層構造の膜を 0.5μm 幅、1mm長の四端子パターン
に加工し、エレクトロマイグレーション(EM)試験を
行った。試験条件は配線温度 200℃、電流密度 2×106
A/cm2 である。その結果、1000時間の通電後も破断す
ることなく、良好な信頼性が得られていることが確認さ
れた。なおここでは、EM加速試験中の電気抵抗が試験
開始直後の値の10%上昇した時点で、配線破断とみな
し、以下についても同様とする。
合せとして(W75N25/Al)、(Pt21Zr79/P
t)、(Cu50Ti50/Cu)、(Ag55Cu45/A
g)、(Fe80B20/Fe)なるものを作成し、同様に
配向半値幅を評価したところ、Al、Pt、Cu、Ag
は(111) 配向で半値幅はれぞれ1.3 °、1.4 °、1.8
°、1.6 °であり、Feは(110) 配向で(110) 反射の配
向半値幅は1.7 °であった。
Ta70(融点1500℃)から成る非晶質薄膜を形成し、こ
の上にAl(融点 660℃)から成る金属配線を形成し
た。すなわち、非晶質薄膜は金属配線より融点が高く、
金属配線を構成する主たる元素との間で金属間化合物を
形成し得る元素を含んでいる。このとき、Ni30Ta70
のハローパターンの頂点に対応する原子間距離dsは2.
33オングストロームで、Al(111) の面間隔df=2.34
オングストロームと略整合している。これを実施例1と
同様に評価したところ(111) 配向半値幅が0.9 °という
良好な結晶性が観測され、また、EM試験でも、1000時
間通電で破断することなく良好な信頼性が得られている
ことが確認された。
合せとして(Pd80Si20/Al)、(Ag55Cu45/
Al)、(W70Zr30/Al)なるものを作成し、同様
に評価したところ、(111)配向半値幅は、それぞれ
1.9 °、1.8 °、1.2 °であった。
合金であるCo80Zr9 Nb11から成る非晶質薄膜を作
成し、この上にAlから成る金属配線を形成した。この
とき、Co80Zr9 Nb11のハローパターンの頂点に対
応する原子間距離dsは2.04オングストロームで、Al
( 200)面間隔距離df=2.02オングストロームと略整
合している。これを実施例1と同様に評価したところ、
(111) 配向および良好な結晶性が観測され、またEM試
験でも、1000時間通電で破断することなく良好な信頼性
が得られていることが確認された。同様にして(非晶質
薄膜/金属配線)の組合せとして(Co80Zr8 Nb12
/Al)、(Co85Zr6 Nb9 /Al)、(Co88Z
r3 Ta9 /Al)、(Co90Hf6 Pd4 /Al)な
るものを作成し同様に評価したところ、いずれも(11
1)配向半値幅が1.2 °という良好な結晶性が得られて
いることが確認された。
リア層6として多結晶であるTiN/Ti層を形成した
後、この上に非晶質薄膜3(Co80Zr9 Nb11)を形
成したものや、さらには表1に示されるようにこの後一
旦大気に晒したもの、その後Arのバイアススパッタを
行ったもの等の上に、それぞれAl金属配線2を形成
し、これらの結晶配向性をCuKα線を用いたX線回折
によるAl(111) ロッキング曲線の半値幅で評価した。
表1に示すように、非晶質薄膜を設けないもの、大気に
晒してArバイアススパッタを行わなかったものは、結
晶配向が著しく低下している。
薄膜および金属配線を形成した。表2に併せて示すよう
に、本実施例においては非晶質薄膜に結晶状態において
金属配線より表面エネルギーが大きいものを用いてい
る。
応する面間隔dsと、Alの格子間距離dfとは略整合
している。これらを実施例1と同様に評価したところ、
表2に示されるようにいずれも(111) 配向および良好な
結晶性が観測され、またEM試験でも、1000時間通電で
破断することなく良好な信頼性が得られていることが確
認された。
iB2 等のホウ化物、その他、炭化物、窒化物等は、そ
の表面エネルギーが大きいので好ましい。なお、このと
きの表面エネルギーは、 近似式:△Esv=Yλ2 / 4π2 X0 △Esv:表面エネルギー Y :ヤング率 λ :原子間で力の及ぶ距離(X0 で近似) X0 :原子間距離 で求めることができる。
属配線を実施例1と同様に形成した。SiO2 のハロー
パターンの頂点に対応する原子間距離dsと最も近いA
l(111) 面間隔dfとは略整合せず、また、SiO2 の
表面エネルギーはAlより小さい。これを実施例1と同
様に評価したところ、(111)配向半値幅は8.2 °と
大きく、また同条件のEM試験においても10時間以内で
配線破断となった。
する。
方向の導電接続部位、すなわちビア4が形成されてい
る。具体的にはまず、Si基板1上に膜厚1000オングス
トロームのSiO2 熱酸化膜を絶縁層5として形成した
後、下層金属配線2´としてAl、Cu、WあるいはM
oSi2 からなる薄膜を4000オングストローム堆積し
た。この薄膜上に熱CVDによりSiO2 層間絶縁膜5
´を3000オングストローム堆積した。この層間絶縁膜5
´に、通常のPEP、RIE工程により、径50μmのビ
ア4(あるいはスルーホール)を形成した。
を埋め込み、エッチバックにより平坦化した後、本発明
による非晶質薄膜3としてCo80Zr9 Nb11薄膜をス
パッタにより200 オングストローム形成した。引き続
き、一度大気に晒されたCo80Zr9 Nb11表面につい
てArのRFプラズマクリーニングを行った後、スパッ
タにより金属配線2として純Al薄膜を4000オングスト
ローム堆積し、そのAl薄膜の結晶配向性をCuKα線
を用いて測定されたAl(111) ロッキング曲線の半値幅
により評価した。このとき入射X線をコリメータにより
φ50μm まで絞ってビア近傍の半値幅の変化とその分布
を調べたが、場所による変化はなく一様に半値幅は1.3
°と良好な結晶配向性を示した。
する。
図9に示すように非晶質薄膜3としてNi62Nb38を 3
00オングストローム、スパッタにより形成した。その結
果、図9に示すようにビアの側壁が多少薄くなるが、コ
ンフォーマルにNiNb膜が形成された。この上に、連
続的にスパッタにより金属配線2として純Al薄膜を40
00オングストローム形成した。実施例5と同様に評価し
たところ、一様に半値幅1.35°が得られた。
明する。
図10に示すように非晶質薄膜3としてAl40Ta60を
スパッタにより形成した。このとき、ビア4を形成した
基板とターゲットの間に、コリメータを設けることによ
り、堆積粒子の直進性を向上させた結果、ビア4の側壁
にはほとんど非晶質層が形成されずに、ビア4の底面と
層間絶縁膜5´上に 100オングストロームのAlTa非
晶質薄膜3を形成することができた。一度大気に晒し、
ArのRFバイアススパッタクリーニングを行った後、
金属配線2として純Al薄膜をスパッタにより4000オン
グストローム堆積した。実施例5と同様に評価したとこ
ろ、一様に半値幅 1.1°が得られた。
明する。
形成する際に、まずSiO2 熱酸化膜からなる絶縁層5
上に非晶質薄膜3´としてAl40Nb60を形成した後、
連続的に純Alから成る下層金属配線2′を4000オング
ストローム堆積した。この下層金属配線2′のロッキン
グ曲線の半値幅は 1.2°であった。このAl下層金属配
線2′の上に実施例5と同様にSiO2 層間絶縁膜5´
およびビア4を形成した。次に、TIBA(トリイソブ
チルアルミニウム)を原料ガスとした熱CVD法によ
り、このビア4をAlで選択的に埋め込んだ。このビア
4を埋め込んだAlは下にあるAlの結晶配向性を引き
継いで、下層金属配線2′と同じロッキング曲線の半値
幅を示した。引き続き、連続的に非晶質薄膜3としてA
l40Nb60をスパッタにより 250オングストローム堆積
した。一度大気に晒し、ArのRFプラズマによるバイ
アスクリーニングを行った後、スパッタあるいはTIB
Aを用いた熱CVD法により金属配線2としてAl膜を
4000オングストローム堆積した。このAl膜の結晶配向
性の分布は一様であり、そのロッキング半値幅は 1.2°
であった。また、Al堆積する前に、通常のPEP工程
とイオンミリング工程により、ビア4の部分の非晶質薄
膜3を除去した後、Alを堆積したものにおいても、ビ
ア部分も含めて、やはり配向性は均一であり、半値幅も
1.2°と変わらなかった。
膜を介在させない場合には、いずれの場合も、非晶質S
iO2 上のAlの半値幅は約 8°であり、また配向性の
均一性も悪く、特にビア部分での配向性の乱れが著しか
った。
例を説明する。
2 からなる絶縁層5が表面に形成されたSi基板1を用
