JPH06326103A - 電子部品及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【目的】 信頼性の高い金属配線を備えた電子部品を提
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

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、ＩＣ等電子部品に係
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。

【０００２】

【従来の技術】近年、電子部品、たとえばＤ−ＲＡＭに
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。

【０００３】現在、メモリー集積回路などの電子部品に
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。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、従来
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。

【０００５】本発明は、このような問題を解決するため
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。

【０００６】

【課題を解決するための手段および作用】結晶性の高い
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。

【０００７】古典的議論から核発生を考えてみると、
（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。

【０００８】ここで、界面エネルギーγｉは、結晶−結
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。

【０００９】そこで、本発明者らは鋭意研究を行い、界
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。

【００１０】このとき、非晶質薄膜の原子間距離ｄｓと
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。

【００１１】また、界面エネルギーを支配するもう一つ
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。

【００１２】一方、下地物質の表面エネルギーγｓは、
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。

【００１３】本発明における基板とは、特に規定される
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。

【００１４】基板上に形成される非晶質薄膜としては、
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。

【００１５】なお、本発明における非晶質薄膜は、ＲＨ
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。

【００１６】また、この厚さは薄い方がよいが、基板が
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。

【００１７】また、図２に示すように、この非晶質薄膜
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。

【００１８】さらに本発明においては、金属配線の下地
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。

【００１９】すなわち通常ヒロックは薄膜あるいは金属
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。

【００２０】本発明者らは、多結晶体特有の上記弱点を
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。

【００２１】なお、上述したようなヒロック発生防止の
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。

【００２２】さらに、低抵抗配線材料としてのＣｕを金
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。

【００２３】また本発明においては、基板と金属配線と
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
Ｔａ_x Ａｌ_1-x （０．２０≦ｘ≦０．８５）、Ｎｂ_x Ａ
ｌ_1-x （０．２０≦ｘ≦０．８５）、Ｖ_x Ａｌ
_1-x （０．２０≦ｘ≦０．６０）、Ｗ_x Ａｌ_1-x （０．
１５≦ｘ≦０．５０）、Ｍｏ_x Ａｌ_1-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Ｔｉ_x Ｃｕ_1-x （０．１８≦ｘ≦
０．７０）、Ｚｒ_x Ｃｕ_1-x （０．１８≦ｘ≦０．７
０）、Ｈｆ_x Ｃｕ_1-x （０．２０≦ｘ≦０．７０）、Ｙ
_x Ｃｕ_1-x （０．１０≦ｘ≦０．５３）、Ｔａ_x 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、Ｖ_x Ｃｏ_1-x （０．１５≦ｘ≦０．８０）、Ｎ
ｂ_x Ｃｒ_1-x （０．２５≦ｘ≦０．４５）、Ｎｂ_x Ｃｏ
_1-x （０．２２≦ｘ≦０．５５）、Ｔａ_x Ｃｒ
_1-x （０．２５≦ｘ≦０．４０）、Ｔａ_x Ｃｏ
_1-x （０．２５≦ｘ≦０．４５）、Ｃｒ_x Ｃｏ
_1-x （０．５０≦ｘ≦０．７０）、Ｍｏ_x Ｃｏ
_1-x （０．２０≦ｘ≦０．６０）、Ｗ_x Ｃｏ_1-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。

【００２４】さらに、非晶質薄膜は、異なる非晶質物質
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。

【００２５】上述したような非晶質薄膜上に形成される
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。

【００２６】さらに本発明においては、金属配線が特に
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。

【００２７】この金属配線は単層配線のみならず多層配
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。

【００２８】このような金属配線の配線材料としては低
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。

【００２９】また、このような金属配線中、例えば、そ
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。

【００３０】さらに、金属配線の上を高融点金属もしく
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。

【００３１】このような構造を有する本発明の電子部品
は以下のように製造することができる。

【００３２】まず、基板上に必要に応じて絶縁層やバリ
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。

【００３３】さらに同様に、この上に絶縁層等を介して
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。

【００３４】また、成膜基板表面を加工しグラフォエピ
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。

【００３５】この時、溝の形状は短冊状あるいは、長方
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。

【００３６】非晶質薄膜上に金属配線を形成する場合、
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。

【００３７】さらに上述したような高配向結晶からなる
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。

【００３８】より具体的には、例えば、ＡｌまたはＡｌ
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。

【００３９】また、基板上の化合物や合金からなるバリ
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。

【００４０】例えばＡｌＣＶＤ法の場合は、ＴＩＢＡな
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。

【００４１】このようにして金属薄膜の結晶性を向上さ
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。

【００４２】また、基板上に絶縁層などを介して金属配
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。

【００４３】電流密度の限定理由としては５×１０⁶ Ａ
／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。

