DE4309542A1

DE4309542A1 - Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von Aluminium-Einkristall-Zwischenverbindungen auf Isolatoren

Info

Publication number: DE4309542A1
Application number: DE4309542A
Authority: DE
Inventors: Junichi Wada; Hisashi Kaneko; Kyoichi Suguro; Nobuo Hayasaka; Haruo Okano
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1992-03-24
Filing date: 1993-03-24
Publication date: 1993-10-14
Anticipated expiration: 2013-03-25
Also published as: JP3332456B2; US5661345A; DE4309542C2; US5409862A; JPH06140393A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung und eine Struktur für eine Halbleitereinrichtung, und sie betrifft insbesondere das Verfahren, bei dem eine Elektrodenverdrahtung mit einem verbesserten planaren Prozeß für die Halbleitereinrichtung erzielt wird, so daß die Migrationshaltbarkeit höher ist und keine Korrosion verursacht wird. Die vorliegende Erfindung betrifft außerdem ein Elektrodendrahtstruktur, bei der die Drahtzuverlässigkeit verbessert ist, ein Drahtwiderstand und eine Kontaktwiderstand reduziert ist, ein Wärmestrahleffekt für eine Verdrahtung verbessert ist, eine Spannung für die Halbleitereinrichtung gelockert ist und eine Verdrahtungshaftfähigkeit verbessert ist.

In der bisherigen Praxis wird eine Aluminium(Al)-Legierung, bei der Al eine Hauptkomponente ist, als ein Elektrodendrahtmaterial für eine LSI-(Großintegration bzw. Large-Scale Integration)Schaltung verwendet, um ein Verdrahtungsmetall durch Ätzen eines kontinuierlichen Films zu bilden. Jedoch wird eine Draht-(bzw. Verdrahtungs)Breite und eine Dicke des Drahtfilms aufgrund immer feinerer Strukturen der LSI-Schaltung minimiert, wodurch ein Problem verursacht wird, bei dem eine Drahtzuverlässigkeit dafür schlechter ist.

Als Ursachen für eine niedrige Zwischenverbindungszuverlässigkeit wird ein Elektromigrationsphänomen und ein Spannungsmigrationsphänomen angesehen. Im folgenden werden die Ausdrücke "Verdrahtung" (Draht) und "Zwischenverbindung" austauschbar verwendet. Wenn hier als Beispiel Al herangezogen wird, ist die Elektromigration ein Phänomen, bei dem ein über die Zwischenverbindung fließendes Elektron mit einem Al-Atom kollidiert, so daß das Al-Atom versetzt wird. Die Spannungsmigration ist ein Phänomen, bei dem die Versetzung eines Al-Atoms durch eine mechanische Spannung von anderem für die LSI verwendeten Material verursacht wird. Diese Phänomene sind durch eine jüngste Studie dementsprechend bekannt geworden.

Um das Problem der niedrigen Zwischenverbindungszuverlässigkeit zu lösen, ist untersucht worden, eine Kristallorientierung einer Al-Zwischenverbindung zu steuern. Ein Al-Kristall besitzt einen flächenzentrierten kubischen Aufbau und eine Oberflächenenergie davon ist in einer (111)-Stirnfläche minimal. Wenn ein Al-Film durch ein Aufstäubungsverfahren (Sputterverfahren) oder dergleichen gebildet wird, ist deswegen eine (111)-Richtung normal zu dem Substrat, so daß die Oberflächenenergie minimal ist.

Wenn die zu dem Substrat normal orientierte bevorzugte (111)-Richtung weiter verbessert wird, wird die Wahrscheinlichkeit verkleinert, daß eine (111)-Stirnfläche mit einer minimalen Oberflächenenergie der (111)-Stirnfläche bei einem Drahtquerschnitt gegenüberliegt, so daß eine schlitzartige Unterbrechung aufgrund der Spannungsmigration verkleinert wird und die Zwischenverbindungszuverlässigkeit verbessert werden kann.

Obwohl die (111)-bevorzugte Orientierung angezeigt wird, wenn das Al mit dem herkömmlichen Aufstäubungsverfahren gebildet wird, erreicht jedoch ein feines Kristallkorn in einer frühen Stufe der Filmbildung sofort ein benachbartes feines Kristallkorn. Die gegenseitige Wirkung zwischen benachbarten Kristallkörnern wirkt auf das Al, das dementsprechend ein kontinuierlicher Film geworden ist, so daß die normal zu dem Substrat orientierte bevorzugte (111)-Richtung verschlechtert wird. Mit anderen Worten, besteht bei der herkömmlichen Praxis ein Problem darin, daß die bevorzugte (111)-Richtung aufgrund der Wechselwirkung zwischen Kristallkörnern bei dem herkömmlichen Bildungsverfahren verschlechtert wird.

Außerdem kann die weitere bevorzugte Orientierung von (111) in Al eine Orientierung in der Ebene eines Kristallkorns in einer Oberfläche nicht vollständig kontrollieren bzw. steuern, so daß der gewachsene Al-Film in der normal zum Substrat orientierten bevorzugten (111)-Richtung polykristallin orientiert wird. Wenn eine Halbleitereinrichtung in einer oben beschriebenen Weise durch einen derartigen Al-Film gebildet wird, existieren eine große Menge von Kristallkorngrenzen in einem Verdrahtungsbereich. Die Kristallkorngrenzen in dem Verdrahtungsbereich werden als ein Satz von Gitterdefekten betrachtet, so daß deren Aufbau instabil ist und ein Diffusionskoeffizient für das Al-Atom in der Korngrenze ziemlich groß wird.

Deswegen tritt die Elektromigration in einer Art auf, so daß eine Versetzung eines Al-Atoms bis an die Korngrenze mit derselben Rate auftritt und die Versetzungsrate eines Al-Atoms wird an der Korngrenze verkleinert. Mit anderen Worten tritt eine Verarmung von Atomen auf einer stromaufwärts angeordneten Seite auf, an der das Al-Atom von der Kristallgrenze wegfließt und eine Akkumulation von Atomen tritt in einer stromabwärts gelegenen Seite auf. Die Verarmung von Atomen kann eine Unterbrechung einer Zwischenverbindung bewirken, und die Akkumulation von Atomen kann Anhäufungen (hillocks) verursachen.

Wenn eine mechanische Spannung an die Al-Zwischenverbindung angelegt wird, tendiert deren Atom außerdem dazu, sich in eine Richtung zu bewegen, in der die Spannung abnimmt. Dann ist es wahrscheinlich, daß die Versetzung eines Al-Atoms für die Korngrenze in der Zwischenverbindung auftritt, so daß die Atome der Korngrenze verringert werden und die Zwischenverbindung getrennt wird. Wenn die benachbarten Kristallkörner Kristallkörner mit einer Mikroinklinationsrotation sind, ist zwischen derartigen Korngrenzen die Diffusion der Al-Atome in den Korngrenzen so langsam, daß sie eine gewisse Toleranz gegenüber den vorher erwähnten jeweiligen Migrationen besitzen.

Jedoch wird eine Verbesserung der bevorzugten (111)-Orientierung nicht berücksichtigt und für den Fall eines Bildens eines Al-Films mit dem herkömmlichen Herstellungsverfahren der Halbleitereinrichtungen wird die Steuerung bzw. Kontrolle einer Orientierung in der Ebene nicht in der (111)-Stirnfläche der Kristallkörner durchgeführt. Obwohl der gebildete Al-Film die bevorzugte (111)-Orientierung normal zu dem Substrat anzeigt, ist die Orientierung somit nicht ausreichend und jedes Kristallkorn dreht sich willkürlich in der (111)-Stirnfläche. Deswegen besteht ein Problem darin, daß es wahrscheinlich ist, daß die Zwischenverbindung aufgrund der Tatsache unterbrochen wird, daß es der herkömmlichen Al-Zwischenverbindung an Haltbarkeit gegenüber der Elektromigration sowie der Spannungsmigration mangelt.

Ein Widerstandswert der Zwischenverbindung betrifft eine R-C(Widerstands-Kapazitäts)-Verzögerung und ist ein wichtiger Faktor, der eine Betriebsgeschwindigkeit der Halbleitereinrichtung bestimmt, so daß ein niedriger Widerstand benötigt wird. Da die Miniaturisierung der Einrichtung beträchtlich wird, wird der niedrige Widerstand ebenso bezüglich eines Selbsterwärmungsproblems in der Zwischenverbindung benötigt. Jedoch gibt es hinsichtlich des niedrigen Widerstandes in der herkömmlichen Al-Legierungs-Zwischenverbindung einen Grenzwert in einem Material, so daß eine Änderung auf ein neues Verdrahtungsmaterial notwendig ist.

Bezüglich Materialien, wie Cu und Ag, die einen niedrigeren Widerstand als ein Material besitzen, welches Al enthält, ist es schwierig, eine Verbindung zu bilden, die einen hohen Dampfdruck besitzt. Somit besteht ein Problem darin, daß es ziemlich schwierig ist, einen Prozeß durch ein Trockenätzen, wie beispielsweise das herkömmliche reaktive Ionenätzen (RIE) durchzuführen. Außerdem besteht ein Problem darin, daß es wahrscheinlich ist, daß Korrosion aufgrund eines Effektes durch ein Restätzgas auftritt, sogar für Al, bei dem der Prozeß relativ einfach ist.

Außerdem ist die unter Verwendung des RIE-Verfahrens gebildete herkömmliche Zwischenverbindung von einem Projektionstyp. Deswegen wird für einen Zwischenschichtisolator, der später gebildet wird, ein planarer Prozeß benötigt, wodurch bewirkt wird, daß die Anzahl von Prozessen größer wird und ein Problem erzeugt wird, bei dem ein ausreichender planarer Grad nicht erhalten werden kann.

Andererseits ist es bei der herkömmlichen polykristallinen Al-Vielfachschicht-Zwischenverbindungsstruktur wahrscheinlich, daß eine mechanische Spannung nach dem Zeitpunkt eines Bildens des Zwischenschichtisolators zurückbleibt. Als Folge davon ist eine derartige Struktur gegenüber der Spannungsmigration anfällig und es ist wahrscheinlich, daß die Zwischenverbindung unterbrochen wird.

Außerdem wird in der herkömmlichen Vielfachschicht-Verdrahtungsstruktur ein oberes Verdrahtungsmetall gebildet, nachdem ein Kontaktloch geöffnet ist, um einen oberen Draht und einen unteren Draht zu verbinden. Wenn Al durch ein gewöhnliches Aufstäubungsverfahren gebildet wird, bestehen Probleme darin, daß eine Eigenschaft einer Stufenabdeckung schlechter ist, ein Bankschnitt (bench-cut) auftritt und ein Kontaktwiderstand verkörpert wird.

Um derartige Probleme zu lindern, wird bei der herkömmlichen Praxis ein verschiedenartiges Metall wie W als ein Pfropfen in das Kontaktloch gefüllt, um so einen Bankschnitteffekt zu verhindern. Wenn jedoch der Pfropfen mit dem zu den oberen und/oder unteren Zwischenverbindungen verschiedenartigen Metall verwendet wird, wird ein aufgrund des Elektromigrations- und Spannungsmigrationsphänomens versetztes Metallatom der Zwischenverbindung wegen des Pfropfens von seiner Versetzung abgehalten. Wenn beispielsweise W als der Pfropfen verwendet wird, zeigt W eine hervorragende Beständigkeit gegenüber der Elektromigration und Spannungsmigration im Vergleich mit Al.

Deswegen werden auf einer Kathodenseite des W-Pfropfens, die durch die Zwischenverbindung versetzten Al-Atome akkumuliert und die Anhäufung wird gebildet, während auf einer Anodenseite des Pfropfens eine Verarmung von Al-Atomen existiert und die Gitterfehlstelle wird gebildet.

Sogar wenn der Pfropfen aus den gleichen Metallen gebildet ist, existiert außerdem ein natürlicher Oxidfilm und eine Korngrenze zwischen dem Propfen und der Zwischenverbindung der oberen Schicht, wodurch Probleme verursacht werden, bei denen die Migrationshaltbarkeit verschlechtert wird und der Kontaktwiderstand vergrößert wird.

Außerdem fließt als Folge einer Miniaturisierung der Zwischenverbindung ein Strom hoher Dichte durch die Zwischenverbindung, wodurch Probleme verursacht werden, bei denen ein Drahtwiderstand vergrößert wird und die Betriebsgeschwindigkeit der Einrichtung aufgrund einer Selbsterwärmung der Zwischenverbindung verlangsamt wird.

Die herkömmlichen Verdrahtungsmuster sind von der Struktur, bei der es wahrscheinlich ist, daß die mechanische Spannung auf ein Substrat auftritt, wodurch außerdem ein Defekt aufgrund der Spannung bewirkt wird.

Dementsprechend ist eine Elektrodenzwischenverbindung, die durch das herkömmliche Verfahren gebildet wird, bezüglich der Elektromigrations- und Spannungsmigrationshaltbarkeit schlechter, so daß die Zuverlässigkeit für die Zwischenverbindung niedrig ist.

Außerdem ist es schwierig, die Bearbeitungen für das Verdrahtungsmetall mit niedrigem Widerstand durchzuführen. Außerdem besteht ein Problem darin, daß die Korrosion aufgrund des verbleibenden Ätzgases sogar für das leicht zu bearbeitende Metall, wie Al, auftritt.

Außerdem bestehen Probleme darin, daß die Anzahl von Verarbeitungen vergrößert ist, um eine Einebnung zu erzielen und ein Grad einer Einebnung ist bei der herkömmlichen Zwischenverbindung unerwünscht.

Außerdem bestehen bei der herkömmlichen Vielfachschichtzwischenverbindung Probleme darin, daß sich die Kristallinität aufgrund der im Verlauf einer Bildung des Zwischenschichtisolators auf der Zwischenverbindung erzeugten mechanischen Spannung verschlechtert, so daß sich die Zuverlässigkeit für die Zwischenverbindung verschlechtert und sich der Kontaktwiderstand zwischen den Zwischenverbindungen der unteren Schicht und der oberen Schicht, zwischen der Zwischenverbindung der oberen Schicht und dem Pfropfen, oder zwischen dem Pfropfen und der Zwischenverbindung der unteren Schicht verschlechtert. Außerdem besteht ein Problem des Selbsterwärmens der Zwischenverbindung.

Außerdem besteht ein Problem einer schlechten Migrationshaltbarkeit zu dem Metallpfropfen, der sich von dem Zwischenverbindungsmetall und den Zwischenverbindungen auf der oberen und unteren Schicht unterscheidet.

Angesichts der obigen Probleme, ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Elektrodenzwischenverbindung vorzusehen, bei der eine bevorzugte Orientierung normal zu dem Substrat weiter verbessert ist, und eine Rotation in der Ebene von Kristallkörnern in der Substratfläche unterdrückt wird, um eine hervorragende Haltbarkeit gegenüber Spannungsmigration und Elektromigration zu besitzen.

Eine weitere Aufgabe davon ist, eine Halbleitereinrichtung vorzusehen, bei der ein Verdrahtungsmuster für ein Metall mit niedrigem Widerstand, für das ein Ätzen schwierig ist, ermöglicht wird, ohne einen Verdrahtungsprozeß, wie das Ätzen, zu durchlaufen, das Auftreten einer Korrosion verhindert wird und eine hervorragende Ebenheit ohne Durchlaufen eines planaren Prozesses erzielt wird.

Eine weitere Aufgabe davon ist es, eine Elektrodenverdrahtungsstruktur vorzusehen, bei der keine mechanische Spannung zurückbleibt, ein Kontaktwiderstand verkleinert ist und ein Wärmestrahlungseffekt verbessert ist.

In einem Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen einer Aluminium-Einkristall-Zwischenverbindung vorgesehen, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfaßt:
ein Verfahren zum Herstellen einer Halbleitereinrichtung, umfassend die folgenden Schritte:

Bilden einer Rinne (im folgenden als Ausnehmung bezeichnet) mit einer vorgegebenen Mustergestalt auf der Oberfläche eines Substrats; Bilden eines Metallfilms auf dem Substrat, während eine Reaktion mit der Oberfläche des Substrats unterdrückt wird; und Agglomeration des Metallfilms durch in-situ Tempern, wobei die Agglomeration des Metallfilms gestartet wird, bevor der Metallfilm mit der Oberfläche des Substrats aufgrund der Temperung reagiert, während eine Bildung eines natürlichen Oxids auf dem Metallfilm unterdrückt wird und wobei der Metallfilm durch die Temperung bei einer vorgegebenen Temperatur für eine vorgegebene Zeitperiode in die Ausnehmung gefüllt wird.

Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen einer Halbleitereinrichtung vorgesehen, das die folgenden Schritte umfaßt:

Bilden einer Ausnehmung mit einer vorgegebenen Mustergestalt auf der Oberflache eines Substrats; Bilden eines Metallfilms auf dem Substrat; selektives Entfernen des Metallfilms, der in einem anderen Gebiet als die Ausnehmung gebildet ist; Entfernen eines auf dem Metallfilm gebildeten natürlichen Oxidfilms; und Agglomeration des Metallfilms durch Tempern (annealing) in einer Vakuumatmosphäre, um den Metallfilm in die Ausnehmung zu füllen, während eine Neubildung des natürlichen Oxidfilms unterdrückt wird.

Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung vorgesehen, das die folgenden Schritte umfaßt: Bilden einer Ausnehmung mit einer vorgegebenen Mustergestalt auf der Oberfläche eines Substrats; Bilden eines ersten dünnen Metalls auf dem Substrat; Agglomeration des ersten Metallfilms durch Temperung, um das erste Metall in wenigstens einen Abschnitt der Ausnehmung zu füllen, während die Bildung eines natürlichen Oxidfilms darauf unterdrückt wird; Bilden eines zweiten dünnen Metallfilms, hergestellt aus dem gleichen Material wie der erste dünne Metallfilm auf dem mit dem ersten dünnen Film agglomerierten Substrat; und Mustererzeugung auf den ersten und zweiten dünnen Filmen.

Gemäß einem weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung ist eine Halbleitereinrichtung vorgesehen, die folgende Merkmale umfaßt: einen Isolator, in dem ein Ausnehmungsabschnitt mit einer vorgegebenen Mustergestalt gebildet ist; und eine Elektrodenzwischenverbindung, hergestellt aus einem Einkristallmetall, das in den Ausnehmungsabschnitt gefüllt ist.

Weitere Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden aus den nun folgenden Beschreibungen im Zusammenhang mit den Zeichnungen ersichtlich.

In den Zeichnungen zeigen:

Fig. 1A, Fig. 1B und Fig. 1C Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung;

Fig. 2 ein Beispiel einer Temperaturänderung bezüglich der Zeit gemäß der ersten Ausführungsform;

Fig. 3 einen Zusammenhang zwischen der Dicke eines Al-Films und einer Temperatur, bei der ein Al-Einfüllen in die Ausnehmung möglich ist;

Fig. 4 einen Zusammenhang zwischen einer Herstellungsrate eines Reaktionsproduktes durch einen Oxidfilm und Al und die Temperatur davon in einer logarithmischen Darstellung;

Fig. 5 einen Zusammenhang zwischen einer Al-Filmdicke und der Temperaturanstiegsrate;

Fig. 6A eine Kristallorientierung von eingefülltem Al;

Fig. 6B eine SEM-(Rasterelektronenmikroskop)-Fotografie der Zwischenverbindung mit dem in die Ausnehmung 18 gefüllten Al;

Fig. 7A eine Darstellung die zeigt, daß ein abgebogener bzw. abgeknickter Abschnitt einer Verdrahtung 20 um einen Winkel von 120° abgebogen ist;

Fig. 7B eine Darstellung, die zeigt, daß ein abgebogener Abschnitt einer Verdrahtung 20 in einem Winkel von 60 und 120° abgebogen ist;

Fig. 8 ein Auswertungsergebnis bezüglich einer Zuverlässigkeit der Al-Verdrahtung mit einer Breite von 1,2 µm in der ersten Ausführungsform;

Fig. 9A eine Ausnehmung mit einem Kontaktloch oder Durchkontaktierung;

Fig. 9B einen Querschnitt von Fig. 9A, wobei Al in das Kontaktloch oder die Durchkontaktierung durch Erwärmung an Ort und Stelle (in-situ annealing) gefüllt ist;

Fig. 10A bis 10C Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der zweiten Ausführungsform;

Fig. 11A bis 11E Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der dritten Ausführungsform;

Fig. 12A-12D und Fig. 13A-13C Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der vierten Ausführungsform;

Fig. 14 einen Orientierungszusammenhang zwischen der auf dem thermischen Oxidfilm 12 gebildeten Ausnehmung und dem Al-Kristallkeim 15;

Fig. 15A-15C Ergebnisse für eine normal zum Substrat orientierte bevorzugte (111)-Richtung, die mittels der Röntgenstrahl-Beugungstechnik beobachtet wird;

Fig. 16A-16C zeigen verschiedene Gestalten für die Ausnehmung gemäß der vierten Ausführungsform;

Fig. 17A-17D Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der fünften Ausführungsform;

Fig. 18 eine Darstellung, die zeigt, daß ein Material B auf einem flachen Material A bei einem thermischen Gleichgewichtszustand eine kugelförmige Gestalt annimmt;

Fig. 19A und 19B ein System 1, bei dem das Material B kreisförmig auf dem Material A eines Substrats mit einer darin gebildeten Ausnehmung angehäuft bzw. agglomeriert ist bzw. ein System 2, bei dem das Material B in die Ausnehmung gefüllt ist;

Fig. 20 ein Graph, der eine Abhängigkeit eines Wertes K von dem Kontaktwinkel Theta zeigt;

Fig. 21 eine Korrelation zu dem Kontaktwinkel von Al und C und der Filmdicke;

Fig. 22A-22C einen Fall, bei dem ein Material B in das Material B gefüllt ist, wobei sowohl eine dicht angeordnete Verdrahtungsausnehmung als auch eine nicht dicht angeordnete Verdrahtungsausnehmung auf der gleichen Einrichtung existieren;

Fig. 23 ein Merkmalsprofil, bei dem ein Film zur Verhinderung von Reflexion, beispielsweise ein C-Film und TiN-Film vorgesehen ist, die auf der Rückseite des Substrats durch Temperung gebildet sind;

Fig. 24A und 24B Querschnittsansichten, die zeigen, daß der dünne Metallfilm agglomeriert ist, nachdem der dünne Metallfilm aus der Ausnehmung selektiv entfernt ist;

Fig. 25A, 25B und 25C Elektrodenverdrahtungen, bei denen Speicherbereiche für Überschußmetall vorgesehen sind, zum Speichern von Restverdrahtungsmetall;

Fig. 26B und 26D einen Fleckabschnitt (bzw. Anschluß- oder Pufferabschnitt), bei dem ein Ausnehmungsabschnitt in mehrere Teile unterteilt ist, wohingegen Fig. 26A und 26C jeweilige dazu entsprechende des Standes der Technik zeigen;

Fig. 27 einen Aufbau der Elektrodenverdrahtung gemäß der sechsten Ausführungsform;

Fig. 28A-28E Querschnittsansichten zum Bilden der Elektrodenverdrahtungsstruktur in der Halbleitereinrichtung;

Fig. 29 ein Beispiel der Kristallorientierung des Einkristall-Al in der Ausnehmung;

Fig. 30 ein Ergebnis einer Änderung der Kristallisation der Al-Verdrahtung aufgrund einer mechanischen Spannung des Zwischenschicht-Isolationsfilms;

Fig. 31 ein Beispiel des Elektrodenverdrahtungsaufbaus, bei dem das Barrieremetall durch die innere Oberfläche der Ausnehmung gebildet ist;

Fig. 32 eine Querschnittsansicht der Elektrodenverdrahtungsstruktur gemäß der siebten Ausführungsform;

Fig. 33A-33C die gleichmäßig gekrümmte Oberfläche der oberen Oberfläche einer Verdrahtung, die gemäß der Benetzbarkeit zwischen dem Al und dem Zwischenschichtisolator gebildet ist;

Fig. 34 die gleichmäßig gekrümmte Oberfläche der oberen Oberfläche einer Verdrahtung nach unten gemäß der siebten Ausführungsform;

Fig. 35 eine Elektrodenverdrahtungsstruktur gemäß der achten Ausführungsform;

Fig. 36A-36C eine Elektrodenverdrahtungsstruktur gemäß der neunten Ausführungsform;

Fig. 37 ein Auswertungsergebnis der Zuverlässigkeit der Al-Verdrahtung, dessen Breite 1,2 µm ist und den Abknick- bzw. Abbiegeabschnitt gemäß der neunten Ausführungsform;

Fig. 38 eine Elektrodenverdrahtungsstruktur gemäß der zehnten Ausführungsform;

Fig. 39A und Fig. 39B ein Beispiel, das einen Winkel zeigt, gebildet durch die Basisfläche und die Seitenfläche der Ausnehmung und einen Abbiegungswinkel der Verdrahtung;

Fig. 40 und Fig. 41 eine Tabelle, die die Winkel zeigt, die durch die Kristalloberflächen des kubischen Kristalls gebildet werden;

Fig. 42A-42C Beispiele von Ausnehmungsformen, um die Stufenbedeckung zu verbessern;

Fig. 43A-43C Elektrodenverdrahtungsstrukturen, wobei Barriereschichten vorgesehen sind;

Fig. 44A-44C eine Elektrodenverdrahtungsstruktur, bei der die Schicht zum Verbessern der Benetzbarkeit in der inneren Oberfläche der Ausnehmung gebildet ist; und

Fig. 45A bis 45C eine Elektrodenverdrahtungsstruktur, bei der die Schicht zum Verbessern der Benetzbarkeit in einem anderen Bereich als dem Ausnehmungsabschnitt gebildet ist.

Die Merkmale der vorliegenden Erfindung werden im Verlauf der folgenden Beschreibung von beispielhaften Ausführungsformen ersichtlich, die zur Illustration der Erfindung gegeben werden und nicht zu deren Beschränkung beabsichtigt sind. Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung werden nun unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben.

Ausführungsform Nr. 1

Unter Bezugnahme auf Fig. 1A, Fig. 1B und Fig. 1C sind Querschnittsansichten der Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung dargestellt.

Ein (100)-Si-Einkristall 11 wird als ein Substrat verwendet. Unter Bezugnahme auf Fig. 1A wird ein thermischer Oxidfilm 12, dessen Dicke ungefähr 1 µm ist, auf dem Si-Substrat 11 gebildet und auf dem thermischen Oxidfilm 12 wird durch eine Fotolithografie und ein reaktives Ionenätzen (RIE) eine Verdrahtungsmusterausnehmung gebildet, dessen Tiefe und Breite ungefähr 0.02 µm bis 0.5 µm bzw. 0.5 µm bis 2 µm sind. Durch das RIE-Verfahren wird eine innere Oberfläche einer Ausnehmung (bzw. Rinne) 18 mit einer guten Benetzbarkeit gebildet. Gute Benetzbarkeit bedeutet dabei, daß ein Material auf einer Schicht oder einer Ausnehmung derart gebildet ist, daß ein Kontaktwinkel, zum Beispiel zwischen einem oberen Material und einem unterhalb des oberen Materials angeordneten unteren Material relativ klein ist.

Gase, die in dem RIE-Verfahren verwendet werden, sind eine Mischung aus CF₄ und H₂, die bei einer Rate von 16 SCCM (Standard cc pro Minute) bzw. 24 SCCM fließen. Ein Druck zum Zeitpunkt eines Ätzens wird auf 40 mTorr gesteuert und eine angewendete Energie zum Zeitpunkt eines Ätzens ist 800 W. Danach wird eine Schutzschicht in einer Sauerstoffplasma-Atmosphäre entfernt. Danach wird in einer Mischflüssigkeit von Schwefelsäure und Wasserstoffperoxid Wasser eine Reinigung ausgeführt.

Als nächstes wird unter Bezugnahme auf Fig. 1B ein Al-Dünnfilm 19 auf dem thermischen Oxidfilm 12 durch ein d.c. Magnetron-Aufstäubungsverfahren ohne Tempern darauf gebildet. Dann wird Al mit einer Reinheit von 99.9999% als ein Aufstäubungsziel (Sputter-Target) verwendet und die Al-Dicke wird äquivalent zur Tiefe der Ausnehmung gebildet, so daß Al auf eine Dicke von 0.02 µm-0.05 µm gemacht wird. Ar ist ein Gas, das bei dem Aufstäuben verwendet wird, ein Hintergrunddruck ist kleiner als 10^-8 Torr, ein Druck beim Aufstauben ist 3×10^-3 Torr und eine angewendete Energie ist 6 kW, um einen Film zu bilden, der die Bildung des natürlichen Oxidfilms unterdrückt.

Als nächstes wird die obige Einrichtung unter Verwendung einer Halogenlampen-Erwärmungseinrichtung von einer Rückseite des Substrats bei dem gleichen Vakuumhintergrund wie bei dem Aufstäuben für eine Dauer von einer Minute getempert, wie in Fig. 1C gezeigt. Mit anderen Worten, die Einrichtung wird so in-situ getempert, daß Al als Ergebnis einer Agglomeration in der Ausnehmung in die Ausnehmung gefüllt wird. Eine Zieltemperatur für diesen Temperungsprozeß wurde in einem Bereich von 300°C bis 660°C durchgeführt. Danach wurde Al, das in einem weiten Bereich, in dem ein Verdrahtungsmuster nicht gebildet wurde, zurückgeblieben ist, unter Verwendung eines Schutzlack-Rückätzverfahrens entfernt.

Fig. 2 zeigt ein Beispiel einer Temperaturänderung mit der Zeit gemäß der ersten Ausführungsform. Bei diesem Temperaturprofil wurde bestätigt, daß der Al-Dünnfilm als Ergebnis einer Agglomeration in die Ausnehmung gefüllt wurde. Es soll darauf hingewiesen werden, daß eine Zielzeit, innerhalb derer die Agglomeration nicht weiter in der Ausnehmung auftritt, als solche gehalten werden kann, obwohl dabei nach den Erfahrungen der Anmelder die Einrichtung nach einer Temperaturerhöhung in einer natürlichen Weise gekühlt wird.

Fig. 3 zeigt den Zusammenhang zwischen der Dicke des Al-Films und einer Temperatur, bei der eine Al-Einfüllung in die Ausnehmung möglich ist. In der gleichen Figur beginnt für den Fall, bei dem die Dicke von Al 0.2 µm ist, das Füllen in die Ausnehmung bei einer Temperatur von ungefähr 470°C während eines Temperungsprozesses und das in die Ausnehmung gefüllte Al wird bei einer Temperatur größer als 550°C getrennt. Deswegen wird gemäß Fig. 3 bestätigt, daß eine Al-Zwischenverbindung in einem Temperaturbereich von 470°C bis 550°C nicht unterbrochen wird. In einer ähnlichen Weise wird bestätigt, daß die Al-Zwischenverbindung nicht unterbrochen wird, für den Fall, daß die Dicke von Al 0,3 µm bei 495°C-610°C ist und für den Fall bei dem Dicke von Al 0.6 µm bei 515°C-660°C ist.

Zur Auffindung einer Temperatur, bei der ein Einfüllen für jede Filmdicke möglich ist, wird Al in die Ausnehmung in einem in Fig. 3 gezeigten schraffierten Bereich gefüllt und eine Trennung wird in der Ausnehmung nicht auftreten, es wurde nämlich bestätigt, daß die Zwischenverbindung nicht getrennt werden würde.

Fig. 4 zeigt einen Zusammenhang zwischen einer Herstellungsrate eines Reaktionsprodukts durch einen Oxidfilm als ein Substrat und Al und eine Temperatur davon, in einer logarithmischen Darstellung. Der in Fig. 4 dargestellte Graph wird unter Verwendung von R = 3.18×10¹⁷ exp -(2.562/kT) berechnet und zeigt den Zusammenhang zwischen der Reaktionsrate und der Temperatur. Hierbei bezeichnet k die Boltzmann-Konstante. Hierbei stellt R eine Reaktionsrate dar, um anzuzeigen, wieviel Reaktionserzeugnis in einer Angström-Einheit in einer Minute erzeugt wird.

Wie aus Fig. 4 ersichtlich, wird die Dicke für das Reaktionsprodukt durch die Temperatur und Zeit so bestimmt, daß wenn eine Temperaturanstiegsrate niedrig ist, das Reaktionsprodukt zwischen dem Substrat und Al gebildet wird. Wenn das Reaktionsprodukt zwischen dem Substrat und Al gebildet wird, wird eine Al-Atomversetzung in einer Grenzfläche zwischen dem Substrat und Al im wesentlichen behindert. Um zu erreichen, daß Al in die Ausnehmung gefüllt wird, muß die Agglomeration beendet sein, während das Reaktionsprodukt in der Grenzfläche zwischen dem Substrat und Al nicht gebildet wird.

Somit ist es erforderlich, aus der Zeit und Temperatur die Temperaturerhöhungsrate zu erhalten, bei der die Agglomerationstemperatur, wie in Fig. 3 gezeigt, erreicht wird. Wenn die Temperaturerhöhungsrate hoch ist, beginnt eine Agglomeration, während fast kein Reaktionsprodukt erzeugt wird. Wenn die Temperatur niedrig ist, ist es außerdem bekannt, daß das Reaktionsprodukt nicht produziert wird.