意し、まず非晶質SiO2 上にスパッタ法により非晶質
薄膜3を1000オングストローム堆積した後(図12
(b))、配線を形成する部分を残して、残りの非晶質
薄膜3をエッチングにより取り除いた(図12
(c))。この上に5000オングストロームの膜厚を
有する非晶質SiO2 からなる絶縁層5を均一に堆積し
た(図12(d))。次に、非晶質薄膜3上のSiO2
のみをエッチングにて除去し、配線を埋め込むための溝
を形成した(図12(e))。この結果、溝の底面は非
晶質薄膜3となった。本実施例では、この溝の幅つまり
金属配線幅は 0.8μm とした。また溝の深さは4000
オングストロームとした。こうして用意した配線用の溝
を有する基板1上に、低エネルギーのイオンビームを照
射して非晶質薄膜3表面の酸化膜を除去した後、トリイ
ソブチルアルミニウム((C4 H9 )3 Al)を原料ガス
とする熱CVD法によりアルミニウムを堆積し、金属配
線4を得た(図12(f))。溝中にのみアルミニウム
が堆積する選択成長は基板温度を 300℃以下にすること
により実現した。表3に非晶質薄膜3としてAl非晶質
合金を溝底面に形成した場合の溝中のアルミニウム堆積
速度を基板温度に対して示す。Al非晶質合金としては
Al30Ta70、Al40Nb60、Al50V50を選んだ。ま
た、選択成長を確認するために溝部以外のSiO2 との
選択成長の有無を表3に併せて示した。さらに比較例と
して溝底部に非晶質SiO2 、多結晶シリコン、多結晶
銀を形成した場合のアルミニウム堆積速度と選択成長の
有無を示す。Al非晶質合金上に比べ、非晶質SiO2
上、多結晶シリコン上では 300℃以下にて十分なアルミ
ニウム堆積速度が実現できず、埋め込まれたアルミニウ
ムの表面形状も悪い。また、多結晶銀上の堆積速度もA
l非晶質合金上に比べると小さく、また、配線長手方向
に対してアルミニウムの埋め込みが不連続になっている
箇所が見られた。
の結晶性をX線回折によって調べた結果を表4に示す。
ここで、アルミニウムの配向性の評価はAl(111) 回折
ピークのロッキング曲線の半値幅を測定することにより
行った。Al非晶質合金を下地とする溝へ埋め込まれた
アルミニウムは、(111) 半値幅が約 1°の(111) 高配向
膜である。
め込まれたアルミニウムを透過電子顕微鏡により観察し
たところ、アルミニウム結晶粒径は配線幅とほぼ同じ 1
μm程度であり、配線長手方向にこれら(111) 結晶粒が
亜粒界(小角粒界)によって接した構造になっているこ
とがわかった。さらに、部分的ではあるが配線長手方向
に長さ10μm 以上にわたって 1個の結晶粒になっている
領域も存在することが確認された。これは、(111) 高配
向結晶からなるAl配線よりもさらにストレスマイグレ
ーション耐性、エレクトロマイグレーション耐性の優れ
た、単結晶からなるアルミニウム配線が部分的に実現さ
れていることを示している。
ム埋め込み配線のエレクトロマイグレーション耐性を調
べるために行った加速試験の結果を図13に示す。試験
条件は基板温度 150℃、電流密度 1×10 7A/cm2 であ
る。抵抗変化率の経時変化から従来のアルミニウム配線
が1時間以内に破断するのに比べ非常に高い信頼性を有
していることが確認された。
された半導体基板1上にCVD法を用いてSiO2 絶縁
層5を形成し、コンタクト部となるべき領域をエッチン
グにより除去して接続孔32を設ける。コンタクト特性
を良好にするため、接続孔底面の半導体基板1上に形成
された自然酸化膜をフッ酸洗浄により取り除き、再酸化
を防ぐために酸素含有量の低い超純水によりリンスし、
高純度窒素ガスパージにより乾燥する。この基板上にマ
ルチターゲットスパッタ装置によりAlTa非晶質薄膜
3を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
ト 基板温度:室温(25℃) スパッタガス:Ar ガス圧力:0.20Pa 印加電力:10W/cm2 膜厚:400オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はAl55Ta45であっ
た。またX線回折から膜は非晶質であった。なお、本実
施例では非晶質薄膜3をスパッタ法により作成したが、
CVD法や蒸着法等によっても同様な非晶質薄膜が形成
できる。また非晶質薄膜3のスパッタにおいてAlTa
モザイクターゲットを用いたが、AlとTaの2元ター
ゲットを用いた同時スパッタ法やAlおよびTaを交互
に薄く積層する等の方法によっても同様に非晶質薄膜が
得られる。
をスパッタ法により形成した。スパッタ条件を以下に示
す。
結晶性を評価したところ、(111)ロッキング曲線の
半値幅は1.0°であり、良好な配向性が観測された。
なお、本実施例ではAl膜をスパッタ法により形成した
が、CVD法や蒸着法によって形成しても同様な効果が
得られる。
望のパターンにレジストを形成し、塩素を含むエッチン
グガスを用いてAl膜およびAlTa非晶質薄膜3のド
ライエッチングを同時に行い、Al膜を金属配線2に加
工した。加工後SEMによる観察を行ったが残渣も認め
られず、加工性は良好であった。この試料をフォーミン
グガス(N2:H2=9:1)中で450℃、15分熱
処理を施した後、接合部のリーク電流及びコンタクト抵
抗を測定したが、熱処理前と変化せず、良好なバリア性
が確認された。
説明する。
ン耐性を調べるため、酸化膜の付いたシリコン基板上に
AlTa非晶質薄膜とAl膜を実施例10と同様の条件
で成膜し、これを用いて図15に示すような陽極21、
陰極22、及びこれらの各電極を接続し、0.8μmの
配線幅を有する配線部23を具備した試験基板24を作
成した。この試験基板のAl膜をX線回折により配向性
及び結晶性を評価したところ、実施例10と同様に(1
11)ロッキング曲線の半値幅は、1.0°であった。
00℃とし、電流密度が2×106A/cm2 に相当す
る電流を流し、その平均故障時間を測定したところ、1
000時間以上の値を示し、高いエレクトロマイグレー
ション耐性を有していることがわかった。
機能素子を形成した基板上にAlMo非晶質薄膜を形成
した。組成分析の結果、形成された膜はAl60Mo40で
あった。またX線回折から膜は非晶質であった。この上
に作成したAl膜をX線回折により配向性及び結晶性を
評価したところ、(111)のロッキング曲線の半値幅
は1.1°であり、良好な配向性が観測された。
望のパターンにレジストを形成し、塩素を含むエッチン
グガスを用いてAl膜およびAl−Mo非晶質薄膜のド
ライエッチングを同時に行い、Al膜を金属配線に加工
した。加工後SEMによる観察を行ったが残渣も認めら
れず、加工性は良好であった。この試料をフォーミング
ガス(N2:H2=9:1)中で450℃、15分熱処
理を施した後、接合部の断面を観察したところ、アロイ
スパイクは見られず良好なバリア性が確認された。
機能素子を形成した基板上にAlNbSi非晶質薄膜を
形成した。組成分析の結果、形成された膜は、Al40N
b55Si5 であった。またX線回折から膜は非晶質であ
った。この上に作成したAl膜をX線回折により配向性
及び結晶性を評価したところ、(111)ロッキング曲
線の半値幅は1.3°であり、良好な配向性が観測され
た。この後、通常のリソグラフィ技術により所望のパタ
ーンにレジストを形成し、塩素を含むエッチングガスを
用いてAl膜およびAlNbSi非晶質薄膜のドライエ
ッチングを同時に行い、Al膜を金属配線に加工した。
加工後SEMによる観察を行ったが残渣も認められず、
加工性は良好であった。この試料をフォーミングガス
(N2:H2=9:1)中で450℃、15分熱処理を
施した後、接合部の断面を観察したところ、アロイスパ
イクは見られず、良好なバリア性が確認された。またS
iを含むことにより非晶質薄膜の熱安定性は向上し、よ
り高温の熱処理によっても結晶化や反応は認められなか
った。なお、この効果はGe、P、Bでも同様であっ
た。
説明する。
る絶縁層5を有する6インチシリコンウェハ基板1を用
い、まず図5に示されるマルチターゲットスパッタ装置
によりPtZr非晶質薄膜3を形成した。スパッタ条件
を以下に示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
にPtをスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
折により配向性及び結晶性を評価したところ、(11
1)配向半値幅が1.4 °と良好な結晶性が観測された。