【００４４】多層配線の場合通電は各金属配線形成ごと
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。

【００４５】なお、本発明においては、上述したように
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。

【００４６】また、本発明は、前述のように金属配線の
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。

【００４７】たとえば、キャパシタの下部電極を形成す
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。

【００４８】また、抵抗発熱体として非晶質薄膜を用い
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。

【００４９】さらにまた、本発明では、金属配線と接続
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。

【００５０】また、分岐が順次進む構造のため金属配線
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。

【００５１】また、分岐した細線は縦方向に走る細線で
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。

【００５２】さらに、パッド部において電流密度が金属
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。

【００５３】

【実施例】以下に本発明を実施例により詳細に説明す
る。

【００５４】（実施例１）図５、図６を用いて本実施例
を説明する。

【００５５】4000オングストローム熱酸化膜（Ｓｉ
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。

【００５６】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット ： 100mmφのＡｌＴａモザイクターゲット
（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。

【００５７】次いで、真空を破ることなくＡｌ₄₀Ｔａ₆₀
膜上にＡｌをスパッタした。スパッタ条件を以下に示
す。

【００５８】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット ： 100mmφのＡｌターゲット 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Ａｌ膜をＸ線回折により配向性および
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。

【００５９】そして、このように作成された図６に示さ
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。

【００６０】同様にして（非晶質薄膜／金属配線）の組
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。

【００６１】（実施例２）実施例１と同様にしてＮｉ₃₀
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。

【００６２】同様にして（非晶質薄膜／金属配線）の組
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。

【００６３】（実施例３）実施例１と同様にしてＣｏ基
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。

【００６４】また、図７に示すような、絶縁層５上にバ
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。

【００６５】

【表１】 （実施例４）実施例１と同様にして、表２に示す非晶質
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。

【００６６】

【表２】 いずれも非晶質薄膜におけるハローパターンの頂点に対
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。

【００６７】このとき、非晶質薄膜として用いているＴ
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：△Ｅ^sv＝Ｙλ² ／ 4π² Ｘ₀ △Ｅ^sv：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。

【００６８】同時に、比較例としてＳｉＯ₂ 上に直接金
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。

【００６９】（実施例５）図８を用いて本実施例を説明
する。

【００７０】本実施例においては、図８に示すような縦
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。

【００７１】次にビア４中に、選択ＣＶＤ法を用いてＷ
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。

【００７２】（実施例６）図９を用いて本実施例を説明
する。

【００７３】実施例５と同様に、ビア４を形成した後、
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。

【００７４】（実施例７）図１０を用いて本実施例を説
明する。

【００７５】実施例５と同様に、ビア４を形成した後、
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。

【００７６】（実施例８）図１１を用いて本実施例を説
明する。

【００７７】図１１に示すように下層の金属配線２´を
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。

【００７８】一方、比較例として本発明による非晶質薄
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。

【００７９】（実施例９）図１２，１３を用いて本実施
例を説明する。

【００８０】図１２（ａ）に示すように、非晶質ＳｉＯ
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。

【００８１】次に、選択的に埋め込まれたアルミニウム
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。

【００８２】また、Ａｌ非晶質合金を底面とする溝に埋
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。

【００８３】最後に、本実施例にて形成したアルミニウ
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。

【００８４】

【表３】

【表４】 （実施例１０）図１４を用いて本実施例を説明する。

【００８５】図１４に示すように、機能素子３１が形成
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。

【００８６】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌ−Ｔａモザイクターゲッ
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。

【００８７】さらにこの上に真空を破ることなくＡｌ膜
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。

【００８８】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット 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Ａｌ膜をＸ線回折により配向性および
結晶性を評価したところ、（１１１）ロッキング曲線の
半値幅は１．０°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。

【００８９】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（Ｎ_２：Ｈ_２＝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。

【００９０】（実施例１１）図１５を用いて本実施例を
説明する。

【００９１】Ａｌ金属配線のエレクトロマイグレーショ
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。

【００９２】この試験基板２４に対し、、試験温度を２
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。

【００９３】（実施例１２）実施例１０と同様の方法で
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。

【００９４】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（Ｎ_２：Ｈ_２＝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。