Aus den obigen Tatsachen ist in Fig. 5 eine Beziehung zwischen einer Al-Filmdicke und der Temperaturanstiegsrate gezeigt. Ein Grund, dafür daß eine Filmdicke in einer vertikalen Achse in Fig. 5 vorgesehen ist, liegt darin, daß sich eine Temperatur, bei der die Agglomeration beginnt, mit einer Filmdicke wie in Fig. 3 gezeigt, ändert.

Fig. 5 wurde erstellt aufgrund eines Standards, bei dem das Reaktionsprodukt für eine Atomschicht gebildet wird, da wenn das Reaktionsprodukt nur für eine Atomschicht gebildet wird, dies ebenso wie zwei oder drei Atomschichten sein wird. Wie aus Fig. 5 ersichtlich, müssen die Temperaturanstiegsraten größer als 0.18°C/sek, 0.74°C/sek bzw. 2.11°C/sek sein, wenn die Filmdicke beispielsweise 2000 Ångström, 3000 Ångström und 6000 Ångström ist.

Beim Ableiten der Temperaturerhöhungsrate in jeder Al-Filmdicke ist es bekannt, daß das Reaktionsprodukt in einer Grenzfläche zwischen einem thermischen Oxidfilm und einem Al-Dünnfilm ausreichend dünn ist, so daß das Reaktionsprodukt den Dünnfilm nicht von einer Agglomeration abhalten kann, falls die Temperatur auf eine Agglomerations-Starttemperatur auf eine Rate erhöht wird, die in Fig. 5 in einem schräg schraffierten Bereich gezeigt ist.

Fig. 6A zeigt eine Kristallorientierung des eingefüllten Al. Die in Fig. 6A gezeigte Kristallorientierung wurde unter Verwendung eines Elektronenbeugungsverfahrens erhalten. In der gleichen Figur ist eine (111)-Fläche gebildet, die eine minimale Oberflächenenergie von einer Bodenfläche und einer Seitenfläche einer Ausnehmung 18 aufweist, so daß bestätigt wurde, daß der größere Anteil von in der Ausnehmung 18 gebildeten gefüllten Zwischenverbindungen 19 ein Einkristall der gleichen Orientierung ist. Außerdem war ein Winkel einer Ausnehmungs-Bodenfläche bezüglich einer Ausnehmungs-Seitenfläche 75 Grad. Es soll darauf hingewiesen werden, daß der Winkel der Bodenfläche bezüglich der Seitenfläche in dem Bereich von 70e32′ ± 20. sein kann.

Fig. 6B zeigt eine SEM-(Rasterelektronenmikroskop)-Fotografie der in die Ausnehmung 18 gefüllten Al-Zwischenverbindung.

Wenn ein Abbiegungsabschnitt einer Verdrahtung 20 um 120° oder 60° abgebogen ist, wurde für den Fall eines Anzeigens der Kristallorientierung unter Bezugnahme auf Fig. 7A und Fig. 7B bestätigt, daß eine Kristallkorngrenze in dem Abbiegungsabschnitt nicht auftritt. Die Tatsache wurde außer bei der ersten Ausführungsform bei anderen Ausführungsformen ebenso bestätigt.

Fig. 8 zeigt ein Auswerteergebnis bezüglich der Zuverlässigkeit der Al-Verdrahtung mit einer Breite von 1.2 µm in der ersten Ausführungsform. Die Auswertung wurde unter einer Beschleunigungsbedingung durchgeführt, bei der eine Stromdichte 1.5×10⁷ A/cm² ist und eine Temperatur für das Substrat 100°C ist. Dann wurde die herkömmliche Verdrahtung nach ungefähr 60 Sekunden unterbrochen, während in der ersten Ausführungsform die eingefüllte Verdrahtung bis 9000 Sekunden nicht unterbrochen wurde.

Für den Fall, bei dem die Verdrahtung derart ist, daß eine durchschnittliche Korngröße 2-3 µm, wie in der herkömmlichen Praxis ist, kann die Stromdichte bei der 10 FIT bei 100°C garantiert ist, nicht weiter als 10⁶ A/cm² gehen. Im Gegensatz dazu kann mit der in der Ausführungsform hergestellten Verdrahtung 10 FIT bei einer 10⁶ A/cm² übersteigenden Stromdichte garantiert werden.

In der obigen ersten Ausführungsform wurde eine Erklärung durchgeführt, bei der ein Verdrahtungsmuster mit einer Ausnehmungsgestalt auf einer thermischen Oxidfilmoberfläche gebildet wird. Jedoch kann ein Isolator, wie ein BPSG-Film, PSG-Film, SiO₂-Film, SiN-Film, BN-Film und ein Polyimidfilm oder dergleichen verwendet werden.

Obwohl in der ersten Ausführungsform ein Schutzlack-Rückätzverfahren zum Entfernen des in einem weiten Bereich, in dem kein Verdrahtungsmuster existiert, zurückgebliebenen Verdrahtungsmetalls verwendet wird, können außerdem andere Entfernungsverfahren wie chemisches Polieren, mechanisches Polieren, chemisch-mechanisches Polieren oder ein Abhebeverfahren verwendet werden, bei dem C oder TiN für eine Unterschicht des Verdrahtungsmetalls verwendet werden kann. Beispielsweise kann C und TiN durch Sauerstoffätzen bzw. einer H₂O₂-Lösung entfernt werden. Alternativ kann das verbleibende (Rest)-Metall in eine getrennt vorgesehene Dummy- bzw. Scheinausnehmung gefüllt werden, damit es keinen Kurzschluß der Zwischenverbindung bewirkt.

Unter Bezugnahme auf Fig. 9 kann Al durch Agglomeration in einer wie in der ersten Ausführungsform beschriebenen Art in eine Ausnehmung gefüllt werden, die ein Kontaktloch oder eine Durchkontaktierung aufweist. Außerdem kann das Al in das Kontaktloch oder die Durchkontaktierung alleine gefüllt werden. Es wurde unter Verwendung einer TEM-(Durchstrahlungselektronenmikroskop)- Auswertung festgestellt, daß das Al, das so in das Kontaktloch oder die Durchkontaktierung gefüllt wurde, keine Kristallkorngrenze aufwies.

Außerdem soll darauf hingewiesen werden, daß die obige erste Ausführungsform auf einen Fall angewendet werden kann, bei dem die Verdrahtungsmetalle anstelle von Al eine Al-Legierung, Cu, Ag, Au, Pt und so weiter sind.

Ausführungsform Nr. 2

Fig. 10A-10C zeigen Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der zweiten Ausführungsform.

In der zweiten Ausführungsform wurde ein Substrat verwendet das ein Einkristall Si 11 mit einer (100)-Oberflächenorientierung ist. Ein thermischer Oxidfilm 12, dessen Dicke 1 µm ist, wurde auf dem Si-Substrat 11 gebildet und auf dem thermischen Oxidfilm 12 wurde mittels der Fotolithografie und einem reaktiven Ionenätzen (RIE) eine Ausnehmung 18 für ein Verdrahtungsmuster gebildet, dessen Tiefe und Breite 0.02 µm-0.5 µm bzw. 0.5 µm-2 µm waren.

Ähnlich wie bei der ersten Ausführungsform wurde eine innere Oberfläche der Ausnehmung 18 durch das RIE-Verfahren mit guter Benetzbarkeit gebildet. Dann wurde ein Mischgas aus CF₄ und H₂ verwendet und jedes Gas aus CF₄ und H₂ wurde bei einer Flußrate von 16 SCCM bzw. 24 SCCM zugeführt. Der Druck zum Zeitpunkt eines Ätzens wurde auf 40 mTorr gesteuert und eine angewendete Energie zum Zeitpunkt des Ätzens war 800 W. Danach wurde eine Restschutzschicht in einer Sauerstoffplasma-Atmosphäre entfernt. Danach wurde eine Reinigung in einer Mischflüssigkeit aus Schwefelsäure und Wasserstoffperoxid Wasser durchgeführt.

Unter Bezugnahme auf Fig. 10B wurde als nächstes ein Al-Dünnfilm 21 auf dem thermischen Oxidfilm 12 mittels eines Vorspann-Aufstäubungsverfahrens (bias sputtering method) ohne Temperung darauf gebildet. Dann wurde Al mit einer Reinheit von 99.9999% als ein Aufstäubungsziel verwendet und das Al wurde auf eine Dicke von 0.02 µm bis 0.5 µm gebildet. Ar war ein Gas, das bei dem Aufstäuben verwendet wurde, ein Hintergrunddruck war kleiner als 10^-6 Torr, ein Druck beim Aufstäuben war 3×10^-3 Torr und eine angewendete Energie war 6 kW, um den Film zu bilden, während die Bildung des natürlichen Oxidfilms unterdrückt wurde.

Als nächstes wurde ähnlich wie wiederum in der ersten Ausführungsform die obige Einrichtung unter Verwendung einer Halogenlampen-Erwärmeinrichtung von einer Rückseite des Substrats bei dem gleichen Vakuumhintergrund wie bei dem Aufstäuben für die Dauer von einer Minute getempert, wie in Fig. 10C gezeigt. Mit anderen Worten wurde die Einrichtung in-situ getempert, so daß als ein Ergebnis der Agglomeration Al in die Ausnehmung gefüllt wird. Eine Zieltemperatur für diesen Temperungsprozeß wurde in einem Bereich von 300°C bis 660°C durchgeführt. Danach wurde das Al, das in einem Abschnitt eines weiten Bereichs zurückgelassen wurde, indem ein Verdrahtungsmuster nicht gebildet wurde mittels eines Schutzlack-Rückätzverfahrens gebildet.

Der unter Verwendung des Vorspann-Aufstäubungsverfahrens gebildete Al-Film 21 ist derart, daß die Al-Filmdicke innerhalb der Ausnehmung 18 ziemlich dick ist und in einem flachen Bereich, der die Ausnehmung 18 ausschließt, ziemlich dünn ist. Deswegen beginnt die Agglomeration des Al-Films von dem flachen Bereich. Somit beginnt das Al, sich in die Ausnehmung 18 zu bewegen. Als eine Folge wurde der Betrag des in dem flachen Bereich zurückgelassenen Al verkleinert, um einen Entfernungsprozeß dafür zu erleichtern. Es soll erwähnt werden, daß irgendein Verfahren anstelle des Vorspann-Aufstäubens verwendet werden kann, falls das Verfahren ermöglicht, daß die Filmdicke innerhalb der Ausnehmung ziemlich dick ist und in dem flachen Bereich, der die Ausnehmung ausschließt, relativ dünn ist.

Die gleichen Dinge, die in der ersten Ausführungsform beschrieben sind, sind bezüglich des Winkels der Bodenfläche bezüglich der Seitenfläche, des Winkels eines abgebogenen Abschnitts der Zwischenverbindung, des Verfahrens eines Entfernens des Restverdrahtungsmetalls und die Bildung von getrennten Schein-(bzw. Dummy)-Ausnehmungen, die in der ersten Ausführungsform dargestellt sind, auf die zweite Ausführungsform anwendbar.

Wenn die Zuverlässigkeit des in der zweiten Ausführungsform gebildeten Al, dessen Breite 0.5 µm ist, in einem Beschleunigungstest getestet wurde, bei dem die Stromdichte in der Größenordnung von 10⁷ A/cm² war, wurde die Zuverlässigkeit von kleiner als 10 FIT unter einer Testbedingung von 100°C erhalten.

In der obigen zweiten Ausführungsform wurde ein Filmbildungsverfahren beschrieben, bei dem eine Verdrahtungsmetall-Filmdicke innerhalb der Ausnehmung mit Blick zu einem Zeitpunkt einer Filmbildung dicker ist als eine in dem flachen Bereich, der die Ausnehmung ausschließt.

Jedoch ist es ebenso wünschenswert, einen Prozeß durchzuführen, bei dem nach der Filmbildung die Filmdicke innerhalb der Ausnehmung dicker hergestellt ist als eine in dem flachen Bereich, der die Ausnehmung ausschließt. Beispielsweise wird der Film in dem flachen Bereich, der die Ausnehmung ausschließt, mittels des Schutzlack-Rückätzverfahrens oder mittels des Schleif- bzw. Polierverfahrens dünn hergestellt, nachdem der Film durch das gewöhnliche Aufstäubungsverfahren gebildet ist; danach wird das Verdrahtungsmetall in die Ausnehmung durch Agglomeration gefällt. Wenn der natürliche Oxidfilm auf der Oberfläche eines Verdrahtungsmetallfilms während des obigen Prozesses gebildet wird, soll der natürliche Oxidfilm entfernt werden. Durch Verwirklichung der zweiten Ausführungsform oder anderer ähnlicher Verfahren, kann das Rest-Verdrahtungsmetall, das nicht in die Ausnehmung gefüllt ist, beträchtlich verringert werden.

Ausführungsform Nr. 3

Die dritte Ausführungsform behandelt ein Verfahren, bei dem ein Film, dessen Material sich von einem Zwischenschicht-Isolationsfilm unterscheidet, in der Ausnehmung gebildet wird.

Fig. 11A bis 11E zeigen Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der dritten Ausführungsform.

Ein Einkristall Si 11 mit einer (100)-Oberflächenorientierung wird als ein Substrat verwendet. In der dritten Ausführungsform wurde ein Borphosphorsilikatglas-(BPSG)-Film 12 mit 1 µm Dicke auf dem Substrat 11 durch ein chemisches Aufdampfungs-(CVD)-Verfahren gebildet und eine planare Bearbeitung wurde auf der BPSG-Filmoberfläche durch ein Schmelz-Rückflußverfahren durchgeführt. Der Grund hierfür liegt darin, daß, wenn Unregelmäßigkeiten ohne die planare Verarbeitung zurückgelassen werden, das Verdrahtungsmetall in die Ausnehmung gefüllt werden kann, wo eine derartige Metalleinfüllung darin nicht benötigt wird. Danach wurde unter Bezugnahme auf Fig. 11A durch die Fotolithografie und das reaktive Ionenätzen (RIE) auf der Oberfläche des BPSG-Films eine Ausnehmung 18 mit einem für eine Verdrahtung gestaltetem Muster gebildet, wobei sowohl die Tiefe als auch die Breite 0.5 µm sind.

Die bei dem RIE verwendeten Gase sind eine Mischung aus CF₄ und H₂, die bei einer Rate von 16 SCCM bzw. 24 SCCM fließen. Ein Druck zum Zeitpunkt eines Ätzens wurde auf 40 mTorr gesteuert und eine angewendete Energie zum Zeitpunkt eines Ätzens war 800 W. Danach wurde ein Schutzlack (bzw. Photolack) in einer Sauerstoffplasma-Atmosphäre davon entfernt. Danach wurde eine Reinigung in einer Mischflüssigkeit aus Schwefelsäure und Wasserstoffperoxid-Wasser durchgeführt.

Als nächstes wurde unter Bezugnahme auf Fig. 11B ein Nb-(Niobium)-Dünnfilm 22 auf dem BTSG-Film 12 durch ein D.C.-Magnetron-Aufstäubungsverfahren durchgeführt, ohne eine Temperung darauf durchzuführen. Dann wurde Nb mit einer Reinheit von 99.9999 % als ein Aufstäubungsziel verwendet und Nb wurde bei einer Dicke von 50 nm gebildet. Ar war ein Gas, das bei der Aufstäubung verwendet wurde, ein Hintergrunddruck war niedriger als 10^-6 Torr, ein Druck beim Aufstäuben war 3×10^-6 Torr und eine angewendete Energie war 1 kW. Danach wurde unter Bezugnahme auf Fig. 11C der Nb-Film entfernt, der sich an anderen Gebieten als an der Ausnehmung befand.

Danach wurde unter Bezugnahme auf Fig. 11D durch das D.C.-Magnetron-Aufstäubungsverfahren ohne eine Temperung ein Cu-Dünnfilm 23 über das Substrat aufwachsen gelassen. Dann wurde Cu mit einer Reinheit von 99.9999% für das Aufstäubungsziel verwendet und Cu wurde auf eine Dicke von 0.4 µm aufgewachsen gelassen. Das bei der Aufstäubung verwendete Gas war Ar, der Hintergrunddruck war niedriger als 10^-8 Torr, der Druck beim Aufstäuben war 3×10^-3 und die angewendete Energie war 1 kW, um den Cu-Dünnfilm zu bilden, wobei die Bildung des natürlichen Oxidfilms darauf unterdrückt wurde.

Als nächstes unterlief die obige Einrichtung einen Temperungsprozeß bei dem gleichen Vakuum-Hintergrund, wie bei der Aufstäubung für eine Dauer von 1 Minute, um Cu in die Ausnehmung durch Agglomeration zu füllen. Mit anderen Worten wurde die Einrichtung in-situ getempert, so daß Cu als eine Folge der Agglomeration in die Ausnehmung gefüllt wurde. Der Temperungsprozeß wurde bei 550°C durchgeführt. Danach wurde unter Bezugnahme auf Fig. 11E das auf einem flachen Abschnitt eines weiten Bereiches zurückgelassene Cu durch das mechanische Schleif- bzw. Polierverfahren entfernt.