スパッタ法により誘電体薄膜としてチタン酸ストロンチ
ウム膜34を形成した。ターゲットはチタン酸ストロン
チウム焼結体を用いた。スパッタ条件を以下に示す。
を評価したところ、Pt膜33の(111)配向を引継
ぎ、(111)配向半値幅は1.5 °となった。この誘電
体薄膜上に上部電極としてAu膜35を蒸着し、キャパ
シタ特性を評価したところ比誘電率、漏れ電流とも良好
な値であった。一方、熱酸化膜上に直接形成したPt膜
の配向半値幅は9.2 °であり、この上に上記と同条件で
チタン酸ストロンチウム膜を形成した場合、配向半値幅
は9.5 °であった。
0オングストローム熱酸化膜の付いた6インチシリコン
ウェハ基板を用い、マルチターゲットスパッタ装置によ
り非晶質薄膜としてPt21Zr79膜を形成した。
21Zr79膜上にスパッタにより下部電極としてPtTi
膜を形成した。スパッタ条件を以下に示す。
88Ti12であった。X線回折により配向性及び結晶性を
評価したところ、(111)配向半値幅は1.4°と良好
な結晶性が観測された。
パッタ法によりチタン酸ジルコン酸鉛の強誘電体薄膜を
成長させた。ターゲットは酸化鉛を10mol%過剰に
加えたチタン酸ジルコン酸鉛の粉末を1200℃で焼結
したものを用いた。スパッタ条件を以下に示す。
ット(PbO 10mol% RICH ) 基板温度:600℃ スパッタガス:Ar/O2 ガス圧力:1Pa 印加電力:5W/cm2 膜厚:5000オングストローム X線回折により得られた強誘電体薄膜の配向性及び結晶
性を評価したところ、PtTi膜の(111)配向を引
継ぎ、(111)配向半値幅は1.9 °となった。一方熱
酸化膜上に直接形成したPtTi膜の配向半値幅は9.2
°であり、この上に上記と同条件でチタン酸ジルコン酸
鉛を形成した場合、配向半値幅は9.8 °であった。
説明する。
チターゲットスパッタ装置により抵抗発熱体膜12とし
てAlTa非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下
に示す。
た。X線回折測定よりこの膜は非晶質であった。この上
に同一チャンバ内でAl薄膜をスパッタした。スパッタ
条件を以下に示す。
ろ、(111)ロッキング曲線の半値幅が1.0°の配
向膜であった。
ッチング工程により加工して電極13、13´とし、さ
らに酸化防止、耐摩耗性向上のためSiO2 絶縁膜14
をコーティングした。こうして作成したサーマルヘッド
を実際にプリンタに装着して記録実験を行ったところ、
微細なパターンにおいても記録濃度ゆらぎが従来に比べ
て小さかった。またAl電極も劣化が生じなかった。
説明する。
すようなマルチターゲットスパッタ装置により抵抗発熱
体12としてAlNb非晶質薄膜を形成した。スパッタ
条件を以下に示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
ッチング工程により加工して凸部とその周辺にのみ残し
た。再びチャンバ内に搬送しArバイアスクリーニング
を施した後、Al膜をスパッタした。スパッタ条件を以
下に示す。
価したところ、(111)ロッキング曲線の半値幅が
1.2°の配向膜であった。
ッチング工程により加工して電極13、13´とし、さ
らに酸化防止、耐摩耗向上のためSiO2絶縁膜14を
コーティングした。こうして実施例16と同条件で記録
実験を行ったところ、優れた特性を示した。
説明する。
る絶縁層5を有する6インチシリコンウェハ基板1を用
い、まず図5に示すようなマルチターゲットスパッタ装
置によりAlTa非晶質薄膜3を形成した。スパッタ条
件を以下に示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
通常のリソグラフィ工程及びRIE工程により、溝38
を形成した。溝38の深さは100オングストローム、
溝38の幅は1000オングストロームとした。
3にArバイアスクリーニングを施した後、Al膜をス
パッタした。スパッタ条件を以下に示す。
晶性を評価したところ、(111)配向半値幅は1.2 °
と良好な結晶性が観測された。
によると、非晶質薄膜3に形成された溝38の長手方向
にAlの<211>方向が揃った結果、亜粒界のみを有
するAl膜となっていることがわかった。
し、EM試験を行った。具体的には、上記Al膜に対
し、通常のリソグラフィ工程及びRIE工程を適用し
て、図15に示すような陽極、陰極、及びこれらを接続
し、0.8μmの配線幅を有する配線部を具備した試験
基板を作成した。次いで、この試験基板の配線部に対
し、試験温度を200℃とし、電流密度が2×106 A
/cm2 に相当する電流を流したが、1000時間経過
後も破断は生じなかった。これはAl膜が高配向である
上に亜粒界のみが形成された膜のため、エレクトロマイ
グレーション耐性が飛躍的に向上したことを示してい
る。
説明する。
る絶縁層5を有する6インチシリコンウェハ基板1を用
い、通常のリソグラフィ工程及びRIE工程により、溝
を形成した。
ーゲットスパッタ装置によりNiTa非晶質薄膜3を形
成した。スパッタ条件を以下に示す。
た。X線回折測定よりこの膜は非晶質であった。また、
断面を走査型電子顕微鏡(SEM)により観察したとこ
ろ、NiTa非晶質薄膜3表面には溝30が均一に形成
されており、溝30の深さは100オングストローム、
溝30の幅は1000オングストロームであった。
膜3にArバイアスクリーニングを施した後、実施例1
8と同様にAlをスパッタした。作成したAl膜をX線
回折により配向性及び結晶性を評価したところ、(11
1)配向半値幅は0.9 °と良好な結晶性が観測された。
によると、非晶質薄膜3に形成された溝30の長手方向
にAlの<211>方向が揃った結果、亜粒界のみを有
するAl膜となっていることがわかった。
熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハ基板を用い、
図5に示すようなマルチターゲットスパッタ装置により
AlNb非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を以下に
示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
リソグラフィ工程及びRIE工程により、溝を形成し
た。溝の深さは100オングストローム、膜の幅は10
00オングストロームとした。
rバイアスクリーニングを施した後、金属薄膜としてA
l−0.1 at%Cu合金をスパッタした。スパッタ条件
を以下に示す。
び結晶性を評価したところ、(111)配向半値幅は0.
9 °と良好な結晶性が観測された。またこの膜に450
℃、30分の熱処理を加えると(111)配向はさらに
向上し、(111)配向半値幅は0.7 °となった。
よると、非晶質薄膜に形成された溝の長手方向にAlの
<211>方向が揃った結果、亜粒界のみを有するAl
Cu膜となっていることがわかった。また実施例18と
同条件で金属配線を形成しEM試験を行ったところ、1
000時間経過後も配線破断を生じなかった。
施例を説明する。
膜を絶縁層5として1000オングストローム形成後、
以下に示す7試料を作成した。すなわちNo.1は、絶
縁層5としての非晶質SiO2 (表面エネルギー:605e
rg/cm 2 )についてリソグラフィー工程およびRIE工
程によりL/S(0.3/0.3μm)で溝の深さ20
0オングストロームに表面を加工した(図21
(a))。L/Sは図22に示す。No.2は、熱酸化
膜上に多結晶Ta(表面エネルギー:2150erg/cm 2)を
スパッタして500オングストロームのTa膜39を形
成し、さらに非晶質SiO2 をスパッタし200オング
ストロームのSiO2 膜43を形成後、SiO2膜43
をL/S(0.3/0.3μm)で溝の深さ200オン
グストロームに加工した(図21(b))。No.3
は、熱酸化膜上に多結晶Taをスパッタし200オング
ストロームのTa膜39を形成後、Ta膜39をL/S
(0.3/0.3μm)で溝の深さ200オングストロ
ームに加工した(図21(c))。No.4は、熱酸化
膜上に非晶質Ni62Nb38(表面エネルギー:1326erg/
cm 2)をスパッタし200オングストロームのNiNb
膜40を形成後、NiNb40膜をL/S(0.3/
0.3μm)で溝の深さ200オングストロームに加工
した(図21(d))。No.5は、熱酸化膜上に非晶
質Ta−60at%Al(表面エネルギー:1640erg/cm
2)をスパッタし200オングストロームのTaAl膜
41を形成後、TaAl膜41をL/S(0.3/0.
