DE4309542C2 - Halbleitereinrichtung mit einer verbesserten Verdrahtungsstruktur und Verfahren zur Herstellung dieser Halbleitereinrichtung - Google Patents
Halbleitereinrichtung mit einer verbesserten Verdrahtungsstruktur und Verfahren zur Herstellung dieser HalbleitereinrichtungInfo
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Description
Die Erfindung betrifft eine Halbleitereinrichtung mit
einer verbesserten Verdrahtungsstruktur und ein
Verfahren zur Herstellung dieser Halbleitereinrichtung.
Insbesondere betrifft die Erfindung
ein 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 eine Elektrodendrahtstruktur, bei der die
Drahtzuverlässigkeit verbessert ist, ein Drahtwiderstand
und ein Kontaktwiderstand reduziert ist, ein
Wärmestrahleffekt für eine Verdrahtung verbessert ist, eine
mechanische
Spannung innerhalb der Halbleitereinrichtung vermindert ist und
eine Verdrahtungshaftfähigkeit verbessert ist.
Aus der Druckschrift EP 179 369 A2 ist eine
Halbleitereinrichtung bekannt mit einem Isolator, der einen
Ausnehmungsabschnitt in Form eines Kontaktloches in einer
vorgegebenen Gestalt aufweist sowie eine aus einem
Einkristallmetall hergestellte Elektroden-Zwischenverbindung,
die in den Ausnehmungsabschnitt gefüllt ist.
Gemäß einer herkömmlichen Praxis wird eine Aluminium-
Legierung, bei welcher 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 feineren
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 demensprechend 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 der 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 der 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 die Qualität einer Stufenabdeckung
schlechter ist, ein Bruch innerhalb der Stufenabdeckung auftritt und
der Kontaktwiderstand vergrößert 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
Bruch zu verhindern. Wenn jedoch der Pfropfen
mit dem zu den oberen und/oder unteren Zwischenverbindungen
verschiedenartigem 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 Kristallorientierung 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 Planarprozesses erzielt wird.
Eine weitere Aufgabe davon ist es, eine
Elektrodenverdrathungsstruktur vorzusehen, bei der keine
mechanische Spannung zurückbleibt, ein Kontaktwiderstand
verkleinert ist und ein Wärmestrahlungseffekt verbessert
ist.
Diese Aufgaben werden durch Verfahren nach den
Ansprüchen 1, 19 und 20 sowie durch Vorrichtungen nach
den Ansprüchen 24 bis 27 gelöst.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind den
jeweiligen Unteransprüchen zu entnehmen.
Es folgt die Beschreibung von Ausführungsbeispielen
anhand der beiliegenden Zeichnung.
In der Zeichnung 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 gefülltem 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
Elektrodenverdrahrungsstruktur 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.
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 Materials 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. Dabei wird Al mit einer Reinheit von 99.9999% als
Sputter-Target verwendet und die
Al-Dicke wird äquivalent zur Tiefe der Ausnehmung gebildet,
so daß Al auf eine Dicke von 0.02-0.05 µm
gemacht wird. Ar ist ein Gas, das bei dem Aufstäuben
verwendet wird, ein Hintergrunddruck ist kleiner als 10-8
Torr, ein Druck beim Aufstäuben 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. Der
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 der Zwischenverbindung wird in der Ausnehmung nicht auftreten.
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, bevor
das Reaktionsprodukt in der Grenzfläche zwischen dem
Substrat und Al 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 200 nm,
300 nm und 600 nm 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 gebildeter gefüllter
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 70°
32′ ± 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. Dabei 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,
zurückgebliebenem 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 M₂O₂-Lösung entfernt werden.
Alternativ kann das verbleibende (Rest)-Metall in eine
getrennt vorgesehene Durny- 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, Auf Pt und so weiter sind.
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 Fotolithographie 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. Dabei wurde Al mit
einer Reinheit von 99.9999% als Sputter-Target
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 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. Der
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, in dem ein Verdrahtungsmuster nicht
gebildet wurde, mittels eines Schutzlack-Rückätzverfahrens
entfernt.