【００９５】（実施例１３）実施例１０と同様の方法で
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
（Ｎ_２：Ｈ_２＝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。

【００９６】（実施例１４）図１６を用いて本実施例を
説明する。

【００９７】４０００オングストローム熱酸化膜からな
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、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。

【００９８】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＰｔＺｒモザイクターゲット 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：５００オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＰｔ₂₁Ｚｒ₇₉であっ
た。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。

【００９９】次いで、真空を破ることなくＰｔＺｒ膜上
にＰｔをスパッタした。スパッタ条件を以下に示す。

【０１００】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＰｔターゲット 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：１０００オングストローム こうして作成した下部電極としてのＰｔ膜３３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）配向半値幅が1.4 °と良好な結晶性が観測された。

【０１０１】次にこの下部電極上に、ＲＦマグネトロン
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。

【０１０２】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＳｒＴｉＯ_３ターゲット 基板温度：５００℃ スパッタガス：Ａｒ／Ｏ_２ 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誘電体薄膜の配向性及び結晶性
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。

【０１０３】（実施例１５）実施例１４と同様に４００
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。

【０１０４】次いで真空を破ることなくこの非晶質Ｐｔ
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。

【０１０５】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＰｔ／Ｔｉ２元ターゲット 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：１０００オングストローム こうして作成したＰｔＴｉ膜を組成分析した結果、Ｐｔ
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。

【０１０６】次にこの下部電極上にＲＦマグネトロンス
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。

【０１０７】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＰｂ（ＺｒＴｉ）Ｏ_３ターゲ
ット（PbO 10mol% RICH ） 基板温度：６００℃ スパッタガス：Ａｒ／Ｏ_２ 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。

【０１０８】（実施例１６）図１７を用いて本実施例を
説明する。

【０１０９】ガラス基板１´上に図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。

【０１１０】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット 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 組成分析の結果、形成された膜はＡｌ₂₅Ｔａ₇₅であっ
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。

【０１１１】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット 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 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が１．０°の配
向膜であった。

【０１１２】次にこのＡｌ膜をリソグラフィ工程及びエ
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。

【０１１３】（実施例１７）図１８を用いて本実施例を
説明する。

【０１１４】凸部を有するガラス基板１´上に図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。

【０１１５】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＮｂ２元ターゲット 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 組成分析の結果、形成された膜はＡｌ₄₀Ｎｂ₆₀であっ
た。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。

【０１１６】このＡｌＮｂ膜をリソグラフィ工程及びエ
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。

【０１１７】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット 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 平坦部に形成された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が
１．２°の配向膜であった。

【０１１８】次にこのＡｌ膜をリソグラフィ工程及びエ
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ＳｉＯ_２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。

【０１１９】（実施例１８）図１９を用いて本実施例を
説明する。

【０１２０】４０００オングストローム熱酸化膜からな
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、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。

【０１２１】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット 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：１０００オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＡｌ₄₅Ｔａ₅₅であっ
た。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。

【０１２２】次いで、このＡｌＴａ非晶質薄膜３表面に
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。

【０１２３】次に溝３８を加工したＡｌＴａ非晶質薄膜
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。

【０１２４】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット 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）配向半値幅は1.2 °
と良好な結晶性が観測された。

【０１２５】さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察
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。

【０１２６】次にこのＡｌ膜を加工して金属配線２と
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。

【０１２７】（実施例１９）図２０を用いて本実施例を
説明する。

【０１２８】４０００オングストローム熱酸化膜からな
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、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。

【０１２９】この基板１上に図５に示すようなマルチタ
ーゲットスパッタ装置によりＮｉＴａ非晶質薄膜３を形
成した。スパッタ条件を以下に示す。

【０１３０】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＮｉＴａ２元ターゲット 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：１０００オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＮｉ₅₀Ｔａ₅₀であっ
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。

【０１３１】次いで、溝３０を有するＮｉＴａ非晶質薄
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。

【０１３２】さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察
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。

【０１３３】（実施例２０）４０００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、
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。

【０１３４】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＮｂ２元ターゲット 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：１０００オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＡｌ₄₀Ｎｂ₆₀であっ
た。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。

【０１３５】次いで、このＡｌＮｂ非晶質薄膜に通常の
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。

【０１３６】次に溝を加工したＡｌＮｂ非晶質薄膜にＡ
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。

【０１３７】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＣｕ合金ターゲット 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）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。