3μm)で溝の深さ200オングストロームに加工した
(図21(e))。No.6は、熱酸化膜上に非晶質T
a−60at%Alをスパッタして100オングストロ
ームのTaAl膜41を形成し、さらに非晶質SiO2
をスパッタし100オングストロームのSiO2 膜43
を形成後、SiO2 膜43およびTaAl膜41をL/
S(0.3/0.3μm)で溝の深さ200オングスト
ロームに加工した(図21(f))。No.7は、熱酸
化膜上に200オングストロームの多結晶Si(表面エ
ネルギー:730erg/cm 2 )を堆積後、得られたSi膜4
2をL/S(o.3/0.3μm)で溝の深さ200オ
ングストロームに加工した(図21(g))。以上それ
ぞれの最終形状の断面図を図21に示す。次いで、以上
の下地の上にそれぞれ純Alを基板温度200℃で40
00オングストローム成膜後、四端子形状に加工を行
い、EM試験を行った。測定部配線幅は1μm、長さ2
000μmである。また、試験の条件は150℃、1×
107 A/cm2 とした。結果を表5に示す。
膜を1000オングストローム形成後、Ta−40at
%Alをスパッタにより200オングストローム成膜
し、それぞれ表6に示すL/SにRIEにて加工し溝を
形成した。これらについて、到達真空度10-10 torr台
の高真空スパッタ内でAlTa膜表面の表面酸化膜をA
rプラズマエッチングにより除去後、続けて純Alを4
000オングストローム成膜した。この後EM試験を実
施例21と同様に行った。結果を表6に示す。
る絶縁層5を有する6インチシリコンウェハ基板1を用
い(図23(a))、通常のリソグラフィ工程及びRI
E工程により、溝36を形成した(図23(b))。溝
36の深さは100オングストローム、溝36の幅は1
500オングストロームとした。
トスパッタ装置によりAlTa非晶質薄膜3を形成した
(図23(c))。スパッタ条件を以下に示す。
た。X線回折測定よりこの膜は非晶質であった。続いて
基板1を450℃、30分加熱したところ、AlTa非
晶質薄膜3は結晶化してAl3 Taの金属間化合物を形
成し、粒径1〜2μmで亜粒界を有する多結晶膜37と
なった(図23(d))。この上に同一チャンバ内で金
属配線2としてのAl膜をスパッタした(図23
(e))。スパッタ条件を以下に示す。
性を評価したところ、(111)配向半値幅は0.3 °ま
で向上し、かつAl膜中に残存する結晶粒界はほとんど
が亜粒界であった。
て、EM試験を行った。具体的には、上記Al膜を通常
のリソグラフィ工程及びRIE工程により加工して作成
した、図15に示すような陽極、陰極、及びこれらを接
続し、0.8μmの配線幅を有する配線部を具備した試
験基板を用いた。この試験基板の配線部に対し、試験温
度を200℃とし、電流密度が2×106 A/cm2 に
相当する電流を流したが、1000時間経過後も破断は
生じなかった。これはAl膜の結晶性が単結晶に近いた
め、エレクトロマイグレーション耐性が飛躍的に向上し
たことを示している。
熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハ基板を用い、
通常のリソグラフィ工程及びRIE工程により、溝を形
成した。溝の深さは500オングストローム、溝の幅は
5000オングストローム、溝と溝との間隔は3000
オングストロームとした。
ゲットスパッタ装置によりAlNb非晶質薄膜を形成し
た。スパッタ条件を以下に示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。続
いて基板を450℃、30分加熱したところ、AlNb
非晶質薄膜は結晶化してAl3 Nbの金属間化合物を形
成するとともに溝の中に埋め込まれ、単結晶となった。
この後、基板表面をポリッシングにより平坦化した。続
いて再びチャンバ内に搬送し、Arバイアスクリーニン
グを施した後、金属薄膜としてAl−0.1 at%Cu合
金をスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
て金属配線を形成し、実施例23と同条件でEM試験を
行ったところ、1000時間後も配線破断を生じなかっ
た。
説明する。
化膜を1000オングストローム形成したSiウェハ基
板1上に、金属配線2となる純Al薄膜を4000オン
グストロームスパッタにより形成した。このAl薄膜を
形成後、連続的にAlTa非晶質薄膜3の厚さを10
0、300、500オングストロームと変えたものを、
それぞれAlとTaのモザイクよりなるターゲットを用
いたスパッタにより形成して取り出した。また、一部の
試料はAl薄膜を形成後、一度大気に晒し、再びスパッ
タ装置内にウェハを導き、AlTa非晶質薄膜3を純A
l薄膜上に形成した。この時、この大気に晒した試料は
非晶質薄膜3を形成する前に基板1側を電極としたRF
−Arプラズマにより表面酸化物を除去した。ただし表
面酸化物の除去にあたっては、RHEEDを用いて、A
l薄膜の明瞭な回折パターンが観測されるまでプラズマ
エッチングを行った。なお非晶質薄膜3の組成はAl20
Ta80であった。
金属配線2およびAlTa非晶質薄膜3の積層構造につ
いて、金属配線2でのヒロックの発生頻度を調べるため
に、これらの薄膜試料に対し450℃、30分の熱処理
をフォーミングガス(N2 −H2 )中で行った。光学顕
微鏡および触針式膜厚計を用いて測定したヒロック密度
を表7に示す。表7に示されるように、非晶質薄膜3の
存在によって、ヒロック数が著しく減少し、かつ非晶質
薄膜3の厚さが100オングストロームにおいても、こ
の効果が維持できることが分かった。
ストローム形成したSiウェハ基板上に、金属配線とな
る純Cu薄膜を4000オングストロームスパッタによ
り形成した。このCu薄膜を形成後、連続的にCuZr
非晶質薄膜を100、300、500オングストロー
ム、あるいはNiNb非晶質薄膜を100、300、5
00オングストローム2元スパッタ蒸着により形成し
た。また、一部の試料はCu薄膜を形成後、一度大気に
晒し、再びスパッタ装置内にウェハを導き、CuZrあ
るいはNiNb非晶質薄膜を純Cu薄膜上に形成した。
この時、この大気に晒した試料は非晶質薄膜を形成する
前に基板側を電極としたRF−Arプラズマにより表面
酸化物を除去した。ただし表面酸化物の除去にあたって
は、RHEEDにより、Cu薄膜の明瞭な回折パターン
が観測されるまでプラズマエッチングを行った。なお非
晶質薄膜の組成はCu50Zr50、あるいはNi65Nb35
であった。
金属配線およびCuZrあるいはNiNb非晶質薄膜の
積層構造について、薄膜の耐酸化性を調べるために、こ
れらの薄膜試料に対し500℃、30分の熱処理を大気
中で行った。なおここで、CuとNiは全率固溶する。
結果を表8に示す。表8に示されるように純Cu薄膜で
は、酸化の進行に伴う体積膨脹により薄膜表面に著しい
凹凸を生じるのに対して、CuZrあるいはNiNb非
晶質薄膜を積層したものは、触針式膜厚計を用いた表面
荒さの評価では表8に示すように、有為な差は生じなか
った。
なる絶縁層5を有する6インチシリコンウェハ基板1を
用い、まずSnを1原子層(ML)基板上に蒸着しSn
膜51を堆積した。このときのKセル温度は1100
℃、基板温度は450℃である。次いで真空を破ること
なくSn膜51を堆積した基板1上に金属配線2として
のAl膜を1000オングストローム蒸着した。このと
きKセル温度は1050℃、基板温度は室温である。
によって配向性を評価したところ、(111)配向半値
幅2.0 °の良好な結晶性が観測された。
b,Tlについても同様の結果が得られた。
の熱酸化膜からなる絶縁層を有する6インチシリコンウ
ェハ基板を用い、まずPbを1原子層基板上に蒸着し
た。蒸着条件はKセル温度600℃、基板温度は室温で
ある。次いで、真空を破ることなくPbを蒸着した基板
上にCu膜を1000オングストローム蒸着した。この
ときのKセル温度は1200℃、基板温度は室温であ
る。
によって配向性を評価したところ、(111)配向半値
幅4.0 °の良好な結晶性が観測された。
られた。
熱酸化膜からなる絶縁層を有する6インチシリコンウェ
ハ基板を用い、マルチターゲットスパッタ装置によりA
lTa非晶質薄膜層を形成した。スパッタ条件を以下に
示す。
た。またX線回折から膜は非晶質であった。
を1原子層蒸着した。蒸着条件は実施例27と同様であ
る。さらに真空を破ることなくSnを蒸着した基板上に
Al膜を1000オングストローム蒸着した。このとき
のKセル温度は1050℃、基板温度は室温である。
によって配向性を評価したところ、(111)配向半値
幅1.6 °の良好な結晶性が観測された。
有する(111)5インチシリコンウェハ基板を用い、
0.5 及び1原子層(ML)のBiをそれぞれ蒸着した。
このときのKセル温度は、600℃、基板温度は室温で
ある。次いでBiを蒸着したそれぞれの基板上に真空を
破ることなくAl膜を100オングストローム蒸着し
た。このときのKセル温度は1050℃、基板温度は室