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.
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 eine
Planarisierung verbleiben, das Verdrahtungsmetall
in Ausnehmungen gefüllt werden kann, wo eine derartige
Metalleinfüllung darin nicht benötigt wird. Danach wurde
unter Bezugnahme auf Fig. 11A durch die Fotolithographie
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 vom 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 BPSG-Film 12 durch ein
D.C. Magnetron-Aufstäubungsverfahren durchgeführt, ohne
eine Temperung darauf durchzuführen. Dann wurde Nb mit
einer Reinheit von 99.9999% als Sputter-Target
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 × 10-3 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.
Dabei wurde Cu mit einer Reinheit von 99.9999% als
Sputter-Target verwendet und Cu wurde auf eine Dicke von
0.4 µm aufgewachsen gelassen. Das bei der Aufstäubung
verwendete Gas war Ar, der Hintergrundruck 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 mechanisches 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-Aubstäuben (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.
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
Fotolithographie gebildet, nachdem ein Schutzlack
angewendet wurde. Für den Fall, bei dem ein feines
Maskierungsmuster 13 durch die gewöhnliche Fotolithographie
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 schmäler 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.
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 fünften 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 Fotolithographie 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, 0.05 µm, 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. Dabei wurde Al mit einer Reinheit von 99.9999%
als Sputter-Target verwendet. Das bei dem Aufstäuben
verwendete Gas war Ar, der Hintergrunddruck war niedriger
als 10-8 Torr, der Druck während dem Aufstäuben 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
Prozeßtemperatur 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
koloidales 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 (γA), die
Grenzflächenspannung zwischen dem Material A und dem
Material B (γAB) und die Oberflächenspannung des
Materials B (γB) ausgeglichen, so daß die folgende
Young-Gleichung erfüllt ist:
γB cosΘ = γA - γAB (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 = SAγAB + SAγAB + SBγB (2)
wobei in dem System davon SA, SAB und SB 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 Energien ΔE zwischen
dem System 1 und dem System 2 wird wie folgt unter
Verwendung von Gleichung (1) und (2) ausgedrückt:
ΔE = E₁ - E₂
= {SB1 - SB2 + (SAB2 - SAB1) cosΘ} γB = K·γB (3)
= {SB1 - SB2 + (SAB2 - SAB1) cosΘ} γB = K·γB (3)
wobei K ein Koeffizient bezüglich der Oberflächenspannung
γB 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 ΔE = 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
γB 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 sie 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
notweniges 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 getämpert
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.
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. Die Filmdicke des
SiO₂ 33 betrug 1.6 µm. Auf der Oberfläche des SiO₂-Films 33
wurde durch die Fotolithographie und das RIE-Verfahren eine
Ausnehmung 34
gebildet, wobei die Breite und Tiefe davon 1.2 µm bzw.
0.8 µm sind. Danach wird durch die Fotolithographie 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.
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.
Dabei wurde das Al mit einer Reinheit von 99.9999% als
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
Fotolithograf je 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 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 Röntgenstrahlin 24960 00070 552 001000280000000200012000285912484900040 0002004309542 00004 24841tensität 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, ist
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 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,
10⁶ A/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.
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 dein 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
die Stopp-Schicht verwendet und ein Ceroxyd wird als die
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 Gebiet (Bereich)
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 Zwischenschichtisölator 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 γL der Flüssigkeit,
die Oberflächenspannung γS und die
Grenzflächenspannung γLS 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 stufenlos
gekrümmte Oberfläche aufgrund der Benetzbarkeit dazwischen.
Durch Verbinden der stufenlos 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 stufenlos
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 stufenlos 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 stufenlos nach oben gekrümmt ist.
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.
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/cm² 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.
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 des 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
Zwischenschichtisulator 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 unter drückt 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, HfB₂, 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, HfB₂, 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
Fotolithographie 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 Fotolithographie
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 agglomerierten 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 beiliegenden Ansprüche fallen.