Der Grund, warum Nb als ein Substrat für Cu verwendet wird, liegt darin, daß Nb eine höhere Barriereeigenschaft gegenüber Cu besitzt und Nb eine bessere Haftfähigkeit an einer Grenzfläche zwischen Cu und Nb besitzt, so daß es unwahrscheinlich ist, daß die Agglomeration auf Nb auftritt und somit das Cu auf dem flachen BPSG-Bereich wirksam in die Ausnehmung bewegt werden kann.

Der so gebildete Cu-Film besitzt eine bessere Orientierungseigenschaft und eine Vergrößerung einer Korngröße davon wurde durch eine Auswertung mit einem Röntgenstrahl-Beugungsverfahren und einem Durchstrahl-Elektronenmikroskop (TEM) bestätigt.

Beim Testen der Zuverlässigkeit des in der dritten Ausführungsform gebildeten Cu, dessen Breite 0.5 µm war, in einem Beschleunigungstest, bei dem die Stromdichte in der Größenordnung von 10⁷ A/cm², wurde die Zuverlässigkeit von weniger als 10 FIT bei einer Testbedingung von 100°C erhalten.

Obwohl der Cu-Dünnfilm in der dritten Ausführungsform durch das D.C.-Magnetron-Aufstäubungsverfahren gebildet wird, kann außerdem das Vorspann-Aufstäuben (bias sputtering) anstelle davon verwendet werden, so daß die Verdrahtungsmetall-Filmdicke innerhalb der Ausnehmung größer ist als eine in dem flachen Bereich, der die Ausnehmung ausschließt, wie in der zweiten Ausführungsform. Außerdem sind die gleichen Dinge wie in den ersten und zweiten Ausführungsformen hier auf die dritte Ausführungsform anwendbar, bezüglich des Winkels der Bodenfläche bezüglich der Seitenfläche, des Winkels des abgeknickten Abschnittes der Zwischenverbindung und des Verfahrens zum Entfernen des Rest-Verdrahtungsmetalls.

Ausführungsform Nr. 4

In der vierten Ausführungsform wird ein Verfahren dargestellt, zum Bilden eines zweiten Verdrahtungs-Dünnfilms auf einem ersten Metall-Dünnfilm, der in die Ausnehmung durch die Agglomeration gefüllt ist.

Fig. 12A-12D und Fig. 13A-13C zeigen Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der vierten Ausführungsform.

Unter Bezugnahme auf Fig. 12A wird ein Einkristall Si als ein Substrat 11 verwendet und ein thermischer Oxidfilm 12 wurde auf dem Si-Substrat 11 mit einer Dicke von 100 nm gebildet.

Als nächstes wurde unter Bezugnahme auf Fig. 12B ein Maskierungsmuster 13 unter Verwendung der gewöhnlichen Fotolithografie gebildet, nachdem ein Schutzlack angewendet wurde. Für den Fall, bei dem ein feines Maskierungsmuster 13 durch die gewöhnliche Fotolithografie nicht gebildet werden kann, kann eine Elektrodenstrahllithographie verwendet werden. Dann wird eine Gestalt für das Maskierungsmuster 13 derart gebildet, daß eine Vielzahl von Ausnehmungen mit einer geradlinigen Gestalt periodisch und parallel angeordnet werden. Die Tiefe einer Ausnehmung ist 0.6 µm und die Teilung ist 1.2 µm.

Danach wurde unter Bezugnahme auf Fig. 12C eine Ätzung auf dem thermischen Oxidfilm bei einer Dicke von 50 nm unter Verwendung des RIE-Verfahrens so durchgeführt, um die Ausnehmung zu bilden und der Schutzlack wurde entfernt. Dabei war das bei dem Ätzen verwendete Gas CF₄, ein Ätzdruck war 7.8 mTorr und die angewendete Energie war 50 W. Durch das RIE-Verfahren wurden die Bodenflächen und die Seitenflächen der Ausnehmung so hergestellt, daß deren Benetzbarkeit gut ist.

Unter Bezugnahme auf Fig. 12D wurde auf dem thermischen Oxidfilm 12, in dem die Ausnehmungen durch eine oben beschriebene Mustererzeugung gebildet wurden, ein erster Al-Film 14, dessen Reinheit größer als 99.999% ist, bei einer Dicke von 20 nm, bei Raumtemperatur und mittels des D.C.-Magnetron-Aufstäubens abgelagert. Das für die Aufstäubung verwendete Gas war Ar, der Hintergrunddruck war niedriger als 10^-8 Torr, der Aufstäubungsdruck war 3×10^-3 Torr und die angewendete Energie war 6 kW, um den ersten Al-Film zu bilden, der die Bildung des natürlichen Oxidfilms darauf unterdrückt.

Danach wurde unter Bezugnahme auf Fig. 13A in der gleichen Weise wie in den vorangegangenen Ausführungsformen, das Substrat 11 bei 350°C für eine Minute unter der Bedingung getempert, daß der Hintergrunddruck beim Aufstäuben intakt gehalten wurde, nämlich daß die Bildung des natürlichen Oxidfilms auf dem ersten Al-Dünnfilm unterdrückt wurde, so daß der erste Al-Dünnfilm agglomeriert wurde und ein Al-Kristallkeim 15 innerhalb der Ausnehmung gebildet wurde. Dann wächst nahezu kein natürlicher Oxidfilm auf der Oberfläche des Kristallkeims 15 auf.

Danach wurde unter Bezugnahme auf Fig. 13B unter Beibehaltung des Zustandes des obigen Hintergrunddrucks (nämlich des obigen Vakuumpegels) und bei einer Unterdrückung der Bildung eines natürlichen Oxidfilms auf der Oberfläche des Al-Kristallkeims ein zweiter Al-Dünnfilm 16 bei einer Dicke von 380 nm durch das Aufstäuben gebildet. Dann wurde das Aufstäuben unter der gleichen Bedingung wie bei der Bildung des ersten Al-Dünnfilms durchgeführt.

Dann wurde die Einrichtung einer Temperungsverarbeitung bei 450°C für 15 Minuten in einer Atmosphäre einer Mischung aus Wasserstoff und Nitrid unterzogen. Zuletzt wurde die Schutzlackmaskierung gebildet und der aus dem ersten Al-Dünnfilm und dem zweiten Al-Dünnfilm bestehende Al-Dünnfilm wurde einer Ätzverarbeitung unterzogen, so daß ein Elektrodenverdrahtungsmuster 17 gebildet wird.

Fig. 14 zeigt einen Orientierungszusammenhang zwischen der auf dem thermischen Oxidfilm 12 gebildeten Ausnehmung und des Al-Kristallkeims 15. Die gleiche Figur zeigt ein Beispiel einer Querschnittsansicht eines Al-Kristallkeims, der in die Ausnehmung gefüllt ist. Wenn jede Kristallfacette von ihrem Winkel identifiziert wird, wurden die jeweiligen Kristallfacetten, wie in Fig. 14 gezeigt, festgestellt. Außerdem wurde durch Beobachtung der Querschnitte von anderen Kristallkeimen festgestellt, daß eine durch die Kristallfacette bestimmte Querschnittsgestalt gleich war und die planare Orientierung in der Ebene des Kristallkeims in seiner Oberfläche wurde gesteuert, um die gleiche Orientierung anzuzeigen.

Fig. 15A-15C zeigen Ergebnisse für eine normal zum Substrat orientierte bevorzugte (111)-Richtung, die durch die Röntgenstrahl-Beugungstechnik beobachtet wird. Die in Fig. 15 gezeigten Kurven sind sogenannte Wippkurven bzw. Schwankungskurven. Ein gebeugter Röntgenstrahl wird derart erfaßt, daß der Einfallswinkel des Röntgenstrahls zu einem Winkel gemäß der Al-(111)-Richtung ausgerichtet ist. Je schmäler eine Gesamtbreite bei einer halben Maximalintensität des Scheitels ist, desto geringer ist eine Versetzung in der Kristallorientierung, so daß ein Orientierungsgrad besser ist.

Unter Bezugnahme auf Fig. 15A ist die Schwankungskurve von Al gezeigt, das durch das herkömmliche Verfahren gebildet wird, bei dem ein Scheitel in zwei Scheitel geteilt ist. Die gleiche Figur zeigt, daß jedes der Kristallkörner, die in dem Film existieren, miteinander in Wechselwirkung treten, wodurch deren Orientierung verschlechtert wird.

Andererseits werden durch die Realisierung der vierten Ausführungsform die in Fig. 15B und Fig. 15C gezeigten Scheitel erhalten, die sehr spitz sind. Fig. 15B zeigt einen Scheitel des Al-Films, der auf dem thermischen Oxidfilm gebildet ist, auf dessen Oberfläche keine Ausnehmung gebildet ist. Fig. 15C zeigt einen Scheitel des Al-Films, der auf dem thermischen Oxidfilm gebildet ist, wo die in Fig. 12 und 13 gezeigten Ausnehmungen gebildet sind.

Unter Bezugnahme auf Fig. 15B ist sogar für den Fall, bei dem keine Ausnehmung auf dem thermischen Oxidfilm gebildet ist, die Gesamtbreite der halben Maximalintensität des Scheitels schmaler im Vergleich zu dem in dem herkömmlichen Filmbildungsverfahren gebildeten Al-Film. Durch diese Tatsache wird deutlich angezeigt, daß die weitere bevorzugte Orientierung in einem Verfahren bewirkt wird, bei welchem der erste Al-Film getrennt wird, um so einen Kristallkeim (obwohl nicht dargestellt) zu bilden und der zweite Al-Film wächst aufgrund des Kristallkeims.

Unter Bezugnahme auf Fig. 15C, die vorgesehen ist, um den Scheitel für den Al-Film zu zeigen, der auf dem thermischen Oixidfilm mit den Ausnehmungen darauf gebildet ist, ist der Scheitel im Vergleich zu dem Fall, bei dem keine Ausnehmung gebildet wird, weiter geschmälert, so daß das Bilden der Ausnehmung auf der Oberfläche des thermischen Oxidfilms die weitere bevorzugte Orientierungseigenschaft weiter verbessert.

Wenn die Zuverlässigkeit einer gemäß der vierten Ausführungsform hier gebildeten 1 µm-Verdrahtung in dem Beschleunigungstest ausgewertet wurde, bei dem die Stromdichte in der Größenordnung von 10⁷ A/cm² war, wurde die Zuverlässigkeit von weniger als 10 FIT erhalten.

Unter Bezugnahme auf Fig. 16A sind die auf der Oberfläche des thermischen Oxidfilms gebildeten Ausnehmungen eine Vielzahl von parallelen geradlinig gestalteten Ausnehmungen. Jedoch können die Ausnehmungen unter Bezugnahme auf Fig. 16B in einer Vielzahl von gleichschenkligen Dreiecken in einer Weise angeordnet werden, daß jede entsprechende Seite des gleichschenkligen Dreiecks parallel ist. Unter Bezugnahme auf Fig. 16C können die Ausnehmungen auch in einer Sägezahngestalt in einer Weise angeordnet werden, daß ein Winkel zwischen den benachbarten Seiten, ein Winkel zwischen einer Seite und einer verlängerten Linie der anderen Seite und ein Winkel einer verlängerten Linie von jeder Seite alle 60° betragen.

Für jeden der obigen Fälle wurde der durch Agglomeration des ersten Dünnfilms gebildete Kristallkeim in die Ausnehmung gefüllt und eine Rotation in der Ebene bzw. planare Rotation für die Kristallkörner wurde in der gleichen Weise gesteuert wie bei den geradlinigen Ausnehmungen, so daß die Zuverlässigkeit einer gebildeten Zwischenverbindung verbessert wurde.

In der vierten Ausführungsform wird ein Verfahren beschrieben, bei dem die gewöhnliche Aufstäubung verwendet wurde, wenn der erste Metallfilm gebildet wurde. Es soll darauf hingewiesen werden, daß die Verdrahtungsmetall-Filmdicke innerhalb der Ausnehmung im Verlauf der Filmbildung dicker sein kann als eine in dem flachen Bereich, der die Ausnehmung ausschließt, wie in der zweiten Ausführungsform. Außerdem soll darauf hingewiesen werden, daß die Verdrahtungsmetall-Filmdicke in dem Bereich außerhalb der Ausnehmung nach Bildung des Films dünner gemacht werden kann als eine in der Ausnehmung, oder der Verdrahtungsmetallfilm außerhalb der Ausnehmung kann durch einen gewissen Prozeß entfernt werden. Wenn der natürliche Oxidfilm auf der Oberfläche davon aufwächst, wird bevorzugterweise danach ein Prozeß durchgeführt, um den natürlichen Oxidfilm zu entfernen. Wenn der sich außerhalb der Ausnehmung befindliche Verdrahtungsmetallfilm vollständig entfernt wird, kann der Verdrahtungsmetallfilm außerdem agglomeriert werden.

Ausführungsform Nr. 5

In der fünften Ausführungsform ist ein Volumen des in die Ausnehmung zu füllenden Verdrahtungsmetalls minimiert und eine gleichmäßig gefüllte Verdrahtung wird unter Verwendung einer Schicht mit verbesserter Benetzbarkeit realisiert.

Fig. 17A-17D zeigen Querschnittsansichten zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung gemäß der fünften Ausführungsform.

Ein Einkristall Si (111) wird als ein Substrat verwendet. In der vierten Ausführungsform wird unter Bezugnahme auf Fig. 17A ein thermischer Oxidfilm 12 mit 1 µm Dicke auf dem Si-Substrat 11 aufgewachsen und auf dem thermischen Oxidfilm wird durch eine Fotolithografie und einem reaktiven Ionenätzen (RIE) eine Verdrahtungsmuster-Ausnehmung 18 gebildet, dessen Tiefe und Breite 0.4 µm bzw. 0.6 µm sind.

Bei dem RIE-Verfahren wird vorzugsweise ein Mischgas aus CR₄ und H₂ verwendet und jedes Gas wird vorzugsweise bei einer Flußrate von 16 SCCM bzw. 24 SCCM zugeführt. Ein Druck zum Zeitpunkt des Ätzens wird vorzugsweise auf 40 mTorr gesteuert und eine angewendete Energie zum Zeitpunkt des Ätzens ist vorzugsweise 800 W. Danach wird eine Restschutzschicht in einer Sauerstoffplasma-Atmosphäre entfernt. Danach wird eine Reinigung in einer Mischflüssigkeit aus Schwefelsäure und Wasserstoffperoxid-Wasser durchgeführt.

Als nächstes wird unter Bezugnahme auf Fig. 17B ein C-(Kohlenstoff)-Film 24 durch das Magnetron-Aufstäuben auf dem thermischen Oxidfilm 12 gebildet. Dann wurde die Dicke des C-Films auf 0.02 µm, 0.05µm, 0.1 µm und 0.2 µm variiert. Das bei dem Aufstäuben verwendete Gas war Ar, ein Hintergrund-(Vakuum)-Druck war niedriger als 10^-8 Torr, ein Druck beim Aufstäuben war 3×10^-3 Torr und eine angewendete Energie war 4 kW.

Als nächstes wurde unter Bezugnahme auf Fig. 17C auf dem C-Film 24 sequentiell durch die D.C.-Magnetron-Aufstäubungstechnik ein Al-Dünnfilm bei der Dicke von 0.1 µm, 0.8 µm, ohne eine Temperung darauf, gebildet. Dann wurde Al mit einer Reinheit von 99.9999% als ein Aufstäubungsziel verwendet. Das bei dem Aufstäuben verwendete Gas war Ar, der Hintergrunddruck war niedriger als 10^-8 Torr, der Druck während des Aufstäubens war 3×10^-3 Torr und die angewendete Energie war 6 kW, um den Al-Film zu bilden, während die Bildung des natürlichen Oxidfilms auf der Al-Oberfläche unterdrückt wurde.

Als nächstes wurde unter Bezugnahme auf Fig. 17C und 17D die obige Einrichtung unter Verwendung einer Halogenlampe von einer Rückseite des Substrats bei dem gleichen Vakuumhintergrund wie bei dem Aufstäuben für eine Dauer von 45 sek getempert. Mit anderen Worten wurde die Einrichtung in-situ (an Ort und Stelle) getempert, so daß als Ergebnis einer Agglomeration Al in die Ausnehmung gefüllt wird. Die Zieltemperatur wurde von 300°C bis 660°C variiert.