【０１３８】さらに透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察に
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。

【０１３９】（実施例２１）図２１，２２を用いて本実
施例を説明する。

【０１４０】Ｓｉ（１００）６インチ基板１上に熱酸化
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。

【０１４１】

【表５】 （実施例２２）Ｓｉ（１００）６インチ基板上に熱酸化
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。

【０１４２】

【表６】 （実施例２３）図２３を用いて本実施例を説明する。

【０１４３】４０００オングストローム熱酸化膜からな
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（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。

【０１４４】この上に図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
（図２３（ｃ））。スパッタ条件を以下に示す。

【０１４５】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット 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：１０００オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＡｌ₇₅Ｔａ₂₅であっ
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。

【０１４６】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット 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 作成したＡｌ膜について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。

【０１４７】次にこのＡｌ膜からなる金属配線２につい
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。

【０１４８】（実施例２４）４０００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、
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。

【０１４９】この基板上に図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。

【０１５０】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＮｂ２元ターゲット 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Ａｌ₇₅Ｎｂ₂₅であっ
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。

【０１５１】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＣｕ合金ターゲット 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膜をＲＩＥ工程により加工し
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。

【０１５２】（実施例２５）図２４を用いて本実施例を
説明する。

【０１５３】図２４に示すように、絶縁層５として熱酸
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。

【０１５４】この様にして形成した純Ａｌ薄膜からなる
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。

【０１５５】

【表７】 （実施例２６）絶縁層として熱酸化膜を１０００オング
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。

【０１５６】この様にして形成した純Ｃｕ薄膜からなる
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。

【０１５７】

【表８】 （実施例２７）図２５を用いて本実施例を説明する。

【０１５８】４０００オングストロームの熱酸化膜から
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、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。

【０１５９】こうして作成したＡｌ膜についてＸ線回折
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。

【０１６０】Ｓｎの他、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｂｉ，Ｐ
ｂ，Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０１６１】（実施例２８）４０００オングストローム
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。

【０１６２】こうして作成したＣｕ膜についてＸ線回折
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。

【０１６３】Ｐｂの他、Ｔｌについても同様の結果が得
られた。

【０１６４】（実施例２９）４０００オングストローム
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。

【０１６５】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＴａモザイクターゲット 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。

【０１６６】次いで、この上に真空を破ることなくＳｎ
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。

【０１６７】こうして作成したＡｌ膜についてＸ線回折
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。

【０１６８】（実施例３０）熱酸化膜からなる絶縁層を
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。

【０１６９】こうして作成したＡｌ膜についてＲＨＥＥ
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。

【０１７０】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、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。

【０１７１】Ｂｉの他、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｐ
ｂ，Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０１７２】（実施例３１）４０００オングストローム
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。

【０１７３】得られたＡｌ膜をＳＥＭを用いて観察した
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。

【０１７４】Ｂｉの他、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｐ
ｂ，Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０１７５】（実施例３２）４０００オングストローム
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。

【０１７６】得られたＡｌ膜をＳＥＭを用いて観察した
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。

【０１７７】Ｂｉの他、Ｇａ，Ｉｎ，Ｃｄ，Ｓｎ，Ｐ
ｂ，Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０１７８】（実施例３３）４０００オングストローム
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。

【０１７９】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００ｍｍφのＡｌＴａモザイクターゲッ
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。

【０１８０】次いで、この上に真空を破ることなくＢｉ
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。

【０１８１】得られたＡｌ膜をＳＥＭを用いて観察した
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。

【０１８２】

【表９】 （実施例３５）高抵抗(111) シリコンウェハ基板上に、
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、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。

【０１８３】配線加工性はＳＥＭで配線加工後の形状を
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。

【０１８４】また、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。

【０１８５】

【表１０】 （実施例３６）ＭｇＯ（１００）基板上に超高真空スパ
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{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。

【０１８６】（実施例３７）高抵抗（１１１）シリコン
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。

【０１８７】

【表１１】 （実施例３８）図２７を用いて本実施例を説明する。

【０１８８】Ｓｉ（１００）基板１上に絶縁層５として
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。

【０１８９】また、これらの各試料についてＬ／Ｓが１
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。

【０１９０】

【表１２】 （実施例３９）高抵抗（１１１）シリコンウェハ基板上
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。