Claims (27)
1. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung,
umfassend folgende Schritte:
- - Bilden einer Ausnehmung (18) einer vorbestimmten Gestalt auf der Oberfläche eines Substrats (11),
- - Bilden eines Metallfilms (19) auf dem Substrat und
- - Agglomerieren des Metallfilms (19) durch Tempern in einer Vakuumatmosphäre zum Einfüllen von Metall des Metallfilms in die Ausnehmung (18).
2. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem
- - bei der Bildung des Metallfilms (19) auf dem Substrat (11) die Bildung eines natürlichen Oxidfilms auf dem Metallfilm unterdrückt wird,
- - das Agglomerieren des Metallfilms (19) begonnen wird, bevor der Metallfilm mit der Oberfläche des Substrats (11) reagiert, wobei die Bildung eines natürlichen Oxidfilms auch auf dem agglomerierten Metallfilm unterdrückt wird, und
- - die Temperung des Metallfilms (19) zum Einfüllen von Metall des Metallfilms in die Ausnehmung (18) bei einer vorbestimmten Temperatur und während einer vorbestimmten Zeitdauer erfolgt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, bei dem
- - der durchgehende Metallfilm (19) entsprechend einer gewünschten Filmdicke bis zu einer bestimmten Temperatur getempert wird, bei welcher er vollkommen agglomeriert ist,
- - alles Metall des in die Ausnehmung (18) eingefüllten Metallfilms (19) annähernd den Schmelzzustand annimmt und
- - in der Ausnehmung (18) eine Einkristall- Verbindungsschicht ausgebildet wird.
4. Verfahren nach Anspruch 3, bei dem die gesamte Fläche des
Metallfilms (19) gleichzeitig bis zu der bestimmten
Temperatur getempert wird.
5. Verfahren nach Anspruch 1, bei dem folgende weitere
Schritte vorgesehen sind:
- - Selektives Entfernen des durchgehenden Metallfilms (19) in Bereichen außerhalb der Ausnehmung (18) und
- - Entfernen eines auf dem Metallfilm (19) gebildeten natürlichen Oxidfilms zwischen der Bildung des Metallfilms und dem Agglomerieren des Metallfilms,
- - wobei eine Neubildung des natürlichen Oxidfilms unterdrückt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5, bei dem
- - der durchgehende Metallfilm (19) entsprechend einer gewünschten Filmdicke bis zu einer bestimmten Temperatur getempert wird, bei welcher er vollkommen agglomeriert ist, während die Neubildung des natürlichen Oxidfilms unterdrückt wird,
- - alles Metall des in die Ausnehmung (18) eingefüllten Metallfilms (19) annähernd den Schmelzzustand annimmt und
- - in der Ausnehmung (18) eine Einkristall- Verbindungsschicht ausgebildet wird.
7. Verfahren nach Anspruch 6, bei dem die gesamte Fläche des
Metallfilms (19) gleichzeitig bis zu der bestimmten
Temperatur getempert wird.
8. Verfahren nach Anspruch 1, umfassend folgende Schritte:
- - Bilden eines durchgehenden ersten Metallfilms auf dem Substrat nach der Bildung der Ausnehmung (18),
- - Agglomerieren des ersten durchgehenden Metallfilms durch Tempern zum Einfüllen von Metall des ersten Metallfilms in die Ausnehmung bei Unterdrückung der Ausbildung einer natürlichen Oxidschicht auf dem ersten Metallfilm,
- - Bilden eines durchgehenden zweiten Metallfilms aus dem gleichen Material wie dem des ersten Metallfilms auf dem Substrat (11) mit dem agglomerierten ersten Metallfilm und
- - Ausbilden eines Musters im ersten und zweiten Metallfilm.
9. Verfahren nach Anspruch 8, bei dem
- - der durchgehende erste Metallfilm (19) entsprechend einer gewünschten Filmdicke bis zu einer bestimmten Temperatur getempert wird, bei welcher er vollkommen agglomeriert ist,
- - alles in die Ausnehmung (18) eingefüllte Metall des ersten Metallfilms (19) annähernd den Schmelzzustand annimmt,
- - in der Ausnehmung (18) Einkristall-Keime im ersten Metallfilm gebildet werden und
- - das Muster im ersten und zweiten Metallfilm so gebildet wird, daß eine Verbindungsschicht mit Vorzugsorientierung entsteht.