Danach wurde Al, das in einem weiten Abschnitt zurückgelassen wurde, in dem ein Verdrahtungsmuster nicht gebildet wurde, durch eine chemisch-mechanische Schleif- bzw. Poliertechnik entfernt. Die Schleifkörner war kolloidales Siliziumoxid (feine SiO₂-Partikel), deren durchschnittlicher Korndurchmesser 35 nm ist und die in einer alkalischen wäßrigen Lösung verwendet wurden, um die Adsorption zwischen den Partikeln zu vermeiden. Der Großteil des C-Films 24 kann durch die Schleif- bzw. Polierpartikel nicht geschliffen bzw. poliert werden. Somit wurde das Schleifen zum Zeitpunkt gestoppt, zu dem eine Entfernung des Rest-Al in dem flachen Abschnitt abgeschlossen war, so daß die Oberfläche der Al-Zwischenverbindung nicht mehr geschliffen wurde als notwendig. Nach dem Schleifen wurde der noch verbleibende C-Film 24 in einem O₂-Plasma entfernt.

Die Material-Benetzbarkeit wurde durch das Gleichgewicht zwischen einer Oberflächenspannung und einer Grenzflächenspannung des Materials bestimmt. Unter Bezugnahme auf Fig. 18 ist gut bekannt, daß ein auf einem festen Material A plaziertes flüssiges Material B im Zustand eines thermischen Gleichgewichts eine kugelförmige Gestalt annimmt. In diesem Zustand ist eine gesamte freie Energie in einer Oberflächenspannung und einer Grenzflächenspannung minimiert, so daß das Material stabil wird. Dann sind die Oberflächenspannung (γ_A), die Grenzflächenspannung zwischen dem Material A und dem Material B (γ_AB) und die Oberflächenspannung des Materials B (γ_B) ausgeglichen, so daß die folgende Young-Gleichung erfüllt ist:

γ_B cos R = γ_A - γ_AB (1)

wobei Theta einen Winkel zwischen dem Material A und einem Kontaktabschnitt des Materials B darstellt und oft ein Kontaktwinkel genannt wird. Die Oberflächen- oder Grenzflächenspannung in dem thermischen Gleichgewicht wird allein durch das Material bestimmt, unabhängig von dessen Zustand. Wenn ausgedrückt wird, daß eine Benetzbarkeit zwischen dem Material A und dem Material B gut ist oder verbessert, bedeutet dies somit, daß der Kontaktwinkel relativ klein ist.

In der fünften Ausführungsform wurde der C-Film 24 als eine Schicht zum Verbessern einer Benetzbarkeit verwendet, um die Benetzbarkeit zwischen dem Al und dem Substrat zu verbessern, so daß die Effizienz bzw. Wirkungsgrad eines Einfüllens des Al in die Ausnehmung verbessert wurde. Durch eine Simulation soll gezeigt werden, daß die Effizienz des oberen Materials in die auf der Oberfläche des unteren Materials gebildete Ausnehmung verbessert ist, je besser die Benetzbarkeit zwischen einer oberen Schicht und einer auf die obere Schicht aufgebrachte untere Schicht ist.

Die Oberflächenenergie bei einem System des thermischen Gleichtgewichtszustands wird durch die folgende Gleichung ausgedrückt:

E = S_Aγ_AB + S_Aγ_AB + S_Bγ_B (2)

wobei in dem System davon S_A, S_AB und S_B ein Oberflächenbereich des Materials A, ein Grenzflächenbereich zwischen dem Material A und dem Material B bzw. ein Oberflächenbereich des Materials B ist.

Als nächstes ist unter Bezugnahme auf Fig. 19A ein System 1 gezeigt, bei dem eine Ausnehmung auf der Oberfläche des Materials A gebildet ist und das Material B kugelförmig auf der Oberfläche des Materials A mit der Ausnehmung agglomeriert ist. Unter Bezugnahme auf die Fig. 19B ist ein System 2 gezeigt, bei dem das Material B in die Ausnehmung gefüllt ist. Eine Änderung der freien Energie ΔE zwischen dem System 1 und dem System 2 wird wie folgt unter Verwendung von Gleichung (1) und (2) ausgedrückt:

ΔE = E₁ - E₂
= {S_B1 - S_B2 + (S_AB2 - S_AB1) cos R} γ_B = K · γ_B (3)

wobei K ein Koeffizient bezüglich der Oberflächenspannung γ_B des Materials B ist und tiefgestellte Indizes dafür jeweilige Systeme anzeigen. Die Oberflächenspannung γB des Materials B ist eine positive reelle Zahl, die durch Materialtypen bestimmt ist, so daß Δ E = E₁-E₂ < 0 und somit E₁ < E₂ ist, wenn K positiv ist. Wenn die Oberflächenenergie E₁ des Systems 1 niedriger ist als die Oberflächenenergie E₂ des Systems 2, dann verschiebt sich das System auf eines, dessen Oberflächenenergie niedriger ist.

Fig. 20 ist ein Graph, der die Abhängigkeit des Kontaktwinkels vom Wert K zeigt, der die Änderung der freien Energie genormt durch die Oberflächenspannung γ_B bedeutet. In der gleichen Figur zeigt eine vertikale Achse in dem Graph einen Wert von K in beliebigen Einheiten, wohingegen eine horizontale Achse einen Wert des Kontaktwinkels zeigt. Bei dieser Berechnung wird ein Volumen des Materials B als konstant angenommen, unabhängig von dem Kontaktwinkel. Um einen Vergleich mit einem experimentellen Ergebnis zu vergleichen, sind die Breite und Tiefe der Ausnehmung 0.6 µm bzw. 0.4 µm so daß angenommen wurde, daß die Größe davon ausreichend ist, um das Volumen des Materials B auszufüllen.

Unter Bezugnahme auf Fig. 20 ist der Wert von K positiv, wenn der Kontaktwinkel kleiner als 67° ist. Nun wird O definiert, um ein kritischer Einfüllwinkel zu sein, so daß der Wert von K Null wird. Es wird angezeigt, daß bei einem Winkel kleiner als der kritische Einfüllwinkel (das heißt in diesem Fall niedriger als 67°) das System 2, bei dem das Material B in die Ausnehmung gefüllt ist, eine niedrigere freie Oberflächenenergie aufzeigt, wodurch es stabiler ist als das System 1, bei dem das Material B auf das Material A mit der Ausnehmung darin kugelförmig agglomeriert ist. Wenn sich der Kontaktwinkel dem Nullpunkt annähert, welches bedeutet, daß die Benetzbarkeit verbessert ist, steigt der Wert von K an, wodurch die Einfüllwirksamkeit verbessert wird.

Die obige Simulation wurde bei der Breite und Tiefe der Ausnehmung von 0.6 µm bzw. 0.4 µm erhalten und wenn die Größe der Ausnehmung von der obigen Simulation abweicht wird der Wert des kritischen Einfüllwinkels davon variieren. Wenn der Kontaktwinkel niedriger ist als der kritische Einfüllwinkel, ist jedoch die Tendenz, bei der das Material B in die in dem Material A gebildete Ausnehmung gefüllt wird, invariant.

Es ist offensichtlich, daß die Tendenz nur durch die Benetzbarkeit (Kontaktwinkel) des Materials A und des Materials B unabhängig von dem dann verwendeten Material bestimmt ist.

In der fünften Ausführungsform wird der C-Film 24 als die Schicht zum Verbessern der Benetzbarkeit verwendet. Der C-Film 24 unterscheidet sich in der Benetzbarkeit gegenüber dem Al in Abhängigkeit von der Filmdicke des C-Films 24. Fig. 21 zeigt eine Korrelation zwischen dem Kontaktwinkel von Al und C und der Filmdicke. Bei der Messung des Kontaktwinkels wurde nach Bildung des C-Films mit einer Dicke von 0.02 µm, 0.05 µm, 0.1 µm und 0.2 µm auf dem flachen thermischen Oxidfilm der Al-Film mit 0.05 µm Dicke gebildet und dann wird eine Agglomeration mit in-situ-Temperung bei 500°C für 45 sek durchgeführt. Wenn die Dicke des C-Films kleiner als ungefähr 0.02 µm ist, sind Kontaktwinkel davon niedriger als der vorher berechnete kritische Einfüllwinkel von 67° (wobei die Breite und Tiefe der Ausnehmung 0.4 µm bzw. 0.6 µm sind).

Außerdem wird auf dem thermischen Oxidfilm eine Ausnehmung gebildet, danach wird der C-Film 24 mit verschiedenen Filmdicken gebildet und der Al-Film wird in die Ausnehmung durch Agglomeration gefüllt. Zum Zwecke einer Einfüllwirksamkeit wird nach der Bildung des Films 24 die Ausnehmung mit der Breite und Tiefe von 0.6 µm bzw. 0.4 µm und bei einem Intervall von 1.2 µm gebildet, danach wird der Film 24 gebildet und die Anzahl von Al-Inseln, die darauf kugelförmig agglomeriert sind, wird gezählt. Als Folge davon wird festgestellt, daß je kleiner der Kontaktwinkel ist desto geringer ist die Anzahl von Al-Inseln, die agglomerieren, um die Al-Einfüllwirksamkeit zu verbessern.

Wenn die kugelförmig agglomerierte Al-Insel mit den in die Ausnehmung gefüllten Al-Linien in Kontakt steht, wurde durch den Anmelder unter Verwendung eines TEM (Durchstrahlungs-Elektronen-Mikroskops) zum erstenmal entdeckt, daß eine Korngrenze in der Nähe des Kontaktabschnitts existiert. Es wurde angenommen, daß dieses Phänomen darauf zurückzuführen ist, daß die Al-Linien in der Ausnehmung sich vorzugsweise durch eine innere Oberfläche der Ausnehmung so orientieren, daß deren Kristallorientierung regelmäßig bestimmt wird, während die kugelförmige agglomerierte Al-Insel einen kleineren Kontaktbereich mit der inneren Oberfläche der Ausnehmung besitzt, so daß eine Kristallorientierung zufällig ist.

Die kugelförmig agglomerierte Al-Insel wird oft so gebildet, daß sie sich über die Einkristall-Zwischenverbindung erstreckt, die in eine Vielzahl von Ausnehmungen gefüllt sind und somit ein Problem einer Leitfähigkeit der Zwischenverbindung verursachen. Sogar für einen Fall, bei dem die mit der Einkristall-Zwischenverbindung in Kontakt stehenden kugelförmig agglomerierten Al-Inseln in einem späteren Prozeß entfernt werden können, kann eine Kristallkorngrenze in einem Abschnitt der Einkristall-Zwischenverbindung nach der Entfernung davon zurückbleiben, welches somit möglicherweise zu einer Herabsetzung der Verdrahtungszuverlässigkeit beiträgt.

Um derartige Probleme zu beseitigen, ist es notwendig, den Fall zu vermeiden, bei dem das in die Ausnehmung zu füllende Al-Volumen größer ist als dasjenige, das notwendig ist, so daß kugelförmig agglomerierte Al-Inseln gebildet werden und um den Fall zu vermeiden, bei dem das Al-Volumen geringer ist als dasjenige, welches notwendig ist, so daß die Zwischenverbindung unterbrochen ist. In der obigen Erfahrung und Berechnung wurde gezeigt, daß die Einfüllwirksamkeit in die Ausnehmung durch Verbessern der Benetzbarkeit verbessert ist und in diesem Fall wurde angenommen, daß das Volumen von zu füllendem Material gleich oder geringer ist als das Volumen der Ausnehmung. Jedoch weicht bei einer realen Elektrodenverdrahtung der Halbleitereinrichtung die Position und Gestalt der Zwischenverbindung gemäß ihrer Verwendung ab, so daß Abschnitte existieren, deren Verdrahtung dicht ist und andererseits nicht so dicht hergestellt ist.

Wenn das Material B auf dem flachen Material A mit einer oben beschriebenen Temperung agglomeriert ist, bildet das Material B einige kugelförmige Agglomerationen. Wenn die Ausnehmung auf dem Material B vorgesehen ist, tendiert der getemperte Dünnfilm aus Material B dazu, kugelförmig agglomeriert zu sein, um die freie Energie der Oberfläche zu stabilisieren. Wenn die Agglomeration über die Ausnehmung ausgedehnt wird, kann der Film jedoch stabilisierter sein, falls er in die Ausnehmung gefüllt ist.

Unter Bezugnahme auf Fig. 22A existieren sowohl eine dicht angeordnete Verdrahtungsausnehmung und eine nicht dicht angeordnete Verdrahtungsausnehmung in der gleichen Einrichtung, eine agglomerierte Metallgrenze erstreckt sich über die Ausnehmung, so daß dies in die Ausnehmung gefüllt werden kann, wenn die Verdrahtungsausnehmung dicht angeordnet ist, während eine kleine Menge des agglomerierten Metalls nicht in die Ausnehmung gefüllt werden kann, wenn die Ausnehmung nicht dicht angeordnet ist. Um dieses Problem zu lösen, wird unter Bezugnahme auf Fig. 22B die Filmdicke des Materials B vergrößert, um den Grenzbereich des agglomerierten Metalls zu vergrößern. Obwohl sich jedoch das agglomerierte Metall über die Ausnehmung erstreckt, um in die Ausnehmung gefüllt zu werden, wird das Material B, das das Volumen der Verdrahtungsausnehmung übersteigt, kugelförmig auf der Zwischenverbindung agglomeriert, wodurch die Korngrenze gebildet wird.

Somit wird unter Bezugnahme auf Fig. 22C durch Vorsehen der Ausnehmung in dem Material C, die eine gute Benetzbarkeit mit dem Material A aufweist, der Kontaktwinkel davon verkleinert und der Grenzbereich wurde ohne Vergrößern des Volumens des agglomerierten Materials vergrößert, so daß ein gleichmäßiges Einfüllen unabhängig von der Tatsache erreicht wurde, ob die Ausnehmung dicht angeordnet ist oder nicht. Dementsprechend kann die Steuerung der Benetzbarkeit die Einfüllwirksamkeit so verbessern, um die Oberflächenenergie zu reduzieren, aber um ebenso das Volumen des Metalls zu steuern, das in die Aufnehmung gefüllt werden soll.

Deswegen ist es wünschenswert, daß im Verlauf eines Bildens einer Einkristall-Verdrahtung durch gleichmäßiges Füllen die Benetzbarkeit verbessert werden sollte und die Filmdicke des Verdrahtungsmaterials sollte auf ein notwendiges Minimum derart gesteuert werden, daß die Metallmenge ausreichend ist, um das Volumen der Verdrahtungsausnehmung auszufüllen.

Wenn ein Bereich, in dem die Verdrahtungsausnehmungen in dem Substrat am dichtesten angeordnet sind, mit S bezeichnet wird, ein Gesamtvolumen der Ausnehmungen in dem Bereich F ist und die überall bei dem Substrat gebildete Filmdicke t ist, wird das Verdrahtungsmetall vorzugsweise so gebildet, daß

St = V

erfüllt ist.

Wenn bei dem Beschleunigungstest, bei dem die Stromdichte in der Größenordnung von 10⁷/cm² ist, die Zuverlässigkeit bezüglich der Al-Verdrahtung mit 0.5 µm Breite in der fünften Ausführungsform ausgewertet wird, wurde die Zuverlässigkeit von weniger als 10 FIT bei einer Testbedingung von 100°C erreicht.

In der fünften Ausführungsform wurde Al für das Verdrahtungsmetall verwendet und der C-Film wurde als der Film zum Verbessern der Benetzbarkeit verwendet. Wenn anderes Material wie Cu, Ag und At anstelle des Al als das Verdrahtungsmetall verwendet wird, soll eine Schicht zum Verbessern einer Benetzbarkeit mit einer guten Benetzbarkeit relativ zu dem gewählten Metall gewählt werden, um den gleichen Effekt in dem Al und C-Film aufzuweisen.

In der fünften Ausführungsform wird der C-Film als die Schicht zum Verbessern einer Benetzbarkeit durch Aufstäuben gebildet. Es soll darauf hingewiesen werden, daß die Eigenschaft des Substrats unter Verwendung eines Ionenstrahlbeschusses oder Erwärmung verbessert werden kann.

Zum Tempern des Substrats in den obigen ersten bis fünften Ausführungsformen wird die Halogenlampe verwendet, um die Einrichtung von der Rückseite des Substrats zu tempern. Anstelle davon kann ein Verfahren herangezogen werden, bei dem die Einrichtung durch Wärmeleitung einer Aufwärmeinrichtung vom Widerstandserwärmungstyp getempert wird oder die Einrichtung kann durch Strahlungswärme von der Erwärmungseinrichtung vom Widerstandserwärmungstyp erwärmt werden.

Alternativ kann ein Verfahren herangezogen werden, bei dem ein Energiestrahl, wie der Elektronenstrahl und Laserstrahl, lokal gestrahlt wird. Außerdem kann die Einrichtung durch eine Hochfrequenz-Induktionserwärmung erwärmt werden und in diesem Fall sollte für das Substrat der Verdrahtungselektrode insbesondere ein Material verwendet werden, das anfällig dafür ist, durch Induktion erwärmt zu werden. Dann kann eine Erwärmung herangezogen werden, bei dem dem Substrat ein Temperaturgradient gegeben wird.