温である。また比較のため、基板上に直ちにAl膜を蒸
着した試料も作成した。
DおよびX線回折によって配向性および結晶性を評価し
た。図26にこれらの試料におけるRHEED写真を示
す。Biを蒸着しない試料においては、図26(a)に
示すように、(111)と(100)配向が混合したR
HEEDパターンとなった。一方Biを1原子層蒸着し
た試料においては、図26(b)に示すように(10
0)配向は観測されず、(111)配向半値幅0.3 °の
良好な結晶が得られた。また、Biを0.5 原子層蒸着し
た試料においては(111)配向半値幅は0.5 °であっ
たが、やはり(100)配向は観測されなかった。ま
た、Al膜の表面形状をSEMを用いて観察したとこ
ろ、Biを蒸着した試料では、高い表面平滑性を有する
ことが確かめられた。
したところ、BiがAl膜表面、Al膜の粒界、Al膜
と熱酸化膜の界面に存在していることがわかった。
b,Tlについても同様の結果が得られた。
の熱酸化膜からなる絶縁層を有する6インチシリコンウ
ェハ基板を用い、まずBiを1原子層蒸着した。このと
きのKセル温度は600℃、基板温度は室温である。次
いで、Biを蒸着したそれぞれの基板上に真空を破るこ
となくAl膜を500オングストローム蒸着した。この
ときのKセル温度は1050℃、基板温度は室温であ
る。また比較のため、基板上に直ちにAl膜を蒸着した
試料を作成した。
ところ、Biを蒸着した試料では結晶粒が粒径1890
±20オングストロームまで粒成長しているのに対し、
Biを蒸着しない試料では、結晶粒の粒径は980±2
0オングストロームであった。 なお、Al膜の組成を
AESを用いて分析したところ、BiがAl膜表面、A
l膜の粒界、Al膜と熱酸化膜の界面に存在しているこ
とがわかった。
b,Tlについても同様の結果が得られた。
の熱酸化膜からなる絶縁層を有する6インチシリコンウ
ェハ基板を用い、Biを1原子層基板上に蒸着した。蒸
着条件は実施例31と同様である。次いで、真空を破る
ことなくBiを蒸着した基板上にAl膜を500オング
ストローム蒸着した。このときのKセル温度は1050
℃、基板温度は400℃である。また比較のため基板上
に直ちにAl膜を蒸着した試料を作成した。
ところ、Biを蒸着した試料では結晶粒が粒径3130
±20オングストロームまで粒成長しているのに対し、
Biを蒸着しない試料では、結晶粒の粒径は1230±
15オングストロームであった。
b,Tlについても同様の結果が得られた。
熱酸化膜からなる絶縁層を有する6インチシリコンウェ
ハ基板を用い、まずマルチターゲットスパッタ装置によ
りAlTa非晶質薄膜層を形成した。スパッタ条件を以
下に示す。
ト 基板温度:室温(25℃) スパッタガス:Ar ガス圧力:0.20Pa 膜厚:400オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はAl55Ta45であっ
た。またX線回折から膜は非晶質であった。
を1原子層蒸着した。蒸着条件は実施例31と同様であ
る。さらに真空を破ることなく、Biを蒸着した基板上
にAl膜を500オングストローム蒸着した。このとき
のKセル温度は1050℃、基板温度は室温である。ま
た、比較のためAlTa非晶質薄膜層上に直ちにAl膜
を蒸着した試料を作成した。
ところ、Biを蒸着した試料では結晶粒が粒径2970
±20オングストロームまで粒成長しているのに対し、
Biを蒸着しない試料では、結晶粒の粒径は960±1
0オングストロームであった。 (実施例34)高抵抗
Si(100)およびSi(111)基板に対し、溶存
酸素濃度10ppbの純水を用い、1%HF処理及び、水洗
を行った後、Si(100)上にCu膜をSi(11
1)上にAl膜を、ともに到達真空度1 x 10-8 Torr 以
下のスパッタ装置にて成膜を行った。ただし成膜時のA
r圧力は1 x 10-3 Torr である。その後、真空中で 450
℃、 1時間熱処理を施し、幅 1μm 、長さ 100μm の四
端子配線に加工した。SEMのチャネリングパターン解
析により得られた金属配線における粒界種を同定したと
ころ、90% 以上が相対角度10°以下の小角粒界や、Σ値
が10以下の双晶粒界とその相対角度が 3°以内の亜粒界
であった。これらの粒界のうち、表9に示す特定の粒界
に限り配線温度200 ℃、電流密度2 x 106 A/cm2 でEM
試験を行った。結果を表9に示す。また、Cu膜及びA
l膜を配線幅 0.5μm 、総配線長1mm のパターンに加工
し、熱CVDで4000オングストローム厚のPSG膜、プ
ラズマCVDで4500オングストローム厚のSiNを成膜
した後、150℃で1000時間保持することで、SM(スト
レスマイグレーション)試験を行ったところ、不良率は
0%と良好であった。
高真空スパッタにより(111) 配向のAl膜を4000オング
ストローム形成した。この時の前処理として、表10に
示すように1%HF処理後溶存酸素5ppbの超純水で大気と
遮断してあるいは大気開放で水洗、1%HF処理後溶存酸
素50ppb の超純水で大気と遮断してあるいは大気開放で
水洗、または1%HF処理後溶存酸素1ppmの超純水で大気
と遮断してあるいは大気開放で水洗した6種類の試料を
作成した。その後、幅 0.5μm 、測定部の長さが100μm
の四端子パターンに加工して金属配線を形成し、 200
℃環境下で 2×106 A/cm2 の通電試験でエレクトロマ
イグレーション耐性を調べた。また、実施例34と同様
にSM試験を行った。さらにコンタクト部での特性を評
価するため、Pをイオンインプランテーションした 0.5
μm 径のコンタクトを用い、前処理としてコリン処理、
希HF処理、上記水洗を順次行ったそれぞれについてA
lを成膜してケルビンパターンに加工し、さらにN2 :
H2 = 8:2 のフォーミングガス中で 450℃、30分の熱
処理を施した後のコンタクト抵抗を測定した。
評価した。また、配線試料を薄片化し、電子顕微鏡で制
限視野回折を行い、隣接する結晶粒の相対角度を調べ
た。これらの結果を表10に示す。
で大気と遮断して水洗した試料をX線回折法で結晶方位
を同定し、配線長手方向を{111} 面に平行に加工し、上
記SM試験に供したものをSEMにて観察したところ、
ボイドは、配線にほぼ平行な台形状に生成しており、断
線は観察されなかった。
ッタによりCu膜を4000オングストローム成膜し
た。電子顕微鏡観察を行ったところ、双晶を含んだ{10
0} エピタキシャル膜が作成された。次いで、このCu
膜を0.5μm幅、1mm長の四端子パターンに加工し
て金属配線を形成し、EM試験を行った。試験条件は配
線温度300℃、電流密度2 x 106 A/cm2 である。この
結果、配線内には双晶は観察されたが、1000時間の
通電試験後も破断しなかった。
ウェハ基板上に、高真空スパッタにより(111)配向
のAl膜を4000オングストローム形成した。この時
の前処理として、1%HF処理後溶存酸素5ppbの超
純水で大気と遮断して水洗を行った。その後、幅0.5
μm、測定部の長さが1000μmの四端子パターンを
作成して金属配線を形成した。続いて150℃環境下で
表11に記した5種類の電流密度で通電を行った後、N
2 :H2 =8:2のフォーミングガス中で400℃、3
0分の熱処理を行った。その後、SEMにて配線内のピ
ット(Siスパイク)の発生の有無を調べた。また、L
/Sが1μm/1μmの配線パターンを作成し同様な処
理を行った後、X線にてAl(111)配向半値幅を調
べた結果も表11に示す。
SiO2 熱酸化膜を1000オングストローム形成後、
非晶質薄膜としてAl30Ta70なる組成のAlTa膜5
2を300オングストローム二元同時スパッタにより成
膜した。成膜後リソグラフィーにてL/Sが1500オ
ングストローム/1500オングストロームで深さ30
0オングストロームの溝54を形成した。さらに、1×
10-8torr以下の真空に排気し、基板バイアス電圧−5
0Vを印加したバイアスクリーニングにて5分プラズマ
に晒すことによりAlTa膜52上の酸化膜を除去した
後、引き続いてAl膜を4000オングストローム成膜
した。一方比較材として、SiO2 上に直接Al膜を4
000オングストローム成膜したものを準備した。次
に、これらのAl膜を幅0.5μm、測定部の長さが1
000μmの四端子パターンに加工して金属配線2を形
成し、200℃環境下で1×107 A/cm2 の電流を
表12に示す時間通電後、N2 :H2 =8:2のフォー
ミングガス中で400℃、30分の熱処理を行った。そ
の後、SEMにて配線内のヒロックの発生の有無を調べ
た。結果を表12に示す。
μm/1μmの配線パターンを作成し同様な処理を行っ
た後、X線にてAl(111)配向半値幅を調べた結果
も表12に併せて示す。
に、高真空スパッターおよび熱CVDにより(111)
配向のAl膜を4000オングストローム形成した。こ
の時の前処理として、1%HF処理後溶存酸素5ppb
の超純水で大気と遮断して水洗し、さらに水分濃度10
ppb以下のN2 雰囲気で乾燥した。なお、高真空スパ