10. Verfahren nach Anspruch 9, bei dem die gesamte Fläche des
durchgehenden ersten Metallfilms (19) gleichzeitig bis zu
der bestimmten Temperatur getempert wird.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, bei dem durch
Agglomerieren von Metall des ersten Metallfilms ein
Einkristall-Keim gebildet und der zweite Metallfilm auf
dem Einkristall-Keim gebildet wird.
12. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem
eine Barriereschicht zwischen dem Substrat und dem
agglomerierten Film vorgesehen wird.
13. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem
ein Prozeß vorgesehen wird, mit dem wenigstens ein
Abschnitt der Oberfläche der Ausnehmung (18) derart
bearbeitet wird, daß eine Benetzbarkeit dieser Oberfläche
verbessert wird.
14. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem
nach der Bildung der Ausnehmung (18) eine Benetzbarkeit
der gesamten Fläche des Substrats einschließlich der
Ausnehmung verbessert wird.
15. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem
an der Oberfläche der Ausnehmung (18) eine leitende
Schicht gebildet und die Benetzbarkeit der Fläche des
Substrats mit Ausnahme der Ausnehmung verbessert wird.
16. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem
das Substrat eine bevorzugte Benetzbarkeit gegenüber
einem darauf gebildeten Material hat, so daß ein
Randwinkel zwischen der Ebene der Substratfläche und der
Fläche des auf dem Substrat gebildeten Materials kleiner
ist als ein kritischer Einfüllwinkel, wobei der
Einfüllwinkel derjenige Winkel ist, bei welchem die freie
Energieänderung in bezug auf eine Oberflächenspannung
Null wird, und das Einfüllen so erfolgt, daß die
Oberflächenenergie dazwischen vermindert wird.
17. Verfahren nach Anspruch 16, bei dem ein
Verdrahtungsmaterial auf einem die Benetzbarkeit
steigernden Film angeordnet wird, der eine bevorzugte
Benetzbarkeit gegenüber dem Verdrahtungsmaterial
aufweist, so daß die Benetzbarkeit des Substrates
gegenüber dem darauf ausgebildeten Verdrahtungsmaterial
verbessert wird, derart, daß der Randwinkel zwischen der
Ebene der Oberfläche des die Benetzbarkeit steigernden
Films und der Oberfläche des Verdrahtungsmaterials einen
Wert annimmt, der kleiner ist als der kritische
Einfüllwinkel.
18. Verfahren nach Anspruch 17, bei dem für das
Verdrahtungsmaterial ein Al-Metall und für den die
Benetzbarkeit gegenüber dem Al-Metall steigernden Film
ein Material mit Kohlenstoff (C) oder TiN vorgesehen
wird.
19. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung,
umfassend folgende Schritte:
- - Bilden eines durchgehenden ersten Metall-Dünnfilms auf einem Substrat mit einer flachen Oberfläche,
- - Herbeiführen eines näherungsweisen Schmelzzustandes allen Metalls auf der flachen Oberfläche des Substrates durch gleichzeitiges Tempern der gesamten Oberfläche des ersten Metalls in einer Vakuumatmosphäre bis zu einer Temperatur, bei welcher der durchgehende erste Metallfilm entsprechend einer gewünschten Filmdicke vollständig agglomeriert ist, während die Bildung eines natürlichem Oxidfilms auf der Oberfläche des ersten Metallfilms unterdrückt wird,
- - Ausbilden von Einkristall-Keimen bevorzugter Orientierung,
- - Ausbilden eines zweiten Metall-Dünnfilms mit bevorzugter Orientierung aus einem gleichen Material wie es im ersten Metall-Dünnfilm vorhanden ist, auf den Einkrisall-Keimen und
- - Ausbilden eines Muster auf dem ersten und zweiten Metall-Dünnfilm zur Bildung einer Verbindungsschicht mit bevorzugter Orientierung.