Bei dem Erwärmen von der Rückseite durch die Halogenlampe oder dergleichen wird ein unterschiedlicher Pegel der Lichtreflexion aufgrund eines in einer unteren Schicht plazierten Musters bewirkt, so daß eine Ungleichmäßigkeit bei der Temperaturverteilung verursacht werden kann. Deswegen kann unter Bezugnahme auf Fig. 23 ein reflexionsverhindernder Film, wie ein C-24- und TiN-Film, in einer oberen oder unteren Schicht des Musters oder in der Rückseite des Substrats gebildet werden, so daß die Einrichtung danach durch Agglomeration bei einer Temperung gefüllt wird. In Fig. 23 bezeichnet die Bezugszahl 24 einen C-Film, 21 ist ein Si-Substrat, 25 ist ein Substratmuster, 22 ist ein Isolator und 23 ist ein Verdrahtungsmetall.

Der Film zum Verhindern einer Reflexion ist derart ausgebildet, daß das Licht darauf absorbiert wird und eine erzeugte Wärme durch die Wärmeleitung erwärmt wird. Der Film zum Verhindern einer Reflexion ist nicht auf den C-Film oder den TiN-Film beschränkt und kann irgendein Material sein, welches das Licht absorbiert.

Außerdem können Verunreinigungen bzw. Störstoffe in die Einfüllverdrahtung diffundiert werden. Wenn beispielsweise Verunreinigungen wie Cu und Si in die Al-Einfüllverdrahtung diffundiert werden, wird die Zuverlässigkeit der Zwischenverbindung weiter verbessert, indem sie auf die Korngrenze oder die Grenzfläche zwischen der Zwischenverbindung und der Ausnehmung aufgebracht werden.

In diesem Fall kann ein Dünnfilm mit den obigen Verunreinigungen so gebildet werden, daß eine vorgegebene Menge von Verunreinigungen durch thermische Temperung diffundiert wird oder die Verunreinigungen können durch eine Ionenimplantationstechnik implantiert werden.

In den ersten bis vierten Ausführungsformen kann ein Verfahren in Erwägung gezogen werden, bei dem auf dem Isolator, einem Halbleiterfilm oder dem Metallfilm eine Schicht bestehend aus Material mit relativ schlechterer Benetzbarkeit im Vergleich mit dem darunter gebildeten Film gebildet werden und die Schicht mit der schlechteren Benetzbarkeit wird entfernt, bis die Oberfläche des Isolators, des Halbleiterfilms oder des Metallfilms freigelegt ist, um die Ausnehmung zu bilden.

Wenn in den ersten bis fünften Ausführungsformen der natürliche Oxidfilm auf der Oberfläche des Verdrahtungsmetallfilms gebildet wird, kann der Metall-Dünnfilm in die Ausbildung durch Agglomeration gefüllt werden, nachdem der natürliche Oxidfilm entfernt ist. Dann kann die zum Entfernen des natürlichen Oxidfilms zu verwendende Technik ein physikalisches Aufstäuben unter Verwendung von Atomen wie Ar sein oder eine Entfernungstechnik unter Verwendung eines Ätzgases, beispielsweise ein Halogen.

Zur Filmbildung des Verdrahtungsmetalls werden die Aufstäubungstechnik und die Vorspann-Aufstäubungstechnik (bias sputtering) verwendet. Andere Techniken, wie eine Vakuum-Dampfablagerungstechnik, die CVD, eine physikalische Dampf-Ablagerungstechnik mit einer Orientierungseigenschaft oder die CVD mit einer Orientierungseigenschaft, können verwendet werden.

Unter Bezugnahme auf Fig. 24A und 24B kann der Metall-Dünnfilm agglomeriert werden, nachdem der Metall-Dünnfilm über der Ausnehmung selektiv entfernt ist, in einer Weise, daß sich der Metall-Dünnfilm, der breiter ist als die Breite der Ausnehmung, über die Ausnehmung erstreckt. Es wird nämlich unter Bezugnahme auf Fig. 24A nach selektivem Entfernen des Verdrahtungs-Metallfilms der natürliche Oxidfilm durch ein Umkehr-Aufstäuben (reverse sputtering) von Ar-Ionen oder dergleichen entfernt. Danach wird eine Temperung durchgeführt, so daß der Metall-Dünnfilm durch Agglomeration in die Ausnehmung gefüllt wird.

Unter Bezugnahme auf Fig. 24B, in der das Muster dicht ist, indem die Ausnehmungen dicht angeordnet sind, kann der kontinuierliche Metall-Dünnfilm über einer Vielzahl von Ausnehmungen aufgebracht werden. Danach wird der natürliche Oxidfilm durch das Umkehraufstäuben von Ar-Ionen oder dergleichen entfernt, so daß der Metall-Dünnfilm durch Agglomeration in die Ausnehmung gefüllt wird.

Außerdem wird das Verdrahtungsmetall durch Agglomeration in die Ausnehmung des Verdrahtungsbereichs gefüllt und der Rest-Überschuß-Metallfilm kann in dem Bereich zurückgelassen werden, in dem sich keine Verdrahtung befindet.

Beispielsweise können in einem Bereich mit angehäuftem Draht unter Bezugnahme auf Fig. 25A und 25B Bereiche zum Speichern von Überschuß-Verdrahtungsmaterial gebildet werden, das nicht in die Ausnehmung gefüllt werden soll. In diesem Fall ist es unter Bezugnahme auf Fig. 25B notwendig, einen Prozeß zum Trennen eines Verdrahtungsmetalls hinzuzufügen, welches den Verdrahtungsbereich und den Bereich zum Speichern eines Überschußmetalls trennt. Alternativ kann der Bereich zum Speichern von Überschußmetall unter Bezugnahme auf Fig. 25B in einer Weise gebildet werden, so daß es das Verdrahtungsmuster umgeht.

Außerdem kann das Restmetall angeordnet werden, um in einem externen Abschnitt eines Chips, wie in einer Dicing-Linie (dicing-line) oder dergleichen gesammelt zu werden.

Unter Bezugnahme auf Fig. 26B und 26D kann in einem Abschnitt, in dem ein Ausnehmungsabschnitt, wie beispielsweise ein Fleckabschnitt breit ist, der Ausnehmungsabschnitt in mehrere Teile unterteilt werden.

Ausführungsform Nr. 6

Fig. 27 zeigt eine Struktur der Elektrodenverdrahtung gemäß der sechsten Ausführungsform. Obwohl in dieser Figur nicht gezeigt, ist eine Elementstruktur unterhalb eines Zwischenschichtisolators 33 gebildet.

Fig. 28A-28E zeigen Querschnittsansichten zum Bilden der Elektroden-Verdrahtungsstruktur in der Halbleitereinrichtung.

Unter Bezugnahme auf Fig. 28A wird auf einem Si (100)-Einkristallsubstrat, in dem eine Diffusionsschicht 32 vom n-Typ gebildet ist, ein als ein Zwischenschicht-Isolator dienender SiO₂-Film 33 durch das CVD-Verfahren gebildet. Dann war eine Filmdicke von dem SiO₂ 33 1.6 µm. Auf der Oberfläche des SiO₂-Films 33 wurde durch die Fotolithografie und das RIE-Verfahren eine als eine erste Al-Verdrahtung dienende Ausnehmung 34 gebildet, wobei die Breite und Tiefe davon 1.2 µm bzw. 0.8 µm sind. Danach wird durch die Fotolithografie und das RIE-Verfahren auf der Diffusionsschicht 32 vom n-Typ ein Kontaktloch 35 von 1 µm×1 µm gebildet.

Ein zum Bilden der Ausnehmung 34 verwendetes Gas bei dem RIE-Verfahren und zum Bilden des Kontaktlochs 35 war ein Mischgas aus CV₄ und H₂, wobei jedes von diesen bei einer Flußrate von 16 SCCM bzw. 24 SCCM zugeführt wird. Der Druck zum Zeitpunkt des Ätzens wurde auf 40 mTorr gesteuert und die zum Zeitpunkt des Ätzens angewendete Energie war 800 W. Der Rest-Schutzlack (bzw. Photolack) wurde in einer Sauerstoffplasma-Atmosphäre entfernt. Danach wurde in einer Mischung aus Schwefelsäure und Wasserstoffperoxid-Wasser eine Reinigung durchgeführt.

Als nächstes wird unter Bezugnahme auf Fig. 28B eine als Barrieremetall dienende Ablagerungsschicht 36 selektiv auf dem Boden des Kontaktlochs 35 gebildet. Dann wurde auf der einzigen Bodenfläche des Kontaktlochs 35 das Barrieremetall selektiv gebildet. Jedoch kann das Barrieremetall über der gesamten Oberfläche des Zwischenschichtisolators einschließlich der Verdrahtungsausnehmung 34 und des Kontaktlochs 35 gebildet werden. In diesem Fall kann das in dem Bereich ausschließlich der inneren Oberfläche der Ausnehmung und in dem Kontaktloch gebildete Barrieremetall entfernt werden, bevor das Al gebildet wird oder das Metall kann zusammen in einer späteren Stufe des Entfernprozesses für Al entfernt werden.

Fig. 31 zeigt den Aufbau einer Einrichtung, bei der das Barrieremetall in der inneren Oberfläche der Ausnehmung und dem Kontaktloch zurückgelassen ist. Das Material des Barrieremetalls ist derart, daß eine Reaktion mit dem Si-Substrat unterdrückt wird. Auf dem Si-Substrat wurde der Al-Dünnfilm 37 mit einer Dicke von 0.4 µm durch das D.C.-Magnetrom Aufstäuben ohne Temperung gebildet.

Dann wurde das Al mit einer Reinheit von 99.9999% als ein Aufstäubungsziel (sputtering target) verwendet. Das bei dem Aufstäuben verwendete Gas war Ar, der Hintergrunddruck war niedriger als 10^-8 Torr, der Druck beim Aufstäuben war 3×10^-3 Torr und die angewendete Energie war 6 kW.

Unter Bezugnahme auf Fig. 28C wird die obige Einrichtung bei demselben Vakuumhintergrund wie beim Aufstäuben für eine Dauer von einer Minute thermisch bearbeitet, so daß der Al-Dünnfilm 37 durch Agglomeration in die Ausnehmung 34 gefüllt wird, um eine erste Al-Schicht für die Verdrahtung 37 zu bilden. Danach wurde das in dem weiten Bereich, in dem das Verdrahtungsmuster nicht gebildet wurde, zurückgelassene Al unter Verwendung einer Poliertechnik entfernt. Das gleiche wurde auf die obere Oberfläche der Al-Verdrahtung 37, wie bei der Polierbedingung, angewendet.

Als nächstes wird unter Bezugnahme auf Fig. 28D ein als Zwischenschichtisolator dienender SiO₂-Film 38 durch ein Plasma-CVD-Verfahren gebildet. Dann wurde das Substrat auf 450°C erwärmt und die Dicke des SiO₂-Films war 1.6 µm.

Auf der Oberfläche des SiO₂-Films 38 wird durch die Fotolithografie und das RIE-Verfahren eine als eine zweite Schicht für die Al-Verdrahtung dienende Ausnehmung 39 gebildet, wobei die Breite und Tiefe davon 1.2 µm bzw. 0.8 µm sind. Danach wurde eine Durchkontaktierung 40 von 1 µm×1 µm auf der ersten Schicht der Al-Verdrahtung 37 durch die optische Lithographie und das RIE-Verfahren geöffnet. Dabei war die Bedingung bei dem RIE-Verfahren ähnlich zu dem Fall eines Bildens der Ausnehmung 34 und des Kontaktloches 35, das in Fig. 28A gezeigt ist.

Unter Bezugnahme auf Fig. 28E wurde die zweite Schicht der Al-Verdrahtung 41 bei derselben Bedingung gebildet, bei der die erste Schicht der Al-Verdrahtung 37 gebildet wurde.

Wenn der Al-Dünnfilm auf dem Substrat mit den obigen Verdrahtungsausnehmungen mittels eines Temperns unter einem Schmelzpunkt davon agglomeriert wird, wird das Al in die Ausnehmung gefüllt werden, während sich das Al nahezu im Schmelzzustand befindet. Daß der Al-Dünnfilm unter dem Schmelzpunkt nahezu den Schmelzzustand annimmt, trägt der Tatsache Rechnung, daß die Rate, mit der das Al-Atom mit einer großen Diffusionstendenz an der Oberfläche oder Korngrenze in dem Al-Dünnfilm Platz einnimmt, beträchtlich verkleinert ist. Mit anderen Worten haben die Atome in der Oberfläche und der Grenzfläche des Dünnfilms mehr ungebundene Verbindungen (unbounded hands) als diejenigen innerhalb des Films.

Deswegen können die Atome an der Oberfläche oder Korngrenze des Films leicht mit einem geringen Energiebetrag diffundiert werden. Wenn somit eine Besetzungsrate der Anzahl von Atomen an der Oberfläche oder Korngrenze unter der Gesamtanzahl von Atomen beträchtlich verkleinert ist, kann der Film durch eine geringere thermische Energie auf einen Schmelzzustand gebracht werde, so daß der Prozeß bei einer niedrigeren Temperatur erreicht werden kann. Falls außerdem verhindert wird, daß der natürliche Oxidfilm auf der Verdrahtungs-Metalloberfläche gebildet wird, bewegen sich die Oberflächenatome noch einfacher, sie werden dazu tendieren, den Schmelzzustand bei einer nach niedrigeren Temperatur zu erreichen und können verhindern, daß Störstoffe wie Sauerstoff, das die Kristallorientierung stört, hineingemischt werden.

Das Al, das in die Ausnehmung bei dem Schmelzzustand gefüllt wurde, war von der Ausnehmungsoberfläche kristallorientiert, um so einen Einkristall in einer Einheit von nm zu bilden. Fig. 29 zeigt ein Beispiel der Kristallorientierung des Einkristalls Al in der Ausnehmung. In Fig. 29 wurde eine (111) Al-Oberfläche parallel zu der Basisfläche und Seitenfläche der Ausnehmung gebildet, und eine (110)-Orientierung in der lateralen Richtung der Ausnehmung ist angezeigt. Die Al (111)-Oberfläche ist eine Oberfläche, die neu verdichtet ist und ist eine kristalline Oberfläche, die eine minimale Oberflächenenergie aufweist.

Als eine Folge davon, daß das Al rekristallisiert, damit die Atome von Al bezüglich der Oberflächenenergie am stabilsten sein können, ergibt sich somit die in Fig. 29 gezeigte Kristallorientierung. Wenn außerdem das Kontaktloch ebenso gleichzeitig mit der Ausnehmung gefüllt wird, folgt die Kristallorientierung davon dem Al in der Ausnehmung. Dies ist darauf zurückzuführen, daß der Bereich der inneren Oberfläche des Kontaktloches viel kleiner ist als derjenige der inneren Oberfläche der Ausnehmung. Deswegen können die Verdrahtung und ein Pfropfen dafür aus dem gleichen Einkristall hergestellt werden.

Fig. 30 zeigt ein Ergebnis einer Differenz bei der Kristallisation der Al-Verdrahtung aufgrund einer mechanischen Spannung des Zwischenschicht-Isolationsfilms, die durch die Röntgenstrahl-Beugungstechnik beobachtet wurde. In der gleichen Figur zeigt die vertikale Achse davon eine Röntgenstrahlintensität an, so daß die Kristallisation davon besser ist, je größer die Intensität ist. Im Vergleich zu einer Struktur vom Projektionstyp, der durch Ätzen verarbeitet ist, ist bei der Struktur vom Ausnehmungstyp, bei dem das Verdrahtungsmetall in die Ausnehmung des Zwischenschicht-Isolators gefüllt wird, das Verdrahtungsmetall bereits mit sowohl der Bodenfläche als auch der Seitenfläche der Ausnehmung bedeckt, so daß die in einer späteren Stufe der thermischen Bearbeitung erzeugte Spannung in drei Facetten gestreut werden kann und keine mechanische Spannung innerhalb der Verdrahtung zurückbleibt. Mit anderen Worten ist der Ausnehmungstyp dem Projektionstyp in der Kristallisation weit überlegen.

Die Einkristall-Verdrahtung, die in die Ausnehmung des in Fig. 30 gezeigten Zwischenschicht-Isolators gefüllt ist, ist derart, daß deren Kristallisation sich aufgrund der mechanischen Spannung nicht verschlechtert und es wird festgestellt, daß eine derartige Einkristallverdrahtung im Vergleich mit der herkömmlichen Verdrahtungsstruktur die beste Kristallisation anzeigt. Die Tatsache, daß fast keine Kristalldefekte in der Verdrahtungsstruktur gemäß der fünften Ausführungsform existieren, wurde durch den Anmelder mittels eines TEM bestätigt.