【０１９１】さらに、以上の膜を配線部の幅が０．５μ
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。

【０１９２】また、配線加工後、熱ＣＶＤにより配線上
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。

【０１９３】（実施例４０）ＭｇＯ（１００）基板上に
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。

【０１９４】このＣｕ膜を配線部の幅１．０μｍ、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。

【０１９５】（実施例４１）（１００）Ｓｉ基板に絶縁
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。

【０１９６】

【表１３】 （実施例４２）Ｓｉ（１００）６インチ基板上に絶縁層
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。

【０１９７】なお下地の結晶性はＲＨＥＥＤでその都度
確認し、下地が非晶質薄膜であることを確認した。

【０１９８】Ｃｕ膜の成膜は表面クリーニング後１×１
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。

【０１９９】成膜後Ｘ線でＣｕ膜の結晶性を評価した。
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。

【０２００】また、比較例としてＳｉＯ₂ 熱酸化膜上に
直接Ｃｕ膜を成膜したものも同様に評価し、表１４に示
す。

【０２０１】なお、下地は非晶質であれば、表１４に示
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。

【０２０２】また非晶質薄膜を成膜後１×１０^-8Torr以
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。

【０２０３】

【表１４】 （実施例４３）図２８を用いて本実施例を説明する。

【０２０４】熱酸化膜からなる絶縁層５が１０００オン
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。

【０２０５】次にこの様にして形成された合金薄膜５６
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。

【０２０６】

【表１５】 （実施例４４）熱酸化膜からなる絶縁層が１０００オン
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。

【０２０７】

【表１６】 （実施例４５）１０００オングストロームの熱酸化膜の
付いた６インチシリコンウェハを基板として用い、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。

【０２０８】堆積後のＡｌ膜の表面形状をＳＥＭ及びＴ
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。

【０２０９】Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０２１０】（実施例４６）１０００オングストローム
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。

【０２１１】堆積後のＡｌ膜の表面形状をＳＥＭ及びＴ
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。

【０２１２】Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０２１３】（実施例４７）１０００オングストローム
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。

【０２１４】 原料ガス：トリイソブチルアルミニウム 原料ガス供給方法：Ａｒによるバブリング方式 基板温度：４００℃ Ａｒガス流量：２０ｓｃcm この条件において得られたＡｌ結晶粒の密度は５×１０
⁷ 〜１×１０⁸ 個／cm² であった。

【０２１５】この上にＢｉを実施例３１と同様の条件で
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。

【０２１６】堆積後のＡｌ膜の表面形状をＳＥＭ及びＴ
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。

【０２１７】Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０２１８】（実施例４８）図３０を用いて本実施例を
説明する。

【０２１９】４０００オングストロームの熱酸化膜から
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。

【０２２０】また、同様の溝付き基板上に、上記と同じ
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。

【０２２１】次に、同様の溝付き基板上に、Ａｌ２００
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。

【０２２２】Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０２２３】（実施例４９）４０００オングストローム
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。

【０２２４】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット 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：５０オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＡｌ₂₅Ｔａ₇₅であっ
た。またＸ線回折測定よりこの膜は非晶質であった。

【０２２５】このＡｌＴａ非晶質薄膜上にＡｌ薄膜をス
パッタした。スパッタ条件を以下に示す。

【０２２６】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌターゲット 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Ａｌ膜についてＸ線回折により配向性
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。

【０２２７】次にこの高配向薄膜を加工して金属配線と
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。

【０２２８】（実施例５０）４０００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。

【０２２９】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＮｂ２元ターゲット 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：５００オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＡｌ₇₅Ｎｂ₂₅であっ
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。

【０２３０】（実施例５１）４０００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。

【０２３１】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＣｕＴｉ２元ターゲット 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：５００オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＣｕ₅₀Ｔｉ₅₀であっ
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。

【０２３２】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＣｕ合金ターゲット（Ｃ
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。

【０２３３】（実施例５２）６インチシリコンウェハ基
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。

【０２３４】 スパッタ方式：ＲＦマグネトロン方式 ターゲット：１００mmφのＡｌＴａ２元ターゲット 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：１００オングストローム 組成分析の結果、形成された膜はＡｌ₄₀Ｔａ₆₀であっ
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。

【０２３５】（実施例５３）４０００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Ｖ_x Ａｌ_100-x 、Ｎｂ_x Ａｌ_100-x 、Ｔａ_x Ａｌ
_100-x 、Ｍｏ_xＡｌ_100-x 、Ｗ_x Ａｌ_100-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。