20. Verfahren zur Herstellung einer Halbleitereinrichtung,
umfassend folgende Schritte:
- - Ausbilden einer Ausnehmung, welche ein vorbestimmtes Muster aufweist, auf einer Oberfläche eines Substrates,
- - Ausbilden eines durchgehenden ersten Metallfilms auf dem Substrat,
- - Agglomerieren des ersten Metallfilms durch Tempern, um das erste Metall wenigstens in einen Teil der Ausnehmung einzufüllen, während die Bildung eines natürlichen Oxidfilms hierauf unterdrückt wird,
- - gleichzeitiges Tempern der gesamten Metalloberfläche
in einer Vakuumatmosphäre bis zu einer Temperatur,
bei welcher der durchgehende Metallfilm entsprechend
einer gewünschten Filmdicke vollständig agglomeriert
ist,
wobei das erste Metall in die Ausnehmung gefüllt wird und alles Metall in der Ausnehmung annähernd einen Schmelzzustand annimmt, - - Ausbilden von Einkristall-Keimen bevorzugter Orientierung in dem in der Ausnehmung gebildeten ersten Metallfilm,
- - Ausbilden eines zweiten Metallfilms mit bevorzugter Orientierung aus einem gleichen Material wie es im ersten Metallfilm vorhanden ist, auf den Einkristall- Keimen und
- - Ausbilden eines Muster auf dem ersten und zweiten Metallfilm zur Bildung einer Verbindungsschicht mit bevorzugter Orientierung.
21. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem
vor dem Bilden des ersten Metall-Dünnfilms ein weiterer
Film gebildet wird aus einem Material, das Licht nicht
reflektiert.
22. Verfahren nach Anspruch 21, bei dem das Material
Kohlenstoff oder TiN enthält.
23. Verfahren nach einem der vorangehenden Ansprüche, bei dem
ein Eindiffundieren von Störstellen in einen Metallfilm
erfolgt, um die Verdrahtungszuverlässigkeit zu erhöhen.
24. Halbleitereinrichtung, umfassend
- - einen auf einem Halbleitersubstrat angeordneten Isolator, in dem eine Ausnehmung einer vorbestimmten Gestalt ausgebildet ist, und
- - eine Elektrodenverbindung aus einem Einkristall- Metall, welches in die Ausnehmung gefüllt ist,
- - wobei die obere Fläche der Elektrodenverbindung eine stufenlos gekrümmte Gestalt aufweist.
25. Halbleitereinrichtung, umfassend
- - einen auf einem Halbleitersubstrat angeordneten Isolator, in dem mehrere Ausnehmungsabschnitte ausgebildet sind, die voneinander getrennt sind und jeweils eine vorbestimmte Gestalt aufweisen, und
- - in den Ausnehmungsabschnitten angeordnete Einkristall-Elektrodenverbindungen,
- - wobei die Elektrodenverbindungen hinsichtlich der Kristallorientierung voneinander abweichen.
26. Halbleitereinrichtung, umfassend
- - einen auf einem Halbleitersubstrat angeordneten Isolator, in dem eine Ausnehmung einer vorbestimmten Gestalt ausgebildet ist, und
- - eine Elektrodenverbindung aus einem Einkristall- Metall, welches in die Ausnehmung gefüllt ist,
- - wobei ein abgebogener Abschnitt der Elektrodenverbindung und ein weiterer Abschnitt der Elektrodenverbindung zur Verbindung mit einer anderen Elektrodenverbindung einer anderen Schicht aus einem Einkristall-Metall hergestellt sind.
27. Halbleitereinrichtung, umfassend
- - einen auf einem Halbleitersubstrat angeordneten Isolator, in dem eine Ausnehmung einer vorbestimmten Gestalt ausgebildet ist,
- - eine Elektrodenverbindung aus einem Einkristall- Metall, welches in die Ausnehmung gefüllt ist, und
- - eine die Benetzbarkeit steigernde Schicht aus einem polykristallinen oder amorphen Material zwischen dem Isolator und dem Einkristall-Metall.
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