Das Auswertungsergebnis für die Al-Verdrahtung mit 1.2 µm-Breite war bezüglich ihrer Zuverlässigkeit ähnlich wie das in Fig. 8 gezeigte. Der Auswertungstest war derart, daß der Beschleunigungstest 23722 00070 552 001000280000000200012000285912361100040 0002004309542 00004 23603 bei einer Bedingung durchgeführt wurde, bei der die Stromdichte 1.5×10⁷ A/cm² und die Substrattemperatur 200°C ist. Als Ergebnis davon wurde die herkömmliche Verdrahtung nach ungefähr 60 sek getrennt, so daß der Drahtwiderstand erhöht wurde, wohingegen die durch die sechste Ausführungsform gebildete Verdrahtung bis 9000 sek nicht unterbrochen war.

Wenn die Verdrahtung derart ist, daß die durchschnittliche Korngröße 2-3 µm wie in der herkömmlichen Praxis ist, kann die Stromdichte, die 10 FIT bei 100°C garantiert, 10⁶A/cm² nicht überschreiten. Im Vergleich dazu kann die somit in der sechsten Ausführungsform gebildete Verdrahtung 10 FIT für die Stromdichte, die 10⁶ A/cm² übersteigt, garantieren.

Obwohl in der sechsten Ausführungsform die Elektrodenstruktur beschrieben worden ist, bei der das Barrieremetall nur in der Basisfläche des Kontaktloches gebildet ist, kann die Struktur dafür derart sein, daß das Barrieremetall 36 durch die innere Oberfläche der Ausnehmung gebildet wird.

Ausführungsform Nr. 7

Fig. 32 zeigt eine Querschnittsansicht der Elektroden-Verdrahtungsstruktur gemäß der siebten Ausführungsform. Obwohl in Fig. 32 weggelassen, wird die Elementstruktur unterhalb des Zwischenschichtisolators gebildet.

Obwohl die Elektroden-Verdrahtungsstruktur, wie in Fig. 32 gezeigt, in der gleichen Weise wie die sechste Ausführungsform gebildet wird, bleibt eine gekrümmte Oberfläche auf der oberen Oberfläche einer Al-Verdrahtung, so daß eine Stopp-Schicht bei dem Polierverfahren verwendet wird, um das auf dem flachen Bereich zurückbleibende Al zu entfernen. Die Stopp-Schicht wird über der gesamten Oberfläche gebildet, nachdem das Einfüllen von Al abgeschlossen ist. Dann wird ein C-(Kohlenstoff)-Film als Stopp-Schicht verwendet und ein Ceroxyd wird als Schleifkörner verwendet.

Bei diesen Schleifkörnern ist eine Schleifrate des C-Films 1/20-1/30 gegenüber dem SiO₂-Film, so daß der C-Film als die Stopp-Schicht verwendet werden kann. Obwohl zu Beginn des Schleifens der C-Film sogar auf dem Rest-Al gebildet ist, ist die Schleifrate groß (schnell) genug, da ein Druck eines Poliertuchs auf ein projektiertes konzentriert ist.

Nachdem das Schleifen bei der Stopp-Schicht abgeschlossen war, wurde durch ein Naßätzen eine kleine Menge von Rest-Al entfernt. Es soll darauf hingewiesen werden, daß der als die Stopp-Schicht verwendete C-Film einfach entfernt werden kann, indem er einem O₂-Plasma ausgesetzt wird.

Die gleichmäßig gekrümmte Oberfläche der oberen Oberfläche der Verdrahtung wird aufgrund der Benetzbarkeit zwischen dem Al, welches sich in einem Schmelzzustand befindet, und dem Zwischenschichtisolator gebildet. Unter Bezugnahme auf Fig. 33A zeigt die auf dem Festkörper plazierte Flüssigkeit allgemein eine kreis- bzw. kugelförmige Gestalt, wobei drei Spannungen zueinander ausgeglichen sind. Die Flüssigkeit kontaktiert nämlich den Festkörper mit einem Kontaktwinkel Theta wenn die Oberflächenspannung γ_L der Flüssigkeit, die Oberflächenspannung γ_S und die Grenzflächenspannung γ_LS zwischen einer Festkörper- Flüssigkeit-Grenze ausgeglichen sind. Das gleiche kann auf das Al angewendet werden, welches bei einem Schmelzzustand in die Ausnehmung gefüllt wird.

Unter Bezugnahme auf Fig. 33B und Fig. 33C tritt nämlich das geschmolzene Al mit einer Seitenwand der Ausnehmung derart in Berührung, daß der Kontaktwinkel dazwischen bewirkt wird. In dem durch die Anmelder ausgeführten Experiment war der Kontaktwinkel zwischen dem Al und SiO₂ 55 ± 15°. Deswegen bildet die obere Oberfläche der in die Ausnehmung gefüllten Al-Verdrahtung die gleichmäßig gekrümmte Oberfläche aufgrund der Benetzbarkeit dazwischen.

Durch Verbinden der gleichmäßig gekrümmten Einkristall-Al-Verdrahtung von der oberen Oberfläche, der unteren Verdrahtung und des Pfropfens, kann der Kontaktbereich dementsprechend vergrößert werden, so daß eine Reduzierung des Kontaktwiderstands entsprechend bestätigt wurde.

Außerdem ist der Kontaktbereich zwischen der gleichmäßig gekrümmten Einkristall-Al-Verdrahtung von der Al-Verdrahtung der oberen Oberfläche und des Zwischenschichtisolators vergrößert und es wurde bestätigt, daß eine Strahlungswirksamkeit, bei der die in der Verdrahtung erzeugte Wärme in Richtung des Zwischenschichtisolators gestrahlt wird, wesentlich verbessert ist.

Obwohl in Fig. 33B die Verdrahtungsstruktur gezeigt ist, bei der die obere Oberfläche gleichmäßig nach unten gekrümmt ist, kann unter Bezugnahme auf Fig. 33C der gleiche wesentliche Effekt wie in Fig. 33B für eine Verdrahtungsstruktur erhalten werden, bei der die obere Oberfläche gleichmäßig nach oben gekrümmt ist.

Ausführungsform Nr. 8

Fig. 35 zeigt eine Elektroden-Verdrahtungsstruktur gemäß der achten Ausführungsform. Die Elektroden-Verdrahtungsstruktur, die in Fig. 34 gezeigt ist, wird durch ein Verfahren gebildet, bei dem das Al in die Ausnehmung des Zwischenschicht-Isolators durch Temperung gefüllt wird, wie bei den sechsten als auch siebten Ausführungsformen beschrieben.

Wenn eine so gebildete Vielzahl von Ausnehmungen in der gleichen Schicht nicht verbunden sind, wenn nämlich die Al-Verdrahtungen in der gleichen Schicht wie in dem in Fig. 35 gezeigten Muster A, Muster B und Muster C nicht verbunden sind, wurde durch die TEM-Auswertung bestätigt, daß jedes Muster eine unterschiedliche Kristallorientierung aufzeigt. Die Kristallorientierungen für derartige Verdrahtungsmuster können bei einer gewünschten Richtung gesteuert werden.

In Fig. 35 ist ein Beispiel für eine Kristallorientierung in jedem Verdrahtungsmuster gezeigt. In diesem Beispiel wird die Verdrahtung derart gebildet, daß die Kristallorientierung gegenüber dem Substrat abweicht, auf dem sich eine Vielzahl von Verdrahtungsmuster befinden. Die Struktur dieses Verdrahtungsmusters ist durch das herkömmliche Einkristall-Bildungsverfahren, bei dem ein Epitaxie-Aufwachsen von einem Einkristall-Substrat durchgeführt wird, nicht möglich.

Bei dem Einkristall ist ein thermischer Ausdehnungskoeffizient für unterschiedliche Kristallorientierungen unterschiedlich. Die thermische Ausdehnung ist ein Phänomen, derart, daß ein Bindungsabstand zwischen Atomen durch eine thermische Energie geändert wird. Die Konfiguration der Atome ist für jede Kristallfläche unterschiedlich, so daß die Entfernung, die bei der Ausdehnung erreicht wird, für jede orientierte Richtung unterschiedlich ist.

Für den Fall, bei dem die Orientierung für jedes Verdrahtungsmuster, wie in Fig. 35 gezeigt, unterschiedlich ist, dehnen sich die Verdrahtungen nicht allein in eine Richtung aus, so daß die Richtung einer auf das Substrat angewendeten Spannung in verschiedene Richtungen verteilt werden kann. Wenn die Spannung des Substrats reduziert wird, können Defekte der Halbleitereinrichtung aufgrund der Spannung reduziert werden. Wenn dementsprechend die Kristallorientierung der Verdrahtung in jedem Muster geändert wird, wurde durch Messung von Verwindungen des Substrats eine Verringerung der Spannung auf dem Substrat bestätigt.

Ausführungsform Nr. 9

Fig. 36A-36C zeigen eine Elektroden-Verdrahtungsstruktur gemäß der neunten Ausführungsform. Die neunte Ausführungsform ist dadurch gekennzeichnet, daß in einem Verbindungsabschnitt der unteren und oberen Schichten oder in einem abgebogenen Abschnitt keine Kristallkorngrenze existiert. Diese Elektroden-Verdrahtungsstrukturen sind derart, daß das Al in die Ausnehmung des Zwischenschichtisolators durch Temperung, wie bei den sechsten und siebten Ausführungsformen, gefüllt wird.

Bei den herkömmlichen Verdrahtungsstrukturen ist die mechanische Spannung auf die Abknick- bzw. Abbiegeabschnitte konzentriert, so daß es nicht möglich ist, die Bildung der Kristallkorngrenze zu vermeiden. Im Gegensatz dazu ermöglicht das Verfahren, bei dem das Al in die Ausnehmung des Zwischenschicht-Isolators gefüllt wird, daß die Spannung, wie bei den sechsten und achten Ausführungsformen beschrieben, verteilt wird. Demzufolge wird eine Elektroden-Verdrahtungsstruktur realisiert, durch die Kristallkorngrenzen in dem Abbiegeabschnitt oder dem Verdrahtungs-Verbindungsabschnitt nicht auftreten.

Die Tatsache, daß sich die Kristall-Korngrenzen in dem Abbiegeabschnitt oder dem Draht-Verbindungsabschnitt nicht ergeben, wurde dementsprechend durch die TEM-Auswertung bestätigt.

Fig. 37 zeigt ein Auswertungsergebnis für die Zuverlässigkeit der Al-Verdrahtung mit dem Abbiegeabschnitt gemäß der neunten Ausführungsform, deren Breite 1.2 µm ist. Die Stromdichte war 1.5×10⁷ A/cm und der Beschleunigungstest wurde bei der Auswertung bei der Substrattemperatur von 200°C durchgeführt. Als Folge davon wurde die Verdrahtung gemäß der neunten Ausführungsform bis 6000 sek nicht unterbrochen.

In dem herkömmlichen Fall, bei dem Kristall-Korngrenzen in dem Abbiegeabschnitt vorhanden sind, kann die Stromdichte, die 10 FIT bei 100°C garantiert, 10⁶ A/cm² nicht überschreiten. Im Vergleich dazu wurde in der neunten Ausführungsform bestätigt, daß 10 FIT für die Stromdichte, die 10⁶ A/cm² überschreitet, garantiert ist.

Ausführungsform Nr. 10

Fig. 38 zeigt eine Elektroden-Verdrahtungsstruktur gemäß der zehnten Ausführungsform. Die zehnte Ausführungsform ist dadurch gekennzeichnet, daß eine Schicht zum Verbessern einer Benetzbarkeit in der inneren Oberfläche der Ausnehmung vorgesehen ist und daß die eingefüllte Metallverdrahtung ein Einkristall ist. In der Elektroden-Verdrahtungsstruktur wird der C-Film 24 als die Schicht zum Verbessern der Benetzbarkeit verwendet und das Al wurde durch Tempern in die Ausnehmung gefüllt, um eine Einkristallisierung zu realisieren. In Fig. 38 bezeichnet die Bezugszahl 51 ein Si-Substrat, 55 eine W-Elektrode, 53 einen Zwischenschicht-Isolator, 57 ein Kontaktloch, 59 eine Einkristall-Al-Verdrahtung und 24 den C-Film.

Obwohl das W 55 für einen Leiter verwendet wird, der in der zehnten Ausführungsform durch die Al-Verdrahtung und das Kontaktloch 57 verbunden ist, kann das W mit anderem Metall verbunden werden und kann mit dem Si-Substrat 51 direkt verbunden werden.

Wie in der fünften Ausführungsform beschrieben, ist der C-Film 24 ein Material, das zu dem Al eine bevorzugte Benetzbarkeit aufweist. Eine gute Benetzbarkeit zu besitzen bedeutet, daß eine gute Haftfähigkeit dazwischen existiert. Deswegen lösen sich die zwei Materialien aufgrund der von dem Zwischenschichtisolator und so weiter angewendeten Spannung und einer in einer späteren Stufe der Bearbeitung angewendeten thermischen Spannung nicht.

Eine Querschnittsbeobachtung zeigte, daß die Ablösung der Einkristall-Al-Verdrahtung eine Tendenz aufweist durch Vorsehen des C-Films 24 weiter reduziert zu werden.

Außerdem widerstrebt es dem C-Film zu diffundieren und mit W, Al, Si und so weiter zu reagieren. Danach wird ein wesentlicher Effekt einer Unterdrückung der Diffusion und einer Reaktion zwischen W und Al bzw. Al und Si erreicht, so daß der C-Film als eine Barriereschicht verwendet werden kann.

In den obigen ersten bis zehnten Ausführungsformen wird eine Ausnehmungsstruktur bevorzugt, bei der das Verhältnis von (einem Grenzbereich, bei dem das Al mit dem Zwischenschichtisolator in Kontakt steht, die Schicht zum Verbessern der Benetzbarkeit oder die Barriereschicht)/(der Bereich der oberen Oberfläche von Al) relativ groß ist und die Stufenabdeckung hervorragend ist. Unter Bezugnahme auf Fig. 39A und 39B wird bevorzugt, daß ein mit der Bodenfläche und der Seitenfläche der Ausnehmung gebildeter Winkel A oder Winkel von Abbiegung B, C der Verdrahtung in einer Weise bearbeitet werden, daß diese Winkel mit den Winkeln der Kristallfacette übereinstimmen. Beispielsweise sind in Fig. 40 und 41 Winkel dargestellt, die zwischen den Kristalloberflächen eines kubischen Kristalls gebildet werden.

Um die Stufenabdeckung zum Zeitpunkt der Al-Filmbildung durch ein Aufstäuben zu verbessern, können außerdem Ausnehmungsformen, wie in den Fig. 42A-42C gezeigt, dem Zweck dienen und bei den ersten bis zehnten Ausführungsformen implementiert werden.

Wenn die Verdrahtungsbereiche in einem Polster- bzw. Pufferabschnitt relativ breit sind, so daß ein Einfüllen schwierig ist und die Einkristallisation nicht möglich ist, können die breiten Bereiche in den ersten bis zehnten Ausführungsformen in eine Vielzahl von schmalen Ausnehmungen, wie in Fig. 26B und 26D gezeigt, unterteilt werden.

Obwohl im Verlauf der Beschreibung der ersten bis zehnten Ausführungsformen Al als das Verdrahtungsmetall verwendet wurde, können genauso andere Metalle, wie eine Al-Legierung, Cu, Ag, Au, Pt und so weiter verwendet werden.

Obwohl in den ersten bis zehnten Ausführungsformen SiO₂ oder BPSG als der Isolator verwendet wird, kann eine Barriereschicht 54 gebildet werden, damit die Reaktion zwischen dem Verdrahtungs-Metallfilm und dem Substratisolator oder Si-Substrat 51 unterdrückt wird und die Diffusion von Metall, das den Verdrahtungs-Metallfilm bildet, in die Substratseite unterdrückt wird, wie in Fig. 43 gezeigt. In Fig. 43 bezeichnet die Bezugszahl 51 das Si-Substrat, 53 den Isolator, 52 eine Ausnehmung für eine Verdrahtung und 54 die Barriereschicht.

Das Material, das die Reaktion mit dem Verdrahtungs-Metallfilm wie Al, einer Al-Legierung, Cu, Ag, Au, Pt unterdrückt und welches eine Diffusion des Metallbestandteils für diese Verdrahtungs-Metallfilme unterdrückt, kann C sein, ein hitzebeständiges Metallnitrid wie TiN, ZrN, HfN, TaN, VN, NbN oder ein hitzebeständiges Metallborid wie TiB₂, ZrB₂, HfB₂₁ VB, TaB, NbB oder ein hitzebeständiges Metallcarbid wie TiC, ZrC, HfC, Tac, VC, NbC oder Metalloxide wie IrO₃, In₂O, RuO₂, RhO und so weiter.

Zusätzlich dazu kann TiW für Al und eine Al-Legierung vorhanden sein und es kann Cr, Mo, W, V, Nb, Ta und so weiter für Cu, Ag, Au, Pt vorhanden sein. Für den Fall, bei dem der direkte elektrische Kontakt mit dem Si-Substrat nicht notwendig ist, können Isolatoren wie MgO, Al₂O₃ und so weiter für Al verwendet werden.