ッタは到達真空度1×10-9torr、成膜時は露点が−9
0度以下のAr圧が1×10-3torrであり、一方、熱C
VDはガスソースにTIBAを用いた。次いで、成膜後
のAl膜を透過型電子顕微鏡で観察するとスパッタAl
膜は転位列で形成された亜粒界を含み、X線回折の結果
(111)配向半値幅が0.3度の単結晶膜であったの
に対し、CVD膜は亜粒界も含まない単結晶膜であり、
X線回折による(111)配向半値幅も0.17度であ
った。
m、長さ100μmの四端子パターンに加工し、金属配
線及びパッド部を形成した。この時パッド部は図4の形
状をした細線の集合体で形成され細線の幅0.5μm、
細線間も0.5μm、分岐点間隔も0.5μmである。
以上のパターンについて200℃環境下電流密度2×1
07 A/cm2 の通電試験でエレクトロマイグレーショ
ン耐性をSEMでIn situ 観察した。その結果、どちら
の膜も配線内を移動してきたボイドはパッド部内に進む
と分岐点を次々に移り、パッド部最外周部の細線に移動
したため、パッド部中心部の細線は健全であり、電気抵
抗の上昇、破断は観察されなかった。
にSiO2 を4000オングストローム、プラズマCV
DによりSiNを7500オングストローム成膜後、同
様な通電試験を行ったところ、ストレスマイグレーシヨ
ンにより配線内に発生したボイドは同様にパッド部の最
外周部の細線に蓄積し、パッド部中心部で電気抵抗の上
昇、破断は観察されなかった。
超高真空スパッタによりCu膜を4000オングストロ
ーム成膜した。電子顕微鏡観察を行ったところ、双晶を
含んだ{100}エピタキシャル膜が作成された。
100μmの四端子パターンに加工し、金属配線及びパ
ッド部を形成した。この時パッド部は図4の形状をした
細線の集合体で形成され細線の幅1.0μm、細線間も
1.0μm、分岐点間隔も1.0μmである。以上のパ
ターンについて250℃環境下電流密度2×107 A/
cm2 の通電試験でエレクトロマイグレーション耐性を
SEMでIn situ 観察した。その結果、配線内を移動し
てきたボイドはパッド部内に進むと分岐点を次々に移
り、パッド部最外周部の細線に移動したため、パッド部
中心部の細線は健全であり、電気抵抗の上昇、破断は観
察されなかった。
層として熱酸化膜を1000オングストローム形成後、
化合物層としてTiN膜を形成し、N2 雰囲気で600
℃の熱処理を施した。続いて、Ar:N2 =1:1、ガ
ス圧力が1×10-3Torrのプラズマ中で基板に表13に
示す各種バイアス電圧を印加し、TiN膜のスパッタエ
ッチングを行った。その後Al膜をスパッタで4000
オングストローム成膜した。このAl膜を0.5μm
幅、1mm長の四端子パターンに加工して金属配線を形
成し、EM試験を行った。試験条件は配線温度200
℃、電流密度2×106 A/cm2である。結果を表1
3に示す。また、比較のために、TiN膜のスパッタエ
ッチングを行わなかったもの、スパッタエッチング後N
2 プラズマに晒したものの結果も表13に併記する。
としてSiO2 熱酸化膜を1000オングストローム形
成後、それぞれ表14に示す組成の非晶質薄膜をモザイ
クターゲットを用いたスパッタ、あるいは多元ターゲッ
トを用いた同時スパッタにより成膜し、続いてCu膜を
4000オングストローム成膜した。このとき、下地と
なる各種非晶質薄膜は一度大気に晒されているため、表
面の酸化膜除去を目的として、Cu膜を成膜する前にス
パッタエッチングにより非晶質薄膜の表面クリーニング
を施した。表面クリーニングの条件は、Arガス圧:
1.0×10-3Torr、100MHzのRF出力:100
W、基板バイアス電圧:−50V、クリーニング時間:
4分である。
確認し、下地が非晶質薄膜であることを確認した。
0-8Torr以上に真空が悪化しない条件下で行われ、Ar
ガス圧:1.0×10-3Torr、100MHzのRF出
力:400W、カソードバイアス電圧:−300V、成
膜速度:40オングストローム/秒、の条件で行われ
た。
また、エレクトロマイグレーション耐性を評価するた
め、配線幅:1μm、配線長:300μmの4端子パタ
ーンに加工し、金属配線を形成した後、配線温度300
℃、電流密度2×106 A/cm2 の条件で通電試験を行
った。以上の結果を表14に併記する。
直接Cu膜を成膜したものも同様に評価し、表14に示
す。
した組成よりずれても同様の結果が得られる。また、耐
食性、加工性、バリア性などを向上させる目的で少量の
添加物を添加しても構わない。
下の真空で保持し、その後連続してCu膜を成膜する場
合は、表面クリーニングを特に必要としない。
グストローム形成されてなるSi基板1上に、Arガス
を用いた多元同時スパッタ法により、それぞれ非晶質薄
膜としてTiNb、TiTa、ZrNb、ZrTa、T
iW、ZrMo、TiY、ZrYの合金薄膜56を10
0オングストローム形成した。この時合金薄膜56の組
成がそれぞれTi50Nb50、Ti50Ta50、Zr50Nb
50、Zr50Ta50、Ti50W50、Zr50Mo50、Ti50
Y50、Zr50Y50となるように、各々のターゲットに投
入する電力を調整した。引き続き真空を保持したまま、
ガスを窒素ガスに置換し、基板1を電極としたRF放電
により、合金薄膜56の表面を窒素プラズマに晒した。
その後RHEEDにより合金薄膜56の結晶性を評価し
たところ、窒素プラズマに晒された後も合金薄膜56の
表面は非晶質であることが確認され、またオージェ電子
分光分析によれば、この合金薄膜56の表面には窒素元
素が含まれており、合金薄膜56において非晶質窒化物
からなる表面層が形成されていることが推測された。ま
た比較のために、窒素プラズマ処理を施さない試料も作
成した。
を一度大気に晒した後、スパッタ法により純Alまたは
純Cu薄膜からなる金属配線2を4000オングストロ
ーム、合金薄膜56上に形成した。この時、金属配線2
を形成する前に、Arプラズマにより下地の合金薄膜5
6表面のエッチングを施したもの、及び施さなかったも
のを作成した。次いで、得られた純Al薄膜または純C
u薄膜の結晶配向性を、CuKα線を用いたX線回折法
によりAl及びCuの(111)ロッキング曲線の半値
幅を測定することで評価した。結果を表15に示す。そ
の結果、窒素プラズマ処理を施した合金薄膜56上で
は、この合金薄膜56を大気中に晒しても、予め表面の
Arプラズマによるエッチングを行うことなく、高い
(111)結晶配向性を有する純Alまたは純Cu薄膜
の金属配線2が形成されることが分かった。
グストローム形成されてなるSi基板上に、金属ターゲ
ットと炭素ターゲットを用いた多元同時Arスパッタ法
により表16に示す炭化物合金薄膜をそれぞれ100オ
ングストローム形成した。この時炭化物合金薄膜がそれ
ぞれ表16に示した組成となるように各々のターゲット
に投入する電力を調整した。成膜後の薄膜表面の結晶性
をRHEEDにより評価したところ、非晶質特有のハロ
ーパターンが得られた。次に、この様にして形成された
非晶質薄膜としての炭化物合金薄膜を一度大気に晒した
後、スパッタ法により純Alまたは純Cu薄膜からなる
金属配線を4000オングストローム、炭化物合金薄膜
上に形成した。この時、金属配線を形成する前に、Ar
プラズマにより下地の炭化物合金薄膜表面のエッチング
を施したもの、及び施さなかったものを作成した。次い
で、得られた純Al薄膜または純Cu薄膜の結晶配向性
を、CuKα線を用いたX線回折法によりAl及びCu
の(111)ロッキング曲線の半値幅を測定することで
評価した。結果を表16に示す。その結果、これら炭化
物合金薄膜上には、大気に晒しても、予め表面のArプ
ラズマによるエッチングを行うことなく、高い(11
1)結晶配向性を有する純Alまたは純Cu薄膜の金属
配線が形成されることが分かった。
付いた6インチシリコンウェハを基板として用い、Bi
を基板上に蒸着した。蒸着条件は実施例31と同様であ
る。次いで、真空を破ることなくBiを蒸着した基板上
にAl膜を200オングストローム〜1000オングス
トローム蒸着した。このときのKセル温度は1200
℃、基板温度は室温である。また比較のため、基板上に
直ちにAl膜を蒸着した試料を作成した。Al膜成膜
後、基板温度を400℃まで昇温し、3時間の熱処理を
行った。
EMを用いて観察したところ、Biが有る場合のAl膜
の粒径は、7810±30オングストロームであり、Biが無
い場合のAl膜の粒径は、1680±20オングストロームで
あった。すなわちBiが有る場合のAl膜の方が、Bi
が無い場合のAl膜より粒径が大きくなっていることが
確かめられた。
b、Tlについても同様の結果が得られた。
の熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハを基板とし
て用い、この基板を回転させながらAl200オングス
トローム〜1000オングストロームとBi1MLを基
板上にAl堆積の初期に同時に蒸着した。Biの蒸着条
件は実施例31と同様であり、Al蒸着のKセル温度は