【０２３６】引き続き、これらの薄膜を通常のＰＥＰ及
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。

【０２３７】

【表１７】

【表１８】

【表１９】

【表２０】

【表２１】 （実施例５４）Ｓｉ（１００）６インチ基板上に熱酸化
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。

【０２３８】また、合金薄膜の結晶性は別途合金薄膜の
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。

【０２３９】なお、合金薄膜の組成に関して、スパッタ
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。

【０２４０】さらに金属配線としての信頼性を調べるた
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。

【０２４１】ＥＭ試験は、配線温度３００℃、電流密度
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。

【０２４２】さらに、本実施例で、下地の合金薄膜がＴ
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。

【０２４３】また、表３４に示されるように、Ｃｕ成膜
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。

【０２４４】なお、表３３、３４には比較材として下地
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。

【０２４５】（実施例５５）４０００オングストローム
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。

【０２４６】また、同様の溝付き基板上に、上記と同じ
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。

【０２４７】次に、同様の溝付き基板上に、Ａｌ２００
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。

【０２４８】Ｂｉの他、Ｇａ、Ｉｎ、Ｃｄ、Ｓｎ、Ｐ
ｂ、Ｔｌについても同様の結果が得られた。

【０２４９】

【表２２】

【表２３】

【表２４】

【表２５】

【表２６】

【表２７】

【表２８】

【表２９】

【表３０】

【表３１】

【表３２】

【表３３】

【表３４】

【表３５】

【０２５０】

【発明の効果】以上詳述したように、本発明により、高
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。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明の作用を説明する断面図。

【図２】 本発明の層構造を示す断面図。

【図３】 本発明の金属配線構造を示す断面図。

【図４】 本発明のパッドを示す拡大図。

【図５】 本発明に用いるマルチターゲットスパッタ装
置を示す図。

【図６】 本発明の実施例１に係わる断面図。

【図７】 本発明の実施例３に係わる断面図。

【図８】 本発明の実施例５に係わる断面図。

【図９】 本発明の実施例６に係わる断面図。

【図１０】 本発明の実施例７に係わる断面図。

【図１１】 本発明の実施例８に係わる断面図。

【図１２】 本発明の実施例９に係わる配線の製造プロ
セスを示す斜視図。

【図１３】 本発明の実施例９に係わる加速試験の結果
を示す特性図。

【図１４】 本発明の実施例１０に係わる断面図。

【図１５】 本発明の実施例１１に係わる配線部を有す
る試験基板を示す平面図。

【図１６】 本発明の実施例１４に係わる断面図。

【図１７】 本発明の実施例１６に係わる断面図。

【図１８】 本発明の実施例１７に係わる断面図。

【図１９】 本発明の実施例１８に係わる断面図。

【図２０】 本発明の実施例１９に係わる断面図。

【図２１】 本発明の実施例２１に係わる断面図。

【図２２】 本発明で定義されたＬ／Ｓを示す断面図。

【図２３】 本発明の実施例２３に係わる製造プロセス
を示す断面図。

【図２４】 本発明の実施例２５に係わる断面図。

【図２５】 本発明の実施例２７に係わる断面図。

【図２６】 本発明の実施例３０に係わるＡｌ膜の結晶
構造を示すＲＨＥＥＤ写真。

【図２７】 本発明の実施例３８に係わる断面図。

【図２８】 本発明の実施例４３に係わる断面図。

【図２９】 本発明の実施例４６に係わるＡｌ膜の結晶
構造を示すＳＥＭ写真。

【図３０】 本発明の実施例４８に係わる斜視図。

【図３１】 本発明の実施例５４に係わる四端子パター
ンを示す平面図。

【符号の説明】

１…基板、２…金属配線、３…非晶質薄膜、５…絶縁
層、６…バリア層、７…ドープ層、３０，３８…溝、３
７…多結晶膜、５０…制御層

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｈ０１Ｌ 29/46 Ｌ 7376−4Ｍ Ｒ 7376−4Ｍ (72)発明者 富田 宏 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 川ノ上 孝 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 梶田 明広 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 川久保 隆 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 宮内 正視 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内 (72)発明者 伊藤 祥代 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株 式会社東芝研究開発センター内

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【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。
2. 【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。
3. 【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。
4. 【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。
5. 【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。
6. 【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。
7. 【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。