Obwohl SiO₂ oder BPSG als ein Isolator in den ersten bis vierten Ausführungsformen und den sechsten bis neunten Ausführungsformen verwendet wird, kann außerdem eine Schicht 60 zum Verbessern der Benetzbarkeit in der inneren Oberfläche der Ausnehmung gebildet werden, um die Benetzbarkeit zwischen einem Verdrahtungs-Metallfilm und einem Substratmaterial, wie in den Fig. 44A-44C gezeigt, zu verbessern. In den gleichen Figuren bezeichnet die Bezugszahl 51 ein Si-Substrat, 53 einen Isolator, 52 die Verdrahtungsausnehmung und 60 die Schicht zum Verbessern einer Benetzbarkeit.

Für das Material, das die Benetzbarkeit mit den Verdrahtungsmetallen wie Al, einer Al-Legierung, Cu, Ag, Au, Pt verbessert, existieren C, hitzebeständige Metallnitride wie TiN, ZrNm, HfN, TaN, VN, NbN oder ein hitzebeständiges Metallborid wie TiB2, ZrB₂, HfB₂₁ VB, TaB, NbB, oder hitzebeständige Metallcarbide wie TiC, ZrC, HfC, TaC, VC, NbC oder ein Metalloxid wie IrO₃, In₂O, RuO₂, RhO und so weiter. Zusätzlich dazu existieren TiW, MgO, Al₂O₃ für das Al und die Al-Legierung und es gibt Cr, Mo, W, V, Nb, Ta und so weiter für Cu, Ag, Au und Pt.

Auf der anderen Seite kann eine Struktur verwendet werden, bei der ein Material verwendet wird, das im Vergleich zu der inneren Oberfläche der Ausnehmung die Benetzbarkeit als eine Schicht zum Verschlechtern der Benetzbarkeit verschlechtert und welches in einem anderen Bereich als der inneren Oberfläche der Ausnehmung gebildet wird. Für das Material zum Verschlechtern einer Benetzbarkeit können solche berücksichtigt werden, die durch leichte Elemente wie F, H, O gebildet werden. Außerdem kann die Schicht zum Verbessern der Benetzbarkeit und die Schicht zum Verschlechtern der Benetzbarkeit verwendet werden, um ebenso als die Barriereschicht zu dienen und wenn eine Notwendigkeit eines direkten elektrischen Kontakts damit erforderlich ist, kann ein Leiter dafür verwendet werden.

Außerdem kann bei dem Fall, bei dem eine leitende Schicht in der inneren Oberfläche der Ausnehmung freigelegt ist, die Schicht zum Verbessern einer Benetzbarkeit auf der Substratoberfläche gebildet werden, die den Ausnehmungsabschnitt ausschließt. Diese Technik wird im folgenden ausführlich beschrieben.

Zunächst werden eine Ablagerungsschicht aus W 70 und TiN 72 als eine untere Elektrode gebildet, auf die ein SiO₂-Film 33 mit 1.2 µm Dicke durch ein Plasma-CVD-Verfahren gebildet wird. Danach wurde das Kontaktloch 35A durch die Fotolithografie und das RIE-Verfahren in einer Weise gebildet, daß der SiO₂-Film mit 0.4 µm zurückbleibt. Nachdem eine Schutzschicht 74 entfernt wurde, wurde der C-Film 24, der als die Schicht zum Verbessern der Benetzbarkeit dient, durch die D.C.-Magnetron-Aufstäubungstechnik gebildet.

Danach wird eine Schutzschicht auf dem C-Film 24 gebildet und die Mustererzeugung wird auf der Schutzschicht in einer Weise durchgeführt, daß das Verdrahtungs-Ausnehmungsmuster in das Kontaktloch 35a eingepaßt wird, welches, wie in Fig. 45A gezeigt, wiederum unter Verwendung der Fotolithografie zur Hälfte geätzt wird. Nun wird das Ätzen des C-Films 24 unter Verwendung des Sauerstoffs (O₃) durchgeführt und das Ätzen wird auf dem SiO₂-Film 33 durch das RIE-Verfahren unter Verwendung des Mischgases auf CF₄ und H₂ kontinuierlich bis auf 0.4 µm durchgeführt. Durch dieses Ätzen wird die Oberfläche von TiN, die die obere Schicht der unteren Elektrode ist, auf der Bodenfläche des Kontaktloches 35b freigelegt.

Danach wird unter Bezugnahme auf Fig. 45B der Schutzlack (bzw. Photolack) durch ein Herunterfließ-Ätzen (down-flow etching) mit CF₄ und O₂-Gasen entfernt. Als nächstes wird ein reiner Al-Film 19 bei 0.2 µm durch die D.C.-Magnetron-Aufstäubungstechnik gebildet. Danach wird das Substrat auf 550°C für 45 sec erwärmt, ohne der Luft ausgesetzt zu sein und der Al-Film 19 wird in die Ausnehmung einschließlich des Kontaktlochs 35 durch Tempern, wie in Fig. 45C gezeigt, gefüllt.

Außerdem wurde das übrige inselförmige Al, das in dem flachen C-Film 24 ausschließlich der Ausnehmung zurückbleibt, unter Verwendung einer Schleif- bzw. Polierflüssigkeit entfernt, bei der Siliciumdioxid (SiO₂)-Partikel in einer alkalischen Lösung (Piperazin (C₄H₁₀N₂)-Lösung) dispergiert werden, um ein kolloidales Siliciumoxid zu bilden. Unter Verwendung der Schleif- bzw. Polierflüssigkeit ist eine Schleif- bzw. Polierrate des C-Films 24 klein (langsam), so daß der C-Film 24 als eine Stopp-Schicht beim Schleifen dient und der Al-Film 19 in der Ausnehmung um nicht mehr als notwendig geschliffen wird. Nachdem das Schleifen abgeschlossen ist, wird der C-Film 24, der die Schicht zum Verbessern der Benetzbarkeit bildet sowie als die Stopp-Schicht dient, wie in Fig. 45C gezeigt, durch den Plasma-Prozeß entfernt.

Dann besitzt der SiO₂-Film der Seitenwand der Ausnehmung einen Kontaktwinkel von 55° bezüglich des Al, welcher kleiner ist als der kritische Einfüllwinkel, der in der fünften Ausführungsform beschrieben wurde. Deswegen bewirkt das Einfüllen von Al in die Ausnehmung, daß die Oberflächenenergie davon so klein ist, um stabilisiert zu werden. Der Kontaktwinkel zwischen dem Al und dem C-Film 24 (mit 0.02 µm Dicke) in einem anderen Bereich als in der Ausnehmung ist ungefähr 17°, so daß eine Wahrscheinlichkeit mit der ein agglomerierter Al-Körper mit der Ausnehmung in Kontakt steht, höher ist als eine Wahrscheinlichkeit, mit der eine Ausnehmung in SiO₂ gebildet ist. Deswegen kann die Filmdicke des Al-Dünnfilms auf ein Minimum unterdrückt werden, auf einen Grad, bei dem das Al das Volumen der Ausnehmung ausfüllt.

Außerdem wird durch Implementieren der zehnten Ausführungsform ein elektrischer Kontakt zwischen der Elektrode der unteren Schicht und dem Al nicht gestört, sogar wenn ein Isolator für die Schicht zum Verbessern einer Benetzbarkeit verwendet wird.

Zusammenfassend kann durch Verwendung des Herstellungsverfahrens der Halbleitereinrichtung gemäß der vorliegenden Erfindung das Metallmuster einfach gebildet werden und ein Prozeß für ein Material, bei dem das Verdrahtungsmuster durch das Ätzen gebildet wird, ist verkleinert, so daß kein Problem der Korrosion aufgrund des Ätzgases bewirkt wird.

Außerdem wird durch Verwendung des Herstellungsverfahrens für die Halbleitereinrichtung gemäß der vorliegenden Erfindung, das Verdrahtungsmaterial, das in die Ausnehmung gefüllt ist, mit einer einheitlichen Kristallorientierung gebildet werden. Außerdem ist es möglich, den Metall-Dünnfilm zu bilden, auf der Grundlage des Metalls, das in die Ausnehmung gefüllt ist und eine einheitliche Kristallisation als ein Kristallkeim aufweist, um so einen Großbereich-Verdrahtungsmetallfilm zu erhalten, der die einheitliche Kristallisation aufweist.

Die Verdrahtung mit der gleichmäßigen Kristallorientierung besitzt eine hervorragende Beständigkeit gegenüber Elektromigration und Spannungsmigration, um so die Zuverlässigkeit der Elektrodenverdrahtung zu verbessern.

Außerdem wird durch Verwenden der Elektroden-Verdrahtungsstruktur gemäß der vorliegenden Erfindung die Einkristallstruktur erhalten, die die Spannung unterdrückt, so daß die Zuverlässigkeit wie die Widerstandsfähigkeit von Migrationen wirksam verbessert werden kann.

Abgesehen von den bereits oben erwähnten Modifikationen können vielerlei Modifikationen und Abänderungen der obigen Ausführungsbeispiele durchgeführt werden, ohne von den neuen und vorteilhaften Merkmalen der vorliegenden Erfindung abzuweichen. Dementsprechend ist beabsichtigt, daß alle derartigen Modifikationen und Veränderungen innerhalb des Umfangs der Ansprüche fallen.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung, umfassend die folgenden Schritte:
Bilden einer Ausnehmung (18) mit einer vorgegebenen Mustergestalt auf der Oberfläche eines Substrats (11);
Bilden eines Metallfilms (19) auf dem Substrat (11); und
Agglomerieren des Metallfilms (19) durch Tempern in einer Vakuumatmosphäre, um so den Metallfilm in die Ausnehmung (18) einzufüllen.

2. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung, umfassend die folgenden Schritte:
Bilden einer Ausnehmung (18) mit einer vorgegebenen Mustergestalt auf der Oberfläche eines Substrats (11);
Bilden eines Metallfilms (19) auf dem Substrat, während eine Bildung eines natürlichen Oxidfilms auf der Oberfläche des Metallfilms unterdrückt wird; und
Agglomerieren des Metallfilms durch Tempern in einer Vakuumatmosphäre,
wobei eine Agglomeration des Metallfilms gestartet wird, bevor der Metallfilm aufgrund eines Temperns mit der Oberfläche des Substrates reagiert, während eine Bildung eines natürlichen Oxids auf dem Metallfilm unterdrückt wird, und wobei der Metallfilm durch Tempern bei einer vorgegebenen Temperatur für eine vorgegebene Zeitperiode in die Ausnehmung gefüllt wird.

3. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung, umfassend die folgenden Schritte:
Bilden einer Ausnehmung mit einer vorgegebenen Mustergestalt auf der Oberfläche eines Substrats;
Bilden eines Metallfilms auf dem Substrat;
selektives Entfernen des Metallfilms, der in einem anderen Bereich als der Ausnehmung gebildet ist;
Entfernen eines auf dem Metallfilm gebildeten natürlichen Oxidfilms; und
Agglomerieren des Metallfilms durch Tempern in einer Vakuumatmosphäre, um so den Metallfilm in die Ausnehmung zu füllen, während eine Neubildung des natürlichen Oxidfilms unterdrückt wird.

4. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung, umfassend die folgenden Schritte:
Bilden einer Ausnehmung mit einer vorgegebenen Mustergestalt auf der Oberfläche eines Substrats;
Bilden eines ersten Metall-Dünnfilms auf dem Substrat;
Agglomerieren des ersten Metallfilms durch Tempern, um so das erste Metall in wenigstens einen Abschnitt der Ausnehmung zu füllen, während eine Bildung eines natürlichen Oxidfilms darauf unterdrückt wird;
Bilden eines zweiten Metall-Dünnfilms, hergestellt aus einem gleichen Material wie der erste Metall-Dünnfilm auf dem Substrat, mit dem agglomerierten ersten Dünnfilm; und
Musterbildung auf den ersten und zweiten Dünnfilmen.

5. Verfahren nach Anspruch 1, Anspruch 2, Anspruch 3 oder Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß ein Prozeß vorgesehen ist, bei dem wenigstens ein Abschnitt der Oberfläche der Ausnehmung derart bearbeitet wird, daß eine Benetzbarkeit der Oberfläche der Ausnehmung verbessert wird.

6. Verfahren nach Anspruch 1, Anspruch 2, Anspruch 3 oder Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß eine Barriereschicht zwischen dem Substrat und dem agglomerierten Film vorgesehen wird.

7. Verfahren nach Anspruch 1, Anspruch 2, Anspruch 3 oder Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß es nach dem Schritt eines Bildens der Ausnehmung außerdem den folgenden Schritt umfaßt: einen Prozeß, bei dem eine Benetzbarkeit der gesamten Oberfläche des Substrates einschließlich der Ausnehmung verbessert wird.

8. Verfahren nach Anspruch 1, Anspruch 2, Anspruch 3 oder Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß eine leitende Schicht in der Oberfläche der Ausnehmung freigelegt wird und es außerdem einen Prozeß umfaßt, bei dem eine Benetzbarkeit der Oberfläche des Substrates ausschließlich der Ausnehmung verbessert wird.

9. Verfahren nach Anspruch 4, gekennzeichnet durch eine Agglomeration des ersten Dünnfilms, um so einen Kristallkeim zu bilden und eine Bildung des zweiten Dünnfilms mit dem gleichen Material wie der erste Dünnfilm auf dem Kristallkeim.

10. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Substrat eine bevorzugte Benetzbarkeit gegenüber einem darauf gebildeten Material besitzt, so daß ein auf dem Substrat gebildeter Kontaktwinkel des Materials einen Winkel kleiner als ein kritischer Kontaktwinkel besitzt, wobei das Einfüllen so durchgeführt wird, um die Oberflächenenergie dazwischen zu reduzieren.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß ein Verdrahtungsmetall verwendet wird, das auf einen Film aufgebracht wird, der eine bevorzugte Benetzbarkeit gegenüber dem Verdrahtungsmetall besitzt, um so die Benetzbarkeit zwischen dem Film und dem darauf gebildeten Verdrahtungsmetall zu verbessern.

12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß ein Al-Metall für eine Verdrahtung verwendet wird und daß ein Kohlenstoff-(C)- oder TiN-Film verwendet wird, um eine Benetzbarkeit gegenüber dem Al-Metall zu verbessern.

13. Verfahren Anspruch 1, Anspruch 2 oder Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß ein Material vorgesehen ist, das eine Lichtreflexion verhindert, beispielsweise ein Kohlenstoff-(C)-Film und ein TIN-Film, um so Licht zu absorbieren, so daß die Einrichtung danach bei Tempern durch Agglomeration gefüllt wird.

14. Verfahren nach Anspruch 1, Anspruch 2 oder Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß Störstoffe in den Metallfilm diffundiert werden, um so die Verdrahtungszuverlässigkeit weiter zu erhöhen.

15. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung, umfassend die folgenden Schritte:
Bilden eines ersten Metall-Dünnfilms auf einem Substrat;
Agglomerieren des ersten Metall-Dünnfilms durch Tempern, um so einen Kristallkeim zu bilden, während eine Bildung eines natürlichen Oxidfilms darauf unterdrückt wird;
Bilden eines zweiten Metall-Dünnfilms, hergestellt aus einem gleichen Material wie der erste Metall-Dünnfilm auf dem Kristallkeim; und
Musterbildung auf den ersten und zweiten Dünnfilmen.

16. Halbleitereinrichtung, umfassend:
einen Isolator, in dem ein Ausnehmungsabschnitt gebildet ist, der eine vorgegebene Mustergestalt aufweist; und
eine Elektroden-Zwischenverbindung, hergestellt aus einem Einkristallmetall, welches in den Ausnehmungsabschnitt gefüllt ist.

17. Halbleitereinrichtung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß die obere Oberfläche der Elektroden-Zwischenverbindung eine gleichmäßig gekrümmte Struktur aufzeigt.

18. Halbleitereinrichtung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Isolator vorgesehen ist, in dem eine Vielzahl von Ausnehmungsabschnitten gebildet ist, wobei jeder dazwischen nicht elektrisch verbunden ist und wobei sich die jeweiligen Einkristall-Elektroden-Zwischenverbindungen, die in die Ausnehmungsabschnitte gefüllt sind, in ihrer Kristallorientierung unterscheiden.

19. Halbleitereinrichtung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß ein abgebogener Abschnitt der Elektrodenzwischenverbindung und ein Verbindungsabschnitt der Elektroden-Zwischenverbindung mit einer Zwischenverbindung aus einer unterschiedlichen Schicht aus einem Einkristallmetall hergestellt ist.

20. Halbleitereinrichtung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schicht zum Verbessern einer Benetzbarkeit aus polykristallinem oder amorphem Material zwischen dem Isolator und dem Einkristall-Metall gebildet ist.