1200℃、基板温度は室温である。また比較のため、
Biを供給せずAlのみを同条件で基板上に蒸着した試
料を作成した。
EMを用いて観察したところ、Biが有る場合のAl膜
の粒径は、4370±20オングストロームであり、Biが無
い場合のAl膜の粒径は、1170±15オングストロームで
あった。すなわちBiが有る場合のAl膜の方が、Bi
が無い場合のAl膜より粒径が大きくなっていることが
確かめられた。また、これらの試料におけるSEM写真
を図29(a)、(b)に示す。図29(a)は熱酸化
膜上にAlを500オングストローム成膜した試料の表
面SEM写真であり、図29(b)は熱酸化膜上にAl
を500オングストロームとBiを1MLを同時に成膜
した試料の表面SEM写真である。また、同様の効果は
Alの堆積中の中期あるいは堆積終了前にBiを蒸着し
ても得られた。
b、Tlについても同様の結果が得られた。
の熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハを基板とし
て用い、この基板上に熱CVD装置を用いて、基板に対
し(111)配向をもつAl結晶粒を成長させた。条件
は以下の通りである。
7 〜1×108 個/cm2 であった。
蒸着した。次いで真空を破ることなくBiを蒸着した基
板上にAlを200オングストローム〜1000オング
ストローム蒸着した。Kセル温度は1200℃、基板温
度は室温である。また比較のため、Biを蒸着すること
なく直ちにAl膜を蒸着した試料を作成した。
EMを用いて観察したところ、Biが有る場合のAl膜
の粒径は、3610±15オングストロームであり、Biが無
い場合のAl膜の粒径は、1140±20オングストロームで
あった。すなわちBiが有る場合のAl膜の方が、Bi
が無い場合のAl膜より粒径が大きくなっていることが
確かめられた。またこうして作成したAl膜の結晶性を
X線回折により評価したところ、(111)ロッキング
曲線の半値幅は1.0°であった。一方、Al結晶粒を
成長させていない基板上に、BiおよびAlを同条件で
蒸着した場合の半値幅は2.0°であり、Al結晶粒の
存在によりAl膜の結晶性が向上することが明らかとな
った。
b、Tlについても同様の結果が得られた。
説明する。
なる絶縁層5の付いた6インチシリコンウェハ基板1の
絶縁層5表面に図30(a)に示したような溝を形成し
た。次いでこの基板上にAlを200オングストローム
蒸着した。Al蒸着のKセル温度は1200℃、基板温
度は室温である。得られたAl膜の表面、断面形状をS
EMを用いて観察したところ、図30(b)に示したよ
うに、溝部分にも溝以外の熱酸化膜表面にもAl20は
一様に堆積されていた。
条件でAl膜を200オングストローム蒸着した。基板
温度は室温である。さらに真空を破ることなく400
℃、3時間の熱処理を行った。熱処理後のAl膜の表
面、断面形状をSEMを用いて観察したところ、図30
(c)に示したように、基板の溝部分はAlからなる金
属配線2によってほぼ完全に埋め込まれており、一方溝
以外の熱酸化膜表面にはAl20はほとんど堆積してい
ないことが確かめられた。
オングストロームとBi1MLを、Al堆積の初期に同
時に蒸着した。Biの蒸着条件は実施例31と同様であ
り、Alの蒸着条件は上に示した通りである。基板温度
は同じく室温である。こうして作成したAl膜の表面、
及び断面形状をSEMを用いて観察したところ、図30
(d)に示したように、溝部分はAlからなる金属配線
2によってほぼ完全に埋め込まれており、一方溝以外の
熱酸化膜表面にはAl20がほとんど堆積していないこ
とが確かめられた。つまり、室温で成膜した直後である
にもかかわらず、Biの存在によって、成膜後に熱処理
した場合と同様の効果が得られた。
b、Tlについても同様の結果が得られた。
の熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハを基板とし
て用い、図5に示すようなマルチターゲットスパッタ装
置によりAlTa非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件
を以下に示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。
パッタした。スパッタ条件を以下に示す。
を評価したところ、Al(111)ピークのロッキング
曲線の半値幅は1.0°の(111)配向膜であった。
次いで、この薄膜に300℃、15分の熱処理を加える
と半値幅は0.8°に向上した。さらに500℃、15
分の熱処理を施したところ、非晶質薄膜とAl薄膜が反
応してAl3 Ta相を形成し、非晶質薄膜が消失した。
しかし反応性の薄膜においては比抵抗は上昇せず、配向
はさらに向上し0.6°となり、熱酸化膜上に高配向薄
膜が形成されていることがわかった。
し、EM試験を行った。具体的には、上記高配向薄膜に
対し、通常のリソグラフィ工程及びRIE工程を適用し
て、図15に示すような陽極、陰極、及びこれらを接続
し、0.8μmの配線幅を有する配線部を具備した試験
基板を作成した。次いで、この試験基板の配線部に対
し、試験温度を200℃とし、電流密度が2×106 A
/cm2 に相当する電流を流したが、1000時間経過後
も破断は生じなかった。これはAl薄膜の(111)配
向性が熱処理により向上したため、エレクトロマイグレ
ーション耐性が飛躍的に向上したことを示している。
熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハを基板として
用い、図5に示すようなマルチターゲットスパッタ装置
によりAlNb非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を
以下に示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。こ
のAlNb非晶質薄膜上に実施例49と同じ条件でAl
薄膜をスパッタした。こうして作成したAl膜について
X線回折により配向性を評価したところ、ロッキング曲
線の半値幅1.5°の(111)配向膜であった。さら
にこの薄膜12を400℃、15分の熱処理を施したと
ころ、非晶質薄膜が結晶化して消失するとともにAl薄
膜の半値幅は0.9°に向上した。また実施例49と全
く同様に金属配線を形成した後、EM試験を行ったとこ
ろ、1000時間後も破断は生じなかった。
熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハを基板として
用い、図5に示すようなマルチターゲットスパッタ装置
によりCuTi非晶質薄膜を形成した。スパッタ条件を
以下に示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。こ
のCuTi非晶質薄膜を一旦大気にさらした後、Arプ
ラズマによるクリーニングを施し、AlCu合金薄膜を
スパッタした。スパッタ条件を以下に示す。
u0.1atm %) 基板温度:室温(25℃) スパッタガス:Ar ガス圧力:1Pa 印加電力:5W/cm2 膜厚:4000オングストローム こうして作成したAlCu膜についてX線回折により配
向性を評価したところ、ロッキング曲線の半値幅0.9
°の(111)配向膜であった。この薄膜に400℃、
15分の熱処理を加えると非晶質薄膜が結晶化して消失
するとともに、AlCu膜の(111)配向はさらに向
上し、半値幅は0.6°になった。
板上に拡散防止層としてTiN/Ti層を形成し、この
上にスパッタによりAlTa非晶質薄膜を形成した。ス
パッタ条件を以下に示す。
た。またX線回折測定よりこの膜は非晶質であった。こ
のAlTa非晶質薄膜上に実施例49と同じ条件でAl
薄膜をスパッタした。こうして作成したAl膜について
X線回折により配向性を評価したところ、ロッキング曲
線の半値幅1.3°の(111)配向膜であった。さら
に500℃、15分の熱処理を施したところ、非晶質薄
膜とAl薄膜が反応してAl3 Ta相を形成し、非晶質
薄膜が消失した。しかし、反応後の薄膜においては比抵
抗は上昇せず、配向は向上し0.8°となり、TiN/
Ti層によりシリコンとの反応が抑制されていることが
わかった。また実施例49と全く同様に金属配線を形成
した後、EM試験を行ったところ、1000時間後も破
断は生じなかった。
熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハ基板上に、図
5に示すようなマルチターゲットスパッタ装置を用い
て、Al及びV、Nb、Ta、Mo、Wのターゲットに
投入する電力を調整し、それぞれ表17〜表21に示す
組成のVx Al100-x 、Nbx Al100-x 、Tax Al
100-x 、MoxAl100-x 、Wx Al100-x 膜を100
オングストローム、スパッタした。このとき各々の試料
においてX線回折により非晶質薄膜が形成されているこ
とを確認した。なお表17〜表21に示すように、V、
Nb、Ta、Mo、Wの膜中における原子濃度が極端に
高いあるいは低い領域で、非晶質特有のハローピークが
観測されなくなった。次いで、これらの試料を再びスパ
ッタ装置内に導き、Arプラズマによるクリーニングを
施した後、純Al膜を4000オングストローム堆積し
た。このとき、堆積したAl薄膜の(111)配向半値
幅をX線により評価し、非晶質薄膜の(111)配向制
御性を確認した。結果を表17〜表21に示す。
びRIE工程により、図15に示すような0.8μmの
配線幅を有するエレクトロマイグレーション(EM)加
速試験パターンに加工し、金属配線を形成した。この
後、配線温度200℃、電流密度2×106 A/cm2 の
条件でEM試験を行った。その結果表17〜表21に示
すように、非晶質薄膜上に形成されたAl金属配線は、
高いEM耐性を有することが明らかとなった。また比較
材として、非晶質薄膜を堆積せず熱酸化膜上に直接Al
を堆積し、以下同様にしてEM試験を行ったところ、1
0時間以内に配線破断に至った。
膜を1000オングストローム形成後、表22〜表35
に示す各組成の合金薄膜をモザイクターゲットあるいは
多元同時スパッタにより1000オングストローム成膜
した。次いで、真空を破らずに連続してCu膜を400
0オングストローム成膜し、さらに真空中で450℃、
30分の熱処理を施した。ここで、Cu膜の成膜は、到
達真空度1×10-7Torr以上に真空が悪化しない条件下
で行い、Arガス圧:1.0×10-3Torr、100MH
zのRF出力:400W、カソードバイアス電圧:−3
00V、成膜速度:40オングストローム/秒とした。
また表34に示した試料では、Cu膜の成膜時に基板に
−30Vのバイアスを印加した。この後、X線回折によ
りCu(111)のロッキング曲線の半値幅を測定し、
Cu膜の結晶配向性を評価した。結果を表22〜表35
に示す。
成膜段階で取り出した試料をX線回折にて評価し、非晶
質特有のハローピークの有無を確認した。
に用いたターゲットが純度の悪いものでは3Nであるた
め、特に不純物としては精製時に分離の難しい同族元素
(例えばNbに対してTa等)が主に含まれるが、その
結晶性が、その上のCu膜の結晶配向性には影響は見ら
れなかった。
め、各種合金薄膜上に同様のCu膜からなる金属配線を
形成してEM試験を行った。図31にこの時用いた試験
片の平面図を示し、試験片を作成する工程を以下に説明
する。まず、Si基板上にSiO2 を3μm成膜後PE
P、RIE工程により加工して、図31に示す四端子電
気抵抗測定パターンの溝を形成した。ただし、抵抗測定
部の配線幅1.0μm、深さ4500オングストロー
ム、配線長1mmである。以上のSiO2 加工後、それぞ
れコリメーションスパッタにより表22〜表35に示す
各種合金薄膜を500オングストローム成膜し、引き続
き上述したような条件でCuを6000オングストロー
ム成膜し、450℃、30分の熱処理を施した。この
後、CMP(Chemical-Mechanical Polishing )により
余分なCuを除去し、試験片とした。
2×106 A/cm2 として真空中で行い、その結果を表
に記した。なお、合金配線の熱処理後の配線抵抗は比抵
抗値に換算して約1.7μΩcmであり、Cuのバルク値
とほぼ同等で、熱処理による合金薄膜とCu膜との反応
は見られなかった。また、熱処理方法は本実施例では真
空熱処理であるが、水素雰囲気あるいは水素と窒素の混
合ガス(フォーミングガス)中で行ってもかまわない。
また、合金薄膜成膜後Cu膜を連続して成膜したが、合
金薄膜成膜後一度大気に試料を晒した場合は、Cu成膜
前に真空中で下地表面をプラズマクリーニングし、自然
酸化膜を除去した後Cu膜を成膜すればよい。
i、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Crを含む組成であ
る場合は、Cu配線形成後の段階でNH3 あるいはN2
の雰囲気中で600〜750℃に加熱することによりC
u表面及び下地膜とCu膜との界面に窒化膜を形成する
と、その後のTEOS成膜後においても電気抵抗の上昇
は見られず、耐酸化性が極めて向上した。ただし、T
i、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Crを含まない組成
についても、合金薄膜中にTi、Zr、Hf、V、N
b、Ta、Crを1〜10at%添加すれば同様の結果
が得られる。
時に基板に−20〜−50Vのバイアスを印加すること
によりCu膜の配向性が向上し、EM耐性の良好な組成
範囲も広げられる。
の合金薄膜がない場合のCu膜について同様に評価した
結果を示した。
の熱酸化膜の付いた6インチシリコンウェハに、図30
(a)に示したものと同様の形状で、深さが2000オ
ングストローム、幅が1μmの溝を形成した。次いで、
この基板上にAlを2000オングストローム蒸着し
た。Al蒸着のKセル温度は1200℃、基板温度は室
温である。このAl膜の表面、断面形状をSEMを用い
て観察したところ、図30(b)に示したものと同様
に、溝部分にも溝以外の熱酸化膜表面にもAlは一様に
堆積されていた。
条件でAl膜を2000オングストローム蒸着した。基
板温度は室温である。さらに真空を破ることなく、40
0℃、3時間の熱処理を行った。熱処理後のAl膜の表
面、断面形状をSEMを用いて観察したところ、図30
(c)に示したものと同様に、基板の溝部分はAlから
なる金属配線によってほぼ完全に埋め込まれており、一
方溝以外の熱酸化膜表面にはAlはほとんど堆積してい
ないことが確かめられた。
0オングストロームとBilMLをAl堆積の初期に同
時に蒸着した。Biの蒸着条件は実施例31と同様であ
り、Alの蒸着条件は上に示した通りである。基板温度
は同じく室温である。続いて、この試料について真空を
破ることなく200℃、3時間の熱処理を行った。熱処
理後のAl膜の表面、断面形状をSEMを用いて観察し
たところ、図30(d)に示したものと同様に、溝部分
はAlからなる金属配線によってほぼ完全に埋め込まれ
ており、一方溝以外の熱酸化膜表面にはAlがほとんど
堆積していないことが確かめられた。
b、Tlについても同様の結果が得られた。
い信頼性の金属配線を備えた電子部品を提供することが
できる。
置を示す図。
セスを示す斜視図。
を示す特性図。
る試験基板を示す平面図。
を示す断面図。
構造を示すRHEED写真。
構造を示すSEM写真。
ンを示す平面図。
層、6…バリア層、7…ドープ層、30,38…溝、3
7…多結晶膜、50…制御層
Claims (7)
- 【請求項1】 基板上に形成された非晶質薄膜と、この
非晶質薄膜表面上に形成された金属配線を備え、前記非
晶質薄膜の回折測定で現れるハローパターンのピークに
対応する原子間距離と、前記金属配線の第一隣接原子間
距離で規定される所定の結晶面の面間隔とが略整合して
いることを特徴とする電子部品。 - 【請求項2】 金属配線が、fcc構造を有する純A
l、純Cu、純Au、純Ag、Al−Cu合金、Al−
Ti合金、Al−Cr合金、Al−Ta合金、Al−M
g合金、Al−In合金、Al−Li合金、Cu−Be
合金、Cu−Ag合金、Au−Pt合金、Au−Ag合
金、Au−Pd合金、Au−Cu合金及びbcc構造を
有する純Wのいずれか1種を主体とすることを特徴とす
る請求項1記載の電子部品。 - 【請求項3】 非晶質薄膜を構成する物質の結晶状態に
おける表面エネルギーが、金属配線を構成する物質の表
面エネルギーよりも大きいことを特徴とする請求項1記
載の電子部品。 - 【請求項4】 金属配線の主成分となる金属元素、この
金属元素と金属間化合物を形成し得る元素及び前記金属
元素に全率固溶し得る元素の少なくとも1種が非晶質薄
膜中に含有されることを特徴とする請求項1記載の電子
部品。 - 【請求項5】 全粒界の1/2以上が、隣り合う結晶粒
の配向軸を中心とした傾斜、回転及びその組み合わせで
の相対角度が10度以内の粒界、Σ値が10以下の対応
粒界、対応粒界からのずれが3度以内の粒界のいずれか
で規定される亜粒界である高配向結晶からなる金属配線
を備えたことを特徴とする電子部品。 - 【請求項6】 全粒界の1/2以上が隣り合う結晶粒の
配向軸を中心とした傾斜、回転及びその組み合わせでの
相対角度が10度以内の粒界、Σ値が10以下の対応粒
界、対応粒界からのずれが3度以内の粒界のいずれかで
規定される亜粒界である高配向結晶または単結晶からな
る金属配線及びパッド部を備え、前記パッド部は前記金
属配線より順次分岐した金属細線の集合体であることを
特徴とする電子部品。 - 【請求項7】 基板上に絶縁層、バリア層、密着層また
は非晶質薄膜層を介してAl及びCuのいずれか1種を
主成分とする導電体層を堆積させる工程を備えた電子部
品の製造方法であって、導電体層の堆積前または堆積中
にGa、In、Cd、Bi、Pb、Sn、Tlからなる
群より選ばれた少なくとも1種を供給することを特徴と
する電子部品の製造方法。
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